CN204067415U

CN204067415U - 复合晶片以及功能元件

Info

Publication number: CN204067415U
Application number: CN201420231586.8U
Authority: CN
Inventors: 今井克宏; 岩井真; 坂井正宏; 吉野隆史
Original assignee: NGK Insulators Ltd
Current assignee: NGK Insulators Ltd
Priority date: 2014-05-07
Filing date: 2014-05-07
Publication date: 2014-12-31
Anticipated expiration: 2024-05-07

Abstract

本实用新型提供一种包括蓝宝石基板以及设置在所述蓝宝石基板上的氮化镓晶体层的复合晶片。复合晶片为4英寸或6英寸晶片，复合晶片为4英寸晶片时，在25℃下的翘曲为+20～+150μm，在1000℃下的翘曲为-80～+50μm；复合晶片为6英寸晶片时，在25℃下的翘曲为+20～+200μm，在1000℃下的翘曲为-100～+80μm。

Description

复合晶片以及功能元件

技术领域

本发明涉及一种复合晶片以及功能元件。

背景技术

近年来，人们在积极研究使用氮化镓等的13族元素氮化物制作蓝色LED和白色LED、蓝紫色半导体激光等的半导体设备，并将该半导体设备应用于各种电子仪器。以往的氮化镓系半导体设备主要通过气相法制作。具体地讲，在蓝宝石基板和碳化硅基板上通过有机金属气相沉积法(MOVPE)等使氮化镓的薄膜异质外延生长而制作。此时，由于基板与氮化镓薄膜之间的热膨胀系数和晶格常数差异较大，因此氮化镓会产生高密度的位错(结晶中晶格缺陷的一种)。因此，以气相法难以得到位错密度低的高品质氮化镓。

助熔剂法是液相法的一种，氮化镓的情况下，通过将金属钠用作助熔剂，可将氮化镓的结晶生长所必需的温度缓和为800℃左右，压力缓和为数MPa。具体地，在金属钠与金属镓的混合熔液中溶解氮气，使氮化镓变为过饱和状态而生长为结晶。此种液相法中，较之于气相法难以发生位错，因此可以得到位错密度低的高品质氮化镓。

作为利用Na助熔剂法制备GaN模板的方法，本申请人申请了专利文献1(日本专利特开2010-168236)、专利文献2(WO2013/022122)、专利文献3(WO2013/021804)、专利文献4(WO2013/022123)。

此外，为了矫正GaN自支撑基板的翘曲，在专利文献5(日本专利特开2005-136167)中记载了按顺序研磨GaN自支撑基板的表面和背面。

(现有技术文献)

专利文献1：日本专利特开2010-168236

专利文献2：WO2013/022122

专利文献3：WO2013/021804

专利文献4：WO2013/022123

专利文献5：日本专利特开2005-136167

专利文献6：日本专利特许第4301251

专利文献7：日本专利特开2010-219353

专利文献8：日本专利特许第4380791

专利文献9：日本专利特表2005-506271

专利文献10：日本专利特开2009-111423

专利文献11：日本专利特开2006-332714

发明内容

本发明人已经研究了使用通过助熔剂法制备的低位错GaN模板，通过MOCVD法成膜，形成用于实现LED和功率器件的功能的结构。GaN模板基板为支撑基板上设置有晶种层以及氮化镓晶体层的基板，其上成为进一步形成功能层的模板。

具体而言，使用在表面平坦的蓝宝石基板上通过有机金属化学气相沉积生长(MOCVD：Metal Organic Chemical Vapor Deposition)方法等使氮化镓晶体层成膜制备得到的晶种基板，进一步在其上通过助熔剂法在生长温度800℃～900℃下使氮化镓晶体层生长，可制备最外表面具备低位错密度的氮化镓晶体层的GaN模板。此外，为了均衡GaN模板上成膜形成的功能元件，对GaN模板的蓝宝石基板进行研磨加工，减少GaN模板的翘曲。

本发明人已经尝试过使用这种GaN模板，通过MOCVD法制造LED结构。然而，此时在高温气氛(例如1000℃以上)中发光元件结构成膜时会产生发光波长分布，发现可得到期望发光波长的区域的面积比减小。

本发明人对产生这种发光波长分布的原因进行了研究。结果意外地发现，虽然对蓝宝石基板的背面进行研磨加工能使室温下的GaN模板的翘曲减小，但却使发光波长分布增加。这是由于发光层成膜时在发光层内产生组成分布。

本发明的课题在于，在包括蓝宝石基板以及蓝宝石基板上结晶生长的氮化镓晶体层的复合晶片上形成13族元素氮化物功能层，抑制功能层的变化。

本发明涉及一种复合晶片，其特征在于，该复合晶片包括蓝宝石基板以及设置在所述蓝宝石基板上的氮化镓晶体层，复合晶片为4英寸或6英寸晶片，复合晶片为4英寸晶片时，在25℃下的翘曲为+20～+150μm，在1000℃下的翘曲为-80～+50μm；复合晶片为6英寸晶片时，在25℃下的翘曲为+20～+200μm，在1000℃下的翘曲为-100～+80μm。

此外，本发明涉及一种功能元件，其特征在于，该功能元件具备所述复合晶片以及在所述氮化镓晶体层上通过气相法形成的13族元素氮化物功能层。

例如，使用助熔剂法，在生长温度800℃～900℃下会使氮化镓晶体层生长，但通过MOCVD法等的气相法在复合晶片上形成功能层时，由于温度提高到1000℃，复合晶片会产生翘曲，产生功能层的组成分布，其结果导致功能的变化。

基于这一发现，本发明人想到不消除室温下复合晶片的翘曲，而是刻意残留适当大小的翘曲。如此，发现可以抑制下次功能层成膜时的组成分布，抑制功能的变化，实现本发明。

附图说明

图l(a)表示蓝宝石基板1上形成氮化镓晶体层2的状态，图l(b)表示研磨图l(a)的氮化镓晶体层2的表面2a后得到的氮化镓晶体层3，图l(c)表示复合晶片4。

图2(a)表示在复合晶片4上设置功能层6形成的功能元件5，图2(b)表示在复合晶片4上设置功能层6A形成的功能元件5A。

图3(a)是用于说明复合晶片的翘曲的测定方法的模式图，表示的是正翘曲。图3(b)是用于说明复合晶片的翘曲的测定方法的模式图，表示的是负翘曲。

具体实施方式

发明的具体实施方式

以下，适当地参照附图，对本发明作详细说明。

最开始，对本发明人探讨的复合晶片的问题点进行说明。

首先，如图1(a)所示，在蓝宝石基板1的主表面1a上形成晶种层10。然后，在晶种层10上形成氮化镓晶体层2。其次，如图1(b)所示，研磨氮化镓晶体层2的表面2a，得到研磨后的氮化镓晶体层3。3a为研磨表面。

将以这种方式得到的复合基片14通过例如助熔剂法成膜，此时会由于冷却产生翘曲。这种翘曲在一般情况下如图3(a)模式所示，蓝宝石基板在下方时，上侧为凸状。这样的翘曲被认为会对复合晶片上进一步气相法成膜时产生不利影响。

因此，如图1(c)所示，本发明人通过充分研磨蓝宝石基板1的底面1b，形成研磨后的支撑基板1A。如此，可以成功地向支撑基板的组织导入加工应力，成功地使如图3(a)所示状态的凸状的翘曲几乎消失。1c为研磨表面。

本发明人尝试将这种方式得到的几乎无翘曲的复合晶片进行成膜步骤，形成发光元件。根据现有技术的引导，这样应当能够获得优质的发光元件。

然而，实际形成的发光元件的发光强度远未达到预定值的范围，整体发光效率降低，发光强度的变化增大。

本发明人对其原因进行了探讨，结果得到以下假设：由于成膜时施加的热变化，产生图3(b)所示状态的凹状的翘曲，这会引起成膜组成的变化，结果导致发光强度的分布的扩大。

基于这个假设，本发明人发现在功能元件成膜之前，通过将复合晶片在室温以及1000℃下的翘曲控制在所述的特定范围内，可以控制功能元件的成膜变化。

本发明制备翘曲的大小在所述限定范围的复合晶片4，在其表面3a上形成功能层，得到功能元件。

即，如图2(a)所示，在复合晶片4上形成功能层6，得到功能元件5。此处，功能层6可以为多层。例如，以图2(b)为例，功能层6A由多层6a、6b、6c、6d、6e组成，形成发光元件结构。如此，得到位错密度小的发光元件结构，提高发光元件5A的内部量子效率。

本申请中的单晶虽然包括结晶整体中原子有规律地排列的教科书式的单晶，但并不只限定于此，指的是一般工业上所流通的单晶。即，结晶可含有某种程度的缺陷，或内在可有变形，或可含有杂质，是与多晶(陶瓷)相区别、将这些称为单晶并使用相同的意义。

以下，对本发明的各个要素进行描述。

(蓝宝石基板)

蓝宝石的纤锌矿结构具有c面、a面以及m面。各个晶面为晶体学上的定义。基础层、晶种层以及通过助熔剂法育成的氮化镓晶体层的育成方向可以为c面的法线方向，也可以分别为a面、m面的法线方向。

从本发明的观点来说，为抑制氮化镓晶体层的剥离，优选蓝宝石基板的厚度大于氮化镓晶体层的厚度。因此，蓝宝石基板的厚度优选为0.6～1.5mm，进一步优选为0.6～1.3mm。

(晶种层)

在蓝宝石基板上可以形成晶种层。

对晶种层的厚度没有特别限定，优选为0.01μm以上，进一步优选为0.1μm以上。且由于晶种层太厚时成膜时间增长，效率降低，因此优选为3.0μm以下，进一步优选为1.5μm以下。此外，晶种层的材质优选为后述的13族元素氮化物。

晶种层可以为一层或多层。此外，晶种层的形成方法，作为优选的一例可举出气相沉积法，可以示例有机金属化学气相沉积(MOCVD:Metal Organic Chemical Vapor Deposition)法、氢化物气相外延(HVPE)法、脉冲激励沉积(PXD)法、MBE法、升华法等。特别优选有机金属化学气相沉积法。

从降低晶种层上设置的氮化镓晶体层的位错密度的观点来说，优选晶种层的位错密度低。从这一观点出发，晶种层的位错密度优选为7×10⁸cm^-2以下，进一步优选为5×10⁸cm^-2以下。此外，从品质的点来说，晶种层的位错密度的越低越好，对下限没有限定，一般情况下多为5×10⁷cm^-2以上。

构成晶种层的材质优选为通过荧光显微镜观察看到黄色发光效果的氮化镓。

对黄色发光的氮化镓进行说明。

该氮化镓晶体除了带(band)到带的激子跃迁(UV)以外，在2.2～2.5eV的范围内出现宽峰。这就是所谓的黄色发光(YL)或黄色带(YB)。

通过使用荧光显微镜，可以仅激发这个范围的黄色发光，检测出有无黄色发光。

这种黄色发光是缺氮类晶体具有的天然缺陷相关的辐射过程引起的。这种缺陷是发光中心。也许是由于来源于反应环境中的Ni、Co、Cr、Ti等的过渡元素等的杂质掺入氮化镓内，形成黄色发光中心。

这种黄色发光氮化镓晶体，例如在日本专利特表2005-506271中示例。

(氮化镓晶体层)

如果氮化镓晶体层与蓝宝石基板产生自然剥离，则不能用作复合晶片。因此，从抑制氮化镓晶体层的剥离的观点出发，氮化镓晶体层的厚度(刚成膜后的厚度)优选为100μm以下，进一步优选为50μm以下，更进一步优选为20μm以下。

此外，从为了在通过助熔剂法育成氮化镓时消除晶种层的位错、其最外表面的结晶性良好的观点来说，氮化镓晶体层的厚度(刚成膜后的厚度)优选为3μm以上，进一步优选为10μm以上。

对氮化镓晶体层的制备方法没有特别限定，可以示例有机金属化学气相沉积(MOCVD:Metal Organic Chemical Vapor Deposition)法、氢化物气相外延(HVPE)法、脉冲激励沉积(PXD)法、MBE法、升华法等的气相法、助熔剂法等的液相法。

氮化镓晶体层通过助熔剂法育成时，对助熔剂的种类没有特别限定，只要能够生成氮化镓晶体即可。优选的实施方式中，使用至少含碱金属和碱土金属中的一种的助熔剂，特别优选含钠金属的助熔剂。

助熔剂与镓原料物质混合使用。作为镓原料物质，可使用镓单体金属、镓合金、镓化合物，优选使用镓单体金属。

对助熔剂法中氮化镓晶体的育成温度以及育成时的保持时间没有特别限定，可以根据助熔剂的组成进行适当变化。作为其中的一例，使用含钠或锂的助熔剂育成氮化镓晶体时，育成温度优选为800～950℃，进一步优选为850～900℃。

助熔剂法中，在含有含氮原子的气体的气氛下育成单晶。这种气体优选为氮气，也可以是氨气。对气氛的压力没有特别的限制，从防止助熔剂蒸发的观点来说，优选为10个大气压以上，进一步优选为30个大气压以上。但是，由于压力越大装置越大，气氛的总压力优选为2000个大气压以下，进一步优选为500个大气压以下。对气氛中的含氮原子的气体以外的气体没有特别限定，优选为惰性气体，特别优选为氩气、氦气、氖气。

(复合晶片的加工和形态)

本发明中，复合晶片为4英寸或6英寸晶片，这些是符合SEMI标准的4英寸、6英寸。4英寸晶片的直径为100±0.5mm，6英寸晶片的直径为150±0.2mm。

本发明中，复合晶片为4英寸晶片时，在25℃下的翘曲为+20～+150μm，在1000℃下的翘曲为-80～+50μm。或者，复合晶片为6英寸晶片时，在25℃下的翘曲为+20～+200μm，在1000℃下的翘曲为-100～+80μm。

上述的翘曲为根据日本专利特开2009-111423记载的方法测定得到的值。

具体的，参照图3进行说明。

这里，如图3(a)所示，样品(复合晶片)4的蓝宝石基板1A的底面1c为凹状，氮化镓晶体层为凸状，复合晶片有翘曲。这个翘曲为正(以+号表示)。另外，如图3(b)所示，样品(复合晶片)4的蓝宝石基板1A的底面1c为凸状，氮化镓晶体层为凹状，复合晶片有翘曲。这个翘曲为负(以-号表示)。复合晶片4的底面1c形成的曲面为“翘曲曲面”。

此外，假定使翘曲曲面和平面P的距离的平均值最小的平面为最适平面P。然后测定这个翘曲曲面和最适平面P的距离。即在底面的长度为4英寸(100mm)或6英寸的(150mm)的范围内，底部1c的最适平面P上的点为zp。另外，与底部1c上的最适平面P最远的点为zv。点zv与最适平面的距离为翘曲W(R)。11为样品和平面P的空隙。

换言之，翘曲W(R)为底面1c中与最适平面P最近的点zp以及最远的点zv之间的高度差。

这里，复合晶片为4英寸晶片时，通过使其在25℃下的翘曲为+20～+150μm，在1000℃下的翘曲为-80～+50μm，能够获得本发明的所述效果。从这个观点来看，在25℃下复合晶片的翘曲W(R)进一步优选为+70μm以上，且进一步优选为130μm以下。另外，1000℃下复合晶片的翘曲W(R)进一步优选为-30μm以上，且进一步优选为+30μm以下。

或者，复合晶片为6英寸晶片时，通过使其在25℃下的翘曲为+20～+200μm，在1000℃下的翘曲为-100～+80μm，能够获得本发明的所述效果。从这个观点来看，在25℃下复合晶片的翘曲W(R)进一步优选为+70μm以上，且进一步优选为+170μm以下。另外，1000℃下复合晶片的翘曲W(R)进一步优选为-50μm以上，且进一步优选为+50μm以下。

复合晶片的翘曲可以通过激光位移计进行测定。激光位移计为通过将激光照射在该复合晶片的底面，测定背面的位移的装置。激光的波长为633nm，测定方法可以根据表面粗糙度使用激光聚焦技术、光干涉法。

为抑制复合晶片的翘曲，可以对支撑基板的底面进行处理，作为这种处理为以下所述。

首先，磨削(grinding)是指将磨粒固定在垫上的固定磨粒在高速旋转下与对象物接触，削取对象物的面。通过磨削形成粗糙的面。磨削复合晶片的底面时，优选使用由硬度高的SiC、Al₂O₃、金刚石以及CBN(立体氮化硼，下同)等形成、含有粒径在10μm以上、100μm以下左右的磨粒的固定磨粒。

此外，研磨(lapping)指的是，通过游离磨粒(未固定的磨粒，下同)使定盘和对象物一起边旋转边接触，或使固定磨粒和对象物一起边旋转边接触，研磨对象物的面。通过这样的研磨，形成比磨削时的表面粗糙度小、比精密研磨(polish)时粗糙的面。优选使用由硬度高的SiC、Al₂O₃、金刚石以及CBN等形成、粒径为0.5μm以上、15μm以下左右的磨粒。

另外，蚀刻复合晶片底面时，优选通过蚀刻剂进行湿蚀刻。作为蚀刻剂，优选使用NH₃和H₂O₂的混合溶液、KOH溶液、NaOH溶液、HCl溶液、H₂SO₄溶液、H₃PO₄溶液、H₃PO₄和H₂SO₄的混合溶液等。这里，优选使用水作为上述溶液和混合溶液的溶剂。另外，可以使用水等溶剂，对上述蚀刻剂进行适当的稀释。

精密研磨(polish)是指通过游离磨粒使研磨垫和对象物一起边旋转边接触，或使固定磨粒和对象物一起边旋转边接触，精密研磨对象物的面使其平滑。通过这样的研磨，形成比研磨时的表面粗糙度小的晶体生长面。

在这种精密研磨的方法中，优选使用机械精密研磨或化学精密研磨(以下简称为CMP)。机械精密研磨或CMP是指通过含磨粒的浆料分别使研磨垫和对象物一起旋转接触，对对象物的面进行机械或化学精密研磨的方法。为了减少表面粗糙度Ra和Ry，磨粒优选为平均粒径为0.1μm以上、3μm以下的细颗粒，可单独或混合使用硬度高的SiC、Si₃N₄、Al₂O₃、金刚石、CBN等以及硬度低的SiO₂、CuO、TiO₂、ZnO、NiO、Cr₂O₃、Fe₂O₃、CoO、MnO等。另外，为了提高化学精密研磨的效果，优选浆料为pH≤5的酸性或pH≥9的碱性，或优选添加双氧水(H₂O₂)、二氯异氰尿酸、硝酸、高锰酸钾、氯化铜等的氧化剂，提高ORP(氧化还原电位)(例如，OPR≥400mV)。

优选的实施方式中，复合晶片的所述蓝宝石基板侧的表面附着有磨粒。作为这样的磨料，可以示例上述磨粒，例如SiC、Si₃N₄、Al₂O₃、金刚石、CBN等，硬度低的SiO₂、CuO、TiO₂、ZnO、NiO、Cr₂O₃、Fe₂O₃、CoO、MnO。另外，磨粒的网目尺寸优选为#600～3000。

从本发明的观点来说，最终的复合晶片中氮化镓晶体层(研磨后)的厚度优选为15μm以下。另外，从提高功能元件的性能需要维持一定水平的晶体品质的观点来说，氮化镓晶体层(研磨后)的厚度优选为5μm以上。

此外，在优选的实施方式中，氮化镓晶体层的表面是镜面。镜面是指高平滑度的具有研磨后的光泽的表面，基本上没有由于表面的凹凸而出现的光的散射，是在透明材料中具有高光透过性的表面。在此，镜面的平均粗糙度(Ra)为Ra＝0.1nm～10nm的范围。

另外，在优选的实施方式中，蓝宝石基板的底面为半镜面。半镜面是指平滑度进行适当调整后的研磨表面，由于存在表面凹凸引起的光的散射，与镜面相比，在透明材料中光的透过性略差，为通过目视或简单的测量便能与镜面区分的表面。

此处的半镜面是指平均粗糙度Ra大于10nm、500nm以下的状态。平均粗糙度超过500nm定义为粗糙面。

本发明的半镜面的Ra优选为100nm以上、500nm以下，进一步优选为250nm以上、500nm以下。

优选的实施方式中，氮化镓晶体层的表面的位错密度为5×10⁵～5×10⁷/cm²。

位错密度通过阴极发光测定的暗点(dark point)的密度计算得到。

另外，优选的实施方式中，氮化镓晶体层的拉曼光谱的半宽度为1.8cm^-1以下。

拉曼光谱测定时使用激光拉曼光谱仪，集中输出25mW的氩+激光(波长496.5nm)的光束直径0.7μm的光，通过拉曼模式测定。通过得到的拉曼光谱的568cm^-1附近的GaNE₂声子拉曼线拟合计算得到半宽度。

另外，优选的实施方式中，氮化镓晶体层的n型载流子浓度为1×10¹⁷～1×10¹⁹/cm²。

载流子浓度可通过霍尔效应测量求得。

此外，优选的实施方式中，氮化镓晶体层的(002)面的X射线衍射峰的半宽度为200秒以下，(100)面的X射线衍射峰的半宽度为800秒以下。

X射线衍射峰使用多功能高分辨率X-射线衍射仪(Bruker AXS制)，在管电压40kV、管电流40mA、防散射狭缝3°、步长0.001°、扫描速度0.5秒/步的条件下测定。

(功能层以及功能元件)

在这样得到的复合晶片上通过气相法形成功能层。

这样形成的功能层可以是单一层，也可以是多层。另外，作为功能，可以用于高亮度·高显色性的白色LED和高速高密度光存储用蓝紫色激光光盘、混合动力汽车变换器用的功力部件等。

在复合晶片上通过气相法，优选通过有机金属气相沉积(MOCVD)法，制备半导体发光二极管(LED)时，LED内部的位错密度与复合晶片的相同。

从成膜速度的观点来说，功能层的成膜温度优选为950℃以上，进一步优选为1000℃以上。从抑制缺陷的观点来说，功能层的成膜温度优选为1200℃以下，进一步优选为1150℃以下。

功能层的材质优选为13族元素氮化物。13族元素指的是IUPAC制定的元素周期表中的第13族元素。13族元素具体是镓、铝、铟、铊等。

发光元件结构，例如具备n型半导体层、设置于该n型半导体层上的发光区域以及设置在该发光区域上的p型半导体层。在图2(b)的发光元件5A中，在氮化镓晶体层3上形成有n型接触层6a、n型复合层6b、活性层6c、p型复合层6d、p型接触层6e，构成发光元件结构6A。

另外，所述发光结构中还可以进一步设置图中未示出的n型半导体层用的电极、p型半导体层用的电极、导电层粘附层、缓冲层、导电支撑体等。

(用途)

本发明可以用于要求高品质的技术领域、例如被称为后荧光灯的高显色性的蓝色LED和高速高密度光存储用蓝紫色激光光盘、混合动力汽车变换器用的功力部件等。

实施例

(实施例1)

(晶种基板的制作)

使用MOCVD法，在直径4英寸、厚度1000μm的c面蓝宝石基板上，在530℃下沉积40nm低温GaN缓冲层后，在1050℃下沉积厚度为3μm的GaN膜。自然冷却至室温，并测量基板的翘曲，GaN成膜面在上时为凸状，定义在平坦面中的最大高度-最小高度，4英寸晶片的翘曲为+50μm。通过TEM(透射电子显微镜)观察GaN膜的位错密度为1×10⁹/cm²。分别用有机溶剂、超纯水进行10分钟的超声波洗涤洗净后干燥，得到晶种基板。

(液相法GaN结晶生长)

然后，在晶种基板上面进一步通过助熔剂法生长氮化镓。

使用氧化铝坩埚，以摩尔比为20:80称取金属Ga与金属Na，与晶种基板同时配置在坩埚底部。

本实施例中，以育成时间为20小时，生长厚度为100μm的氮化镓晶体。蓝宝石配置在下时，晶体的翘曲为凸状，定义为放置在平坦面时的最大高度-最小高度，4英寸晶片翘曲为+540μm。

这种氮化镓晶体在使用荧光显微镜测量时无黄色发光。另外，这种氮化镓晶体在使用荧光显微镜测量时有时有蓝白发光。虽然不知道这种发光的起源，但其是本制备方法特有的。通过PL光谱测定可知其为发光波长430到500nm的广谱。

(复合基板的制备)

生长的氮化镓晶体层通过以下的工序研磨加工。

通过固定磨粒的砂轮磨削(grinding)表面以后，使用金刚石浆料等的游离磨粒研磨(lapping)，之后使用酸性或碱性的CMP浆料进行精密研磨(polish)。

氮化镓晶体层的研磨后的厚度为15μm。蓝宝石配置在下时，研磨后的晶片的翘曲为凸状，定义为放置在平坦面时的最大高度-最小高度，4英寸晶片的翘曲在室温下为+250μm。

然后，将这种研磨得到的氮化镓通过保护膜保护，将氮化镓朝下贴附在研磨定盘，通过以下的工序研磨加工蓝宝石基板。

通过固定磨粒的砂轮磨削(grinding)表面以后，使用平均粒径1～50μm的游离磨粒(金刚石研磨液等)研磨(lapping)。将其用磨砂膏洗净(使用刷子擦洗)，用超纯水进行超声波清洗后干燥，得到LED结构成膜用的复合晶片。

通过这样得到的复合晶片的研磨后的厚度为650μm。在室温(25℃)下，蓝宝石研磨后的晶片的翘曲为+150μm，与蓝宝石研磨前相比减小100μm。

通过阴极发光设备测定该复合基板的表面的液相法氮化镓膜的位错密度约为5×10⁵/cm²。

另外，氮化镓晶体层的拉曼光谱的半宽度为1.60cm^-1。

氮化镓晶体层的n型载流子浓度为2.0x10¹⁷/cm²。

氮化镓晶体层的(002)面的X射线衍射峰的半宽度为134秒，(100)面的X射线衍射峰的半宽度为156秒。

(LED结构的成膜)

通过MOCVD法，按照以下的工序使LED结构成膜。用约15分钟的时间将温度从室温升至1000℃，在氮气、氢气以及氨气的混合气氛中保持15分钟，进行热清洗。此处使用LayTec社的成膜装置用In-situ监控装置测定晶片的翘曲为+50μm。然后在1050℃下沉积厚度为2μm的n-GaN层，降温至750℃，通过InGaN/GaN沉积10对多量子阱(活性层)。进一步通过AlGaN生长电子阻挡层0.02μm，其后，升温到1000℃，沉积p-GaN(p型复合层：厚度80nm)、p+GaN(p型接触层：厚度20nm)，然后放冷至室温。

从MOCVD炉取出，目视观察，未观察到裂缝。此外，在微分干涉显微镜下观察，确认表面平坦。

使用这个晶片，通过常用的光刻工序制成0.3mm四方的LED元件，施加约3.5V的电压至电极，可以确认波长约460nm的蓝色发光。测定发光波长的面内分布为460±5nm的范围。此外，晶片的约8成面积在460±2.5nm的范围内。

(实施例2)

除了氮化镓晶体的研磨后的最终厚度为6μm、蓝宝石基板的研磨量减少之外，进行实施例1相同的实验。

氮化镓侧和蓝宝石侧两侧研磨得到的900μm的复合基板的翘曲为所述同样的凸状，在室温下为+20μm。通过阴极发光装置，测定得到这个复合基板的表面的液相法氮化镓膜的缺陷密度约为5×10⁶/cm²。

另外，氮化镓晶体层的拉曼光谱的半宽度为1.75cm^-1。

氮化镓晶体层的n型载流子浓度为5x10¹⁸/cm²。

氮化镓晶体层的(002)面的X射线衍射峰的半宽度为180秒，(100)面的X射线衍射峰的半宽度为600秒。

与实施例1一样使LED结构成膜。成膜温度的翘曲测定为-80μm。制得的LED的发光波长的面内分布测定为460±8nm的范围。此外，晶片的约7成面积在460±2.5nm的范围内。

(实施例3)

作为MOCVD沉积的基础使用直径6英寸、厚度1200μm的蓝宝石基板，进行实施例1同样的实验。氮化镓晶体的研磨后的厚度为15μm，氮化镓侧、蓝宝石侧两侧研磨得到的1100μm的厚度的复合基板的翘曲为所述同样的凸状，在室温下为+200μm。通过阴极发光装置，测定得到这个复合基板的表面的液相法氮化镓膜的暗点密度约为1×10⁶/cm²。

另外，氮化镓晶体层的拉曼光谱的半宽度为1.70cm^-1以下。

氮化镓晶体层的n型载流子浓度为1x10¹⁸/cm²。

氮化镓晶体层的(002)面的X射线衍射峰的半宽度为170秒，(100)面的X射线衍射峰的半宽度为264秒。

与实施例1一样使LED结构成膜。成膜中的翘曲测定为+80μm。发光波长的面内分布测定为460±6nm的范围。此外，晶片的约8成面积在460±2.5nm的范围内。

(实施例4)

作为MOCVD沉积的基础使用直径6英寸、厚度1550μm的蓝宝石基板，进行实施例3同样的实验。氮化镓晶体的研磨后的厚度为6μm，氮化镓侧、蓝宝石侧两侧研磨得到的1500μm的厚度的复合基板的翘曲为所述同样的凸状，在室温下为+20μm。通过阴极发光装置，测定得到这个复合基板的表面的液相法氮化镓膜的暗点密度约为5×10⁷/cm²。

另外，氮化镓晶体层的拉曼光谱的半宽度为1.78cm^-1以下。

氮化镓晶体层的n型载流子浓度为8x10¹⁸/cm²。

氮化镓晶体层的(002)面的X射线衍射峰的半宽度为190秒，(100)面的X射线衍射峰的半宽度为780秒。

与实施例3一样使LED结构成膜。测定成膜中的翘曲为-100μm。测定发光波长的面内分布为460±7nm的范围。此外，晶片的约7成面积在460±2.5nm的范围内。

(比较例1)

除了氮化镓晶体的研磨后的厚度为3μm以外，进行实施例1同样的实验。氮化镓侧、蓝宝石侧两侧研磨得到的900μm的厚度的复合基板的翘曲为所述同样的凸状，在室温下为+10μm。通过阴极发光装置，测定得到这个复合基板的表面的液相法氮化镓膜的暗点密度约为1×10⁸/cm²。

另外，氮化镓晶体层的拉曼光谱的半宽度为2.1cm^-1。

氮化镓晶体层的n型载流子浓度为2x10¹⁷/cm²。

氮化镓晶体层的(002)面的X射线衍射峰的半宽度为250秒，(100)面的X射线衍射峰的半宽度为850秒。

与实施例1一样使LED结构成膜。测定成膜中的翘曲为-100μm。测定发光波长的面内分布为460±9nm的范围。此外，在460±2.5nm的范围内的面积比例为约7成，与实施例的结果相比，发光效率降低。

(比较例2)

除了氮化镓晶体的研磨后的厚度为20μm以外，进行实施例1同样的实验。氮化镓侧、蓝宝石侧两侧研磨得到的650μm的厚度的复合基板的翘曲为所述同样的凸状，在室温下为+180μm。通过阴极发光装置，测定得到这个复合基板的表面的液相法氮化镓膜的暗点密度约为1×10⁶/cm²。

另外，氮化镓晶体层的拉曼光谱的半宽度为1.80cm^-1。

氮化镓晶体层的n型载流子浓度为1x10¹⁸/cm²。

氮化镓晶体层的(002)面的X射线衍射峰的半宽度为220秒，(100)面的X射线衍射峰的半宽度为400秒。

与实施例1一样使LED结构成膜。成膜中的翘曲测定为+80μm。发光波长的面内分布测定为460±10nm的范围，发光波长分布约增大两倍。此外，在460±2.5nm的范围内的面积比例低至约4成。

Claims

1.一种复合晶片，其特征在于，该复合晶片包括蓝宝石基板以及设置在所述蓝宝石基板上的氮化镓晶体层，

所述复合晶片为4英寸或6英寸晶片，所述复合晶片为4英寸晶片时，在25℃下的翘曲为+20～+150μm，在1000℃下的翘曲为-80～+50μm；所述复合晶片为6英寸晶片时，在25℃下的翘曲为+20～+200μm，在1000℃下的翘曲为-100～+80μm。

2.根据权利要求1所述的复合晶片，其特征在于，所述氮化镓晶体层表面的位错密度为5×10⁵～5×10⁷/cm²。

3.根据权利要求2所述的复合晶片，其特征在于，所述氮化镓晶体层的厚度为5～15μm。

4.根据权利要求1所述的复合晶片，其特征在于，所述蓝宝石基板的厚度为0.6～1.5mm。

5.根据权利要求1所述的复合晶片，其特征在于，所述氮化镓晶体层的拉曼光谱的半宽度为1.8cm以下。

6.根据权利要求3所述的复合晶片，其特征在于，所述氮化镓晶体层的n型载流子浓度为1×10¹⁷～1×10¹⁹/cm²。

7.根据权利要求4所述的复合晶片，其特征在于，所述氮化镓晶体层的(002)面的X射线衍射峰的半宽度为200秒以下，(100)面的X射线衍射峰的半宽度为800秒以下。

8.根据权利要求1所述的复合晶片，其特征在于，所述复合晶片的所述蓝宝石基板侧的表面附着有磨粒。

9.根据权利要求8所述的复合晶片，其特征在于，所述磨粒为网目尺寸为600～3000 的氧化铝磨粒。

10.根据权利要求1所述的复合晶片，其特征在于，所述氮化镓晶体层的表面为镜面，所述蓝宝石基板侧的表面为半镜面。

11.一种功能元件，其特征在于，具备权利要求1～10任一项所述的复合晶片以及在所述氮化镓晶体层上通过气相法形成的13族元素氮化物功能层。

12.根据权利要求11所述的功能元件，其特征在于，所述功能层具有发光功能。