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制作方法
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谱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III氮化物材料。典型地，通过利用金属有机化学气相沉积(M0CVD)、分子束外延(MBE)或其它外延技术以在蓝宝石、碳化硅、III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η型层、在η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ρ型层。在η型区和ρ型区上形成电触点。这些III-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III-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低温含铟层上。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。图2是包括在常规低温成核层后生长的低温InGaN层的器件的一部分的横截面图。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hGaN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。
具体实施例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。—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III-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hN组分的III-氮化物发光层的生长很难。因为自然III-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(Al2O3)或SiC衬底上。这种非自然衬底具有与在衬底上生长的πι-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格常数，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=ε = (ain_plane-abulk) /abulk(1)
注意，应变ε在等式(1)中可以是正或者是负，即ε>0或ε<0。在无应变薄膜中， ”-。二^-，因此等式丨^中ε =O0 ε >0的薄膜被称为处于拉伸应变或者处于拉伸，而 ε <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ε >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ε <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=Iε I = I (ain_plane-abulk) /abulk(2)
当III-氮化物器件常规地生长在Al2O3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Lai6G^l84N, 即一种具有3. 242A的体晶格常数的组分，相比而言GaN的晶格常数为3. 189A。当发光层中的MN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iTomiya等人的of 第 6133卷第 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MN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Status SolidiW^ 240 卷第 273484 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hGaN生长的温度下，InGaN可能表现出旋节线分解，其中组分均勻的InGaN层转化成具有高于平均InN组分区和低于平均^N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；或者直接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 2 338 107 A所描述的。然而，在聚结GaN上生长的^iGaN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 2 338 107 A中，其包括直接在蓝宝石上生长的含铟成核层给器件层造成了一个或更多问题，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 B5ttcher 等^MApplied Physics Letter 第 78 卷第 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
ain_plane = 3. 1832 + 9. 578X 1(T13*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6 X IO9 cm —2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晶格常数，但是发明人观察到晶格常数大于3. 189A的常规GaN模板通常具有至少2X IO9 cm —2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M、Applied Physics Letter第81 卷第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等尺饱Journal of Applied 第87卷第7745-7752页(2000)中所描述的，该文献并入本文以供参考。因此，期望的是打破晶格常数和位错密度之间的这种关系，这是通过二元组分的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模板是增加外量子效率和πι-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2X IO9 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η型层和至少一个ρ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η型区、发光区和ρ型区中的每一个中。例如，η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η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15Α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600Α之间，更优选地在100和250Α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IO9 cm—2，更优选地限制为小于IO8 cm—2，更优选地限制为小于IO7 cm_2， 且更优选地限制为小于IO6 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的掺杂剂被掺杂成 IXio18 cm_3和1X102° cm_3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。已观察到压会影响InGaN薄膜中铟的引入，如在Bosi和Fornari饱Journal of Crystal Growth第265卷第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等人饱 Journal of Applied Physics 第 97 卷第 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流量因而有时被用作一种控制InGaN或AlInGaN 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、可变队流量或可变NH3流量中的一个或多个来生长本文所描述的模板。在其他实施例中，在模板生长期间利用可变温度或可变压力或者可变生长速率来生长模板。在另一些实施例中，在模板生长期间利用可变压流量、可变队流量、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。第二层沈也在低温下生长到成核层22上。低温层沈可以例如是在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、多晶的或立方相的III-氮化物层。在一些实施例中，低温层沈小于300埃厚。低温层26可以例如是InGaN层，其InN组分大于0%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， 低温层沈中的InN组分很小，例如小于2%。该结构可以在生长成核层22后但在生长低温层26前、在生长低温层沈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NH3 ;N2和NH3 ；或者H2, N2和NH3的环境中。在一些实施例中，Ga、Al或h前驱物(precursor)可以在至少部分退火过程期间被引入。然后在低温层沈上生长器件层10。低温层沈可以将器件层10的晶格常数扩展超过利用诸如常规GaN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 所示的低温化6鄉层沈的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III-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，低温层沈可以由AlGaN或AUnGaN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AKiaN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AUnGaN。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低温层沈之间，如图3所示。可选地，多个InGaN低温层沈可以在成核层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低温层沈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中的多个低温层沈可以具有不相等的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1000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可以减少退火期间被赶出InGaN低温层32、34和36的hN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InN组分层中损失hN。图3或4或5中的多层堆或者图6中的渐变含hN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”在描述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组分可以从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M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M可以例如是在900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、 ( N、A aN或AlInGaN层。在生长高温层M后，使温度下降并生长低温层26。在一些实施例中，低温层沈以 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，低温层沈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。低温层沈在足够低的温度下进行生长以使其不复制高温层M的晶格常数；相反，低温层26可以具有比高温层M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。低温层沈可以例如是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的晶格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M和低温层沈的生长温度之间的差为至少300°C、更优选地至少450°C、且更优选地至少500°C。例如，高温层M可以在900和1150°C之间的温度下生长，而低温层沈可以在450和650°C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沈的低生长温度，低温层沈可以具有高的碳含量。在一些实施例中，低温层沈中的碳含量在IXlO18 cm —3和1X102° cm —3之间、往往在IXlOw cm —3和IXlO19 cm_3之间。相比而言，高温层M中的碳含量通常小于 5X IO17 cm — 3、更优选地小于IX IO17 cm —3、更优选地小于1 X IO16 cm — 3。由于高的碳浓度， 低温层沈可以吸收由有源层发射的光。在优选实施例中，低温层沈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300 Ao同样由于低生长温度、晶格失配和热膨胀失配，低温层沈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，这些缺陷位于低温层沈和直接生长在低温层沈上的层之间的界面处或该界面附近或者位于低温层沈和低温层沈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沈和生长在低温层沈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IXlO2 cm—、 对于几千埃量级的TEM样品厚度，InGaN低温层沈的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IXlO2 cm—\更可能IXlO3 cm—\且更可能IXlO4 cm —\在一些实施例中，与生长界面平行的位错密度在IXlO2 cm—1和IXlO7 CnT1之间。在一些实施例中，低温层沈可以以如下方式进行生长使低温层沈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(EL0或EL0G)、端面控制的外延横向过生长(FAELO)和 Pendeo 夕卜延(PE),如在 Hiramatsu 饱 Journal of Physics -Condensed Matter 第 13 卷第 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πι-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、以及低温层沈中的或者低温层沈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的低温层沈上。在另一实施例中，附加高温层观可以生长在低温层沈上，复制由低温层沈所建立的晶格常数，如图9所示。高温层28可以例如是feiN、InGaN, AlGaN或AUnGaN。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沈中的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。低温层沈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。高温层观提供高质量基体，在该基体上生长后续层。低温层沈的InN组分相对较高，以便尽可能多地扩展晶格常数，而高温层观的InN组分相对较低，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和高温层观。通过将低温层沈中的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沈中的最高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hN组分下可以生长可接受高质量的高温层观。因而，高温层观中的InN组分可以从最靠近衬底的高温层观中的最低InN组分增加到最靠近器件层的高温层观中的最高InN组分。虽然增加层沈中的 MN组分是一种增加层观的MN组分的方法，但是可以通过其他方法而不用增加层沈中的 InN组分来增加层观的组分。在图10所示的另一实施例中，来自图8的高温层M可以与图9中的高温层观结合使用。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M上，低温工⑷鄉层沈生长在层30上。 高温层28然后生长在低温层沈上，器件层10生长在高温层28上。可选地，在图11中可以省略高温层观，器件层10可以直接生长在低温^^鄉层沈的顶部上。高温层30可以例如是具有低hN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M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观的面内晶格常数可能大于在低温层26直接生长在高温层M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，高温层观可以用环境中更少的压或者在更低温度下进行生长，在这种情况下高温层观可以具有比高温层30更高的InN组分。例如，高温层30和低温层沈的生长温度之间的差可以为至少350°C、更优选地至少400°C、且更优选地至少450°C。相比而言，低温层沈和高温层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，高温层观可以用更多氏或者在更高温度下进行生长，在这种情况下高温层观可以具有比高温层30更低的InN组分。在另一实施例中，高温层观可以在与高温层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，低温工⑷鄉层沈将会干扰高温层M的晶格常数并且扩展后续生长层的晶格常数，因此高温层观将具有比高温层30 更大的面内晶格常数。在该结构的一些实施例中，低温层沈可以建立大晶格常数而高温层观可以建立光滑表面。如果低温层沈的面内晶格常数显著大于高温层观的体晶格常数，则高温层观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，以及层观中的破裂或其他结构缺陷可能减小层观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10之间生长附加层。在一个这种实施例中，高温层31可以设置在低温层沈和高温层观之间，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沈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1000°C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所用的吐更少的吐来生长。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可以具有比高温层观更低的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沈和器件层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InN材料层被包含在低温层沈和器件层10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M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Al InGaN。贫铟层61、63和65可以例如是GaN,InGaN或AlInGaN0层60、62和64可以具有3% InN组分，而层61、63和65可以具有0.5% InN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hGaN。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MUpplied Physics Letter 第 52 卷第 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h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、1000°C、持续5分钟。队也可以被添加到环境中或者可以从环境中去除吐以便防止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 N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hN层的较大a-晶格常数，导致模板具有低于期望的晶格常数。 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模板中的更高平均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hN。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 N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可以设置在低温层沈和器件层10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沈相邻的最高InN组分11%线性渐变到与器件层10相邻的最低MN组分3%。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0%的渐变。在又一实施例中，渐变层59可以包括从与低温层沈相邻的高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M和30可以与图12中的层观和31结合使用。在另一实施例中，低温层沈可以夹在两个渐变^GaN层59之间，如图14所示。在另一实施例中，任意一堆低温层沈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沈所建立的晶格常数。在一些实施例中，诸如图12的高温层观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/oara^ of Crystal Growth第221卷第沈2_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。在由圆圈所表示的结构中，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，圆圈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 C-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层沈的a_晶格常数。就给定a_晶格常数而言，圆圈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干层所观测的C-晶格常数和晶格常数的曲线图。图16中的闭圆圈表示图9中的层28，而图16中的开圆圈表示图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晶格值的外插。如图16所示，富铟层60的C-晶格常数和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Inai2Giia88N —体晶格常数为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缓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_pl__abulk) |/abulk，如等式(2)中所定义的。在常规Inai2GEia88N层的情况下，应变是I (3.189 A - 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Lai6Giia84N,即当生长在常规GaN缓冲层上时体晶格常数为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Ina2Giia8N,即体晶格常数为3. 26A的组分，导致当生长在常规GaN缓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 4X IO9 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10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1.5X IO9 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1.5X IO9 cm_2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11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1.5X IO9 cm—2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. 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。III-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，蓝宝石衬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η型层的η型区 71和包括至少一个ρ型层的ρ型区73之间的至少一个发光层。η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η型区71的台面。尽管图18中示出了露出部分η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ρ触点76例如通过蒸发和电镀而形成在η型区71和ρ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被彼此电隔离。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AlN的陶瓷，并且可以具有电连接到ρ触点76的至少一个金属焊盘80和电连接到η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，拟4更详细所描述的。热沉金属块(slug)lOO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100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MGaN或AlInGaN而不是InGaN 组成。对于低温层26由AWaN组成的实施例，低温层沈的面内晶格常数小于成核层22的面内晶格常数，这会降低用于短波长UV发射器的AWaN或AlhGaN层中的应变。对于低温层沈由AlInGaN组成的实施例，低温层沈的面内晶格常数或大于或小于层22的面内晶格常数，这取决于低温层沈中的铟-铝比。而且，本文所公开的发明可以应用于电子或光电子器件以及发光器件，例如包括诸如FET的晶体管或探测器。
权利要求
1.一种半导体发光器件，包括111-氮化物结构，包括第一基本单晶层；第二基本单晶层；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；其中所述III-氮化物结构还包括在η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设置在所述发光区和非单晶层之间。
2.根据权利要求1所述的半导体发光器件，其中第一基本单晶层的组分不同于第二基本单晶层的组分。
3.根据权利要求1所述的半导体发光器件，其中所述第一基本单晶层是GaN或InGaN ；所述第二基本单晶层是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。
4.根据权利要求1所述的半导体发光器件，其中所述第二基本单晶层具有比第一基本单晶层更大的面内a-晶格常数。
5.根据权利要求1所述的半导体发光器件，其中所述非单晶层是InGaN。
6.根据权利要求1所述的半导体发光器件，还包括在第一基本单晶层和非单晶层之间设置的第三基本单晶层。
7.根据权利要求1所述的半导体发光器件，还包括在包括铟的所述非单晶层和所述发光层之间设置的第三基本单晶层。
8.根据权利要求1所述的半导体发光器件，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 abulk ；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in-plane ‘ 以及在发光层中 I (ain_plane-abulk) I Aibulk 小于 1%。
9.根据权利要求1所述的半导体发光器件，其中所述发光层的晶格常数大于3.189埃。
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abulk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ain-plane。层中的应变量是|(ain-plane-abulk)|/abulk。在一些实施例中，发光层中的应变小于1％。
文档编号H01L33/00GK102569576SQ20121004911
公开日2012年7月11日 申请日期2007年12月21日 优先权日2006年12月22日
发明者T. 罗马诺 L., F. 加德纳 N., N. 格里洛特 P., K. 戈茨 W. 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