CN1082255C - 化合物半导体发光器件及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

一种化合物半导体发光器件包括：GaAs衬底；形成在衬底上的包括GaN的缓冲层，其厚度为10nm至80nm；形成在缓冲层上的包括AlGaN(0≤x＜1)的外延层；位于缓冲层和外延层之间的界面上的极薄的平面；形成在外延层上的发光层；以及形成在发光层上的覆盖层。在第一温度下通过有机金属氯化物气相外延形成缓冲层，而在高于第一温度的第二温度下通过有机金属氯化物气相外延形成外延层。最好包括InGaN(0＜y＜1)的发光层掺有Mg。

Description

化合物半导体发光器件及其制备方法
本发明涉及化合物半导体发光器件及其制备方法，更具体地说，涉及采用GaAs、GaP、InAs或InP衬底的GaN化合物半导体发光器件及其制备方法。
图5是采用蓝宝石衬底的蓝和绿发光器件(LED)的结构的剖面图，该结构在例如1994年十月的Nikkei Science第44页中作了说明，现已投入市场。
参照图5，在这一蓝和绿发光器件中，在外延晶片上顺序形成覆盖层14、发光层15、覆盖层16和GaN外延层17，外延晶片是由蓝宝石衬底11形成的，氮化镓(GaN)缓冲层12形成在衬底11上，六角GaN外延层13形成在DaN缓冲层12上，同时电阻性电极18和19分别形成在GaN外延层和17上。在该蓝和绿发光器件中，采用GaN缓冲层12减小蓝宝石衬底1和GaN外延层13的晶格常数之间的差异导致的畸变。
参照图5，这一蓝和绿发光器件采用绝缘蓝宝石作为衬底11的材料，因此为了制备形成有电极的器件，必须在相同的表面形成两类电极。于是，必须至少进行两次光刻成形，并且必须通过活性离子蚀刻对氮化物层进行蚀刻，这需要复杂的加工步骤。此外，由于蓝宝石很硬，所以很难在单元隔离的情况下对衬底进行处理。另外，在应用发光器件时，由于蓝宝石是不可分离的，所以蓝宝石衬底的缺点是不能应用于具有由分离平面确定的光谐振器的激光二极管。
另一方面在常规的生长方法中，生长温度如此之高，以致于在作为活化层的InGaN层中不能得到高的In组分，因此难于制备蓝和绿发光器件。此外，不可避免地需要引入作为发射中心的锌(Zn)，这导致器件应用中的技术问题，如发射波长宽，全彩色显示的性能下降。
为此，已经尝试采用导电的GaAs作为衬底材料，以代替具有上述缺点的蓝宝石。然而，当由GaAs制备衬底时，在与采用蓝宝石衬底的情况类似条件下不能得到可与采用蓝宝石衬底时相比的外延晶片。
因此，在本技术领域中已经对与制备具有GaAs衬底的外延晶片做了各种研究。
在这些研究当中，例如Nihon Kessho Seicho Gakkai-Shi Vol.21，No.5(1994)，补充S409至S414(以下称为“文献1”)公开了如图6所示的外延晶片。
参照图6，该外延晶片包括GaAs衬底21，形成在衬底21上的GaAs缓冲层22，通过对GaAs缓冲层22的表面掺氮、从而用氮(N)代替砷(As)得到的GaN涂层23，以及形成在GaN涂层23上的GaN外延层24。
在制备这一外延晶片的过程中，GaN外延层24是通过OMVPE(有机金属气相外延)形成的。采用OMVPE，通过将包括三甲基镓(TMGa)的第一气体和包括氨(NH3)的第二气体引入反应腔，同时仅在反应腔中对衬底进行高频加热，以气相在衬底上成长GaN外延层。
另一方面，例如在Jpn.J.Appl.Phys.Vol.33(1994)第1747-1752页(以下称为“文献2”)公开了如图7所示的外延晶片。
参照图7，在衬底31上形成了立方晶体的GaN外延层33，通过GS-MBE(气源分子束外延)在衬底的表面上预先形成了立方晶体的GaN缓冲层32。
在制备该外延晶片的过程中，通过氢化物VPE(气相外延)形成GaN外延层33。采用这一氢化物VPE在反应腔中放置衬底和包括Ga金属的源载体，并将包括氯化氢(HCl)的第一气体和包括氨(NH3)的第二气体引入反应腔，同时从外部用电阻加热器对整个反应腔加热，从而以气相在衬底上成长GaN外延层。
然而在文献1公开的外延晶片中，如上所述通过OMVPE成长GaN外延层。当通过OMVPE在GaAs衬底上生长GaN外延层时，与在蓝宝石衬底上成长层的情况相比，膜成长率大大地下降了。更具体地说，在GaAs衬底上形成膜的膜形成率下降到大约0.15μm/h.，而在相同条件下在蓝宝石衬底上形成膜的膜形成率大约是3μm/h.。因此，为了将外延晶片施加到发光器件上，例如必须形成厚度大约为4μm的GaN外延层，而用这种方法进行制备需要几乎一天时间。这样，由于成本不能下降，用这种方法制备外延晶片不适用于工业化生产。
此外根据这一方法，为了生长GaN外延层处理温度不能大幅度提高。因此，限制了对得到的GaN外延层的特性进行改进。
此外在OMVPE中，由于仅对反应腔中的衬底加热的所谓冷壁方法，氨不能充分分解。于是，为了补偿不能分解需要增加氨的输送量，这导致原材料输送量的高的V/III比(V族原材料与III族原材料之比)。
例如根据Appl.Phys.Lett.64(1994)第1687页，从生长中引入原材料量的值计算出在蓝宝石衬底上生长GaN时V/III比高达6.0×103，而生长GaInN时高达1.1×104。这样，OMVPE导致极大的原材料损耗，因此不能以低成本制备外延晶片。
此外根据OMVPE，为了便于分解用作V族原材料的氨，在至少800℃的高温下进行外延。然而当生长率提高时，如上所述，难于形成高In组分的GaInN层。
另一方面，在文献2公开的外延晶片中，为了形成GaN外延层，必须制备通过GS-MBE预先在其表面上形成GaN缓冲层的衬底。在这种情况下，生长率非常低，以致于通过GS-MBE在GaAs衬底上形成GaN缓冲层不适于工业化生产。
此外由于采用了氢化物VPE，需要许多源的异质生长以及许多层的生长非常困难，以致于该方法不适于工业化生产。再者由于缓冲层和外延层是用不同方法生长的，所以利用该方法制备外延晶片需要两个反应腔，因此中断生长造成的表面污染将成为一个问题。
另外在文献2中，并没有具体研究得到高质量/特性的GaN外延层的制备条件等。
本发明的目的是提供一种解决了上述问题的高性能的化合物半导体发光器件以及可以工业化制备该器件的方法。
根据本发明的一个方面，提供了一种化合物半导体发光器件。该化合物半导体发光器件包括：从包括GaAs、GaP、InAs或InP的族中选出的化合物半导体的衬底；形成在衬底上的包括GaN的缓冲层，其厚度为10nm至80nm；形成在缓冲层上的包括AlxGa1-xN(0≤x＜1)的外延层；位于缓冲层和外延层之间的界面上的极薄界面层；形成在外延层上的发光层；以及形成在发光层上的覆盖层。
位于缓冲层和外延层之间的界面上的极薄界面层可以设想是例如由缓冲层和外延层的生长温度之间的差引起的晶格偏移造成的。这一极薄的平面可以通过用透射电子显微镜进行截面观察看作缓冲层和外延层之间对比的差。
在该化合物半导体发光器件中，最好外延层包括具有第一导电类型的AlxGa1-xN(0≤x＜1＝；发光层包括InyGa1-yN(0＜y＜1＝；以及覆盖层包括具有与第一导电类型不同的第二导电类型的AlzGaI-zN(0≤z＜1＝。
当包括InyGaI-yN的发光层不掺有如Zn那样的发光中心时，可以分别在0＜y＜0.4，0.4≤y＜0.7，0.7≤y＜0.9，和0.9≤y＜1的范围内得到紫、蓝、绿和黄的发光色的能带边缘发射即尖锐的发射光谱。
最好包括InyGaI-yN的发光层掺有Mg。在化合物半导体发光器件中还最好缓冲层的厚度为20nm至60nm。
根据本发明的另一方面，提供了一种制备化合物半导体发光器件的方法。该方法包括以下步骤：通过将包括含有氯化氢和镓的有机金属原材料的第一气体和包括氨的第二气体引入反应腔，同时从外部对反应腔整体加热，在放置于反应腔中的衬底上进行气相外延的方法，在第一温度下在化合物半导体的衬底上形成包括GaN的缓冲层，该化合物半导体是从包括GaAs、GaP、InAs或InP的族中选出的；通过将包括含有氯化氢和镓的有机金属原材料的第一气体和包括氨的第二气体引入反应腔，同时从外部对反应腔整体加热，在放置于反应腔中的衬底上进行气相外延的方法，在高于第一温度的一个温度下在缓冲层上形成包括AlxGa1-xN(0≤x＜1)的外延层；在外延层上形成发光层；以及在发光层上形成覆盖层。
含有镓的有机金属原材料是例如由三甲基镓或三乙基镓制备的。
在制备化合物半导体发光器件的方法中，最好外延层包括具有第一导电类型的AlxGa1-xN(0≤x＜1)；发光层包括InyGa1-yN(0＜y＜1)；以及覆盖层包括具有与第一导电类型不同的第二导电类型的AlzGa1-zN(0≤z＜1)。
最好包括InyGa1-yN的发光层掺有Mg。在制备化合物半导体发光器件的方法中还最好第一温度是300℃至700℃，而第二温度至少是750℃。
第一温度是400℃至600℃则更好。
根据本发明的化合物半导体发光器件具有包括GaN的缓冲层，其厚度为10nm至80nm。
虽然常规的采用蓝宝石衬底的蓝和绿发光器件也提供了包括GaN的缓冲层，但是该缓冲层主要是用来减小蓝宝石衬底和GaN外延层的晶格常数之间的差异导致的畸变。另一方面，本发明中提供的缓冲层除了具有减小畸变的作用外，还作为抗热涂层。
虽然通常GaN必须在800℃至1100℃的极高温度下进行外延生长，但是GaN和蓝宝石衬底不会被超过800℃的高温热损坏。然而，由于As或P损失，GaAs、GaP、InAs或InP不能作为超过800℃高温下的衬底。因此，为了在GaAs、GaP、InAs或InP的衬底上形成GaN外延层，需要提供抗热涂层。根据本发明，在比GaN外延层的成长温度低的温度下形成的GaN缓冲层作为这种抗热涂层。
该GaN缓冲层的厚度是10nm至80nm。如果厚度小于10nm，则在形成外延层温度升高期间缓冲层部分地破裂，以致不可避免地分离在上面形成的外延层。另一方面如果厚度大于80nm，则核生长混入平面缓冲层的低温生长，以致在这种核周围以锥体形式不利地生长外延层。
根据本发明，当包括InyGa1-yN(0＜y＜1)的发光层掺有Mg时，可以实现能带边缘发射。
在常规的蓝和绿发光器件中，由于引入Zn的深的中心作为发射中心得到蓝发射，所以发射波长很宽。另一方面，根据本发明，通过采用GaAs、GaP、InAs或InP作为衬底，所以能够形成高的In组分的GaInN层。因此，通过掺入Mg可以实现具有尖锐的发射波长的能带边缘发射，从而能够广泛地应用到激光二极管等类似器件中。
根据本发明的制备化合物半导体发光器件的方法，在低于GaN外延层成长温度的温度下，在化合物半导体的衬底上形成GaN缓冲层，该化合物半导体是从包括GaAs、GaP、InAs或InP的族中选出的。
因此，在不损坏衬底晶体的情况下可以生长高质量的立方晶体GaN外延层。
形成包括GaN的缓冲层的温度最好是300℃至700℃。如果温度低于300℃，则不能生长包括GaN的缓冲层。另一方面，如果温度高于700℃，则衬底被热损坏，以致不利地分离形成在上面的外延层。
根据本发明，采用将包括含有氯化氢和镓的有机金属原材料的第一气体和包括氨的第二气体引入反应腔，同时从外部对反应腔整体加热，在放置于反应腔中的衬底上进行气相外延的方法(以下称为“有机金属氯化物气相外延”)，形成GaN缓冲层和GaN外延层。这种有机金属氯化物气相外延具有高生长率，并可得到陡的异质界面。
此外根据本发明，通过相同的有机金属氯化物气相外延形成缓冲层和外延层。因此，这些层可以在相同的腔中一致形成。
从以下结合附图所作的详细描述中，本发明的上述和其它目的、特征、方面和优点将变得更明显。
图1是表示根据本发明的化合物半导体发光器件示范性结构的剖视图；
图2示意性地表示根据本发明用于通过有机金属氯化物气相外延制备化合物半导体发光器件的气相外延装置的结构；
图3表示GaN缓冲层的厚度与GaN外延层的X射线峰的全宽度半最大值(FWHM)之间的关系；
图4表示GaN缓冲层的厚度与GaN外延层的表面不平整度之间的关系；
图5是表示常规的蓝和绿发光器件示范性结构的剖视图；
图6是表示常规的外延晶片的示范性结构的剖视图；以及
图7是表示常规的外延晶片的另一示范性结构的剖视图。
(例1)
图1是表示根据本发明的化合物半导体发光器件示范性结构的剖视图。
参照图1，在这一蓝发光器件中，包括In0.2Ga0.8N的发光层4和包括p型GaN的覆盖层5顺序形成在由GaAs衬底1、缓冲层2和外延层3构成的外延晶片上，包括GaN的缓冲层2形成在衬底1上，包括立方晶体n型GaN的外延层3形成在缓冲层2上。电极6和7分别形成在覆盖层5的上部分和衬底1的背面。此外，极薄界面层8位于缓冲层2和外延层3之间的界面上。
现在描述一种制备具有上述结构的蓝发光器件的方法。
图2示意性地表示根据本发明用于通过有机金属氯化物气相外延制备外延晶片的气相外延装置的结构。
参照图2，该装置包括具有第一和第二气体入口51和52以及出口53的反应腔54，还包括用于从外部对整个反应腔54加热的电阻加热器55。
利用具有上述结构的装置，以下述方式制备蓝发光器件：
参照图2，先将用普通的H2SO4蚀刻溶剂制备的砷化镓(GaAs)(100)平面衬底1放置在石英反应腔54中。
然后，从外部用电阻加热器55对整个反应腔54加热，将衬底1保持在500℃的温度下，从第一气体入口51引入作为III族原材料的三甲基镓(TMGa)和氯化氢(HCI)，分压力分别为8×10-4atm和8×10-4atm。同时从第二气体入口52引入作为V族原材料的氨气，分压力为1.6×10-1atm。在这种条件下，进行15分钟的外延，由此形成包括n型GaN的厚度为30nm的缓冲层2。由于缓冲层2夹在中间，所以可以大大改善形成在它上面的外延层的结晶度。
然后，通过电阻加热器55将带有包括n型GaN的缓冲层2的衬底1的温度提高到750℃至800℃，再在TMGa、HCI和NH3的分压力分别为8×10-4atm.、8×10-4atm.和1.6×10-1atm.的条件下进行60分钟的外延。
于是，在缓冲层2上形成了2μm的镜面n型GaN外延层3。
然后，通过电阻加热器55将带有缓冲层2和外延层3的衬底1的温度降到500℃至700℃，在TmiN的分压力10倍于TMGa的分压力的条件下，引入TMGa、三甲基铟(TMIn)、HCI和NH3，并进行10分钟的外延。
于是，在外延层3上形成了包括In0.2Ga0.8N的发光层4。
然后，条件恢复到形成包括n型GaN的外延层3的条件，并以与上述类似的方式形成包括p型GaN的覆盖层5。
n型GaN层的掺杂质从Si或S制备，p型GaN层的掺杂质从Mg制备。另外，n型InGaN层的掺杂质从Si或S制备，n型InGaN层的掺杂质从Zn制备。
然后，在覆盖层5和衬底1的背面分别形成电极6和7，从而制备完成蓝发光器件。
可以肯定，用上述方式得到的蓝发光器件具有高性能。
当把TMIn的分压力调整到为TMGa的20倍时，在相同的条件下形成包括In0.5Ga0.5N的发光层4。发光层不掺杂。结果得到波长的纯正度优于带有In0.2Ga0.8N的发光层的上述器件的蓝发光器件。
当把TMIn的分压力调整到为TMGa的50倍，并且在450℃至650℃的范围内调整衬底温度时，在相同的条件下形成包括In0.8Ga0.2N的发光层4。In0.8Ga0.2N不掺杂。结果得到具有极好的波长纯正度的绿发光器件。
(例2)
绝对类似于例1，在GaAs(100)平面衬底1上形成厚度为30nm的包括n型GaN的缓冲层2。
然后，通过电阻加热器5 5将带有缓冲层2的衬底1的温度提高到800℃至850℃，再引入TMGa、三甲基铝(TMAl)、HCl和NH3，TMGa和TMAl处于相互相等的分压力比，进行外延10分钟。
结果在缓冲层2上形成包括n型Al0.1Ga0.9N的外延层3。
然后，通过电阻加热器55将带有缓冲层2和外延层3的衬底1的温度降到500℃至700℃，再引入TMGa、TMIn、HCl和NH3，TMIa的分压力是TMGa的10倍，进行外延10分钟。
结果在外延层3上形成包括In0.2Ga0.8N的发光层4。
然后，条件恢复到形成包括n型Al0.1Ga0.9N的外延层3的条件，  并以与上述类似的方式形成包括p型Al0.1Ga0.9N的覆盖层5。
n型AlGaN层的掺杂质从Si或S制备，p型AlGaN层的掺杂质从Mg制备。另外，n型InGaN层的掺杂质从Si或S制备，n型InGaN层的掺杂质从Zn制备。
然后，在覆盖层5和衬底1的背面分别形成电极6和7，从而制备完成蓝发光器件。
可以肯定，用上述方式得到的蓝发光器件具有高性能。
当把TMIn的分压力调整到为TMGa的20倍时，在相同的条件下形成包括In0.5Ga0.5N的发光层4。发光层不掺杂。结果得到波长的纯正度优于带有In0.2Ga0.8N的发光层的器件的蓝发光器件。
当把TMIn的分压力调整到为TMGa的50倍，并且在450℃至650℃的范围内调整衬底温度时，在相同的条件下形成包括In0.8Ga0.2N的发光层4。In0.8Ga0.2N不掺杂。结果得到具有极好的波长纯正度的绿发光器件。
(比较例1)
为了检查存在/不存在包括GaN的缓冲层导致的包括AlxGa1-xN(0≤x＜1)的外延层的特性之间的差别，在与例1的条件类似的生长条件下，在GaAs上直接生长包括AlxGa1-xN(0≤x＜1)的外延层。
结果可以观察到，当没有包括GaN的缓冲层时，GaAs衬底的表面被高温损坏，并变得不平整，因此形成在上面的外延层与衬底分离。
为了比较存在/不存在缓冲层导致的不同特性，就在例1和比较例1中得到的外延晶片而论，比较用表面粗糙度计、X射线衍射和PL测量测得的在AlxGa1-xN外延层上的不平整度的测量结果。
结果，观察到外延层表面有明显不同的不平整度，并且已经认识到由于提供了包括GaN的缓冲层，大大改善了表面的一致性。此外X射线衍射和PL测量的结果表明，仅对于提供有缓冲层的实例可以观察到极端尖锐的峰。
(例3)
为了研究GaN缓冲层的最佳厚度，在GaAs衬底上形成各种厚度的GaN缓冲层，并且为了测定得到的GaN外延层的特性，在GaN缓冲层上生长GaN外延层。
在类似于例1的条件下生长GaN缓冲层和GaN外延层。
图3表示GaN缓冲层的厚度与GaN外延层的X射线峰的全宽度半最大值(FWHM)之间的关系。参照图3，横轴表示GaN缓冲层的厚度(nm)，纵轴表示X射线峰的全宽度半最大值(FWHM)(min)。
图4表示GaN缓冲层的厚度与GaN外延层的表面不平整度之间的关系。参照图4，横轴表示GaN缓冲层的厚度(nm)，纵轴表示表面不平整度(μm)。表面不平整度是由凸部分的最高点与凹部分的最低点之间的差定义的。
从图3和4可以清楚地理解，如果缓冲层的厚度太薄或太厚，则生长在缓冲层上面的GaN外延层的结晶度都会降低。因此可以理解，GaN缓冲层的厚度最好为10nm至80nm，20nm至60nm则更好。
已经肯定，当用GaP、InAs或InP衬底代替GaAs衬底时，也可以得到类似的效果。
也已经肯定，当用三乙基镓(TEGa)作为III族原材料代替TMGa时，也可以得到类似的效果。
(例4)
通过用Mg作为InGaN层的掺杂质，以代替Si、S或Zn，与例1类似地制备一种化合物半导体发光器件。其它制备条件与例1绝对类似，因此省略多余的论述。
具有掺有Mg的包括InyGa1-yN(0＜y＜1)的发光层的紫发光器件制备完成。可以肯定，用上述方式得到的紫发光器件具有高性能。
除了掺有Mg的包括In0.2Ga0.8N的发光层以外，这一紫发光器件在结构上与例1类似，因此省略多余的论述。
当把TMIn的分压力调整到为TMGa的20倍时，在相同的条件下形成掺有Mg的包括In0.5Ga0.5N的发光层4。结果，可以肯定得到了高性能的蓝发光器件。
当把TMIn的分压力调整为TMGa的50倍，并且在450℃至650℃的范围内调整衬底温度时，在相同条件下形成掺有Mg的包括In0.8Ga0.2N的发光层4。结果，可以肯定得到了高性能的绿发光器件。
(例5)
通过用Mg作为InGaN层的掺杂质，以代替Si、S或Zn，与例2类似地制备一种化合物半导体发光器件。在生长包括InGaN的发光层时，引入TMGa、TMIn、HCl和NH3，TMIn的分压力是TMGa的20倍。其它制备条件与例2绝对类似，因此省略多余的论述。
结果，具有掺有Mg的包括In0.5Ga0.5N的发光层的蓝发光器件制备完成。可以肯定，用上述方式得到的蓝发光器件具有高性能。
当把TMIn的分压力调整为InGaN层中TMGa的50倍，并且在450℃至650℃的范围内调整衬底温度时，在相同条件下形成掺有Mg的包括In0.8Ga0.2N的发光层4。结果，可以肯定得到了高性能的绿发光器件。
如上所述，根据本发明，利用GaAs、GaP、InAs或InP衬底可以很方便地以低成本制备具有高性能的化合物半导体发光器件。具体地说，通过掺入Mg，可以实现能带边缘发射，从而可以广泛地应用于激光二极管等器件。
此外，根据本发明的方法足以应用于工业化生产。
虽然已经详细地描述和说明了本发明，但是应理解这一切只是说明和举例性的，而不是一种限制，本发明的精神和范围仅受所附权利要求书的限制。

Claims (9)

1.一种化学和的半导体发光器件，包括：
从包括GaAs、GaP、InAs或InP的族中选出的化合物半导体的衬底(1)；
形成在所述衬底(1)上的包括GaN的第一导电类型的缓冲层(2)，其厚度为10nm至80nm；
形成在所述缓冲层(2)上的包括AlxGa1-xN(0≤x≤1)的第一导电类型的外延层(3)；
位于所述缓冲层(2)和所述外延层(3)之间的界面上的极薄的界面层(8)；
形成在所述外延层(3)上的由InyGa1-yN(0＜x＜1)组成的发光层(4)；以及
形成在所述发光层(4)上的由AlzGa1-zN(0≤z＜1)组成的第二导电类型的覆盖层(5)，第二导电类型与第一导电类型相反。
2.根据权利要求1的化合物半导体发光器件，其中
所述外延层(3)包括具有第一导电类型的AlxGa1-xN(0≤x＜1)；
所述发光层(4)包括Iny-Ga1-yN(0＜y＜1)；以及
所述覆盖层(5)包括具有与所述第一导电类型不同的第二导电类型的AlzGa1-zN(0≤z＜1)。
3.根据权利要求2的化合物半导体发光器件，其中
包括Iny-Ga1-yN的所述发光层(4)掺有Mg。
4.根据权利要求1至3的任何项的化合物半导体发光器件，其中所述缓冲层(2)的厚度为20nm至60nm。
5.一种制备化合物半导体发光器件的方法，包括以下步骤：
通过将包括含有氯化氢和镓有机金属原材料的第一气体和包括氨的第二气体引入反应腔(54)，同时从外部对所述反应腔(54)整体加热，在放置于所述反应腔(54)中的一个衬底(1)上进行气相外延的方法，在第一温度下在化合物半导体的衬底(1)上形成包括GaN的第一导电类型的缓冲层(2)，该化合物半导体是从包括GaAs、GaP、InAs或InP的族中选出的；
通过将包括含有氯化氢和镓的有机金属原材料的第一气体和包括氨的第二气体引入反应腔(54)，同时从外部对所述反应腔(54)整体加热，在放置于所述反应腔(54)中的所述衬底(1)上进行气相外延的所述方法，在高于所述第一温度的一个温度下在所述缓冲层(2)上形成包括AlxGa1-xN(0≤x＜1)的第一导电类型的外延层(3)；
在所述外延层(3)上形成由Iny-Ga1-yN(0＜y＜1)组成的发光层(4)；以及
在所述发光层(4)上形成的由AlzGa1-zN(0≤z＜1)组成的第二导电类型的覆盖层(5)，第二导电类型与第一导电类型相反。
6.根据权利要求5的制备化合物半导体的方法，其中
所述外延层(3)包括具有第一导电类型的AlxGa1-xN(0≤x＜1)；
所述发光层(4)包括Iny-Ga1-yN(0＜y＜1)；以及
所述覆盖层(5)包括具有与所述第一导电类型不同的第二导电类型的AlzGa1-zN(0≤z＜1)。
7.根据权利要求6的制备化合物半导体的方法，其中
包括Iny-Ga1-yN的所述发光层(4)掺有Mg。
8.根据权利要求5至7的任何项的化合物半导体制备方法，其中所述第一温度是300℃至700℃，而所述第二温度至少是750℃。
9.根据权利要求8的制备化合物半导体的方法，其中所述第一温度是400℃至600℃。
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