CN100576586C - 制造ⅲ族氮化物半导体元件的方法 - Google Patents

Abstract

本发明的目的是提供一种具有优良的静电放电特性和提高的可靠性的III族氮化物半导体元件的制造方法。在本发明的制造方法中，所述III族氮化物半导体元件在衬底上依次具有包括III族氮化物半导体的n型层、有源层以及p型层，其中在所述n型层的生长期间或/和之后并且在所述有源层的生长之前，减小所述半导体的生长速率。

Description

制造Ⅲ族氮化物半导体元件的方法

相关申请的交叉引用

本申请是基于35U.S.C.§111(a)提交的申请，根据35U.S.C.§119(e)(1)，要求根据35U.S.C.§111(b)于2005年4月15日提交的临时申请No.60/671,494和2005年5月23日提交的临时申请No.60/683,308的优先权。

技术领域

本发明涉及一种呈现优良的可靠性并且在例如发光二极管、激光二极管和光接收器件中所采用的III族氮化物半导体元件的制造方法。

背景技术

III族氮化物半导体具有直接跃迁能带结构和呈现对应可见光到紫外光的能量的带隙能量。由于这些特性，目前III族氮化物半导体用于制造发光器件，包括蓝光LED、蓝-绿光LED、紫外光LED和包含荧光物质并组合这样的氮化物半导体的白光LED。

由于下列原因，生长仅仅氮化物单晶本身被认为是困难的。例如，单晶的组成元素氮具有高的离解压力，所以在Czochralski方法中不能保持单晶的形式。

因此，通常通过金属有机化学气相淀积(MOCVD)制造III族氮化物半导体。在该技术中，将单晶衬底设置在设置在反应空间中的可加热的夹具上，并且将原材料气体通入到衬底的表面上，由此在衬底上生长氮化物半导体单晶的外延膜。单晶衬底由例如蓝宝石或碳化硅(SiC)形成。然而，即使当直接在这样的单晶衬底上生产氮化物半导体单晶时，归因于在晶体的衬底与单晶之间的晶格失配，会在生长的氮化物半导体单晶膜中产生许多晶体缺陷；即外延膜不能呈现优良的结晶性。由于前述，已提出了几种用于在衬底与氮化物半导体单晶外延膜之间生长具有用于抑制晶体缺陷的产生的功能的层(即对应缓冲层的层)的方法，以便获得优良的结晶性的外延膜。

在一个典型的方法中，将有机金属原材料和氮源同时通入到400至600℃温度下的衬底上，由此形成低温缓冲层；在增加的温度下热处理(即结晶化)如此形成的缓冲层；以及在产生的缓冲层上外延地生长目标氮化物半导体单晶(参见日本公开专利申请(kokai)No.2-229476)。另外，还提出了一种方法，该方法包括将细III族金属颗粒淀积到衬底上的第一步骤；在包含氮源的气氛中氮化细颗粒的第二步骤；以及在如此氮化的细颗粒上生长目标III族氮化物半导体单晶的第三步骤(参见国际公开WO02/17369)。这样的方法可以制造呈现较优良结晶性的氮化物半导体单晶。

另外，为了进一步改进半导体元件的性能，已提出在有源层的生长期间或/和之后中断(interrupt)半导体的生长以便提高有源层的结晶性并使有源层的厚度均匀(例如参见日本公开专利申请(kokai)No.2001-57442和日本公开专利申请(kokai)No.2003-218034)。

例如，用于评价半导体发光器件性能的重要要素为发射波长、发射强度和在施加额定电流下的正向电压、以及器件的可靠性。用于确定这样的可靠性的关键指标是静电放电特性。近年来，在电子工业中已出现对呈现优良的静电放电特性的半导体发光器件的需求。

发明内容

本发明的目标是提供一种具有优良静电放电特性和提高的可靠性的III族氮化物半导体元件的制造方法。

本发明提供下列各项。

(1)一种在衬底上依次具有包括III族氮化物半导体的n型层、有源层以及p型层的III族氮化物半导体元件的制造方法，其中，在所述n型层的生长期间或/和之后并且在所述有源层的生长之前，减小所述半导体的生长速率。

(2)根据以上(1)的III族氮化物半导体元件的制造方法，其中所述III族氮化物半导体的减小的生长速率小于1μm/hr。

(3)根据以上(2)的III族氮化物半导体元件的制造方法，其中中断所述半导体的生长(减小的生长速率为0)。

(4)根据以上(3)的III族氮化物半导体元件的制造方法，其中在所述中断期间的气氛包括氮源和载体气体。

(5)根据以上(1)至(4)中的任何一项的III族氮化物半导体元件的制造方法，其中所述n型层包含n型接触层和n型覆盖层，并且所述n型覆盖层包含In。

(6)根据以上(5)的III族氮化物半导体元件的制造方法，其中在所述n型覆盖层的生长之前减小所述半导体的生长速率。

(7)根据以上(6)的III族氮化物半导体元件的制造方法，其中在所述n型接触层的生长之后并且在所述n型覆盖层的生长之前，中断所述半导体的生长。

(8)根据以上(1)至(7)中的任何一项的III族氮化物半导体元件的制造方法，其中用于减小所述生长速率的时长不小于30秒并且不大于4小时。

(9)根据以上(1)至(8)中的任何一项的III族氮化物半导体元件的制造方法，其中在其中所述半导体的生长速率被减小的减小的生长速率层(reduced-growth-rate layer)的厚度不大于100nm。

(10)根据以上(1)至(9)中的任何一项的III族氮化物半导体元件的制造方法，其中在减小的生长速率期间的衬底温度不低于在减小所述生长速率之前即刻的所述n型层的生长过程中的衬底温度。

(11)根据以上(1)至(10)中的任何一项的III族氮化物半导体元件的制造方法，其中在所述减小的生长速率期间所述衬底温度为900至1400℃。

(12)根据以上(1)至(11)中的任何一项的III族氮化物半导体元件的制造方法，其中载体气体为含氢的气体。

(13)根据以上(1)至(12)中的任何一项的III族氮化物半导体元件的制造方法，氮源的流动速率为1至20升/分钟。

(14)一种通过根据以上(1)至(13)中的任何一项的制造方法制造的III族氮化物半导体元件。

(15)一种III族氮化物半导体发光器件，其中根据以上(14)的所述III族氮化物半导体元件具有在所述n型层上的负电极和在所述p型层上的正电极。

根据本发明获得具有优良的静电放电特性和提高的可靠性的III族氮化物半导体发光器件，其中，作为本发明的基本特征，在n型层的生长期间或/和之后并且在有源层的生长之前，减小半导体的生长速率。

不清楚为何可以通过在n型层的生长期间或/和之后并且在有源层的生长之前减小半导体的生长速率来提高所述静电放电特性。然而，假设通过减小所述半导体的生长速率平整先前形成的所述n型层的表面，因此，提高了其后形成的半导体层的结晶性。然而，本发明不局限于该构思。

附图说明

图1是示出了典型的III族氮化物半导体发光器件的截面结构的示意图；

图2是示出了在实例1中制造的本发明的III族氮化物半导体发光器件的截面结构的示意图。

具体实施方式

对于III族氮化物半导体发光元件，结构是公知的，其中如图1中所示，在衬底1上依次晶体生长缓冲层2、n型层3、有源层4以及p型层5；通过蚀刻部分地去除有源层4和p型层从而暴露n型层；以及在剩余的p型层5上形成正电极10，在暴露的n型层3上形成负电极20。可以不受限制地将根据本发明的制造方法用于具有上述结构的III族氮化物半导体发光器件。

至于衬底，公知氧化物单晶例如蓝宝石单晶(Al₂O₃；A面、C面、M面、R面)、尖晶石单晶(MgAl₂O₄)、ZnO单晶、LiAlO₂单晶、LiGaO₂单晶或MgO单晶、Si单晶、SiC单晶、GaAs单晶、AlN单晶、GaN单晶、硼化合物单晶例如ZrB₂等作为衬底材料。在本发明中，可以不受限制地使用包括上述公知的衬底材料的任何衬底材料。在这些材料之中，优选蓝宝石单晶和SiC单晶。衬底的平面方向不受限制。衬底的晶体平面可以朝特定的晶体平面倾斜或者不倾斜。

在衬底上，通过如在上述的日本公开专利申请(kokai)No.2-229476和国际公开WO 02/17369中所公开的缓冲层，通常堆叠包括III族氮化物半导体的n型层、有源层以及p型层。依赖于使用的衬底或外延层的生长条件，缓冲层可以不是必需的。

许多的III族氮化物半导体是公知的，例如通过通用公式Al_XGa_YIn_ZN_1-AM_A(0≤X≤1，0≤Y≤1，0≤Z≤1并且X+Y+Z＝1，其中M代表不同于氮(N)的V族元素，并且0≤A＜1)表示的那些III族氮化物半导体，并且根据本发明，可以不受限制地使用包括上述公知的III族氮化物半导体的通过通用公式Al_XGa_YIn_ZN_1-AM_A(0≤X≤1，0≤Y≤1，0≤Z≤1并且X+Y+Z＝1，其中M代表不同于氮(N)的V族元素，并且0≤A＜1)表示的III族氮化物半导体。

除了Al、Ga和In之外，III族氮化物半导体还可以包含的其它III族元素，以及如果需要，还可以包括元素例如Ge、Si、Mg、Ca、Zn、Be、P、As以及B。它们不局限于有意地增加的元素，并且可以是依赖于膜形成条件等的不可避免的杂质或在起始材料和反应器材料中包含的痕量杂质。

对于III族氮化物半导体的生长方法不存在的特别的限制，可以应用生长III族氮化物半导体的任何公知的方法，例如MOCVD(金属有机化学气相淀积)、HVPE(混合气相外延)。从膜厚度控制和生产率的观点出发，优选MOCVD。在MOCVD中，使用氢气(H₂)或氮气(N₂)作为载体气体，使用三甲基镓(TMGa)或三乙基镓(TEGa)作为Ga源(III族材料)，使用三甲基铝(TMAl)或三乙基铝(TEAl)作为Al源(III族材料)，使用三甲基铟(TMIn)或三乙基铟(TEIn)作为In源(III族材料)，使用氨气(NH₃)或肼(N₂H₄)作为N源(V族材料)。所使用的用于n型层的掺杂剂可以是作为Si源的甲硅烷(SiH₄)或乙硅烷(Si₂H₆)以及作为Ge源的锗烷气体(GeH₄)或有机锗化合物例如四甲基锗((CH₃)₄Ge))或四乙基锗((C₂H₅)₄Ge)。在MBE中，可以利用元素锗作为掺杂源。对于p型层，例如使用双环戊二烯基镁(Cp₂Mg)或二(乙基环戊二烯基)镁((EtCp)₂Mg)作为Mg源。

N型层通常由底层(undercoat)、n型接触层和n型覆盖层构成。N型接触层还可以作为底层和/或n型覆盖层。底层优选地由Al_XGa_1-XN层(0≤X≤1，优选地0≤X≤0.5，更优选地0≤X≤0.1)构成。其厚度优选地为至少0.1μm，较优选地至少0.5μm以及更优选地至少1μm。在该范围的厚度将趋向产生具有满意的结晶性的Al_XGa_1-XN层。对于本发明的目的，没有特别的限制底层的厚度上限。

可以使用在1×10¹⁷-1×10¹⁹/cm³范围内的n型杂质掺杂该底层，但是从保持令人满意的结晶性的观点来看优选未掺杂的层(＜1×10¹⁷/cm³)。对于n型杂质不存在特别的限制，并且作为实例在这里提及Si、Ge和Sn，在其中优选Si和Ge。

用于生长底层的生长温度优选为800-1200℃并更优选1000-1200℃。在该生长温度范围内的生长将导致令人满意的结晶性。将MOCVD外延反应器中的压力调整到15-40kPa。

与底层相似，n型接触层优选地由Al_XGa_1-XN层(0≤X≤1，优选0≤X≤0.5，更优选地0≤X≤0.1)构成。从保持与负电极的令人满意的欧姆接触、控制开裂的产生和保值满意的结晶性的观点来看，优选地使用n型杂质掺杂n型接触层，优选n型杂质浓度为1×10¹⁷-1×10¹⁹/cm³以及更优选1×10¹⁸-1×10¹⁹/cm³。对于n型杂质不存在特别的限制，并且作为实例在这里提及Si、Ge和Sn，在其中优选Si和Ge。生长温度相似于底层的生长温度。

包括底层和n型接触层的III族氮化物半导体优选地具有相同的成分，并且优选将总厚度设定在1-20μm的范围内，更优选2-15μm以及最优选3-12μm。从保持满意的结晶性观点来看优选在该范围内的厚度。

因为n型覆盖层可以填充n型接触层的最外表面的变形的平面度，优选在n型接触层与发光层之间设置n型覆盖层。n型覆盖层可以由AlGaN、GaN、GaInN等形成。还可以形成作为异质结的超晶格结构或这些结构的多重叠层。当使用GaInN时，其自然地优选具有大于发光层的GaInN的带隙。

不特别地限制n型覆盖层的厚度，但是优选0.005-0.5μm和更优选0.005-0.1μm。n型覆盖层的n型掺杂浓度优选为1×10¹⁷-1×10²⁰/cm³并更优选为1×10¹⁸-1×10¹⁹/cm³。从保持满意的结晶性和减小器件的工作电压的观点来看优选在该范围内的掺杂浓度。

在生长n型层期间或者在生长n型层之后并且在生长有源层之前，减小半导体的生长速率。可以不只一次地实施生长速率的减小。对于底层、n型接触层和n型覆盖层中的任何一者可以实施生长速率的减小。如果n型覆盖层包含In，优选在生长n型接触层期间或之后并且在生长n型覆盖层之前实施生长速率的减小，因为如果增加了衬底温度，在减小生长速率期间可以分解和升华在n型覆盖层中的In。

减小的生长速率优选小于1μm/hr。如果减小的生长速率不小于1μm/hr，不能获得提高表面平面度的效果。减小的生长速率更优选不大于0.7μm/hr，并且最优选不大于0.5μm/hr。注意到，在本发明中，减小的生长速率的实例包括0。即使减小的速率为0，也可以获得本发明的优点。在该情况下，半导体的生长速率的减小意味着半导体生长的中断。事实上，如果设置生长速率为0，那么半导体生长被中断，可以获得更为优良的静电放电特性。

可以使用用于减小生长速率的任何方法。方法的实例包括减小III族原材料的量，过度地增加生长温度，增加载体气体的流动速率等等。在这些之中，优选使用减小III族材料的量。然而，如果减少氮源，可以分解先前已生长的半导体。因此，优选在减小生长速率期间连续供应高于某一水平的氮源。氮源例如NH₃的流动速率优选为1至20升/min。如果氮源的流动速率不大于1升/min，可以分解先前生长的半导体。如果氮源的流动速率大于20升/min，那么优点的差异变小，并且只是增加了成本。氮源的流动速率更优选3至18升/min和最优选5至15升/min。相对于载体气体的流动速率比率优选小于1，更优选小于2/3，最优选小于1/2。

相似地，优选通过停止供应III族原材料实施生长中断。同时，也可减少氮源。然而，如果减少氮源，可以分解先前生长的半导体。因此，在中断生长期间优选连续供应氮源。以上已提及氮源例如NH₃的流动速率。

载体气体优选为与n型层的普通生长相同方式的H₂和N₂的混合气体。因为可以提高将形成的半导体的结晶性，优选富H₂的气体(即，H₂相对N₂的流动速率比率大于1)。H₂相对N₂的流动速率比率更优选大于1.5并更优选大于2。

简而言之，优选通过连续流动载体气体和氮源以及减小III族原材料的量来实施半导体生长速率的减小。

优选保持减小生长速率期间的衬底温度不低于在减小生长速率之前即刻的n型层的生长过程中的衬底温度。如果在减小生长速率期间的衬底温度低于在减小生长速率之前即刻的n型层的生长过程中的衬底温度，那么将会很少地改善静电放电特性。在减小生长速率期间的衬底温度优选为900℃至1400℃。如果衬底温度小于900℃，那么会较少改善静电放电特性。如果衬底温度大于1400℃，将劣化先前生长的半导体层的结晶性或者减小先前生长的半导体层的表面平面度，由此导致在其上形成的半导体层的结晶性恶化。

在其中半导体的生长速率被减小的减小的生长速率层的厚度优选不大于100nm。如果以大于100nm的厚度实施生长，会减小生产率并且不可以期望静电放电特性的进一步提高。减小的生长速率层的厚度更优选不大于75nm和最优选不大于50nm。如上所述，注意到本发明的减小的生长速率的实例包括0，和在此情况下减小的生长速率层的厚度为0。

用于减小半导体的生长速率的时长(time period)优选为30秒至4小时。如果该时长小于30秒，难以改善静电放电特性。如果实施生长速率的减小大于4小时，则减小生产率并且不能期望静电放电特性的进一步提高。用于减小半导体的生长速率的时长更优选5分钟至1小时30分钟，并且最优选15分钟至1小时。

至于堆叠在n型层上的有源层，在本发明中通常采用III族氮化物半导体且优选采用III族氮化物半导体Ga_1-sIn_sN(0＜s＜0.4)。不特别地限制有源层的厚度，但是由量子效应获得的厚度即临界膜厚度，是适合的，并且例如该厚度优选为1-10nm并且更优选为2-6nm。从发射输出的观点来看，优选在该范围内的厚度。如上所述，有源层可以具有单量子阱(SQW)结构，或者包括上述的Ga_1-sIn_sN作为阱层并具有大于阱层的带隙能量的Al_cGa_1-cN(0＜c＜0.3且b＞c)势垒层。也可以使用杂质掺杂阱层和势垒层。

为了获得满意的结晶性，Al_cGa_1-cN势垒层的生长温度优选为至少700℃的温度且更优选地为800-1100℃。优选在600-900℃且更优选在700-900℃下生长GaInN阱层。也就是，为了获得满意的MQW结晶性，优选地在各层之间变化生长温度。

通常p型层由p型覆盖层和p型接触层组成。p型接触层还可以作为p型覆盖层。不特别地限制p型覆盖层只要p型覆盖层具有大于有源层的带隙能量的成分并能够将载流子限制在有源层中，但是p型覆盖层优选为Al_dGa_1-dN(0＜d≤0.4，优选地0.1≤d≤0.3)。从将载流子限制在有源层中的观点来看，优选由这种AlGaN组成的p型覆盖层。不特别地限制p型覆盖层的厚度，但是优选为1-400nm且更优选地为5-100nm。p型覆盖层的p型掺杂浓度优选为1×10¹⁸-1×10²¹/cm³并且更优选为1×10¹⁹-1×10²⁰/cm³。在该范围内的p型掺杂浓度将产生满意的p型晶体而不会降低结晶性。

p型接触层是至少包括Al_eGa_1-eN(0≤e＜0.5，优选为0≤e≤0.2，更优选为0≤e≤0.1)的III族氮化物半导体层。从保持满意的结晶性和与正电极满意的欧姆接触的观点来看，优选在此范围内的Al组分。从保持满意的欧姆接触、防止开裂的产生和保持满意的结晶性的观点来看，优选1×10¹⁸-1×10²¹/cm³和特别地5×10¹⁹-5×10²⁰/cm³的p型掺杂浓度。不特别地限制p型杂质，但是例如Mg是优选的。也不特别地限制厚度，但是优选为0.01-0.5μm并且更优选为0.05-0.2μm。从发射输出的观点来看，优选在该范围内的厚度。

通过在本技术领域中使用的公知的方法，n型接触层和p型接触层分别具有负电极和正电极。每一个的结构可以是包括公知的结构的任何结构而没有任何限制。

因为本发明的III族氮化物半导体元件具有优良的静电放电特性，所以当使用该元件制造发光器件和光接收器件时提高了产量。提高了在其中安装使用上述技术制造的芯片的电子装置(例如，蜂窝电话、显示面板、仪表面板)和在其中安装电子装置的汽车、计算机、游戏控制台等等的可靠性。

实例：

现在将以通过实例和比较实例更为详细地解释本发明，应该理解这些实例决不限制本发明。

(实例1)

图2是示出了在该实例中制造的III族氮化物半导体发光器件的截面结构的示意图。

通过下列工序以常规低压MOCVD方法形成包括蓝宝石衬底1和依次堆叠在衬底1上的III族氮化物半导体层的堆叠结构。首先，将(0001)蓝宝石衬底1设置在将通过高频(RF)感应加热器加热到膜形成温度的高纯石墨(用于半导体)基座上。将设置在基座上的蓝宝石衬底设置在不锈钢制造的气相外延反应器中，使用氮气净化反应器。

在气相外延反应器中氮气通过8分钟之后，通过感应加热器加热衬底1超过10分钟从室温至600℃。当将衬底1保持在600℃时，使氢气和氮气在气相外延反应器中流动以便将反应器内部的压力调整到1.5×10⁴pa。通过允许衬底在此温度/压力条件下经受2分钟来热清洁衬底1的表面。在完成热清洁之后，停止供应氮气，但是连续地将氢气供应到反应器。

随后，在氢气中将衬底1加热到1120℃。在确认获得1120℃的恒定温度之后，将包含三甲基铝(TMA)蒸气的氢气供应到反应器8分钟30秒。通过该步骤，使供应的TMA与由在反应器内壁上的含氮的淀积物的分解而释放的N原子反应，从而在蓝宝石衬底1上淀积由具有几个纳米厚的氮化铝(AlN)薄膜构成的缓冲层2。停止将包含TMA蒸气的氢气供应到气相外延反应器中，从而完成AlN的生长。保持该条件4分钟，由此完全去除残留在反应器中的TMA蒸气。

随后，将氨气(NH₃)15升/分钟地供应到气相外延反应器中。在4分钟的递减之后，伴随着氨气流动将感应器温度减小到1040℃。在确认感应器温度为1040℃之后，稳定温度。然后，开始将三甲基镓(TMG)供应到气相外延反应器中，并且生长包括未掺杂的GaN的底层3a一个小时。确定底层3a的厚度为2μm。此时，使用H₂和N₂作为载体气体。H₂相对N₂的流动速率比率为5且总的流动速率为40升/分钟。

随后，将衬底的温度增加到1120℃并稳定。接着，供应四甲基锗((CH₃)₄Ge)18秒之后停止18秒。重复该循环100次。形成n型接触层3b，该n型接触层3b具有2.0μm的厚度并包括其中Ge的浓度周期地改变从而高Ge浓度层和低Ge浓度层被交替地堆叠的掺Ge的GaN。在整个n型层接触层中的平均载流子浓度为5×10¹⁸/cm³。

在n型接触层3b的生长之后，通过仅仅减小进入到气相外延反应器中的TMG和(CH₃)₄Ge的供应而没有改变生长温度、载体气体的流动速率和氨气的流动速率，以0.06μm/hr的生长速率生长其中生长速率被减小的减小的生长速率层3b′30分钟(即厚度为30nm)。

在生长减小的生长速率层3b′之后，在750℃的温度下堆叠包括未掺杂的In_0.03Ga_0.97N的n型覆盖层3c。使用三乙基镓(TEG)作为镓源和三甲基铟(TMI)作为铟源生长n型覆盖层3c。确定该层的厚度为18nm。

随后，将衬底1的温度设定为730℃并且在覆盖层3c上设置具有5循环结构的多量子阱结构有源层4，该5周期结构包含由GaN构成的六层势垒层4a和由In_0.25Ga_0.75N构成的五层阱层4b。在该多量子阱结构有源层4中首先设置势垒层4a并且其与n型覆盖层3c连接。

使用三乙基镓(TEG)作为镓源生长包括GaN的势垒层4a。该层具有8nm的厚度并且没有掺杂。使用三乙基镓(TEG)作为镓源和三甲基铟(TMI)作为铟源生长包括In_0.25Ga_0.75N的阱层4b。该层拥有2.5nm的厚度并且没有掺杂。

在多量子阱结构的有源层4上，形成包括使用镁(Mg)掺杂的Al_0.07Ga_0.93N的p型覆盖层5c。该层厚度为10nm。在p型覆盖层5c上，形成包括使用Mg掺杂的GaN的p型接触层5b。使用双环戊二烯基镁作为用于掺杂Mg的源。如此增加Mg以致在p型接触层5b中的正空穴的浓度为8×10¹⁷cm^-3。p型接触层5b的厚度为170nm。

在p型接触层5b的生长结束之后，停止向感应加热器供应电功率，允许将衬底1冷却降到室温超过约20分钟。当温度正在下降时，气相外延反应器的气氛仅由氮气组成。在已确认衬底1的温度已降到室温后，从气相外延反应器中取出堆叠的结构。在此刻，甚至在没有实施用于激活p型载流子(Mg)的退火的情况下，上述p型接触层5b已表现出p型导电性。

接下来，通过利用公知的光刻工序技术和普通的干法蚀刻技术，在形成负电极20的区域处暴露n型接触层3b中的包含高浓度的Ge原子的层。在包含高浓度的Ge原子的层的暴露的表面上，在其上形成层合钛和金(钛位于半导体侧)的负电极20。通过利用普通的真空蒸发方法和公知的光刻工序方法，在堆叠结构的剩余的p型接触层5b的整个表面上，通过从半导体侧连续地层合铂和金形成正电极10。

此后，将堆叠的结构切割成方形(350μm×350μm)的LED芯片，将每个芯片设置在引线框上，将金线接合到引线框以便允许器件工作电流从引线框流到LED芯片。

依靠通过引线框在负电极20和正电极10之间的正向电流的通路，在20mA的正向电流下芯片表现出3.5V的正向电压。发现在20mA的正向电流下蓝光发射带的发射峰值波长为460nm。通过典型的积分球确定的从芯片发射的光的发射强度为5mW。因此，成功地制造了获得高发射强度的III族氮化物半导体发光器件。

使用人体模型(HB模型)静电放电测量(ESD)显示在获得的发光器件的表面上的20个点中的所有20个点具有不小于2000V的静电击穿电压。

(实例2)

以与实例1相似的方式形成III族氮化物半导体的发光器件，除了在生长n型接触层3b之后完全停止进入到气相外延反应器的TMG和(CH₃)₄Ge的供应之外而没有改变生长温度、载体气体的流动速率和氨气的流动速率。因此，在本实例中不存在减小生长速率的层3b′。

以与在实例1相同的方法评价获得的发光器件。在20mA的正向电流下芯片表现出3.5V的正向电压。发现在20mA的正向电流下蓝光发射带的发射峰值波长为460nm。通过典型的积分球确定的从芯片发射的光的发射强度为5mW。因此，成功地制造了获得高发射强度的III族氮化物半导体发光器件。在静电放电测量(ESD)中，在获得的发光器件的表面上的20个点中的所有20个点具有不小于2000V的静电击穿电压。

(实例3)

以与实例2相似的方式形成III族氮化物半导体的发光器件，除了以下的不同：在n型接触层生长到总厚度的一半之后，即重复地进行包括供应四甲基锗((CH₃)₄Ge)18秒和中断供应18秒的每个循环，在50个循环之后，完全停止供应TMG和((CH3)₄Ge)进入到气体外延反应器内30分钟，而没有改变生长温度、载体气体的流动速率和氨气的流动速率。即，在这个实例中，在生长期间和在n型接触层3b的生长之后的即刻，中断半导体层的生长两次。

以与在实例1相同的方法评价获得的发光器件。在20mA的正向电流下芯片表现出3.5V的正向电压。发现在20mA的正向电流下蓝光发射带的发射峰值波长为460nm。通过典型的积分球确定的从芯片发射的光的发射强度为5.2mW。因此，成功地制造了获得高发射强度的III族氮化物半导体发光器件。在静电放电测量(ESD)中，在获得的发光器件的表面上的20个点中的所有20个点具有不小于2000V的静电击穿电压。

(比较实例)

除了紧接在n型接触层3b的生长之后减小衬底的温度到750℃并且实施n型覆盖层3c的生长之外，以与实例1相似的方式形成III族氮化物半导体的发光器件。

以与在实例1相同的方法评价获得的发光器件。在20mA的正向电流下芯片表现出3.5V的正向电压。发现在20mA的正向电流下蓝光发射的能带的发射峰值波长为460nm。通过典型的积分球确定的从芯片发射的光的发射强度为5mW。因此，成功地制造了获得高发射强度的III族氮化物半导体发光器件。然而在静电放电测量(ESD)中，在获得的发光器件的表面上的20个点中的只有3个点具有不小于2000V的静电击穿电压。

工业适用性：

如果将其应用到发光器件例如发光二极管或激光二极管以及光接收器件等，根据本发明的III族氮化物半导体元件可以制造具有优良的静电放电特性的稳定器件。因此，在工业中其具有极大的潜力。

Claims (12)

1.一种在衬底上依次具有包括III族氮化物半导体的n型层、有源层以及p型层的III族氮化物半导体元件的制造方法，其中，在所述n型层的生长期间，并且在所述有源层的生长之前，将所述半导体的生长速率减小到小于1μm/hr，其中用于减小所述生长速率的时长不小于30秒并且不大于4小时，在减小所述生长速率期间的所述衬底温度为900至1400℃。

2.根据权利要求1的III族氮化物半导体元件的制造方法，其中中断所述半导体的生长，即减小后的生长速率为0。

3.根据权利要求2的III族氮化物半导体元件的制造方法，其中在所述中断期间的气氛包括氮源和载体气体。

4.根据权利要求1的III族氮化物半导体元件的制造方法，其中所述n型层包含n型接触层和n型覆盖层，并且所述n型覆盖层包含In。

5.根据权利要求4的III族氮化物半导体元件的制造方法，其中在所述n型覆盖层的生长之前减小所述半导体的生长速率。

6.根据权利要求5的III族氮化物半导体元件的制造方法，其中在所述n型接触层的生长之后并且在n型覆盖层的生长之前，中断所述半导体的生长。

7.根据权利要求1的III族氮化物半导体元件的制造方法，其中利用所述减小到的生长速率所形成的半导体层的厚度不大于100nm。

8.根据权利要求1的III族氮化物半导体元件的制造方法，其中在减小所述生长速率期间的衬底温度不低于在减小所述生长速率之前即刻的所述n型层的生长过程中的衬底温度。

9.根据权利要求1的III族氮化物半导体元件的制造方法，其中在减小生长速率期间的气氛中包含的载体气体为含氢的气体。

10.根据权利要求1的III族氮化物半导体元件的制造方法，在减小生长速率期间的气氛中包含的氮源的流动速率为1至20升/分钟。

11.一种通过根据权利要求1至10中的任何一项的制造方法制造的III族氮化物半导体元件。

12.一种III族氮化物半导体发光器件，其中根据权利要求11的所述III族氮化物半导体元件具有在所述n型层上的负电极和在所述p型层上的正电极。

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