生长在模板上以减小应变的Ⅲ-氮化物发光二极管的利记博彩app

专利名称：生长在模板上以减小应变的Ⅲ-氮化物发光二极管的利记博彩app
技术领域：
本发明涉及用于半导体发光器件的生长技术和器件结构。
背景技术：
半导体发光器件包括发光二极管(LED)、谐振腔发光二极管 (CLED)、垂直腔发光二极管(VCLED)以及边发射激光器，这些器 件当前可用于最高效的光源之中。在制造能够在UV、可见光以及可能 的红外光语范围内工作的高亮度发光器件中当前感兴趣的材料系统包 括III-V族半导体，尤其是稼、铝、铟和氮的二元、三元以及四元合金，
也被称为ni氮化物材料。典型地，通过利用金属有机化学气相沉积
(MOCVD)、分子束外延(MBE)或其它外延技术以在蓝宝石、碳化
硅、in氮化物或者其它适合衬底上外延生长不同组分和掺杂浓度的一堆
半导体层，来制作III氮化物发光器件。该堆(stack)往往包括在衬底上 形成的掺杂有例如Si的一个或更多n型层、在n型层上形成的有源区中 的一个或更多发光层、以及在有源区上形成的掺杂有例如Mg的一个或 更多p型层。在n型区和p型区上形成电触点。这些ffl-氮化物材料对于 其它光电子以及电子器件(比如场效应晶体管(FET)和探测器)而言 也是备受关注的。

发明内容
在本发明的实施例中，包含in-氮化物器件的发光层的器件层生长在
被设计用以减小器件中特别是发光层中应变(strain)的模板(template ) 上。这个应变可以被如下定义给定层具有与和该层相同组分的独立式 材料的晶格常数对应的体(bulk)晶格常数abulk以及与生长在结构中 的该层的晶格常数对应的面内晶格常数ain-plane。层中的应变量是形成
特定层的材料的面内晶格常数和器件中该层的体晶格常数之间的差除 以体晶格常数。
减小发光器件中的应变可以提高器件的性能。模板可以将发光层的 晶格常数扩展超过可从常规生长模板获得的晶格常数的范围。在本发明的一些实施例中，发光层中的应变小于1%。
在一些实施例中，模板包括在低温下生长的两层，即直接在衬底上
生长的无铟成核(nucleation)层比如GaN以及在无铟层上生长的含铟 层比如InGaN。这两层都可以是非单晶层。在一些实施例中，诸如GaN 层的单晶层可以生长在成核层和含铟层之间。在一些实施例中，诸如 GaN、 InGaN或AlInGaN的单晶层可以生长在^氐温含铟层上。
在一些实施例中，模板还包括多层堆或渐变(graded)区，或者通 过一种包括热退火或热循环生长步骤的工艺来形成。


图1是根据现有技术的器件的一部分的横截面图。 分的横截面图。
'.、—口、 ' - 、 °口' 、 J
图3是包括在多个低温成核层上生长的低温InGaN层的器件的 一部
分的横截面图。
图4是包括在常规低温成核层上生长的多个低温层的器件的 一部分 的横截面图。
图5是包括不止一组低温成核层和低温InGaN层的器件的一部分的 横截面图。
图6是包括多个低温InGaN层的器件的一部分的横截面图。 图7是图6的结构在退火并生长器件层后的横截面图。 图8是包括在高温GaN层后生长的低温InGaN层的器件的一部分 的横截面图。
图9是包括在低温InGaN层后生长的高温InGaN层的器件的 一部分
的横截面图。
图10是包括在高温GaN层后生长的低温InGaN层后生长的高温 InGaN层的器件的一部分的横截面图。
图11是包括在两个高温InGaN层之间设置的低温InGaN层的器件
的一部分的横截面图。
图12是包括在低温InGaN层上生长的两个高温InGaN层的器件的 一部分的横截面图。
图13是包括通过热循环生长所生长的多个富铟层和贫铟层的器件
5的一部分的横截面图。图14是包括低温层和渐变组分层的器件的一部分的横截面图。图15是包括GaN成核层和厚高温GaN层的若干器件以及包括低温 InGaN层和厚高温GaN层的若干器件的、作为a-晶格常数的函数的c-晶格常数的曲线图。图16是若干器件的c-晶格常数和a-晶格常数的曲线图。 图17说明了诸如蓝宝石的纤锌矿结构的若干主晶面。 图18说明了从其去除了生长衬底的倒装发光器件的一部分。 图19是封装后的发光器件的分解图。
具体实施方式
半导体发光器件的性能可以通过测量外部量子效率来计量，所述外 量子效率测量每向器件供给一个电子从器件中提取的光子数。当施加到 常规III-氮化物发光器件上的电流密度增加时，器件的外量子效率起初增 加，然后降低。当电流密度增加越过零时，外量子效率增加，在给定电 流密度(例如，对于一些器件是在大约10 A/cm2)时达到峰值。当电流 密度增加超过该峰值时，外量子效率起初快速下降，然后在更高电流(例 如，对于一些器件是超过200 A/cm2)时该降低变慢。器件的外量子效 率还随着发光区的InN组分增加以及随着发射光的波长增加而降低。一种用于在高电流密度时减小或反转量子效率下降的技术是形成 较厚的发光层。然而，由于II-氮化物器件层中的应变，厚III-氮化物发 光层的生长很难。而且，为了获得较长波长的发射，引入较高InN组分 是所期望的。然而，由于III-氮化物器件层中的应变，高InN组分的m-氮化物发光层的生长很难。因为自然m -氮化物生长衬底通常很昂贵、不可广泛得到并且不实用于生长商业器件，所以III-氮化物器件往往生长在蓝宝石(Ah03)或SiC衬底上。这种非自然衬底具有与在衬底上生长的ni-氮化物器件层的体晶 格常数不同的晶格常数、与器件层不同的热膨胀系数以及不同的化学及 结构属性，导致器件层中的应变以及器件层和衬底之间的化学及结构失配。这种结构失配的示例能够包括例如GaN的晶体结构和GaN生长在 其上的蓝宝石衬底的晶体结构之间的面内旋转。如本文所用的，"面内"晶格常数指的是器件内层的实际晶 常数，而"体"晶格常数指的是给定组分的松弛独立式材料的晶格常数。层中 的应变量被定义在等式(1)中应变=s = ( ain-piane-abulk ) /abuik (1) 注意，应变s在等式(1)中可以是正或者是负，即s〉0或sO。在 无应变薄膜中，aln-plane = abulk，因此等式(l)中s-0。 s-0的薄膜被称 为处于拉伸应变或者处于拉伸，而s<0的薄膜称为处于压缩应变或者处 于压缩。拉伸应变的示例包括在无应变GaN上生长的应变AlGaN薄膜或者在无应变InGaN上生长的应变GaN薄膜。在这两种情况下，应变 薄膜的体晶格常数小于该应变薄膜生长在其上的无应变层的体晶格常数，因此应变薄膜的面内晶格常数被拉长以匹配无应变层的晶格常数， 得出等式(1 )中s>0，据此该薄膜被称为处于拉伸。压缩应变的示例包 括在无应变GaN上生长的应变InGaN薄膜或者在无应变AlGaN上生长 的应变GaN薄膜。在这两种情况下，应变薄膜的体晶格常数大于该应变 薄膜生长在其上的无应变层的体晶格常数，因此应变薄膜的面内晶格常 数被压缩以匹配无应变层的晶格常数，得出等式(1 )中s<0,据此该薄 膜被称为处于压缩。在拉伸薄膜中，应变使得原子彼此拉开以便增加面内晶格常数。这 种拉伸应变往往是不期望的，因为薄膜可能通过破裂而对拉伸应变做出 响应，这就降低了薄膜中的应变但是损坏了薄膜的结构和电学完整性。 在压缩薄膜中，应变使得原子挤到一起，这种后果例如会降低诸如铟的 大原子到InGaN薄膜中的引入，或者会降低InGaN LED中InGaN有源 层的材料质量。在许多情况下，拉伸应变和压缩应变都是不期望的，因 而降低器件的各层中的拉伸应变或压缩应变是有益的。在这种情况下， 引用应变的绝对值或幅度就更方便，如等式(2)所定义的。如本文所 用的，术语"应变"应理解成意指应变的绝对值或幅度就更方便，如等 式2所定义的。应变=|s| = I ( ain-piane-abuik ) |/abuik (2) 当III -氮化物器件常规地生长在A1203上时，在衬底上生长的第 一 结 构通常是具有大约3.189A或更小的面内a-晶格常数的GaN模板层。GaN 模板作为发光区的晶格常数模板，原因在于其设定了在模板层上生长的 所有器件层(包括InGaN发光层)的晶格常数。因为InGaN的体晶格常 数大于常规GaN模板的面内晶格常数，所以发光层在生长到常规GaN模板上时被压缩应变。例如，被配置成发射大约450 nm光的发光层可 以具有组分Ino.16Gaa84N,即一种具有3.242A的体晶才各常数的组分，相 比而言GaN的晶格常数为3.189A。当发光层中的InN组分增加(这在 器件中被设计用于发射较长波长的光)时，发光层的压缩应变也增加。如果应变层的厚度增加超过临界值，则在层内形成位错或其它缺陷 以减小与应变相关联的能量，如在Tomiya等人的/VoceW/"^ o/ 5尸/￡ 第6133巻第613308-1-613308-10页(2006)中所描述的，该文献并入 本文以供参考。结构缺陷可能与非辐射(non-radiative )复合中心相关联， 这些非辐射复合中心会显著地减小器件的量子效率。结果，发光层的厚 度必须保持低于这个临界厚度。当InN组分和峰值波长增大时，发光层 中的应变增加，因而发光层的临界厚度降低。即使发光层的厚度保持低于临界厚度，InGaN合金在特定组分和温 度下仍是热力学不稳定的，如在Ponce等人的尸/ ，/c" Sto/w So/,力笫B 240巻第273-284页(2003 )中所描述的，该文献并入本文以供参考。 例如，在典型用于InGaN生长的温度下，InGaN可能表现出旋节线分解， 其中组分均匀的InGaN层转化成具有高于平均InN组分区和低于平均 InN组分区的层。InGaN发光层中的旋节线分解产生了非辐射复合中心 并且可能增加内部吸收，这可能减小器件的量子效率。旋节线分解的问 题随着发光层的厚度增加、随着发光层中的平均InN组分增加和/或随着 发光层中的应变增加而更加严重。例如，在发光层生长在GaN模板上且 被配置成发射550nm光的情况下，>20%的InN组分和>30 A的优选厚 度的组合就超过了旋节线分解极限。因而，如上所述，期望的是增加发光层的厚度以减小或消除当电流 密度增加时出现的外量子效率的下降，或者期望的是增加InN组分以获 得较长的发射波长。在这两种情况下，必要的是减小发光层中的应变以 便生长更厚或更高组分的发光层、通过增加临界厚度将缺陷数量保持在 可接受的范围内、以及增加层能够生长的厚度而没有旋节线分解。本发 明的实施例被设计成减小III-氮化物器件的器件层中的应变，特别是发光 层中的应变。图1说明了具有在衬底1上生长的常规成核层2的器件。 一个或更 多高温层3和5可以生长在成核层2上，并且器件层6可以生长在高温 层3或5上。用于减小III-氮化物发光层中的应变的先前方法包括在聚结GaN区3上生长高温、基本单晶InGaN区5,如图1所示和美国专利 6,489,636所描述的；或者直"l妾在蓝宝石衬底上生长含铟成核层2,如图 1所示和英国专利申请GB 2 338 107A所描述的。然而，在聚结GaN上 生长的InGaN区典型地不会有效地松弛(relax )因而提供应变和相关缺 陷的有效减小，该方法被描述于英国专利申请GB 2 338 107A中，其包包括高位错密度、粗糙表面以及高杂质(比如碳和氧)浓度。因而，必 要的是不仅控制器件层中的应变而且要控制位错密度和表面粗糙度。另一种控制诸如图1所示的常规GaN模板中的应变的方法是控制 GaN模板中的位错(dislocation)密度，如在B6ttcher等人的 尸一c"e討第78巻第1976-1978页(2001 )中所描述的，该文献并入 本文以供参考。在这个方法中，a-晶格常数随着线位错密度(TDD)的 增大而增大。虽然a-晶格常数和线位错密度之间的确切关系取决于许多 因素，包括Si浓度、生长温度以及模板厚度，但是常规GaN模板中a-晶格常数和线位错密度之间的近似关系可以被描述为a—謹=3.1832 + 9.578 x 10""TDD ( 3 )根据等式(3)要注意，3.189A的面内a-晶格常数对应于大约6x 10、m^的线位错密度。虽然能够利用不同的Si浓度、不同的生长温度 或者不同的模板厚度以较低的线位错密度获得这个a-晶格常数，但是发 明人观察到a-晶格常数大于3.189A的常规GaN模板通常具有至少2 x 10、m」的线位错密度。通过改变诸如图1中的常规GaN模板的线位错 密度，发明人已将常规GaN模板中的面内a-晶格常数在从大约3.1832A 到大约3.1919A的范围内进行改变。虽然增加线位错密度因而通常在增加常规GaN模板中的面内a-晶 格常数方面是有效的，但是这种方法有若干缺点。例如，诸如位错的缺 陷作为非辐射复合中心，这会降低III-氮化物发光器件的外量子效率，如 在Koleske等人的如編尸—'"丄e旨第81巻第1940-1942页(2002 ) 中所描述的，该文献并入本文以供参考。因此，期望的是减小位错密度 以便增加外量子效率。而且，当在常规GaN模板中面内a-晶格常数接近 和超过大约3.189A时，GaN层由于过度张应力而容易破裂，如在Romano 等人的Jowt2"/ 0/y^p"e6/尸一wc^第87巻第7745-7752页(2000 )中所 描述的，该文献并入本文以供参考。因此，期望的是打破a-晶格常数和9是通过二元组分的GaN模板进行管制的。 特别地，获得低应变的有源层以及低线位错密度的^t板是增加外量子效 率和III-氮化物LED波长的重要目标。在本发明的一些实施例中，器件 层所生长的模板基本是无破裂的并且结合了高达3.200A的面内a-晶格 常数和低于2 x 109 cm —2的线位错密度。在本发明的实施例中，半导体发光器件的器件层生长在结构上，该 结构在本文中被称为模板，包含用于控制器件层中的晶格常数(以及因 此应变)的元件。增加器件中的晶格常数的结构可以引起不期望增加的 表面粗糙度或者增加的线位错密度，因而该模板还可以包括用于控制器 件层中(尤其是发光区中)线位错密度和表面粗糙度的元件。该模板设 定模板上半导体层的线位错密度和晶格常数。该模板用作从GaN的晶格 常数到与发光层的体晶格常数更接近匹配的晶格常数的晶格常数过渡。 与常规模板上生长的器件中可得到的晶格常数相比，由模板设定的晶格 常数能够与器件层的体晶格常数更接近匹配，导致与常规GaN模板上生 长的器件中相比在可接受的线位错密度和表面粗糙度时应变更小。上面所涉及的器件层包括夹在至少一个n型层和至少一个p型层之 间的至少 一个发光层。不同组分和掺杂浓度的附加层可以被包含在n型 区、发光区和p型区中的每一个中。例如，n型区和p型区可以包括相 反导电类型的层或者非故意掺杂的层、为便于后面剥离生长衬底或在衬 底去除后减薄半导体结构而设计的剥离层(release layer)、以及针对为 发光区高效发射光所需的特定光学或电学属性而设计的层。在一些实施 例中，夹住发光层的n型层可以是模板的一部分。在下面描述的实施例中， 一个或多个发光层中的InN组分可以很低 以致器件发射蓝光或UV光，或者很高以致器件发射绿光或较长波长的 光。在一些实施例中，器件包括一个或多个量子阱发光层。多个量子阱 可以由阻挡层进行分离。例如，每个量子阱可以具有大于15A的厚度。在一些实施例中，器件的发光区是单个厚发光层，其厚度在50和 600A之间，更优选地在100和250A之间。最优厚度可能取决于发光层 内的缺陷数量。发光区中的缺陷浓度优选地限制为小于109 cm-2,更优 选地限制为小于108cm-2，更优选地限制为小于107cnT2，且更优选地限 制为小于106 cm-2。在一些实施例中，器件中的至少一个发光层利用诸如Si的掺杂剂被10掺杂成1 x 10"cmJ和1 x 102Q cm^之间的掺杂浓度。Si掺杂可以影响发 光层中的面内a晶格常数，可能进一步减小发光层中的应变。在本发明的一些实施例中，该模板包括至少一个低温InGaN层。已 观察到H2会影响InGaN薄膜中铟的引入，如在Bosi和Fornari的Jow""/ 。/0，/ G /z第265巻第434-439页(2004 )中所描述的,该文献并 入本文以供参考。各种其它参数，比如生长温度、生长压力、生长速率 以及NH3流量，也会影响InGaN薄膜中铟的引入，如在Oliver等人的 Jow謹/ 0/柳/,^尸一^第97巻第013707-1-013707-8页(2005 )中所 部分地描述的，该文献并入本文以供参考。可变的H2流量因而有时一皮 用作一种控制InGaN或AUnGaN薄膜中的InN组分的手段。在一些实施 例中，因此在模板生长期间利用流到反应器内的可变H2流量、可变N2 流量或可变NH3流量中的一个或多个来生长本文所描述的模板。在其他2生长模板。在另一些实:例中:在模::k期间利;可口变H2流量y可变N2流量、可变NH3流量、可变温度、可变压力或者可变生长速率 中的一个或多个的任意组合来生长模板。图2说明了本发明的第一实施例。常规低温成核层22直接生长在 蓝宝石衬底20的表面上。成核层22典型地是在400和750。C之间的温 度下生长到厚度例如高达500埃的低质量非单晶层，比如无定形的、多 晶的或立方相的GaN层。第二层26也在低温下生长到成核层22上。低温层26可以例如是 在400和750。C之间、更优选在450和65CTC之间、更优选在500和600 。C之间的温度下生长到厚度例如高达500埃的低质量非单晶层，比如无 定形的、多晶的或立方相的in-氮化物层。在一些实施例中，低温层26 小于300埃厚。低温层26可以例如是InGaN层，其lnN组分大于Oyo 且往往小于20 % 、更优选地在3 %和6 %之间、更优选地在4 %和5 %之 间。在一些实施例中，低温层26中的InN组分很小，例如小于2%。该 结构可以在生长成核层22后^f旦在生长低温层26前、在生长低温层26 后进行退火或者在这两个时间都进行退火。例如，该结构可以在950和 1150。C之间的温度下退火30秒到30分之间，通常在H2和NHs; N2和 NH3;或者Hb、 N2和NH3的环境中。在一些实施例中，Ga、 Al或In前 驱物(precursor)可以在至少部分退火过程期间#皮引入。然后在低温层26上生长器件层10。低温层26可以将器件层10的晶格常数扩展超过 利用诸如常规G aN模板的常规成核层结构可获得的晶格常数范围。晶格 常数的扩展是因为低温层26生长得与底层(underlying layer )不相称而 发生的，而后者是由于GaN成核层具有与其生长其上的蓝宝石或SiC或 者其它衬底不同的晶格常数所致。因而，如上所述，低温层26用作从 成核层22的晶格常数到更大晶格常数的过渡。利用如图2所示的低温 InGaN层26的III-氮化物器件可以生长的质量要比利用直接在衬底上生 长的含InN成核层2的ffl-氮化物器件高，后者例如如图1所示并且描述 于英国专利申请GB 2 338 107 A中。在一些实施例中，低温层26可以由AlGaN或AlInGaN而不是InGaN 组成，以致低温层26降低由成核层22建立的晶格常数以便降低UV器 件的AlGaN发光区中的拉伸应变。这种器件的发光有源层可以例如是 AlGaN或AlInGaN。在本发明的一些实施例中，图2所示的器件可以包括一个或更多个 多层堆。多层堆的示例包括多个成核层22或多个低温层26。例如，一 个或更多附加GaN成核层可以设置在衬底20和InGaN低温层26之间， 如图3所示。可选地，多个InGaN低温层26可以在成核层22之后生长， 如图4所示。在包括具有多层堆的模板的器件的另一示例中，GaN低温 层22后面是InGaN低温层26的序列可以被重复一次或更多次，如图5 所示。多个成核层或低温层的使用可以减小器件中的线位错密度和堆叠 缺陷(stacking fault)密度。在一些实施例中，图4或图5中的多个^氐温层26可以具有不相等 的InN组分、或不相等的厚度，如由图6中的多个低温层32、 34和36 所示。图6所示的结构可以直接生长在常规衬底20上或者在成核层22 上，如图2所示。最接近衬底的低温层即层32可以具有最高的铟组分， 而离衬底最远的低温层即层36可以具有最低的铟组分。在另一实施例 中，最接近衬底的低温层即层32可以具有最低的铟组分，而离衬底最 远的低温层即层36可以具有最高的铟组分。可选地，可以使用低温层 的任意序列。可以在顶部低温层上形成GaN盖层38。每个低温层不必 是相同厚度。例如，较低铟组分的层可以比较高铟组分的层更厚。可以 使用多于或少于图6所示的三个低温层。另外，图6所示的低温层的多 个堆可以被包含在器件中。每个这些层的厚度都可以从10埃变化到IOOO埃或更大厚度。在生长一个或多个层32、 34、 36或38后，可以退火图6所示的结 构一次或多次。这个退火过程可以使InGaN低温层32、 34或36与GaN 盖层38相互混合以形成如图7所示的单个InGaN区35，在该InGaN区 35上生长器件层10。图6中的GaN盖层38可以减少退火期间^皮赶出 InGaN低温层32、 34和36的InN量。退火的条件被选择成使得最终结 构具有光滑表面和低缺陷密度。在一些实施例中，该退火包括生长暂停。 例如，该结构可以在950和1150°C之间的温度下退火30秒到30分之间。 在生长低温层32、 34和36后，温度可以升高到盖层38或待生长的下 一层的生长温度，于是在生长盖层38或下一层之前存在生长暂停。在 另一些实施例中，退火仅仅是在生长低温层32、 34和36后将生长反应 器中的温度增加到盖层38的生长温度。在一些实施例中，盖层38的生 长在生长反应器中的温度到达盖层38的期望生长温度前开始。在一些 实施例中，盖层38可以在与用于生长成核层22的温度类似的低温度下 进行生长。在低温层32、 34和36以及盖层38的结构中，低InN组分 层可以有助于抑制在退火期间从高I nN组分层中损失I nN 。图3或4或5中的多层堆或者图6中的渐变含InN层32、 34及36 以及图7中的渐变含InN层35可以替代本文所描述的任一实施例中所 示的单个低温层26。如本文所用的，术语"渐变"在描迷器件中的一层 或多层中的组分或掺杂浓度时意指涵盖任何以除了组分和/或掺杂浓度 的单个阶梯之外的任何方式实现组分和/或掺杂浓度的变化的结构。每个 渐变层可以一堆子层，每个子层具有与和其相邻的每一子层不同的掺杂 浓度或组分。如果这些子层具有可分辨的厚度，则渐变层是阶梯渐变层。 在一些实施例中，阶梯渐变层中的这些子层的厚度可以从几十埃变化到 几千埃。在各个子层的厚度接近零的极限时，渐变层是连续渐变区。构 成每个渐变层的这些子层能够被布置为形成组分和/或掺杂浓度相对厚 度的各种分布，包括但不限于线性渐变、抛物线渐变和幂律渐变。而且， 渐变层不限于单个渐变分布，而是可以包括具有不同渐变分布的部分以 及具有基本恒定组分和/或掺杂浓度区的一个或更多部分。在一个示例中，层32、 34和36可以由InGaN组成，其InN组分分 别为9%、 6%和3%。在另一示例中，层32、 34和36可以具有9%、 3 %和9%的InN组分。在退火后，图7中的混合区35的InN组分可以/人底部到顶部单调降低、从底部到顶部单调增加、或者以非单调方式改变。 在本发明的一些实施例中，半导体发光器件的器件层生长在模板 上，该模板包括在高温层上生长的至少一个低温层。例如，高温层可以 建立低线位错密度和光滑表面形貌，而低温层为生长在模板上的层建立 扩展的晶格常数。晶格常数的扩展是因为低温层26生长得与底层不相
称而发生的，而后者是由于GaN成核层具有与其生长其上的蓝宝石或 SiC或者其它衬底不同的晶格常数所致。图8是这种器件的一部分的横 截面视图。
在图8所示的器件中，高温层24生长在成核层22上，该成核层22 与上面关于图2所描述的成核层22相同。高温层24可以例如是在卯0 和1150。C之间的温度下生长到厚度至少500埃的高质量晶体GaN、 InGaN、 AlGaN或AlInGaN层。
在生长高温层24后，使温度下降并生长低温层26。在一些实施例 中，低温层26以0.1和10 A/s之间、更优选小于5 A/s、更优选0.5和2 A/s之间的生长速率来生长，以避免不期望的粗糙表面。低温层26可以 例如是在400和750。C之间、更优选在450和650。C之间、更优选在500 和600。C之间的温度下生长到厚度例如高达500埃的低质量非单晶层， 比如无定形的、多晶的或立方层。在较高温度下，低温层26可能复制 底层的晶格常数，而不是如所期望的那样松弛或建立其自己的晶格常 数。低温层26在足够低的温度下进行生长以使其不复制高温层24的晶 格常数；相反，低温层26可以具有比高温层24的晶格常数更大的晶格 常数，这可能是由于低温层26的较差质量所致。低温层26可以例如是 InN组分在1 %和20 %之间、更优选地在3 %和6 %之间、更优选地在4 %和5 %之间的InGaN层。低温层26用作从GaN成核层22的晶才各常数 到与器件的发光层的体晶格常数更接近地匹配的较大晶格常数的过渡。
在一些实施例中，高温层24和低温层26的生长温度之间的差为至 少300。C、更优选地至少45(TC、且更优选地至少500°C。例如，高温层 24可以在900和115(TC之间的温度下生长，而低温层26可以在450和 65(TC之间的温度下生长。
由于在本发明的不同实施例中用于生长层26的低生长温度,低温 层26可以具有高的碳含量。在一些实施例中，低温层26中的碳含量在 1 x io18 citT3和1 x 1020 cnT3之间、往往在1 x 1018 cm — 3和1 x 1019 cm-3之间。相比而言，高温层24中的碳含量通常小于5x 1017cnT3、更优选 地小于1 x io17 cm —3、更优选地小于1 x 1016 cnT3。由于高的碳浓度， 低温层26可以吸收由有源层发射的光。在优选实施例中，低温层26的 厚度因而受限于小于1000 A、更优选地小于500 A、且更优选地小于300A。
同样由于低生长温度、晶格失配和热膨胀失配，低温层26可以具 有诸如堆叠缺陷、位错环和位错线之类的缺陷的高浓度，这些缺陷位于
者位于低温层26和低温层26生长其上的层之间的界面处或该界面附 近。这些缺陷往往大致平行于衬底20和成核层22之间的生长界面进行 定向。这些面内缺陷的密度对低温层26和生长在低温层26上的层的应 变松弛有贡献。注意，这些面内缺陷的浓度不必与上面关于等式(3) 所描述的线位错密度有关。在给定高温层24中，通过透射电子显微镜 (TEM)没有观察到与生长界面平行的堆叠缺陷或位错，这表明与生长 界面平行的堆叠缺陷或位错的密度低于TEM的检测极限，其典型地大 约为1 x 102cm—、对于几千埃量级的TEM样品厚度，InGaN低温层26 的TEM图像揭示了与生长界面平行的许多位错，这表明与生长界面平 行的位错密度至少为1 x 102 cnT1、更可能1 x 103 cnT1、且更可能1 x 104cm—、在一些实施例中，与生长界面平行的位错密度在1 x 102cm—1 和1 x io7 cm—i之间。
在一些实施例中，^氐温层26可以以如下方式进行生长使低温层 26在生长平面内是不连续的，即低温层可以具有使其非平坦或不连续的 有意或无意特征。这种有意特征的示例可以包括使用一类涉及横向过生 长的技术中的一种或更多种。这些技术用各种术语来提及，包括外延横 向过生长(ELO或ELOG)、端面控制的外延一黄向过生长(FAELO)和 Pendeo夕卜延(PE ), ^口在Hiramatsu 6勺Jown a/ o/^/yAs^d.Cowdewsec/ A/a"er 第13巻第6961-6975页(2001 )中所描述的，该文献并入本文以供参考。 这种无意特征的示例可以包括存在与低温III-氮化物层的上表面相交的 V形缺陷(通常称为"凹陷，，)、大表面阶梯、以及低温层26中的或 者低温层26之下的一层或多层中的其他缺陷。使用这些有意横向过生 长技术或无意技术中的一种或更多种可以将缺陷区的横向范围(extent) 限制为模板的小部分或许多小部分，同时模板的横向过生长可以维持由
15低温层26建立的大晶格常数。
在一些实施例中，器件层直接生长在图8的低温层26上。在另一 实施例中，附加高温层28可以生长在^^温层26上，复制由#^显层26 所建立的晶格常数，如图9所示。高温层28可以例如是GaN、 InGaN、 AlGaN或AlInGaN。在一些实施例中，高温层28是在800和1000。C之 间的温度下生长到厚度在500和10,000埃之间的InGaN。高温层28中 的InN组分通常小于低温层26中的InN组分，并且可以例如在0.5 %和 20 %之间、更优选地在3 %和6 %之间、更优选地在4 %和5 %之间。
低温层26意欲增加后续生长层的晶格常数，而高温层28意欲消除 或填充凹陷、大表面阶梯、以及低温层26中的其他缺陷。高温层28提 供高质量基体，在该基体上生长后续层。低温层26的InN组分相对较 高，以便尽可能多地扩展晶才各常数，而高温层28的InN组分相对较4氐， 以便生长一个期望高质量的层。图9所示的器件可以包括在衬底和器件 层之间的多组低温层26和高温层28。通过将^氐温层26中的InN组分从 最靠近衬底的低温层26中的最低InN组分增加到最靠近器件层的低温 层26中的最高InN组分，每组的晶格常数可以被小量地扩展。当晶格 常数扩展时，还可以增加InN组分，在该InN组分下可以生长可接受高 质量的高温层28。因而，高温层28中的InN组分可以从最靠近衬底的 高温层28中的最低InN组分增加到最靠近器件层的高温层28中的最高 InN组分。虽然增加层26中的InN组分是一种增加层28的InN组分的 方法，但是可以通过其他方法而不用增加层26中的InN组分来增加层 28的组分。在图IO所示的另一实施例中，来自图8的高温层24可以与 图9中的高温层28结合使用。
在图11所示的另一实施例中，首先生长低温成核层22、然后是高 温层24,如上面关于图8所描述的。第二高温层30生长在高温层24上， 低温InGaN层26生长在层30上。高温层28然后生长在低温层26上， 器件层10生长在高温层28上。可选地，在图11中可以省略高温层28, 器件层10可以直接生长在低温InGaN层26的顶部上。
高温层30可以例如是具有低InN组分(例如小于5 % )的、在900 和1000。C之间的温度下生长到厚度在500和10,000埃之间的InGaN层。 高温层30通常是一种具有比高温层24的晶格常数更大的体晶格常数的 材料。结果，低温层26和后续生长的高温层28的面内晶格常数可能大
16于在低温层26直接生长在高温层24上的情况下可获得的面内晶格常数。
在一些实施例中，图11中的高温层30和28由InGaN组成。在一 个这种实施例中，与高温层30相比，高温层28可以用环境中更少的 H2或者在更低温度下进行生长，在这种情况下高温层28可以具有比高 温层30更高的InN组分。例如，高温层30和低温层26的生长温度之 间的差可以为至少35CTC、更优选地至少400°C、且更优选地至少450 °C。相比而言，低温层26和高温层28的生长温度之间的差可以为至少 250°C、更优选地至少300°C、且更优选地至少350°C。在另一实施例中， 与高温层30相比，高温层28可以用更多H2或者在更高温度下进行生 长，在这种情况下高温层28可以具有比高温层30更低的InN组分。在 另 一实施例中，高温层28可以在与高温层30基本相同的条件下进行生 长，或者高温层28可以具有与高温层30基本相同的组分。在每个这些 实施例中，低温InGaN层26将会干扰高温层24的晶格常数并且扩展后 续生长层的晶格常数，因此高温层28将具有比高温层30更大的面内晶 格常数。
在该结构的一些实施例中，低温层26可以建立大晶格常数而高温 层28可以建立光滑表面。如果低温层26的面内晶格常数显著大于高温 层28的体晶格常数，则高温层28可能处于显著的拉伸应变，如等式(1 ) 所定义的，并且这一拉伸应变可以通过在高温层18中或附近形成破裂 或其他缺陷而得到部分松弛。这种影响是不期望的，因为破裂会使器件 的电学和结构完整性降级，以及层28中的破裂或其他结构缺陷可能减 小层28中的晶格常数并且增加有源区中的压缩应变。在器件的一些实 施例中，因此优选的是在衬底20和器件层IO之间生长附加层。在一个 这种实施例中，高温层31可以设置在低温层26和高温层28之间，如 图12所示。在这个实施例中，高温层31的生长温度可以高于低温层26 的生长温度但低于高温层28的生长温度。高温层28和31每个都可以 例如是在800和IOO(TC之间的温度下生长到厚度在500和10,000埃之 间的InGaN。每个高温层中的InN组分可以例如是在0.5 %和20 %之间、 更优选地在3 %和6 %之间、更优选地在4 %和5 %之间。
可选地，高温层28和31可以在基本相同的温度下进行生长，但高 温层31可以通过环境中比生长高温层28所用的H2更少的H2来生长。在这种情况下，高温层31可以具有比高温层28更高的InN组分。可选 地，高温层31可以比高温层28在更高温度下或者利用更多H2来生长， 在这种情况下高温层31可以具有比高温层28更j氐的InN组分。
在另一实施例中，两个以上的不同层可以生长在低温层26和器件 层10之间。图13示出了这个实施例的一个示例，其中交替的富InN和 贫lnN材料层被包含在低温层26和器件层IO之间的多层堆中。注意， 图13中的多层堆可以生长在图2的成核层22上或者生长在图10的高 温层24上。尽管图13说明了三组富InN层和贫InN层，但是可以使用 更多组或更少组。富铟层60、 62和64可以例如是InGaN或AlInGaN。 贫铟层61、 63和65可以例如是GaN、 InGaN或AlInGaN。层60、 62 和64可以具有3y。InN组分，而层61、63和65可以具有0.5。/QlnN组分。
任选的盖层67可以生长在顶部的贫InN层65上，然后器件层10 生长在盖层67上或在顶部的贫InN层65上。盖层67可以例如是GaN 或InGaN。在另一实施例中，顶部的贫铟层可以被省略并且器件层直接 生长在顶部的贫铟层，比如层60、 62或64上。
在本器件的另一实施例中，图13的多层堆可以利用热循环生长或 退火来形成，如Itoh等人的j/7p/z'ed尸/z"z^丄e討第52巻第1617-1618 页(1988 )中所描述的，该文献并入本文以供参考。热循环生长用来生 长具有良好表面形貌的器件，且该器件的器件层中的a-晶格常数大于可 从常规GaN模板上的生长所得到的a-晶格常数。热循环生长过程涉及生 长诸如InGaN的外延层，接着是高温生长或者退火步骤。
在生长层60、 61、 62、 63、 64和65之后，生长可以通过停止某些 前驱物气体比如Ga、 Al和In前驱物的流动而暂停，接着该结构可以通 过继续N前驱物(往往是NH3)的流动进行退火，同时将温度保持或升 高持续预定的时间量。当把温度调整到下一层的生长温度时开始下一层 的生长，并且如果必要的话引入适当的前驱物。典型的退火条件包括在 H2和NH3的环境下、IOO(TC、持续5分钟。N2也可以被添加到环境中 或者可以从环境中去除H2以便防止InGaN层的过度分解。可选地，可 以在这些高温步骤和温度上升(ramp)期间继续生长。与在生长每层后 未经退火的器件相比，在生长每层后的退火可以改善表面形貌，但在生 长贫InN层61、 63和65后的退火可能导致形成额外的位错或位错环， 这可以松弛贫InN层中的一些应变以使得不再把这些层变形为富InN层
18的较大a-晶格常数，导致模板具有低于期望的a-晶格常数。
可选地，该结构仅在生长富InN层60、 62和64中的一些或全部之 后或者在生长贫InN层61、 63和65中的一些或全部之后才进行退火。 仅在生长贫InN层61、 63和65之后的退火可以导致^t板中的更高平均 InN组分，原因是在任何退火步骤期间贫InN层捕获器件中的富InN层 中的更多的InN。在另一实施例中，该结构可以在生长每层后进行退火， 其中在生长富InN层后所用的退火条件不同于在生长贫InN层后所用的 退火条件。注意，富lnN层60、 62和64中每层的组分或厚度不必相等。 类似地，贫铟层61、 63和65中每层的组分或厚度不必相等。
在另一实施例中，渐变InGaN层59可以设置在低温层26和器件层 IO之间，如图14所示。渐变层59可以包括例如具有变化InN组分的一 个或更多二元、三元或四元III-氮化物层。如上所述，任选的盖层(未示 于图14中)可以设置在渐变层59和器件层10之间。例如，渐变层59 可以是InGaN层，其中组分从与低温层26相邻的最高InN组分11 %线 性渐变到与器件层10相邻的最低InN组分3W。在另一示例中，渐变层 59可以包括从与低温层26相邻的高InN组分10%下至与器件层10相 邻的低InN组分OQ/。的渐变。在又一实施例中，渐变层59可以包括从与 低温层26相邻的高InN组分8 %下至某个中间位置处的低InN组分0 % 的渐变或单个阶梯、接着是回到与器件层10相邻的较高InN组分3 %的 渐变或单个阶梯。
在一些实施例中，图11中的层24和30可以与图12中的层28和 31结合使用。在另一实施例中，低温层26可以夹在两个渐变InGaN层 59之间，如图14所示。在另一实施例中，任意一堆低温层26可以生长 成散布于任意一堆高温层或者任意一堆高温层与低温GaN层之间。图2、 8、 9和10所示的每个实施例可以包括渐变层、多层堆以及退火层或通 过热循环生长所生长的层，如图3-7和图11-14所讨论的。
在一些实施例中，诸如图12的高温层31之类的层的特性被选择成 锁定低温层26所建立的晶格常数。在一些实施例中，诸如图12的高温 层28之类的层的特性被选择成改善器件中的表面形貌。
图15和16是若干器件的作为a-晶格常数的函数的c-晶格常数的曲 线图。图15图示了根据本发明实施例的模板事实上造成上覆层至少部 分地松弛。能够通过确定结构的c-晶格常数和a-晶格常数来测量结构的应变状态。在由图15中的菱形所表示的结构中，厚高温GaN层3生长 在GaN成核层2上，如图1所示，其中改变成核层2和高温GaN层3 的生长条件以便改变线位错密度以及因此改变GaN中的面内a-晶格常 数，如先前关于等式(3)所讨论的。此类改变线位错密度的方法被描 述于Figge等人的Jowr冊/ o/O"^/ OowA第221巻第262-266页(2000 ) 中，该文献并入本文以供参考。由图15中的菱形所表示的结构因此具 有变化的线位错密度和a-晶格常数，与等式(3)相一致。在由圆圏所 表示的结构中，厚高温GaN层生长在根据本发明实施例制备的低温 InGaN层上。根据弹性理论，III-氮化物材料中的c-晶格常数和a-晶格常 数是反相关的，这由菱形所表示的结构图示，它们所有都落在图15所 示的对角线附近。与菱形所表示的结构相比，圆圏所表示的结构每个都 位于对角线之下，意味着这些结构的c-晶格常数小于由菱形所表示的结 构的o晶格常数。圆圈所表示的结构的较小c-晶格常数表明这些结构中 的厚高温GaN层是在拉伸应变下生长的，指示高温GaN层的a-晶格常 数被拉伸以匹配底下至少部分松弛的低温InGaN层26的a-晶格常数。 就给定a-晶格常数而言，圆圏所表示的结构还表现出比菱形所表示的结 构更低的线位错密度，指示本发明打破了在常规GaN模板中所观测的 a-晶格常数和线位错密度之间的权衡，如先前在等式(3)中所量化的。 图16是针对本发明一个或多个实施例中的若千层所观测的c-晶格 常数和a-晶格常数的曲线图。图16中的闭圆圈表示图9中的层28,而 图16中的开圆圏表示图13中的一个或更多富铟层，菱形符号表示图13 中的一个或更多贫铟层或盖层。图16中的实对角线对应于图15中先前 所示的实对角线，并且表示关于诸如图1所示结构的GaN模板的实验数 据，而虚对角线是实线向外到较大a-晶格值的外插。如图16所示，富 铟层60的c-晶格常数和a-晶格常数两者与由图15中的菱形符号所示的 常规GaN模板的数据相比都是很大的。形成在富铟层60上的贫铟层61 或盖层67的c-晶格常数和a-晶格常数小于富铟层60的晶格常数，但比 图15中针对GaN模板所观测的最大a-晶格常数大很多，这表明根据图 13所示实施例生长的贫铟层61或盖层67被至少部分变形(strained) 为富铟层60的较大晶格常数。注意，贫铟层61或盖层67通常被保持 足够薄或者在足够高的InN组分下生长以避免破裂。在贫铟层61或盖 层67上生长应变的器件层10复制这个大于GaN的a-晶格常数，这就减
20小了发光层中的应变。上面实施例中所描述的模板因此可以具有比常规
GaN模板更大的a-晶格常数，典型地常规GaN模板的a-晶格常数不大 于3.189A。
在具有比3.189A更大的面内晶格常数的模板(诸如上面描述的一 些实施例中的结构)上生长包括一个或更多发光层的器件层可以充分地 减小发光层中的应变从而允许待生长的较厚发光层具有可接受的缺陷 密度和减少的旋节线分解。例如，发射蓝光的InGaN层可以具有组分 In012Ga0.88N-体晶才各常数为3.23A的组分。发光层中的应变由发光层中 的面内晶格常数(对于生长在常规GaN緩冲层上的发光层而言大约 3.189A)和发光层的体晶格常数之间的差确定，因而应变可以表达成 I ( ain-piane-abulk) |/abuik,如等式(2)中所定义的。在常规In0.12Ga0 88N层 的情况下，应变是| (3.189A —3.23 A) |/3.23 A,大约为1.23%。如果 相同组分的发光层生长在较大晶格常数的模板(比如上面描述的结构) 上，则可以减小或消除应变。在本发明的一些实施例中，发射430 nm 和480 nm之间的光的器件的发光层中的应变可以被减小到小于1 % ,且 更优选地减小到小于0.5%。发射蓝绿光的InGaN层可以具有组分 In016Ga。.84N,即当生长在常规GaN緩冲层上时体晶;f各常数为3.24A且应 变大约为1.7 %的组分。在本发明的 一些实施例中，发射480 nm和520 nm 之间的光的器件的发光层中的应变可以被减小到小于1.5%,且更优选 地减小到小于1%。发射绿光的InGaN层可以具有组分Ina2Gao.8N,即 体晶格常数为3.26A的组分，导致当生长在常规GaN緩冲层上时应变大 约为2.1%。在本发明的一些实施例中，发射520 nm和560 nm之间的 光的器件的发光层中的应变可以被减小到小于2%,且更优选地减小到 小于1.5%。
对于图2所示的器件，发明人生长了具有高达3.212 A的a-晶格常 数和低至4 x 109 cm—2的线位错密度的结构。在这种结构上生长的发光层 可能对于蓝光发射层变形0.55%、对于蓝绿光发射层变形0.87%而对于 绿光发射层变形1.5%。对于图8和IO所示的器件，发明人生长了具有 高达3.196 A的a-晶格常数和低至1.5 x 109 cm—2的线位错密度的结构。 在这种结构上生长的发光层可能对于蓝光发射层变形1.1%、对于蓝绿 光发射层变形1.4%而对于绿光发射层变形2.0%。对于图9和13所示 的器件，发明人生长了具有高达3.202 A的a-晶格常数和低至1.5 x 109cm:的线位错密度的结构，如图16所示。在这种结构上生长的发光层 可以对于蓝光发射层变形0.87%、对于蓝绿光发射层变形1.2%而对于 绿光发射层变形1.8%。对于图ll所示的器件，发明人生长了具有高达 3.204 A的a-晶格常数和低至1.5 x 109 cnT2的线位错密度的结构。在这 种结构上生长的发光层可以对于蓝光发射层变形0.8%、对于蓝绿光发 射层变形1.1%而对于绿光发射层变形1.7%。因此，这些示例中每个都 打破了面内a-晶格常数和线位错密度之间的关系，如先前在等式(3) 中所描述的。
根据本发明的实施例，上面所描述的生长模板以及器件层可以生长 在蓝宝石或SiC生长衬底的表面上，该表面相对蓝宝石的主晶面倾斜。 图17示出了蓝宝石的c-面、m-面和a-面。ni-氮化物器件往往生长在蓝 宝石的c-面、r-面、m-面或a-面上。在本发明的实施例中，蓝宝石4十底 可以被切割并抛光以使得III-氮化物器件生长于其上的生长表面以方向 12相对c-面、r-面、m-面或a-面倾斜例如大于0.1°。生长在这种衬底上 的发光层可能经受减少的旋节线分解以及发光层中减小的应变。这种衬 底可以用来生长上面描述的任 一 模板。
上面描述和说明的半导体结构可以被包含在发光器件的任一合适 配置中，比如器件的触点(contact)形成在器件的相对侧上或者器件的 两个触点形成在器件的相同侧上。当两个触点设置在相同侧上时，器件 可以用透明触点来形成并且被装配成使得光也通过其上形成触点的相 同侧来提取，或者用反射触点来形成并且被装配倒装，其中光通过其上 形成触点的相对侧来提取。
图18说明了适合配置的一个示例的一部分，即从其去除了生长衬 底的倒装器件。如上所述，器件层10包括发光区72,该发光区72包括 夹在包括至少一个n型层的n型区71和包括至少一个p型层的p型区 73之间的至少一个发光层。n型区71可以是生长模板的一部分或者是 单独的结构。p型区73和发光区72的一部分被去除以形成露出部分n 型区71的台面。尽管图18中示出了露出部分n型区71的一个通孔， 但要理解可以在单个器件中形成多个通孔。N触点78和p触点76例如 通过蒸发和电镀而形成在n型区71和p型区73的露出部分上。触点78 和76可以通过空气或绝缘层而^皮彼此电隔离。在形成触点金属78和76 后，器件的晶片可以切成单独器件，然后每个器件相对于生长方向被翻转并装配到基座84上，在这种情况下基座84的横向范围可以大于器件 的横向范围，如图18所示。可选地，器件的晶片可以被连接到基座的 晶片上、然后被切成单独器件。基座84可以例如是诸如Si的半导体、 金属或者诸如A1N的陶瓷，并且可以具有电连接到p触点76的至少一 个金属焊盘80和电连接到n触点78的至少一个金属焊盘82。触点76 和78与焊盘80和82之间设置的互连(未示于图18中)将半导体器件 连接到基座84上。这些互连可以例如是诸如金的元素金属或者焊料。
在装配后，生长衬底(未示出)通过适合于衬底材料的工艺比如蚀 刻或激光熔融而被去除。在装配前后刚性底层填料(underfill)可以被 提供在器件和基座84之间以支撑半导体层并防止衬底去除期间发生破 裂。器件层10生长其上的模板75可以保持完整无缺的、被完全去除或 者被部分去除，例如通过蚀刻来完成。通过去除生长衬底和任何半导体 材料所露出的表面可以例如通过蚀刻工艺比如光电化学蚀刻或者通过 机械工艺比如研磨而被粗糙化。对从其中提取光的表面进行粗糙化可以 改进器件的光提取。可选地，光子晶体结构可以形成在该表面上。诸如 荧光层的结构85或诸如分色镜或偏光器的本领域熟知的二次光学器件 可以施加到发射表面。
图19是封装后的发光器件的分解图，如美国专利6,274,924更详细 所描述的。热沉金属块(slug) 100被放到注模的引线框架内。注模的 引线框架例如是围绕提供电气通路的金属框架106模制的充满塑性材料 105。金属块IOO可以包括任选的反射器杯102。发光器件管芯104可以 是上面实施例中描述的任一器件，经由导热子基座103而被直接或间接 装配到金属块100上。可以添加盖罩108,其可以是光学透镜。
详细描述本发明之后，本领域技术人员会明白，已知本公开时可以 在不偏离本文所描述的创造性概念的精神情况下对本发明进行修改。因
此，不企图将本发明的范围限制为所描述和说明的特定实施例。特别的， 低温层26可以由AlGaN或AlInGaN而不是InGaN组成。对于低温层26 由AlGaN组成的实施例，低温层26的面内晶格常数小于成核层22的面
的应变。对于低温层26由AlInGaN组成的实施例，低温层26的面内晶 格常数或大于或小于层22的面内晶格常数，这取决于低温层26中的铟器件，例如包括诸如FET的晶体管或探测器,
权利要求
1.一种器件，包括III-氮化物结构，包括第一层22，其中该第一层基本没有铟；在所述第一层上生长的第二层26，其中该第二层是包括铟的非单晶层；以及在所述第二层上生长的器件层10，该器件层包括在n型区和p型区之间设置的III-氮化物发光层。
2. 根据权利要求1所述的器件，其中所述第一层22是GaN而所述 第二层26是InGaN。
3. 根据权利要求'i所述的器件，其中所述in-氮化物结构还包括在所述第一层22和所述第二层26之间设置的第三层22，其中该第三层是 基本没有铟的非单晶层。
4. 根据权利要求1所述的器件，其中所述III-氮化物结构还包括在 第二层26和发光层之间设置的第三层26,其中所述第三层是包括铟的 非单晶层。
5. 根据权利要求4所述的器件，其中所述第二层32具有与所述第 三层34不同的铟组分。
6. 根据权利要求1所述的器件，还包括在所述发光层和所述第一层 之间设置的具有渐变组分的层35。
7. 根据权利要求1所述的器件，其中所述发光层具有与和所述发光层相同组分的独立式材料的晶格常 数对应的体晶格常数 abuik;所述发光层具有与生长在所述结构中的所述发光层的晶格常数对应的面内晶格常数am—plane;以及在发光层中I ( aln-piane-abuik) |/abuik小于1 % 。
8. 根据权利要求1所述的器件，其中所述发光层的a-晶格常数大于 3.189埃。
9. 一种器件，包括ffl-氮化物结构，包括第一基本单晶层24; 第二基本单晶层28;以及在所述第 一和第二基本单晶层之间设置的包括 铟的非单晶层26。15.根据权利要求9所述的器件，其中所述III-氮化物结构还包括在 n型区和p型区之间设置的发光层，其中所述第二基本单晶层28设置在 所述发光区和非单晶层26之间。
10. 根据权利要求IO所述的器件，其中第一基本单晶层24的组分不同于第二基本单晶层28的组分。
11. 根据权利要求10所述的器件，其中所述第一基本单晶层24 是GaN或InGaN;所述第二基本单晶层28是InGaN;以及所述第二基 本单晶层具有比第一基本单晶层更大的InN组分。
12. 根据权利要求IO所述的器件，其中所述第二基本单晶层28具 有比第一基本单晶层24更大的面内a-晶格常数。
13. 根据权利要求IO所述的器件，其中所述非单晶层26是InGaN。
14. 根据权利要求IO所述的器件，还包括在第一基本单晶层24和 非单晶层26之间设置的第三基本单晶层30。
15. 根据权利要求10所述的器件，还包括在包括铟的所述非单晶层 26和所述发光层之间设置的第三基本单晶层31 。
16. 根据权利要求IO所述的器件，其中所述发光层具有与和所述发光层相同组分的独立式材料的晶格常 数对应的体晶格常数abu!k;应的面内晶格常数ain-plane;以及在发光层中l ( ain-plane-abulk ) 1/abulk小于1 % 。
17. 根据权利要求10所述的器件，其中所述发光层的a-晶格常数大 于3.189埃。
18. —种器件，包括III-氮化物结构，包括在n型区和p型区之间 设置的发光层，其中所述发光层中的线位错密度小于3xl(fcm人以 及所述发光层中的a-晶格常数大于3.200 A。
全文摘要
一种器件包括III-氮化物结构，包括第一层(22)，其中该第一层基本没有铟；在第一层上生长的第二层(26)，其中该第二层是包括铟的非单晶层；以及在第二层上生长的器件层(10)，该器件层包括在n型区和p型区之间设置的III-氮化物发光层。减小发光器件中的应变可以提高器件的性能。应变可以被如下定义给定层具有与和该层相同组分的独立式材料的晶格常数对应的体晶格常数a_bulk以及与生长在所述结构中的该层的晶格常数对应的面内晶格常数a_in-plane。层中的应变量是|(a_in-plane-a_bulk)|/a_bulk。在一些实施例中，发光层中的应变小于1％。
文档编号H01L33/00GK101636850SQ200780047788
公开日2010年1月27日 申请日期2007年12月21日 优先权日2006年12月22日
发明者L·T·罗马诺, N·F·加德纳, P·N·格里洛特, W·K·戈茨 申请人:皇家飞利浦电子股份有限公司;飞利浦拉米尔德斯照明设备有限责任公司