专利名称：第iii族氮化物半导体发光器件及其制造方法
技术领域：
本发明涉及第III族氮化物半导体发光器件。更具体而言，本发明涉及其中使施加到发光层的应力得以松弛的第III族氮化物半导体发光器件。
背景技术：
近年来，采用第III族氮化物半导体(例如，GaN)的发光器件(包括高亮度蓝色LED)已经被投入实践中。通常，发光器件包括η电极、η型覆层、发光层、P型覆层和P电极，并且这些层具有不同的晶格常数。在其中例如通过外延晶体生长在下层上形成上层以制造半导体发光器件的情况下，当上层的晶格常数明显不同于下层的晶格常数时，在生长形成上层的晶体方面出现了困难。在许多情况下，这样生长的晶体呈现差的结晶度。此外，在上层和下层之间仍施加有应力，即使在半导体发光器件制成之后也是如此。施加有应力的层中会产生压电场。特别地，当在发光层中产生压电场时，发光层呈现能带倾斜(energy band slope)。因此，电子和空穴的复合概率降低，即，发射输出降低。鉴于上述情况，已经开发了一种用于松弛施加到发光层的应力的技术。例如，专利文献I公开了一种半导体激光器，其包括η型导层和P型导层，其中较靠近有源层的InGaN层具有较大的厚度(见专利文献I第
和
段以及图10)。在器件中，通过改变形成超晶格结构的层的厚度来调节平均In组成比。专利文献1:日本公开特许公报(kokai)号2010-177651。然而，这样的技术仍然不能令人满意地松弛施加到发光层的应力。施加到发光层的应力越小，所得到的器件就越好。这是因为当施加到发光层的应力减小时，发光器件相应地呈现低的能带倾斜。
发明内容
已针对解决常规技术中涉及的上述问题完成了本发明。因此，本发明的一个目的是提供一种旨在松弛施加到发光层的应力的第III族氮化物半导体发光器件。在用于解决上述问题的本发明的第一方面中，提供了一种第III族氮化物半导体发光器件，其包括:由第III族氮化物半导体形成的底层；形成在底层上的应变松弛层；以及形成在应变松弛层上的发光层。发光层是通过沉积势垒层和含In的阱层而形成的。应变松弛层由包括三个或更多个层单元的超晶格层形成，每个单元包括至少InGaN层和GaN层。在这些层单元中，较靠近发光层的层单元包括具有较高的In组成比的InGaN层，并且，最靠近发光层的层单元包括InGaN层，所述InGaN层的In组成比是发光层的阱层的In组成比的70%至100%。在第III族氮化物半导体发光器件中，在应变松弛层和发光层之间的边界处，应变得以松弛。因此，施加到发光层的应力得以松弛。因而，发光层具有应变减小的能带结构。因此，第III族氮化物半导体发光器件呈现良好的发光性能。此外，通过外延生长形成的每个层均呈现良好的结晶度。因而，发光性能得到进一步提高。同时，晶格常数在应变松弛层中从衬底侧面上的层向发光层侧面上的层逐渐变化。因而，应力不集中到应变松弛层的特定层上。因此，应变松弛层的结晶度不会削弱。从而，通过外延方式生长在应变松弛层上的发光层的结晶度也不会削弱。本发明的第二方面涉及第III族氮化物半导体发光器件的具体实施方案，其中，在层单元中，较靠近发光层的InGaN层具有较大的厚度。在这种情况下，靠近发光层的层单元的平均In组成比几乎等于发光层的单量子阱结构的平均In组成比。因此，施加到发光层的应变得以松弛。从而，发光性能能够提高。本发明的第三方面涉及第III族氮化物半导体发光器件的具体实施方案，其中，所有层单元的GaN层都具有相同的厚度。本发明的第四方面涉及第III族氮化物半导体发光器件的具体实施方案，其中，层单元的与发光层接触的层是n-GaN层。其目的是:限制发光层中的空穴，以及提高生长在n-GaN层上的发光层的结晶度。本发明的第五方面涉及第III族氮化物半导体发光器件的具体实施方案，其中，层单元的与底层接触的层是InGaN层。由于作为第一个晶格失配层的InGaN层具有较低的In组成比，并且其晶格常数几乎等于GaN的晶格常数，所以InGaN层从底层接收较小的应变。因此，抑制了到形成在InGaN层上的应变松弛层的应变传递。本发明的第六方面涉及第III族氮化物半导体发光器件的具体实施方案，其中，层单兀包括AlGaN层。本发明的第七方面涉及第III族氮化物半导体发光器件的具体实施方案，其中，底层是用于防止每个半导体层的静电击穿的层(在下文中，该层可被称为“静电击穿电压改善层”)。静电击穿电压改善层也表现出应变松弛效果。在本发明的第八方面中，提供了一种用于制造第III族氮化物半导体发光器件的方法，包括:由第III族氮化物半导体形成底层的步骤；在底层上形成超晶格层的步骤；以及在超晶格层上形成发光层的步骤，其中，在超晶格层形成步骤中，超晶格层是通过以重复的方式沉积三个或更多个层单元而形成的，其中每个层单元包括至少InGaN层和GaN层，使得较靠近发光层的层单元的InGaN层具有较高的In组成比。晶格常数在层单元的InGaN层中从底层一侧向发光层一侧逐渐变化。因此，应变在层单元中逐渐得以松弛。由于在应变松弛层上形成新的半导体层，所以新形成的半导体层呈现良好的结晶度。本发明的第九方面涉及第III族氮化物半导体发光器件制造方法的具体实施方案，其中，在超晶格层形成步骤中，随着层单元的InGaN层的形成从底层一侧向发光层一侧进行，衬底的温度降低。根据这种方法，层单元的InGaN层的In组成比容易逐渐变化。根据本发明，提供了一种旨在松弛施加到发光层的应力的第III族氮化物半导体发光器件。
当结合附图参照以下优选实施方案的详细描述时，本发明的目的、特征和伴随的优点将变得更好理解，附图中:
图1是示出根据实施方案的第III族氮化物半导体发光器件的结构的示意图；图2是示出根据实施方案I的第III族氮化物半导体发光器件的η侧超晶格层的层叠结构的示意图；图3Α至图3C是示出根据实施方案的用于制造第III族氮化物半导体发光器件的方法的示意图(部分I);图4是示出根据实施方案的用于制造第III族氮化物半导体发光器件的方法的示意图(部分2)；图5是示出根据实施方案2的第III族氮化物半导体发光器件的η侧超晶格层的层叠结构的示意图；以及图6是示出根据实施方案3的在形成第III族氮化物半导体发光器件的η侧超晶格层的步骤中的衬底温度的曲线图。
具体实施例方式接下来，将参照附图以制造发光器件为例来描述本发明的具体实施方案。然而，本发明不限于这些实施方案。也就是说，本发明能够应用于任意其它的含In的第III族氮化物半导体发光器件。当然，形成发光器件的每个层的结构可以不同于下面描述的实施方案中所例示的。每个层的厚度在附图中示意性地示出，而不对应于它的实际值。实施方案I1.半导体器件现在，将参照图1来描述通过根据本实施方案的半导体器件制造方法制造的发光器件100。发光器件100是由第III族氮化物半导体形成的半导体器件。如图1所示，发光器件100包括蓝宝石衬底10、低温缓冲层20、η型接触层30、η型ESD层(静电放电层)40、η侧超晶格层50、用作发光源的MQW层(多量子阱层)60、ρ型覆层70、以及ρ型接触层80，层20至层80依次形成在蓝宝石衬底10上。η型接触层30上形成有η电极NI。ρ型接触层80上形成有P电极Pl。上述各层通过金属有机化学气相沉积(MOCVD)形成在蓝宝石衬底10的一个表面上。蓝宝石衬底10的表面优选地具有凹凸结构，其目的是用于提高光提取性能。蓝宝石衬底可以用由例如SiC、ZnO、Si或GaN形成的另一种生长衬底代替。低温缓冲层20被设置来用于在蓝宝石衬底10上形成高密度的晶核。因而，低温缓冲层20有利于具有平坦表面的GaN层的生长。低温缓冲层20的材料的示例包括AlN和GaN。η型接触层30实际上与η电极NI接触。η型接触层30由η-GaN形成。层30的Si浓度为IXlO1Vcm3或更高。η型接触层30可以由具有不同载流子浓度的多个层形成，其目的是用于提高η型接触层30和η电极之间的欧姆接触。η型ESD层40用作静电击穿电压改善层，以用于防止每个半导体层的静电击穿。η型ESD层40具有层叠结构，该层叠结构包括未掺杂的GaN层和掺杂Si的η-GaN层。优选地，η型ESD层40掺杂有Si，以获得I X IO1Vcm3或更高的载流子浓度。η侧超晶格层50用作应变松弛层，用于松弛施加到MQW层60的应力。更具体地，η侧超晶格层50具有超晶格结构。η侧超晶格层50形成在η型ESD层40上。如下文所述，η侧超晶格层50是通过重复地沉积层单元形成的，每个层单元包括InGaN层、GaN层和n_GaN层。如图1所示，η侧超晶格层50位于η型ESD层40与MQW层60之间，并与η型ESD层40和MQW层60接触。MQW层60用作发光层，该发光层通过电子和空穴的复合而发射光。因此，MQW层60具有通过交替地沉积具有小带隙的阱层和具有大带隙的势垒层而形成的多量子阱结构。MQff层60形成在η侧超晶格层50上。阱层可以由InGaN形成，势垒层可以由AlGaN形成。因而，阱层含有In。势垒层可以由AlInGaN形成。或者，MQW层60可以由这些层的任意组合形成；例如，层60可以由重复的层单元形成，每个层单元包括四个或更多个层。ρ型覆层70被设置来用于防止电子扩散到P型接触层80。ρ型覆层70通过交替地沉积包括P-1nGaN层的层单元和包括p_AlGaN层的层单元而形成。重复的层单元的数目为7。重复的层单元的数目可以是3至50。ρ型接触层80实际上与P电极Pl接触。P型接触层80由掺杂Mg的ρ-GaN形成。在发光器件100中，P型接触层80定位在与蓝宝石衬底10 —侧相反的一侧。P型接触层80具有100A到IOOOA的厚度。P型接触层80的Mg掺杂浓度为I X IO1Vcm3至I X 1022/cm3。ρ型接触层80可以由多个层形成，使得较靠近P电极Pl的层掺杂有较高的Mg浓度。2.η侧超晶格层2-1.η侧超晶格层的层叠结构现在将参照图2来描述根据本实施方案的层叠结构，该层叠结构包括η侧超晶格层50、MQW层60和其附近的层。η侧超晶格层50 (即应变松弛层)包括层单元51和52至59。如图2所示，η侧超晶格层50是通过重复地沉积层单元51和52至59而形成的。重复的层单元的数目为5。重复的层单元的数目可以为3至20。如图2所示，层单元51是通过从η型ESD层40 —侧向MQW层60 —侧依次地沉积InGaN层(下文中可以称为“层Α”)、GaN层(下文中可以称为“层B”)和η-GaN层(下文中可以称为“层C”)而形成的。层单元52至59的形成方式与层单元51的形成方式相同。层A (InGaN层5IA和52A至59A)具有7人的厚度。也就是说，InGaN层5IA和52A至59A具有相同的厚度。层A的厚度在层单元51和52至59之间是恒定的。该恒定厚度可以是其他值。例如，层A的恒定厚度可以在5人至10 Λ的范围内变化。层B(GaN层51B和52B至59B)具有15人的厚度。也就是说，GaN层5IB和52Β至59Β具有相同的厚度(即15人的恒定厚度)。层B的恒定厚度(15 A)可以在3 A至40 A的范围内变化。层C (η-GaN层51C和52C至59C)具有20 A的厚度。也就是说，η-GaN层51C和52C至59C具有相同的厚度。层C的厚度可以在3 A至40人的范围内变化。具体地，η侧超晶格层50具有通过重复地沉积如下层单元而形成的层叠结构:每个层单兀包括层C (n_GaN层:20 A1)、层B (GaN层:丨5 A )和层A (InGaN层:7 A1)，层C至层A从MQW层60 —侧依次设置。因此，与MQW层60接触的层由η-GaN形成，与η型ESD层40接触的层由InGaN形成。2-2.η侧超晶格层的层A (InGaN层)的In组成比如上所述，η侧超晶格层50具有用于松弛施加到MQW层60的应力的超晶格结构。
现在将描述MQW层60的InGaN层的In组成比。InGaN层6ID具有Ina2Gaa8N的组成。包括在MQW层60中的InGaN层61D与η侧超晶格层50接触。 现在将描述η侧超晶格层50的层A (InGaN层)的In组成比。InGaN层59Α具有In0.18Ga0.82N的组成。InGaN层59A包括在η侧超晶格层50的与MQW层60接触的层单元59中。InGaN 层 52Α 具有 In。.06Ga0.94N 的组成。InGaN 层 5IA 具有 In。.02Ga0.98N 的组成。InGaN层5IA包括在与η型ESD层40接触的层单元51中。2-2-1.最靠近发光层的层A(InGaN层)的In组成比。η侧超晶格层50的InGaN层59Α的In组成比是MQW层60的InGaN层6ID的In组成比的90 %。InGaN层59Α的In组成比优选地是MQW层60的InGaN层6ID的In组成比的70%至100%。InGaN层59Α的In组成比更优选地为MQW层60的InGaN层6ID的组成比的80%至100%。在这种情况下，InGaN层59Α的In组成比与MQW层60的InGaN层61D的In组成比几乎相同，InGaN层59Α是η侧超晶格层50中最靠近MQW层60的InGaN层。因此，施加在MQW层60的应力可以进一步得到松弛。在MQW层60中，InGaN层61D具有与InGaN层62D相同的In组成比。因此，包括在MQW层60中的所有InGaN层都具有相同的In组成比。在η侧超晶格层50中，InGaN层59Α是最靠近MQW层60的层A (InGaN层)。同时，在MQW层60中，InGaN层61D是最靠近η侧超晶格层50的InGaN层。因此，在η侧超晶格层50的InGaN层59Α和MQW层60的InGaN层6ID的晶格常数之间具有较小的差异。因而，MQW层60(即发光层)和η侧超晶格层50之间的应变减小；即，施加到MQW层60的应力得到松弛。2-2-2.η侧超晶格层的层A (InGaN层)中In组成比的变化InGaN层59Α的In组成比高于InGaN层52Α的In组成比。InGaN层52Α的In组成比高于InGaN层51Α的In组成比。也就是说,层A (InGaN层)的In组成比从MQW层60一侧向η型ESD层40 一侧降低。因此，在η侧超晶格层50中，层A(InGaN层)的In组成比随着相应层单元远离η型ESD层40 (B卩，变得接近MQW层60)而增加。也就是说，(在层单元51和52至59中)最靠近MQW层60的层单元59的层A(InGaN层)具有最高的In组成比。其目的是用于调整η侧超晶格层50的层A (InGaN层)的晶格常数，使得较靠近MQW层60的层A (InGaN层)具有较大的晶格常数。如上所述，施加到MQW层60的应力得以松弛。因此，与常规情况相比，MQW层60的、归因于应力的能带倾斜减小。此外，发光器件100呈现优异的电学性能和光学性能。3.半导体器件制造方法在根据本实施方案的半导体器件制造方法中，上述各层是通过采用金属有机化学气相沉积(MOCVD)用外延晶体生长的方式形成的。接下来将参照图3和图4来描述改方法的步骤。方法中所使用的载气是氢气(H2)、氮气(N2)、或氢气和氮气的气体混合物(H2+N2)。采用氨气(NH3)作为氮源。采用三甲基镓(Ga (CH3)3,下文可称为“TMG”)作为Ga源。采用三甲基铟(In(CH3)3,下文中可称为“ΤΜΙ”)作为In源。采用三甲基铝(Al (CH3)3，下文中可称为“TMA”)作为Al源。采用硅烷(SiH4)作为η型掺杂气体。采用环戊二烯基镁(Mg(C5H5)2,在下文中可以称为“Cp2Mg”)作为ρ型掺杂气体。3-1.形成低温缓冲层的步骤在本实施方案中，提供了蓝宝石衬底10，并且将蓝宝石衬底10置于MOCVD炉中。接着，将蓝宝石衬底10在氢气气氛中进行清洁，以除去蓝宝石衬底10表面上的沉积物。然后，将衬底温度升高至400°c，在蓝宝石衬底10上形成AlN低温缓冲层20。3-2.形成η型接触层的步骤接着，在低温缓冲层20上形成η型接触层30 (见图3Α)。然后，在氢气(载气)和氨气的气流下，将衬底温度升高到1100°c。在衬底温度达到1100°C后，供给TMG、氨气和硅烷气(即杂质气体)，从而形成具有4.5 X IO1Vcm3的Si浓度的η-GaN的η型接触层30。3-3.形成η型ESD层的步骤接着，在η型接触层30上形成η型ESD层40。将衬底温度降低至900°C，形成掺杂Si的η-GaN层。在这种情况下，将生长温度优选地调整至800°C至950°C。η-GaN层优选地具有由Si原子浓度(原子/cm3)和厚度(nm)的乘积所限定的0.9X 102°至3.6X 102°(原子.nm/cm3)的特征值。3-4.形成η侧超晶格层的步骤接着，在η型ESD层40上形成η侧超晶格层50。通过依次沉积厚度为20人的层A (InGaN层)、厚度为15人的层B (GaN层)和厚度为7人的层C (η-GaN层)来形成η侧超晶格层50。依次地沉积五个层单元，每个层单元均包括层Α、层B和层C。具体地，在将衬底温度保持在830°C的同时，在供给TMG、TMI和氨的条件下形成InGaN层。在将衬底温度保持在830°C的同时，在供给TMG和氨的条件下形成GaN层。在将衬底温度保持在830°C的同时，在供给硅烷气体、TMG和氨的条件下形成η-GaN层。从而，形成图3B中所示的层叠结构。3-5.形成发光层的步骤接着，在η侧超晶格层50上形成MQW层60。MQW层60具有其中InGaN层(层D)和AlGaN层(层Ε)以重复的方式交替地沉积的结构。InGaN层在750°C至850°C的生长温度下生长。供给原料气体(即TM1、TMG和氨)，以用于InGaN层的生长。在这种情况下，将层D (InGaN层)的In组成比调整为20%。这样生长的晶体层的厚度为Inm至5nm。层E (AlGaN层)在850°C至950°C的生长温度下生长。供给原料气体(即TMA、TMG和氨)，以用于层E的生长。这样生长的晶体层的厚度为Inm至6nm。3-6.形成P型覆层的步骤接着，在MQW层60上形成ρ型覆层70。ρ型覆层70具有其中p-1nGaN层和p-AlGaN层以重复的方式交替地沉积的结构。在将衬底温度保持在855°C的同时，在供给CP2Mg、TM1、TMG和氨的条件下,形成厚度为1.7nm的p-1nGaN层(P-1natl5Gaa95N层)。在将衬底温度保持在855°C的同时，在供给CP2Mg、TMA、TMG和氨的条件下，形成厚度为3.0nm的p-AlGaN层。从而，形成图3C中所示的层叠结构。3-7.形成P型接触层的步骤接着，在ρ型覆层70上形成ρ型接触层80 (参见图4)。ρ型接触层80由ρ-GaN形成。采用氮气和氢气的气体混合物作为载气。采用CP2Mg、TMG和氨作为原料气体。将晶体生长温度调整至900°C至1050°C。以I X IO1Vcm3至/I X IO2Vcm3的浓度对ρ型接触层80掺杂Mg。冷却步骤接着，在氮气气氛下将MOCVD炉冷却至室温。具体地，将如图4所示的层叠产品90在氮气气氛中冷却，以防止脱附的氢气被再次引入层叠产品90中。3-9.电极形成步骤随后，从ρ型接触层80的上表面执行干法蚀刻，以由此形成到达η型接触层30的中部的槽。然后，在P型接触层80上形成P电极Ρ1。通过在P型接触层80上依次沉积Ni层、Au层和Al层来形成ρ电极Ρ1。在由此暴露的η型接触层30的部分上形成η电极NI。通过在η型接触层30上依次沉积Ni层和Au层来形成η电极NI。3-10.退火步骤接着，将层叠产品90在氮气气氛中进行热处理(退火)，其目的在于活化上述掺杂的Mg。这种退火步骤可以在电极形成步骤之前或冷却步骤之前进行。由此，制造出如图1所示的发光器件100。制造的半导体器件在通过上述制造步骤制造的发光器件100中，包括在η侧超晶格层50的层单元中的InGaN层的In组成比随着层单元变得远离η型ESD层(即，层单元变得接近MQW层60)而增加。也就是说，InGaN层(层Α)的晶格常数从η型ESD层40 —侧向MQW层60 —侧逐渐增加。因此，可能在已经形成的半导体层上生长出呈现优异结晶度的新半导体层。因此，根据本实施方案的通过发光器件制造方法制造的发光器件100呈现良好的结晶度；即发光器件100呈现优异的光学性能。在通过上述制造步骤制造的发光器件100中，η侧超晶格层50的层A (InGaN层)具有低的In组成比。因此，层A(InGaN层)的晶格常数几乎等于η型ESD层40的GaN层的晶格常数。因而，在η型ESD层40与η侧超晶格层50之间的界面处的应变减小。4.修改方案4-1.η侧超晶格层的层A (InGaN层)在本实施方案中，η侧超晶格层50的层A由厚度为7 InGaN层形成。该厚度在5人至IOA的范围之间调整。然而，层AdnGaN层)的厚度可以在10人至5θΑ的范围之间调整。也就是说，层A(InGaN层)可以具有5人至5θΛ的厚度。4-2.η侧超晶格层的层C (η-GaN层)在本实施方案中，η侧超晶格层50的层C由掺杂Si的η-GaN层形成。然而，层C可以由未惨杂的n_GaN层形成。4-3.η侧超晶格层的层的沉积顺序在本实施方案中，η侧超晶格层50是通过从下侧依次沉积层Α、层B和层C来形成的。然而，η侧超晶格层50可以通过依次沉积层C、层B和层A来形成。4-4.η侧超晶格层的AlGaN层在η侧超晶格层中可以设置AlGaN层。在这种情况下，AlGaN层可以替换为GaN层或η-GaN层。或者，除了 GaN层和η-GaN层之外，也可以设置AlGaN层。在这样的情况下，形成层单元的层的数目可以是四个或更多个。4-5.底层在本实施方案中，η侧超晶格层50形成在η型ESD层40上。也就是说，η型ESD层40用作η侧超晶格层50的底层。当然，η侧超晶格层50的底层并不限于η型ESD层40，而是可以是η型接触层30或任意其它层。然而，底层必须由第III族氮化物半导体形成。η型ESD层的形成步骤与η侧超晶格层50的底层(即η型ESD层40)的形成步骤相对应。5.总结如上面详细描述的，在根据本实施方案的发光器件100中，调整η侧超晶格层50的InGaN层(层Α)的In组成比，使得较靠近MQW层60的InGaN层具有较高的In组成比。η侧超晶格层50的InGaN层59Α (其最靠近MQW层60)的In组成比是MQW层60的InGaN层61D(其最靠近η侧超晶格层)的In组成比的70%至100%。从而，在发光器件中，施加至MQW层60的应力能够得到松弛。本实施方案仅是一个实例，其不应该被解释为将本发明限于此。因此，当然，可以在不脱离本发明的范围的情况下在本发明中进行各种修改和变化。在本实施方案中，采用了如图4所示的层叠产品90。然而，该层叠产品的结构不必限于图4中所示的。例如，可以选择任意层叠结构，或者可以确定任意数目的层单元来形成每个层。晶体生长不一定通过金属有机化学气相沉积(MOCVD)来进行，也可以采用使用载气的任意其他晶体生长方法。本发明可应用于其中采用含In的层的情况。因此，本发明可以应用于采用AlInGaN层的情况。除了发光器件100，本发明可以应用于用于其它应用的半导体器件，只要它是第III族氮化物半导体器件即可。实施方案2
1.半导体器件根据实施方案2的发光器件具有与根据实施方案I的发光器件几乎相同的构造。实施方案2的发光器件与实施方案I中发光器件的不同之处在于η侧超晶格层的层单兀方面。实施方案2的发光器件通过几乎与实施方案I的情况中相同的制造方法来制造。因此，下面将通过着重于η侧超晶格层的层单元来描述实施方案2的发光器件。2.η侧超晶格层2-1.η侧超晶格层的层叠结构图5示出实施方案2的发光器件的η侧超晶格层和在其附近的层。如图5所示，实施方案2的发光器件包括η侧超晶格层150。与在实施方案I的情况一样，η侧超晶格层150是通过重复地沉积层单元151和152至159来形成的。除了层六(^^层15认和1524至1594)的厚度之外，η侧超晶格层150具有与实施方案I的η侧超晶格层50相同的构造。也就是说，η侧超晶格层150的层Β(51Β和52Β至59Β)或层C(51C和52C至59C)的配置与实施方案I中的情况相同。如图5所示，层A具有不同的厚度。具体地，InGaN层151A具有的厚度tl ;InGaN层152A具有9 A的厚度t2 ；InGaN层159A具有15 A的厚度t3。也就是说，随着接近MQW层60，层A(InGaN层)的厚度以2 Λ增加。因此，层A的厚度满足以下关系:tl < t2< t30如上所述，在层A(InGaN层151A和152A至159A)中，较靠近MQW层60的层A具有较厚的厚度。因此，在层A中，最靠近MQW层60的InGaN层159A具有最大的厚度。因而，通过改变层A (InGaN层151A和152A至159A)的厚度来增加每个层单元所包括的InGaN层的量，使得较靠近MQW层60的层A具有较厚的厚度。因此，较靠近MQW层60的层单元具有被松弛得较多的应变；即，施加至MQW层60的应力降低。2-2.η侧超晶格层的层A (InGaN层)的In组成比如在实施方案I的情况下，InGaN层159Α在η侧超晶格层150的层A中最靠近MQW层60，其具有最高的In组成比。InGaN层159Α的In组成比被调整为MQW层60的InGaN层61D (其最靠近η侧超晶格层150)的In组成比的90%。InGaN层159Α的In组成比可以是MQW层60的InGaN层61D(其最靠近η侧超晶格层150)的In组成比的80%至100%。由于In组成比如上所述增加，所以与在实施方案I的情况一样，施加到MQW层60的应力能够得以松弛。在实施方案2中，由于层的厚度也发生变化，所以施加到MQW层60的应力更有效地得以松弛。3.修改方案在本实施方案中，η侧超晶格层150的层C由掺杂Si的η-GaN层形成。然而，层C也可以由未掺杂的GaN层形成。在本实施方案中，η侧超晶格层150是通过从下侧依次沉积层Α、层B和层C来形成的。然而，η侧超晶格层150可以通过依次沉积层C、层B和层A来形成。4.总结如上面详细描述的，在根据本实施方案的发光器件中，调整η侧超晶格层150的InGaN层(层Α)的In组成比，使得较靠近MQW层60的InGaN层具有较高的In组成比。η侧超晶格层150的InGaN层159Α (其最靠近MQW层60)的In组成比是MQW层60的InGaN层61D(其最靠近η侧超晶格层)的In组成比的70%至100%。此外，调整η侧超晶格层150的InGaN层(层Α)的厚度，使得较靠近MQW层60的InGaN层具有较大的厚度。因此，在发光器件中，施加至MQW层60的应力能够得到松弛。本实施方案仅是一个实例，其不应该被解释为将本发明限于此。因此，当然，可以在不脱离本发明的范围的情况下在本发明中进行各种修改和变化。在本实施方案中，采用了如图4所示的层叠产品90。然而，该层叠产品的结构不一定限于图4中所示的。例如，可以选择任意层叠结构，或者可以确定任意数目的层单元以用于形成每个层。晶体生长不一定通过金属有机化学气相沉积(MOCVD)来执行，也可以采用使用载气的任意其他晶体生长方法。本发明可应用于其中采用了含In的层的情况。因此，本发明可以应用于其中采用AlInGaN层的情况。除了发光器件之外，本发明还可以应用于用于其它应用的半导体器件，只要它是第III族氮化物半导体器件即可。实施方案3现在将描述实施方案3。本实施方案的半导体器件相似于实施方案I的发光器件100。具体地，与在实施方案I的情况一样，在η侧超晶格层50中，较远离η型ESD层40 ( SP，较靠近MQW层60 (发光层))的InGaN层具有较高的In组成比。本实施方案采用不同于实施方案I中所采用的半导体器件制造方法。1.半导体器件制造方法
在本实施方案中，特有特征在于形成η侧超晶格层50的方法。因此，接下来仅描述在本实施方案和实施方案I中采用的制造方法之间的差异。本实施方案中采用的制造方法和实施方案I中采用的制造方法的不同之处仅在于η侧超晶格层形成步骤。1-1.形成η侧超晶格层的步骤在η型ESD层40上形成η侧超晶格层50。通过依次沉积厚度为2θΛ的层A (InGaN层)、厚度为15人的层B (GaN层)和厚度为7Λ的层C (η-GaN层)来形成η侧超晶格层50。依次地沉积五个层单元，其中每个层单元均包括层Α、层B和层C。现在将参照图6来描述在该步骤中采用的衬底温度。η侧超晶格层50的InGaN层(Al)(其最靠近η型ESD层40)是在将衬底温度(TAl)保持在830°C的同时供给TMG、TMI和氨来形成的。随后的η侧超晶格层50的InGaN层(Α2)是通过将衬底温度(ΤΑ2)保持在825°C来形成的。随后的η侧超晶格层50的InGaN层(A3)是通过将衬底温度(ΤΑ3)保持在820°C来形成的。也就是说，用于形成InGaN层所采用的衬底温度比用于形成之前的InGaN层所采用的温度低5 °C。当形成InGaN层所采用的温度较低时，In更有可能进入GaN层。因此，当InGaN层以较低的衬底温度生长时，这样生长的InGaN层具有较高的In组成比。对于形成GaN层，供给TMG和氨。形成GaN层所采用的衬底温度与紧接着GaN层形成之前的用于形成InGaN层所采用的温度相同。对于形成η-GaN层，供给硅烷气体、TMG和氨。形成η-GaN层所采用的衬底温度与刚好在η-GaN层形成之前的用于形成InGaN层所采用的温度相同。也就是说，层单元51的层均在相同的温度下形成。在层单元51上形成层单元52所采用的衬底温度比形成层单元51所采用的温度低5°C。也就是说，形成层单元所采用的衬底温度比形成之前的层单元所采用的温度低5°C。因而，形成图3B所示的层叠结构。2.修改方案2-1.温度曲线在本实施方案中，当在η侧超晶格层50中完成了一个InGaN层的形成时，衬底温度降低5°C。当然，该温度差(TA1-TA2)可以是5°C或更多。对于衬底温度曲线没有特别的限制，只要衬底温度从形成η侧超晶格层50的第一个InGaN层所采用的温度X向形成η侧超晶格层50的最后一个InGaN层所采用的温度Y逐渐降低即可。然而，如图6所示，衬底温度更优选地在用于形成InGaN层的时段tl期间保持恒定。这同样适用于时段t2或t3。2-2.1n 流量在本实施方案中，较靠近发光层的InGaN层在越低的衬底温度下生长。然而，作为替代或者除了将衬底温度降低之外，也可增加提供给衬底10的In流量。在这种情况下，可以调整InGaN层的In组成比，使得较靠近发光层的InGaN层具有较高的In组成比。因此，应变就可以得到松弛。也就是说，这样制造的半导体器件呈现改善的发光性能。
权利要求
1.一种第III族氮化物半导体发光器件，包括: 由第III族氮化物半导体形成的底层； 形成在所述底层上的应变松弛层；以及 形成在所述应变松弛层上的发光层，其中所述发光层是通过沉积势垒层和含In的阱层形成的； 所述应变松弛层由包括三个或更多个层单元的超晶格层形成，每个单元包括至少InGaN层和GaN层；以及 在所述层单元中，较靠近所述发光层的层单元包括具有较高的In组成比的InGaN层，并且最靠近所述发光层的层单元包括具有In组成比为所述发光层的所述阱层的In组成比的 70% 至 100% 的 InGaN 层。
2.根据权利要求1所述的第III族氮化物半导体发光器件，其中，在所述层单元中，较靠近所述发光层的InGaN层具有较大的厚度。
3.根据权利要求1所述的第III族氮化物半导体发光器件，其中，所有层单元的所述GaN层都具有相同的厚度。
4.根据权利要求2所述的第III族氮化物半导体发光器件，其中，所有层单元的所述GaN层都具有相同的厚度。
5.根据权利要求4所述的第III族氮化物半导体发光器件，其中，所述层单元的与所述发光层接触的层为n-GaN层。
6.根据权利要求4所述的第III族氮化物半导体发光器件，其中，所述层单元的与所述底层接触的层为InGaN层。
7.根据权利要求5所述的第III族氮化物半导体发光器件，其中，所述层单元的与所述底层接触的层为InGaN层。
8.根据权利要求4所述的第III族氮化物半导体发光器件，其中，所述层单元包括AlGaN 层。
9.根据权利要求1至8中任一项所述的第III族氮化物半导体发光器件，其中，所述底层是用于防止每个半导体层被静电击穿的层。
10.一种用于制造第III族氮化物半导体发光器件的方法，包括以下步骤: 由第III族氮化物半导体形成底层； 在所述底层上形成超晶格层；以及 在所述超晶格层上形成发光层，其中，在所述超晶格层的形成步骤中，通过以重复的方式沉积三个或更多个层单元来形成所述超晶格层，每个单元包括至少InGaN层和GaN层，使得较靠近所述发光层的所述层单元的InGaN层具有较高的In组成比。
11.根据权利要求10所述的用于制造第III族氮化物半导体发光器件的方法，其中，在所述超晶格层的形成步骤中，随着所述层单元的InGaN层的形成从所述底层一侧向所述发光层一侧进行，降低衬底的温度。
全文摘要
本发明提供第III族氮化物半导体器件及其制造方法。本发明提供的第III族氮化物半导体器件旨在松弛施加到发光层的应力。所述发光器件包括MQW层和形成在MQW层下方的n侧超晶格层。n侧超晶格层是通过重复地沉积层单元形成的，其中每个单元包括从蓝宝石衬底一侧依次沉积的InGaN层、GaN层和n-GaN层。在n侧超晶格层中，较靠近MQW层的InGaN层具有较高的In组成比。n侧超晶格层的InGaN层(其最靠近MQW层)的In组成比是MQW层的InGaN层(其最靠近n侧超晶格层)的In组成比的70％至100％。
文档编号H01L33/12GK103178175SQ20121055920
公开日2013年6月26日 申请日期2012年12月20日 优先权日2011年12月23日
发明者奥野浩司, 青山俊介 申请人:丰田合成株式会社