CN101073160A - 氮化物半导体发光器件及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
提供的氮化物半导体发光器件包括：第一氮化物半导体层，和在第一氮化物半导体层上形成的激活层，和在激活层上形成的掺杂“C”的第二氮化物半导体层。按照本发明，激活层的结晶度得到提高，并且光学功率和操作可靠性得到增强。
Description
技术领域
本发明涉及一种氮化物半导体发光器件及其制造方法，和一种可以增强光输出和工作可靠性的氮化物半导体发光器件及其制造方法。
背景技术
现在将对普通的氮化物半导体发光器件的示意性堆叠结构及其制造方法进行描述。
普通氮化物半导体发光器件提供为堆叠结构，该堆叠结构包括从较低侧顺序堆叠的衬底、缓冲层、n＝GaN层、有源层和p-GaN层。
详细地，为了使由于衬底例如蓝宝石衬底和n-GaN层的晶格常数和热膨胀系数的差异造成的晶体缺陷最小化，在低温下由非晶相的基于GaN的氮化物或者基于AlN的氮化物形成缓冲层。在高温下形成硅掺杂浓度为1018/cm3的n-GaN层作为第一电极接触层。其后，生长温度降低并形成有源层。接着，生长温度再次升高并且形成镁(Mg)掺杂的p-GaN层。
具有上述堆叠结构的氮化物半导体发光器件形成为p-/n-结结构，所述p-/n-结结构利用n-GaN层作为第一电极接触层和利用p-GaN作为第二电极接触层。
为了形成用作第二电极接触层的p-GaN层，利用氮化物半导体的p-/n-结发光器件使用Cp2Mg或者DMZn作为掺杂源。在DMZn的情况下，由于在p-GaN层中Zn处于“深能级”，并且具有非常高的激活能，因此当施加偏压时，作为载流子的空穴载流子浓度被限制为大约1×1017/cm3。因此，采用具有低激活能的Cp2Mg MO(金属有机的)作为掺杂源。
如果采用Cp2Mg为掺杂源来生长Mg掺杂的p-GaN层，载气NH3和从掺杂源分离出来的氢(H)气结合形成Mg-H复合物，其显示出大于～106Ω的高电阻绝缘特性。因此，为了在有源层中空穴与电子再结合过程期间能发射光，激活过程是必需的，以使复合物Mg-H键断裂。由于Mg掺杂的p-GaN层具有高电阻，因此如果没有任何改变其不能被使用。在N2，N2/O2的环境中，在600～800℃的温度下通过退火过程实施激活过程。但是，由于存在于p-GaN层中的Mg具有低激活效率，与作为第一电极接触层使用的n-GaN层相比，其具有相对高的电阻值。在实际环境中，激活过程之后p-GaN层中Mg的原子浓度为1019～1020/cm3，并且对纯载流子传导率起作用的空穴载流子浓度为1017～1018/cm3，其相当于最大103倍的差异。还报道了空穴迁移率为10cm2/vsec，这是非常低的值。由于保留在p-GaN层中的没有完全激活的Mg原子浓度，从有源层向表面发射的光被捕集，或者当施加高电流时，由于相对较高的电阻值产生热量，使得发光器件的寿命被缩短，从而对可靠性有致命的影响。
具体地，在采用倒装芯片技术的大尺寸/高功率1mm×1mm发光器件的情况下，由于施加远高于传统电流20mA的350mA电流，在p-/n-结面处产生的结温度高于100℃，这对于器件可靠性有致命的影响并且将来对于产品的应用产生限制。由电阻组分(resistance component)的增加以及由于电阻组分的增加引起的粗糙表面特性导致产生大量的热，其中所述电阻组分的增加是由于保留在用作第二电极接触层的p-GaN层中的没有被激活作为载流子的Mg原子浓度所引起。
同时，在上述p-/n-结发光器件中，用作第一电极接触层的n-GaN层可以轻易地在临界厚度内控制空穴浓度为5～6×1018/cm3，以确保与硅掺杂浓度相称的结晶度，所述硅掺杂浓度取决于SiH4或者Si2H6的流量的增加，同时在作为第二电极接触层的p-GaN层中，虽然增加Cp2Mg的流量以掺杂高于最大～1020/cm3的Mg原子，但基本用作载流子的空穴浓度被限制在1～9×1017/cm3范围内。最后，传统发光器件被制成具有不对称掺杂特征的p-/n-结结构。
因此，用作第二电极接触层的p-GaN层的低载流子浓度和高电阻组分导致发光效率减小。
为解决上述问题，已经推荐了一种常规方法，该方法通过使用具有良好透射和良好电流扩展以及低接触电阻的Ni/Au TM(透明薄金属)作为第二电极以增加光学功率。但是，当应用到大尺寸/高功率发光器件时，该常规方法严重影响了器件的可靠性。在采用GaN半导体的发光器件中这个问题仍旧没有解决。
发明内容
技术问题
为解决上述问题，本发明提供一种氮化物半导体发光器件及其制造方法，能增加光学功率和可靠性。
而且，本发明提供一种氮化物半导体发光器件及其制造方法，能解决由于Mg掺杂的p-GaN导致的光学功率和工作可靠性降低。
技术解决方案
为实现上述目标，提供一种氮化物半导体发光器件，包括：第一氮化物半导体层；在第一氮化物半导体层上形成的有源层；和在有源层上形成的“C”(碳)掺杂的第二氮化物半导体层
本发明的另外一个方面，提供一种氮化物半导体发光器件，包括：用作第一电极接触层的第一氮化物半导体层；在第一氮化物半导体层上形成的有源层；在有源层上形成的“C”(碳)掺杂的第二氮化物半导体层，和在“C”(碳)掺杂的第二氮化物半导体层上形成并用作第二电极接触层的第三氮化物半导体层。
本发明的另外一个方面，提供一种制造氮化物半导体发光器件的方法，该方法包括：在衬底上形成第一氮化物半导体层；在第一氮化物半导体层上形成有源层；和在有源层上形成“C”(碳)掺杂的第二氮化物半导体层。
有益效果
根据本发明，氮化物半导体发光器件有源层的结晶度可以增加，并且光学功率和可靠性也可以提高。
而且，p-GaN层的特性被改进以加强发光器件的发光效率和可靠性。
附图说明
本发明的精神通过附图将得到更清楚的理解。图中：
图1是按照本发明的氮化物半导体发光器件的截面图；
图2和3是表示在高生长温度下热离解的TMGa键合结构示意图，和具体地，图2是热离解前TMGa的化学式和图3是热离解后TMGa的化学式；和
图4是根据本发明的氮化物半导体发光器件中delta掺杂的氮化物半导体层的说明图。
具体实施方式
下文中，将参考附图对本发明的实施方案进行描述。
图1是根据本发明的氮化物半导体发光器件的截面图；
参考图1，根据本发明的氮化物半导体发光器件包括衬底201、缓冲层203、In掺杂的GaN层205、n-GaN层207、低摩尔In掺杂的GaN层或者低摩尔InGaN层209、有源层211、“碳(C)”掺杂的p-GaN层213和n-InGaN层215。
本发明中，在500～600℃的低生长温度下于衬底201上生长缓冲层203，例如，蓝宝石衬底。在这里，缓冲层203可以形成为AlInN/GaN的堆叠结构、InGaN/GaN的超晶格结构、InxGa1-xN/GaN的堆叠结构和AlxInyGa1-(x+y)N/InxGa1-xN/GaN的堆叠结构中的一种。
接着，在高生长温度下缓冲层203再结晶，并且在同样温度条件下In掺杂的GaN层205生长到小于2μm的厚度。其后，用作第一电极接触层的n-GaN层207生长为总厚度小于2μm的AlGaN/n-GaN超晶格层。
AlGaN/GaN超晶格层形成为超晶格结构，其包括具有20％Al组分的生长到厚度小于100的未掺杂AlGaN以及厚度小于300的硅(Si)掺杂的n-GaN层。而且，AlGaN/n-GaN超晶格层至少具有一个周期，所述一个周期由AlGaN层和n-GaN层组成并且形成的厚度小于400，并且通过重复生长所述一个周期来形成总厚度小于2μm的AlGaN/n-GaN超晶格层。另外，形成AlGaN/n-GaN超晶格层，使得每个AlGaN层和n-GaN层的厚度小于在相对较低温度下形成的缓冲层203，并且只有n-GaN层掺杂Si。
此外，为了增加有源层211的内部量子效率，在有源层生长前，生长低摩尔In掺杂的GaN层或者低摩尔InGaN层209作为应变控制层，该应变控制层能够控制有源层211的应变。生长低摩尔In掺杂的GaN层或者低摩尔InGaN层209，使得掺杂的铟含量低于5％。而且，生长低摩尔In掺杂的GaN层或者低摩尔InGaN层209，使得其厚度为100～300。
当有源层211发射具有所期望的波段的光时，具有一个周期的单量子阱或者多量子阱生长为InxGa1-xN(15～35％)/InyGa1-YN(低于5％)结构，所述一个周期由阱层/势垒层组成。虽然在图中未显示，但是在阱层和势垒层之间还可以形成原子水平的SiNx簇层，以增加有源层211的发光效率。
接着，增加生长温度以生长“C”掺杂的p-GaN层213。“C”掺杂的p-GaN层213的生长方式为本发明的特征，将在图2和图3中详细描述。
接着，用作第二电极接触层的n-InGaN层215生长为超梯度结构(supergrading structure)，其中铟含量随后被控制。
通过上面的制造过程，本发明中的氮化物发光器件形成n-/p-/n-结结构。在n-InGaN层215上形成的第二电极材料由n-InGaN层215的掺杂相或者能带隙差异来确定。然后，由于为了增加电流的扩展效应，n-InGaN层215具有超梯度结构，其中铟含量线性变化以控制能带隙，因此第二电极材料可以为透射性氧化物或者透射性电阻金属(transmissiveresistive metal)。第二电极材料的例子包括ITO、IZO(In-ZnO)、GZO(Ga-ZnO)、AZO(Al-ZnO)、AGZO(Al-GaZnO)、IGZO(In-GaZnO)、IrOx、RuOx、RuOx/ITO、Ni/IrOx/Au、Ni/IrOx/Au/ITO等等。
与传统的发光器件相比，具有上述结构的发光器件能增加30～50％的光学功率，并且它还能提高发光器件的工作可靠性。
在下文中，将参考图2～4说明“C”掺杂的p-GaN层213的生长过程。
图2和3是表示在高生长温度下热离解的TMGa键合结构示意图，具体地，图2是热离解前TMGa的化学式和图3是热离解后TMGa的化学式。
为了生长“C”掺杂的p-GaN层213，本发明利用用于生长GaN层的TMGa((CH)3Ga)作为掺杂源，代替用作p-型掺杂源的Cp2Mg或者DMZn。详细地，在高生长温度下，TMGa((CH)3Ga)源的热离解期间产生的“C”源被用作p-GaN层的掺杂源，以生长“C”掺杂的p-GaN层213。换句话说，如图3所示，可以看出，在高生长温度下，“C”源通过TMGa(三甲基镓)MO源热离解得到的化学式所产生。在p-GaN层生长期间产生的“C”源用作掺杂源。根据本发明的方法，与传统工艺相似，可根据Mg或者Zn掺杂来控制表面粗糙度，根本上防止俘获中心的出现，并且可以提供相对好品质的p-GaN层。在图3中，附图标记10代表“C”源。
为了实现本发明，应用“富Ga”技术，该技术减少超过10倍的包括用作生长GaN层的TMGa源和NH3源气体的V/III比率。这是因为在超过1000℃的高生长温度热离解期间，TMGa源产生“C”组分，但是作为N源引入的NH3气也被裂解产生残余的氢(H)气，并且进行C-H的再结合以形成副产物。因此，通过明显减少V/III比率即NH3源气体流量小于10倍，可增加掺杂“C”的效率。
如上所述，本发明使用“富Ga”生长技术，以利用TMGa MO源中的“C”作为p-型掺杂源，现在将更详细地描述。
当通常采用掺杂源，例如Cp2Mg或者DMZn时，NH3源气体同载气一起引入，在所述载气中混合H2、N2和H2/N2。由于H2气和N2气作为载体，并且在大于1000℃的高温下不被热离解，因此它们被排出而不形成副产物。然而，在NH3源气体的情况下，随着生长温度的增加，裂解效率增加产生大量氢气。因此，从TMGa分解出的“C”能容易地再结合为“C-H”。因此，热离解的H气成为形成传统Mg-H复合物或者Zn-H复合物的主要因素。因此，利用“C”作为掺杂源，引入几升到几十升的掺杂源的传统方法未能获得期望的掺杂效率。因此，使用V/III比率控制技术和delta掺杂技术，V/III比率控制技术最大可能地减少NH3源气体的量，例如，超过至少两倍并且明显增加TMGa源的量，delta掺杂技术明显增加超过两倍于传统方法的TMGa源的引入量，持续几秒钟或者几十秒钟。
图4是按照本发明在氮化物半导体发光器件中的delta掺杂氮化物半导体层的说明图。
如图4所示，在本发明中，调整TMGa源的剂量以周期性变化，从而形成P-GaN层，并且通过这么作，实施delta掺杂。
按照本发明的氮化物半导体发光器件的制造方法，通过新的生长技术基于未掺杂的GaN层来生长p-GaN层，以形成具有镜面的高品质p-GaN层。
“C”掺杂的p-GaN层213总厚度限制在50～3000范围内并且delta掺杂时间优选实施1～60秒。
虽然传统的Mg掺杂的p-GaN层被激活，Mg原子浓度为1019～1020/cm3，但是对发光有贡献的纯空穴载流子浓度为～3×1017/cm3。因此，最大103/cm3的过量Mg原子存在于层中。这些过量的Mg原子扩散到Mg-H复合物或者有源层中，并且当施加偏压时，作为电阻组分和载流子俘获中心，以减少内部量子效率，因而减少光学功率。为解决上述问题，本发明有效地抑止上述问题，增强内部量子效率和增加光学功率。
下文中，将会更详细地描述氮化物半导体发光器件制造方法的实施方案。
首先，在本发明中，在高温下仅仅将H2载气提供到蓝宝石衬底201上以清洗蓝宝石衬底。其后，在降低生长温度到540℃的步骤中，引入NH3源气体以实施蓝宝石衬底的氮化，例如持续10分钟。
接着，具有1stAlInN/1stGaN/2nd AlInN/2ndGaN结构的缓冲层203生长到厚度大约500。然后，在6分钟内将生长温度增加至1060℃，低温缓冲层203在NH3源气体和H2载气的混合物环境中重结晶2分钟，并且在同样的生长温度下，生长厚度大约2μm的掺杂铟的单晶GaN层205。
接着，生长温度降到1030℃，并且含10％的Al组分的未掺杂AlGaN层和重掺杂Si的n-GaN层分别生长到厚度为50和250。此时，Al含量可在0.05～0.3范围内(1对应于100％)。未掺杂的AlGaN层和重掺杂Si的n-GaN层可以形成10～200的厚度。因此，AlGaN/n-GaN的超晶格结构包括40个周期，其中每个周期形成的厚度为300，并且其AlGaN/n-GaN的超晶格结构生长的总厚度为1μm，并且用作第一电极接触层207。此时，n-GaN层的Si掺杂浓度可为1～9×1018/cm3。
据报道，具有AlGaN/n-GaN超晶格结构的第一电极接触层的空穴迁移率和浓度分别为450cm2/V sec和2×1018/cm3，比现有的具有同样厚度和Si掺杂浓度的n-GaN层要高1.5～2倍。
而且，为了调整有源层的应变，具有5％铟含量(波长：480nm)的低摩尔In掺杂的InGaN层或者低摩尔InGaN层209在750℃下生长为300的厚度。在2英寸的蓝宝石衬底上，以具有均匀轮廓的“螺旋生长模式”有目的地控制低摩尔In掺杂的InGaN层或者低摩尔InGaN层209。接着，在同样的生长温度下，生长有源层211，该有源层211具有未掺杂硅的InGaN/InGaN结构的单量子阱(SQW)。在有源层211中，势垒层具有低于5％的铟含量以及约200的厚度。
接着，生长温度增加到1000℃以生长厚度为0.1μm的“C”掺杂的p-GaN层213。“C”掺杂的p-GaN层通过delta掺杂生长，其中未掺杂的GaN层生长为500～100的厚度以保护初始有源层的粗糙表面，并且与传统的生长方法相比，V/III比率降低超过十倍，使得抑止在高温下由NH3源气体离解而出现一定量的氢(H基)，以脉冲形式引入超过两倍的TMGa MO源。此时，载气H2的剂量是一样的。通过TMGa脉冲引入，利用一个周期的未掺杂的GaN层和掺杂的GaN层，“C”掺杂的p-GaN层213生长至0.1μm的总厚度。
接着，生长温度再次被降到800℃，并且在NH3源气体和N2载气的混合气体环境中，Si掺杂的n-GaN层215生长为50的厚度。n-GaN层215用作第二电极接触层且设计为具有超梯度结构，其中控制铟含量从而整体上控制能带隙(Eg)特征。因此形成的发光器件具有常见的npn结结构。
同时，与利用GaAs、InAlGaAs、InGaPIII-V化合物半导体的“C”MO源的传统生长方法不同，本发明的p-GaN层生长方法是利用在TMGa MO源中包含的“C”的生长方法。该晶体生长方法可实质解决传统生长方法的以下问题：当Cp2Mg MO源被用作GaN层的掺杂源时，形成粗糙表面；作为纯载流子的空穴载流子浓度低；由于保留在GaN层中Mg或者Mg-H复合物未被激活，产生了捕集从有源层中发射的光的俘获中心；和高存在电阻组分。
本发明的方式
作为包括在本发明精神中的另一实施方案，下面的方法也是可行的。
首先，在p-GaN层213的生长过程中，使用二甲基肼(UDMHy)MO源，其中“N”由MO源形成，来替代引入NH3源气体以形成“N”源的传统方法，从而有效地控制V/III比率。
而且，厚度为1～4μm的Si-In共掺杂的n-GaN层可用作第一电极接触层207。
另外，虽然本实施方案推荐具有npn-SG结构的发光器件，但是掺杂“C”的p-GaN层可直接用作第二电极接触层并且因此本发明的氮化物半导体发光器件也可以用作普通的np结氮化物半导体发光器件。
工业适用性
按照本发明提供的氮化物半导体发光器件及其制造方法，构成氮化物半导体发光器件的有源层的结晶度可以提高，并且光学功率和可靠性也可以增强。
而且，本发明显著地解决了p-GaN层的生长方法，并且可根本地解决由于高电阻组分所引起的降低光学功率的问题，其中所述高电阻组分由保留在现有Mg掺杂的GaN层上以及Mg掺杂的GaN层中未被激活的Mg或者Mg-H复合物所导致。
另外，在引入以生长氮化物半导体化合物的TMGa MO源中的“C”被用作掺杂源，并且具有非常低表面粗糙度、镜面和高品质结晶度的未掺杂的GaN生长方法仍被用以防止在有源层和p-GaN层之间的边界处发生的光学功率降低的现象。
此外，由于采用了delta掺杂生长技术，该技术能瞬间引入超过两倍的TMGa源气体，因此在“C”掺杂的p-GaN的生长过程期间，可有效地抑止通过在高温下热离解NH3产生的H基。
Claims (38)
1.一种氮化物半导体发光器件，包含：
第一氮化物半导体层；
在所述第一氮化物半导体层上形成的有源层；和
在所述有源层上形成的“C(碳)”掺杂的第二氮化物半导体层。
2.根据权利要求1的氮化物半导体发光器件，其中所述第一氮化物半导体层是第一电极接触层。
3.根据权利要求1的氮化物半导体发光器件，其中所述“C”掺杂的第二氮化物半导体层是第二电极接触层。
4.根据权利要求1的氮化物半导体发光器件，还包含：
衬底；
在所述衬底上形成的缓冲层；和
在所述缓冲层上形成铟掺杂的氮化物半导体层，其中在所述第一氮化物半导体层下顺序形成所述衬底、所述缓冲层和所述铟掺杂的氮化物半导体层。
5.根据权利要求4的氮化物半导体发光器件，其中所述缓冲层具有选自AlInN/GaN的堆叠结构、InGaN/GaN的超晶格结构、InxGa1-xN/GaN的堆叠结构、和AlxInyGa1-(x+y)N/InxGa1-xN/GaN的堆叠结构的结构。
6.根据权利要求1的氮化物半导体发光器件，其中所述第一氮化物半导体层形成为AlGaN/n-GaN的超晶格结构或Si和In掺杂的n-GaN层并堆叠至少一次。
7.根据权利要求6的氮化物半导体发光器件，其中所述AlGaN/n-GaN的超晶格结构具有250～500的一个周期性厚度。
8.根据权利要求6的氮化物半导体发光器件，其中构成所述第一氮化物半导体层的所述AlGaN层是未掺杂层并且形成10～200的厚度，并且具有0.05～0.3(1对应于100％)的Al组分。
9.根据权利要求6的氮化物半导体发光器件，其中所述Si和In掺杂的n-GaN层具有1～9×1018/cm3的掺杂浓度和1～4μm的厚度。
10.根据权利要求1的氮化物半导体发光器件，其中所述“C”掺杂的第二氮化物半导体层包含未掺杂的GaN层和“C”掺杂的p-GaN层，所述“C”掺杂的p-GaN层通过其中TMGa MO源的剂量是变化的delta掺杂形成，一对所述未掺杂的GaN层和所述“C”掺杂的p-GaN层形成一个周期，并且所述“C”掺杂的第二氮化物半导体层重复生长至少一个周期。
11.根据权利要求1的氮化物半导体发光器件，其中当所述“C”掺杂的p-GaN层生长时，所述TMGa MO源的剂量增加超过两倍。
12.根据权利要求10的氮化物半导体发光器件，其中当引入所述“C”掺杂的第二氮化物半导体层的源时，进一步引入NH3，并且当“C”掺杂的p-GaN层生长时，NH3的引入量减少超过两倍。
13.根据权利要求1的氮化物半导体发光器件，其中所述“C”掺杂的第二氮化物半导体层包含通过delta掺杂生长的“C”掺杂的p-GaN层，在所述delta掺杂中至少改变TMGa MO源的剂量。
14.根据权利要求1的氮化物半导体发光器件，其中通过TMGa MO源的热离解产生掺杂到所述“C”掺杂的第二氮化物半导体层中的碳。
15.根据权利要求1的氮化物半导体发光器件，其中所述“C”掺杂的第二氮化物半导体层总厚度为50～3000。
16.根据权利要求1的氮化物半导体发光器件，还包含在所述第一氮化物半导体层和所述有源层之间形成并且具有1～5％铟含量的低摩尔氮化物半导体层。
17.根据权利要求1的氮化物半导体发光器件，其中所述有源层形成为由阱层和势垒层组成的单量子阱层或者多量子阱层，并且在所述阱层和所述势垒层之间还形成SiNx簇层。
18.根据权利要求1的氮化物半导体发光器件，还包含在所述“C”掺杂的第二氮化物半导体层上形成用作第二电极接触层的第三氮化物半导体层。
19.根据权利要求18的氮化物半导体发光器件，其中所述第三氮化物半导体层由具有SG(超梯度)结构的n-InGaN层形成，在所述SG结构中铟含量逐渐变化。
20.根据权利要求18的氮化物半导体发光器件，还包含在所述第三氮化物半导体层上形成的透明电极。
21.根据权利要求20的氮化物半导体发光器件，其中所述透明电极由选自ITO、IZO(In-ZnO)、GZO(Ga-ZnO)、AZO(Al-ZnO)、AGZO(Al-Ga ZnO)、IGZO(In-GaZnO)、IrOx、RuOx、RuOx/ITO、Ni/IrOx/Au和Ni/IrOx/Au/ITO中的一种形成。
22.一种氮化物半导体发光器件，包含：
用作第一电极接触层的第一氮化物半导体层；
在所述第一氮化物半导体层上形成的有源层；
在所述有源层上形成的“C”掺杂的第二氮化物半导体层；和
在所述“C”掺杂的第二氮化物半导体层上形成并用作第二电极接触层的第三氮化物半导体层。
23.根据权利要求22的氮化物半导体发光器件，其中所述“C”掺杂的第二氮化物半导体层包含未掺杂的GaN层和“C”掺杂的p-GaN层，所述“C”掺杂的p-GaN层通过其中TMGa Mo源的剂量是变化的delta掺杂形成，一对所述未掺杂的GaN层和所述“C”掺杂的p-GaN层形成一个周期，并且所述“C”掺杂的第二氮化物半导体层重复生长至少一个周期。
24.根据权利要求23的氮化物半导体发光器件，其中当所述“C”掺杂的p-GaN层生长时，所述TMGa MO源的剂量增加超过两倍。
25.根据权利要求23的氮化物半导体发光器件，其中当引入所述“C”掺杂的第二氮化物半导体层的源时，进一步引入NH3，并且当所述“C”掺杂的p-GaN层生长时，NH3的引入量减少超过两倍。
26.根据权利要求22的氮化物半导体发光器件，其中所述“C”掺杂的第二氮化物半导体层包含通过delta掺杂生长的“C”掺杂的p-GaN层，在所述delta掺杂中至少改变TMGa MO源的剂量。
27.根据权利要求22的氮化物半导体发光器件，其中通过TMGa MO源的热离解产生掺杂到所述“C”掺杂的第二氮化物半导体层中的碳。
28.根据权利要求22的氮化物半导体发光器件，其中所述“C”掺杂的第二氮化物半导体层总厚度为50～3000。
29.一种制造氮化物半导体发光器件的方法，所述方法包括：
在衬底上形成第一氮化物半导体层；
在所述第一氮化物半导体层上形成有源层；和
在所述有源层上形成“C”掺杂的第二氮化物半导体层。
30.根据权利要求29的方法，还包括：
在所述衬底上形成缓冲层；和
在所述缓冲层上形成铟掺杂的氮化物半导体层。
31.根据权利要求29的方法，还包括在所述“C”掺杂的第二氮化物半导体层上形成第三氮化物半导体层。
32.根据权利要求31的方法，其中所述第三氮化物半导体层由具有SG(超梯度)结构的n-InGaN层形成，所述SG结构中铟含量逐渐变化。
33.根据权利要求29的方法，其中所述第一氮化物半导体层形成为AlGaN/n-GaN的超晶格结构或Si和In掺杂的n-GaN层并堆叠至少一次。
34.根据权利要求29的方法，其中所述“C”掺杂的第二氮化物半导体层包含至少一对未掺杂的GaN层和“C”掺杂的p-GaN层，所述“C”掺杂的p-GaN层通过其中TMGa MO源的剂量是变化的delta掺杂而形成。
35.根据权利要求34的方法，其中在形成所述“C”掺杂的第二氮化物半导体层中，使用NH3和二甲基肼(UDMHy)MO作为N源。
36.根据权利要求34的方法，其中在生长所述“C”掺杂的p-GaN层中，C源的剂量增加超过两倍并且N源的剂量减少超过两倍。
37.根据权利要求29的方法，还包括在所述第一氮化物半导体层和所述有源层之间形成并具有1～5％的铟含量的低摩尔氮化物半导体层。
38.根据权利要求29的方法，其中通过TMGa Mo源热离解产生掺杂到所述“C”掺杂的第二氮化物半导体层中的“C”原子。
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