光電裝置的製作方法

2023-05-28 20:03:32 1

本申請要求2014年5月27日提交的且標題為「光電裝置(An Optoelectronic Device)」的澳大利亞臨時專利申請號2014902007的優先權，所述申請以引用的方式以其全文併入本文。

技術領域

本發明整體涉及光電裝置。具體地講，本發明涉及以紫外波長發光的光電裝置。然而，本發明並不限於紫外波長。

背景技術：

雖然已經可以生產光電裝置諸如發光二極體(LED)，所述光電裝置使用III族金屬氮化物半導體材料諸如氮化鋁鎵(AlGaN)以深紫外(UV)波長(λ≤280nm)發光，但此類LED的光學發射強度迄今為止與可見波長LED相比相對較差。這部分地由於AlGaN半導體材料電子帶結構中的固有限制。可以發現的是，在傳統LED結構中，深紫外光沿著基本平行於層形成生長軸的方向從晶體AlGaN膜的發射並不是有利的。具體地講，深紫外LED傳統上是使用鋁含量高的AlGaN合金而形成，以獲得期望光學發射波長所需的帶隙。此類鋁含量高的成分尤其受到上述限制的影響。

普遍認為的是，此類LED中的較差的深紫外發射強度是由於所沉積的III族金屬氮化物半導體材料的低劣晶體結構質量而引起的，低劣的晶體結構質量導致LED具有較差的電行為。與其他技術成熟的III-V族化合物半導體諸如砷化鎵鋁(GaAlA)相比，III族金屬氮化物展現出高至少兩個至三個數量級的晶體缺陷。III族金屬氮化物的結構質量可通過天然襯底諸如氮化鋁(AlN)和氮化鎵(GaN)上的外延沉積來改善。然而，即使AlN襯底可用，使用鋁含量高的AlGaN材料形成的深紫外LED也仍無法沿著垂直方向有效地發光(即，垂直於層平面進行平行光發射)。

對於基於III族金屬氮化物的LED的操作，在現有技術中存在另一個問題。III族金屬氮化物材料的最高晶體結構質量是使用纖維鋅礦晶體結構類型的膜形成的。這些膜以所謂的c平面取向沉積在天然或不相似的六邊形晶體對稱襯底上。此類c平面取向的III族金屬氮化物膜具有在兩個不相似AlGaN成分的界面邊界處形成極大內部電荷片的獨特性質。這些電荷被稱為熱電荷並且顯示在每個層成分不連續性。此外，每個不同的AlGaN成分具有稍微不同的晶格參數，並且因此每個不相似的AlGaN層很容易在界面邊界處形成晶體錯配位錯，如果沒有正確地管理，則錯配位錯傳播到所述層的內部。如果不相似的AlGaN層形成為使晶體錯配位錯最小化，那麼生成另一個有問題的內部電荷，稱為壓電電荷。因此，這些內部熱電電荷和壓電電荷在它們在LED內生成內部電場時對LED設計提出進一步挑戰，這傾向於阻止光生成所需的電荷載流子的複合。

另一個問題是III族金屬氮化物材料的固有地高的折射率，這進一步限制了在LED內生成的可從表面逸出的光的量。已進行了大量努力來實現表面紋理化以改進光從表面的逃逸錐。這些解決方案通過改進來自深UV LED的光發射已取得一些成效，但與UV氣體燈技術相比時，仍然遠遠不能實現商業上具有重要意義的光功率密度。即使存在表面紋理化並且使用了光學耦合結構諸如光子帶隙圖案化結構，UV LED也一直無法沿著垂直方向有效地發光。

現有技術中發現的另一個限制是，與III族金屬砷化物半導體相比，III族金屬氮化物半導體經由膜沉積而生長非常具有挑戰性。即使已使用分子束外延(MBE)和金屬有機氣相沉積(MOCVD)展示了氮化銦鎵(InxGa1-xN)、氮化鋁鎵(AlxGa1-xN)和氮化銦鎵鋁(InxGayAl1-x-yN)的令人信服範圍的任意合金成分，但大量不相似的成分沉積為LED的單個外延堆疊的一部分仍然存在巨大的技術挑戰。實際上，這限制了可使用III族金屬氮化物半導體和此類生長技術來實現的帶隙構造結構的複雜性和範圍。

因此，需要一種用於以UV頻率具體地講深UV頻率使用的改進型固態光電裝置。進一步需要改進用於構造此類光電裝置的成膜方法。

技術實現要素：

本發明的實施方案的優選目的是提供一種光電裝置，所述光電裝置解決或至少改善了現有技術的一個或多個前述問題和/或提供了有用的商業替代品。

本發明以一種形式，儘管不必是唯一的或實際上最廣泛的形式，在於一種光電裝置，所述光電裝置包括半導體結構，所述半導體結構包括：

p型有源區；以及

n型有源區；

其中：

所述半導體結構僅由一個或多個超晶格構成；

每個超晶格由多個單位晶胞構成；並且

每個單位晶胞包括至少兩個不同的基本單晶層。

優選地，所述半導體結構為基本單晶結構。

適當地，所述半導體結構在所述n型有源區與所述p型有源區之間包括i型有源區。

優選地，貫穿所述半導體結構，彼此相鄰的單位晶胞具有基本上相同的平均合金含量。

優選地，所述i型有源區具有大於或等於1nm且小於或等於100nm的厚度。

優選地，所述i型有源區具有選自1nm至約10μm範圍內的橫向寬度。

優選地，所述半導體結構通過沿著預定生長方向的外延層生長來構建。

適當地，所述多個單位晶胞每個的平均合金含量在每個超晶格內恆定。

適當地，所述多個單位晶胞每個的所述平均合金含量在所述半導體結構的很大一部分中恆定。

適當地，所述多個單位晶胞每個的所述平均合金含量在所述一個或多個超晶格的至少一者內沿著所述生長方向是不恆定的。

適當地，所述多個單位晶胞每個的所述平均合金含量在所述一個或多個超晶格的至少一者的一部分內沿著所述生長方向周期性地變化。

適當地，所述多個單位晶胞每個的所述平均合金含量在所述一個或多個超晶格的至少一者的不同區域內沿著所述外延生長方向周期性地和非周期性地變化。

適當地，所述多個單位晶胞每個的至少兩個層每個具有小於或等於6個材料單層的厚度，所述材料的各自層沿著所述生長方向構成。

適當地，所述一個或多個超晶格的至少一部分內的所述多個單位晶胞每個的所述至少兩個層之一沿著所述生長方向包括1至10個原子單層並且各自單位晶胞每個的另外一個或多個層沿著所述生長方向包括總共1至10個原子單層。

適當地，每個超晶格內的每個單位晶胞的不同基本單晶層的全部或大部分沿著生長方向具有1個原子單層至10個原子單層的厚度。

適當地，所述多個單位晶胞每個的所述生長方向上的平均厚度在所述一個或多個超晶格的至少一者內恆定。

適當地，所述n型有源區、所述p型有源區和所述i型有源區的兩者或更多者中的所述單位晶胞具有不同的平均厚度。

優選地，每個單位晶胞的所述至少兩個不同的基本單晶層具有纖維鋅礦晶體對稱性並且在所述生長方向上具有晶體極性，所述晶體極性為金屬極極性或氮極極性。

適當地，所述晶體極性沿著所述生長方向在空間上變化，所述晶體極性在所述氮極極性與所述金屬極極性之間交替地翻轉。

適當地，一個或多個超晶格中的每個單位晶胞的每個層具有一定厚度，所述厚度被選擇以通過控制所述超晶格的電子帶結構中的電子和空穴的量子化能態和空間波函數來控制所述光電裝置的電子性質和光學性質。

適當地，所述光電裝置被配置為發光裝置並且通過由所述p型有源區和所述n型有源區供應的電有源空穴和電子的複合而生成光能，在基本上介於所述p型有源區與所述n型有源區之間的區域中發生所述複合。

適當地，由所述光電裝置發出的光為紫外光。

適當地，由所述光電裝置發出的光為波長範圍為150nm至280nm的紫外光。

適當地，由所述光電裝置發出的光為波長範圍為210nm至240nm的紫外光。

適當地，所述光電裝置發出具有相對於所述生長方向的基本橫向磁光學偏振的光。

適當地，所述光電裝置作為光學波導操作，其中光在空間上生成並且沿著基本平行於所述半導體結構的所述一個或多個超晶格的所述單位晶胞的所述一個或多個層的平面的方向受限。

適當地，所述光電裝置發出具有相對於所述生長方向的基本橫向電場光學偏振的光。

適當地，所述光電裝置作為垂直發射腔裝置操作，其中光在空間上生成並且沿著基本垂直於所述半導體結構的所述一個或多個超晶格的所述單位晶胞的所述一個或多個層的平面的方向受限。

適當地，所述垂直發射腔裝置具有垂直腔，所述垂直腔基本上沿著所述生長方向設置並且使用沿著所述半導體結構的一個或多個部分在空間上設置的金屬反射器而形成。

適當地，所述反射器由光學反射率高的金屬製成。

適當地，所述腔由所述反射器之間的光程限定，所述光程小於或等於所述裝置所發出的所述光的波長。

適當地，所述波長由包括所述半導體結構的所述一個或多個超晶格的所述光學發射能確定並且光學腔模式由所述垂直腔確定。

適當地，所述光學反射率高的金屬為鋁(Al)。

適當地，所述半導體結構的至少一個區域對所述光能基本上是透明的。

適當地，所述至少一個區域選自所述p型有源區和所述n型有源區的至少一者。

適當地，提供反射器層以改善所述半導體結構內生成的所述光能的向外耦合。

適當地，所述反射器層定位在所述光電裝置的頂部以使從所述裝置的內部發出的光基本上回射。

適當地，所述光電裝置包括所述半導體結構在上面生長的晶體襯底。

適當地，由所述半導體結構生成的光能穿過所述襯底引出所述光電裝置。

適當地，緩衝層首先生長在所述襯底上，然後生長所述半導體結構，其中緩衝器充當提供預定平面內晶格常數的應變控制機構。

適當地，所述緩衝層包括一個或多個超晶格。

適當地，透明區鄰近所述緩衝層和所述襯底提供，並且所述緩衝層對於從所述裝置發出的光能是透明的。

適當地，所述光能穿過所述透明區、所述緩衝層和所述襯底耦合到外部。

適當地，所述p型有源區或所述n型有源區首先生長。

適當地，每個超晶格中的每個單位晶胞的所述至少兩個不同的基本單晶層每個包括以下成分中的至少一者：

二元成分單晶半導體材料(AxNy)，其中0<x≤1且0<y≤1；

三元成分單晶半導體材料(AuB1-uNy)，其中0≤u≤1且0<y≤1；

四元成分單晶半導體材料(ApBqC1-p-qNy)，其中0≤p≤1、0≤q≤1且0<y≤1；

其中A、B和C為選自II族和/或III族元素的不同金屬原子並且N為選自氮、氧、砷、磷、銻和氟中的至少一者的陽離子。

適當地，每個超晶格中的每個單位晶胞的所述至少兩個不同的基本單晶層每個包括以下成分中的至少一者：

III族金屬氮化物材料(MxNy)；

III族金屬砷化物材料(MxAsy)；

III族金屬磷化物材料(MxPy)；

III族金屬銻化物材料(MxSby)；

II族金屬氧化物材料(MxOy)；

II族金屬氟化物材料(MxFy)；

其中0<x≤3且0<y≤4，並且其中M為金屬。

適當地，每個超晶格中的每個單位晶胞的所述至少兩個不同的基本單晶層每個包括以下成分中的至少一者：

氮化鋁(AlN)；

氮化鋁鎵(AlxGa1-xN)，其中0≤x<1；

氮化鋁銦(AlxIn1-xN)，其中0≤x<1；

氮化鋁鎵銦(AlxGayIn1-x-yN)，其中0≤x<1、0≤y≤1且0<(x+y)<1。

適當地，所述一個或多個超晶格的每個單位晶胞的一個或多個層並未故意摻雜有雜質種類。

適當地，所述n型有源區和/或所述p型有源區的所述一個或多個超晶格的每個單位晶胞的一個或多個層故意地摻雜有一個或多個雜質種類或形成有一個或多個雜質種類。

適當地，所述n型有源區中的所述一個或多個雜質種類選自以下各項：

矽(Si)；

鍺(Ge)；

矽鍺(SixGe1-x)，其中0<x<1；

晶體氮化矽(SixNy)，其中0<x<3且0<y<4；

晶體氮化鍺(GexNy)，其中0<x<3且0<y0、x>0、0<y0且v>0；或

晶體氮化鍺鋁鎵(Geu[AlxGa1-y]zNv)，其中u>0、x>0、0<y0且v>0。

適當地，所述p型有源區中的所述一個或多個雜質種類選自以下各項：

鎂(Mg)；

鋅(Zn)；

鎂鋅(MgxZn1-x)，其中0≤x≤1

晶體氮化鎂(MgxNy)，其中0<x≤3且00、x>0、0<y0且v>0。

適當地，所述n型有源區或所述p型有源區中的所述一個或多個雜質種類選自以下各項：

氫(H)；

氧(O)；

碳(C)；或

氟(F)。

適當地，所述一個或多個雜質種類是在生長後經由離子注入結合的。

適當地，所述一個或多個超晶格的所述至少一者的至少一部分包括單軸應變或雙軸應變以增強故意摻雜區域的激活能從而改善電子或空穴載流子濃度。

適當地，所述一個或多個超晶格的暴露的或物理蝕刻的層被鈍化層覆蓋。

適當地，第一橫向接觸從形成於所述n型有源區的表面上的第一接觸層部分地延伸到所述n型有源區中。

適當地，第二橫向接觸從形成於所述p型有源區的表面上的第二接觸層部分地延伸到所述p型有源區中。

適當地，所述第二橫向接觸被所述第二橫向接觸與所述p型有源區之間的p型GaN層包圍。

適當地，所述第二接觸層為金屬接觸層並且p型接觸層形成於所述p型有源區與所述金屬接觸層之間。

適當地，每個單位晶胞的所述至少兩個不同的基本單晶層每個具有小於或等於維持彈性應變所需的臨界層厚度的厚度。

優選地，所述至少兩個不同基本單晶層中的一者或多者為不同的基本單晶半導體層。

適當地，所述至少兩個不同基本單晶層中的一者或多者為金屬層。

通過以下詳細描述，本發明的其他特徵和優點將變得明顯。

附圖說明

將附圖與以下詳細描述合併並且形成說明書的一部分，並且用於進一步說明包括要求保護的本發明的概念的各實施方案，並且解釋這些實施方案的各種原理和優點，在附圖中，貫穿各個視圖，相同的參考數字表示相同或者功能相似的元素。

圖1為根據本發明的第一實施方案的示出了光電裝置所用堆疊的截面圖的圖。

圖2為根據本發明的第二實施方案的示出了光電裝置所用堆疊的截面圖的圖。

圖3為根據本發明的第三實施方案的示出了光電裝置的截面圖的圖。

圖4為根據本發明的第四實施方案的示出了光電裝置的截面圖的圖。

圖5為根據本發明的第五實施方案的示出了光電裝置的截面圖的圖。

圖6為根據本發明的第六實施方案的示出了光電裝置的截面圖的圖。

圖7為根據本發明的第七實施方案的示出了光電裝置的透視圖的圖。

圖8為根據本發明的第八實施方案的示出了光電裝置內的某些光學活動和電子活動的截面圖的圖。

圖9為根據本發明的實施方案的針對光電裝置的導帶和價帶中的空間能量水平相對於沿著生長方向z的距離的曲線圖，其中所述p型有源區、所述i型有源區和所述n型有源區中的單位晶胞包括1個GaN單層和2個AlN單層。

圖10為示出了針對參考圖9所描述的光電裝置的量子化最低能量電子空間波函數相對於沿著生長方向的距離z的曲線圖。

圖11為示出了針對參考圖9所描述的光電裝置的量子化最低能量重空穴空間波函數相對於沿著生長方向的距離的曲線圖。

圖12示出了圖10的每個量子化電子空間波函數和圖11的量子化重空穴空間波函數的空間重疊積分相對於沿著生長方向的距離的曲線圖。

圖13為示出了圖10的每個量子化電子空間波函數和圖11的量子化重空穴空間波函數的空間重疊積分相對於對應電子和空穴的組合躍遷能的曲線圖。

圖14為示出了針對參考圖9所述的光電裝置的發射亮度對波長的曲線圖。

圖15為根據本發明的實施方案的針對光電裝置的導帶和價帶中的空間能量水平相對於沿著生長方向z的距離的曲線圖，其中p型有源區和n型有源區中的單位晶胞包括1個GaN單層和2個AlN單層，並且i型有源區中的單位晶胞包括2個GaN單層和4個AlN單層。

圖16為示出了針對參考圖15所描述的光電裝置的量子化最低能量電子空間波函數相對於沿著生長方向的距離z的曲線圖。

圖17為示出了針對參考圖15所描述的光電裝置的量子化最低能量重空穴空間波函數相對於沿著生長方向的距離的曲線圖。

圖18為示出了圖16的每個量子化電子空間波函數和圖17的量子化重空穴空間波函數的空間重疊積分相對於沿著生長方向的距離的曲線圖。

圖19為示出了圖16的每個量子化電子空間波函數和圖17的量子化重空穴空間波函數的空間重疊積分相對於對應電子和空穴的組合躍遷能的曲線圖。

圖20為示出針對參考圖15所描述的光電裝置的發射亮度對波長的曲線圖。

圖21為根據本發明的實施方案的針對光電裝置的導帶和價帶中的空間能量水平相對於沿著生長方向z的距離的曲線圖，其中p型有源區和n型有源區中的單位晶胞包括2個GaN單層和2個AlN單層，並且i型有源區中的單位晶胞包括3個GaN單層和3個AlN單層。

圖22為示出了針對參考圖21所描述的光電裝置的量子化最低能量電子空間波函數相對於沿著生長方向的距離z的曲線圖。

圖23為示出了針對參考圖21所描述的光電裝置的量子化最低能量重空穴空間波函數相對於沿著生長方向的距離的曲線圖。

圖24為示出了圖22的每個量子化電子空間波函數和圖23的量子化重空穴空間波函數的空間重疊積分相對於沿著生長方向的距離的曲線圖。

圖25為示出了圖22的每個量子化電子空間波函數和圖23的量子化重空穴空間波函數的空間重疊積分相對於對應電子和空穴的組合躍遷能的曲線圖。

圖26為示出了針對參考圖21所描述的光電裝置的發射亮度對波長的曲線圖。

圖27A為III族金屬氮化物半導體所用的纖維鋅礦晶體結構的視圖。

圖27B為圖27A所示纖維鋅礦晶體結構的c平面的視圖。

圖27C為沿著c軸取向且暴露出Al原子表面的AlN纖維鋅礦晶體的透視圖。

圖28為示出了示例超晶格的層狀厚度的優選範圍的圖表。

圖29為根據本發明的實施方案的超晶格的單位晶胞的晶格結構的側視圖。

圖30為示出了通過使用GaN和AlN材料而形成的單位晶胞的另外可能實現的圖表。

圖31為對於每個單位晶胞中的M個GaN單層和N個AlN單層的給定選擇來說，超晶格的均衡平面內晶格常數a||SL的曲線圖。

圖32為示出了包括兩個單位晶胞的結構中存在的原子力中的一些的示意圖。

圖33為對於每個單位晶胞中的M個GaN單層和N個AlN單層的給定選擇來說，超晶格的均衡平面內晶格常數a||SL的曲線圖，其中M＝N。

圖34為對於每個單位晶胞中的M個GaN單層和N個AlN單層的給定選擇來說，超晶格的均衡平面內晶格常數a||SL的曲線圖，其中N＝2M。

圖35為具有100個每個包括5個GaN單層和5個AlN單層的單位晶胞的超晶格的能帶結構的所計算部分的曲線圖。

圖36示出了用於模擬具有恆定單位晶胞長度和成分的超晶格的半無限數量的周期的超晶格。

圖37為具有包括1個GaN單層和2個AlN單層的重複單位晶胞的超晶格的橫向電場(TE)光學發射光譜的曲線圖。

圖38為具有包括2個GaN單層和4個AlN單層的重複單位晶胞的超晶格的TE光學發射光譜的曲線圖。

圖39為具有包括3個GaN單層和6個AlN單層的重複單位晶胞的超晶格的TE光學發射光譜的曲線圖。

圖40為具有包括4個GaN單層和8個AlN單層的重複單位晶胞的超晶格的TE光學發射光譜的曲線圖。

圖41為具有包括5個GaN單層和10個AlN單層的重複單位晶胞的超晶格的TE光學發射光譜的曲線圖。

圖42為對於重空穴躍遷來說將圖37至圖41每個所示的光學發射光譜進行比較的曲線圖。

圖43為對於在每個單位晶胞中具有M個GaN單層和N個AlN單層的超晶格的選擇來說，容許超晶格導帶狀態與重空穴狀態之間的最低能量躍遷的所計算的光學發射波長的曲線圖，其中N＝2M。

圖44為對於在每個單位晶胞中具有M個GaN單層和N個AlN單層的超晶格的選擇來說，容許超晶格導帶狀態與重空穴狀態之間的最低能量躍遷的所計算的光學發射波長的曲線圖，其中M＝N。

圖45為在i型有源區中具有25個包括2個GaN單層和4個AlN單層的單位晶胞的半導體結構的導帶能和重空穴價帶能的曲線圖。

圖46為在i型有源區中具有100個包括2個GaN單層和4個AlN單層的單位晶胞的半導體結構的導帶能和重空穴價帶能的曲線圖。

圖47為在單個曲線圖上示出圖45和圖46的曲線圖以進行比較的曲線圖。

圖48為在內置耗盡電場的影響下在圖45中提及的半導體結構的i型有源區內的量子化最低能量電子波函數的曲線圖。

圖49為在內置耗盡電場的影響下在圖46中提及的半導體結構的i型有源區內的量子化最低能量重空穴波函數的曲線圖。

圖50A為來自圖45中提及的裝置的i型有源區的發射光譜的曲線圖。

圖50B為來自圖46中提及的裝置的i型有源區的發射光譜的曲線圖。

圖51為示出了內置耗盡場對導帶邊緣、不定域電子波函數和能量微帶的影響的示意圖。

本領域技術人員應當了解的是，附圖中的元件被簡便和清楚地示出，並且不必按比例繪製。例如，附圖中的某些元件的尺寸相對於其他元件可能會誇大，以幫助增進對本發明實施方案的理解。

光電裝置部件已在附圖中在適當處由傳統符號表示，僅顯示與理解本發明的實施方案有關的那些特定細節，以避免因對於受益於本文描述的益處的本領域技術人員明顯的細節而模糊本公開。

具體實施方式

根據一個方面，本發明在於一種光電裝置，所述光電裝置包括半導體結構。在優選實施方案中，所述半導體結構通過沿著預定生長方向的生長例如外延層生長而構建。所述半導體結構僅由一個或多個超晶格構成。例如，在其中半導體結構包括超過一個超晶格的情況下，超晶格以連續堆疊的形式形成在彼此頂部。在優選實施方案中，所述一個或多個超晶格為短周期超晶格。所述一個或多個超晶格每個由多個單位晶胞構成，並且所述多個單位晶胞每個包括至少兩個不同的基本單晶層。在優選實施方案中，所述至少兩個不同的基本單晶層中的一者或多者為不同的單晶半導體層，並且更具體地講，所述至少兩個不同的基本單晶層全部為不同的單晶半導體層。然而，在一些實施方案中，所述至少兩個不同的基本單晶層中的一者或多者為金屬層。例如，所述金屬層可由鋁(Al)形成。

所述半導體結構包括p型有源區和n型有源區。所述半導體結構的所述p型有源區提供p型傳導性並且n型有源區提供n型傳導性。在優選實施方案中，所述半導體結構在所述n型有源區與所述p型有源區之間包括i型有源區以形成p-i-n裝置。

在一些實施方案中，所述半導體結構的每個區域為單獨的超晶格。然而，在一些替代實施方案中，所述n型有源區、所述p型有源區和/或所述i型有源區為單個超晶格的區域。在其他替代實施方案中，所述有源區、所述p型有源區和/或所述i型有源區每個包括一個或多個超晶格。

在優選實施方案中，所述光電裝置為發光二極體或雷射器和/或發射紫外光，所述紫外光優選地在150nm至280nm的波長範圍內，並且更優選地在210nm至240nm的波長範圍內。然而，在替代實施方案中，所述光電裝置發射紫外光，所述紫外光優選地在240nm至300nm的波長範圍內，並且更優選地在260nm至290nm的波長範圍內。當所述光電裝置被配置為發光裝置時，通過由所述p型有源區和所述n型有源區供應的電有源空穴和電子的複合來生成光能。在基本上介於所述p型有源區與所述n型有源區之間的區域中，例如，在所述i型有源區中或當i型有源區被省去時，在所述p型有源區和所述n型有源區的界面周圍發生空穴和電子的複合。

所述一個或多個超晶格中的每個單位晶胞中的每個層具有一定厚度，所述厚度可被選擇以通過控制所述超晶格的電子帶結構中的電子和空穴的量子化能態和空間波函數來控制所述光電裝置的電子性質和光學性質。根據這個選擇，可以實現所需電子能和光能。在優選實施方案中，沿著所述多個單位晶胞的每個的所述生長方向的平均厚度在所述一個或多個超晶格中的至少一者內恆定。在一些實施方案中，所述n型有源區、所述p型有源區和所述i型有源區的兩者或更多者中的所述單位晶胞具有不同的平均厚度。

在優選實施方案中，所述一個或多個超晶格的至少一部分內的所述多個單位晶胞每個的所述至少兩個層之一沿著所述生長方向包括1至10個原子單層並且各自單位晶胞的每個的另外一個或多個層沿著所述生長方向包括總共1至10個原子單層。在一些實施方案中，每個超晶格內的每個單位晶胞的不同基本單晶層的全部或大部分沿著生長方向具有1個原子單層至10個原子單層的厚度。在一些實施方案中，所述多個單位晶胞每個的至少兩個層每個具有小於或等於6個材料單層的厚度，所述材料的各自層沿著所述生長方向構成。在一些實施方案中，每個單位晶胞的厚度是基於單位晶胞的成分而選擇的。

所述多個單位晶胞每個的平均合金含量在所述一個或多個超晶格的至少一者內沿著所述生長方向可以是恆定或不恆定的。維持恆定的平均合金含量實現了不相似的超晶格的單位晶胞的有效平面內晶格常數的晶格匹配。在優選實施方案中，貫穿半導體結構，彼此鄰近的單位晶胞具有基本上相同的平均合金含量。在一些實施方案中，所述多個單位晶胞每個的平均合金含量在所述半導體結構的很大一部分中恆定。

在一些實施方案中，所述多個單位晶胞每個的平均合金含量在所述一個或多個超晶格的至少一者的一部分內沿著所述生長方向周期性地和/或非周期地變化。在一些實施方案中，所述多個單位晶胞每個的平均合金含量在所述一個或多個超晶格的至少一者的不同區域內沿著外延生長方向周期性地和非周期地變化。

在優選實施方案中，每個單位晶胞的所述至少兩個不同的基本單晶層具有纖維鋅礦晶體對稱性並且在所述生長方向上具有晶體極性，所述晶體極性為金屬極極性或氮極極性。在一些實施方案中，所述晶體極性沿著所述生長方向在空間上變化，所述晶體極性在所述氮極極性與所述金屬極極性之間交替地翻轉。

優選地，每個超晶格中的每個單位晶胞的所述至少兩個不同的基本單晶層每個包括以下成分中的至少一者：二元成分單晶半導體材料(AxNy)，其中0<x≤1且0<y≤1；三元成分單晶半導體材料(AuB1-uNy)，其中0≤u≤1且0<y≤1；四元成分單晶半導體材料(ApBqC1-p-qNy)，其中0≤p≤1、0≤q≤1且0<y≤1。這裡，A、B和C為選自II族和/或III族元素的不同金屬原子並且N為選自氮、氧、砷、磷、銻和氟中的至少一者的陽離子。

更優選地，每個超晶格中的每個單位晶胞的至少兩個不同的基本單晶層每個包括以下成分中的至少一者：III族金屬氮化物材料(MxNy)；II族金屬砷化物材料(MxAsy)；III族金屬磷化物材料(MxPy)；III族金屬銻化物材料(MxSby)；II族金屬氧化物材料(MxOy)；II族金屬氟化物材料(MxFy)。這裡，0<x≤3且0<y≤4，並且其中M為金屬。在一些實施方案中，金屬M選自一個或多個II族、III族或IV族元素。例如，每個超晶格中的每個單位晶胞的至少兩個不同的基本單晶層每個包括以下成分中的至少一者：氮化鋁(AlN)；氮化鋁鎵(AlxGa1-xN)，其中0≤x<1；氮化鋁銦(AlxIn1-xN)，其中0≤x<1；氮化鋁鎵銦(AlxGayIn1-x-yN)，其中0≤x<1、0≤y≤1且0<(x+y)<1。在一些實施方案中，所述至少兩個不同基本單晶層之一包括較窄帶隙材料並且所述至少兩個不同基本單晶層中的另一者包括較寬帶隙材料。

在一些實施方案中，每個單位晶胞的所述至少兩個不同的基本單晶層中的一者或多者由金屬形成。例如，每個單位晶胞可包括鋁(Al)層和氮化鋁(AlN)層。

在一些實施方案中，所述一個或多個超晶格的每個單位晶胞的一個或多個層例如在所述n型有源區、所述p型有源區和/或所述i型有源區中並不故意摻雜有雜質種類。另選地或另外，所述n型有源區和/或所述p型有源區的所述一個或多個超晶格的每個單位晶胞的一個或多個層故意地摻雜有一個或多個雜質種類或形成有一個或多個雜質種類。例如，所述n型有源區中的所述一個或多個雜質種類選自：矽(Si)；鍺(Ge)；矽鍺(SixGe1-x)，其中0<x<1；晶體氮化矽(SixNy)，其中0<x<3且0<y<4；晶體氮化鍺(GexNy)，其中0<x<3且0<y0、x>0、0<y0；或晶體氮化鍺鋁鎵(Geu[AlxGa1-y]zNv)，其中u>0、x>0、0<y0。例如，所述p型有源區中的所述一個或多個雜質種類選自：鎂(Mg)；鋅(Zn)；鎂鋅(MgxZn1-x)，其中0≤x≤1；晶體氮化鎂(MgxNy)，其中0<x≤3且00、x>0、0<y0。所述n型有源區或所述p型有源區中的所述一個或多個雜質種類還可選自：氫(H)；氧(O)；碳(C)；或氟(F)。

所述一個或多個超晶格中的所述至少一者的至少一部分可包括單軸應變、雙軸應變或三軸應變以改進激活雜質摻雜的水平。也就是說，通過至少一個晶體方向上的晶體變形的活動，所誘發的應變可使得所述一個或多個超晶格的層中的材料的能帶結構有利地變形。所得的導帶邊緣或價帶邊緣的能量移位隨後可用於使得相對於超晶格的給定雜質摻雜劑的激活能減小。例如，具有纖維鋅礦晶格結構的III族氮化物材料諸如p型Mg摻雜GaN可受到基本上平行於c平面且垂直於生長方向的彈性拉伸應變。所得的價帶邊緣的能量移位導致所述價帶邊緣與Mg雜質水平之間的能量間隔減小。這個能量間隔被稱為空穴的激活能並且是依賴於溫度的。因此，經由應變的施加而使得由於雜質摻雜劑引起的特定載流子的激活能減小會顯著改善摻雜材料的激活載流子密度。可在超晶格的形成期間在外延材料形成步驟期間選擇這個內置應變。例如，GaN外延層如果直接沉積在單晶AlN層上，則可形成為包括拉伸平面內應變。例如，如果在p型有源區中，AlN和Mg摻雜GaN層每個的厚度限於1至7個單層，那麼它們均彈性地變形，而不會形成有害的晶體缺陷，諸如界面位錯。這裡，AlN層將受到平面內壓縮應力，而Mg摻雜GaN層將受到平面內拉伸應力。因此，應變可增強包含雜質種類的故意摻雜區中的一者或多者的激活能。這提高了故意摻雜區中的一者或多者的電子或空穴載流子濃度。

圖1為根據本發明的一些實施方案的示出了光電裝置所用堆疊100的截面圖的圖。在一個實施方案中，光電裝置為發光二極體(LED)。然而，應當了解的是，本發明也可適於製造超發光LED和雷射裝置，其中合適的反射層或反射鏡定位在光電裝置中。

堆疊100包括晶體襯底110。在襯底110上，緩衝區112首先生長，接著是半導體結構114。緩衝區112和半導體結構114在箭頭101所示的生長方向上形成或生長。緩衝區112包括緩衝層120和一個或多個超晶格130。在優選實施方案中，緩衝區充當提供預定平面內晶格常數的應變控制機構。

半導體結構114按照生長順序包括n型有源區140、i型有源區150和p型有源區160。p型接觸層170任選地形成於p型有源區160上。第一接觸層180形成於p型接觸層170上，或如果p型接觸層不存在，則形成於p性有源區160上。在優選實施方案中，半導體結構的至少一個區域是對由光電裝置發射的光能基本上透明的。例如，p型有源區和/或n型有源區是對所發射的光能透明的。

在優選實施方案中，襯底110具有300μm與1,000μm之間的厚度。襯底110的厚度可基於襯底110的直徑來選擇。例如，直徑為兩英寸(25.4mm)且由c平面藍寶石製成的襯底可具有約400μm的厚度並且直徑為六英寸的襯底可具有約1mm的厚度。襯底110可為由n型有源區固有的天然材料製成的天然襯底或由n型有源區不固有的非天然材料製成的非天然襯底。例如，如果n型有源區包括一個或多個III族金屬氮化物材料，那麼襯底110可由類似的III金屬氮化物材料諸如AlN或GaN製成，或由非天然材料諸如Al2O3或Si(111)製成。然而，本領域技術人員應當認識到的是，襯底110可由與襯底110上方形成的層兼容的多種其他材料製成。例如，所述襯底可由晶體金屬氧化物材料諸如氧化鎂(MgO)或氧化鋅(ZnO)、碳化矽(SiC)、氟化鈣(CaF2)、非晶玻璃上的晶體薄膜半導體或金屬上的晶體薄膜半導體製成。

緩衝區112充當襯底110與半導體結構114之間的過渡區。例如，緩衝區古112在襯底110與半導體結構114之間在晶格結構方面提供更好的匹配。例如，緩衝區112可包括塊狀緩衝層，接著是至少一個超晶格，所述超晶格被設計成實現適於使所述裝置的半導體結構的一個或多個超晶格沉積所需的平面內晶格常數。

在優選實施方案中，緩衝區112中的緩衝層120具有介於50nm與幾個微米之間，且優選地，介於100nm與500nm之間的厚度。緩衝層120可由任何適於使襯底110的晶格結構與一個或多個超晶格的最低層的晶格結構匹配的材料製成。例如，如果一個或多個超晶格的最低層由III族金屬氮化物材料諸如AlN製成，那麼緩衝層120可由AlN製成。在替代實施方案中，緩衝層120可被省去。

緩衝區112中的一個或多個超晶格130和半導體結構114中的一個或多個超晶格可被視為包括多個單位晶胞。例如，緩衝區112中的單位晶胞132、n型有源區140中的單位晶胞142、i型有源區150中的單位晶胞152和p型有源區160中的單位晶胞162。多個單位晶胞每個包括兩個不同的基本單晶層。每個單位晶胞中的第一層被標記為「A」並且每個單位晶胞中的第二層被標記為「B」。

在半導體結構的不同區域中，每個單位晶胞中的第一層和/或第二層可具有相同的或不同的成分，和/或相同的或不同的厚度。例如，圖1示出了在i型有源區150中比在n型有源區140和p型有源區160中具有更大厚度的第一層和第二層。

n型有源區140提供n型傳導性。在優選實施方案中，n型有源區140中的每個單位晶胞142中的第一層142A和第二層142B中的一者或兩者摻雜有摻雜劑材料諸如上述材料或由它們形成。在一些實施方案中，摻雜劑材料在每個單位晶胞的第一層和第二層中是不同的。

i型有源區150為光電裝置的主要有源區。在優選實施方案中，i型有源區被設計為針對所選擇的發射能或波長而優化空間電子和空穴複合。在優選實施方案中，i型有源區150的每個單位晶胞152中的第一層152A和第二層152B的厚度被調整成控制單位晶胞或i型有源區150內的量子力學容許能量。在優選實施方案中，當單位晶胞的每個層的厚度為1至10個單層時，超晶格結構的量子描述和處理是確定電子配置和光學配置必要的。如果具有纖維鋅礦晶體對稱性且進一步具有極性的III族金屬氮化物材料用於形成這些層，那麼在單位晶胞和一個或多個超晶格的每個異質結上存在多個內部電場。這些內置電場由於每個異質結上存在的自發電荷和壓電電荷而形成。沿生長方向的複合空間帶結構使得導帶和價帶發生非平凡的電勢變化，所述電勢變化通過單位晶胞的層之間的成分的空間變化來調整。這種空間變化大約為所述導帶和所述價帶內的各自載流子的德布羅意波長並且因此需要對一個或多個超晶格內的所產生的受限能量水平和空間概率分布(本文中定義為載流子波函數)進行量子處理。

此外，半導體結構的晶體極性優選地選自沿著例如由III族金屬氮化物材料形成的一個或多個超晶格的生長方向101的金屬極或氮極生長。取決於半導體結構的晶體極性，i型有源區150的至少一部分可進一步選擇以優化光學發射。例如，沿著生長方向101的金屬極取向生長可用於在包括交替的GaN層和AlN層的n-i-p堆疊的i型有源區中形成超晶格。當n-i-p堆疊中的n型有源區最靠近襯底形成時，i型有源區將其上具有線性增大的耗盡場，跨越n型有源區與p型有源區之間的距離(例如，參看圖9、圖15和圖21)。所述i型有源區超晶格隨後受到由於n-i-p堆疊的內置耗盡場而引起的另一個電場。另選地，i型有源區上的內置耗盡場可以其他配置生成。例如，所述堆疊可為p-i-n堆疊，其中p型有源區160最靠近襯底和/或使用氮極晶體生長取向沿著101生長。

p-n堆疊的耗盡區或p-i-n堆疊的i型有源區150上的所述耗盡場還可部分地設置光電裝置的光學發射能和發射波長。在優選實施方案中，i型有源區中的每個單位晶胞的第一層152A和第二層152B之一或二者是無摻雜的或非故意摻雜的。在優選實施方案中，i型有源區150具有小於或等於100nm的厚度和大於或等於1nm的厚度。i型有源區具有選自1nm至約10μm範圍內的橫向寬度。

i型有源區150的總寬度可被選擇以進一步調諧p型有源區160與n型有源區140之間的i型有源區150上的耗盡場強度。取決於n型有源區140和p型有源區160的晶體生長極性、寬度和有效的電子和空穴載流子濃度，耗盡場強度將在從i型有源區發出的光的發射能或波長方面提供藍移或紅移。

p型有源區160提供p型傳導性。在優選實施方案中，p型有源區中的每個單位晶胞162中的第一層162A和第二層162B之一或二者摻雜有摻雜劑材料諸如上述材料或由它們形成。

在優選實施方案中，半導體結構中的一個或多個超晶格每個的多個單位晶胞每個的第一層和第二層由III族金屬氮化物材料構成。例如，第一層可由氮化鋁(AlN)構成，並且第二層可由氮化鎵(GaN)構成。然而，應當了解的是，一個或多個超晶格每個的第一層和第二層可由上述材料中的任一材料構成。

在優選實施方案中，一個或多個超晶格的平均合金含量(例如，Al和/或Ga)是恆定的，其中第一層基本上由AlN構成並且第二層基本上由GaN構成。在替代實施方案中，一個或多個超晶格中的一者或多者的平均合金含量是不恆定的。

在一些實施方案中，在半導體結構114和/或堆疊100的全部超晶格中，單位晶胞的平均合金含量相同，但周期在超晶格之間和/或超晶格內變化。維持恆定的平均合金含量實現了不同超晶格的晶格匹配。每個單位晶胞的這種晶格匹配生長能夠形成大量周期，而無應變積累。例如，使用n型有源區140的超晶格的特定周期使得n型有源區140對所發射光的波長更透明。在另一個例子中，使用i型有源區150的不同周期將導致光垂直地(即，在與生長方向101相同的平面上)發射。

在另一個實施方案中，一個或多個超晶格具有恆定的平均合金含量和基本上垂直於超晶格層平面的光學發射。例如，垂直發射裝置是通過使用具有AIN和AlGaN層的超晶格而形成，其中AlGaN層的Al百分比小於60％。在又一個優選實施方案中，一個或多個超晶格中的多個或全部由包括AlN和GaN的單位晶胞構成，從而實現對於僅兩種材料來說以單一生長溫度優化的改進的生長工藝。

摻雜可以若干方式結合到一個或多個超晶格的n型有源區和/或p型有源區中。在一些實施方案中，摻雜被引入每個單位晶胞的第一層和第二層的僅一者中。例如，Si可被引入單位晶胞的第二層的GaN以形成n型材料或Mg可被引入單位晶胞的第二層的GaN以形成p型材料。在替代實施方案中，摻雜可被引入每個單位晶胞的超過一個層/材料中並且摻雜劑材料可以是在單位晶胞的每個層中不同的。在一些實施方案中，一個或多個超晶格包括單軸應變或雙軸應變以修改激活摻雜水平。

在優選實施方案中，半導體結構的一個或多個超晶格包括纖維鋅礦晶格結構，優選沿著c軸生長(0001)。在一個或多個超晶格具有纖維鋅礦晶格結構的情況下，將單層限定為晶格的六邊形單位晶胞的「c」尺寸的一半厚度。在一些實施方案中，半導體結構的一個或多個超晶格包括鋅共混晶格結構，優選地沿著(001)-軸生長。在一個或多個超晶格具有鋅共混晶格結構的情況下，將一個單層限定為晶格的立方體單位晶胞的「a」尺寸的一半厚度。

雖然在圖1中針對半導體結構的每個區域示出了單個超晶格，但應當了解的是，每個區域可包括堆疊在彼此之上的超過一個超晶格。例如，n型有源層140可包括：第一超晶格，其中每個單位晶胞中的各自層具有第一材料成分；以及第二超晶格，所述第二超晶格在所述第一超晶格上生長，其中每個單位晶胞中的各自層具有第二材料成分。在一些實施方案中，堆疊100可包括單個超晶格，所述超晶格包括以下各項中的一者或多者：緩衝區130；n型有源區140；i型有源區150；以及p型有源區160。

在一些實施方案中，一個或多個超晶格中的至少一者是周期性的，這意味著各自超晶格的每個單位晶胞都具有相同的結構。例如，各自超晶格的每個單位晶胞都具有相同數量的層、相同的層厚度和在各自層中相同的材料成分。

在一些實施方案中，一個或多個超晶格中的至少一者為非周期性的，這意味著單位晶胞中的一者或多者都具有不同的結構。差異可能在於每個層所選擇的材料、層的厚度、每個單位晶胞中的層的數量或它們的組合。

超晶格可每個具有不同的結構以實現不同的電子性質和光學性質。因此，一個超晶格可以是周期性的，而其他超晶格可以是非周期性的。另外，堆疊100中的全部超晶格可以是周期性的，或全部超晶格可以是非周期性的。在另一個實施方案中，一個或多個超晶格可以是周期性的，而一個或多個超晶格是非周期性的。例如，緩衝區130中的超晶格可以是非周期性的以協助晶格匹配。

p型接觸層170，又名空穴注入層，形成於一個或多個超晶格的p型有源區的頂部。第一接觸層180形成於p型接觸層170上，以使得在第一接觸層180與p型有源區160之間形成p型接觸層170。在優選實施方案中，第一接觸層180為金屬接觸層。p型接觸層170有助於在p型有源區160與第一接觸層180之間進行電歐姆接觸。在優選實施方案中，p型接觸層170由p型GaN製成並且具有介於5nm與200nm之間且優選地介於10nm與25nm之間的厚度。p型接觸層170的厚度可以最優化以減少特定光學波長下的光學吸收和/或使得p型接觸層170光反射堆疊100的發射波長。

第一接觸層180使得堆疊100能夠連接到電壓源的正極端子。在優選實施方案中，第一接觸層180具有介於10nm與幾個1000nm且優選地介於50nm與500nm之間的厚度。

第二接觸層(未示出)形成於n型有源區140上以連接到電壓源的負極端子。在優選實施方案中，第二接觸層具有介於10nm與幾個1000nm之間且優選地介於50nm與500nm之間的厚度。

第一接觸層180和第二接觸層可由任何合適的金屬製成。在優選實施方案中，第一接觸層180由高功函數金屬製成以有助於在p型有源區160與第一接觸層180之間形成低歐姆接觸。如果第一接觸層180的功函數是充分高的，那麼可能不需要任選的p型接觸層170。例如，如果襯底是透明的且絕緣的，由半導體結構發出的光基本上穿過襯底引出並且p型有源區160設置得比n型有源區140離襯底更遠，那麼第一接觸層180應當理想地在操作波長下具有高光學反射率的性質，以使通過所發射的光的一部分穿過襯底回射。例如，第一接觸層180可由選自以下各項的金屬製成：鋁(Al)；鎳(Ni)；鋨(Os)；鉑(Pt)；鈀(Pd)；銥(Ir)；以及鎢(W)。具體地講，對於其中堆疊100發射DUV光的深紫外(DUV)操作來說，第一接觸層180一般可能不會滿足低p型歐姆接觸和高光學反射率的雙重規格。III族金屬氮化物的高功函數p型接觸金屬一般為不良的DUV波長反射器。鉑(Pt)、銥(Ir)、鈀(Pd)和鋨(Os)為對於Al％較高的III族金屬氮化物成分和超晶格來說理想的高功函數p型接觸金屬。優選地，鋨為對於包括III族金屬氮化物的p型區來說，優秀的低歐姆接觸金屬。

然而，對於堆疊100的紫外和DUV操作來說，鋁為所有金屬中最優選的，因為它具有為150至500nm的大波長範圍上最高的光學反射率。一般來說，金屬因為光進入金屬中的低穿透深度和低損耗而優選作為DUV光學反射器。這能夠形成光學微腔結構。相反地，相對低功函數金屬諸如鋁(Al)、鈦(Ti)和氮化鈦(TiN)可用於針對n型III族金屬氮化物成分和超晶格形成低歐姆金屬接觸。

應當了解的是，圖1所示的堆疊100為光電裝置的示例性堆疊，並且堆疊100可以多種其他方式製成。例如，n型有源層140和p型有源層160可倒轉，以使得p型層160首先生長。然而，n型有源層140首先生長的原因在於在襯底或緩衝層上使用III族金屬氮化物成分生成低缺陷密度的n型超晶格與p型超晶格相比一般挑戰性更低。還應當指出的是，緩衝層120和/或緩衝區130為任選的層，並且一個或多個超晶格可在直接生長在襯底110上。然而，一個或多個超晶格在緩衝層120和/或緩衝區130上更容易生長，因為這些層/區的表面一般在晶體的c平面上取向。

在一些實施方案中，緩衝區和相鄰的p型或n型有源區為同一超晶格的一部分，其中緩衝區與p型或n型有源區之間的唯一差異在於雜質摻雜劑結合在p型或n型有源區中。在一些實施方案中，第一超晶格在襯底上以充分的厚度生長，以使超晶格以基本上鬆弛的或獨立的狀態再現，具有低缺陷密度和預先選擇的平面內晶格常數。

在另一個實施方案中，堆疊100可被製造成無i型有源層150，以使得堆疊150形成p-n結而不是圖1的p-i-n結。此外，應當了解的是，p型接觸層170為任選的，並且第一接觸層180可在一個或多個超晶格的p型有源區160上直接生長。然而，使用常規非原地製造技術在p形有源區160上直接製造第一接觸層180更加困難。例如，薄但重摻雜的p型接觸層170使得外延後工藝更容易且更一致用於金屬化以實現歐姆接觸。然而，直接進入p型有源區160的無汙染的最終外延表面上的原地金屬化工藝提供形成第一接觸層180的一種替代方式。

在優選實施方案中，一個或多個超晶格在至少一個沉積周期期間順序地生長。也就是說摻雜劑在外延期間經由共沉積工藝引入。一種替代方法是使一個或多個超晶格的至少一部分在無摻雜劑的情況下物理地生長並且隨後在生長後，引入所需摻雜劑。例如，實驗發現，n型III族金屬氮化物材料通常比p型III族金屬氮化物材料在晶體結構質量方面更優越。因此，在一些實施方案中，p型材料沉積，作為堆疊製造的最終序列。隨後可使用一種用於使從表面結合引入的摻雜劑的生長後方法。例如，離子注入和擴散(例如，經由旋塗摻雜劑)，接著是激活熱退火。

半導體結構114可以生長，其中極性、非極性或半極性晶體極性沿著生長方向101取向。例如，纖維鋅礦晶格結構可生長，其取向為其中c平面的六邊形對稱性基本上垂直於生長方向。這樣形成的單位晶胞層的平面隨後據稱是在c平面上取向的。離子纖維鋅礦晶體如III族金屬氮化物進一步形成極性晶體(即，缺乏反演對稱性中心的晶體)。這些極性晶體可為沿著垂直於c平面的晶體方向的金屬極或氮極。

也可實現其他生長平面取向，這導致沿著生長方向101發生半極性且甚至非極性晶體生長。由III族金屬氮化物在非極性取向上形成的半導體結構可以是經由立方體和/或鋅共混晶格結構的生長。然而，當半導體結構形成為具有此類晶格結構時，這通常比半導體結構形成為具有纖維鋅礦晶格結構的情況更不穩定。例如，III族金屬氮化物可以生長，其中在r平面藍寶石襯底上具有半極性晶體極性，這導致產生一個或多個a平面取向的超晶格。

對於在每個異質結處形成的自發電荷和壓電電荷的減少來說，使晶體極性從極性晶體到半極性晶體沿著生長方向是有利的。雖然這樣的半極性和非極性晶體極性具有一些優點，但可以發現的是，最高晶體質量的超晶格是使用具有沿著生長方向取向的單晶極性的纖維鋅礦晶體結構而形成的。通過在一個或多個超晶格的每個單位晶胞中使有效的合金含量保持恆定而有利地管理內部極化電荷。一旦任何一個單位晶胞或超晶格中的平均合金含量彼此不同，淨極化電荷即會累積。這可有利地用於控制一個或多個超晶格中帶邊緣能相對於費米能的位置。

例如，當第一層和第二層分別由GaN和AlN構成時，纖維鋅礦晶格可在單位晶胞層之間的界面上具有電荷極化。通過將一個或多個超晶格用於n型有源區、i型有源區和p型有源區、改變周期以調諧光電裝置並使每個單位晶胞中的平均Al含量保持恆定，光電堆疊100中的界面上的電荷極化可以減少。

在另一個實施方案中，單個超晶格結構用於n型有源區140、i型有源區150和p型有源區160並且超晶格經由雙軸應力和或單軸應力受到應變以進一步影響所需的光學和/或電子調諧。

圖2為根據本發明的第二實施方案的示出了光電裝置所用堆疊200的截面圖的圖。堆疊200類似於圖1的堆疊100，不同的是緩衝區112並不包括一個或多個超晶格130。

圖3為根據本發明的第三實施方案的示出了光電裝置300的截面圖的圖。類似於圖1和圖2的堆疊100和200，光電裝置300包括上面形成有緩衝層120和半導體結構114的襯底110。半導體結構114按照生長順序包括n型有源區140、i型有源區150和p型有源區160。p型接觸層170形成於p型有源區160上並且第一接觸層180形成於p型接觸層170上。

在圖3所示的實施方案中，i型有源區150、p型有源區160、p型接觸層170和第一接觸層180在n型有源區140上形成臺面。圖3所示的臺面具有直側壁。然而，在替代實施方案中，所述臺面可具有成角度的側壁。裝置300進一步包括形成於n型有源區140上的第二接觸層382。在優選實施方案中，第二接觸層382在臺面周圍形成環或迴路。第二接觸層382使得電壓源的負極端子能夠連接到n型有源區130。裝置300進一步包括鈍化層390，所述鈍化層覆蓋一個或多個超晶格的暴露的或物理蝕刻的層。鈍化層390優選由帶隙比其覆蓋的暴露的或物理蝕刻的層更寬的材料製成。鈍化層390使得一個或多個超晶格的層之間的電流洩漏減少。

裝置300可作為垂直發射的裝置或波導裝置操作。例如，在一些實施方案中，光電裝置300可表現為垂直發射裝置，其中光從i型有源區150的電子空穴複合區的內部穿過n型有源區140和襯底110向外耦合。在優選實施方案中，在光電裝置300中向上(例如，沿著生長方向)傳播的光也例如從第一接觸層180回射。

圖4為根據本發明的第四實施方案的示出了光電裝置400的截面圖的圖。光電裝置400類似於圖3的光電裝置300。然而，光電裝置包括第一橫向接觸486和第二橫向接觸484。

第一橫向接觸486從第一接觸層180部分地延伸進入p型有源區160。在優選實施方案中，第一橫向接觸486為從第一接觸層180延伸進入p型有源區160和(適用時)p型接觸層170的環形突出部。在一些實施方案中，第一橫向接觸486由與第一接觸層180相同的材料製成。

第二橫向接觸484從形成於n型有源區140的表面上的第二接觸層482部分地延伸進入n型有源區140。在優選實施方案中，第二橫向接觸484為從第二接觸層382延伸進入n型有源區140的環形突出部。在一些實施方案中，第二橫向接觸484由與第二接觸層382相同的材料製成以改進n型有源區140與第二接觸層382之間的導電。

在優選實施方案中，第一橫向接觸486和第二橫向接觸484接觸半導體結構114中的一個或多個超晶格的多個較窄帶隙層，並且因此有效地耦合以用於電荷載流子垂直於層平面的垂直傳輸和電荷載流子平行於層平面的平行傳輸。一般來說，層平面上的載流子傳輸實現比垂直於層平面的載流子傳輸更高的遷移率。然而，垂直於層平面的有效傳輸是通過使用薄的較寬帶隙層來實現的以促進量子力學隧穿。例如，在包括交替的AlN層和GaN層的超晶格中，可以發現的是，當插入的AlN層具有小於或等於4個單層的厚度時，每個GaN層中的相鄰容許能態之間的電子隧穿增強。另一方面，空穴(且具體地講，重空穴)傾向於在它們的各自GaN層中受限並且通過穿過AlN層的隧穿而有效地解耦合，當AlN層具有2個單層或更大的厚度時，其充當勢壘。

在優選實施方案中，第一橫向接觸486和第二橫向接觸484通過利用與超晶格的層帶不連續上的垂直傳輸相比優越的平面內載流子傳輸而分別改進第一接觸層180與p型有源區160之間和第二接觸層482與n型有源區140之間的導電性。第一橫向接觸484和第二橫向接觸486可使用3D電雜質區生長後圖案化和產生到離散深度而形成。

圖5為根據本發明的第五實施方案的示出了光電裝置500的截面圖的圖。光電裝置500類似於圖4的光電裝置400，不同的是光電裝置500不包括p型接觸層170並且第一橫向接觸486被第一橫向接觸486與p型有源區160之間的增強層588諸如p型GaN層包圍。增強層588可改善p型有源區160與第一接觸層180之間的歐姆連接。增強層588可通過p型有源區160的圖案化表面上的選擇性區域再生長形成。

圖6為根據本發明的第六實施方案的示出了光電裝置600的截面圖的圖。光電裝置600類似於圖5的光電裝置500。然而，第一接觸層680是環形的並且反射器層692被提供以改進在半導體結構內生成的光能的向外耦合。反射器層692被定位在光電裝置600的頂部以使從光電裝置600的內部發出的光基本上回射。

在優選實施方案中，鈍化層390也被提供在由第一接觸層680形成的環形物內，並且反射器692形成在鈍化層390的頂部。在替代實施方案中，反射器692可形成於p型有源區160的頂部，或如果存在的話，定位在p型接觸層170上。

圖7為根據本發明的第七實施方案的示出了光電裝置700的透視圖的圖。光電裝置700類似於圖6的光電裝置600。然而，光電裝置700包括緩衝區130並且鈍化層390未示出。第一接觸層680和反射層692示為在檯面上位於p型有源區160上方。第二接觸層382形成於緩衝區130上作為臺面周圍的環形物。

圖8為根據本發明的第八實施方案的示出了光電裝置800的截面圖的圖。光電裝置800類似於圖6的光電裝置600。然而，光電裝置並不包括增強層588。

如圖8所示，一旦在第一接觸層680與第二接觸層382之間施加了外部電壓源和電流源，空穴802即被注入p型有源區並且例如在點808處與n型有源區140中生成的電子804複合。所注入的電子804和空穴802在電子空穴複合(EHR)區809中有利地複合，所述電子空穴複合區在i型有源區150內在空間上大致受限。EHR區809經由電子空穴複合而生成光子，其中光子的能量和光學偏振由一個或多個超晶格的能量動量帶結構指示。如圖8所示，EHR在可分類為基本上在層平面上或平行於生長方向垂直地的方向上發射光子806A、806B、806C、806D。光也可在其他方向上傳播並且可在所述結構內以非平凡的方式傳播。一般來說，以基本上垂直的且在逃逸錐內的傳播矢量(通過全內反射的角度以及因此材料的折射率確定)生成的光將為可穿過透明襯底110垂直向外耦合的主要光子源。光子806A是沿著大體垂直方向並且沿著與圖1所示生長方向101相同的方向發射的。光子806B是沿著大體垂直方向並且沿著與生長方向101相反的方向發射的。光子806C、806D是沿著大體水平方向、平行於裝置層例如平行於i型有源區150的層平面發射的。

在圖8所示的實施方案中，光子806A中的一些從光學反射器692中反射出來並且通過襯底110離開發光裝置800。應當了解的是，在襯底與i型有源區之間添加了合適的反射鏡(未示出)或有利的光學腔和折射率不連續性的情況下，所述裝置因此可被修改以產生微腔LED或雷射器或超發光LED。可以發現的是，超發光通過限制所生成的光耦合進入的可用光學模式的數量而改進光的提取效率。這個有效的光學相空間壓縮改進了所述裝置的選擇性以進行有利的垂直發射。光學腔可使用由緩衝層120、n型有源區140、i型有源區150和p型有源區160形成的總光學厚度來形成。如果光學腔形成於反射器692與襯底110之間並且沿著生長方向的光學腔的厚度小於或等於發射波長的一個波長，那麼所述腔為微腔。這種微腔擁有形成由光學腔模式波長所施加的超發光和穩定波長操作所必要的性質。在本發明的一些實施方案中，來自EHR區809的發射波長等於微腔的最低階波長腔模式且實現了超發光。第二光學反射器也可包括在緩衝區112內。例如，反射器包括超晶格，所述超晶格具有包括元素Al和AlN層的單位晶胞，在本文稱為金屬電介質超晶格。

在一些實施方案中，透明區鄰近緩衝層120和襯底110提供，並且緩衝層120對於從所述裝置發出的光能是透明的。光能通過透明區、緩衝層120和襯底110耦合到外部。光子806C、806D是沿著大體水平方向、平行於裝置層例如平行於p型有源區160的層平面發射的。

在一些實施方案中，所述光電裝置發出具有相對於所述生長方向基本橫向磁光學偏振的光。光電裝置作為光學波導操作，其中光在空間上生成並且沿著基本平行於所述半導體結構的所述一個或多個超晶格的所述單位晶胞的所述一個或多個層的平面的方向受限。

在一些實施方案中，所述光電裝置發出具有相對於所述生長方向基本橫向磁光學偏振的光。所述光電裝置作為垂直發射腔裝置操作，其中光在空間上生成並且沿著基本垂直於所述半導體結構的所述一個或多個超晶格的所述單位晶胞的所述一個或多個層的平面的方向受限。所述垂直發射腔裝置具有垂直腔，所述垂直腔基本上沿著所述生長方向設置並且使用沿著所述半導體結構的一個或多個部分在空間上設置的金屬反射器而形成。所述反射器可由光學反射率高的金屬製成。所述腔由所述反射器之間的光程限定，所述光程小於或等於所述裝置所發出的所述光的波長。所述光電裝置的所述發射波長由包括所述半導體結構的所述一個或多個超晶格的光學發射能確定並且光學腔模式由所述垂直腔確定。

圖9為根據本發明的實施方案的針對光電裝置的導帶和價帶中的空間能量水平相對於沿著生長方向z的距離的曲線圖900。在這個實施方案中，單個超晶格包括光電裝置的n型有源區140、i型有源區150和p型有源區160。所述超晶格的每個單位晶胞包括由兩個AIN單層形成的第一層和由一個GaN單層形成的第二層。所述超晶格在n型有源區140、i型有源區150和p型有源區160的每一者中包括25個單位晶胞。所述超晶格沉積在c平面上，其中金屬極晶體生長平行於生長方向取向。由p-GaN製成的p型接觸層沉積在p型有源區160上。由理想化的歐姆金屬M製成的第一接觸層定位在p-GaN接觸層上並且由理想化的歐姆金屬M製成的第二接觸層定位在n型有源區140上。

圖9的y軸為eV相對於費米能的能量水平，並且x軸為從襯底基部開始沿著生長方向101的距離，以納米(nm)為單位。n型有源區140、i型有源區150和p型有源區160以及所述裝置的其他區域/層的位置示為位於x軸上方。跡線910為導帶中的區域中心(即，k＝0)能；谷是由於GaN而引起的，並且峰是由於AlN而引起的。曲線圖900表明，在跡線910中，導帶能Eck＝0(z)在n型有源區140接近費米能，其中導帶能Eck＝0(z)的谷位於費米能下方。這提供了高度激活的n型有源區。跡線920為價帶能；谷是由AlN引起的，並且峰是由GaN引起的。曲線圖900表明，在跡線920中，價帶能EHHk＝0(z)在p型有源區160中接近費米能，其中價帶能EHHk＝0(z)的峰位於費米能上方。這提供了高度激活的p型有源區。金屬極取向的生長導致在每個AlN/GaN和GaN/AlN異質結上出現熱電電荷和壓電電荷。

空間波函數為量子力學中描述粒子的量子態及其行為的概率幅。圖10為示出了針對參考圖9所描述的光電裝置的量子化最低能量電子空間波函數Ψcn＝1(i,z)相對於沿著生長方向的距離z的曲線圖1000。指數i表示不同的波函數。每個量子化波函數均在能帶結構內的對應容許量子化本徵能量處繪出。高於各自量子化能量水平的非零波函數概率表示電子定位在相關聯空間區域中的有限概率。示出導帶邊緣能Eck＝0(z)以供參考。

根據曲線圖1000明顯的是，電子波函數在大量單位晶胞上不定域。這表示高耦合的GaN勢阱。薄的AlN勢壘(2個單層)實現有效的量子力學隧穿並且因此形成在n型和p型有源區內在空間上受限的能量歧管。注入n型有源區中的電子將沿著生長方向朝向i型有源區有效地傳輸。容許最低能量波函數在i型有源區內比在n型有源區或p型有源區內更為受限，如i型有源區中的更多局部波函數所證實。單位晶胞的較小厚度迫使量子化能量水平相對接近AlN導帶邊緣並且因此受到以下影響，即i型有源區上生成的大的耗盡電場使得相鄰的鄰近GaN電勢最小值之間的耦合斷開。因此，i型有源區中的電子波函數並不強烈局限於它們的各自GaN電勢最小值。

圖11為示出了針對參考圖9所描述的光電裝置的量子化最低能量重空穴空間波函數ΨHHn＝1(j,z)相對於沿著生長方向的距離的曲線圖1100。示出重空穴區域中心價帶能EHHk＝0(z)以供參考。III族金屬氮化物材料具有包括能量動量分散的獨特價帶結構，所述價帶結構具有三個不同的帶，即，重空穴(HH)帶、輕空穴(LH)帶和晶體場分割(CF)帶。在區域中心，超晶格具有重空穴帶，所述重空穴帶為三者中的最低能，也就是說EHHk＝0<ELHk＝0<ECHk＝0。對於本文感興趣的光學工藝來說，僅描述HH帶就足夠了。在曲線圖1100中，明顯的是，在p型有源區內存在重空穴波函數ΨHHn＝1(j,z)的相當大的空間不定域，而它們密切限於i型有源區內的GaN電勢最小值。再次，所述裝置內的內置耗盡電場使得i型有源區內的耦合斷開。

圖12為示出了導帶波函數和HH波函數的空間重疊積分的曲線圖1200。所述重疊積分基本上是針對參考圖9所述的光電裝置的圖10的電子空間波函數Ψcn＝1(i,z)與圖11的重空穴空間波函數ΨHHn＝1(j,z)的每一者相對於沿著生長方向的距離的乘積。根據曲線圖1200可以看出的是，電子和空穴在同一位置存在的概率在i型有源區150中比在n型有源區140和p型有源區160中更高。因此，與光電裝置的n型有源區140和p型有源區160相比，發射更可能從i型有源區150開始發生。

圖13為示出了針對參考圖9所述的光電裝置的電子空間波函數Ψcn＝1(i,z)和重空穴空間波函數ΨHHn＝1(j,z)的重疊積分相對於對應電子和空穴量子化能量水平之間的組合躍遷能的曲線圖1300。圖13的離散曲線示出了在整個半導體結構內在最低n＝1量子化電子狀態與n＝1HH狀態之間的容許光學躍遷的能量光譜。曲線圖1300因此表明，所述裝置能夠以約5.3eV的最低能量光學發射進行發射。圖13中的發射光譜的寬度表示整個裝置上的量子化能量水平的微帶寬度。

圖14為示出了針對參考圖9所述的光電裝置的發射亮度對波長的曲線圖1400。圖13的離散重疊積分在能量上均勻地加寬以模擬室溫下期望的熱變化。單獨振蕩器強度貢獻總和被繪製為加寬參數的兩個選擇的波長的函數。最長的波長和最急劇的躍遷是由於實驗觀察到的最低能量重空穴激子引起的。如圖14所示，最大強度的波長為約230nm，對應於n＝1量子化電子波函數與空穴波函數之間的最低能量躍遷。對圖12的參考表明，所生成光的很大一部分來自靠近i型有源區和p型有源區界面附近的區域。圖14的陰影區示出了由p型有源區和n型有源區填充的光譜區，所述p型有源區和所述n型有源區具有被佔用狀態並且因此不可用於光學複合過程。此外，實際發射能是由於最低階激子淬滅引起的。激子為包括綁定電子空穴對的中間粒子，所述綁定電子空穴對在空間上受限以增強靜電結合能。AlN/GaN超晶格中的n＝1激子結合能(EXn＝1)為大約50-60meV並且是由於n＝1電子和n＝1HH波函數的靜電吸引而引起的。一般來說，從n＝1激子Eγn＝1發出的光子的發射能是由Eγn＝1＝ECn＝1-EHHn＝1-EXn＝1得出的，其中激子結合能使得觀察到的發射能減小。

圖15為根據本發明的另一個實施方案的針對光電裝置的導帶和價帶中的空間能量水平相對於沿著生長方向z的距離的曲線圖1500。在這個實施方案中，形成所述裝置的n型有源區140和p型有源區160的超晶格與用於圖9的光電裝置的相同。然而，在i型有源區150中，每個單位晶胞中的第一層由4個AIN單層形成並且每個單位晶胞中的第二層由2個GaN單層形成。p型區和n型區是使用其中第一層由2個AlN單層形成的第一層和由1個GaN單層形成的第二層的雜質摻雜超晶格形成的。摻雜區因此是對於本徵區中形成的n＝1個激子透明的。雖然單位晶胞的周期或厚度在n型和p型有源區與i型有源區之間變化，但是每個區域中的單位晶胞都具有相同的平均合金含量。也就是說，單位晶胞中的Al分數是恆定的。在每個區域中單位晶胞存在25次重複。可以發現的是，也可使用較高數量的單位晶胞重複。包括兩個成分物諸如厚度為tGaN的GaN層和厚度為tAlN的AlN層的簡單單位晶胞的平均合金含量由xave＝tAlN/(tAlN+tGaN)得出，其中xave表示單位晶胞中這對的有效Al分數。在替代實施方案中，單位晶胞可包括三個或更多個AlGaN成分並且在這樣的實施方案中，有效的合金含量可以類似地確定。包括二元、三元和四元材料的其他層成分的平均合金含量可根據一個或多個元素組分來限定。例如，可以確定包括AlN/AlxGa-1xN/GaN或AlN/AlxGa1-xN/AlyInzGa1-y-zN的三個層的三層單位晶胞中的Al分數。在p型有源區上包括任選的p型GaN歐姆接觸層。在n型有源區和任選的p型GaN歐姆接觸層上提供歐姆金屬接觸。示出了能帶結構，其中在歐姆金屬接觸之間施加零外部電偏壓。

圖15的y軸為eV相對於費米能的能量水平，並且x軸為從襯底基部開始沿著生長方向的距離，以納米(nm)為單位。所述裝置的n型有源區140、i型有源區150和p型有源區160的位置示為位於x軸上方。跡線1510為導帶能；谷是由GaN引起的，並且峰是由AlN引起的。單位晶胞中的AlN層和GaN層形成I類超晶格，其中GaN導帶的能量比AlN導帶邊緣的能量更低並且GaN價帶的能量比AlN價帶邊緣的能量更高。也就是說，AlN層為GaN層中的電子和空穴提供勢壘。跡線1520為價帶能；谷是由AlN引起的，並且峰是由GaN引起的。具體地講，示出了重空穴價帶邊緣。圖15表明，跡線1510和1520中的峰和谷的周期和振幅在i型有源區150中增大。i型有源區中的單位晶胞中的GaN層和AlN層兩者的較大層厚度在每者上方生成較大的內置電場，這是因為金屬極異質界面的自發場和壓電場而引起的。這種效果是極性纖維鋅礦晶體特有的。再次，圖15的裝置與理想金屬接觸M接觸並且p-GaN接觸層使p型有源區160連接到金屬接觸之一。示出了平帶條件，也就是說在接觸之間施加零外部偏壓，並且因此費米能是沿著生長方向在整個結構上連續的。

圖16為示出了針對參考圖15所描述的光電裝置的量子化最低能量(nSL＝1)電子空間波函數Ψcn＝1(i,z)相對於沿著生長方向的距離z的曲線圖1600。示出導帶邊緣能Eck＝0(z)以供參考。

電子波函數在大量相鄰的且鄰接的單位晶胞上由於n型有源區和p型有源區中的薄的AlN隧道勢壘而清晰地展開。i型有源區的較大單位晶胞周期示出了電子波函數到至多最近相鄰穿透的明顯定位。在i型有源區的禁隙內的超晶格外部無洩漏波函數，如在圖10的結構中觀察到。因此，從n型有源區注入的電子將會有效地傳輸穿過n型有源區微帶且到i型有源區中。在i型有源區中在最低能量量子化波函數中捕捉到的電子隨後可用於與價帶中的在空間上重合的nSL＝1重空穴複合。

圖17為示出了針對參考圖15所描述的光電裝置的量子化最低能量重空穴空間波函數ΨHHn＝1(j,z)相對於沿著生長方向的距離的曲線圖1700。示出重空穴價帶能邊緣EHHk＝0(z)以供參考。再一次，如在圖11中觀察到，重空穴波函數在n型有源區和p型有源區中的幾個單位晶胞上基本上不定域。i型有源區具有比n型有源區和p型有源區更大的單位晶胞周期，和單位晶胞內與p型超晶格區和n型超晶格區相同的平均Al分數。再次，GaN電勢最小值產生屬於重空穴狀態的最低能量價帶狀態。

圖18為示出了最低能量量子化電子和重空穴價帶波函數狀態之間的空間重疊積分的曲線圖1800。所述重疊積分基本上是針對參考圖15所述的光電裝置的圖16的量子化電子空間波函數Ψcn＝1(i,z)與圖17的重空穴空間波函數ΨHHn＝1(j,z)相對於沿著生長方向的距離的乘積。重疊積分的強度與特定躍遷的振蕩器強度成比例。一般來說，如果電子波函數和空穴波函數概率在空間上一致，那麼電子空穴複合事件存在有限的概率。容許光學躍遷的能量寬度表示在GaN層之間通過薄的AlN勢壘層進行的量子力學隧穿。本徵區具有較厚的AlN勢壘以及因此減小的導帶隧穿。本徵區的振蕩器強度示為與n型區和p型區相比更強。根據曲線圖1800可以看出的是，電子和空穴在同一位置存在的概率在i型有源區150中比在n型有源區140和p型有源區160中更高。因此，與光電裝置的n型有源區140和p型有源區160相比，由於電子和重空穴複合而引起的光學發射更可能從i型有源區150開始發生。曲線圖1800還表明，與對於參考圖9所述的光電裝置相比，對於參考圖15所述的光電裝置，來自i型有源區150的發射概率更高。

圖19為示出了針對參考圖15所述的光電裝置的電子空間波函數Ψcn＝1(i,z)和重空穴空間波函數ΨHHn＝1(j,z)的重疊積分相對於對應的最低能量量子化電子和重空穴的組合躍遷能的曲線圖1900。

因n＝1激子引起的最低能量光學躍遷因此是由於源自i型有源區的複合而引起的，所述i型有源區具有比p型有源區和n型有源區更大的周期。i型有源區的發射能因此被選擇為波長比n型有源區和p型有源區的最低能量吸收的波長更長。這使得i型有源區內所生成的光子能夠在覆層區(即，p型有源區和n型有源區)內傳播而無吸收(以及因此無損耗)，並且此外使得光能夠從裝置內部提取出來。

這表示本發明的優選實現，其中半導體結構或裝置的區域的發射性質和吸收性質是通過各自超晶格單位晶胞周期的選擇來控制。此外，平均合金含量貫穿超晶格區域保持恆定並且因此每個單位晶胞的平面內晶格常數相匹配並且根據生長方向沒有發現應變能的積累。這能夠實現高晶體質量的超晶格堆疊。此外，在內置電場中由於結構內的極化電荷而不存在不連續性，這使得堆疊的極化穩定。

圖20為示出了針對參考圖15所述的光電裝置的發射亮度對波長的曲線圖2000。圖19的離散重疊積分在能量上均勻地加寬以模擬室溫下期望的熱變化。單獨振蕩器強度貢獻總和被繪製為加寬參數的兩個選擇的波長的函數。最長的波長和最急劇的躍遷是由於最低能量n＝1重空穴激子而引起的並且在本徵區上在空間上受限。如圖20所示，最大強度的波長為約247nm，其對於參照圖9所述的光電裝置來說，比圖14中的最大強度的波長更長。

圖9和圖15的光電裝置僅僅在i形有源區的一個或多個超晶格的周期的選擇方面是不同的。半導體結構中的全部一個或多個超晶格的全部單位晶胞對於這些例子來說選擇為具有固定的平均合金含量。所述平均合金含量被選擇為限定為單位晶胞的Al分數。例如，包括1個GaN單層和2個AlN單層的單位晶胞具有Al分數xave＝2/3，並且具有2個GaN單層和4個AlN單層的單位晶胞同等地具有Al分數xave＝4/6＝2/3。再次，僅為了簡單起見，在每個區域中使用25個單位晶胞重複。也就是說，不僅僅單位晶胞的平均Al分數確定了形式為AlxaveGa1-xaveN的等階三元合金成分，而且周期限定了所述單位晶胞的光學發射能。

圖21為根據本發明的另一個實施方案的針對光電裝置的導帶和價帶中的空間依賴的能量水平相對於沿著生長方向的距離的曲線圖2100。應當理解的是，對區域中心(k＝0)導帶和重空穴價帶的參考足以描述裝置操作。在這個實施方案中，形成n型有源區、i型有源區和p型有源區的一個或多個超晶格類似地由雙層單位晶胞構成，所述雙層單位晶胞具有AlN層和GaN層，如同參考圖9和圖15描述的光電裝置的情況一樣。然而，在圖21的情況下，有效Al分數被選擇為具有xave＝0.5的較低Al分數。在i形有源區150中，每個單位晶胞的第一層由3個AlN單層形成並且每個單位晶胞的第二層由3個GaN單層形成。n型有源區和p型有源區兩者均被選擇為還具有xave＝0.5，但被設計為在吸收一開始具有較大的光能，以使它們對於由i型有源區生成的光學發射能基本上透明。p型有源區和n型有源區被選擇為具有包括僅2個GaN單層和2個AlN單層的單位晶胞。較薄的GaN層使得導帶與價帶的最低量子化能量水平之間的能量間隔增大。p型區和n型區使用雜質摻雜超晶格形成。

圖21的y軸為相對於費米能的能量水平帶圖(以電子伏特eV為單位)，並且x軸為從襯底基部開始沿著生長方向的以納米(nm)為單位的距離。光電裝置的n型有源區140、i型有源區150和p型有源區160的空間位置和程度示為位於x軸上方。跡線2110為導帶中的區域中心(或最小)能；谷是由於GaN而引起的並且峰是由於AIN引起的。仔細檢查表明，金屬極結構的內置熱電場和壓電場在i型有源區中與在n型有源區和p型有源區中是不同的。這是由於i型有源區中的GaN和AlN的較大層厚度而引起的。跡線2120為價帶中的空間能量調製；谷是由於AlN而引起的，並且峰是由於GaN引起的。圖21表明，跡線2110和2120中的i型有源區150的單位晶胞的周期(示為峰和谷)與圖15所示跡線1510和1520所示的單位晶胞周期大致相同。然而，佔空比(即，單位晶胞內的相對GaN和AlN層厚度)已改變。再次，所述裝置被選擇為具有p型有源區和n型有源區，所述p型有源區和所述n型有源區對於i型有源區的發射波長是基本上透明的。

圖22為示出了針對參考圖21所描述的光電裝置的最低能量量子化電子空間波函數Ψcn＝1(i,z)相對於沿著生長方向的距離的曲線圖2200。示出區域中心(k＝0)導帶能Eck＝0(z)以供參考。n型和p型空間區展現出高度耦合的波函數並且形成n＝1超晶格微帶。本徵區憑藉內置耗盡場和較厚AlN勢壘而示出僅最近相鄰勢阱上耦合的電子波函數。

圖23為示出了針對參考圖21所描述的光電裝置的最低能量量子化重空穴空間波函數ΨHHn＝1(j,z)相對於沿著生長方向的距離的曲線圖2300。示出區域中心(k＝0)重空穴價帶能EHHk＝0(z)以供參考。p型區和n型區上的重空穴波函數在大量相鄰勢阱上不定域。相反，i型有源區上的重空穴波函數憑藉較大的AlN勢壘寬度和內置耗盡場而高度定位到它們的各自勢阱。

圖24為示出了電子波函數和重空穴波函數的空間重疊積分的曲線圖2400。所述重疊積分基本上是針對參考圖21所述的光電裝置的圖22的電子空間波函數Ψcn＝1(i,z)與圖23的重空穴空間波函數ΨHHn＝1(j,z)相對於沿著生長方向的距離的乘積。所述重疊積分表示各自直接電子和重空穴躍遷的振蕩器強度。容許光學躍遷的能量寬度表示在GaN層之間通過AlN勢壘層進行的量子力學隧穿。i型有源區具有較厚的AlN勢壘以及因此減小的導帶隧穿。i型有源區的振蕩器強度示為與n型有源區和p型有源區相比更強。根據曲線圖2400可以看出的是，電子和空穴在同一空間位置存在的概率在i型有源區150中比在n型有源區140和p型有源區160中更高。因此，與光電裝置的n型有源區140和p型有源區160相比，發射更可能從i型有源區150開始發生。曲線圖2400還表明，與對於參考圖9和圖15所述的光電裝置相比，對於參考圖21所述的光電裝置，來自n型有源區140和p型有源區160的發射概率更低。

圖25為示出了針對參考圖21所述的光電裝置的電子空間波函數Ψcn＝1(i,z)和重空穴空間波函數ΨHHn＝1(j,z)的重疊積分相對於對應的最低能量量子化電子和空穴的組合躍遷能的曲線圖2500。與n型有源區和p型有源區相比，i型有源區中的最低能量躍遷的更強振蕩器強度是由於i型有源區中的電子和重空穴複合而引起的。

圖26為示出了針對參考圖21所描述的光電裝置的發射亮度對波長的曲線圖2600。圖25的離散重疊積分在能量上均勻地加寬以模擬室溫下期望的熱變化。單獨振蕩器強度貢獻總和被繪製為加寬參數的兩個選擇的波長的函數。最長的波長和最急劇的躍遷是由於最低能量n＝1重空穴激子而引起的並且在i型有源區上在空間上受限。如圖26所示，最大強度的波長為約262nm，其對於分別參考圖9和圖15所述的光電裝置來說，基本上比圖14和圖20中的最大強度的波長更長。

以下進一步詳細地論述了所述裝置的發射波長的調諧和其他方面。

本發明利用一種半導體結構，所述半導體結構優選為晶體並且更優選形成為單晶原子結構。在優選實施方案中，對於紫外光和深紫外光的發射，半導體結構具有纖維鋅礦晶體結構，所述纖維鋅礦晶體結構由離子鍵構成並且由一個或多個半導體諸如III族金屬氮化物(III-N)半導體或II族金屬氧化物(II-VI)半導體形成。

圖27A示出了III族金屬氮化物半導體所用的纖維鋅礦晶體結構。所述纖維鋅礦晶體結構包括金屬晶體位點2715和氮原子位點2720。沿著密勒記號[h k i l]＝[0 0 0 1]方向2750的晶體鍵的極性示為具有氮極性鍵2725的氮極晶體取向。所述結構可通過鏡面反射2760反轉並且變為金屬極取向晶體。如果晶體軸2750被視為生長方向[0 0 0 1]那麼c平面(0 0 0 1)被識別為標記為2730的面。水平晶體軸線2760為穿過具有[1 1 -2 0]方向的纖維鋅礦晶體的高度對稱片之一。

圖27B示出了其中金屬原子終止表面的c平面2730的視圖。c平面的氮原子表面終端也是可能的。晶體方向2760和2780以密勒記號分別表示[1 1 -2 0]和[0 0 1 -1]方向。突然的表面終端進一步進行下部對稱結合圖案的表面重建。這些表面重建使得漸增的表面能最小化，但最終當重建表面隨後利用纖維鋅礦晶體結構中的另外材料生長過度時，在大多數層內形成基本上理想化的晶體結構。理想的金屬終端表面展現出識別為具有平面內晶格常數2790的等邊的六邊形2785的六邊形c平面晶體晶胞。晶體基本重複單元隨後由參數化為晶格常數a、標記為2790的纖維鋅礦晶胞和高度c的在圖27A中標記為2705或2710的六邊形柱來表徵。例如，無應變的AlN外延層具有且對於沉積在c平面上的膜來說，一個單層(1ML)在本文限定為等於1ML＝c/2。

圖27C示出了沿著c軸2750取向並且進一步暴露出Al原子表面的AlN纖維鋅礦型晶體2770的透視圖。Al終端表面完全位於c平面2730上，其中纖維鋅礦晶體單位晶胞由六邊形2760限定。沿方向2750的垂直厚度示出了四個AlN材料單層和相關聯晶體取向。例如，在一些實施方案中，襯底上的c平面取向的外延沉積可包括使多個單層膜以高均勻度沉積，所述單層膜沿著方向2760和2780，跨過襯底表面區域橫向地延伸。

圖28為示出了示例超晶格的分層厚度的優選範圍的圖表2800。超晶格的單位晶胞包括分別專門由GaN和AlN的二元成分形成的兩個層。例如，超晶格由沉積在c平面上的纖維鋅礦GaN和AlN膜形成，如圖27C的理想化空間部分示意性地示出。圖28的圖表2800示出了所列出的列，其中項AIN厚度為沿著c軸的單層N的總數量，並且物理厚度以埃為單位(注意，)。類似地，行列出了GaN的整個單層M，其中表條目計算出單位晶胞的周期厚度：ΛSL＝M.(1ML GaN)+N.(1ML AlN)＝M.cGaN/2+N.cAlN/2。

其中單位晶胞重複Np次並且沿著生長方向具有恆定Al分數的超晶格可限定為具有M個和N個單層的GaN和AlN對，為了方便起見在本文寫為M:N。

圖29示出了具有4:4超晶格的一個單位晶胞的晶格結構，其中4個GaN單層2940在4個AlN單層2930上沿著限定生長方向的c軸2750外延地沉積。Al原子位點示為大的白色球體2905，Ga原子位點描繪為大的灰色球體2920並且氮原子位點示為小的黑色球體2910和2925。AlN/GaN異質界面2935可因為具有純Ga或Al金屬終端而是突然的或可以是在平面2935中具有Ga和Al原子的隨機分布的混雜界面。GaN外延層2940的垂直高度由於由晶體單位晶胞的彈性變形而高於下部AlN外延層2930。獨立式超晶格單位晶胞2900理想情況下未展現出任何界面位錯(即，錯配位錯)並且在平面內拉伸應變狀態下具有AlN層並且在平面內壓縮應變狀態下具有GaN外延層。彈性變形的不相似外延層理想情況下以沿著c軸2750的厚度(低於臨界層厚度(CLT))沉積。CLT為晶格錯配材料可沉積在基礎晶體上而不形成錯配位錯的最大厚度。圖28的圖表2800中公開的全部M:N組合表示此類低於每種材料的CLT而沉積的超晶格單位晶胞。應當注意的是，CLT可在理論上別計算出並且通過實驗確定。例如，在MBE中在異質外延期間使用反射高能電子衍射(RHEED)進行的直接原位測量可以高的精度確定CLT。

圖30為示出了通過使用如本文所限定的沿c軸沉積的GaN和AlN材料而形成的單位晶胞的另外可能實現的圖表3000。圖表3000定義了M:N的部分單層對，其中表條目示出了單位晶胞厚度ΛSL。這些單位晶胞厚度可使用III族金屬氮化物半導體而應用於深紫外發射器。還可以發現的是，也可使用其他材料成分，並且超過兩種包括超晶格單位晶胞的成分是適用的。

圖31示出利用僅具有一個GaN層和一個AlN層的單位晶胞來構造的超晶格的均衡平面內晶格常數a||SL的曲線圖3100。曲線圖3100示出對於每個單位晶胞中的M個GaN單層和N個AlN單層的給定選擇來說，所計算的平面內晶格常數a||SL。每條曲線均通過N個AIN單層的不同選擇而參數化。曲線圖3100的曲線可直接用於設計包括不同的單位晶胞M:N對的超晶格LED並在下文進行論述。

圖32示意性地示出了包括兩個單位晶胞3270和3280的結構3200中存在的原子力。每個單位晶胞均包括兩個層並且這兩個層每個由不相似材料形成，例如，第一層3230和3250可為GaN層並且第二層3240和3260可為AlN層。這些層通過晶體的外延沉積而形成，其是由於每個相鄰層中的不相似晶格常數而引起的彈性變形。如果所述結構沉積在c平面上，那麼GaN層3230和3250受到壓縮性平面內應力3220並且AlN層3240和3260具有所誘發的拉伸平面內應變3210。使用晶格錯配材料而形成的這種超晶格(其中每個單位晶胞的每個層形成為所具有的厚度低於CLT)當利用充分數量的周期形成時，可實現較高的結晶完整性。例如，通過僅使用GaN和AlN材料，一種根據本發明的教導的超晶格形成於塊狀c平面AlN表面、(0001)取向的藍寶石表面或另一合適的表面上。在大約10至100個超晶格生長周期後，最終單位晶胞達到理想化的獨立平面內晶格常數a||SL。這是形成關於圖1所述的超晶格緩衝器130的一種示例方法。

在本發明的一些實施方案中，半導體結構中的每個超晶格都具有不同的配置，所述配置實現了所選擇的光學和電子規格。

實驗表明，使每個單位晶胞中的平均合金含量沿著超晶格保持恆定等效於使單位晶胞的平均平面內晶格常數a||SL恆定。實驗還表明，單位晶胞的厚度隨後可被選擇以實現期望的光學和電子規格。這使得多個不同的超晶格能夠具有共同的有效的平面內單位晶胞晶格常數並且因此實現沿著生長方向對應變的有利管理。

圖33和圖34示出了利用僅具有一個GaN層和一個AlN層的單位晶胞來構造的超晶格的均衡平面內晶格常數a||SL的曲線圖3300和3400。曲線圖3300和3400示出了對於每個單位晶胞中的M個GaN單層和N個AlN單層的給定選擇來說，所計算的平面內晶格常數a||SL。每條曲線均通過N個AIN單層的不同選擇而參數化。在每個曲線圖中提供黑點以示出具有相同平均合金含量的單位晶胞配置。圖33的曲線圖3300所示的黑點包括M:N組合，其中M＝N並且因此實現了xaveSL＝1/2的有效Al分數。圖34中的曲線圖3400中的黑點包括M:N組合，其中N＝2M並且xaveSL＝2/3。

圖33和圖34的曲線圖可尤其適用於設計具有其中單位晶胞專門由沿著c軸沉積且具有纖維鋅礦晶體結構的GaN和AlN材料組合構建成的超晶格的半導體結構。

圖35示出了包括沿著生長方向z重複的M:N＝5:5單位晶胞的Np＝100周期超晶格的能帶結構的所計算部分的曲線圖3500。導帶邊緣3520和重空穴價帶邊緣3550的空間變化連同能量量子化且在空間上受限的載流子波函數3510和3560一起示出。GaN和AlN層選自保持各自層每個的CLT的厚度，如圖30所示。圖35表明，電子波函數3510展現出穿過AlN勢壘的量子力學隧穿3570的強大趨勢，而重空穴波函數3560密切定域在它們各自的GaN電勢最小值內。

圖36示出了用於模擬具有恆定單位晶胞長度和成分的超晶格的半無限數量的周期的超晶格3600。在所述超晶格中，單位晶胞具有恆定的長度和成分。然而，第一GaN層3605分割成兩半並且添加到超晶格的端部3610。應用波函數的周期性邊界條件因此模擬半無限數量的周期，同時調查基礎99個單位晶胞3620的相互作用性質。在使用了有限元素法和完整k.p理論的情況下，連同最低位超晶格狀態的量子化能量一起計算出波函數。如前面所述，根據最低能量(n＝1)導帶狀態與n＝1重空穴狀態之間的重疊積分和能量間隔計算出光學發射光譜。

圖37、圖38、圖39、圖40和圖41示出了具有xaveSL＝2/3且M:N配置分別為1:2、2:4、3:6、4:8和5:10的超晶格的橫向電場(TE)光學發射光譜的曲線圖。這些曲線圖每個示出了與總發射和由於具有容許傳導狀態的特定價帶類型(即，HH、LH或CH)而引起的發射相對應的四條曲線。如先前所述，所需最低能量發射是針對容許導帶狀態與重空穴狀態之間的躍遷的，這滿足了平行於c軸和/或生長方向的垂直發射的標準。

圖37示出了對於n＝1傳導狀態和n＝1重空穴狀態(ECn＝1-EHHn＝1)的最低能量躍遷3705、n＝1傳導狀態和n＝1晶體場分割狀態(ECn＝1-ECHn＝1)的最低能量躍遷3710以及n＝1傳導狀態和n＝1輕空穴狀態(ECn＝1-ELHn＝1)的最低能量躍遷3715來說，1:2超晶格的發射光譜的曲線圖3700。曲線3720示出了觀察到的總光譜。發射峰的大的能量寬度從根本上是由於最近鄰接GaN電勢最小值之間的大的耦合以及因此導帶和各自價帶中的寬的能量寬度微帶的形成而引起的。

圖38示出了對於n＝1傳導狀態和n＝1重空穴狀態(ECn＝1-EHHn＝1)的最低能量躍遷3805、n＝1傳導狀態和n＝1晶體場分割狀態(ECn＝1-ECHn＝1)的最低能量躍遷3810以及n＝1傳導狀態和n＝1輕空穴狀態(ECn＝1-ELHn＝1)的最低能量躍遷3815來說，2:4超晶格的發射光譜的曲線圖3800。曲線3820示出了觀察到的總光譜。與圖37相比，發射峰的較小能量寬度是由於最近鄰接GaN電勢最小值之間的較小耦合以及因此導帶和各自價帶中的較窄能量寬度微帶的形成而引起的。

圖39示出了對於n＝1傳導狀態和n＝1重空穴狀態(ECn＝1-EHHn＝1)的最低能量躍遷3905、n＝1傳導狀態和n＝1晶體場分割狀態(ECn＝1-ECHn＝1)的最低能量躍遷3910以及n＝1傳導狀態和n＝1輕空穴狀態(ECn＝1-ELHn＝1)的最低能量躍遷3915來說，3:6超晶格的發射光譜的曲線圖3900。曲線3920示出了觀察到的總光譜。

圖40示出了對於n＝1傳導狀態和n＝1重空穴狀態(ECn＝1-EHHn＝1)的最低能量躍遷4005、n＝1傳導狀態和n＝1晶體場分割狀態(ECn＝1-ECHn＝1)的最低能量躍遷4010以及n＝1傳導狀態和n＝1輕空穴狀態(ECn＝1-ELHn＝1)的最低能量躍遷4015來說，4:8超晶格的發射光譜的曲線圖4000。曲線4020示出了觀察到的總光譜。

圖41示出了對於n＝1傳導狀態和n＝1重空穴狀態(ECn＝1-EHHn＝1)的最低能量躍遷4105、n＝1傳導狀態和n＝1晶體場分割狀態(ECn＝1-ECHn＝1)的最低能量躍遷4110以及n＝1傳導狀態和n＝1輕空穴狀態(ECn＝1-ELHn＝1)的最低能量躍遷4115來說，5:10超晶格的發射光譜的曲線圖4100。曲線4120示出了觀察到的總光譜。

尤其重要的是(ECn＝1-EHHn＝1)光學躍遷的實現，所述光學躍遷始終為最低能量發射並且因此實現圖7所示形式的有效垂直發射裝置。

圖42示出了圖37至圖41中繪出的每個M:N對的重空穴躍遷的光學發射光譜的曲線圖4200。一般來說，較大的GaN層厚度導致量子化能量水平更接近GaN帶邊緣並且因此產生較長的發射波長。相反地，較薄的GaN層改善了最低能量量子化導帶狀態和價帶狀態的重疊並且因此改善了振蕩器強度和發射強度。可以發現的是，對於超過8至10個單層的GaN外延層來說，重疊積分嚴重退化並且導致不良的光學發射。為了應用於紫外裝置和深紫外裝置，可以發現的是，圖42的M:N配置是最佳的和或所需的。在使用了包括AlN和AlxGa1-xN成分的超晶格單位晶胞的情況下，較短的發射波長是可能的。為了保持發射的TE特徵，可以發現的是，AlxGa1-xN(其中x小於或等於0.5)是優選的。

以上可用於設計半導體結構諸如圖1至圖8的半導體結構。例如，可選擇i型有源區、n型有源區和p型有源區的單位晶胞的M:N配置以產生從i型有源區開始的發射波長，所述發射波長比n型有源區和p型有源區的吸收邊緣更長。另外，本發明的實施方案可被設計成貫穿半導體結構具有恆定的平均合金分數，這進一步改善了所得結構的晶體質量。

圖43和圖44示出對於僅包括AlN外延層和GaN外延層的單位晶胞來說，容許超晶格導帶狀態與重空穴狀態之間的最低能量躍遷的計算出的光發射波長的曲線圖。圖43公開了具有xaveSL＝2/3＝0.667的N＝2M超晶格的發射波長，而圖44公開了N＝M超晶格和xaveSL＝1/2＝0.50的發射波長。曲線4300和4400示出了最低能量光學發射波長作為具有對應M:N配置的單位晶胞周期ΛSL的函數的變化。從曲線圖中可以看出的是，光學發射可在寬的和期望的從約230nm跨越到小於300nm的光學範圍內調諧。

在一個例子中，半導體結構由不同的超晶格區形成。每個超晶格的單位晶胞都具有Al分數xaveSL＝2/3並且專由GaN層和AlN層形成。包括半導體結構的發光裝置的所需設計波長為例如λe＝265nm。因此，參考圖43，選擇i型有源區的M:N＝3:6單位晶胞。所述裝置包括使用對於所需設計波長λe基本透明的超晶格單位晶胞而形成在透明襯底頂部的n型有源區。類似地，所述裝置包括對於所需設計波長λe基本上透明的p型有源區。n型有源區中的超晶格因此可被選擇為具有M:N＝1:2單位晶胞並且p型有源區中的超晶格可被選擇為具有M:N＝2:4單位晶胞。這將改進激活重空穴濃度並且向i型有源區中的超晶格的M:N＝3:6單位晶胞的一部分提供改進的空穴波函數注入。

i型有源區可分區為兩個不同的超晶格，所述兩個超晶格為具有M:N＝2:4單位晶胞的第一超晶格和具有M:N＝3:6單位晶胞的第二超晶格。第一超晶格定位在n型有源區與第二超晶格之間。第二超晶格定位在第一超晶格與p型有源區之間。第一超晶格充當電子能量過濾器用於將優選電子注入由第二超晶格限定的電子空穴複合區(EHR)中。這個配置因此提供電子和空穴貫穿半導體結構的改進的載流子輸送。第二超晶格的EHR由於III族金屬氮化物中固有的低空穴遷移率而被定位成靠近空穴儲層。因此，發光裝置可產生為具有半導體結構，所述半導體結構具有[n型1:2/i型2:4/i型3:6/p型2:4]超晶格區域。i型有源區的總厚度也可最優化。

圖45和圖46示出了對於在n型有源區中包括n型M:N＝1:2單位晶胞的100個周期且在p型有源區中包括p型M:N＝1:2單位晶胞的100個周期的半導體結構來說，沿著生長方向z的，以電子伏特(eV)為單位的導帶邊緣4510和4610以及重空穴價帶邊緣4505和4605的曲線圖。單位晶胞專門由c平面取向的GaN和AlN單層膜構成，所述GaN和AlN單層膜具有xaveSL＝2/3的恆定Al分數。i型有源區類似地具有xaveSL＝2/3的恆定Al分數，但具有大的周期以將發射波長調諧為較長的波長。圖45示出了在i型有源區4530中具有2:4單位晶胞的25個周期的半導體結構的曲線圖，而圖46示出了在i型有源區4630中具有2:4單位晶胞的100個周期的半導體結構的曲線圖。圖45中的由於p型有源區和n型有源區而引起的內置耗盡區電場Ed(z)4520大於圖46中的內置耗盡區電場Ed(z)4620。內置耗盡區電場Ed(z)受到i型有源區超晶格的總厚度的影響並將又一個斯塔克移位電勢置於超晶格受限狀態下。可以發現的是，這個量子受限超晶格斯塔克效應(QC-SL-SE)可用於進一步調諧所述裝置的光學性質。

圖47在單個曲線圖上示出了圖45和圖46的曲線圖進行比較。插入p型有源區上方的任選的p-GaN接觸層經由所誘發的二維空穴氣(2DHG)來固定費米能級。所述裝置沿著生長方向z具有金屬極性生長取向。

圖48示出了在內置耗盡電場的影響下，圖45中提及的半導體結構的i型有源區內計算出的最低能量量子化電子波函數4800的曲線圖。與無耗盡電場的半導體結構相比，可以觀察到的是，波函數為藍移並且最近相鄰物之間的諧振隧穿減少。繪製導帶邊緣4510作為參考。

圖49示出了在內置耗盡電場的影響下，圖46中提及的半導體結構的i型有源區內計算出的量子化最低能重空穴波函數4900的曲線圖。繪製重空穴帶邊緣4605作為參考。

圖50A和圖50B示出來自圖45和圖46中分別提及的裝置的i型有源區的發射光譜的曲線圖。圖50A示出了最低能量n＝1導帶狀態和它們的各自HH 5005、LH 5010和CH 5015價帶之間的光學躍遷的發射光譜以及圖45的裝置中的總TE發射光譜5020。圖50B示出了最低能量n＝1導帶狀態和它們的各自HH 5025、LH 5035和CH 5030價帶之間的光學躍遷的發射光譜以及圖46的裝置中的總TE發射光譜5020。

圖45的裝置由於較薄的i型有源區而具有比圖46的裝置更大的內置電場。這個較大的內置電場使得i型有源區中的相鄰單位晶胞之間的耦合斷開，在發射能中產生小的藍移並使得發射光譜線寬度減小。將圖50A和圖50B相比較，可以看出的是，由於較大的內置電場，峰發射的低能量側的半極大處全寬度(FWHM)和低能量發射邊緣的藍移減小。圖50B示出了由於圖46的裝置的i型有源區的大量周期而引起的比圖50A更大的集成亮度。

圖51示意性地描述了內置耗盡場5130的影響，所述內置耗盡場沿著平行於生長方向5110的距離5140具有勢能5135。無內置耗盡場的超晶格帶圖示為空間導帶邊緣5115並且垂直軸5105表示能量。不定域電子波函數5120憑藉通過高勢能AlN勢壘的量子力學隧穿而耦合在相鄰GaN區之間。內部熱電場和壓電場也被示出並且表示金屬極取向的生長。波函數5120的隧穿導致容許量子化傳導狀態的能量微帶5125。線性增加的電勢5130的施加諸如在內置耗盡場情況下發生導致產生空間帶結構5160。在施加了耗盡場5130的情況下所得的超晶格的波函數生成波函數5145和5155，所述波函數不再諧振地耦合到它們最近的相鄰GaN電勢最小值。帶結構5160的量子化容許能態現在具有離散的能態5165和5170，所述離散的能態與微帶能態5125相比較高。

這種效果可通過在氮極取向生長上施加耗盡電場來修改，其中斯塔克分裂狀態的能量降低。這例如對於由僅一個單位晶胞類型諸如具有GaN層和AIN層的M:N＝3:6單位晶胞構成的氮極p-i-n超晶格裝置來說尤其有用。具有M:N＝3:6單位晶胞的超晶格上的內置耗盡場導致發射能能夠斯塔克移位到較長波長(即，紅移)而不是基本上在周圍的具有M:N＝3:6單位晶胞的p型有源區和n型有源區中被吸收。

一般來說，金屬極取向的生長在n-i-p裝置的i型有源區或i型有源區的發射光譜中由於p向上外延層堆疊而產生藍移。也就是說，對於耗盡電場來說，如圖所示，裝置以以下順序形成：襯底；n型有源區；i型有源區；p型有源區[SUB/n-i-p]。相反，對於形成為p向下外延層堆疊(即，[SUB/p-i-n])的p-i-n裝置來說，在i型有源區的發射光譜中觀察到紅移。

相反，氮極取向的生長在n-i-p裝置的i型有源區的發射光譜中由於耗盡電場而產生藍移，並且在p-i-n裝置的i型有源區的發射光譜中由於耗盡電場而產生紅移。

本發明提供優於現有技術的多個益處，包括改進的光發射，尤其是在UV和深UV(DUV)波長下。例如，超薄層狀超晶格的使用使得光子能夠垂直地(即，垂直於裝置的層)以及水平地(即，與層平行)發射。此外，本發明在電子與空穴波函數之間提供空間重疊，從而能夠改進電子和空穴的複合。

具體地講，對於紫外裝置的應用，GaN證明對於較窄帶隙材料來說極其有益並且AlN對於較寬帶隙材料來說極其有益。GaN在沉積在c平面表面上時本質上為垂直發射材料，而AlN基本上以TM光學偏振即在子層的平面上發射。

單位晶胞的第一層和第二層的厚度可用於選擇電子和空穴的量子化能量和導帶中電子的耦合。例如，GaN層的厚度可用於選擇電子和空穴的量子化能量並且AlN層的厚度可控制導帶中電子的耦合。GaN層與AlN層的厚度比可用於選擇超晶格的平均平面內晶格常數的平均值。因此，給定超晶格的光學躍遷能可通過平均單位晶胞成分和每個單位晶胞的每個層的厚度兩者的選擇來改變。

本發明的另外的優點包括：製造工藝和沉積工藝較為簡單；適於高效光發射的電子性質和光學性質(諸如所發射光的波長)可定製；當沉積在c平面取向的表面上時，垂直發射裝置的光學發射極化最優化；n型傳導區和p型傳導區的雜質摻雜劑有源得以改善；以及受到應變管理的單層使得光學厚度的超晶格能夠在無過度應變累積的情況下形成。例如，非周期性超晶格可用於防止應變傳播並且增強光學提取。

此外，與現有技術相比，使電子和或空穴載流子空間波函數在電子空穴複合區內展開憑藉材料體積的增大而改善了載流子捕獲概率，並且還改善了電子和空穴空間波函數重疊且因此改善了裝置的複合效率。

在本說明書中，術語「超晶格」指的是一種層狀結構，所述層狀結構包括多個重複單位晶胞，所述單位晶胞包括兩個或更多個層，其中單位晶胞中的層的厚度是充分小的，使得在相鄰單位晶胞的對應層之間存在顯著的波函數穿透，以使得電子和/或空穴的量子隧穿可以很容易發生。

在本說明書中，諸如第一和第二、左側和右側、前和後、頂部和底部等的形容詞僅用於將一個要素從另一要素中區分出來，不必要求由形容詞描述的具體相對位置或順序。例如「包括(comprises)」或「包括(includes)」等詞語不用於限定元件或方法步驟的排他集合。相反，這樣的詞語只限定了本發明的特定實施方案中所包括的元件或方法步驟的最小集合。應當理解的是，本發明可按各種方式實現，且給出這一描述僅是為了舉例。

上面對本發明的各種實施方案的描述以描述的目的提供給本領域技術人員。這並不意味是窮舉的或將本發明限制為單個所公開的實施方案。如以上所提及的，通過上面教導，對本發明的各種可選形式和變化形式對本領域技術人員都是明顯的。因此，雖然已具體論述了一些替代實施方案，但其他實施方案對本領域技術人員而言將是明顯的或相對容易得出的。因此，本專利說明書旨在包括本文已經討論過的本發明的全部替代、修改和變型以及落在上述本發明的精神和範圍內的其他實施方案。

在本說明書中參照任何現有技術不是並且不應當被認為是承認或者以任何形式暗示這些現有技術在澳大利也或其他地方構成公共常識的一部分。