专利名称：氮化物半导体光发射器件及其制造方法
技术领域：
本发明涉及氮化物半导体光发射器件，使用含铟的Ⅲ族氮化物半导体层作为光发射层，该层为由具有不同含铟量的主相和子相组成的多相结构，还涉及该氮化物半导体光发射器件的制造方法。
利用由通式AlxGayInzNaM1-a(x+y+z=1,0≤x,y＜1,0＜z≤1,0＜a≤1,M氮以外的Ⅴ族元素)表示的含铟Ⅲ族氮化物半导体作为辐射短波光的氮化物半导体光发射器件的光发射层。特别地，氮化镓铟混合晶体(GabIn1-bN:0≤b＜1)是光发射层的典型组成材料(见日本专利公开No.55-3834)。为了叙述已有技术，利用包含20％铟组分的氮化镓铟混合晶体(Ga0.80In0-20N)作为发射大约450nm波长的蓝光发射二极管(LED)的光发射层。利用包含45％铟组分的氮化镓铟晶体作为发射大约525nm波长的绿光发射二极管(LED)的光发射层。
氮化镓铟混合晶体也用作作为其光发射部分的单个或多量子阱结构的阱层(见日本专利公开NO.9-36430)。迄今认为氮化镓铟混合晶体广泛地用作含铟量均匀的光发射层(见日本专利公开NO.9-36430)。但是，最近发现含铟量不均匀的氮化镓铟层作为光发射层是有优势的(见日本专利公开NO.10-107315)。这种所谓多相结构氮化镓铟是由含铟量不同的集合相构成的层。
断定由上述的含铟量不均匀和含铟量变化的多相结构的氮化镓铟层进行高强度光发射是由于诸如量子点的量子发光体产生的。多相结构的氮化镓铟层通常由主相(基质相)和子相构成，按照体积，主相构成主要部分(见日本专利公开NO.10-56202)。子相通常和主相的含铟量不同。甚至在子相中含铟量也不同。子相呈现出近似球形或岛形的微晶，它分散在主相中。
在已有技术中，在光发射过程中，在微晶(子相)和围绕它的主相之间的边界处呈现出量子级的参与(见日本专利公开NO.10-107315)。微晶的直径是几nm到几十nm，作为量子点来说微晶足够大。认为这些子相作为从含铟Ⅲ族氮化物半导体构成的光发射层进行光发射时参与的量子点。
虽然子相(量子点)参与了从含铟Ⅲ族氮化物半导体构成的光发射层进行的光发射，但是没有技术可以获得稳定发射特性，即获得从光发射层进行光发射的稳定发射强度和发射波长。所获得的发射特性，因此是不稳定的。
在已有技术中不能获得稳定发射特性的主要原因是无法知道使作为量子光发射体的子相工作的必要条件。为了获得稳定发射特性，特别是高发射强度，必须阐明使作为量子点的微晶，即子相有效工作的必要条件。
本发明是考虑到上述情况做出的，其目的是提供氮化物半导体光发射器件，通过阐明使作为量子点的子相有效工作的必要条件，能够从光发射层提供稳定的和优良的光发射特性，还提供该氮化物半导体光发射器件的制造方法。
为了使微晶构成作为量子光发射体的子相，本发明限定了靠近每个子相和围绕子相的主相之间的边界区域的结构。具体地是，本发明的氮化物半导体光发射器件使用含铟的Ⅲ族氮化物半导体层作为它的发射层，该层为由具有不同含铟量的主相和子相构成的多相结构，其特征在于，子相主要由晶体形成，它和主相的边界由变形层围绕。
本发明的氮化物半导体光发射器件的制造方法，该器件使用含铟的Ⅲ族氮化物半导体层作为光发射层，该层为由具有不同含铟量的主相和子相组成的多相结构，其特征在于该制造方法包括下列步骤在950℃-1200℃范围内的热处理温度下热处理光发射层，从热处理温度以每分20℃以上的速率冷却光发射层到950℃，从950℃以每分20℃以下的速率冷却光发射层至650℃，由此在主相和子相之间的边界形成形变层。
如上所述，对于本发明，由于每个子相在和围饶它的主相边界主要由具有变形层的晶体构成，围绕子相的变形层稳定地产生增加发射强度的载流子。因此，构成子相的晶体能够有效地作为量子发射体，所以，从包括这种光发射层的氮化物半导体光发射器件发射的短波可见光，能够显示出高发射强度和优良的单色性。
从下面参考附图进行的详细叙述，将更充分地显示出本发明的这些和其它的目的和特征。
图1是表示用透射电子显微镜(TEM)拍摄的本发明氮化物半导体光发射器件的光发射层的晶格图象。
图2是表示本发明第1实施例光发射器件迭层结构的简图。
图3是表示用透射电子显微镜(TEM)拍摄的第1实施例光发射器件光发射层的晶格图象。
图4是表示沿图5线4-4剖开的截面图。
图5是第1实施例的光发射器件的平面图。
下面将详细叙述本发明的实施例。
占有一定的空间区域，其近似地具有恒定的In含量(浓度)的晶相，被简单地表示为下面说明的晶相。占有大空间区域的晶相被称为主相，和主相比较占有小空间区域的晶相被称为子相。子相几乎均匀地分布在主相中或不均匀地位于靠近和其他层交界的区域。主相和子相不能由In含量来识别，但是可由它们占有的空间体积来识别。
主相主要由叠置单晶层获得的层结构的单晶形成。在某些情况，主相局部地包含多晶区或非晶区。不管晶体形式，占有大面积的晶相是主相。几乎所有的子相是小的晶体(微晶)。微晶由单晶或多晶或非晶组成。微晶也可以是这些材料的混合物。通常微晶的形状是近似球形或多边的岛形。在岛状的情况，子相的直径是大约几nm到几十nm或它的宽度是大约几nm到几十nm。虽然有时从在和其它层交界面处淀积的铟核开始会淀积几μm到几十μm较大的铟区，但是在本发明，作为子相涉及几mm到几+nm的晶体。
本发明由具有由主相和子相构成的多相结构的含铟Ⅲ族氮化物半导体形成光发射层。构成主相的层状材料的平均层厚度是光发射层的厚度。当光发射层的厚度薄到小于大约1nm时，作为层则缺少连续性。由不连续层构成的光发射层不利于减少光发射器件的正向电压。相反，当光发射层的厚度大到大约300nm以上时，它降低了表面波度，由于要增加发射强度，不利于用作光发射层。因此光发射层的厚度应该是在大约1-300nm。
光发射层能由故意掺杂杂质的含铟Ⅲ族氮化物半导体形成。光发射层也能由不故意掺杂的含铟Ⅲ族氮化物半导体形成。而且光发射层也能由掺杂和不掺杂层的迭层结构形成。考虑到发射强度，掺杂的光发射层应该稍厚。该厚度应该是大约10-300nm。不掺杂的光发射层应该较薄。不掺杂的光发射层的厚度应该是大约1-10nm。
光发射层的导电类型应该是n-型。这是因为在主相和子相之间，载流子特别是电子的传输主要决定发射强度。因此最好使光发射层采用电子作为多数载流子，即使光发射层为n-型。设定光发射层的载流子的浓度为不小于1×1016cm-3和不大于1×1019cm-3是优选的。没有绝对必要设定主相和子相的载流子浓度近似相同。例如，主相的载流子浓度可以是1×1018cm-3，子相的载流子浓度是大约1×1017cm-3。无论主相和子相的载流子浓度怎样不同，对于整个光发射层的载流子浓度应该设定为前述的范围。
在主相的内部产生子相。例如，子相由主相中聚集在主相的变形区或晶体缺陷的积聚区的铟核产生。当主相中的子相密度非常大时，则由主相(光发射层)发射的光缺乏单色性。当子相的密度超过2×1018cm-3时，发射光的单色性急剧地降低。因此应该设定子相的密度为2×1018cm-3以下。特别地，在厚度小于20nm的非掺杂光发射层的情况，设定子相的密度为5.0×1023×t(t层厚(cm))以下是有利的。如果设定子相的密度在前述的范围中，则能获得半宽度为15nm以下的发射光，具有非常好的单色性。
在某种情况下，由用MOCVD生长方法，在不小于650℃-不小于950℃，汽相生长的含铟Ⅲ族氮化物半导体形成的光发射层，在生成状态中分离出许多晶相。但是，在生成状态的多相中，子相的尺寸是非常不均匀的。当热处理生成的含铟Ⅲ族氮化物半导体层时，能够稳定地产生子相，同时使主相成为母相，能够生产多相结构。在稳定形成作为光发射层的多相结构的含铟Ⅲ族氮化物半导体的热处理方法中，通过优选(a)从光发射层的生长温度到热处理温度的温度上升速率，(b)热处理的保持时间，(c)从热处理温度开始降低温度时的冷却速率，则能够均匀地形成子相的尺寸。子相尺寸的均匀性和子相中In量(组分)的均匀形成，特别有效地增加发射波长的一致性和发射光的单色性。
本发明另外限定了光发射层中的主相和子相之间的边界区域的结构。特别是，本发明子相的特征是子相包含在子相和围绕它们的主相之间边界的变形区域(变形层)。具有这种变形层的子相数量占子相总量的50％以上。
为了稳定地形成多相结构对光发射层进行热处理，通过从热处理温度适当的调整冷却速度，能够形成具有周围变形层的子相。最好的冷却方法是从950℃和1200℃之间的热处理温度开始降低温度，同时变化冷却速率。优选热处理的温度是950℃和1200℃之间。特别是，冷却方法包括下列步骤，从热处理温度以每分20℃以上的速率降低温度到950℃，从950℃以每分20℃以下的速率降低温度到650℃，则能够在它们的周围稳定地形成包括变形层的子相。利用这种冷却方法能够可靠地使具有变形层的子相百分率为子相总量的50％以上。通过计算由透射电子显微镜(TEM)拍摄晶格图象中具有变形层子相的百分率来确定具有变形层的子相百分率。当从热处理温度以每分20℃以下的速率降低温度到950℃时，不能保持光发射层的良好的表面波度，使光发射层缺乏平直度。从950℃以超过每分20℃的速率快速冷却到650℃是不利的，因为在子相周围产生更多数量的变形层。
为了形成多相结构不必要单独地进行前述的热处理。例如，在由含铟Ⅲ族氮化物半导体层形成的光发射层上生长氮化镓层或氮化铝镓层时，在生长过程中能够形成多相结构。这是因为当在光发射层上生长这些层时，生长温度是在前述的优选热处理温度范围中。
利用透射电子显微镜(TEM)通过通常的横截面TEM技术能够证实含铟Ⅲ族氮化物半导体是否为多相结构。在由多相结构形成氮化镓铟混合晶体的亮场横截面TEM图象上摄制的子相部分呈显出近似球形或不规则四边形或多边形的黑色反差图形。在某种情况，黑色反差来源于诸如位错的晶体缺陷。起因于位错的反差通常呈线状。从反差的形状可能知道是否子相，并且可能知道子相的形状。由子相产生的反差的密度能够测量位于主相中的子相的密度。利用装有结构分析器的分析电子显微镜，诸如电子探针显微分析器(EPMA)，能够分析每个主相和子相的In含量。利用公知的象4晶方法那样的精确的X-射线衍射方法，也能够分析主相和子相之间In含量的差别(变化)。
从高放大倍率横截面TEM图象能够观察到子相周围变形层的存在。最好在几百万高放大倍数下进行观察。
当利用透射电子显微镜(TEM)拍摄本发明氮化物半导体光发射器件光发射层时，图1是表示光发射层晶格图象例子的简图。用2×106放大倍数的亮场截面图TEM技术照相，获得该晶格图象。下面参考图1进行说明。
光发射层2具有由主相21和子相22构成的多相结构，子相的铟(In)含量不同于主相的铟含量。变形层23存在于作为光发射层2基质的主相21的每个子相22的周围。特别是，子相22是具有在与主相21的边界形成的变形层23的晶体。虽然变形层23的厚度d通常在子相22的周围是均匀的，但是这不总是正确的。在某种情况，变形层23变形，例如，仅仅朝一个方向变厚。
当比较晶格平面间距时，发现主相21，子相22和变形层23的晶格间距是不同的。特别是，发现变形层23的晶格平面(晶格图象)间距和晶格取向不同于主相21和子相22的情况。变形层23晶格图象的间距是处于主相21和子相22之间，它的晶格(图象)有时是异常的。
围绕子相22的变形层23的厚度d影响具有多相结构的光发射层2的光发射强度。但变形层23太厚时，它们没有大幅度增大发射强度的效果。为了获得高强度的光发射，变形层23存在一个合适的厚度d。适于高强度光发射的变形层23厚度(宽度)d是0.5×D以下，其中D是子相22的尺寸。当子相22是近似球形时，用直径表示D的尺寸。当子相22是岛形时，可以用宽度来表示尺寸D。例如，设定球形子相的直径为20nm的变形层23的厚度为10(=0.5×20)nm以下。
虽然变形层23的厚度d不总是接近均匀的，但是即使变形层23的平均厚度d是0.5×D以下也不损坏该效果。但是，当变形层23是非常薄时，不显示大幅度增加发射强度的效果。其原因是如果某个变形层23不存在于主相21和子相22之间，则不能充分地生成产生引起高强度发射的量子化载流子的能带结构。变形层23的厚度至少应当是5埃，优选为10埃(=1nm)以上。
另一方面，变形层23的最大的厚度d应该是10nm以下。这是考虑到作为光发射层2通常利用含In Ⅲ族氮化物半导体层的In量是大约5％到50％。因此应该设定变形层23的厚度d是在大约5埃以上到10nm以下。
如上所述，在结束作为光发射层2含In Ⅲ族氮化物半导体层生长以后，在热处理产生多相结构的光发射层2的冷却步骤过程中，通过调整温度降低速率能够控制变形层23的厚度d。在950℃-650℃的温度范围温度降低(冷却)速率是决定变形层23厚度d的主要因素。在该温度范围内的温度降低速率应该是每分20℃以下。通过设定温度降低速率在每分5℃到每分20℃，特别是每分7℃到每分15℃，则能够良好地形成厚度为5埃以上到10nm以下的变形层23。同时，按照上述的冷却速率，能够稳定地使具有变形层的子相百分率为50％以上。当温度降低速率超过每分20℃以上时，变形层23的厚度d增加，它难于保持厚度低于0.5XD。相反，当温度降低速率低于5℃/分时，则变形层23的厚度d降低，当温度降低速率低于3℃/分时，则不可能均匀保证变形层最小厚度是大约5埃。
对于前述的冷却步骤中的温度降低速率，能够采用变化的温度降低曲线。例如，从950℃到650℃以常温降低速率进行冷却，或同时改变温度降低速率进行冷却。例如，当从950℃到800℃以15℃/分冷却速度降低温度，接着从800℃到650℃以10℃/分冷却速度降低温度时，能获得良好结果。另外，能够从950℃开始以恒定速度开始冷却，在950℃到650℃之间的某个温度保持恒温预定时间。在降温处理时保持近似恒温预定时间的优点是能够在子相22的周围形成变形层23均匀的厚度d。因此结合确定等待时间的降低温度方法，利用由本发明限定的温度降低速率，能够控制变形层23的厚度d和实现变形层23的均匀厚度d。具有可控的均匀厚度的变形层23的存在能产生均匀的量子能级，导致发射光的发射强度和单色性的增加。
如上所述，在本实施例，在包含由具有不同铟含量的主相和子相组成的含铟Ⅲ族氮化物半导体形成的光发射层中，由于子相主要由在环绕主相的边界具有变形层的晶体形成，在子相周围的变形层稳定地产生增加发射强度的载流子。因此，构成子相的晶体能够有效地作为量子发射介质，从包括该光发射层的氮化物半导体光发射器件以高发射强度和优良的单色性稳定发射短波可见光。
而且，由于子相主要由相对于子相的整个尺寸(D)宽度为0.5XD的变形层构成，为了获得高强度的光发射要保持适当的变形层的厚度。
而且由于具有变形层的子相占子相总数的50％以上，所以可靠地显示出增强光发射强度的变形层的特征。
还有，由于设定子相的密度为2×1018cm-3以下，则能够获得优良单色性的具有例如15nm以下的半宽度的发射光。
下面将结合特定的实施例来叙述本发明的氮化物半导体光发射器件。但是本发明不限于这些实施例。第1实施例下面叙述把本发明用于光发射二极管(LED)的实施例。利用常压(大气压)型MOCVD(金属有机化学汽相淀积)生长反应器，按照下述工序依次形成用于LED的叠层结构的各层。
图2是表示第1实施例的LED叠层结构的简图。在衬底100上由叠层构成叠层结构11。衬底100利用(0001)(c-表面)-蓝宝石(α-Al2O3单晶)，直径为2英寸(50mm)，厚度为大约90μm，它的两面进行抛光。用三甲基镓((CH3)3Ga)，三甲基铝((CH3)3Al)，氨(NH3)源材料，由常压MOCVD方法，在衬底100上形成由氮化铝镓(Al0.8Ga0.2N)膜构成的低温缓冲层100a。在氢气氛中在温度430℃形成膜3分钟。氢气流速是8升/分，氨气流速是1升/分。低温缓冲层100a的厚度是15nm。
接着把包含体积浓度大约3ppm乙硅烷(Si2H6)的氢气输入到MOCVD反应系统中，在氢氩气氛中1100℃在低温缓冲层100a上形成n-型氮化镓(GaN)层101，时间为90分钟。用电质量流动控制器(MFC)精确地控制加入该系统的乙硅烷氢气混合气体量到10cc/分。用硅(Si)掺杂的n-型氮化镓层101载流子浓度是3×1018cm-3，厚度为大约3μm。
把衬底100的温度从1100℃降低到800℃后在n-型氮化镓层101上淀积由具有18％平均含In量的氮化镓铟层(Ga0.82In0.18N)构成的光发射层102。在氩气氛中生长光发射层102。光发射层102的厚度是5nm。利用三甲基镓作为镓源，和利用三甲基铟作为铟源。把三甲基镓保持在恒定温度0℃，用MFC精确地控制鼓泡的氢流速到1cc/分。保持三甲基铟在恒定温度50℃。借助于MFC设定包含提纯了的三甲基铟蒸汽的氢流速为13cc/分。设定氨气氮气源流速，使得在光发射层102生长时使Ⅴ/Ⅲ比率成为3×104。其中，Ⅴ/Ⅲ比率表示加到生长反应系统中的氮源浓度对镓源和铟源总和浓度的比率。光发射层102的生长速率小于n-型氮化镓层101的生长速率，并且设定它的生长速率为大约2nm/分。
在制成光发射层102后，在氩气中以100℃/分的增加速率迅速地把衬底100从800℃增加到1100℃。在1100℃下1分钟后把MOCVD反应系统的气氛温暖变成氩氢混合物，在光发射层102上，淀积掺镁(Mg)的氮化铝镓晶体(Al0.15Ga0.85N)层103。生长速率是大约3nm/分，其比光发射层102的生长速率快1.5倍。连续生长10分钟，获得大约30nm厚的氮化铝镓晶体层。利用双-环戊二烯基镁(bis-(C5H5)2Mg)作为镁源。设定输入到MOCVD反应系统的掺入镁量是8×10-6mol/min。利用通常的SIMS分析确定在掺杂镁的氮化铝镓层103中镁原子浓度为6×1019原子/cm3。
接着，在氩氢混合气氛中，在1100℃在掺杂镁的氮化铝镓层103上淀积掺杂镁的氮化镓层103a。利用三甲基镓作为镓源，为了生长掺杂镁的氮化铝镓层103利用相同的有机化合物作为镁源。由于观察到随着减少生长速率而增加掺杂镁的效果，则设定生长速率为大约3nm/分。掺杂镁的氮化镓层103a的厚度是大约60nm。
在形成叠层结构11的各层100a,101,102,103和103a后，在把相同体积的氨气加入到包含氩和氢的混合气流的条件下，立刻把衬底100的温度从1100℃减低到950℃。从1100℃到950℃，只是构成该气氛和显示高热导率的氢气流速从4升/分增加到8升/分，使衬底在1分钟基本上强迫冷却。在把衬底100温度降低到950℃后，允许在MOCVD反应器流动的气体限制为氩气。温度以10℃/分的速率从950℃降低到650℃，时间为30分。在MOCVD反应器中采用氢氩混合气氛从650℃降低到室温。大约经过45分降低温度到30℃。
冷却后，利用叠层结构11的横截面作为样品，由通常的横截面TEM技术在200KV的加速电压下，观察光发射层102的内部结构。
图3是表示利用透射电子显微镜(TEM)拍摄第1实施例光发射层获得的晶格图象。观察用的放大倍数是2×106。图3表示第1实施例多相结构的光发射层102，多相结构包括主相201和近似球形或岛形的子相202。在光发射层102和n-型氮化镓层101之间界面而不是其他区域更多地观察到岛形子相202。由照相区域中的子相数量计算子相202密度是大约2×1017cm-3。主相201和子相202的含铟量不同，观察到子相202的铟浓度比主相201的铟浓度具有增加的趋势。观察到子相的铟含量大约是30％。
还观察到每个子相202在和主相201交界处具有变形层203。近似球形的子相202直径大约是25-35埃(2.5-3.5nm)。岛形子相202的宽度是大约35埃。在某种情况，子相202和变形层203的取向角度差是大约60度。虽然变形层203不总是以均匀厚度存在于子相202的周围，但是其平均厚度是大约10埃。直径或宽度是25-35埃的子相202周围的变形层203的厚度(宽度)d是8-13埃，子相202周围变形层203的厚度d相应于小的直径或宽度(大约10-15埃)，范围是小于5-7埃。而且，具有上述厚度变形层的子相百分数是大约86％。
利用上述叠层结构11作为基部来制造LED。
图4简略地表示第1实施例中LED的横截面结构图。表示沿图5中4-4的横截面。图5是表示LED的平面简图。通过提供具有电极的前述叠层结构11获得LED50。
首先，通过利用甲烷/氩气/氢气混合气体进行等离子腐蚀，形成n-型焊盘电极109。用通常的真空蒸发方法，在通过腐蚀露出的n-型氮化镓层101的表面部分上，由直径为100μm的铝形成n-型焊盘电极109。电极109的厚度是大约2μm。在掺镁的氮化镓层103a上，在形成台面左部的上表面，利用通常的真空蒸发方法形成p-型焊盘电极105。和掺镁的氮化镓层103a接触的电极105侧面由金铍(Au·Be)合金形成，电极105的上部由金(Au)形成。电极105的整个厚度是大约2μm。在和设置n-型焊盘电极109侧面相对侧面中心部分，在LED上表面设置p型焊盘电极105。在掺镁的氮化镓层103a上的表面上，设置厚度为大约20nm的透明金薄膜电极104，以便和p-型焊盘电极105电接触。但是，只在金薄膜电极104的表面上，形成厚度为大约10nm的透明和绝缘氧化镍(Ni)薄膜104a。薄膜104a基本上作为金薄膜电极104和掺镁的氮化镓层103a整个暴露表面的保护膜。
利用n-型焊盘电极109和p-型焊盘电极105之间直流DC电压使上述构成的LED50工作进行发光。表1表示测量的发射特性。第2实施例在形成第1实施例所述的迭层结构11后，按照和实施例1部分不同的冷却条件来冷却该结构。具体是，按照和第1实施例相同的条件，进行1100℃到950℃的冷却后，以7.5℃/分的速率经过20分从950℃降到800℃。以后，以1O℃/分的速率从800℃降低温度到650℃，用氢限制输入到MOCVD反应器的气体，并且把温度降低到室温。经过大约45分冷却到30℃。
冷却后，利用横截面TEM技术确定光发射层的内部结构。第2实施例中光发射层的由主相和子相构成的多相结构，类似于第1实施例的光发射层102。观察到子相在主相边界具有变形层。子相的铟浓度通常高于主相的浓度，主相的含铟量大约为0.15。子相大部分近似为大约30埃均匀直径的球体。另外，在子相周围的变形层厚度是均匀的10埃。如上所述，在第2实施例，通过在800℃持续时间15分降低温度使子相的形状均匀地成为近似的球状，能更均匀地控制变形层厚度。由横截面TEM图象确定具有变形层的子相百分数是大约72％。比较实施例在形成如第1实施例所述的叠层结构后，从1100℃自发的降低温度到室温。经过大约90分降低温度到30℃。因此，平均冷却速率是大约12℃/分。根据已有技术(见日本专利公开NO.9-40490)，惰性气体是在低于1000℃中的氩。不象第1和第2实施例那样，在低于650℃时不是仅仅在氢气氛条件下进行处理。
利用横截面TEM技术观察在前述的常规条件下冷却叠层结构的光发射层内部结构。虽然观察到被认为是造成位错的线性黑色反差，但是没有清楚地观察到表现为主要因铟的聚集导致的子相的球形或岛形的反差。从照相区域中近似球形或岛形的反差数量发现子相的密度是1×1012cm-3以下。特别是不能清楚地识别由多相结构构成的光发射层。
按照第1实施例制造LED的方法，在第2实施例和比较实施例的条件下冷却叠层结构。利用它的电极之间的DC电压使每个LED工作发射光。表1表示测量的发射特性。
表1
比较表1表示的第1，第2和比较实施例的LED发射特性，可以看出在发射波长之间没有基本差别，发射波长是在430-450之间。此外，没有观察到当正向电流是20mA时的正向电压和当反向电流是5μA时的反向电压的主要差别。另一方面，从利用通常完整球体由常规方法测量的发射强度，可以看出，由包括具有基本上均匀变形层的子相的光发射层构成的第2实施例的LED显示出发射强度为2.1mW的最高值。比较实施例的LED的发射强度是0.4mW的最低值。主要光谱(FWHM)的半宽度非常不同。第2实施例的LED具有最小的半宽度，即7nm。第1实施例的LED的半宽度是9nm，比较实施例的LED具有最大的半宽度，即18nm。比较实施例的LED的光发射缺乏单色性。
虽然每个实施例叙述了用于光发射二极管(LED)的本发明，但是本发明可类似地用于诸如激光二极管(LD)。
虽然详细地叙述了本发明的优选实施例和比较例，但是应该了解在不脱离由附带本发明权利要求所限定的精神和保护范围的情况下，能够进行各种变化替代和修改。
权利要求
1．氮化物半导体光发射器件，使用含铟的Ⅲ族氮化物半导体层作为光发射层，该层为由具有不同含铟量的主相和子相组成的多相结构，其特征是，所述的子相主要由晶体构成，其和主相的边界由变形层包围。
2．按照权利要求1的氮化物半导体光发射器件，其特征是，主要由具有相对子相总尺寸D的宽度等于或小于0.5×D的变形层的晶体构成所述的子相。
3．按照权利要求1的氮化物半导体光发射器件，其特征是，所述的变形层的厚度是在5埃以上到10nm以下。
4．按照权利要求1,2,3中的任一个权利要求的氮化物半导体光发射器件，其特征是，具有所述变形层的子相数量占子相总数的50％以上。
5．按照权利要求1,2,3中的任一个权利要求的氮化物半导体光发射器件，其特征是，所述子相的密度是2×1018cm-3以下。
6．按照权利要求1,2,3中的任一个权利要求的氮化物半导体光发射器件，其特征是，所述光发射层的厚度是在1nm到300nm。
7．制造氮化物半导体光发射器件的方法，该器件使用含铟的Ⅲ族氮化物半导体层作为光发射层，该层为由具有不同含铟量的主相和子相组成的多相结构，其特征是该方法包括下列步骤在950℃到1200℃范围内的热处理温度下热处理所述的光发射层；从所述的热处理温度以每分钟20℃以上的速率将所述的光发射层冷却到950℃；从950℃以每分钟20℃以下的速率将所述的光发射层冷却到650℃，由此在所述的主相和所述的子相之间边界形成变形层。
8．按照权利要求7的制造氮化物半导体光发射器件的方法，其特征是，在从所述的热处理温度冷却所述的光发射层的过程中，将所述的光发射层在950℃到650℃之间的任选温度下保持预定的时间周期。
全文摘要
氮化物半导体光发射器件,使用含铟的Ⅲ族氮化物半导体层作为光发射层,该层为由具有不同含铟量的主相和子相组成的多相结构,其特征是,所述的子相主要由晶体构成,其和主相的边界由变形层包围。
文档编号H01S5/00GK1222770SQ9812407
公开日1999年7月14日 申请日期1998年12月25日 优先权日1997年12月25日
发明者宇田川隆 申请人:昭和电工株式会社