TW201332151A

TW201332151A - 半導體裝置製造方法

Info

Publication number: TW201332151A
Application number: TW101147220A
Authority: TW
Inventors: Koji Okuno
Original assignee: Toyoda Gosei Kk
Priority date: 2011-12-19
Filing date: 2012-12-13
Publication date: 2013-08-01
Also published as: TWI497766B; JP2013128055A; JP5630434B2; CN103165785B; CN103165785A

Abstract

本發明提供製造包含由氮化物半導體所形成的p型接觸層及p型電極之半導體裝置的方法，其中該方法係意為改善在p型接觸層及p型電極之間的歐姆接觸。在製造方法中，藍寶石基板上低溫緩衝層、n型接觸層、n型ESD層、n型SL層、MQW層、及p型披覆層係以此順序形成。接著，p型被覆層上第一p型接觸層及第二p型接觸層係以此順序形成。該第一p型接觸層係藉由使用氮及氫的混合氣體作為載運氣體而形成。該第二p型接觸層係藉由僅使用氫作為載運氣體而形成。

Description

半導體裝置製造方法

本發明關於製造半導體裝置的方法。更尤其，本發明關於包含由三族氮化物半導體所形成的p型接觸層及p型電極之半導體裝置的製造方法，該方法係意為改善在p型接觸層及p型電極之間的歐姆接觸。

一般而言，半導體裝置包含p型電極、及與p型電極接觸的p型接觸層。當p型電極及p型接觸層之間的接觸電阻高時，可能產生熱，且熱的產生可能縮短裝置的有效壽命。又，當接觸電阻高時，半導體裝置的驅動電壓升高。

尤其，為了減少由三族氮化物半導體所形成的p型接觸層及p型電極之間的接觸電阻，p型接觸層的電洞濃度必須增加。然而，由於在三族氮化物半導體層中形成深受子雜質能階，故在增加電洞濃度上遇到困難。

因此，已為增加電洞密度而進行許多研究。例如，專利文件1揭露藉由降低p型接觸層的成長速率來實現約10¹⁸/cm³的電洞濃度之技術。

專利文件1：日本公開專利申請案第2003-23179號。

然而，即使當p型電極形成於具有此電洞濃度的p型接觸層上時，仍可能無法獲得較佳的歐姆接觸。同時，考慮到該層及該電極的功函數，故在達到由三族氮化物半導體所形成的p型接觸層及p型電極之間的歐姆接觸上遇到困難。

本發明已為解決涉及習知技術的前述問題而完成。因此，本發明的目的係提供製造包含由氮化物半導體所形成的p型接觸層及p型電極之半導體裝置的方法，其中該方法係意為改善p型接觸層及p型電極之間的歐姆接觸。

在為解決前述問題之本發明的第一實施態樣中，提供有製造半導體裝置的方法，該半導體裝置包含p型電極、及其上形成p型電極且由三族氮化物半導體所形成的p型接觸層，該方法包含形成p型接觸層的步驟，該步驟包含第一子步驟，藉由使用氮與氫的混合氣體作為載運氣體形成第一p型接觸層；及第二子步驟，藉由使用氫作為載運氣體來形成第二p型接觸層。

在經由該半導體裝置製造方法所製造的半導體裝置中，在p型接觸層及p型電極之間達成較佳的歐姆接觸；即在其之間達成低接觸電阻。因此，能減少電力消耗，且亦減少熱產生的總量。

本發明的第二實施態樣係關於半導體裝置製造方法的具體實施例，其中第一子步驟使用其中氮對整體載運氣體的莫耳比(以下該比例可表示為”氮莫耳分率”)為40%至80%的載運氣體。此載運氣體的使用實現了具有減少的晶格缺陷之第一p型接觸層的形成。因此，如此形成的第一p型接觸層顯示更減少的電阻率。更佳地，氮莫耳分率為50%至75%。最佳地，氮莫耳分率為55%至70%。

本發明的第三實施態樣係關於半導體裝置製造方法的具體實施例，其中不執行用以減少p型接觸層電阻的退火步驟。此退火步驟的省略縮短了循環時間且改善了生產率。

本發明的第四實施態樣係關於半導體裝置製造方法的具體實施例，其中更包含在第二子步驟後、在氮大氣中冷卻包含p型接觸層的層狀產品之步驟。在氮大氣中該層狀產品的冷卻能預防氫對受子雜質的再結合。

本發明的第五實施態樣係關於半導體裝置製造方法的具體實施例，其中第二子步驟形成具有10 Å至100 Å的厚度之第二p型接觸層。當第二p型接觸層的厚度落入上述範圍內時，晶格缺陷係適當地形成於該層中。藉由穿隧效應，載子輕易地經由如此形成的晶格缺陷通過位能障壁。更佳地，第二p型接觸層的厚度為20 Å至90 Å。再更佳地，第二p型接觸層的厚度係30 Å至70 Å。

本發明的第六實施態樣係關於半導體裝置製造方法的具體實施例，其中在第二子步驟中形成第二p型接觸層的期間，該第二p型接觸層係以高於該第一p型接觸層的Mg濃度之濃度摻雜Mg，且該第二p型接觸層之的Mg濃度係調整至1×10²⁰/cm³至1×10²²/cm³。更佳地，Mg濃度係調整至2×10²⁰/cm³至9×10²¹/cm³。再更佳地，Mg濃度係調整至5×10²⁰/cm³至8×10²¹/cm³。這是因為當第二p型接觸層之Mg濃度落入上述範圍內時，較大量的晶格缺陷能形成於該層中。因此，在活化Mg之後，電子在p型電極及p型接觸層之間平順地移動。

根據本發明，提供製造包含由氮化物半導體所形成的p型接觸層及p型電極之半導體裝置的方法，其中該方法係意為改善在p型接觸層及p型電極之間的歐姆接觸。

10‧‧‧藍寶石基板

20‧‧‧低溫緩衝層

30‧‧‧N型接觸層

40‧‧‧N型ESD層

50‧‧‧N型SL層

60‧‧‧MQW層

70‧‧‧P型披覆層

80‧‧‧P型接觸層

90‧‧‧層狀產品

100‧‧‧發光裝置

N1‧‧‧N型電極

P1‧‧‧P型電極

隨著本發明之不同的其他目的、特徵、及許多伴隨的優點在相關於隨附圖式而考量時參照下列較佳實施例的詳述變得更加理解，其將容易被察知，其中：圖1示意地顯示根據實施例之半導體裝置的層狀結構；圖2A至2C顯示根據實施例(部份1)的半導體裝置製造方法；圖3顯示根據實施例(部份2)的半導體裝置製造方法；圖4係顯示經由根據實施例之半導體裝置製造方法所製造的發光裝置之第一p型接觸層的電洞濃度圖表；圖5係顯示經由根據實施例之半導體裝置製造方法所製造的發光裝置之第一p型接觸層中電洞遷移率的圖表；圖6係顯示經由根據實施例之半導體裝置製造方法所製造的發光裝置之第一p型接觸層中電阻率的圖表；圖7係顯示經由根據實施例之半導體裝置製造方法所製造的發光裝置之第一p型接觸層中活化百分比的圖表；且圖8係顯示在經由根據實施例之半導體裝置製造方法所製造的發光裝置及習知發光裝置之間的輸出比較圖表。

本發明之具體實施例接下來將藉由以製造發光裝置(Light Emitting Device)的情況為例參照圖式來描述。然而，本發明並不限定於該實施例。亦即，本發明能適用於不同的半導體裝置，包含如場效改性電晶體(FEMT)的電晶體、光偵測器、及如LED或雷射二極體的發光裝置。自不待言，形成發光裝置的每一層之結構可不同於下列所述的實施例中所例示者。示意地顯示於圖式中之每一層的厚度並不對應至其實際數值。

實施例 1.半導體裝置

現將參照圖1描述經由根據本實施例之半導體裝置製造方法所製造的發光裝置100。該發光裝置100係由三族氮化物半導體所形成的半導體裝置。如圖1中所示，該發光裝置100包含藍寶石基板10、低溫緩衝層20、n型接觸層30、n型靜電放電(ESD,electrostatic discharge)層40、n型超晶格(SL,superlattice)層50、用作發光源的多重量子井(MQW,multiple quantum well)層60、p型披覆層70、及p型接觸層80，層20至80係以此順序形成於藍寶石基板10上。n型電極N1係形成於n型接觸層30上。p型電極P1係形成於p型接觸層80上。

上述的個別層係經由金屬-有機化學氣相沈積法(MOCVD,metal-organic chemical vapor deposition)而形成於藍寶石基板10之一表面上。藍寶石基板10的該表面可為了改善光萃取表現的目的而突起。藍寶石基板可由如以SiC、ZnO、Si或GaN所形成的另一成長基板代替。低溫緩衝層20係設置以轉移藍寶石基板10的結晶度至形成於緩衝層20之上的一層。低溫緩衝層20的例示材料包含AlN及GaN。

n型接觸層30實際上與n型電極N1接觸。n型接觸層30係由以Si摻雜的GaN形成。層30的Si濃度為1×10¹⁸/cm³或更高。n型接觸層30可為了改善n型接觸層30及n型電極之間歐姆接觸的目的，而由具有不同載子濃度之複數層所形成。

n型ESD層40係設置以改進靜電放電；即，為預防每一半導體層的靜電放電。該n型ESD層40具有包含未摻雜的GaN層及Si摻雜GaN層之層狀結構。較佳地，Si摻雜係執行以獲得1×10¹⁸/cm³或更高的載子濃度。

n型SL層50具有用以緩和施加至MQW層60的應力之超晶格結構。n型SL層50係藉由交替沈積GaN層及InGaN層而形成。除了這些層之外，還可沈積n-GaN層。尤其佳地，n-GaN層與MQW層60接觸。形成n型SL層50的層單元數量為10至20。n型SL層50的整體厚度為60 nm至80 nm。

MQW層60係經由電子及電洞的再結合而發光之發光層。因此，MQW層60係藉由交替沈積具有小能隙的井層及具有大能隙的阻障層而形成。井層可由InGaN形成，而阻障層可由AlGaN形成。替代地，井層可由GaN形成，而阻障層可由AlGaN形成。替代地，MQW層60可由這些層的任何組合形成；例如，層60可由重複的層單元形成，每一層單元包含四或更多層。

p型披覆層70係設置以預防電子擴散至p型接觸層80。p型披覆層70係藉由交替沈積包含p-InGaN層的層單元及包含p-AlGaN層的層單元而形成。重複的層單元之數量為12。重複的層單元之數量可為3至50。

p型接觸層80包含第一p型接觸層81及第二p型接觸層82。這些層之每一者係由以Mg摻雜p-GaN所形成。第二p型接觸層82實際上與p型電極P1接觸。因此，在發光裝置100中，第二p型接觸層82係定位在相對藍寶石基板10側的該側上。第一p型接觸層81係位在第二p型接觸層82的下方。

第一p型接觸層81係以Mg在1×10¹⁹/cm³至1×10²⁰/cm³的濃度下摻雜。當Mg濃度落在此範圍內時，便在不使結晶度惡化的情況下達到高電洞濃度。第二p型接觸層82係以Mg在1×10²⁰/cm³至1×10²²/cm³的濃度下摻雜。亦即，第二p型接觸層82係在高於第一p型接觸層81之Mg濃度的濃度下以Mg摻雜。

第二p型接觸層82具有10 Å至100 Å的厚度。因此，第二p型接觸層82的厚度係足夠的薄。如下所述，用於形成第二p型接觸層82的載運氣體僅包含氫(即載運氣體並不包含氮)。因而，第二p型接觸層82顯示不佳的結晶度。因此，非常薄的蕭基能障(Schottky barrier)係形成於p型電極P1及第二p型接觸層82之間。

因此，電洞從p型電極P1輕易地移動至第二p型接觸層82。亦即，來自p型電極P1的電洞輕易地穿過蕭基能障至第二p型接觸層82中。因此，在p型電極P1及p型接觸層80之間達成較佳的歐姆接觸。

2.半導體裝置製造方法

在根據本實施例之半導體裝置製造方法中，前述的個別層係經由金屬-有機化學氣相沈積法(MOCVD)成長。根據本實施例之半導體裝置製造方法的屬性特徵存在於形成p型接觸層80的步驟中。該方法的步驟接下來將參照圖2及3加以描述。

在本方法中所使用的載運氣體為氫(H₂,hydrogen)、氮(N₂,nitrogen)、或氫加氮(H₂+N₂)的混合氣體。氨氣(NH₃)係作為氮源使用。三甲基鎵(Ga(CH₃)₃,trimethylgallium，以下可稱為”TMG”)係作為鎵源使用。三甲基銦(In(CH₃)₃,trimethylindium，以下可稱為”TMI”)係作為銦源使用。三甲基鋁(Al(CH₃)₃,trimethylaluminum，以下可稱為”TMA”)係作為鋁源使用。矽烷(SiH₄,silane)係作為n型摻雜氣體使用。環戊二烯鎂(Mg(C₅H₅)₂,cyclopentadienylmagnesium，以下可稱為”Cp₂Mg”)係作為p型摻雜氣體使用。

2-1.形成低溫緩衝層的步驟

在本實施例中提供藍寶石基板10，且該藍寶石基板10係放置在MOVCD爐中。接著，藍寶石基板10係在氫氣大氣中受到清洗，以進而從藍寶石基板10的表面移除沉積物。然後，基板溫度提升到400℃，且AlN低溫緩衝層20係形成在藍寶石基板10上。

2-2.形成n型接觸層的步驟

接下來，n型接觸層30係形成於低溫緩衝層20之上(見圖2A)。然後，基板溫度在氫氣(載運氣體)及氨氣的氣流下提昇至1,100℃。在基板溫度已達到1,100℃後，TMG、氨氣、及矽烷氣體(即雜質氣體)係供應以進而形成具有4.5×10¹⁸/cm³的Si濃度之n-GaN的n型接觸層30。

2-3.形成n型ESD層的步驟

接著，n型ESD層40係形成於n型接觸層30上。基板溫度係降低至900℃，且係形成包含未摻雜的GaN層及摻有Si摻雜的n-GaN層之層狀結構。在此情況下，成長溫度係較佳地調整至800至950℃。該n-GaN層較佳地具有由矽原子濃密度(atom/cm³)及厚度(nm)的乘積所定義的特徵值：0.9×10²⁰至3.6×10²⁰(atom‧nm/cm³)。

2-4.形成n型SL層的步驟

接下來，n型SL層50係形成於n型ESD層40上。該n型SL層50係由交替沈積具有2.5 nm厚度的InGaN層及具有2.5 nm厚度、摻有Si的Si摻雜n-GaN層所形成。具體而言，該n型SL層50係由週期性地沈積各包含InGaN層及摻有Si摻雜的n-GaN層的15個組合層單元所形成。InGaN層係在矽烷氣體、TMG、TMI、及氨的供應下、同時基板溫度維持在830℃而形成。n-GaN層係在矽烷氣體、TMG、及氨的供應下、同時基板溫度維持在830℃下而形成。因此，形成圖2B中所示的層狀結構。

2-5.形成發光層的步驟

接著，MQW層60係形成於n型SL層50上。MQW層60具有其中InGaN層及AlGaN層以重複的方式交替沈積的結構。InGaN層係成長在750至800℃的成長溫度。原料氣體(即TMI、TMG、及氨)係為InGaN層之成長而供應。In成份比例係0.05至0.15%。以此方式成長的晶體層具有1至4 nm的厚度。

AlGaN層係在850至950℃的成長溫度下成長。原料氣體(即TMA、TMG、及氨)係為成長AlGaN層而供應。以此方式成長的晶層具有1 至6 nm的厚度。五層InGaN層及五層AlGaN層係交替地沈積。InGaN層或AlGaN層的數量係較佳地約3至約7。

2-6.形成p型披覆層的步驟

接下來，p型披覆層70係形成於MQW層60上。p型披覆層70具有其中p-InGaN層及p-AlGaN層以重複的方式交替地沈積之結構。具有1.7 nm的厚度的p-InGaN層(p-In_0.05Ga_0.95N層)係在CP₂Mg、TMI、TMG、及氨的供應之下、同時基板溫度維持在855℃下而形成。

具有3.0 nm厚度的p-AlGaN層係在CP₂Mg、TMA、TMG及氨的供應下、同時基板溫度維持在855℃而形成。因此，形成圖2C中所示的層狀結構。

2-7.形成p型接觸層的步驟 2-7-1.形成第一p型接觸層的步驟

接著，第一p型接觸層81係形成於p型披覆層70上(見圖3)。氮及氫的混合氣體係使用作為載運氣體。

利用氫的存在之優點，增加了組成原子的遷移。因此，改善了晶體品質，並亦改善了該層的表面平滑度。然而，氫原子進入晶體並與Mg結合。該結合預防Mg的活化。因此，在第一p型接觸層82中的電洞濃度並不增加。

相反地，氮氣能藉由禁止晶體的分解而預防氮原子從晶體移除。然而，氮氣可能造成結晶度的惡化。因此，載運氣體的氮莫耳分率必須調整至落在最理想的範圍內。

載運氣體的氮莫耳分率(即混合比(N₂/(H₂+N₂)))較佳地為40%至80%。該混合比更佳地為50%至75%。該比例的具體值將於下文中描述。如下所述，當混合比(N₂/(H₂+N₂))低於40%時，無法達到足夠的電洞濃度，而當混合比(N₂/(H₂+N₂))超過80%時，表面可能變粗糙且凹坑可能增加。

晶體成長溫度係調整至900℃至1,050℃。這是因為當溫度過度地低時，GaN的晶體品質受損，而當溫度超過1,050℃時，原料氣體在個別的原料氣體抵達藍寶石基板10之前即反應。

第一p型接觸層81係以Mg在1×10¹⁹/cm³至1×10²⁰/cm³的濃度摻雜。這是因為當摻雜Mg濃度為1×10²⁰/cm³或更低時，晶格缺陷係較不可能形成在第一p型接觸層81中。第一p型接觸層81係形成為具有100Å至1,000Å的厚度。

2-7-2.形成第二p型接觸層的步驟

接著，第二p型接觸層82係形成於第一p型接觸層81上。為了在第二p型接觸層82中刻意形成大量晶格缺陷的目的，僅使用氫氣作為載運氣體。因此，氮氣的供應停止，且僅供應氫氣作為載運氣體。亦即，使用的載運氣體並不包含氮。然而，由於前述的層形成步驟係連續地在MOCVD爐的內部執行，故氮氣可能留在該爐的大氣中。

晶體成長溫度係調整至800℃至1,050℃。這是因為當成長溫度低於800℃時，GaN的晶體品質受損，而當成長溫度超過1,050℃時，反應可能在氨、Ga、Mg…等抵達藍寶石基板10前於反應爐的大氣中進行。

第二p型接觸層82係以Mg在1×10²⁰/cm³至1×10²²/cm³的濃度摻雜。這是因為當摻雜Mg濃度為1×10²⁰/cm³或更高時，晶格缺陷係較可能形成在所產生的半導體層中。

第二p型接觸層82係形成為具有10Å至100Å的厚度。這是因為當厚度小於10Å時，在形成晶格缺陷上會遇到困難。由於GaN在c軸方向中具有5.185Å的晶格常數，故當層厚對應到兩或更多GaN分子層的厚度時容易形成晶格缺陷。然而，具有晶格缺陷的該層的厚度越大，其電阻越高。因此，第二p型接觸層82的厚度較佳地為100Å或更小，更佳地為20Å至90Å，再更佳地為30Å至70Å。

2-8.冷卻步驟

接下來，MOCVD爐係在氮氣大氣中冷卻至環境溫度。具體而言，圖3中所示的層狀產品90係在氮氣大氣中冷卻以預防脫附的氫再結合進入層狀產品90中。

2-9.電極形成步驟

接著，乾蝕刻係從p型接觸層80的上表面執行，以進而形成延伸到n型接觸層30中間部份的溝槽。然後，p型電極P1係形成於p型接觸層80上。該p型電極P1係藉由以Ni層、Au層、然後Al層的順序在p型接觸層80上沈積而形成。這些金屬之任何者可以ITO取代。又，Ni/Au配線電極可形成在ITO電極上。替代地，可使用Ag或Rh。n型電極N1係形成於n型接觸層30因此暴露的部份上。該n型電極N1係藉由以Ni層然後Au層的順序在n型接觸層30上沈積而形成。替代地，n型電極N1可藉由連續地沈積Ti層及Al層在n型接觸層30上而形成。

2-10.退火步驟

接下來，為了活化摻雜在其上的Mg之目的，層狀產品90係在氮大氣中受到熱處理(退火)。此退火步驟可在電極形成步驟之前、或在冷卻步驟之前執行。因此，製造了圖1中所顯示的發光裝置100。

3.製造的半導體裝置

在根據本實施例的發光裝置100中，p型接觸層80包含第一p型接觸層81及第二p型接觸層82。藉由第二p型接觸層82的存在之優點，在p型接觸層80及p型電極P1之間的蕭基能障具有小的厚度。因此，在p型接觸層80及p型電極P1之間達到高電洞傳導率。

第二p型接觸層82具有許多晶格缺陷。自不待言，在第二p型接觸層82中晶格缺陷的數量多於在第一p型接觸層81中的晶格缺陷者。因此，在p型電極P1及第二p型接觸層82之間達到高電洞傳導率。

現將描述其中並未設置第二p型接觸層82的情況。當p型電極P1與第一p型接觸層81接觸時，與其中第二p型接觸層82存在的情況相比，驅動電壓Vf變高。可理解地，相對厚的蕭基能障係形成於第一p型接觸層81及p型電極P1之間。

相反地，當設置第二P型接觸層82時，蕭基能障的厚度減少；即電洞能在p型電極P1及p型接觸層80之間輕易移動。如上所述，在第二p型接觸層82中晶格缺陷的數量多於在第一p型接觸層81中的晶格缺陷者。因此，電洞能更容易地在p型電極P1及p型接觸層80之間移動。因此，根據本實施例之發光裝置100表現低電阻率。

4.實驗結果

接下來將描述執行在根據本實施例之發光裝置100上的實驗結果。現將描述藉由改變用於形成第一p型接觸層81的載運氣體中之氮混合比所決定的物理值。

4-1.電洞濃度

圖4係顯示第一p型接觸層81的電洞濃度相關於氮混合比(N₂/(H₂+N₂))之圖表。在圖4中，白色符號對應至在其中並未執行退火的情況中的值，且黑色符號對應至在其中執行退火的情況中的值。相同者將適用於圖5及6。

如圖4中所示，大致而言，其中執行退火的情況中電洞濃度係高於其中並未執行退火的情況中者。亦即在其中執行退火的情況中，不論氮混合比，電洞濃度皆足夠高。具體而言，達到約5×10¹⁶/cm³至約6×10¹⁶/cm³的電洞濃度。

相反地，在其中並未執行退火的情況中，電洞濃度係藉由增加氮濃度而增加。在其中氮混合比係調整至44%的情況中，即使當並未執行退火時，仍達到約2×10¹⁶/cm³至3×10¹⁶/cm³的電洞濃度。亦即，電洞濃度係在其中執行退火的情況中者的約1/2。因此可理解地，氫原子在退火前係與一半的Mg原子鍵結。

在其中氮混合比係調整至66%的情況中，即使當退火並未執行時，仍達到約5×10¹⁶/cm³的電洞濃度。亦即，電洞濃度幾乎等於在其中執行退火的情況者。因此可理解地，實際上即使在退火之前仍無氫原子與Mg原子鍵結。因此當氮混合比係調整至44%或66%時，獲得足夠高的電洞濃度。

4-2.電洞遷移率

圖5係顯示第一p型接觸層81中的電洞遷移率相關於氮混合比(N₂/(H₂+N₂))之圖表。如圖5中所示，在其中執行退火的情況及其中並未執行退火的情況之間觀察到較少電洞遷移率中的變異。當氮氣濃度增加時，電洞遷移率改善；即晶格缺陷減少。此指示形成具有好的晶體品質之p-GaN層。

在其中氮混合比係調整至22%的情況中，當並未執行退火時獲得約2 cm²/V‧s的電洞遷移率，而當執行退火時獲得約3 cm²/V‧s的電洞遷移率。在其中氮混合比係調整至44%的情況中，不論是否執行退火皆獲得4 cm²/V‧s的電洞遷移率。在其中氮混合比係調整至66%的情況中，不論是否執行退火皆獲得7至8 cm²/V‧s的電洞遷移率。

因此，退火在電洞遷移率中造成輕微的差異。尤其當氮混合比係調整至44%或66%時，退火實際上在電洞遷移率中不造成差異。因而，能形成具有良好電洞傳導率之p-GaN層。

4-3.電阻率

圖6係顯示第一p型接觸層81的電阻率相關於氮混合比(N₂/(H₂+N₂))之圖表。如圖6中所示，大致來說，氮混合比越高，電阻率就越低。可理解地，此在電阻率中的減少係歸因於晶體品質改善的事實，且藉由晶格缺陷造成的電阻成份減少。此係由電洞遷移率的改善而證明。

在其中氮混合比係調整至22%的情況中，未退火的第一p型接觸層81顯示約110Ω‧cm的電阻率，且退火的第一p型接觸層81顯示約40至約50Ω‧cm的電阻率。未退火的第一p型接觸層81的電阻率係退火的第一p型接觸層81者的約兩倍。亦即，氫原子在退火前仍與一半的Mg原子鍵結。

在其中氮混合比係調整至44%的情況中，未退火的第一p型接觸層81顯示約40至約70Ω‧cm的電阻率，其係幾乎等於在22%的氮混合比之情況中退火的第一p型接觸層81者。在其中氮混合比係調整至44%的情況中，退火的第一p型接觸層81顯示約20Ω‧cm的電阻率。亦即，未退火的第一p型接觸層81的電阻率係退火的第一p型接觸層81者的約兩倍。

在其中氮混合比係調整至66%的情況中，未退火的第一p型接觸層81顯示約15Ω‧cm的電阻率。在其中氮混合比係調整至66%的情況中，退火的第一p型接觸層81顯示約12Ω‧cm的電阻率。亦即，不論是否執行退火，這些層的電阻率係幾乎彼此相等。

在66%的氮混合比之情況中非退火的第一p型接觸層81的電阻率(即15Ω‧cm)係足夠地低於在22%的氮混合比之情況中退火的第一p型接觸層81的電阻率(即40至50Ω‧cm)。因此，當第一p型接觸層81藉由使用氮及氫的混合氣體作為載運氣體而形成時，該層的電阻非常有效地減少。

4-4.活化百分比

圖7係顯示第一p型接觸層81的活化百分比相關於氮混合比(N₂/(H₂+N₂))之圖表。在此圖表中，所有的值對應到其中執行退火的情況。

如圖7中所示，在其中氮並未混合至載運氣體中(即僅使用氫)的情況，第一p型接觸層81顯示約0.12%的活化百分比。當氮混合比增加時，起初活化百分比降低。當氮混合比為22%時，第一p型接觸層81顯示約0.07%的活化百分比。

然而，當氮混合比進一步增加時，活化百分比亦增加。當氮混合比為35%或大約者時，活化百分比幾乎等於在其中氮混合比為0%的情況者。當氮混合比為40%或更多時達到足夠高的活化百分比。

當氮混合比係調整至44%時，第一p型接觸層81顯示約0.14%的活化百分比。當氮混合比係調整至66%時，第一p型接觸層81顯示約0.21%的活化百分比，其係一足夠高的值。

4-5.光強度

圖8係顯示其中第一p型接觸層81係由利用氫氣形成的情況(習知情況)、及其中第一p型接觸層81係由利用氮氣及氫氣的混合氣體(氮混合比：66%)形成的情況(本實施例)之間發光裝置的相對光強度比較之圖表。顯示在圖8中的結果對應至其中執行退火的情況。在圖8中垂直軸對應至根據習知情況的光強度之相對光強度。自不待言，習知情況的相對光強度對應至100%。

如圖8中所示，在其中第一p型接觸層81係藉由使用氮氣及氫氣的混合氣體(氮混合比：66%)作為載運氣體而形成的情況，光輸出係高於在習知情況中者約10%。如上所述，這是因為藉由利用混合氣體作為載運氣體而製造的發光裝置顯示更佳的電阻率、電洞濃度、電洞遷移率、及活化百分比。

在這些實驗中，當氮混合比係調整至66%時獲得最佳結果，且即使當氮混合比係調整至44%時仍獲得良好的結果。因此可理解地，除了在其中氮混合比為44%至66%的情況之外，本發明還可適用於其中氮混合比係高於此範圍(即氮混合比為80或更少)的情況。然而，當氮混合比高時，可能出現表面粗糙或凹坑增加的情況。因而，氮混合比較佳地為50%至70%。可理解地，氮混合比更佳地為55%至70%。

5.修改 5-1.退火步驟的省略

在本實施例中，退火(熱處理)係於p型電極P1及n型電極N1形成在層狀結構90上之後執行。然而，如圖4至6中所示，退火並不必然地執行。如按電洞濃度(見圖4)、電洞遷移率(見圖5)、電阻率(見圖6)、及活化百分比(見圖7)的數據可瞭解，即使當不執行退火時，仍能製造顯示相對低的電阻率之發光裝置。因此，一製造步驟能被省略；即，發光裝置係在改善的生產率中製造。

5-2. p型接觸層的材料

在本實施例中，第一p型接觸層81及第二p型接觸層82之每一者係由p-GaN形成。然而，層81及82可由p-InGaN代替p-GaN而形成。由於p-GaN的使用實現了歐姆接觸的改善，故即使當使用具有小於p-GaN者的能隙之p-InGaN時，類似的結果仍係必然地獲得。

在具體的情況中，第一p型接觸層81係由p-GaN形成、且第二p型接觸層82係由p-InGaN形成。替代地，第一p型接觸層81可由p-InGaN形成、且第二p型接觸層82亦可由p-InGaN形成。在此情況中，第二p型接觸層82的In組成比例係較佳地調整至高於第一p型接觸層81者。

6.總結

如上所詳細描述，在根據本實施例之製造發光裝置100的方法中，第一p型接觸層81係經由使用氮及氫的混合氣體作為載運氣體的第一p型接觸層形成步驟而形成，且第二p型接觸層82係經由使用氫作為載運氣體的第二p型接觸層形成步驟而形成。

因此，根據製造三族氮化物半導體發光裝置的方法，電洞遷移率能在p型接觸層80中被改善，且p型接觸層80及p型電極P1之間的接觸電阻能被減少。

本實施例僅係例示，其不應被解釋為將本發明限制於該實施例。因此，自不待言，在不離開本發明之範疇的情況下可對本發明作成不同的修改及變化。本實施例中係使用顯示在圖3中的層狀結構90。然而，層狀產品的結構並不必然地限於圖3中所示者。例如，可選擇任何層狀結構，或可為了形成各層而決定層單元的任何數量。自不待言，p型接觸層80以外的層之組成可不同於本實施例中所述者。晶體成長並不必然地經由金屬-有機化學氣相沈積法(MOCVD)執行，且可使用任何其他使用載運氣體的晶體成長方法。