• 國立中央大學


  •   
  • FileName: getfile?URN=89521037&filename=89521037.pdf [read-online]
    • Abstract: 本論文是利用氮化合物半導體系列的材料作為綠光發光㆓極. 體,且吾㆟認為活性層氮化銦鎵 (InGaN)的相分離(phase separation) 情形,是提高量子效率重要的因素,故 ... 1 氮化合物半導體之晶格常數與能帶寬. 雖然氮化銦鎵對於可見光發光元件而言,是㆒個相當不錯的材. 料,然而因氮化銦鎵材料的特性,隨著銦含量的增加其薄膜品質愈. 差,所以愈往長波長製作其 ...

Download the ebook

國 立 ㆗ 央 大 學
電 機 工 程 研 究 所
碩 士 論 文
㆓元與㆕元位障層應用於
氮化銦鎵綠光㆓極體之光性分析
研究生:李政鴻
指導教授:綦振瀛 博士
㆗華民國九十㆒年六月
國立㆗央大學圖書館
碩博士論文授權書
(91 年 5 月最新修正版)
本授權書所授權之論文全文與電子檔,為本㆟於國立㆗央大學,撰寫
之碩/博士學位論文。(以㆘請擇㆒勾選)
( )同意 (立即開放)
( )同意 (㆒年後開放),原因是:
( )同意 (㆓年後開放),原因是:
( )不同意,原因是:
以非專屬、無償授權國立㆗央大學圖書館與國家圖書館,基於推動讀
者間「資源共享、互惠合作」之理念,於回饋社會與學術研究之目的,
得不限㆞域、時間與次數,以紙本、光碟、網路或其它各種方法收錄、
重製、與發行,或再授權他㆟以各種方法重製與利用。以提供讀者基
於個㆟非營利性質之線㆖檢索、閱覽、㆘載或列印。
研究生簽名: 李 政 鴻
論文名稱:㆓元與㆕元位障層應用於氮化銦鎵綠光㆓極體之光性分析
指導教授姓名: 綦 振 瀛 博士
系所 : 電 機 工 程 所 博士 碩士班
學號: 89521037
日期:民國 91 年 6 月 19 日
備註:
1.本授權書請填寫並親筆簽名後,裝訂於各紙本論文封面後之次頁(全文電
子檔內之授權書簽名,可用電腦打字代替)。
2.請加印㆒份單張之授權書 填寫並親筆簽名後 於辦理離校時交圖書館
, , (以
統㆒代轉寄給國家圖書館)。
3.讀者基於個㆟非營利性質之線㆖檢索、閱覽、㆘載或列印㆖列論文,應依
著作權法相關規定辦理。
摘 要
本論文是利用氮化合物半導體系列的材料作為綠光發光㆓極
體,且吾㆟認為活性層氮化銦鎵(InGaN)的相分離(phase separation)
情形,是提高量子效率重要的因素,故在本研究㆗是利用磊晶的條件
與材料來促使形成。
本論文可分為㆔部份第㆒是元件的製作過程;第㆓是利用成長氮
化鎵(GaN)位障層時溫度的變化,來討論活性層(InGaN)的相分離狀
況;第㆔則是改變位障層材料為氮化鋁銦鎵(AlInGaN),經由活性層
所受應力的改變來觀察相分離情形。在量測方面分別以變溫光子激發
光 量 測 (Photoluminescence , PL) 與 變 電 流 電 子 激 發 光 量 測
(Electroluminescence , EL) 以及光強度量測(box car L-I),從以㆖光
的分析定義其相分離影響發光機制的差異,並探討相分離在光強度㆖
的貢獻。
最後吾㆟發現其活性層相分離的情形,是跟應力的釋放有關,故
氮化鋁銦鎵位障層之試片展現出明顯的相分離,而在光亮度的表現㆖
也是以相分離較明顯之試片為最佳。
目 錄
第㆒章 導論 1
第㆓章 元件結構原理與製程 3
2-1 元件結構原理……………………………………………….3
2-2 元件製作過程……………………………………………….7
第㆔章 不同溫度成長㆓元位障層之光性分析 15
3-1 序論………………………………………………………..15
3-2 光子激發光量測…………………………………………..17
3-3 變電流電激發光量測..……………………………………25
3-4 本章總結…………………………………………………..33
第㆕章 使用㆕元位障層(AlyInxGa1-x-yN)之光性分析 34
4-1 序論………………………………………………………..34
4-2 光子激發光量測…………………………………………..36
4-3 變電流電激發光量測……………………………………..43
4-4 本章總結…………………………………………………..48
第五章 結論 49
參考文獻 51
圖、表目錄
圖 1 氮化合物半導體之晶格常數與能帶寬………...………….………2
圖 2-1 氮化銦鎵量子井綠光發光㆓極體結構圖…….………………..3
圖 2-2 氮化銦鎵量子井結構之綠光㆓極體製程流程圖…………….13
圖 2-3 氮化銦鎵量子井結構之綠光㆓極體製程示意圖……..……...14
圖 3-1 變溫光子激發光量測設備圖………………..………………...18
圖 3-2 改變氮化銦鎵量子井結構㆗位障層氮化鎵的成長溫度 在 30K

時做光激發光的光譜量測並比較各成長溫度的光譜差異….19
圖 3-3 成長氮化銦鎵量子井結構時,其活性層氮化銦鎵薄膜因成長
溫度的反應情形……………………………………………….19
圖 3-4 氮化銦鎵綠光㆓極體之不同溫度成長氮化鎵位障層試片,所
做 X-ray 繞射量測圖…………………………………………..20
圖 3-5 氮化銦鎵綠光㆓極體之不同溫度成長位障層“氮化鎵”試
片,做變溫光子激發光的能量變化圖………………………..23
圖 3-6 氮化銦鎵綠光㆓極體之不同溫度成長位障層“氮化鎵”試
片,做變溫光子激發光的半高寬變化圖…………………….24
圖 3-7 氮化銦鎵綠光㆓極體之不同溫度成長位障層“氮化鎵”試
片,在常溫㆘注入直流 20mA 的光強度比較………….……25
圖 3-8 氮化銦鎵綠光㆓極體之不同溫度成長位障層“氮化鎵”試片
的光激發光譜 Arrhenius 圖 並比較其量子井的侷限能力….26

圖 3-9 氮化銦鎵綠光㆓極體之 850℃成長位障層“氮化鎵”試片,隨
著週期性電流注入㆘的光強度與能量變化……….………….28
圖 3-10 單層量子井受到自由載子屏蔽效應的能帶變化……….…...29
圖 3-11 氮化銦鎵綠光㆓極體之 850℃成長位障層“氮化鎵”試片,
隨著週期性電流注入㆘的半高寬變化…………………..…..30
圖 3-12 氮化銦鎵綠光㆓極體之 850℃成長位障層“氮化鎵”試片,
在 30K 時隨著週期性電流注入㆘的光強度與能量變化..….31
圖 3-13 氮化銦鎵綠光㆓極體之 850℃成長位障層“氮化鎵”試片,
在 30K 時隨著週期性電流注入㆘的半高寬變化……………32
圖 4-1 使用氮化鋁銦鎵做為位障層之氮化銦鎵綠光㆓極體的低溫光
激發光譜量測圖…………………………………………….....36
圖 4-2 分別比較使用氮化鎵與氮化鋁銦鎵為位障層之氮化銦鎵綠光
㆓極體,經 725℃/10min 熱處理後低溫時的光激發光譜的變
化……………………………………………..………………..37
圖 4-3 不同 In 含量㆘對應到其成長溫度後,所形成氮化銦鎵的材料
型態圖(參考 APL Vol.69 p.2701,1996)…………….……….38
圖 4-4 使用氮化鋁銦鎵為位障層之氮化銦鎵綠光㆓極體試片,在不同
溫度㆘做熱處理的光譜比較……………….………………....39
圖 4-5 使用氮化鋁銦鎵為位障層之氮化銦鎵綠光㆓極體試片,隨不同
熱處理溫度㆘ P2 在 300K~30K 的 Arrhenius 圖….………..40
圖 4-6 使用氮化鋁銦鎵為位障層之氮化銦鎵綠光㆓極體試片,經 725
℃/10min 熱處理後的變溫光激發量測光譜圖……………….41
圖 4-7 使用氮化鋁銦鎵為位障層之氮化銦鎵綠光㆓極體試片,其 P1
與 P2 的變溫能量位置變化………………..……………….…41
圖 4-8 使用氮化鋁銦鎵為位障層之氮化銦鎵綠光㆓極體試片,分別在
光激發與電激發時光譜的比較……………….…………..…..43
圖 4-9 使用氮化鋁銦鎵為位障層之氮化銦鎵綠光㆓極體試片,隨週期
性電流注入㆘的光強度與能量變化..……………….….….....44
圖 4-10 使用氮化鋁銦鎵為位障層之氮化銦鎵綠光㆓極體試片,隨週
期性電流注入㆘的半高寬變化……………………….……..45
圖 4-11 使用氮化鋁銦鎵為位障層之氮化銦鎵綠光㆓極體試片,低溫
時隨週期性電流注入㆘的光強度與能量變化……..……….46
圖 4-12 使用氮化鋁銦鎵為位障層之氮化銦鎵綠光㆓極體試片,隨週
期性電流注入㆘的半高寬變化…………….………………..46
圖 4-13 分別使用氮化鎵與氮化鋁銦鎵為位障層之氮化銦鎵綠光㆓極
體,在常溫㆘注入週期性電流的光強度比較….……..…….47
表 2-1 成長薄膜時所使用的各基板材料之晶格常數與熱膨脹係數….4
表 3-1 在 30K 時,對於氮化銦鎵綠光㆓極體之氮化鎵位障層的不同
成長溫度試片,做光激發光譜的發光能量與半高寬比較…..22
第㆒章 導論
在半導體材料的問世後,在光與電特性㆖優異的表現已大大㆞改
變㆟類的文明。而在光的方面最具帶表性即是發光㆓極體,因為它具
有可靠性高、低消耗功率、壽命長以及反應速度快的優點,很快㆞讓
許多研究㆟員與公司單位投入心力研發,儼然形成了光源產業的重大
改革。經過多年的努力,已成功㆞利用銦磷化鋁鎵(AlInGaP)來實現
黃綠光到紅光的發光㆓極體但獨獨缺少㆔原色㆗的藍色,讓全彩影像
顯示的應用與紅、綠、藍混光形成白光光源的夢想受阻;在 1990 年
時,日本 Nichia 公司宣布成功製作氮化銦鎵(InGaN)藍光㆓極體,正
式宣布氮化合物半導體有發較短波長的能力,因此開啟應用洪流的大
門。
氮化合物半導體主要包含氮化鎵(GaN)、氮化銦(InN)以及氮化鋁
(AlN)㆔種,而它們因具有較大的能隙(bandgap),以及在能帶的變化
是屬直接能帶(direct bandgap),故它們可以應用在較短波長的發光
元件及擁有較佳的量子效率,而且因化合物的特性可以任意混合各個
元素,形成所謂的㆔元(ternary)或㆕元(quaternary)化合物,藉由元
素之間比例的不同,來達到不同的發光光譜。例如氮化銦鎵(ternary)
發光㆓極體而言,就是利用氮化銦鎵㆗銦含量的不同來變化發光顏
色,其發光波段可從紅光到紫外光,如圖 1。近年來由於磊晶技術的
1
進步、先進的元件結構工程和改良後的元件製程技術,開發出高亮度
的藍光和綠光㆓極體,尤其是在氮化銦鎵綠光㆓極體方面,不但已超
過 GaP:N 綠光㆓極體的發光亮度,而且它具有較純的綠光,在混光
工程與全彩影像顯示展現出更好的效果。
圖 1 氮化合物半導體之晶格常數與能帶寬
雖然氮化銦鎵對於可見光發光元件而言,是㆒個相當不錯的材
料,然而因氮化銦鎵材料的特性,隨著銦含量的增加其薄膜品質愈
差,所以愈往長波長製作其長晶技術更是受到嚴重的考驗;另外在紫
外光發光㆓極體的發展,則是受到量子井載子侷限能力的問題,不過
隨著氮化鋁銦鎵(AlInGaN)位障層的發展已穫得不錯的改善。本論文
則是以綠光發光㆓極體為主,分別以光子激發和電子激發所產生光的
特性做分析,並討論何種活性層的材料型態(material morphology),
對於綠光㆓極體的發光強度有助益。
2
第㆓章 元件結構原理與製程
§ 2-1 元件結構原理
本論文所用到的發光㆓極體元件其磊晶結構包含低溫成長的氮
化鎵緩衝層(LT GaN)、高濃度的 N 型氮化鎵、低濃度的 N 型氮化鎵、
五層的氮化銦鎵(30Å)與氮化鎵(70Å)所形成的量子井結構和 P 型氮
化鎵,㆘圖即為整個發光㆓極體的結構;接㆘來吾將㆒㆒介紹每層在
元件整體㆖所扮演的角色。
P GaN 3000Å
GaN:70Å 570Å
InGaN/GaN MQWs x5
InGaN:30Å
3000Å
n GaN
n+ GaN 20000Å
LT GaN 250Å
Sapphire
圖 2-1 氮化銦鎵量子井綠光發光㆓極體結構圖
3
首先欲成長需要的薄膜則要選擇適合的基板這樣薄膜才能沉積
㆖去,所謂“適合的基板”即是薄膜與基板之間晶格常數(lattice
constant)差異大小,若彼此間有所差異會因為應力的關係產生差排
(dislocation)直接影響到薄膜的品質,目前比較常用的是氧化鋁基板
(Sapphire)與碳化矽基板(SiC)。
表 2-1 成長薄膜時所使用的各基板材料之晶格常數與熱膨脹係數
Substrate Lattice Thermal conductivity Coefficients of thermal
material parameters expansion
a = 3.189 Å 5.5E-6 K-1
GaN 1.3 W/cm-K
c = 5.185 Å 3.1E-6 K-1
a = 4.758 Å 7.5E-6 K-1
Sapphire 0.5 W/cm-K
c = 12.99 Å 8.5E-6 K-1
a = 3.080 Å 4.2E-6 K-1
6H SiC 4.9 W/cm-K
c = 15.12 Å 4.6E-6 K-1
而在碳化矽基板㆖可發現其晶格係數較接近於氮化鎵薄膜,且其
熱導率也較高因此減化了製程步驟,但因碳化矽基板之來源與技術受
控於 Cree 與 Fujitsu 等公司故取得不易 在本論文㆗是採用氧化鋁基

板。從表 2-1 可知氧化鋁基板的晶格常數與氮化鎵差異甚大,且其
熱導率也相當低是屬絕緣體,所產生的高差排缺陷磊晶與製程複雜化
是可想而知的,製程複雜是較易克服的但磊晶品質若控制不好將嚴重
㆞影響元件特性,故氧化鋁基板與氮化鎵薄膜之間的成長技巧將是很
重要的㆒環。
4
因為氮化鎵與氧化鋁基板晶格不匹配相當高,故要直接成長厚層
氮化鎵並不容易,所以在其界面處先要成長㆒層低溫的緩衝層(LT
buffer layer)來減少彼此間的應力(stress),而在我們的結構㆗是採用
氮化鎵材料當作緩衝層。1991 年 S. Nakamura 用有機金屬化學式氣
相沉積法(Metalorganic Chemical Vapor Deposition , MOCVD)在
450~600℃低溫成長氮化鎵做緩衝層,然後再升溫至 1000~1030℃
成長厚氮化鎵結果得到品質較佳的材料,在緩衝層厚度研究㆗也發現
約 200Å 為最佳[1],另外,以氮化鎵為緩衝層的元件結構發現其穿透
差排密度(Threading dislocation density)約在 108~1012cm-2 之間。
在成長完緩衝層後長晶系統隨後升至高溫成長較厚氮化鎵(2µm)
並通入高流量矽(Si)形成 n 型,這㆒層主要做為歐姆金屬電極(Ohmic
contact)故希望其電子濃度要高;從霍爾量測得知其常溫㆘濃度約在
2~5x1018 cm-3 而矽在氮化鎵的活化能(ED-EC)約為 17meV。接㆘來則
成長㆒層較薄且低濃度的 n 型氮化鎵,它是為了要調制電場落在多層
量子井的寬度,在隨後 p 型氮化鎵的敘述將突顯其用意。
再來使用氮化銦鎵與氮化鎵所形成的量子井做為發光區域,所謂
量子井是用異質結構的結合形成㆒維空間載子的侷限,進而在此區域
得到較高的載子密度與發光效率。我們通常利用氮化銦鎵㆗銦化鎵的
含量來調制其發光光譜,但因為氮化鎵與銦化鎵之晶格常數不同所以
5
銦在氮化鎵㆗溶度有限,在 Ho 與 Stringfellow 計算出在 700~800℃
時大約只有 6%的銦可以溶在氮化鎵㆗[2],也為了較不破壞氮化銦鎵
所形成的量子井,在成長位障層時則須將成長溫度降低到 800~850
℃之間,另外成長位障層的同時亦會摻雜矽其目的可改善氮化銦鎵與
氮化鎵的界面與提高低溫成長時氮化鎵的品質[3]。
最後將系統溫度升至高溫成長氮化鎵(3000Å)並導入鎂(Mg)摻雜
使之形成 p 型,此層亦為了做歐姆金屬電極故希望電洞濃度要高,所
以㆒般成長時都摻雜約 1x1019cm-3 的鎂進入氮化鎵,但因為氮化鎵
的背景濃度(background concentration)約為 5x1016cm-3 且為 n 型,
首先需補償掉其濃度方可得到 p 型故成長較不易;另外㆒方面因為
MOCVD 是利用氫(hydrogen)做為各元素的媒介氣體(carrier gas),
故在成長 p 型氮化鎵時通入的鎂易與氫形成 Mg-H 鍵結而降低了電洞
濃度,所以在未打斷 Mg-H 鍵結時 p 型氮化鎵幾乎為高阻值,經過事
後的熱處理發現其濃度約為 5x1017cm-3 左右與實際所摻雜的量差異
甚大,而在半導體的觀念㆗若此濃度與 n 型氮化鎵所形成的電場絕

大部份是落在 p 型區域,為了使大部份的電場作用於多層量子井區域
故才成長 n 型氮化鎵(約 3000Å)來調整。
6
§ 2-2 元件製作過程
由於碳化矽基板取得不易且成本較昂貴,目前在氮化鎵的磊晶部
分仍以氧化鋁基板為選擇,但因為氧化鋁基板為絕緣物質故氮化鎵發
光㆓極體的製程㆗需將 p 型與 n 型金屬電極作在同㆒面㆖ 較不同於

砷化鎵元件是將基板磨薄後將 n 型電極鍍在背面,因此其製程也較為
複雜。在元件製作方面主要是分為光照相微影製板
(Photolithography)、乾蝕刻元件區域(Dry etching mesa)、電子束蒸
鍍金屬(E-gun Evaporation)等方式來完成氮化銦鎵發光㆓極體元
件,接㆘來將依步驟順序介紹。
1.晶片切割與清洗
在兩吋磊晶片㆖用鑽石刀切㆘所需的試片大小,再將試片依序置
入㆛酮(ACE)、異㆛酮(IPA)有機溶液內,使用超音波振盪器各清洗 5
分鐘,其目的是要去除試片㆖的有機物與油脂,隨後使用純水(DI
water)沖洗約 2 分鐘再用氮氣槍吹乾試片;然後將試片置入氫氟酸溶
液㆗使用超音波振盪器再清洗約 5 分鐘,其目的是去除表面粒子物質
與氧化物,隨後純水清洗約 5 分鐘再吹乾即完成試片清洗步驟。
2. P 型氮化鎵的熱活化(Thermal activation)
由於成長 p 型氮化鎵時易產生 Mg-H 鍵結,而影響了電洞濃度故
須要額外可予能量將 Mg-H 打斷來提升濃度,其方法目前有低能電子
7
束照射與熱退火處理兩種而吾㆟是採用後者的方式,將爐管(Furnace)
升至 725℃並通入氮氣再將試片置入約 10 分鐘,此方式主要是提高
電洞載子濃度故稱為活化(activation),冷卻後再將試片置於氫氟酸內
用超音波振盪器清洗 10 分鐘然後純水沖洗 5 分鐘,分別利用氮氣槍
吹乾和加熱器烤乾水氣約 1 分鐘,目的是要去除因高溫後所產生的氧
化物。
3.第㆒道光罩 元件大小的定義
利用光照像微影製板來定義元件的尺寸,其步驟如㆘
(1) ㆖光阻層:本實驗是使用 AZ1400 正光阻藉由旋轉塗佈機
1000rpm / 10sec、6000rpm / 30sec 均勻㆞塗在試片㆖。
(2) 軟烤光阻:為了去除光阻內水份,將試片置於軟烤(soft bake)
加熱平台㆖ 75℃約 2 分鐘。
(3) 硬烤光阻:為了去除光阻的溶劑並強化光阻,硬烤(hot bake)110
℃約 2 分鐘。
(4) 曝光:使用 Karl Suss 光源波長 436nm 的光罩對準機曝光 15
秒。
(5) 顯影:利用稀釋後的 AZ351 顯影劑(AZ351 : DI water = 1 :
5.5 ),顯影約 5~6 秒後再用純水沖洗約 1 分鐘,最後用氮氣槍
吹乾。
8
4.鍍金屬鎳罩
將顯影完的試片置入稀釋後的鹽酸(HCl : H2O = 1 : 1)㆗,做表面
清潔的動作 1 分鐘之後用純水清洗 3 分鐘 再以氮氣吹乾並烤乾水氣

準備進行蒸鍍金屬動作;我們利用電子束蒸鍍機(E-gun Evaporator)
鍍㆖鎳金屬 3000Å,以作為乾蝕刻製程的遮檔罩。最後,將鍍好金屬
的試片泡在㆛酮內,利用㆛酮將試片含有光阻的區域做金屬剝離(lift
off)如圖 2-3 (a),再使用異㆛酮將表面的㆛酮清掉、DI water 清洗、
氮氣吹乾和去水氣。
5.乾式蝕刻 製作元件平台(Dry etching mesa)
將試片置入活性離子蝕刻機(Reactive Ion Etcher)㆗,通入流量
2sccm 的蝕刻氣體 BCl3 並控制真空室(Chamber)壓力為 40mtorr,最
後用 100W 進行約 12 分鐘蝕刻,深度約 1µm 到達 n+型氮化鎵區域
而選用鎳金屬做為遮罩離子電漿(Ion plasma),是因為對於通入的氣
體有較佳的蝕刻比[4]。蝕刻製程完畢後將試片取出,置入 O2 plasma
㆗去除殘留於表面的碳化合物,之後將試片泡在氫氟酸用超音波振盪
器震約 5 分鐘、DI water 清洗和氮氣吹乾;再置入於煮沸的王水㆗約
15 分鐘、DI water 清洗 10 分鐘、氮氣吹乾和去水氣,其目的是去除
剩餘金屬鎳罩並且清洗殘留在試片表面的反應物,最後如圖 2-3 (b)
所示。
9
6.第㆓道光罩 定義 n 型金屬區域
製作步驟同“ 3. ”
7.蒸鍍 n 型歐姆接觸金屬電極(Ti / Al / Ti / Au)
表面處理與鍍金屬方式皆同 “ 4. “但金屬為 Ti / Al / Ti / Au 其厚
度分別為 300Å / 1000Å / 400Å / 1200Å,經過金屬剝離動作後如圖
2-3 (c)所示。最初對於 n 型氮化鎵所使用的金屬是蒸鍍 Ti/Al 後融合
(Alloy),原因是利用融合時 Ti 與表面氮化鎵㆗的氮形成 TiN,使得表
面產生許多的氮空位(Nitrogen vacancy)形成施體(donor)增加電子濃
度;Al 則是防止融合時 Ga 從表面脫離,其融合溫度約為 500~600
℃之間可得到不錯的歐姆接觸。但因為我們是使用活性離子蝕刻機做
乾蝕刻,在許多的研究㆗,發現會對 n 型氮化鎵表面形成深受體能階
(Deep acceptor level)導致表面濃度的㆘降鍍㆖ Ti / Al 已不能獲得較
佳的接觸電阻(Contact resistance),雖然改變融合溫度有獲得較好的
改善,但因為 Al 在高溫㆘為形成聚集(Al rich)反而增加了接觸電阻,
而且在高溫㆘也容易使得 Al 氧化。基於以㆖的原因遂再加鍍 Ti / Au
這兩層金屬,第㆒、可改善高溫融合時 Ti / Al 結構的破壞;第㆓、防
止 Al 的氧化[5] 目前吾㆟是使用快速升溫熱退火儀器(Rapid Thermal

Annealer)在充滿氮氣㆘,做 750℃/ 40sec 的融合並可以得到 2x10-5
Ω-cm2 的歐姆接觸電阻。
10
8.第㆔道光罩 定義透明傳導層 TCL(Transparency contact layer)
製作步驟同“ 3. ”
9.蒸鍍 p 型透明金屬傳導電極( Ni / Au)
表面處理與鍍金屬方式皆同 “ 4. “但金屬為 Ni / Au 其厚度分別
為 50Å / 100Å,經過金屬剝離動作後如圖 2-3 (d)所示。由於 p 型氮
化鎵的功函數(6.5eV)過大所以不易找到功函數與其匹配的金屬,功
函數與 p 型氮化鎵相近的金屬如㆘:鉑(Pt , 5.65eV)、鎘(Pd ,
5.12eV)、鎳(Ni , 5.15eV)及金(Au , 5.1eV),對於這些金屬在近年來
的研究也有不錯的成果而目前吾㆟是採用 Ni / Au 的金屬;另外,蒸
鍍此金屬的用意是因為要改善 p 型氮化鎵電洞濃度不高且阻值過
大,無法使電流均勻㆞散開於 p 型平台㆖形成電流阻塞現象,至於厚
度較薄是因為希望光不被金屬所吸收或反射而可射出表面。在金屬剝
離完後將試片置入於充滿氧氣且溫度為 450℃的爐管㆗,進行約 5 分
鐘的融合可得到 3x10-3 Ω-cm2 的歐姆接觸電阻 使用 Ni / Au 在氧氣

㆘融合有㆘列幾項好處:(1)Ni 在氧氣㆘融合可形成 NiO,可以降氮
化鎵表面的污染物帶走。(2)污染層表面的氫原子可與氧氣形成
H2O,可以增加氮化鎵表面的電洞濃度。(3)NiO 可以降低介面的位障
而 Au 可用來傳導電流。但通氧氣做融合也有缺點尤其是時間和溫度
的靈敏度,若不是在適合的融合條件㆘反應,則無法得到良好的歐姆
11
接觸電阻值;而且 Hyunsoo Kim 等㆟[6]的研究㆗分別利用氧化過與
非氧化的發光㆓極體做比較,發現氧化過雖可以使串聯電阻㆘降但在
輸出功率和生命期方面反而不如非氧化過的㆓極體,推測是由於焦耳
熱的影響而使得絕緣非晶質(Amorphous)Ni-Ga-O 的相位產生,進而
影響元件特性。
10.第㆕道光罩 定義 p 型金屬區域
製作步驟同“ 3. ”
11.蒸鍍 p 型金屬電極( Ni / Au )
鍍金屬方式皆同 “ 4. “但為了怕影響透明電極的特性,故鍍金屬
前不做表面處理,金屬為 Ni / Au 其厚度分別為 200Å / 2000Å,經過
金屬剝離動作後如圖 2-3 (e)所示。因為透明電極的金屬太薄所以很
容易被探針劃破,故此金屬用意只是方便㆘探針量測電性、光性以及
黏接金屬線(Bonding metal line)封裝元件。
12
試片清洗 P GaN 高溫活化 第㆒道光罩
表面處理 RIE 蝕刻平台 鍍金屬遮罩層
第㆓道光罩 鍍 n 型金屬 RTA 熱處理
爐管熱處理 鍍透明電極 第㆔道光罩
第㆕道光罩 鍍 p 型電極 完成元件製作
圖 2-2 氮化銦鎵量子井結構之綠光㆓極體製程流程圖
13
P GaN P GaN
MQW MQW
n GaN n GaN
n+ GaN n+ GaN
GaN buffer GaN buffer
Sapphire (Al2O3) Sapphire (Al2O3)
(a) (b)
P GaN P GaN
MQW MQW
n GaN n GaN
n+ GaN n+ GaN
GaN buffer GaN buffer
Sapphire (Al2O3) Sapphire (Al2O3)
(c) (d)
P GaN Ni
MQW
Ti /Al / Ti / Au
n GaN
Ni / Au (TCL)
n+ GaN
Ni / Au
GaN buffer
Sapphire (Al2O3)
(e)
圖 2-3 氮化銦鎵量子井結構之綠光㆓極體製程示意圖
14
第㆔章 不同溫度成長㆓元位障層之光性分析
§ 3-1 序論
就藍、綠光發光㆓極體而言,目前是使用氮化銦鎵與氮化鎵分別
當做活性層與位障層組成量子井結構,近年來的研究㆗更是發現多層
量子井較單層量子井的發光效率來得好[7] 但並非愈多層其效率愈佳

[8]。因為銦化鎵(InN)與氮化鎵(GaN)在成長時互溶性不佳導致活性層
(InxGa1-xN)㆗的銦化物(In)分布較不均勻;並且氮化鎵與氮化銦鎵的
晶格常數不同,造成量子井內存在㆒壓縮的應變力(compressive
strain)。變化銦化物所產生界面應力可由㆘式來預估:
2 x(aGaN − a InN )
ε⊥ =
a InN ……………………...(3.1)
ε⊥:垂直晶體的應力 aGaN、aInN:為晶格常數
x :氮化銦鎵㆗銦的含量
由 3.1 式可知隨著銦化物的增加其氮化銦鎵的壓縮應變力也隨之變
大,所衍生出的壓電效應(piezoelectric field effect)也嚴重㆞影響量子
井的量子效率(quantum efficiency);但因為壓電效應所造成能帶的傾
斜,可以使用較少量的銦化鎵來達成長波長元件,這是量子井壓電效
應對於發光元件的唯㆒好處。
15
氮化銦鎵/氮化鎵量子井是藉由銦化物的含量來調制發光波長,
但在近年來的研究㆗發現[9],銦化物的含量大於 20%時將導致銦化
物在活性層(InGaN)內分布更不均勻甚至產生高含量銦化鎵的區域
(Indium rich region)。這些高含量銦化鎵區域比量子井的最低能階還
低造成在控制發光波長時的變因,但這些區域因為有較大的載子密度
及較佳的量子效率在提升亮度㆖有相當的助益。T. Wang 和 S. Sakai
等㆟並針對此特性去研究[10],利用量子井厚度不同與銦化物含量的
不同去探討激子局部效應(Exciton Localized Effect)與量子侷限史塔
克效應(Quantum Confinement Stark Effect),研究發現活性層厚度增
加受到的量子侷限史塔克效應變大,將使發光強度㆘降,故分別在某
㆒厚度及某㆒銦化物在活性層的含量㆘將增強激子局部效應藉此提
升亮度。
在成長綠光發光㆓極體時勢必提高量子井內銦化物的含量,這將
導致相當大的壓電效應因而產生量子侷限史塔克效應,降低了載子復
合機率,在綠光㆓極體成長,吾㆟認為應該增強激子局部效應來避免
其壓電效應,方能得到較佳的發光效率。
16
§3-2 光子激發光量測
為了增加較高的量子效率吾㆟利用成長位障層時的溫度來影響
已成長好的量子井,讓銦化物受到熱使之形成高含量銦的氮化銦鎵聚
集、或者形成較均勻分布。分別成長 765℃、815℃、850℃及 900
℃不同位障層溫度的㆕種試片,來觀測其變化情形。
因為在製程㆗所使用打斷 P 型氮化鎵 Mg-H 鍵結為 725℃
/10min,為了方便與電激發光量測比較所有的試片均已先做了熱退火
的步驟;另外,因為 P 型披覆層有 3000Å 會產生入射雷射光被吸收
的問題而影響量子井載子的行為,故熱退火後再用活性離子蝕刻機
(RIE)將其表面蝕刻約 2000Å,最後將處理好的試片分別置於銅座㆖
且環境需為真空狀態,並利用 CTI-cryogenics 和循環式液態氦的壓
縮機做溫度的㆘降,在這之間再使用 Lake Shore 330 Auto-tuning
Temperature Controller 調節溫度變化,分別做 300K~30K 的變溫量
測。在量測光譜時,是利用 He-Cd 雷射打在試片㆖,所產生的螢光
光源分別經由第㆒個透鏡形成平行光,到第㆓個透鏡形成聚焦進入分
光儀,最後再由鎖相放大器與電腦的處理繪出螢光光譜,如圖 3-1
所示。
17
聚焦透鏡
平行光透鏡
He-Cd laser (325nm)
入射光
螢光光譜
試片
分光儀
光電倍增管
反射光
訊號線
真空室
相位放大器
降溫系統
電 腦
圖 3-1 變溫光子激發光量測設備圖
18
30K ㆘量測
圖 3-2 改變氮化銦鎵量子井結構㆗位障層氮化鎵的成長溫
度,在 30K 時做光激發光的光譜量測並比較各成長
溫度的光譜差異
圖 3-2 是將試片溫度降至 30K 後入射 He-Cd 雷射所量到的螢光
光譜,結果發現隨著成長溫度的增加波長是先紅移然後再藍移。當同
時通入銦與氮化鎵反應時,由於表面溫度、氣體流量等因素導致如圖
3-3 所示的反應形成 從圖㆗發現銦受溫度的解離(如路徑 a)和銦化鎵

化合物的形成(如路徑 b),都將影響氮化銦鎵㆗銦化物的比例。
In desorption
a
InN
Input flux Indium b
c
Ga-N
圖 3-3 成長氮化銦鎵量子井結構時 其活性層氮化銦鎵薄膜因成

長溫度的反應情形
19
所以當成長位障層溫度升高時,將對已成長好量子井㆗的銦化鎵
產生熱影響,吾㆟認為它能提供銦化物以提高氮化銦鎵㆗銦含量(如
路徑 c)故產生些微的紅位移。當溫度再往㆖升高時發現波長呈現藍位
移,會產生藍位移現象吾㆟認為有兩點可能:第㆒、因為溫度升高將
導致氮化銦鎵㆗銦含量的減少;第㆓、因為銦化物的解離導致成為氮
化銦鎵的厚度減少,為了探討這兩種現象吾㆟將從 X-ray 繞射量測來
分析。
Zero satellite peak GaN
1st satellite peak
圖 3-4 氮化銦鎵綠光㆓極體之不同溫度成長氮化鎵位障層試
片,所做 X-ray 繞射量測圖
首先從 X-ray 繞射量測吾㆟發現隨著溫度的增加,週期性量子井
的訊號更明顯且半高寬也略窄㆒點,代表其量子井的品質隨溫度增加
而變得更好,這可能是因為位障層在較高溫的成長㆘與活性層的界面
20
獲得改善,以及銦化物在氮化銦鎵活性層內的分布較均勻而導致。另
外,從 X-ray 量測圖㆗可利用最靠近氮化鎵的零階訊號來估算氮化銦
鎵㆗銦的含量,其公式如㆘:
2d GaN sinθGaN = nλ ……………………..(3.2)
dGaN 為氮化鎵在 c 平面㆖的晶格常數
λ 為 X-ray 的波長 1.54Å ; θ 為布拉格角
n 為整數倍常數(當入射光由晶體(002)的面入射時 n=2)
由 3-2 式可以算出氮化鎵的布拉格角 由圖 3-4 ㆗零階訊號與氮化鎵

訊號角度的差異(-∆θ,圖㆗ seconds 需先轉換成角度)再算出其氮化
銦鎵 c 平面的晶格常數,最後再利用 3.5 式則可求出氮化銦鎵㆗銦化
物的平均含量 x。算式如㆘:
θ InGaN = − ∆θ + θ GaN ……………………..(3.3)

d InGaN =
2 sinθ InGaN ……………………..(3.4)
d InGaN = x × d InGaN + (1 − x ) × d GaN ..…………(3.5)
經過㆖式的計算後,發現當溫度在 850℃銦化物的平均含量並沒有明
顯減少,所以因溫度而導致活性層內銦化物含量㆘降的影響應該很
小,那表示還有另㆒個因素是主要造成藍位移的現象。
21
在成長氮化鎵時欲得到較佳的材料品質與穩定的成長速率其環
境溫度約在 1000℃~1200℃之間,亦指在低於這個溫度㆘成長氮化
鎵其成長速率會些微不穩定,而在成長活性層時隨著銦含量的增加其
環境溫度不能太高,故㆒般會將位障層成長溫度降低以減少溫度對已
成長好活性層的影響。
表 3-1 在 30K 時,對於氮化銦鎵綠光㆓極體之氮化鎵位障層的不同
成長溫度試片,做光激發光譜的發光能量與半高寬比較
Temperature 765℃ 815℃ 850℃ 900℃
Peak(eV) 2.34 2.311 2.391 2.385
FWHH(meV) 85 93 70 70
而在 X-ray 量測㆗可利用量子井所造成的週期性訊號來估算其活
性層與位障層厚度,吾㆟先算出其週期寬度(1st 訊號與 2nd 訊號差)
∆θ 再利用㆘式則可求出單㆒量子井與位障層的總厚度 L
λ
L=
2∆θ cosθ B …………………..(3.6)
λ 為 X-ray 的波長 1.54Å ; θ 與 θB 均為徑度
吾㆟發現在 815℃與 850℃其總厚度 L 並沒有差異 而在表 3-1 ㆗這

兩個溫度的能量位置差了約 80meV,就如之前所提及的,若氮化鎵
因溫度的提高而稍微了增加位障層成長速率,所以吾㆟認為較高溫成
長位障層時,其位障層厚度會略微增加;相對的,因溫度的關係造成
22
銦化物的解離,原來已成長活性層有變窄的可能,因此活性層因厚度
變窄所以光激發光譜㆖有藍位移的現象,也因為活性層的變窄其受到
量子侷限史塔克效應變小,故半高寬略窄於 815℃成長的試片。
圖 3-5 氮化銦鎵綠光㆓極體之不同溫度成長位障層“氮
化鎵”試片,做變溫光子激發光的能量變化圖
接㆘來吾㆟將探討不同環境溫度㆘載子在量子井的變動情形,由
圖 3-5 可知量測溫度從 300K 降至 30K 其能量變化行為大致㆖是藍
位移的現象,吾㆟發現 765℃成長位障層的試片在 210K 降到 110K
之間發光能量有較其它㆔片明顯的紅位移,這是因為 765℃的試片受
到銦化物不均勻分布的影響較大,而隨著溫度的升高可能使得銦化物
分布較均勻且可能較集㆗(如 815℃的試片);但若再將位障層成長溫
度的增加其現象愈來愈不明顯,是因為銦化鎵的解離使不均勻效應減
23
低(如 850℃的試片),所以其較高溫位障層的成長其半高寬明顯㆞較
窄,如圖 3-6 所示。
圖 3-6 氮化銦鎵綠光㆓極體之不同溫度成長位障層“氮化
鎵”試片,做變溫光子激發光的半高寬變化圖
24
§ 3-3 變電流電激發光量測
在最近的文獻㆗,陸續發表銦化物在活性層的不均勻分布甚至集
結成高銦含量的氮化銦鎵(Indium rich)都將使得發光效率的提升,所
以從㆖㆒節的分析可以預期,受到銦化物較均勻分布或高銦含量較明
顯的試片應該會表現出較佳的亮度。本章節將從電的觀點去觀測其載
子在量子井內的活動情形,遂利用可控制週期的電流源在不產生熱效
應㆘,變換不同電流注入量子井來討論壓電場對載子的影響。
常溫㆘量測
圖 3-7 氮化銦鎵綠光㆓極體之不同溫度成長位障層“氮化
鎵”試片,在常溫㆘注入直流 20mA 的光強度比較
由圖 3-7 可知道其發光強度是 850℃成長位障層最強並非是 765
℃或 815℃成長的試片,導致此現象的最大主因應該是位障層侷限載
子的能力,誠如之前所提,欲得到品質較佳的氮化鎵則須要較高溫成
25
長,藉此高溫可以降低氮化鎵材料㆗的點缺陷(point defect)也可以改
善量子井與位障層的界面品質,我們更可以從光子激發光的變溫


Use: 0.0437