專利名稱：氮化物半導體發(fā)光器件及其制備方法
技術領域：
本發(fā)明涉及氮化物半導體發(fā)光器件及其制備方法，并且涉及光功率和可靠性得到提高的氮化物半導體發(fā)光器件及其制備方法。
背景技術：
常規(guī)的氮化物半導體發(fā)光器件的示意性堆疊結構及其制備方法將被描述。
圖1是常規(guī)氮化物半導體發(fā)光器件的截面圖。
參考圖1，常規(guī)的氮化物半導體發(fā)光器件包括襯底101、緩沖層103、n-GaN層105、有源層107和p-GaN層109。
在此，為了使得由于襯底101例如藍寶石襯底和n-GaN層105的晶格常數和熱膨脹系數的不同所產生的晶體缺陷最小化，在低溫下形成具有非晶相的基于GaN氮化物或基于AlN氮化物作為緩沖層103。
在高溫下形成摻雜有1018/Gm3濃度硅的n-GaN層105作為第一電極接觸層。此后，生長溫度降低并且形成有源層107。此后，生長溫度再次升高，并且形成摻雜鎂(Mg)的p-GaN層109。
具有上述堆疊結構的氮化物半導體發(fā)光器件形成p-/n-結結構，其使用n-GaN層105作為第一電極接觸層和使用p-GaN層109作為第二電極接觸層。在第二電極接觸層上形成的第二電極材料取決于第二電極接觸層的摻雜類型。在傳統(tǒng)技術中，為了降低第二接觸材料和具有高電阻組分的p-GaN層109之間的接觸電阻并且提高電流鋪展，使用Ni/Au合金的薄透射性電阻材料(transmissive resistive material)作為第二電極材料。
在制備常規(guī)的p-/n-結發(fā)光器件的技術中，為了抑制由于藍寶石襯底和n-GaN半導體之間的晶格常數和熱膨脹系數的不同引起的晶體缺陷，低溫GaN緩沖層或AlN緩沖層可以用來獲得具有～108/cm3的晶體缺陷密度的GaN半導體。然而，為了增加發(fā)光器件的光功率和提高發(fā)光器件抗ESD(靜電放電)的可靠性等，需要生長具有非常低的晶體缺陷濃度的GaN半導體。
為了解決以上問題，已經采用了各種生長技術將晶體缺陷密度降低到至少～107/cm3，例如使用絕緣體或難熔金屬的“橫向過生長”或“懸掛生長”。
然而，這些生長技術具有缺點，例如制備技術復雜。同樣，這些生長技術可以使用GaN襯底來有效抑制晶體缺陷，但是在技術或價格方面需要繼續(xù)研究和發(fā)展以大規(guī)模生產。
將更詳細描述以上晶體缺陷出現(xiàn)的原因和由晶體缺陷導致的問題。首先，在低溫非晶GaN緩沖層或低溫非晶AlN緩沖層的情況下，當非晶層在高溫下再結晶時，其形成了“類多”(poly-like)晶相。因此，初始的GaN半導體具有非常粗糙的表面狀態(tài)和劣質的平面，但是當生長繼續(xù)時，先進行垂直生長然后進行二維生長，以獲得高質量的氮化物半導體。同時，在與生長初始階段對應的垂直生長中，晶體缺陷在與GaN島(island)熔合的邊界產生。產生了不同類型的擴展到發(fā)光器件表面的晶體缺陷，例如“穿透位錯”、“螺旋位錯”、“線位錯”、“點缺陷”、或“混合物(mixture)”。這些嚴重影響了器件的可靠性。
具體地，在藍寶石襯底的情況下，“穿透位錯”擴展到發(fā)光器件的表面上。在擴展過程中，“穿透位錯”穿過發(fā)光的有源層，從而隨后作為漏電流的電流通道等。例如，當即刻施加高電壓例如ESD等時，有源層遭到破壞或光功率降低。以上問題提供了嚴重影響器件可靠性的根本原因。
由于以上原因，為了有效提高發(fā)光器件的光功率和可靠性，基本需要一種晶體生長方法，其能夠基本最小化從藍寶石基體上擴展晶體缺陷。

發(fā)明內容
技術問題為了解決以上問題，本發(fā)明提供了一種氮化物半導體發(fā)光器件及其制備方法，其能夠減少晶體缺陷和提高有源層的結晶度。
另外，本發(fā)明提供了一種氮化物半導體發(fā)光器件及其制備方法，其能夠提高光功率和工作可靠性。
技術解決方案在本發(fā)明的一方面，提供了一種氮化物半導體發(fā)光器件，包括襯底；在襯底上形成的第一緩沖層；在第一緩沖層上形成的含銦第二緩沖層；在第二緩沖層上形成的含銦第三緩沖層；在第三緩沖層上形成的第一氮化物半導體層；在第一氮化物半導體層上形成的有源層；和在有源層上形成的第二氮化物半導體層。
在本發(fā)明的另一方面，提供了一種氮化物半導體發(fā)光器件，包括襯底；在襯底上形成的第一緩沖層；在高于第一緩沖層生長溫度的溫度下在第一緩沖層上形成的第二緩沖層；在第二緩沖層上形成的含銦第三緩沖層；在第三緩沖層上形成的第一電極接觸層；在第一電極接觸層上形成的有源層；在有源層上形成的第二電極接觸層。
在本發(fā)明的另一方面，提供了一種氮化物半導體發(fā)光器件，包括襯底；在襯底上形成的第一緩沖層；在第一緩沖層上形成的含銦第二緩沖層；在第二緩沖層上形成的含銦第三緩沖層；在第三緩沖層上形成的銦摻雜的氮化物半導體層；在銦摻雜的氮化物半導體上形成的第一氮化物半導體層；在第一氮化物半導體層上形成的有源層；在有源層上形成的第二氮化物半導體層；在第二氮化物半導體層上形成的第三氮化物半導體層。
在本發(fā)明的另一方面，提供了一種制備氮化物半導體發(fā)光器件的方法，該方法包括在襯底上形成第一緩沖層；在第一緩沖層上形成含銦第二緩沖層；在第二緩沖層上形成含銦第三緩沖層；在第三緩沖層上形成銦摻雜的GaN層；在銦摻雜的GaN層上形成第一氮化物半導體層；在第一氮化物半導體層上形成有源層；和在有源層上形成第二氮化物半導體層。
有益效果根據本發(fā)明，氮化物半導體發(fā)光器件的晶體缺陷減少，有源層的結晶度和發(fā)光器件的光功率和可靠性可以得到提高。


通過以下附圖，本發(fā)明的精神將更容易得到理解。在附圖中圖1是常規(guī)氮化物半導體發(fā)光器件的截面圖。
圖2是根據本發(fā)明的氮化物半導體發(fā)光器件的截面圖。
圖3和圖4圖示了形成緩沖層的方法，具體地，圖3是根據常規(guī)技術的氮化物半導體發(fā)光器件的制備方法中每個階段的溫度變化圖，圖4是根據本發(fā)明的氮化物半導體發(fā)光器件的制備方法中每個階段的溫度變化圖。
本發(fā)明最佳實施方式在下文中，將參照附圖更詳細描述本發(fā)明的實施方案。
圖2是根據本發(fā)明的氮化物半導體發(fā)光器件的截面圖。
參考圖2，根據本發(fā)明的氮化物半導體發(fā)光器件包括襯底201、第一緩沖層203、第二InGaN緩沖層205、第三InGaN緩沖層207、In摻雜的GaN層209、n-GaN層211、低摩爾銦摻雜的GaN層或低摩爾InGaN層213、有源層215、p-GaN層217和n-InGaN層219。
將更詳細描述上述的層。首先，第一緩沖層203在500-600℃的低溫度下在襯底201例如藍寶石襯底上生長。第一緩沖層203可以形成為一種選自以下的結構Al InN/GaN堆疊結構、InGaN/GaN超晶格結構、Al InN/AlN堆疊結構、InXGa1-XN/GaN堆疊結構和AlXInYGa1-(X+Y)N/InxGa1-xN/GaN堆疊結構。此后，在高溫下進行第一緩沖層203的再結晶。
接著，銦含量小于10％的第二InGaN緩沖層205在例如750-850℃的溫度范下生長，該溫度高于第一緩沖層203的生長溫度。其后，當溫度線性變化到生長In摻雜的GaN層209的生長溫度時，生長具有與第二InGaN緩沖層205相同的In含量的第三InGaN緩沖層，換而言之，當溫度從第二InGaN緩沖層205的生長溫度向In摻雜的GaN層209的生長溫度上升時，生長第三InGaN緩沖層207。
其后，In摻雜GaN層209在高的生長溫度下生長，然后生長作為第一電極接觸層的硅(Si)-銦(In)共摻雜的n-GaN層211。在n-GaN層211的生長中，n-GaN層211可以共摻雜Si-Al。同樣，n-GaN層211可以通過Si-In或Si-Al的delta摻雜形成。在此，delta摻雜意味著摻雜材料的濃度周期性不同。通過控制摻雜材料的流量的方法，delta摻雜可以很容易實施，例如引入Si-In原子和Si-Al原子來生長n-GaN層。
另外，為了增加有源層215的內部量子效率，在有源層215生長之前，生長具有低In含量的低摩爾In摻雜的GaN層或低摩爾InGaN層213，使得有源層215的應變能夠得到控制。在生長低摩爾In摻雜GaN層或低摩爾InGaN層213中，調整銦的含量低于5％，更具體在1～5％的范圍。而且，在生長低摩爾In摻雜GaN層或低摩爾InGaN層213中，將其厚度調整到100～300范圍。
之后，當有源層215發(fā)射具有需要波段的光時，生長具有阱層/勢壘層的一個周期的單量子阱層或多量子阱層，例如InXGa1-XN(15-35％)/InYGa1-YN(小于5％)。盡管在附圖中未示出，但是可以以原子級的單位在阱層和勢壘層之間進一步形成SiNx簇層，以增加有源層215的發(fā)光效率。
此后，升高生長溫度以生長p-GaN層217。p-GaN層217可以通過delta摻雜形成，其中摻雜材料例如鎂(Mg)、Al或Mg/Al的濃度周期性不同。此后，用作第二電極接觸層的n-InGaN層219生長為超梯度結構，在該結構中連續(xù)調整銦含量。
如上所述，本發(fā)明的特征在于緩沖層203、205和207的結構和生長方法，其將詳細描述。
首先，在緩沖層203、205和207的生長中，為了抑制晶體缺陷在多緩沖層中產生，例如Al InN/GaN/Al InN/GaN，第一緩沖層203在高溫下在再結晶，然后在比第一緩沖層203更高的生長溫度下生長第二InGaN緩沖層205，其厚度小于500。此后，為了生長In摻雜的GaN層209，將生長溫度線性變化到高溫，同時線性生長具有結晶度的第三InGaN緩沖層207。
通過由此生長的緩沖層的結構，可以防止在襯底201例如藍寶石襯底上產生的晶體缺陷，例如“穿透位錯”通過第二InGaN緩沖層205和第三InGaN緩沖層207的生長擴展到發(fā)光器件的表面上。換而言之，通過調整第二InGaN緩沖層205和第三InGaN緩沖層207的晶格常數和能帶隙，能夠抑制應變產生。
而且，隨后生長的n-GaN層211和有源層215的晶體缺陷可以得到有效抑制，以提高發(fā)光器件的性能。
在以上氮化物半導體發(fā)光器件的制備方法中，緩沖層的晶體生長將被更詳細描述。
在本發(fā)明的氮化物半導體發(fā)光器件中應用的第一緩沖層203在高溫下再結晶，以生長GaN半導體。在再結晶過程中，發(fā)生了由非晶相向多晶體相轉化的相變。在第一緩沖層203上生長的GaN半導體通過在島之間的熔融過程進行晶體生長，其中在第一緩沖層203中發(fā)生相變。此時，根據取決于第一緩沖層203的生長溫度的厚度，相變的形式在高溫再結晶過程中發(fā)生變化，并且GaN半導體的初始生長模式由表面應變和平坦度的差異決定。
在島之間發(fā)生熔融的GaN半導體的初始生長模式中，由于通過垂直生長模式增加厚度，水平生長模式先于垂直生長模式。此時，在島之間的熔融過程中，垂直生長模式先于水平生長模式，因而在熔融過程的邊界處形成晶體缺陷，例如“穿透位錯”，并且缺陷穿過有源層擴展到發(fā)光器件的表面上。
為了有效抑制和減少這些初始晶體缺陷，本發(fā)明在高溫下再結晶第一緩沖層203，在比第一緩沖層203更高的生長溫度下生長第二InGaN緩沖層205，并且當生長溫度線性變化時生長第三InGaN緩沖層207。結果，具有粗多晶相的緩沖層的平坦度和表面粗糙度得到改進，并且受到拉伸應變的GaN半導體的應變受到抑制，從而生長具有良好晶相質量的GaN半導體，使得可以得到在光功率和可靠性方面具有良好性能的發(fā)光器件。
同時，本發(fā)明的氮化物半導體發(fā)光器件形成n-/p-/n-結結構。發(fā)光器件的第二電極材料由形成的GaN氮化物半導體的摻雜相或能帶隙確定。根據本發(fā)明的發(fā)光器件的第二電極接觸層的n-InGaN219層具有超晶格結構，其中通過銦含量的線性變化控制能量隙，從而增加電流鋪展效率，因而，第二電極材料可以使用可透射性氧化物或透射性電阻金屬。第二電極材料的例子包括ITO、IZO(In-ZnO)、GZO(Ga-ZnO)、AZO(Al-ZnO)、AGZO(Al-GaZnO)、IGZO(In-Ga ZnO)、IrOx、RuOx、RuOx/ITO、Ni/IrOx/Au、Ni/IrOx/Au/ITO等。
與傳統(tǒng)的發(fā)光器件相比，具有以上結構的發(fā)光器件可以提高30～50％的光功率，并且可以提高發(fā)光器件的工作可靠性。
圖3和圖4圖示了形成緩沖層的方法，現(xiàn)將參考圖3和4更詳細地描述根據本發(fā)明的氮化物半導體發(fā)光器件及其制備方法。
圖3是根據常規(guī)技術的氮化物半導體發(fā)光器件的制備方法中每個階段的溫度變化圖，圖4是根據本發(fā)明的氮化物半導體發(fā)光器件的制備方法中每個階段的溫度變化圖。
通常，當向GaN半導體發(fā)光器件施加偏壓時，不同的因素，例如在正向偏壓區(qū)域的光功率、壽命、在反向偏壓區(qū)內低電流的漏電流、靜電放電、由于高電壓引起的ESD人體模式等被用作評價數據。在這種可靠性評價中，晶體缺陷通常被指出作為影響負面結果的基本原因。例如，晶體缺陷如由于藍寶石襯底和緩沖層之間的晶格常數和熱膨脹系數的不同產生的“穿透位錯”擴展到發(fā)光器件的表面，從而具有超過～108/cm3的晶體缺陷，這嚴重影響到發(fā)光器件的可靠性。本發(fā)明的特征在于通過緩沖層防止了晶體缺陷的擴展。
參考圖3，常規(guī)技術的方法包括三個階段即，在低溫下在藍寶石襯底上生長非晶GaN緩沖層的第一階段(1)線性升高生長溫度以生長單晶體GaN半導體的第二階段(2)，和生長GaN半導體的第三階段(3)。
在上述常規(guī)計技術方法中，在將生長溫度線性升高(爬升)到高生長溫度的階段(2)的過程中，緩沖層再結晶，并且在包括非晶相的相變多晶相的表面上實施GaN成核。而且，產生島，先進行這些島的三維生長模式，然后以C軸優(yōu)先的二維生長模式通過熔融過程進行生長。具體而言，當三維生長模式盛行時，晶體缺陷例如“穿透位錯”在邊界產生，而在二維生長模式占優(yōu)勢的臨界厚度上，單晶GaN半導體的結晶度由表面的點缺陷密度確定。
而且，在主要影響結晶度的生長因素中，當生長取決于低溫GaN緩沖層的生長條件時，由晶粒尺寸和粗糙度不同產生了具有結晶度的GaN半導體的應變差。在這種情況下，由于藍寶石的晶格常數大于GaN半導體，初始GaN氮化物半導體直接受到壓縮應變，使得其在長時間運行中未能抑制形成的晶體缺陷的密度。
相反，在根據本發(fā)明的氮化物半導體發(fā)光器件及其制備方法中，圖4顯示了用于控制常規(guī)GaN半導體受到的壓縮應變的具體制備方法。
具體而言，參考圖4，生長第一緩沖層(1)，在高溫下再結晶第一緩沖層(2)，為了控制由藍寶石襯底引起的的壓縮應變，在比第一緩沖層生長溫度更高的溫度下生長第二InGaN緩沖層，使得緩沖層具有與藍寶石襯底相同的拉伸應變(3)。為了使第二InGaN緩沖層受到的拉伸應變松馳同時生長溫度線性上升(爬升)，第三InGaN緩沖層線性上升(4)。通過前述的四個步驟，生長了本發(fā)明的發(fā)光器件的多個緩沖層。
此后，進行連續(xù)生長GaN半導體的步驟(5)。
根據本發(fā)明，因為在第三InGaN緩沖層207的初始生長中，第二InGaN緩沖層205具有小于5％的銦含量，銦含量根據生長溫度的上升而線性降低。在長時間運行中，緩沖層具有與GaN氮化物半導體相同的晶相，因而應變可以自然受到控制。換而言之，第三InGaN緩沖層使用生長溫度控制能帶隙，并且第二和第三InGaN層已經包括單晶相。
通過上述的多緩沖層，晶體缺陷得到進一步抑制而有源層的光功率得到進一步提高。
發(fā)明模式以上實施方案顯示和描述了具有n-/p-/n-結結構的氮化物半導體發(fā)光器件，通過在有源層下形成n-GaN層作為第一電極接觸層、在有源層上形成p-GaN層、在p-GaN層上形成n-GaN層作為第二電極層而形成。然而，盡管在附圖中未示出，對應于根據本發(fā)明的氮化物半導體發(fā)光器件的制備方法的特征的形成第一、第二和第三緩沖層的工藝步驟可以用來在有源層下形成n-GaN層作為第一電極接觸層，和在有源層上形成p-GaN層作為第二電極接觸層，從而容易實現(xiàn)具有p-/n-結結構的氮化物半導體發(fā)光器件。
工業(yè)應用通過根據本發(fā)明的氮化物半導體發(fā)光器件及其制備方法，晶體缺陷得到進一步抑制，使得有源層的結晶度得到進一步提高，并且光功率和工作可靠性得到提高。
權利要求
1.一種氮化物半導體發(fā)光器件，包括襯底；在所述襯底上形成的第一緩沖層；在所述第一緩沖層上形成的含銦第二緩沖層；在所述第二緩沖層上形成的含銦第三緩沖層；在所述第三緩沖層上形成的第一氮化物半導體層；在所述第一氮化物半導體層上形成的有源層；和在所述有源層上形成的第二氮化物半導體層。
2.根據權利要求1的氮化物半導體發(fā)光器件，還包括在所述第三緩沖層上形成的銦摻雜的氮化物半導體層。
3.根據權利要求1的氮化物半導體發(fā)光器件，其中所述第一緩沖層具有選自以下的結構AlInN/GaN堆疊結構、InGaN/GaN超晶格結構、InXGa1-XN/GaN堆疊結構、AlXInYGa1-(X+Y)N/InXGa1-XN/GaN堆疊結構和AlInN/AlN堆疊結構。
4.根據權利要求1的氮化物半導體發(fā)光器件，其中所述第二緩沖層生長為單晶。
5.根據權利要求1的氮化物半導體發(fā)光器件，其中所述第三緩沖層生長為單晶并且銦含量逐漸減少。
6.根據權利要求1的氮化物半導體發(fā)光器件，其中所述第一氮化物半導體層是摻雜硅/銦或硅/鋁的n-GaN層。
7.根據權利要求1的氮化物半導體發(fā)光器件，其中所述第一氮化物半導體層是delta摻雜的n-GaN層。
8.根據權利要求1的氮化物半導體發(fā)光器件，還包括在所述第一氮化物半導體層和所述有源層之間形成并且具有1～5％的銦含量的低摩爾氮化物半導體層。
9.根據權利要求1的氮化物半導體發(fā)光器件，其中所述有源層形成為由阱層和勢壘層組成的單量子阱層或多量子阱層，并且在所述阱層和所述勢壘層之間進一步形成SiNx簇層。
10.根據權利要求1的氮化物半導體發(fā)光器件，其中所述第二緩沖層在比所述第一緩沖層生長溫度更高的生長溫度下生長。
11.根據權利要求1的氮化物半導體發(fā)光器件，其中所述第二緩沖層的銦含量小于10％。
12.根據權利要求1的氮化物半導體發(fā)光器件，其中所述第三緩沖層是生長溫度比所述第二緩沖層更高的單晶InGaN層。
13.根據權利要求12的氮化物半導體發(fā)光器件，其中所述第三緩沖層具有線性升高的生長溫度。
14.根據權利要求1的氮化物半導體發(fā)光器件，其中所述第二氮化物半導體層通過摻雜材料濃度周期性變化的delta摻雜形成，并且是鎂和/或鋁delta摻雜的p-GaN層。
15.根據權利要求1的氮化物半導體發(fā)光器件，其中所述第一氮化物半導體層是n型第一電極接觸層，所述第二氮化物半導體層是p型第二電極接觸層。
16.一種氮化物半導體發(fā)光器件，包括襯底；在所述襯底上形成的第一緩沖層；在所述第一緩沖層上形成的含銦第二緩沖層；在所述第二緩沖層上形成的含銦第三緩沖層；在所述第三緩沖層上形成的銦摻雜氮化物半導體層；在所述銦摻雜氮化物半導體層上形成的第一氮化物半導體層；在所述第一氮化物半導體層上形成的有源層；在所述有源層上形成的第二氮化物半導體層；和在所述第二半導體層上形成的第三氮化物半導體層。
17.根據權利要求16的氮化物半導體發(fā)光器件，其中所述第三氮化物半導體層由銦含量逐漸變化的超梯度結構的n-InGaN層形成。
18.根據權利要求16的氮化物半導體發(fā)光器件，還包括在所述第三氮化物半導體層上形成的透明電極。
19.根據權利要求18的氮化物半導體發(fā)光器件，其中所述透明電極由一種選自以下的物質形成ITO、IZO(In-ZnO)、GZO(Ga-ZnO)、AZO(Al-ZnO)、AGZO(Al-Ga ZnO)、IGZO(In-Ga ZnO)、IrOx、RuOx、RuOx/ITO、Ni/IrOx/Au和Ni/IrOx/Au/ITO。
20.根據權利要求16的氮化物半導體發(fā)光器件，其中所述第二緩沖層具有比所述第一緩沖層更高的生長溫度。
21.根據權利要求16的氮化物半導體發(fā)光器件，其中所述第三緩沖層具有比所述第二緩沖層更高的生長溫度，所述第三緩沖層的生長溫度線性升高。
22.根據權利要求16的氮化物半導體發(fā)光器件，其中所述第一氮化物半導體層是n型第一電極接觸層，所述第三氮化物半導體層是n型第二電極接觸層。
23.一種制備氮化物半導體發(fā)光器件的方法，所述方法包括在襯底上形成第一緩沖層；在所述第一緩沖層上形成含銦第二緩沖層；在所述第二緩沖層上形成含銦第三緩沖層；在所述第三緩沖層上形成銦摻雜的GaN層；在所述銦摻雜的GaN層上形成第一氮化物半導體層；在所述第一氮化物半導體層上形成有源層；和在所述有源層上形成第二氮化物半導體層。
24.根據權利要求23的方法，還包括在所述第二氮化物半導體層上形成第三氮化物半導體層。
25.根據權利要求23的方法，其中所述第二緩沖層在比所述第一緩沖層生長溫度更高的溫度下生長為單晶。
26.根據權利要求23的方法，其中所述第一緩沖層具有500℃～600℃的生長溫度，所述第二緩沖層具有750℃～850℃的生長溫度。
27.根據權利要求23的方法，其中所述第二緩沖層的銦含量小于10％。
28.根據權利要求23的方法，其中所述第三緩沖層生長為單晶，使得其中的銦含量逐漸減少。
29.根據權利要求23的方法，其中所述第三緩沖層的生長溫度比所述第二緩沖層更高，并且線性升高到所述銦摻雜的GaN的生長溫度。
30.根據權利要求23的方法，還包括在所述第一緩沖層形成后，在比所述第一緩沖層生長溫度更高的溫度下再結晶所述第一緩沖層。
31.根據權利要求23的方法，其中所述第一氮化物層通過摻雜材料的濃度周期性變化的delta摻雜形成，并且是硅/銦或硅/鋁delta摻雜的n-GaN層。
32.根據權利要求23的方法，還包括在所述第一氮化物半導體層和所述有源層之間形成具有1～5％的銦含量的低摩爾銦摻雜的GaN層或低摩爾InGaN層。
33.根據權利要求23的方法，其中所述第二氮化物半導體層通過摻雜材料的濃度周期性變化的delta摻雜形成，并且是鎂或鋁或鎂/鋁delta摻雜的p-GaN層。
34.根據權利要求23的方法，其中所述第三氮化物半導體層形成為具有銦含量逐漸變化的超梯度結構的n-GaN層。
35.一種氮化物半導體發(fā)光器件，包括襯底；在所述襯底上形成的第一緩沖層；在高于所述第一緩沖層生長溫度的溫度下在所述第一緩沖層上形成的第二緩沖層；在所述第二緩沖層上形成的含銦第三緩沖層；在所述第三緩沖層上形成的第一電極接觸層；在所述第一電極接觸層上形成的有源層；和在所述有源層上形成的第二電極接觸層。
36.根據權利要求35的氮化物半導體發(fā)光器件，其中所述第一緩沖層在高溫下再結晶。
37.根據權利要求35的氮化物半導體發(fā)光器件，其中所述第三緩沖層具有線性升高的生長溫度，使得所述第三緩沖層的銦含量逐漸變化。
全文摘要
提供了一種氮化物半導體發(fā)光器件，包括襯底；在襯底上形成的第一緩沖層；在第一緩沖層上形成的含銦第二緩沖層；在第二緩沖層上形成的含銦第三緩沖層；在第三緩沖層上形成的第一氮化物半導體層；在第一氮化物半導體層上形成的有源層；和在有源層上形成的第二氮化物半導體層。根據本發(fā)明，晶體缺陷得到進一步抑制，使得有源層的結晶度得到提高，并且光功率和可靠性也得到提高。
文檔編號H01L33/00GK101073161SQ200580041803
公開日2007年11月14日 申請日期2005年12月5日 優(yōu)先權日2004年12月23日
發(fā)明者李昔憲 申請人:Lg伊諾特有限公司