WO2005099057A1 - 窒化物半導体発光素子用ウエハとその製造方法およびそのウエハから得られた窒化物半導体発光素子 - Google Patents

窒化物半導体発光素子用ウエハとその製造方法およびそのウエハから得られた窒化物半導体発光素子 Download PDF

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polishing
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Masayoshi Sumino
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    • H01S5/0217—Removal of the substrate

Definitions

  • the present invention relates to a nitride semiconductor light emitting device wafer applied to a blue laser light source used for an optical disk or the like, a method for manufacturing the same, and a nitride semiconductor light emitting device obtained from the nitride semiconductor light emitting device wafer. .
  • a semiconductor light emitting device or a semiconductor laser diode (LD) that outputs blue light has attracted attention as a light source for optical display and next-generation optical disks.
  • These blue semiconductor light emitting devices are mainly formed by laminating materials such as GaN, InGaN, and AlGaN on a sapphire substrate by an epitaxy crystal growth technique.
  • blue semiconductor lasers formed on GaN substrates have been reported. For example, in September 2001, Applied Physics Letters, Vol. 79, pages 1948 and 1950, there is a report entitled "Characteristics of InGaN Lasers in the Pure Blue Region". It is reported that a blue semiconductor laser formed on a 150-m-thick GaN substrate operated at an ambient temperature of 50 ° C and an optical power of 5 mW with an estimated lifetime of 3000 hours.
  • the substrate used here is a 165 / zm thick ELO (epitaxial lateral overgrowth) GaN substrate.
  • the ELO GaN substrate is a 2.5- ⁇ m-thick GaN grown on a sapphire substrate at low temperature, and a 12- ⁇ m-wide SiO mask (0.1 ⁇ m-thick) is grown on the surface at a period of 20 ⁇ m. 15 ⁇ m thick
  • GaN film was formed by hydride vapor phase epitaxy on an ELO substrate formed by MOVPE (organic metal vapor phase epitaxy), and the sapphire substrate was removed.
  • MOVPE organic metal vapor phase epitaxy
  • the GaN substrate with a thickness of 165 ⁇ m is a GaN substrate with a thickness of 165 ⁇ m with GaN formed with a thickness of 15 ⁇ m by MOVPE growth.
  • FIG. 1 shows a cross-sectional view of the nitride semiconductor laser disclosed in the above-mentioned document.
  • the nitride semiconductor laser disclosed in the above-mentioned document includes an n-electrode 101, an ⁇ -type ELO—GaN substrate 102 having a layer thickness of 165 ⁇ m, an n—AlGaN cladding layer 103 having a thickness of 5 m, and an n—InGaN layer 104 having a thickness of 100 nm.
  • It comprises a P-type modulation-doped superlattice cladding layer 109, a 15 nm thick p-GaN contact layer 110, a 300 nm thick SiO current confinement mask 111, and a p electrode 112.
  • the total thickness of the AlGaN cladding layer is
  • the ridge width is 2.5 m, and the resonator is formed open if.
  • the resonator is 675 ⁇ m and fc.
  • a method of removing the sapphire substrate by a method of melting GaN at the interface by laser irradiation in addition to a method of etching in addition to a method of etching.
  • a long device lifetime can be obtained by forming a region having a low dislocation density in the substrate and forming a device thereon.
  • the crystal growth of the LD part is performed by MOVPE method! Mg (magnesium) is used for the p dopant, and Si (silicon) is used for the n dopant.
  • the ridge-type p-cladding layer 109 for confining light in the striped direction is formed by dry etching.
  • the typical stripe width is 1.8 m to 2.6 ⁇ m to obtain fundamental transverse mode oscillation.
  • a blue laser using a GaN substrate of ELO has high reliability! If a laser can be obtained, it has the advantage that a GaN film with a thickness of 150 to 170 m can be grown on a sapphire substrate. After that, the semiconductor laser layer must be formed, and the sapphire substrate must be removed. This has the disadvantage that the production TAT is long and the product yield is poor.
  • the LD element on the GaN substrate for example, a process of forming an LD structure on the surface of the GaN substrate by epi growth, a process of forming a ridge-type stripe by dry etching, and forming a P electrode on the stripe Process, a process of etching or polishing the back surface to form a thin film, a process of depositing an n-electrode on the back surface, a process of forming a resonator by cleavage, and a process of obtaining a device of a desired size by device isolation.
  • the active layer has an InGaN-ZlnGaN quantum well structure, and the oscillation wavelength is 390 nm—41 Onm or 41 Onm—465 nm, and is determined by controlling the quantum well well and barrier layer thickness and In composition. Is done.
  • Typical device sizes are cavity lengths of 500 ⁇ m-1000 ⁇ m and widths of 250 ⁇ m-400 ⁇ m.
  • Non-Patent Document 1 Shin—icm Nakagawa, Tomoya Ynamoto, Masahiko Sano and Takashi Mukai, Applied Physics Letters, vol. 79, Number 13, Sept. 2001, pl948-pl950, "Characteristics of GaN laser diodes in the pure blue reagion
  • the substrate is a GaAs substrate or an InP substrate, and since these substrates are relatively soft materials, warpage of the wafer due to polishing distortion has become a problem. However, it was revealed that wafer warpage due to polishing distortion is an important issue to be solved because GaN substrates are hard and materials.
  • the wafer When the thickness of the GaN substrate is reduced to about 150 m by polishing, the wafer is fixed after polishing is completed, the wax is melted, and the wafer becomes prominent when the wafer is removed from the polishing jig. It breaks and warps. Although the warpage is suppressed while the wafer is fixed with wax, when the wax is melted and the wafer is removed from the polishing jig, the polishing strain layer formed on the back surface of the substrate by mechanical polishing becomes This is because a force that warps the wafer in a direction in which the polished surface becomes convex acts on the wafer, and the wafer is significantly warped.
  • the (100) substrate of GaAs which is a sphalerite-type crystal, has an in-plane cleavage direction orthogonal to that of a normal GaN substrate, and the three in-plane cleavage directions are 60 °. Angled. Therefore, if the wafer on the GaN substrate has a large warp, it is likely to crack in the 60 ° direction and break easily into a triangular shape. The greater the warpage of the wafer, the finer the crack. As a result, parallel resonator surfaces cannot be formed, and the yield is significantly reduced.
  • the second problem is that sufficient reliability cannot be obtained.
  • the first is caused by the occurrence of cracks and non-light emitting centers in the epi layer due to warpage or cracking of the LD wafer.
  • the second cause is that the warpage of the element reduces the contact area between the LD element and a heat sink for heat dissipation, and the temperature of the active layer rises due to a decrease in heat dissipation efficiency.
  • a GaN substrate has a region with a high dislocation density. If the warpage is large, dislocations may enter the current injection region of the active layer from the high dislocation density region, thereby shortening the device lifetime.
  • a third problem is that cleavage failure is likely to occur. Cleavage defects reduce device yield and device characteristics. In the case of GaN, when the wafer thickness is 150 / zm or more, if cleavage cannot be performed, cleavage cannot be performed at a desired position, or even if cleavage can be performed at a desired position, it is difficult to obtain a flat resonator surface, and cleavage failure may occur. Easily.
  • Cleavage defects cause degradation of LD characteristics, such as deterioration of the shape of the light spot, or increase in reflection loss and current threshold.
  • the thickness of the LD wafer In order to form a resonator with high yield by cleavage, the thickness of the LD wafer must be at least 150 / zm or less.
  • the first cause of wafer warpage is that the wafer thickness is distorted on the back surface of the substrate by mechanical polishing.
  • the mechanically polished strain layer generated on the back surface by this polishing has a large defect density and thickness.
  • GaN is a harder and harder material than other IIIV materials, polished scratches and polished strained layers with disordered crystal structures are likely to be formed deeply on the polished surface of GaN.
  • a polished strained layer having a large strain is introduced from the polished surface to a depth of about 5 ⁇ m to 20 ⁇ m.
  • the polished strained layer is lattice-mismatched to the unstrained crystal region. Therefore ⁇
  • the wafer is cleaved to a thickness of 150 / zm or less, significant warpage occurs in the direction in which the polished surface becomes convex.
  • polishing flaws caused by mechanical polishing depend on the particle size of the polishing cannonball, but usually have a polishing flaw of a maximum depth of about 2 ⁇ m.
  • the reason that the wafer is cracked by the warpage is that the internal stress increases beyond the bonding force of the crystal.
  • GaN is hard, but is a very brittle material compared to sapphire, so it easily cracks when the wafer is warped.
  • the wafer is apt to crack. Polishing scratches can be in all directions, complicating wafer cracking. Further, the polishing scratches cause a phenomenon such as cracking in the direction of the polishing scratches at the time of cleaving the wafer, thereby lowering the device yield.
  • the second cause of wafer warpage is due to lattice mismatch between the AlGaN cladding layer and the GaN substrate.
  • the AlGaN cladding layer warps the wafer in the same direction as the warpage due to the polishing strained layer, that is, the direction in which the back surface of the wafer becomes convex. Therefore, increasing the AlGaN cladding layer thickness or A1 composition increases the wafer warpage. If the thickness and Al composition of the AlGaN cladding layer are limited to a small value in order to reduce wafer warpage while applying force, the LD characteristics will be degraded. This is because the light confinement in the active layer decreases and the current threshold increases.
  • the third cause of wafer warpage is that the GaN substrate used for the force wafer itself has the defect density distribution in the growth direction, which is also the case with the ELO GaN substrate.
  • a GaN thick film is formed on a sapphire substrate, and then the sapphire substrate is removed to obtain a GaN substrate.
  • a growth direction defect density distribution is formed in the GaN thick film due to lattice mismatch between sapphire and GaN. Therefore, when the sapphire substrate is removed, a large warp occurs in the GaN thick film.
  • the first cause of warpage when the substrate is thinned the polished strain layer by mechanical polishing, Chemistry By mechanical polishing, the surface portion having the largest distortion is removed, and distortion due to mechanical polishing is eliminated.
  • the strain of the polishing strain layer by chemical mechanical polishing is smaller and thinner than that of the polishing distortion by mechanical polishing.
  • the second cause is to reduce the warpage of the wafer by optimizing the strain of the AlGaN layer.
  • the third cause of the backside of the substrate, the lattice mismatch between sapphire and the GaN substrate is considered. The inventor has found that a wafer having a small warpage can be obtained by removing a region having a high defect density in the growth direction by polishing.
  • the back surface is wet-etched with a mixture of phosphoric acid and sulfuric acid at a temperature of 200 ° C. There is a way to do it.
  • the electrode on the surface side is eroded, threading dislocations in the C-axis direction are enlarged, or remarkable irregularities are formed on the etched surface. Problems such as increased thermal resistance and shortened service life occur.
  • the processing time and cost are high because the etching rate is low, and it is not suitable for mass production.
  • polishing the back surface of the LD wafer is the most efficient way to make the LD wafer on the GaN substrate about 100 m thick, and the processing cost can be reduced.
  • An object of the present invention is to provide a nitride semiconductor light emitting device and a semiconductor device having high productivity, reliability and performance. And an element wafer and a method for manufacturing the same.
  • the present invention relates to a nitride semiconductor light emitting device wafer in which the wafer thickness is reduced by polishing at least the back surface of the substrate using chemical mechanical polishing. And a curvature radius R of the warpage of the substrate surface and a curvature radius R of 0.5 m or more and a substrate thickness of 145 m or less. Furthermore, the present invention relates to a nitride semiconductor light emitting device wafer in which the wafer thickness is reduced by polishing at least the back surface of the substrate using chemical mechanical polishing. A nitride semiconductor light emitting device wafer characterized by having a thickness of 5 ⁇ m or less, and a mirror surface on the back surface of the nitride semiconductor light emitting device wafer.
  • the nitride semiconductor wafer of the present invention is formed on a GaN substrate, a sapphire substrate,
  • the ZrB substrate must have a tilt angle with respect to the C plane of more than 0 degrees and not more than 10 degrees
  • the inclination angle with respect to the C plane is larger than 0 degree and 1 degree or less, or the inclination angle with respect to the C plane is 2 degrees or more and 10 degrees or less.
  • the present invention further includes a mechanical polishing step of polishing the back surface of the substrate by a mechanical polishing method, and a chemical mechanical polishing step of subsequently polishing the substrate by a chemical mechanical polishing method, in a direction perpendicular to the substrate surface.
  • the manufacture of a nitride semiconductor light emitting device wafer characterized in that the thickness d of the wafer and the radius of curvature of the warpage of the substrate surface are such that the radius of curvature R is 0.5 m or more and the substrate thickness is 145 m or less. Is the way.
  • the present invention also includes a mechanical polishing step of polishing the back surface of the substrate by a mechanical polishing method, and a chemical mechanical polishing step of subsequently polishing the substrate using a chemical mechanical polishing method.
  • the polishing pressure during chemical mechanical polishing be 0.05 kgZcm 2 —5 kgZcm 2 .
  • At least one or more guns selected from the group consisting of 1 O and Mn O forces, KOH, NH O
  • the polishing pad for chemical mechanical polishing is preferably one of suede, nonwoven fabric, artificial leather, and foamed structure.
  • the polishing speed is preferably lnm Zmin—100nmZmin. Preferable! / ⁇ .
  • polishing distortion layer removing step of removing the polishing distortion layer formed by the chemical mechanical polishing. It is preferable that the polishing strain layer removing step is wet etching, Ar ion milling, reactive ion etching, or dry etching. In the polishing strain removal step, it is preferable to remove a region of 1 ⁇ m or more from the polished surface.
  • a step of forming a wax on the polishing holder is a step of forming an adhesive layer, and a step of forming a wax on the surface of the adhesive layer.
  • the wax or the adhesive is formed adjacent to the outer periphery of the nitride semiconductor light emitting device wafer, and the width W of the wax or the adhesive formed adjacent to the outer periphery of the nitride semiconductor light emitting device wafer.
  • the radius of curvature R1 of the warp before polishing the back surface of the nitride semiconductor light emitting device wafer which is preferably mm ⁇ W ⁇ 20 mm, and the radius of curvature R2 of the warp of the wafer in a state where the polishing holder is attached with wax, are obtained.
  • Rl ⁇ R2! / are obtained.
  • the wax or the adhesive is resistant to an alkaline solution (PH8-PH11),
  • the point tm is preferably 70 ° C ⁇ tm ⁇ 200 ° C, and the thermal expansion coefficient K1 of the material of the polishing holder, which is preferably soluble in an organic solvent other than alcohol, is not suitable for nitride semiconductor light emitting devices. It is preferable that K1 ⁇ 6 X KO with respect to the thermal expansion coefficient KO of the substrate of the wafer!
  • the nitride semiconductor light emitting device of the present invention is preferably obtained from the above nitride semiconductor light emitting device wafer.
  • the effective thickness of the polishing strained layer is as large as 5 ⁇ m to 20 ⁇ m. Therefore, the curvature of a wafer with a thickness of 150 ⁇ m or less is reduced. The radius was less than 0.5 m. Conventionally, the wafer was broken due to large wafer warpage. As a result, the device yield is 22% or less for a thick substrate and 10% or less for a thin substrate of about 90 ⁇ m.
  • the effective thickness of the polishing strain layer where polishing scratches are formed is as small as 2 m
  • the radius of curvature of a wafer having a substrate thickness of 145 m or less was lm or more. Since the wafer warpage is small, the wafer does not break and there is no crack in the epi layer. As a result, high device yields of over 80% or over 98% were achieved.
  • the ohmic connection between the substrate back surface and the metal layer cannot be obtained in the conventional mechanically polished substrate, but the substrate back surface is mirror-polished using chemical mechanical polishing. By doing so, ohmic connection can be established between the substrate and the metal layer, and an n-electrode can be formed on the back surface of the substrate.
  • the thickness of the substrate is 145 ⁇ m or less, it can be divided along the cleavage when cutting the wafer into chips, and the thermal resistance does not increase.
  • the conventional LD has a device life of about 100 hours at an optical output of 100 mW, but the present invention has obtained a device life of 1000 hours or more.
  • the nitride semiconductor laser of the present invention showed about 10 times improvement in device yield and reliability as compared with the conventional semiconductor laser.
  • a GaN substrate is 50 to 100 times more expensive than a GaAs substrate used for a red light emitting device of the same size. Very important. Practical nitride semiconductor light emitting device according to the present invention It is believed that the child can provide.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view of a conventional nitride semiconductor laser.
  • FIG. 2 is a sectional view of a nitride semiconductor laser according to a first embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is an execution view of chemical mechanical polishing which is a method for manufacturing a nitride semiconductor light emitting device of the present invention.
  • FIG. 4 is a sectional view of a nitride semiconductor light emitting device wafer of the present invention.
  • FIG. 5 is a diagram showing the layer thickness dependence of the radius of curvature of the nitride semiconductor laser wafer of the example of the present invention.
  • FIG. 6 is a graph showing the dependence of the device yield of the nitride semiconductor laser of the embodiment of the present invention on the thickness of the LD wafer.
  • FIG. 7 is a graph showing the dependence of the device life of a nitride semiconductor laser of an example of the present invention on the thickness of an LD wafer.
  • FIG. 8 is a sectional view of a nitride semiconductor laser according to a tenth embodiment of the present invention.
  • FIG. 9 is a sectional view of a nitride semiconductor laser according to an eleventh embodiment of the present invention.
  • FIG. 10 is a view showing a state in which the nitride semiconductor light emitting device wafer of the present invention is attached to a polishing holder.
  • FIG. 11 is a cross-sectional view of FIG.
  • FIG. 12 is a diagram showing the dependence of the radius of curvature R in the resonator direction on the resonator length L of the laser diode chip.
  • FIG. 13 is an enlarged view of the horizontal axis of FIG. 12 in the range of 0 ⁇ L ⁇ 5.
  • wafer for a nitride semiconductor light emitting device of the present invention
  • the thickness of the polishing strain layer by chemical mechanical polishing of the back surface of the substrate is 5 ⁇ m. m.
  • the magnitude of the warpage of the wafer whose thickness has been reduced by polishing is determined by the degree of lattice mismatch between the AlGaN cladding layer and the substrate, that is, the product of the thickness of the AlGaN cladding layer and the magnitude of the A1 composition, It is determined by the thickness of the polishing strain layer with respect to the thickness of the wafer.
  • the larger the AlGaN cladding layer thickness and A1 composition the smaller the wafer thickness, and the larger the polishing strained layer, the greater the warpage of the wafer.
  • the AlGaN lattice mismatch and the cleavage yield were further considered.
  • the thickness of the wafer substrate within the range of 75 ⁇ m or more and 145 ⁇ m or less
  • the curvature radius of the wafer and device warpage could be controlled to 0.5m ⁇ R ⁇ 20m. Since the wafer of the present invention has a small warpage and no polishing scratches, the internal stress is increased more than the bonding force of the wafer crystal, and the stress is not concentrated on the polishing scratches. As a result, the yield of the device has been improved by a factor of 5 to 20 compared to the conventional device.
  • the radius of curvature R and the thickness of the substrate are in a proportional relationship, and the upper limit of the radius of curvature R does not need to be particularly set.
  • the radius of curvature R is large, the substrate becomes thick and the problem of wafer yield does not occur.
  • the thermal resistance is increased and the life is shortened.
  • the life due to thermal resistance is related to the luminous output, and the thickness of the substrate at low output can be set to be larger than the thickness of the substrate at high output, the power of recent DVD (Digital Versatile Disk).
  • the output is required to exceed 100 mw during recording, so that the thickness of the wafer is preferably 145 m or less. If the wafer thickness is 145 m or less, the yield will not decrease when semiconductor laser devices are manufactured from wafers.
  • the lower limit of the thickness of the substrate is determined by the handleability of the wafer or the semiconductor laser chip obtained from the wafer. If the thickness of the wafer is 75 ⁇ m or more, the handleability does not deteriorate. . Further, if the radius of curvature is 0.5 m or more, the wafer is not cracked when the wafer is removed from the jig after the wafer is thinned by etching or polishing.
  • FIG. 10 shows a state in which the wafer for nitride semiconductor light emitting device is attached to a polishing holder. Use a wax 952 to attach the wax to the polishing holder 951. Polishing is performed in a state where the back surface 104 of the element wafer is attached with the width W953 facing up.
  • Figure 11 shows a cross-sectional view.
  • the wafer for nitride semiconductor light emitting device is almost horizontally attached to the holder 951 with a wax thickness t955.
  • the surface of the bonded wafer before polishing has a radius of curvature R956.
  • the thickness t of the wax is defined by a value at the center of the wafer.
  • the wax thickness t955 and the wax width W953, the radius of curvature R956 of the surface of the wafer in which the shells are inlaid, the properties of the attached wax 952, and the thermal expansion coefficient (material) of the polishing holder 101 are controlled. It has the following characteristics.
  • a wax that is resistant to the alkaline solution of CMP and has a strong adhesive force is used as the wax.
  • a wax soluble in an organic solvent such as methanol, ethanol, or isopropyl alcohol is used.
  • one that is soluble in methyl ethyl ketone is used.
  • Typical wax melting points are 80 ° C-160 ° C. The higher the melting point of the wax, the more preferable it is because it tends to be hard.
  • the central portion of the wafer was pressed to remove bubbles between the wafer and the wax, and the wafer was embedded with melted wax and attached to the holder, and then the holder was placed in the guide ring. facing downward in a state stuck to cool over top force also vertically weighted lOOgZc m 2 or more and 500GZcm 2 below at a clean platform horizontal.
  • the wafer is horizontally attached while reducing the warpage of the wafer.
  • the wax covers the side surface around the wafer, and the wafer and the wax surface are aligned.
  • the holder with the polished wafer is heated by a heater to melt the wax, extruded so as to shift the wafer, and the wafer is removed from the holder.
  • the removed wafer is immersed in methyl ethyl ketone and ultrasonically cleaned to remove wax. After that, it is washed with alcohol, blown with nitrogen, and dried.
  • the thickness of the wafer for attaching the element wafer to the polishing holder is about 2 ⁇ m, and is 5 ⁇ m or less. This is because the thinner the wax, the smaller the thickness unevenness in the wafer surface and the more uniform the wafer thickness.
  • the layer thickness t of the wax or adhesive for attaching the element wafer to the polishing holder is 5 m ⁇ t ⁇ 50 m, preferably 8 m ⁇ t ⁇ 30 m, more preferably Is preferably 10 ⁇ ; ⁇ 20 / ⁇ ⁇ .
  • the holder of the polished wafer is heated by a heater to melt the wax, extruded so as to shift the wafer, and the wafer is removed from the holder.
  • the polished wafer is thin and easily broken by warping! , Get in the state! / If the diameter of the wafer is 15 mm or more, if the wax thickness t is 5 m or less, the wafer will crack when it is removed. With a wax thickness of 5 ⁇ m or more, the wax acts as a lubricant, which can prevent the wafer from being cracked during removal.
  • the wax thickness t of the present invention has an advantage that the wafer can be stuck even when the wafer having a diameter of 50 mm before the polishing is warped and has a deflection of 5 m to 30 m at the center of the wafer.
  • the wax or the adhesive is formed so as to be adjacent to the periphery of the side surface of the device wafer.
  • the width W of the adjacently formed wax is 1 mm ⁇ W, preferably 2 mm ⁇ W ⁇ 20 mm, more preferably 3 mm ⁇ W ⁇ 8 mm.
  • GaN is a strong material, it is susceptible to cracking due to chipping or polishing scratches when subjected to polishing.
  • the periphery of the wafer is liable to be damaged by an impact which collides with an abrasive such as a diamond embedded in the polishing plate.
  • the peripheral portion of the wafer can be protected by the hard wax, so that the chip is less likely to be damaged.
  • the width W of the wax depends on the location, but at least lmm ⁇ W is required. If 20 mm ⁇ W, the wax accumulates on the polishing machine (see Fig. 3), or the polishing load is applied to the wax other than the wafer, and the polishing rate is significantly reduced. Considering the fluctuation of W, 2mm ⁇ W ⁇ 20mm is preferable, and 3mm ⁇ W ⁇ 8mm is more preferable.
  • the curvature radius R1 of the warpage before polishing the back surface of the wafer and the curvature radius R2 of the warpage of the wafer in a state where the polishing holder is attached with wax are R1 ⁇ R2, preferably 1.5′R1 ⁇ R2, and more preferably. Is 3′R1 ⁇ R2, most preferably 6′R1 ⁇ R2.
  • Table 1 shows the relationship between the amount of radius and the radius of curvature for a 50 mm diameter wafer.
  • the typical value of the curvature radius R1 of the back surface of the wafer before polishing is 10 m.
  • the radius of curvature is 20 / zm if the curvature radius R2 of the wafer warp after shell divination is 1.5'R1 or more, and if the wafer is attached horizontally, 100m thick wafer center Sometimes it is 120 / xm at the wafer edge. Since the cleavage yield is high within 120 / zm, the manufacturing method of the present invention is effective in improving the yield.
  • the radius of curvature R2 of the warpage of the wafer after bonding is 3'R1 or more, the radius is 10 m, and the in-plane uniformity of the wafer is improved. If the radius of curvature R2 of the warpage of the wafer after shellfish divination is 6'R1 or more, the radius is 5 m, and even if the horizontality of the wafer is slightly reduced, a high yield can be obtained, which is the most preferable.
  • the bonding wax or adhesive is resistant to alkaline solutions (PH8 PH11) such as chemical mechanical polishing (CMP) abrasives, and its melting point tm is 70 ° C ⁇ tm ⁇ 200 ° C.
  • PH8 PH11 alkaline solutions
  • CMP chemical mechanical polishing
  • tm melting point
  • the temperature is 100 and ⁇ ⁇ 1 ⁇ 170 ° C, more preferably 140 ° C ⁇ tm ⁇ 160 ° C, and it is preferable to use a solvent soluble in an organic solvent other than alcohol.
  • the coefficient of thermal expansion K1 of the material of the polishing holder to which the device wafer is attached is K1 ⁇ 6 ⁇ 0, preferably ⁇ 1 ⁇ 3 ⁇ , more preferably ⁇ 1 ⁇ 2 ⁇ 0, with respect to the coefficient of thermal expansion KO of the wafer substrate.
  • Table 2 shows the amount of holder shrinkage in a 50 mm size with respect to the material of the holder when a wax having a melting point of 100 ° C is used
  • Table 3 shows the amount of shrinkage of the material of the holder when a wax having a melting point of 150 ° C is used. Shows the amount of holder shrinkage at 50 mm size.
  • the aluminum holder shrinks by 99 ⁇ m and GaN shrinks by 12 m, so that the difference in shrinkage is 88 ⁇ m.
  • Substrate crack due to compressive stress applied to wafer Can also be the cause.
  • cracks are added to the thin wax of about 10 m thick, cracking will occur.
  • the alkaline solution of the CMP erodes the electrode portion on the front surface of the wafer, thereby lowering the yield. The tendency increases as the melting point of the wax increases.
  • an aluminum holder is not suitable because the difference in shrinkage between an aluminum holder and GaN is 145 ⁇ m.
  • K1 ⁇ 6 ⁇ 0 when SiC is used as the holder material K1 ⁇ 6 ⁇ 0 when SiC is used as the holder material, ⁇ 1 ⁇ 3 ⁇ when alumina is used, and ⁇ 1 ⁇ 6 ⁇ 0 when stainless steel is used.
  • the holder made of alumina is suitable in terms of workability and cost.
  • the present invention in addition to the conventional mechanical polishing method for gradually reducing the particle diameter of diamond cannonball used for mechanical polishing, since there is a step of performing chemical mechanical polishing on the back surface of the wafer, The thickness of the polishing strained layer where polishing scratches are eliminated can be reduced to 2 m or less. As a result, even if the polishing strained layer is removed by etching, significant irregularities are not formed on the etched surface, and threading dislocations in the C-axis direction do not increase.
  • the chemical mechanical polishing mainly, a chemical process in which a product formed by reacting with an alkaline aqueous solution on a polishing surface is formed, and the reaction product is removed by rubbing with fine particles such as SiO.
  • the chemical mechanical polishing has a feature that the polishing rate is low, but distortion is hardly applied to the inside of the crystal.
  • the mechanical polishing is a process in which abrasive grains such as diamond harder than the substrate are rubbed on the substrate to physically remove the polished surface.
  • Mechanical polishing has a disadvantage that the polishing rate is high but polishing distortion is remarkable. On the other hand, in the wet etching, the distortion inside the crystal does not occur. The surface irregularities after mechanical polishing are easily increased remarkably.
  • the chemical mechanical polishing preferentially sequentially processes and removes the convex portions of the fine irregularities.
  • flatness was realized, and the surface with the largest distortion of the polishing strained layer formed by mechanical polishing was removed by chemical mechanical polishing and added to the substrate.
  • the distortion recovers.
  • the thickness of the polishing strain layer becomes thinner, and at the same time, the amount of strain becomes extremely small.
  • the thickness of the strained layer of 5 to 20 ⁇ m can be reduced to 2 to 5 ⁇ m. If the thickness of the strained layer due to chemical mechanical polishing is 5 m or less, the force at which the wafer is not cracked by warpage is preferably 3 m or less, more preferably 2 m or less.
  • the gunshot type for chemical mechanical polishing is SiO.
  • the average particle size of the cannonball is preferably from 5 nm to 100 nm, more preferably from 5 nm to 50 nm.
  • Processing fluid is KOH, NH OH
  • O, 6 (? ⁇ 0) 2 Puru can be any of 1 ⁇ 10 or a combination of them
  • the polishing pad may be any of suede, non-woven fabric, artificial leather, and foamed structure. If the pressure during chemical mechanical polishing is too low, the polishing rate will be too low. Therefore, a load on the substrate of 0.1 kg / cm to 5 kg / cm should be appropriate.
  • the polishing rate is preferably 5 nmz min-lOOnmZ min force S, and more preferably 5 nmZmin-20 nmZmin.
  • the back surface of the substrate can be etched to remove the strain due to the chemical mechanical polishing.
  • etching wet etching, Ar ion milling, reactive ion etching or dry etching can be used.
  • etching by Ar ion milling, reactive ion etching or dry etching is a force that causes etching damage to the substrate.
  • the thickness is about 0.01 m, and the degree of distortion is lower than that of chemical mechanical polishing, so the influence on the substrate warpage is small.Etching without protecting the wafer surface like wet etching You can do it, and you have the merits.
  • FIG. 12 shows the dependence of the radius of curvature R in the LD resonator direction on the resonator length L of a laser diode (hereinafter abbreviated as LD) chip with a substrate thickness of 108 ⁇ m using CMP.
  • LD laser diode
  • FIG. 13 shows an enlarged view of the horizontal axis of FIG. 12 in the range of 0 ⁇ L ⁇ 5.
  • the radius of curvature of a 40 mm diameter wafer using CMP is determined by the influence of a wafer thickness, an epi thickness, a damaged layer thickness after mechanical polishing, a CMP time, a dislocation density of a substrate, and the like. 5 m or more.
  • the radius of curvature R of an LD chip obtained from an LD wafer is 0.05 m or more.
  • FIG. 2 shows a cross-sectional view of the nitride semiconductor laser according to the first embodiment of the present invention.
  • the nitride semiconductor laser according to the present embodiment includes an n-electrode 201, a GaN substrate polishing strain layer 202
  • GaN cladding layer 205 InGaN (2.5 nm) ZGaN (10 nm) three-layer quantum well
  • Active layer 206 8 nm thick p-AlGaN current overflow prevention layer 207, 100 ⁇
  • the aN contact layer 210, the 300 nm thick SiO current confinement mask 211, the p-electrode 212, and the force are also used.
  • the edge width is 1.8 ⁇ m—2.3 ⁇ m.
  • the p-dopant may use Mg (magnesium), and the n-dopant may use force 0 (oxygen) using Si (silicon).
  • Atomic concentration of Mg is P- GaN contact layer 210 1 X 10 2 ° cm- 3 to, for others are all the atomic concentration of 2 X 1019cm- 3, Si 2 X 10 18 cm- 3.
  • the crystal was grown by MOVPE.
  • the growth temperature is 600 ° C. for the n—GaN buffer layer 204, 1050 ° C. for the n-cladding layer 205 and the p-cladding layer 209, and 800 ° C. for the active layer 6.
  • Ammonia was used as the N source, and nitrogen was used as the carrier gas for the active layer, and hydrogen was used for the rest.
  • a ridge-type p-cladding layer 209 is formed by dry etching.
  • a 300 nm thick SiO current confinement mask 210 is formed, and the p-cladding is performed by selective growth.
  • the doped layer 209 can also be formed by growth.
  • a superlattice cladding layer composed of multiple periods of / p-GaN (2.5 nm) may be used.
  • the average A1 composition should be the same for the same layer thickness.
  • the n-AlGaN layer with dn (m) thickness and dpm) thickness In the LD formed on the GaN substrate, the n-AlGaN layer with dn (m) thickness and dpm) thickness
  • a lattice mismatch dLMi of 0.08 ⁇ dLM ⁇ 0.35 force is required, 0.09 ⁇ dLM ⁇ 0.20 force is required, and 0.10 ⁇ dLM ⁇ 0.15 is more preferred.
  • FIG. 4 is a cross-sectional view of the nitride semiconductor light emitting device wafer of the present invention.
  • an AlGaN-based LD epi layer 404 and a P electrode 405 are formed on the surface of a GaN substrate 403, and a polishing damage layer 402 is formed on the back surface of the GaN substrate 403.
  • An N electrode 401 is formed on the layer 402. The radius of curvature is defined as shown in Fig. 4 using the front surface of the LD wafer and the LD element, the back surface of the LD device, and the inclination of the C axis of the crystal.
  • Wafer warpage 1ZR 406 is represented by the radius of curvature R 407 of the portion of the wafer having the largest warpage. In other words, the curvature radius R 407 force, the smaller the warpage.
  • the local definition is because the wafer warpage is not always a perfect spherical surface over the entire surface of the wafer. Usually, the warpage of the central portion of the wafer is large, so the warpage of the substrate surface, which is not the electrode surface, is measured at the central portion.
  • the radius of the wafer is ⁇ 409 and the wafer size is L
  • the amount of radius ⁇ 409 is the distance from the horizontal plane to the edge of the wafer when the wafer is placed on a horizontal plane with the convex downward as shown in FIG.
  • An LD structure was grown by MOVPE on a ⁇ -type GaN substrate with a thickness of 300 ⁇ m—450 ⁇ m. A wafer was obtained. Further, a ridge structure was formed on the p-side of the LD wafer, and a p-electrode was formed. Up to here, it is the same as the conventional manufacturing method.
  • the thickness of the wafer is reduced to a desired thickness by polishing the back surface of the wafer.
  • the p-electrode side of the LD wafer was attached to a polishing jig using alkali-resistant wax.
  • the wafer was pressed against a diamond baked polishing plate having a gun particle size of 60 ⁇ m with a load of 300 gZcm 2 and held, and was mechanically polished by rotating the polishing plate at a speed of 30 rotations Z minutes.
  • the polishing rate was 10 mZ
  • the wafer thickness was mechanically polished from 450 m to 140 m.
  • mechanical polishing was performed to a thickness of 114 m using diamond slurries of 6 m diameter and 2 m diameter, a copper plate and a tin plate, and then chemical mechanical polishing was performed as a finish.
  • FIG. 3 shows an embodiment of chemical mechanical polishing.
  • the polishing machine with a rim 301, polishing nod, 302, Ueno, 306, also power.
  • the colloidal silica solution 303 is filled in the edged polishing plate 301 on which the polishing pad 302 is affixed, and the LD wafer 306 is immersed therein and pressed with a load of 300 gZcm 2 , while rotating the edged polishing plate 301 for 20 rotations Z minutes. And then rotated.
  • the polishing rate at that time was 2 mZ hours.
  • a colloidal silica solution obtained by dispersing SiO cannon particles having an average particle diameter of about 20 nm in an alkaline solution is used.
  • polishing pad 302 a polyethylene foam structure called a surf was used. By chemical mechanical polishing for about one hour, almost no polishing scratches were observed even when observed in detail with an optical microscope, and a mirror surface was obtained. A polishing jig was placed on the heater, the wax was melted, and the wafer was removed from the polishing jig 304. Wafer cracking occurred. When the thickness of the wafer was measured after organic cleaning, the layer thickness of the wafer was 112 ⁇ m, and the uniformity was 1 ⁇ m at a diameter of 40 mm. The radius of curvature of the warpage determined from the radius of the board was as small as 5 m.
  • the substrate side surface of the wafer is polished by chemical mechanical polishing, and then Ar ion milling is performed at a high frequency power of 400W for 1 hour.
  • the polishing strained layer having a depth of 2 m was removed.
  • phosphoric acid and sulfuric acid-based jet etching and chlorine-based plasma are used for dry processing. It can also be performed using etching or reactive ion etching.
  • the conditions for chlorine dry etching are, for example, one hour at a high frequency power of 400 W at a pressure of 1. OPa and a pressure of 20 cc Zmin for chlorine.
  • an n-electrode is formed on the back surface of the wafer, and heat treatment is performed at 500 ° C for 15 minutes. Then, the wafer is cut with a diamond cutter so that the cavity length becomes 650 m. After the edge was scribed lmm long, the wafer was cleaved by pressing the edge along the scribe line. When the cleavage plane was observed with a scanning electron microscope, a perfect mirror surface was obtained for most of the devices. LD bars were split horizontally to obtain LD elements. By using the chemical mechanical polishing which is the manufacturing method of the present invention, a device yield of 98% was obtained.
  • the types of munitions used in chemical mechanical polishing are not limited to SiO.
  • the average particle size of the cannonball is from 5 nm to 100 ⁇ m, or more preferably from 5 nm to 50 nm.
  • Processing fluid is KOH, NH OH
  • the polishing pad may be any of suede, non-woven fabric, artificial leather, and foamed structure. Since the pressure at the time of chemical mechanical polishing, too low, the polishing rate is small, 0. lkg / cm 2 -5kg / cm 2 » appropriate and Mel. Polishing rate is 5nmz min-1OOnmz min) is preferable, and 5nm / min-20nmZmin is more preferable! / ⁇ .
  • An AR-HR coating was applied to the obtained device.
  • the threshold voltage of the device was 45 mA
  • the slope efficiency was 1.2 W / A
  • the operating current at 5 mW was about 50 mA
  • the operating current at 100 mW was about 130 mA.
  • the life test was performed with 20 pieces under the operating conditions of 50 ° C, 5mW or 60 ° C, 100mW.
  • the fault (disqualification) judgment standard was defined as the point at which the operating current increased by 20%.
  • Non-Patent Document 1 Mean Time To Failure
  • the average life expectancy of more than 700 hours was obtained even at a high output of 60 ° C and 100 mW, which was accelerated about 8.6 times under the conditions of 50 ° C and 5 mW.
  • the substrate thickness d of the wafer and the radius of curvature R of the wafer are each 75 m ⁇ d ⁇ 145.
  • LD devices obtained from LD wafers and LD devices satisfying the conditions of m and 0.5m ⁇ R ⁇ 20m, or LD wafers satisfying the above conditions can be obtained.
  • the effective strain amount of the polished strained layer 202 of the LD obtained by the manufacturing method of the present invention is about 0.165%, and the effective layer thickness at that time is as extremely small as 2 ⁇ m-5 ⁇ m or less. For this reason, it is possible to obtain an LD wafer and an LD element having a curvature radius of curvature of lm or more, or an LD element obtained from an LD wafer that satisfies the above conditions.
  • the warp of the present invention is a warp having a radius of curvature of lm or more, and can be confirmed with a normal wafer size or element size.
  • the wafer size is lcm
  • the radius of a wafer having a radius of curvature lm is 12.5 m. This is a value that can be sufficiently measured with a normal film thickness meter.
  • the radius of the element having a radius of curvature lm is 52.8 nm. This is a value that can be measured by observing the cross-sectional shape with a scanning electron microscope.
  • a blue LD element is placed adjacent to a flat GaAs substrate and put into a scanning electron microscope apparatus to measure the amount of radius, and the warpage of the obtained radial force element can be obtained.
  • reflection of a laser beam may be used.
  • the element can be cooled and the optical measurement force can be used to measure the amount of crystal distortion to determine the warpage.
  • the warpage of the device or the wafer can be obtained from the inclination of the crystal axis.
  • the device is on a GaN substrate, cool it down to 5K, Using the linear relationship of the C-axis lattice constant, the exciton energy changing force can be used to obtain the residual strain of GaN. Thereby, the thickness of the polishing strain layer can be estimated.
  • the force is all based on the thickness of the wafer.
  • the thickness of the wafer is also obtained by subtracting the thickness of the epitaxially grown layer grown on the substrate. be able to.
  • the type and plane orientation of the nitride semiconductor substrate are not particularly limited.
  • the substrate material is not limited to a GaN substrate, but may be an AlGaN substrate, an InN substrate, a GalnN substrate, an AlInN substrate, or an AlGalnN substrate.
  • the type of substrate and the plane orientation are not particularly limited as long as at least one nitride semiconductor layer is present in the epi layer.
  • the substrate material may be Al O substrate, ZrB substrate, SiC substrate, or Si substrate.
  • a nitride semiconductor device using a ZrB substrate is characterized by excellent reliability.
  • the nitride semiconductor element used has excellent heat dissipation characteristics, and the nitride semiconductor element using a Si substrate has the characteristic of excellent low cost properties, and can be used properly according to the purpose.
  • Table 4 shows the yield and average life for the substrate thickness and curvature R of the nitride semiconductor laser wafer according to the nine embodiments of the present invention.
  • the fourth example has already been described in detail in the first embodiment.
  • the respective layer thicknesses and the radii of curvature are different from each other.
  • the other structures are all the same as those in the first embodiment.
  • Table 4 shows the yield and the average life with respect to the substrate thickness and curvature R of the nitride semiconductor laser wafer according to the example of the present invention.
  • the first embodiment is a nitride semiconductor laser device having a wafer substrate thickness of 136 ⁇ and a radius of curvature of 8.3 m.
  • the device yield was 81% and the average lifetime of the device was 700 hours.
  • the second embodiment is a nitride semiconductor laser device having a wafer substrate thickness of 128 ⁇ m and a radius of curvature of 7. Om.
  • the device yield was 89% and the average lifetime of the device was 1030 hours.
  • a nitride semiconductor laser having a wafer substrate thickness of 119 ⁇ and a curvature radius of 6.2 m was used.
  • the device yield was 94% and the average lifetime of the device was 1100 hours.
  • the fourth embodiment is a nitride semiconductor laser device having a wafer substrate thickness of 112 m and a radius of curvature of 5. Om.
  • the device yield was 98% and the average lifetime of the device was 1160 hours.
  • the fifth embodiment is a nitride semiconductor laser device having a wafer substrate thickness of 108 ⁇ m and a radius of curvature of 4.3 m.
  • the device yield was 99% and the average lifetime of the device was 1150 hours.
  • the sixth embodiment is a nitride semiconductor laser device having a wafer substrate thickness of 105 ⁇ m and a radius of curvature of 3.8 m.
  • the device yield was 98.5% and the average lifetime of the device was 1200 hours.
  • the seventh example is a nitride semiconductor laser device having a wafer substrate thickness of 94 m and a radius of curvature of 2.9 m.
  • the device yield was 98% and the average lifetime of the device was 1150 hours.
  • the eighth embodiment is a nitride semiconductor laser device having a wafer substrate thickness of 83 / ⁇ and a curvature radius of 1.5 m.
  • the device yield was 89% and the average lifetime of the device was 1050 hours.
  • the ninth embodiment is a nitride semiconductor laser device having a wafer substrate thickness of 75 m and a radius of curvature of 1. Om.
  • the device yield was 80% and the average lifetime of the device was 800 hours.
  • FIG. 5 shows the dependence of the radius of curvature of the nitride semiconductor laser wafer of the embodiment of the present invention on the substrate thickness.
  • the diamond marks in FIG. 5 indicate the values of the LD wafer using the chemical mechanical polishing according to the embodiment of the present invention, and the white circles indicate the values by the LD of the conventional manufacturing method not using the chemical mechanical polishing.
  • the curvature radius of the LD tended to increase with the substrate thickness of the wafer.
  • mirror surface refers to a state in which chemical mechanical polishing has been performed using an optical microscope until polishing scratches are not observed.
  • the state is almost the same as the state in which oblique light is applied to the surface and no damage is observed on the substrate surface with the naked eye. The case where no scratch is observed with the naked eye while the surface is irradiated with oblique light may be used.
  • the radius of curvature of a wafer having a thickness of 150 m or less is 0.5 ⁇ m or less, and the warpage is large.
  • the radius of curvature of the LD wafer according to the embodiment of the present invention is lm or more, and the warpage is clearly smaller than that of the LD manufactured by the conventional method.
  • the effective thickness of the polished strained layer is as large as 5 m-2 O / zm. Therefore, when the substrate thickness d of the wafer is 70 m ⁇ d ⁇ 145 m, the radius of curvature is Is 0. The yield was reduced to 22% or less, which was less than 5m, and the wafer cracking due to warpage was significant. On the other hand, with the wafer having a small warp of the present invention, a remarkably high device yield of 80% or more was obtained.
  • FIG. 5 shows the calculated value of the radius of curvature with respect to the LD wafer layer thickness in the case where there is no polishing distortion by a dashed-dotted line 503.
  • the dashed line 503 indicates a strain of 0.05% and an AlGaN layer with a layer thickness of 1.8 m. This shows warpage due to the mismatch layer. As the wafer becomes thinner, warpage increases due to the AlGaN layer.
  • a wafer substrate thickness of 70 m or more is required. Since the cleavage yield decreases when the wafer substrate thickness exceeds 145 m, the wafer substrate thickness d is limited to 70 ⁇ m ⁇ d ⁇ 145 ⁇ m in the present invention.
  • the solid line 504 in Fig. 5 is a calculated value of the radius of curvature with respect to the LD layer thickness when the polished strained layer having a strain of 0.165% has a thickness of 2 m.
  • a broken line 505 indicates a calculated value of a radius of curvature with respect to the LD wafer layer thickness when the polishing strain layer has a layer thickness of 3 m
  • a dotted line 506 indicates a calculated value when the layer has a layer thickness of 4 m.
  • the calculated distortion value of the polished strained layer was approximately 0.165%, which is almost the same as that of the example.
  • the polishing strain layer thickness of the LD of the example having a small radius of curvature of 3 m or more and a small warp is 2 ⁇ m to 3 ⁇ m.
  • the layer thickness must be determined in consideration of this.
  • the polishing strained layer of about 2 m is removed by dry etching or wet etching, an LD with even smaller warpage can be obtained.
  • FIG. 6 shows the dependence of the device yield of the nitride semiconductor laser of the example of the present invention on the substrate thickness of the LD wafer.
  • Conventional LDs have a device yield of 10% or less or 20% or less, whereas the present invention has achieved a device yield of 80% or more or 98% or more.
  • FIG. 7 shows the dependence of the device life of the nitride semiconductor laser of the example of the present invention on the thickness of the LD wafer.
  • a conventional LD had a device life of about 100 hours at 100 mW. In the present invention, a device life of 1000 hours or more was obtained.
  • FIG. 5 is a diagram showing the correlation between the thickness d in the direction perpendicular to the substrate surface and the radius of curvature R of the warpage of the substrate surface.
  • the first range 507 i.e., when the substrate thickness d in the direction perpendicular to the substrate surface and the curvature radius R of the substrate surface warp are 70 111 ⁇ (1 ⁇ 145 111 00.5m ⁇ R ⁇ 20m, 80 A device life of more than 700 hours was obtained with a device yield of more than 700% and a device yield of more than 700% for the second range 508, ie, 80 ⁇ m ⁇ d ⁇ 135 ⁇ m and lm ⁇ R ⁇ 15 m.
  • An average lifetime of more than 1000 hours was obtained with a yield and lOOmW.
  • the third range 509 ie, 90 ⁇ m ⁇ d ⁇ 125 ⁇ m and 2m ⁇ R ⁇ 9m, a device yield of more than 94% and 100mW
  • the fourth range 510 ie, 100 / ⁇ ⁇ (1 ⁇ 115 ⁇ m and 3m ⁇ R ⁇ 8m, 1150 hours at a device yield of 98% or more and lOOmW The above average life was obtained.
  • FIG. 8 is a sectional view of a nitride semiconductor laser according to a tenth embodiment of the present invention.
  • the nitride semiconductor laser according to the present embodiment is formed on a sapphire substrate, and has a structure in which a polishing strain layer 800 of a 2 ⁇ m thick sapphire substrate, a sapphire substrate 801 having a thickness of 80 ⁇ m, and a 5 m thick N—GaN layer 812, thick n—GaN layer 802, 1. thick n—Al Ga N
  • Lad layer 803 active layer of three quantum wells of In GaN (2.5 nm) ZGaN (10 nm) 8
  • the ridge width is 2.3 ⁇ m.
  • Mg magnesium
  • Si silicon
  • Atomic concentration of Mg is p-GaN contact layer 210 1 X 10 2 ° cm one 3 in, the otherwise atomic concentration of 2 X 10 19 cm- 3, Si are all 2 X 10 18 cm- 3. Crystal growth was performed by MOVPE method as in the previous example.
  • the ⁇ -GaN layer 802 having a thickness of 2 ⁇ m for the n-electrode is removed by dry etching, the surface of the n-GaN layer 812 is exposed, and the n-electrode is Form 811
  • the head layer 807 is formed. Dry etching masks such as ZrO in addition to SiO
  • a p-electrode 810 was formed.
  • the sapphire substrate 801 was ground and polished.
  • the feature of this embodiment is that the sapphire substrate 801 of the device has a thickness of 80 m and the curvature radius of curvature of the original wafer is L5 m.
  • the feature of the manufacturing method is that chemical mechanical polishing is used after the conventional polishing step using diamond abrasive grains on the back surface of the sapphire substrate 801. As a result, a small curvature radius of 1.5 m was obtained. It is considered that the thickness of the polishing strained layer 800 at this time was also within 2 m on the sapphire substrate.
  • the manufacturing process of the example of the present invention will be described in detail.
  • the initial thickness of the sapphire substrate (C-plane) was 350 m, and the device wafer was reduced to 110 m by back grinding. Thereafter, the diamond slurries having a particle size of 6 m and 2 m were used in this order, and polished to 82 mi on a tin polisher, and further polished to a thickness of 80 m using chemical mechanical polishing. Grinding was performed using a diamond grinder with a particle size of 60 m at 1500 rotations at an average speed of 0.4 / z mZ seconds.
  • the mechanical polishing was performed using colloidal silica having a particle size of 30 nm at a pressure of 700 gZcm 2 at a speed of 50 rotations Z for 1 hour.
  • the warpage of the obtained wafer was 1.5 m, and the warpage was reduced as compared with the conventional one.
  • the wafer was diced with diamond to obtain a nitride semiconductor light emitting device having a width of 300 m and a length of 600 m in the stripe direction.
  • a multilayer film of Ti02 and SiO was attached to the end face of the device to control the reflectance, and spontaneous emission light was extracted from one end face.
  • the end face of the active layer portion was not a perfect cleavage plane, a spontaneous emission light with a strong power of 5 mW and no oscillation was obtained. Since this device can perform high-speed modulation operation at a high frequency of 10 GHz, it can be used for indoor wideband wireless optical communication. Alternatively, the embodiment of the present invention can be used as a low-voltage, long-life white light source by combining with a phosphor.
  • FIG. 9 shows a sectional view of a nitride semiconductor laser according to an eleventh embodiment of the present invention.
  • the nitride semiconductor laser of the present example was tilted 4 degrees in the [11 20] direction, which is the C-plane force cleavage direction. It was formed on a zirconium boride (ZrB) substrate.
  • ZrB zirconium boride
  • An eleventh embodiment of the present invention relates to a ZrB group.
  • Sublayer 904 1. Thick n—AlGaN cladding layer 905, In GaN (2.5 nm) /
  • GaN (10nm) three-period force active layer with three quantum wells 906, 8nm thick p—Al G
  • N current overflow prevention layer 907 100 nm thick p-GaN layer 908, 0.6 m thick
  • the wafer of this embodiment has a wafer thickness of 110
  • the radius of curvature of the warpage of the wafer is 3.5 m.
  • the C-plane force is also the cleavage direction.
  • MOVPE Use of MOVPE to grow the GaN growth surface into a Ga surface over a wide range is preferable if MOVPE is used.
  • the steepness of the quantum well interface can be obtained at 0 ° to 1 ° or less. .
  • the temperature is changed from 2 degrees to 10 degrees, for example, when magnesium (Mg) is diffused by hydrogen passivation, Mg easily enters crystal sites, and p-type impurities are easily activated.
  • a ridge for an optical waveguide was formed on the obtained epi wafer, a p-electrode was attached, and the back surface of the wafer was polished.
  • Chemical mechanical polishing was performed to finish the backside polishing.
  • the chemical mechanical polishing was performed using colloidal silica at a pressure of 500 g / cm 2 and a rotation speed of 30 rotations Z for 1 hour on surfing.
  • the laser cavity surface was formed by cleavage, and the devices were separated to obtain a laser device.
  • the dislocation density of the LD crystal grown on the ZrB substrate is 5 X 106 cm—
  • ZrB (zirconium boride) single crystal is prepared by a floating zone melting method (FZ method, float
  • the ZrB substrate has excellent characteristics as a substrate of a nitride semiconductor light emitting device with a large light output.
  • the ZrB substrate is hexagonal like GaN, and has a lattice constant difference of 0.6% from GaN. Due to the feature of matching elements and the feature of thermal expansion with a 5% difference in thermal expansion coefficient, GaN crystals of much higher quality can be grown than GaN on sapphire substrates.
  • ZrB substrate is metal C
  • ZrB substrate has almost the same high thermal conductivity as metal Mo
  • ZrB substrate is hard and brittle like GaN. Therefore, polishing distortion is formed deeply
  • the wafer warpage increased, cracks occurred when the wafer was removed from the polishing jig, and the yield was significantly reduced.
  • the chemical mechanical polishing of the present invention even when the wafer thickness was 110 m, the curvature radius of the warpage of the wafer was as small as 3.5 m, and good cleavage could be performed without breaking the wafer.
  • the GaN-based semiconductor formed on the ZrB substrate

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Abstract

　８０％以上の素子歩留まりと高い信頼性を有するＧａＮ基板、Ａｌ２Ｏ３基板、ＺｒＢ２基板などの結晶基板の上に形成された窒化物半導体発光素子およびその素子ウエハを提供する。 　本発明は、少なくとも化学機械研磨を用いて基板裏面を研磨することでウエハ厚さを薄くしている窒化物半導体発光素子用ウエハの、基板面に垂直な方向のウエハの厚さｄと基板面の反りの曲率半径Ｒが、曲率半径Ｒが０．５ｍ以上でウエハの厚さが１４５μｍ以下である、あるいは、基板裏面の化学機械研磨による研磨歪み層の厚さが５μｍ以下であることを特徴する窒化物半導体発光素子用ウエハである。

Description

明 細 書
窒化物半導体発光素子用ウェハとその製造方法およびそのウェハから 得られた窒化物半導体発光素子
技術分野
[0001] 本発明は、光ディスクなどに用いられる青色レーザ光源などに適用される窒化物半 導体発光素子用ウェハとその製造方法および窒化物半導体発光素子用ウェハから 得られた窒化物半導体発光素子に関する。
背景技術
[0002] 青色光を出力する半導体発光素子や半導体レーザ'ダイオ-ド (LD)は、光表示用 や次世代の光ディスク用の光源として注目されている。これらの青色半導体発光素 子は、主にサファイア基板上に、ェピタキシャル結晶成長技術により GaNや InGaN や AlGaNなどの材料を積層して形成されて 、る。これに対して近年の技術の発展に 伴い、 GaN基板上に形成された青色用の半導体レーザが報告されている。例えば、 2001年 9月のァプライド ·フィジックス ·レター誌 79巻の 1948ページ力ら 1950ページ には、「純粋な青色領域における InGaNレーザ'ダイオードの特性」と題する報告があ る。そこには、 150 m厚の GaN基板上に形成された青色半導体レーザ力 環境温 度 50°Cの下で 5mWの光出力で 3000時間の推定寿命で動作したことが報告されて いる。
[0003] ここで用いられている基板は厚さ 165 /z m厚の ELO (Epitaxial Lateral Overgr owth:ェピタキシャル 'ラテラル'オーバーグロース）の GaN基板である。上記文献中 で ELOの GaN基板は、サファイア基板上に 2. 5 μ m厚の GaNを低温成長し、その 表面に 12 μ m幅の SiOマスク（0. 1 μ m厚）を 20 μ m周期で施し、さらに 15 μ m厚
2
の GaNを MOVPE (有機金属気相成長)成長で形成させた ELO基板上にハイドライ ド気相成長法で 200 μ m厚の GaN厚膜を形成して力もサファイア基板を除去して 15 0 μ m厚の GaN厚膜を得、さらにその上に 20 μ m周期で 8 μ m幅の SiOマスクを施
2 し、 MOVPE成長で 15 μ m厚の GaNを形成させた GaNの厚さが 165 μ m厚の ELO の GaN基板である。 [0004] 図 1は、上記文献に示された窒化物半導体レ-ザの断面図を示す。上記文献の窒 化物半導体レーザは、 n電極 101、層厚 165 μ mの η型 ELO— GaN基板 102、 5 m 厚の n— Al Ga Nクラッド層 103、 lOOnm厚の n— In Ga N層 104、A1 Ga
0. 05 0. 95 0. 1 0. 9 0. 1
N (2. 5nm) /n-GaN (2. 5nm)周期の合計 1 m厚の n型変調ドープ超格子ク
0. 9
ラッド層 105、 In Ga N/ln Ga N (40nm)の多重量子井戸の活性層 106、
1 0. 05 0. 95
10nm厚の p— Al Ga N電流オーバーフロー防止層 107、 150nm厚の GaN層 1
0. 3 0. 7
08、 Al Ga N (2. 5nm)Zp— GaN (2. 5nm)周期の合計 0. 厚のリッジ型
0. 1 0. 9
P型変調ドープ超格子クラッド層 109、 15nm厚の p— GaNコンタクト層 110、 300nm 厚の SiO電流狭窄マスク 111、 p電極 112、からなる。 AlGaNクラッド層の全層厚は
2
6. 5 mと極めて厚い。リッジ幅は 2. 5 m、共振器は If開で形成されており、共振 器おは675 μ mで fc 。
[0005] サファイア基板の除去には、エッチングによる方法の他にレーザ照射により界面の GaNを溶かす方法がある。 ELOの GaN基板を用いる製造方法は、基板内に転位密 度の低い領域を形成し、その上に素子を形成することで高い素子寿命が得られる。 L D部分の結晶成長は MOVPE法で行われて!/、る。 pドーパントには Mg (マグネシウム )を用い、 nドーパントには Si (シリコン）が用いられている。スプトライプ方向の光閉じ 込めのためのリッジ型 pクラッド層 109はドライエッチングで形成されて 、る。青色 LD の場合、基本横モード発振を得るために、典型的なストライプ幅は 1. 8 m— 2. 6 μ mである。
[0006] ELOの GaN基板を用いた青色レーザは、信頼度の高!、レーザが得られると!、う長 所を持っている力 サファイア基板上に膜厚 150— 170 mの GaNを成長させた後 、半導体レーザ層を形成し、更に、サファイア基板を除去しなければならないために 、製造の TATが長い、更に、製品歩留まりが悪いと言う欠点を持っている。
[0007] 一方、青色レーザは、今後のデジタル記憶媒体への記録'読み出し用に大量に使 用される。このため、 GaN基板の製造と、青色レーザの製造と分けて行うことが試みら れている。この場合、サファイアや GaAsなどの基板上に 450 m以上の厚膜の GaN を成長させた後に基板を除去し、得られた厚膜 GaNの表面と裏面が平行になるまで 研磨して製造された、基板サイズが直径 2cm— 5cmで膜厚が 300 μ m— 450 μ mの 反りのない GaN基板が用いられる。
[0008] GaN基板上の LD素子は、例えば、 GaN基板の表面上に LD構造をェピ成長によ り形成する工程、ドライエッチングでリッジ型ストライプを形成する工程、ストライプ上 に P電極を形成する工程、裏面をエッチングあるいは研磨して薄膜ィ匕する工程、裏面 に n電極を蒸着する工程、劈開により共振器を形成する工程、素子分離により所望の サイズの素子を得る工程力もなる。典型的な LDの場合、活性層は InGaNZlnGaN 量子井戸構造であり、発振波長は 390nm— 41 Onmもしくは 41 Onm— 465nmであ り、量子井戸のゥエルとバリアの層厚と In組成を制御して決定される。典型的な素子 のサイズは共振器長 500 μ m— 1000 μ m、幅 250 μ m— 400 μ mである。
非特許文献 1： Shin— icm Nakagawa, Tomoya Ynamoto, Masahiko Sano and Takashi Mukai, Applied Physics Letters, vol. 79, Number 13 , Sept. 2001, pl948-pl950, "Characteristics of GaN laser diodes in the pure blue reagion
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0009] しかしながら膜厚が 300 μ m— 450 μ mの反りのない GaN基板に半導体レーザを 製造する場合、基板上に半導体層を形成後、基板を薄くする必要がある。
[0010] 従来の光デバイスは、基板が、 GaAs基板や InP基板で、これらの基板は比較的軟 らかい材料であるため、研磨歪みによるウェハ反りが問題にならな力つた。し力しなが ら GaN基板は硬 、材料であるために研磨歪みによるウェハ反りが重要な解決すべき 課題であることが明らかになった。
[0011] GaN基板を研磨により、基板の厚さを 150 m程度まで薄くすると、研磨終了後に ウェハを固定して 、たワックスを溶力して、ウェハを研磨冶具から取り外す際にウェハ が顕著に反って割れてしまう。ウェハがワックスで固定されている間には反りは抑制さ れているが、ワックスを溶力してウェハを研磨冶具力も取り外すと、機械研磨により基 板の裏面に形成された研磨歪み層が、研磨面が凸になる方向にウェハを反らせる力 を働かせ、ウェハが顕著に反ってしまうからである。
[0012] ウェハ反りによる割れは、 3つの問題点を持っている。 [0013] 第 1の問題点は、素子歩留まりが著しく低いことである。
[0014] 閃亜鉛鉱型結晶である GaAsの（100)基板は面内の劈開方向が直交しているが、 通常の GaN基板は六方晶であり、面内の 3つの劈開方向が 60° の角度をなしてい る。そのため、 GaN基板上のウェハは、反りが大きいと、 60° 方向にクラックが入りや すぐ三角形状に割れやすい。ウェハの反りが大きいほど細力べ割れる。その結果、 平行な共振器面を形成できなくなり、歩留まりが著しく低下する。
[0015] 第 2の問題点は、十分な信頼性が得られな 、ことである。
[0016] 原因は、 2つあり、第 1の原因は、 LDウェハの反りや割れによりェピ層にクラックや 非発光センタが生じることに起因する。第 2の原因は、素子の反りにより、 LD素子と 放熱用のヒートシンクとの接触面積が低減し、放熱効率が低下するために活性層温 度が上昇することに起因する。通常 GaN基板には転位密度の高い領域があるので、 反りが大きいと、高転位密度領域から転位が活性層の電流注入領域に侵入すること があり、素子寿命を低下させる。
[0017] 第 3の問題点は、劈開不良が生じやすいことである。劈開不良は素子の歩留まりと 素子特性を低下させる。 GaNの場合、ウェハ厚が 150 /z m以上の場合に、劈開でき ない、所望の位置に劈開できない、所望の位置に劈開できても平坦な共振器面が得 られにくいと 、う劈開不良が生じ易 、。
[0018] 劈開不良は光スポットの形状が劣化する、あるいは反射ロスが増大して電流閾値が 増加するなど LD特性の低下を引き起こす。劈開により共振器を歩留まり良く形成す るためには、 LDウェハの厚さは、少なくとも 150 /z m以下にする必要がある。
[0019] 以下に、ウェハ反りが発生する原因について述べる。
[0020] ウェハ反りが生じる第 1の原因は、ウェハ厚に対して機械研磨による研磨による歪 みが基板の裏面に生じる。この研磨により裏面に生じた機械研磨歪み層は、欠陥密 度と厚さが大き 、ことである。 GaNは他の III V材料に較べて硬!、材料であるため、 GaNの研磨表面には研磨傷や結晶構造が乱れた研磨歪み層が深く形成されやす い。例えば、 GaN基板上に形成された LDウェハを機械研磨で薄膜ィ匕する場合、研 磨表面から 5 μ m— 20 μ m厚程度の深さまで歪みの大きな研磨歪み層が導入される 。この研磨歪み層は、非歪みの結晶領域に対して格子不整合している。そのためゥ ェハが 150 /z m以下の劈開可能な厚さになると、研磨面が凸になる方向に顕著な反 りを生じさせる。
[0021] 一方、機械研磨により生じた研磨傷は、研磨砲粒の粒径によるが、通常は最大で 約 2 μ mの深さの研磨傷が発生する。
[0022] 反りによりウェハが割れるのは、結晶の結合力以上に内部応力が増大するためで ある。 GaNは硬いが、サファイアに比べると非常に脆い材料であるため、ウェハが反 ると容易に割れる。特に研磨傷の部分は応力が集中しやすいため、そこ力 ウェハ 割れが生じやすい。研磨傷はあらゆる方向のものがあるため、ウェハの割れを複雑に する。さらに研磨傷は、ウェハ劈開時に研磨傷の方向に割れるといった現象を引き起 こすため、素子歩留まりを低下させる。
[0023] ウェハ反りが生じる第 2の原因は、 AlGaNクラッド層の GaN基板に対する格子不整 合によるものである。 AlGaNクラッド層は、研磨歪み層による反りと同じ方向、すなわ ちウェハ裏面が凸になる方向にウェハを反らせる。従って、 AlGaNクラッド層の厚さ や A1組成を増加させるとウェハ反りは増加する。し力しながらウェハ反りを低減する ために、 AlGaNクラッド層の厚さや A1組成を小さく制限すると、 LD特性が低下してし まう。なぜなら活性層への光閉じ込めが低下して電流閾値が増加するからである。
[0024] GaN基板に対する格子不整合による歪みが加わることで生じるウェハ反りは、例え ば、 G. H.オルセン氏らが「多層へテロェピタキシャル構造における計算された歪量 」と題して 1997年のジャーナル ·ォブ ·アプライド ·フィジックス誌の 48巻の 2543— 25 47ペ-ジに報告した方法で計算できる。
[0025] ウェハ反りが生じる第 3の原因は、 ELOの GaN基板でも同様である力 ウェハに用 いている GaN基板自体に、成長方向の欠陥密度分布があることである。成長方向の 欠陥密度を減少させるために、サファイア基板上に GaNの厚膜を形成してから、サフ アイァ基板を除去して GaN基板を得ている。この場合でも、サファイアと GaNの格子 不整合のために GaN厚膜に成長方向の欠陥密度分布が形成される。そのためサフ アイァ基板を除去すると、 GaN厚膜に大きな反りが生じる。
[0026] 300 m— 450 mの反りのない GaN基板上に半導体層を形成後、基板を薄くす る際の反りの発生の第 1の原因である、機械研磨による研磨歪み層は、裏面を化学 機械研磨することで、最も歪みが大きい表面部分が除去され、機械研磨による歪が 解消される。化学機械研磨による研磨歪み層は、機械研磨による研磨ゆがみそうに 比べて歪みが小さく薄い。第 2の原因は AlGaN層の歪を最適化することでウェハの 反りを/ J、さくでる。更に、 GaNを 300 μ m— 450 μ mと厚くすることで、 ELO法を用い た場合であっても、基板裏面の第 3の原因である、基板となるサファイアと GaNとの格 子不整合による成長方向の欠陥密度の高い領域が研磨により除去されることで反り の小さいウェハが得られることを発明者は見出した。
[0027] 従来の機械研磨は、研磨に用いるダイヤモンド砲粒の粒径を段階的に小さくするこ とで、裏面に発生する研磨傷を小さくする研磨方法が採用されていた。この研磨方法 では、ダイヤモンド砲粒の粒径を 2 m以下に小さくすることで、裏面に発生する研磨 損傷を小さく且つ浅くする効果はあったが、ウェハを研磨冶具から取り外す際に生じ るウェハ割れを防止できな力つたことから、機械研磨により生じる研磨歪み層の厚さ を薄くするあるいは歪みの大きさを小さくすることはできて ヽな 、と考えられる。
[0028] 研磨以外にウェハを薄くする方法はあるが、それらは実用的ではない。例えば 300 μ m— 450 μ m厚の GaN基板上に形成された LDウェハを 100 μ m程度の厚さにす る方法として、裏面を燐酸と硫酸の混合液で温度 200°Cにてウエットエッチングする 方法がある。し力しこの方法では、表面側の電極が侵される、 C軸方向の貫通転位が 拡大する、あるいはエッチング表面に顕著な凹凸が形成されるといった現象を引き起 こすため、素子歩留まりが低下するあるいは熱抵抗が増加し寿命を短くする等の問 題が発生する。ドライエッチングを用いた場合は、エッチング速度が小さいため、加工 時間と費用がかかり、量産に適しない。結局、 GaN基板上の LDウェハを 100 m程 度の厚さにする方法としては、 LDウェハの裏面を研磨するのが最も歩留まりが高ぐ 加工費用を小さくできる。
[0029] サファイア基板上の窒化物半導体発光素子にぉ 、ても、素子分離のために、サフ アイァ基板を研磨する必要がある。その場合も、研磨歪みによるウェハの反りは、歩 留まりや素子寿命を低下させる。ある 、はホウ化ジルコニウム基板上の窒化物半導 体発光素子においても同様の問題がある。
[0030] 本発明の目的は、高 、生産性と信頼性と性能を有する窒化物半導体発光素子お よび素子ウェハとその製造方法を提供することにある。
課題を解決するための手段
[0031] 本発明は、少なくとも化学機械研磨を用いて基板裏面を研磨することでウェハ厚さ を薄くしている窒化物半導体発光素子用ウェハの、基板面に垂直な方向の基板の 厚さ dと基板面の反りの曲率半径 R力 曲率半径 Rが 0. 5m以上で基板の厚さが 145 m以下であることを特徴とする窒化物半導体発光素子用ウェハである。更に、本発 明は、少なくとも化学機械研磨を用いて基板裏面を研磨することでウェハ厚さを薄く している窒化物半導体発光素子用ウェハの、基板裏面の化学機械研磨による研磨 歪み層の厚さが 5 μ m以下であることを特徴する窒化物半導体発光素子用ウェハで あり、さらに、窒化物半導体発光素子用ウェハの裏面が鏡面であることを特徴とする ものである。
[0032] 本発明の窒化物半導体用ウエハースは、 GaN基板上、サファイア基板上、 Al O
2 3 基板上あるいは ZrB基板上に少なくとも Gaと窒素とを含む発光層を有していること
2
が好ましい。 ZrB基板は C面に対する傾斜角度が 0度より大きく 10度以下であること
2
が好ましぐ C面に対する傾斜角度が 0度より大きく 1度以下あるいは C面に対する傾 斜角度が 2度以上 10度以下であることがより好ましい。
[0033] 本発明の窒化物半導体発光素子用ウェハ上の全ての Al Ga N層の Al組成 x (0
1
<χ≤ 1)とその層厚 d m)との積 x'dの総和として定義される少なくとも GaN基板あ るいは基板上に形成された GaN層に対する格子不整合度 dLM m)が、 0. 08≤ dLM≤0. 35であることが好ましい。
[0034] 更に、本発明は、基板の裏面を機械研磨法で研磨する機械研磨工程と、その後化 学機械研磨法を用いて研磨する化学機械研磨工程とを有し、基板面に垂直な方向 のウェハの厚さ dと基板面の反りの曲率半径尺が、曲率半径 Rが 0. 5m以上で基板の 厚さが 145 m以下であることを特徴とする窒化物半導体発光素子用ウェハの製造 方法である。また、本発明は、基板の裏面を機械研磨法で研磨する機械研磨工程と 、その後化学機械研磨法を用いて研磨する化学機械研磨工程とを有し、基板裏面 の化学機械研磨による研磨歪み層の厚さが 5 μ m以下であることを特徴とする窒化 物半導体発光素子用ウェハの製造方法であり、更に、本発明は、基板の裏面を機械 研磨法で研磨する機械研磨工程と、その後化学機械研磨法を用いて研磨する化学 機械研磨工程とを有し、化学機械研磨による基板裏面が鏡面であることを特徴とする 窒化物半導体発光素子用ウェハの製造方法である。
[0035] この場合、化学機械研磨時の研磨圧力が 0. 05kgZcm2— 5kgZcm2であることが 好ましい。化学機械研磨が、平均粒子径が 5nm— lOOnmの SiO、 CeO、 ZrO、 A
2 2 2
1 Oおよび Mn O力もなる群から選ばれた少なくとも 1以上の砲粒と、 KOH、 NH O
2 3 2 3 4
H、 NaOH、 H O , Fe (NO) および KIO力もなる群から選ばれた少なくとも 1以上
2 2 2 3
の薬液を含むスラリを用いることが好ましぐ化学機械研磨の研磨パッドがスエード、 不織布、人工皮革、発泡構造体のいずれかであることが好ましぐ研磨速度が lnm Zmin— lOOnmZminであることが好まし!/ヽ。
[0036] 化学機械研磨後、化学機械研磨により形成された研磨歪み層を除去する研磨歪 み層除去工程を有することが好ましい。研磨歪み層除去工程が、ウエットエッチング あるいは Arイオンミリングあるいは反応性イオンエッチングやドライエッチングであるこ とが好ましい。研磨歪み除去工程で、研磨表面から 1 μ m以上の領域を除去すること が好ましい。
[0037] 本発明は、窒化物半導体発光素子用ウェハの裏面研磨工程において、研磨ホル ダ上にワックスある ヽは接着剤層を形成する工程と、該ワックスある ヽは接着剤層の 表面に窒化物半導体発光素子用ウェハの表面が接する様に窒化物半導体発光素 子用ウェハ載置する工程とを有し、窒化物半導体発光素子用ウェハと研磨ホルダの 間にはワックスあるいは接着剤が狭持され、窒化物半導体発光素子用ウェハの中央 部でのワックスあるいは接着剤層の層厚 tが、 5 πι≤ΐ;≤50 /ζ mであることを特徴と する窒化物半導体発光素子用ウェハの製造方法である。ワックスあるいは接着剤は 、窒化物半導体発光素子用ウェハの外周囲に隣接して形成され、窒化物半導体発 光素子用ウェハの外周囲に隣接して形成されたワックスあるいは接着剤の幅 W力 1 mm≤W≤ 20mmであることが好ましぐ窒化物半導体発光素子用ウェハの裏面研 磨前の反りの曲率半径 R1とワックスで研磨ホルダ貼り付けられた状態でのウェハの 反りの曲率半径 R2が、 Rl <R2であることが好まし!/、。
[0038] 更に、ワックスあるいは接着剤は、アルカリ溶液 (PH8— PH11)に耐性があり、融 点 tmが、 70°C≤tm≤200°Cで、且つ、アルコール以外の有機溶媒に可溶であること が好ましぐ研磨ホルダの材料の熱膨張係数 K1が、窒化物半導体発光素子用ゥェ ハの基板の熱膨張係数 KOに対して、 K1 < 6 X KOであることが好まし!/、。
[0039] 本発明の、窒化物半導体発光素子は、上記の窒化物半導体発光素子用ウェハか ら得られたものであることが好まし 、。
発明の効果
[0040] 化学機械研磨を用いない従来製法の LDでは、研磨傷が見られ、研磨歪み層の実 効厚が 5 μ m— 20 μ mと大きいため、厚さ 150 μ m以下のウェハの曲率半径は 0. 5 m以下であった。従来はウェハ反りが大きいため、ウェハが割れた。その結果、素子 歩留まりは基板厚が厚いもので 22%以下、 90 μ m程度の薄いものでは 10%以下で めつに。
[0041] それに対し、本発明のウェハは研磨傷がなぐ研磨歪み層の実効厚が 2 mと小さ いため、基板の厚さが 145 m以下のウェハの曲率半径は lm以上であった。ウェハ 反りが小さいため、ウェハが割れず、ェピ層にクラックもない。その結果、 80%以上あ るいは 98%以上の高い素子歩留まりを実現できた。
[0042] 更に、鏡面状態の裏面には、従来の機械研磨された基板では基板裏面と金属層と の間でォーミック接続が取れなカゝつたが、基板裏面を、化学機械研磨を用いて鏡面 にすることで、基板と金属層との間でォーミック接続を取ることが可能となり、基板の 裏面に n電極を形成することが可能となった。
[0043] 基板の厚さが 145 μ m以下であれば、ウェハからチップに切り出すときに劈開に沿 つて割ることができ、熱抵抗が大きくなることもない。
[0044] 信頼性に関しても、従来の LDは lOOmWの光出力で 100時間程度の素子寿命で あつたが、本発明では 1000時間以上の素子寿命が得られた。従来に比べて本発明 の窒化物半導体レーザは、素子歩留まりと信頼性において 10倍程度の向上が見られ た。
[0045] GaN基板は、同じサイズの赤色発光素子で用いられる GaAs基板に比べて、価格 が 50倍一 100倍高いので、赤色発光素子に代わる商品として産業ィ匕されるためには 素子歩留まりが非常に重要である。本発明によって実用的な窒化物半導体発光素 子が提供することができると考えられる。
図面の簡単な説明
[0046] [図 1]従来例の窒化物半導体レーザの断面図。
[図 2]本発明の第 1の実施例である窒化物半導体レーザの断面図。
[図 3]本発明の窒化物半導体発光素子の製造方法である化学機械研磨の実施図。
[図 4]本発明の窒化物半導体発光素子用ウェハの断面図。
[図 5]本発明の実施例の窒化物半導体レーザ用ウェハの曲率半径の層厚依存性を 示す図。
[図 6]本発明の実施例の窒化物半導体レーザの素子歩留まりの LDウェハ厚さ依存性 を示す図。
[図 7]本発明の実施例の窒化物半導体レーザの素子寿命の LDウェハ厚さ依存性を 示す図。
[図 8]本発明の第 10の実施例である窒化物半導体レーザの断面図。
[図 9]本発明の第 11の実施例である窒化物半導体レーザの断面図。
[図 10]本発明の窒化物半導体発光素子ウェハを研磨ホルダに貼り付けた状態を示 す図。
[図 11]図 10の断面図。
[図 12]レーザダイオードチップの、共振器方向の曲率半径 Rの共振器長 L依存性を 示す図である。
[図 13]図 12の横軸を 0 < L < 5の範囲で拡大した図である。
符号の説明
[0047] 101 n電極
102 n型 ELO - GaN基板
103 n-Al Ga Nクラッド層
0. 05 0. 95
104 n-In Ga N層
0. 1 0. 9
105 n型変調ドープ超格子クラッド層
106 多重量子井戸の活性層
107 p-Al Ga N電流オーバーフロー防止層 108 GaN層
109 リッジ型 p型変調ド-プ超格子クラッド層
110 p— GaNコンタクト層
111 SiO電流狭窄マスク
2
112 p電極
201 n電極
202 研磨歪み層
203 GaN基板
204 n— GaNバッファ—層
205 n-Al Ga Nクラッド層
0. 07 0. 93
206 3層の量子井戸の活性層
207 p-Al Ga N電流オーバーフロー |
0. 14 0. 86
208 p— GaN層
209 リッジ型 p— Al Ga Nクラッド層
0. 07 0. 93
210 p— GaNコンタクト層
211 SiO電流狭窄マスク
2
212 p電極
301 ふち付研磨盤
302 研磨パッド
303 コロイダルシリカ溶液
304 研磨冶具
305 アーム
306 LDウェハ
401 N電極
402 研磨歪み層
403 GaN基板
404 AlGaN系 LDェピ層
405 P電極 405 406 反り lZR
407 曲率半径 R
408 LDウェハの厚さ d
409 橈み量 δ
501 化学機械研磨あり
502 化学機械研磨なし
503 研磨歪み層なし
504 研磨歪み層厚 2 m
505 研磨歪み層厚 3 /z m
506 研磨歪み層厚 4 m
507 第 1の範囲
508 第 2の範囲
509 第 3の範囲
510 第 4の範囲
601 化学機械研磨あり
602 化学機械研磨なし
701 化学機械研磨あり
702 化学機械研磨なし
800 研磨歪み層
801 サファイア基板
802 n— GaN層
803 n-Al Ga Nクラッド層
0. 07 0. 93
804 3層の量子井戸活性層
805 p-Al Ga N電流オーバーフロー防止層
0. 14 0. 86
806 p— GaN層
807 p-Al Ga Nクラッド層
0. 07 0. 93
808 p— GaNコンタクト層
809 SiOマスク 810 P電極
811 n電極
812 n— GaN層
901 ZrBの研磨歪み層
2
902 層厚 110 /z mの ZrB基板
2
903 n— GaN層
904 n型超格子層
905 n-Al Ga Nクラッド層
0. 1 0. 9
906 3層の量子井戸の活性層
907 p-Al Ga N電流オーバーフロー防止層
0. 14 0. 86
908 p— GaN層
909 リッジ型 p— Al Ga Nクラッド層
0. 07 0. 93
910 p— GaNコンタクト層
911 SiO電流狭窄マスク
2
912 p電極
発明を実施するための最良の形態
[0048] 本発明の窒化物半導体発光素子用ウェハ（以下、ウェハと略記する場合がある）は
1. 少なくとも化学機械研磨を用いて基板裏面を研磨することでウェハ厚さを薄くし ている窒化物半導体発光素子用ウェハの、基板裏面の化学機械研磨による研磨歪 み層の厚さが 5 μ m以下であることを特徴する窒化物半導体発光素子用ウェハ。
2. 少なくとも化学機械研磨を用いて基板裏面を研磨することでウェハ厚さを薄くし ている窒化物半導体発光素子用ウェハの、基板面に垂直な方向のウェハの厚さ dと 基板面の反りの曲率半径 R力 曲率半径 Rが 0. 5m以上でウェハの基板の厚さが 14 5 μ m以下であることを特徴とする窒化物半導体発光素子用ウェハ。
である。
[0049] 更に、研磨により厚さを薄くしたウェハの反りの大きさは、 AlGaNクラッド層の基板 に対する格子不整合度すなわち AlGaNクラッド層の厚さと A1組成の大きさの積と、ゥ ェハの厚さに対する研磨歪み層の厚さで決まる。つまり AlGaNクラッド層の厚さと A1 組成が大きい程、ウェハの厚さが小さい程、研磨歪み層の厚さが大きい程、ウェハ反 りは大きくなる。
[0050] 本発明の窒化物半導体発光素子用ウェハでは更に、 AlGaN格子不整合度と劈開 歩留まりを考慮した。 75 μ m以上かつ 145 μ m以下の範囲内のウェハの基板の厚さ に対して、 AlGaN格子不整合度を小さく限定した素子構造と研磨歪み層が極めて 薄い素子構造と研磨面に研磨傷がない構造により、ウェハおよび素子の反りの曲率 半径を 0. 5m≤R≤20mに制御できた。本発明のウェハは反りが小さい特徴と研磨 傷がない特徴により、ウェハ結晶の結合力以上に内部応力が増大して研磨傷に応 力が集中することがないため、ウェハが割れない。そのため素子の収量が従来の 5倍 一 20倍に向上した。
[0051] 曲率半径 Rと基板の厚さとは比例関係にあり、曲率半径 Rの上限は特に設ける必要 はないが、曲率半径 Rが大きくなると基板が厚くなりウェハの歩留まり上の問題は発 生しないが、熱抵抗が高くなり寿命が短くなる問題が発生する。熱抵抗による寿命は 、発光出力と関係し、低出力の場合の基板の厚さは高出力の場合の基板の厚さより 厚く設定することは可能である力、近年の DVD (Digital Versatile Disk)の高密 度化の要求に対応する青色半導体レーザダイオードの場合、記録時は lOOmwを超 える出力が要求されるために、ウェハの厚さは 145 m以下であることが好ましい。ゥ ェハの厚さが 145 m以下であれば、ウェハから半導体レーザ素子を製造する場合 に歩留まりの低下を生じることもな 、。
[0052] これに対し、基板の厚さの下限はウェハやウェハから得られる半導体レーザチップ のハンドリング性によって決定され、ウェハの厚さが 75 μ m以上であればハンドリング 性が悪くなることもない。更に、曲率半径が 0. 5m以上であれば、エッチングあるいは 研磨によりウェハ薄くした後、ウェハを冶具から取り外す際にウェハ割れが生じること もない。
[0053] 以下に本発明の製造法の一部であるウェハの貼り付け工程を図 10および図 11を 用いて詳しく説明する。図 10は、窒化物半導体発光素子用ウェハを研磨ホルダに貼 り付けた状態を示す。研磨用ホルダ 951に、貼り付けワックス 952を用いて、ワックス 幅 W953で素子ウェハの裏面 104を上にして貼り付けた状態で研磨を行う。図 11に その断面図を示す。窒化物半導体発光素子用ウェハはホルダ 951にワックス厚 t95 5でほぼ水平に貼り付けられている。貼り付けられた研磨前のウェハの表面は曲率半 径 R956を有する。ここでワックスの厚さ tはウェハの中央部での値で定義する。
[0054] 本発明では、ワックス厚 t955とワックス幅 W953、貝占り付けられたウェハの表面の曲 率半径 R956、貼り付けワックス 952の性質、研磨用ホルダ 101の熱膨張係数 (材質 )を制御する特徴を有する。
[0055] 本発明の製造方法では、ワックスには CMPのアルカリ溶液に耐性のあるもので、接 着力が強ぐ硬いものを用いる。但しワックスはメタノール、エタノール、ィゾプロピルァ ルコールなどの有機溶媒に可溶なものを用いる。たとえば、メチルェチルケトンに可溶 であるものを用いる。典型的なワックスの融点は 80°C— 160°Cである。ワックスの融点 は高いものほど、硬くなる傾向があるので、好ましい。
[0056] ワックス貼り付けの際に、ウェハの中央部を押さえてウェハとワックスの間にある気 泡を抜き、ウェハを溶けたワックスで埋め込んでホルダに付けた後、ホルダをガイドリ ングに入れた状態で下向きにして水平で清浄な台に置いて上力も垂直に lOOgZc m2以上かつ 500gZcm2以下の加重をかけて冷却して張り付ける。この方法によって 、ウェハの反りを低減させて水平に貼り付けられる。またワックスがウェハ周囲の側面 を覆い、ウェハとワックスの面が揃う。本発明の製造方法では、研磨後のウェハの付 いたホルダをヒータで暖めてワックスを溶かし、ウェハをずらすように押し出して、ゥェ ハをホルダカゝら取り外す。取り外したウェハはメチルェチルケトンに浸して超音波洗 浄しワックスを除去する。その後、アルコトール洗浄して窒素ブローして乾燥させる。
[0057] (ワックス厚 t)
従来の GaAsや InP基板のウェハでは、素子用ウェハを研磨ホルダに貼り付けるヮ ッタスの厚さは 2 μ m程度で、 5 μ m以下であった。ワックスが薄い方がウェハ面内の 厚さムラが小さくウェハ厚の均一性が向上するからである。しかし本発明のウェハの 裏面研磨工程では、素子用ウェハを研磨ホルダに貼り付けるワックスあるいは接着剤 の層厚 tが、 5 m≤t≤50 m、好ましくは 8 m≤t≤30 m、より好ましくは 10 πι≤ΐ;≤20 /ζ πιであることが好ましい。 [0058] 本発明では、研磨後のウェハの付!、たホルダをヒータで暖めてワックスを溶かし、ゥ ェハをずらすように押し出して、ウェハをホルダから取り外す。研磨後のウェハは、薄 くかつ反りによって割れやす！、状態になって！/、る。ウェハの直径が 15mm以上になる と、ワックス厚 tが 5 m以下の場合は、取り外しの際にウェハ割れが生じてしまう。 5 μ m以上のワックス厚があると、ワックスが潤滑材となって、取り外しの際のウェハ割 れを防ぐことができる。本発明のワックス厚 tは、研磨前の 50mm径のウェハが反って おり、ウェハ中央部に 5 m— 30 mの撓みがある場合でも貼り付けられる利点があ る。
[0059] (ワックス幅 W)
図 10および図 11に示すように、ワックスあるいは接着剤は素子用ウェハの側面の 周囲の隣接する様に形成される。隣接する様に形成されたワックスの幅 Wは、 1mm ≤W、好ましくは 2mm≤W≤20mm、より好ましくは 3mm≤W≤8mmである。 GaN は強固な材料であるが、研磨の際の衝撃に対して、欠損や研磨傷による割れが生じ 易い材料である。特にウェハ周辺は、研磨盤に埋め込まれたダイヤなどの研磨剤と ぶつ力る衝撃に対して、欠損が生じやすい。本発明では硬いワックスでウェハ周辺 部を保護できるので、欠損が生じにくい。ワックスの幅 Wは、場所によって異なるが、 少なくとも、 lmm≤Wが必要である。 20mm≤Wでは、ワックスが研磨盤（図 3参照） に蓄積する、あるいは研磨荷重がウェハ以外にワックスにかかり、研磨速度の低下が 顕著になるので好ましくない。 Wの揺らぎを考慮すると、 2mm≤W≤ 20mmが好まし く、 3mm≤W≤ 8mmがより好ましい。
[0060] (貼り付けられたウェハの表面の曲率半径 R)
ウェハの裏面研磨前の反りの曲率半径 R1とワックスで研磨ホルダ貼り付けられた状 態でのウェハの反りの曲率半径 R2は、 R1 <R2、好ましくは 1. 5 'R1 <R2、より好ま しくは 3 'R1 <R2、最も好ましくは 6 'R1 <R2、である。
[0061] 表 1に 50mm直径のウェハでの橈み量と曲率半径との関係を示す。ウェハの裏面 研磨前の反りの曲率半径 R1の典型的な値は 10mである。 50mm直径のウェハでは 、貝占り付け後のウェハ反りの曲率半径 R2が 1. 5 'R1以上であれば橈み量は 20 /z m であり、ウェハが水平に貼り付けられているならば、ウェハ中央の厚さが 100 mの 時に、ウェハ端では 120 /x mになる。 120 /z m以内ならは劈開歩留まりが高いので、 本発明の製造方法は歩留まり向上に効果がある。貼り付け後のウェハ反りの曲率半 径 R2が 3 'R1以上であれば橈み量は 10 mであり、ウェハの面内均一性が向上す る。貝占り付け後のウェハ反りの曲率半径 R2が 6 'R1以上であれば橈み量は 5 mで あり、ウェハの水平性が少々低下しても、高い歩留まりが得られるので最も好ましい。
[0062] [表 1]
50mm直径のウェハでの換み量と曲率半径との関係
Figure imgf000019_0001
[0063] (貼り付けワックスの性質）
貼り付け用のワックスあるいは接着剤には、化学機械研磨 (CMP)の研磨剤などの アルカリ溶液（PH8 PH11)に耐性があり、かつその融点 tmが、 70°C≤tm≤200 °Cであり、好ましくは100で≤^1≤170°〇でぁり、より好ましくは 140°C≤tm≤160 °Cであり、かつアルコール以外の有機溶媒に可溶なものを用いることが好ましい。
[0064] ワックスの融点は高レ、ものほど、接着力が強ぐ硬くなる傾向があるので、ウェハの 欠損を防ぐのに有効である。但し融点が 200°C以上のものは、扱いにくい。ワックスが アルコールに溶けな 、ため、研磨中にウェハおよびホルダおよびワックス表面をアル コールで拭くことにより、研磨剤を除去することができる。
[0065] (研磨用ホルダの熱膨張係数 (材質)）
研磨用ホルダにはその熱膨張係数がウェハの熱膨張係数に近いものを用いること が好ま 、。素子用ウェハを貼り付ける研磨ホルダの材料の熱膨張係数 K1がウェハ の基板の熱膨張係数 KOに対して、 K1く 6 ·Κ0、好ましくは Κ1 < 3 ·ΚΟ、より好ましく は Κ1 < 2·Κ0、である特徴を有する。 [0066] 表 2に 100°C融点のワックスを使用した時のホルダの材質に対する 50mmサイズで のホルダ収縮量を示し、表 3に 150°C融点のワックスを使用した時のホルダの材質に 対する 50mmサイズでのホルダ収縮量を示す。
[0067] [表 2]
100 «点のワックスを使用した時のホルダの材 Rに対する
50mmサイズでのホルダ収線量
Figure imgf000020_0001
[0068] [表 3]
150 点のワックスを使用した時のホルダの材 Jlに対する 50mm サイズでのホルダ収縮量
Figure imgf000020_0002
[0069] GaN基板を用いたウェハの場合で説明する。アルミ製ホルダに GaN基板上のゥェ ハをワックスで貼り付けると、融点から室温に戻る過程で、薄膜の貼り付けワックスに、 ホルダとウェハの熱膨張差に起因する応力分布が生じる。
[0070] 50mm径のウェハの場合、アルミ製ホルダは 99 μ m収縮し、 GaNは 12 m収縮 するのでその収縮差は 88 μ mになる。ウェハに圧縮応力が加わってしまい基板割れ の原因にもなり得る。それにカ卩えて 10 m厚程度の薄いワックスに歪が加わるとヮッ タス割れが生じてしまう。その結果、 CMPのアルカリ溶液がウェハのおもて面の電極 部を侵食するため、歩留まりが低下する。ワックスの融点が高くなるとその傾向は増大 する。例えばアルミ製ホルダと GaNの収縮差は 145 μ mになるので、アルミ製ホルダ は適さない。 GaNウェハの場合は、ホルダ材料として、 SiCを用いると K1く 6 ·Κ0、 アルミナを用いると Κ1 < 3 ·ΚΟ、ステンレスを用いると Κ1 < 6 ·Κ0、を満たす。但し、 その中では加工性と価格の面からはアルミナ製ホルダが適当である。
[0071] 本発明では、機械研磨に用いるダイヤモンド砲粒の粒径を段階的に小さくする従 来の機械的な研磨方法に加えて、ウェハ裏面に化学機械研磨を行う工程を有するた めに、研磨傷がなぐ研磨歪み層の厚さを 2 m以下にできる。その結果、研磨歪み 層をエッチングにより除去しても、エッチング表面に顕著な凹凸が形成されるあるい は C軸方向の貫通転位が拡大することがない。
[0072] 本発明では、ウェハ反りが最小限に抑えられ、研磨後のウェハの取り外し時に割れ が生じないため、高い素子歩留まりを実現できた。
[0073] 化学機械研磨は、主に研磨面にアルカリ水溶液と反応してできた生成物が形成さ れる化学的な過程と、反応生成物が SiOなどの微細な粒子と擦れあうことで除去さ
2
れる物理的な過程とからなる。反応生成物と基板結晶との結合は、基板結晶内の原 子結合より弱くなつているので、反応生成物を除去する方が、直接表面層を除去する より容易である。 GaNをそれより軟らカ 、SiO粒でィ匕学機械研磨できるのは、そのよ
2
うな化学的作用が含まれているからである。そのため化学機械研磨は、研磨速度は 小さ 、が、結晶内部へ歪みが及びにくい特徴を有する。
[0074] 機械研磨は、基板より硬いダイヤモンドなどの砥粒を基板にこすり付けて研磨面を 物理的に除去する過程である。機械研磨は、研磨速度が大きいが研磨歪みが顕著 に生じる難点がある。一方、湿式ィ匕学エッチングは、結晶内部への歪みは生じない 力 機械研磨後の表面凹凸が顕著に拡大しやすい。
[0075] 化学機械研磨は、湿式ィ匕学エッチングと異なり、微小凹凸の凸部を優先的に順次 加工除去する。これによつて平坦性が実現し、かつ機械研磨で形成された研磨歪み 層の歪みの最も大きい表面が化学機械研磨により取り除かれ、基板に加わっていた 歪が回復する。この結果、研磨歪み層の厚さが薄くなると同時に歪量が極めて小さく なる。このために、機械研磨に引き続いて化学機械研磨を行うことで、機械研磨によ り基板裏面に生じた傷を除去し、裏面を平滑ィ匕し鏡面状態得ることができ、更に、機 械研磨による 5— 20 μ mの歪み層の厚さを、 2— 5 μ mの厚さの歪み層にすることが できる。化学機械研磨による歪み層の厚さが 5 m以下であれば反りによりウェハが 割れることなくなる力 3 m以下がより好ましぐ 2 m以下であることが更に好ましい
[0076] 化学機械研磨の砲粒種は SiO
2、 CeO
2、 ZrO
2、 Al Oまたは Mn Oのいずれかあ 2 3 2 3
るいはそれらを組み合わせたものでもよい。砲粒の平均粒子径は、 5nm— lOOnmが 好ましく、 5nm— 50nmであるとより好ましい。加工液は KOH、 NH OH
4 、 NaOH、 H
O、 6 (?^0) 2ぁるぃは1^10のいずれかあるいはそれらを組み合わせたものでもよ
2 2 3
い。研磨パッドはスエード、不織布、人工皮革、発泡構造体のいずれかでもよい。化 学機械研磨時の圧力は、低すぎると研磨速度が小さいので、基板への荷重が 0. Ik gZ cm一 5kg/ cm力適当でめる。研磨速度は 5nmz min一 lOOnmZ min力 S好ま しく、 5nmZmin— 20nmZminがより好ましい。
[0077] 化学機械研磨による研磨歪み層を薄くするために、化学機械研磨終了後、研磨歪 み層を除去するために、基板の裏面をエッチングすることができる。エッチングは、ゥ エツトエッチング、 Arイオンミリング、反応性イオンエッチングあるいはドライエッチング を用いることができる。
[0078] これに対し、 Arイオンミリング、反応性イオンエッチングまたはドライエッチングによ るエッチングは、エッチングダメージを基板に与える力 研磨歪み層に比べて厚さが 1 桁以上浅ぐ通常 0. 001—0. 01 m程度の厚さであり、化学機械研磨による歪みと 比べて歪みの程度がさらに低いので基板の反りへの影響が小さぐウエットエツチン グの様にウェハ表面を保護することなくエッチングできるのと 、う長所を持って 、る。
[0079] 図 12は、 CMPを用いて基板の厚さを 108 μ mにしたレーザダイオード（以下、 LD と略す)チップの、 LD共振器方向の曲率半径 Rの共振器長 L依存性を示す図である 。共振器長 Lが小さくなると素子の曲率半径は小さくなる。具体的には、ウェハサイズ 力 L=40mmの時は R= 3. 4mであったが、 LDチップにすると、 L= l . 5mmでは R = 0. 67m、 L = 0. 85mmでは R= 0. 31m、 L= 0. 60mmでは R= 0. 22mであつ た。図 13に図 12の横軸を 0< L< 5の範囲で拡大した図を示す。
[0080] 0< L< 5の範囲では実験値は R= 0. 387 ' Lの関係を満たしていた。従って L = 0
. 3mmでは R= 0. 116mと推定される。 LDチップの共振器長は通常 0. 3mm以上 であるから、この場合の CMPを用いた LDチップの曲率半径 Rは 0. lm以上である。 典型的なサイズ L = 0. 6mmでは、 LDチップの曲率半径 Rは 0. 2m以上である。従 つて LDチップは LDウェハより曲率半径 Rがー桁小さ!/、。
[0081] これまでの経験では CMPを用いた 40mm径のウェハの曲率半径は、ウェハ厚、ェ ピ厚、機械研磨後の損傷層厚、 CMP時間、基板の転位密度などの影響により、 0. 5 m以上になる。典型的な共振器長 L = 0. 6mmでは、 LDウェハから得られた LDチッ プの曲率半径 Rは 0. 05m以上である。
[0082] 曲率半径が 0. 5m以上のウェハを用いても LDチップの共振器長方向の曲率は小 さくなる。
[0083] (第 1の実施の形態）
図 2は、本発明の第 1の実施の形態である窒化物半導体レーザの断面図を示す。
[0084] 本実施の形態の窒化物半導体レーザは、 n電極 201、 GaN基板の研磨歪み層 202
、層厚 110 μ mの GaN基板 203、 n— GaNバッファ一層 204、 1. 2 μ m厚の n— Al
0. 07
Ga Nクラッド層 205、 In Ga N (2. 5nm) ZGaN ( 10nm)の 3層の量子井戸
0. 93 0. 2 0. 8
の活性層 206、 8nm厚の p— Al Ga N電流オーバーフロー防止層 207、 100η
0. 14 0. 86
m厚の p— GaN層 208、 0. 6 m厚のリッジ型 p— Al Ga Nクラッド層 209、 p— G
0. 07 0. 93
aNコンタクト層 210、 300nm厚の SiO電流狭窄マスク 211、 p電極 212、力もなる。リ
2
ッジ幅は 1. 8 μ m— 2. 3 μ mである。 pドーパントには Mg (マグネシウム）を用い、 nド -パントには Si (シリコン）を用いた力 0 (酸素）を用いてもよい。 Mgの原子濃度は P- GaNコンタクト層 210には 1 X 102°cm— 3、それ以外には 2 X 1019cm— 3、 Siの原子濃 度はすべて 2 X 1018cm— 3である。結晶成長は MOVPE成長で行った。成長温度は n — GaNバッファ一層 204が 600°C、 nクラッド層 205および pクラッド層 209は 1050°C、 活性層 6は 800°Cである。 N原料にはアンモニアを用い、キャリアガスは活性層では 窒素、それ以外では水素を用いた。 [0085] 300 μ m— 450 μ m厚の GaN基板上に上記構造を成長したのち、ドライエッチング でリッジ型 pクラッド層 209を形成する。あるいは lOOnm厚の p— GaN層 208を成長し た後で、 300nm厚の SiO電流狭窄マスク 210を形成して、選択成長により、 pクラッ
2
ド層 209を成長して形成することもできる。
[0086] pクラッド層 209には、 p—Al Ga N層の代わりに、 p—Al Ga N (2. 5nm
0. 07 0. 93 0. 14 0. 86
) /p-GaN (2. 5nm)の多周期からなる超格子クラッド層を用いてもよい。この場合、 光閉じ込めを維持するためには、同じ層厚で平均の A1組成は同一にする。本発明で は、反りを低減するために AlGaN層の格子不整合度を小さくしたものが好ましい。 G aN基板上に形成された LDにお!/、て、 dn ( m)厚の n— Al Ga N層と dp m)厚
1
の p— AlyGal— yN層を有する場合には、 AlGaN層の格子不整合度 dLMを、 dLM =x'dnと +ydpで定義する。本発明の実施例の場合、 dLM = 0. 07- 1. 2 + 0. 07 •0. 6 = 0. 126から、格子不整合度は 0. 126 m)である。本発明の適用にあたつ て、格子不整合度 dLMiま、 0. 08≤dLM≤0. 35力必要であり、 0. 09≤dLM≤0. 20力 子ましく、 0. 10≤dLM≤0. 15がより好ましい。
[0087] 図 4に本発明の窒化物半導体発光素子用ウェハの断面図を示す。窒化物半導体 発光素子用ウェハは、 GaN基板 403の表面上に AlGaN系 LDェピ層 404および P 電極 405が形成され、 GaN基板 403の裏面側には研磨損傷層 402が形成され、研 磨損傷層 402上に N電極 401が形成されている。曲率半径は LDウェハおよび LD素 子の表面ある 、は裏面の曲がり具合ある 、は結晶の C軸の傾き具合を用いて、図 4 のように定義される。ウェハ反り 1ZR 406は、ウェハ内で最も反りの大きい部分の 曲率半径 R 407で表す。つまり曲率半径 R 407力 、さいほど、反りは大きい。 局所的に定義したのは、ウェハ反りがウェハ全面で必ずしも完全な球面ではないた めである。通常はウェハ中央部の反りが大きいので、中央部の、電極面ではなぐ基 板面の反りを測定する。ウェハの橈み量 δ 409、ウェハサイズを Lとすると、曲率 半径 Rは、 R= 2LZ8 δで与えられる。橈み量 δ 409は、図 4のように凸を下にして 水平面にウェハを置いた時に水平面からウェハ端部までの距離である。
[0088] 本実施の形態のウェハの製造方法を説明する。
[0089] 300 μ m— 450 μ m厚の η型 GaN基板上に LD構造を MOVPE法で成長して LD ウェハを得た。さらに LDウェハの p側にリッジ構造を形成し、 p電極を形成した。ここま では従来の製造方法と同じである。
[0090] 次に、ウェハ裏面を研磨することでウェハの厚さを所望の厚さまで薄くする。まず耐 アルカリのワックスを用い、研磨冶具に LDウェハの p電極側を貼り付けた。
[0091] 次にウェハを荷重 300gZcm2の圧力で砲粒径 60 μ mのダイヤモンド焼付け研磨 盤に押し付けて保持し、 30回転 Z分の速度で研磨盤を回転させて機械研磨した。 研磨速度は 10 mZ分であり、ウェハ厚を 450 mから 140 mに機械研磨した。 その後、 114 m厚まで、 6 m径と 2 m径のダイヤモンドスラリと銅盤と錫盤を用い て機械研磨を行った後、仕上げとして化学機械研磨を行った。
[0092] 図 3に、化学機械研磨の実施図を示す。化学機械研磨は、ふち付研磨盤 301、研 ノッド、 302、
Figure imgf000025_0001
ウエノ、 30 6、力もなる。コロイダルシリカ溶液 303を研磨パッド 302が貼られたふち付研磨盤 30 1に満たし、その中に LDウェハ 306を浸し、荷重 300gZcm2で押し付けながら、ふ ち付研磨盤 301を 20回転 Z分の速さで回転させた。その時の研磨速度は 2 mZ 時間であった。
[0093] GaN基板やサファイア基板の場合、化学機械研磨用のスラリ溶液として、平均粒子 径が 20nm程度の SiO砲粒をアルカリ溶液に分散させたコロイダルシリカ溶液 303
2
を用いるのが適切である。研磨パッド 302にはサ—フィンと呼ばれるポリエチレン系の 発泡構造体を用いた。 1時間程度の化学機械研磨によって、光学顕微鏡で詳細に 観察しても研磨傷が殆ど見られなくなり、鏡面が得られた。ヒータ上に研磨冶具を載 せて、ワックスを溶かし、ウェハを研磨冶具 304から取り外した力 ウェハの割れは生 じな力つた。ウェハを有機洗浄した後に厚さを計測したところ、ウェハの層厚は 112 μ mであり、 40mm径で士 1 μ mの均一性であった。基板の橈み具合から求めた反り の曲率半径は 5mと小さ力つた。
[0094] さらにウェハ反りを小さくするために、ウェハの基板側表面を、化学機械研磨を用 Vヽて研磨した後に Arイオンミリングを 400Wの高周波電力で 1時間の条件で用 ヽ、 表面力 厚さ 2 mの深さの研磨歪み層を取り除いた。この裏面処理工程は、 Arィォ ンミリング以外に燐酸硫酸系のゥエツトエッチングや塩素系のプラズマを用 、たドライ エッチングや反応性イオンエッチングなどを用いても実行できる。塩素ドライエツチン グの条件は、例えば塩素 20ccZmin、圧力 1. OPa、 400Wの高周波電力で 1時間 である。 Arイオンミリングで 5 m以上の深さを取り除いても、ウェハ反り量は変わらな 力つたことから、化学機械研磨後の裏面処理工程による研磨歪み層の厚さは 5 m 以下であると考えられる。
[0095] 研磨によりウェハを薄くした後、ウェハ裏面に n電極を形成して、 500°Cで 15分間 の熱処理を行い、その後、共振器長が 650 mになるように、ダイヤモンドカッターで ウェハの縁を lmm長さけがいた後、けがき線に沿ってエッジを押し当てて、ウェハを 劈開した。劈開面を走査電子顕微鏡で観察したところ、殆どの素子で完全な鏡面が 得られていた。 LDバーの横割りを行い、 LD素子を得た。本発明の製造方法である化 学機械研磨を用いたことによって 98%の素子歩留まりが得られた。
[0096] 機械研磨は、パッドがウェハ裏面表面上を移動する際、ウェハ表面上に押し付けら れた砲粒との間ですベり摩擦的な挙動によって磨耗が起こる。除去速度は、荷重、 接触面積、ノ¾ドの移動速度により決まる。ウェハのふちだれを防ぐには、変形量が 小さくて硬くて薄 、パッドに対して、 lOOgZcm2— 400gZcm2程度の低!、圧力をゥ ェハ全体に均一にかけるのがよい。
[0097] 化学機械研磨の砲粒種は SiOに限らず、 CeO
2 2、 ZrO
2、 Al O
2 3、 Mn Oのいずれ
2 3 かあるいはそれらを組み合わせたものでもよい。砲粒の平均粒子径が 5nm— 100η mあるいはより望ましくは 5nm— 50nmである。加工液は KOH、 NH OH
4 、
NaOH、 H O , Fe (NO)
2 2 2、 KIOのいずれかあるいはそれらを組み合わせたもので
3
もよい。研磨パッドはスエード、不織布、人工皮革、発泡構造体のいずれでもよい。化 学機械研磨時の圧力は、低すぎると研磨速度が小さいので、 0. lkg/cm2-5kg/ cm2»適当でめる。研磨速度は 5nmz min一 lOOnmz min )好まし 、 5nm/ min 一 20nmZminであるほうがより好まし!/ヽ。
[0098] 得られた素子に AR— HRコーティングを施した。素子の閾値は 45mAであり、スロー プ効率は 1. 2W/A, 5mWでの動作電流は約 50mA、 lOOmWでの動作電流は約 130mAであった。
[0099] 寿命試験は、 50°C、 5mWあるいは 60°C、 lOOmWの動作条件で 20本で行い、故 障 (失格)判定規格は、動作電流が 2割上昇した時点と定義した。
[0100] その結果、 50°C、 5mWの低出力では 6000時間以上の平均推定寿命（MTTF:
Mean Time To Failure)を達成し、非特許文献 1に記載の、 3000時間に対して 倍の寿命を持っている。また 50°C、 5mWの条件に対し約 8. 6倍に加速される、 60 °C、 lOOmWの高出力でも 700時間以上の推定平均寿命が得られた。
[0101] 層厚 112 m、曲率半径 5. Omの窒化物半導体レーザ素子では、 98%の高い素 子歩留まりと、 lOOmWの高出力で 1160時間の平均寿命が得られた。活性層の成 長条件など、他の要因を最適化することで、今後、更に、高出力素子として長寿命の 素子が得られると思われる。
[0102] 以下に、本実施の形態の製造法を詳細に説明するが、本実施の形態の製造方法 を用いると、ウェハの基板厚 dとウェハの曲率半径 Rが各々 75 m≤ d≤ 145 mお よび 0. 5m≤R≤20mの条件を満たす LDウェハおよび LD素子、あるいは上記の条 件を満たす LDウエノ、から得られた LD素子を得ることができる。
[0103] 本発明の製造方法で得られた LDの研磨歪み層 202の実効歪量は 0. 165%程度 であり、その時の実効層厚は 2 μ m— 5 μ m以下と極めて小さい。このため、反りの曲 率半径が lm以上の LDウェハおよび LD素子、あるいは上記の条件を満たす LDゥ エノ、から得られた LD素子を得ることができる。
[0104] 本発明の反りは、曲率半径 lm以上の反りであり、通常のウェハサイズや素子サイ ズで確認することができる。例えばウェハサイズが lcmの場合、曲率半径 lmのゥェ ハの橈み量は 12. 5 mである。これは通常の膜厚計で十分測定できる値である。 L D素子の場合、素子サイズが 650 mのとき、曲率半径 lmの素子の橈み量は 52. 8 nmである。これは走査電子顕微鏡で断面形状を観察することで測定できる値である 。具体的には、青色 LD素子を平坦な GaAs基板に隣接させて走査電子顕微鏡装置 に投入して橈み量を測定し、得られた橈み量力 素子の反りを求めることができる。あ るいはレーザ光線の反射を用いてもよい。局所的な反りを求める場合は、素子を冷却 し光学的な測定力も結晶の歪量を測定して、反りを求めることができる。あるいは X線 回折を用いた方法により、結晶軸の傾きから、素子やウェハの反りを求めることができ る。あるいは GaN基板上の素子であれば、それを 5Kに冷却し、励起子エネルギ—と C軸格子定数の線形関係を用いて、励起子エネルギ-の変化力 GaNの残留歪量 を得ることができる。これにより研磨歪み層厚を推定できる。
[0105] 尚、実施の形態での説明は全てウェハの厚さで行っている力 ウェハの厚さ力も基 板上に成長したェピタキシャル成長層の厚さを引くことで基板の厚さを求めることが できる。
[0106] (発明の他の実施の形態）
本発明の実施形態において、素子の成長方法、層構造、光導波路の構造、共振 器の有無、転位分布を制御するための構造の有無などに関して、特に制限はない。 しかし反り低減のために、クラッド層の格子不整合度が請求項で記載のものであるこ とが望ましい。本発明の実施形態において、窒化物半導体基板の種類や面方位は 特に制限されない。例えば基板材料は GaN基板に限らず、 AlGaN基板、 InN基板 、 GalnN基板、 AlInN基板、あるいは AlGalnN基板でもよい。本発明においてはェ ピ層に少なくともひとつの窒化物半導体層があればよぐ特に基板の種類や面方位 の制限もない。例えば基板材料は Al O基板、 ZrB基板、 SiC基板、 Si基板でもよ
2 3 2
い。ただし、 ZrB基板、 SiC基板および Si基板に関しては、傾斜基板を使うことが望
2
ましい。 ZrB基板を用いた窒化物半導体素子は信頼性に優れる特徴、 SiC基板を
2
用いた窒化物半導体素子は放熱性に優れる特徴、 Si基板を用いた窒化物半導体素 子は低コスト性に優れる特徴を有するので、目的に応じて使い分けることができる。 実施例
[0107] 次に、 LDの厚さと曲率半径が異なる 9つの実施例を説明する。表 4に、本発明の 9 つの実施例である窒化物半導体レーザ用ウェハの基板厚と曲率 Rに対する歩留まり と平均寿命を示す。第 4の実施例については、すでに第 1の実施の形態で詳しく述 ベたものである。下の 9つの実施例では、それぞれの層厚と曲率半径は異なる力 そ れ以外の構造は、第 1の実施の形態とすべて同じである。
[0108] 表 4に本発明の実施例である窒化物半導体レーザ用ウェハの基板厚と曲率 Rに対 する歩留まりと平均寿命を示す。
[0109] [表 4] 5 o o o o
O CO o CO LO LO O
m o
CSJ O
ト O GO
1均寿歩率基板命留曲ウ反り R— R平まりのハェ
施例実 ( ()) () (時）%厚 d間m/xm m
σ 寸 oo σ OO a> o
oo oo oo CO ∞
CsJ O CSJ CO CO 寸
CM M CO
o o o O o
CO CM CO oo σ>
ト Ln
O CO CO CM
CO oo C7> oo
oo CM o o 寸 CO LO
CD ト
CM CO 寸 O OO
第 1の実施例は、ウェハの基板厚 136 μ πι、曲率半径 8. 3mの窒化物半導体レー ザ素子である。素子歩留まりは 81%、素子の平均寿命は 700時間であった。
[0110] 第 2の実施例は、ウェハの基板厚 128 μ m、曲率半径 7. Omの窒化物半導体レー ザ素子である。素子歩留まりは 89%、素子の平均寿命は 1030時間であった。
[0111] 第 3の実施例は、ウェハの基板厚 119 μ πι、曲率半径 6. 2mの窒化物半導体レー ザ素子である。素子歩留まりは 94%、素子の平均寿命は 1100時間であった。
[0112] 第 4の実施例は、ウェハの基板厚 112 m、曲率半径 5. Omの窒化物半導体レー ザ素子である。素子歩留まりは 98%、素子の平均寿命は 1160時間であった。
[0113] 第 5の実施例は、ウェハの基板厚 108 μ m、曲率半径 4. 3mの窒化物半導体レー ザ素子である。素子歩留まりは 99%、素子の平均寿命は 1150時間であった。
[0114] 第 6の実施例は、ウェハの基板厚 105 μ m、曲率半径 3. 8mの窒化物半導体レー ザ素子である。素子歩留まりは 98. 5%、素子の平均寿命は 1200時間であった。
[0115] 第 7の実施例は、ウェハの基板厚 94 m、曲率半径 2. 9mの窒化物半導体レーザ 素子である。素子歩留まりは 98%、素子の平均寿命は 1150時間であった。
[0116] 第 8の実施例は、ウェハの基板厚 83 /ζ πι、曲率半径 1. 5mの窒化物半導体レーザ 素子である。素子歩留まりは 89%、素子の平均寿命は 1050時間であった。
[0117] 第 9の実施例は、ウェハの基板厚 75 m、曲率半径 1. Omの窒化物半導体レーザ 素子である。素子歩留まりは 80%、素子の平均寿命は 800時間であった。
[0118] 図 5に本発明の実施例の窒化物半導体レーザ用ウェハの曲率半径のウェハの基 板厚依存性を示す。図 5の菱形印は、本発明の実施例である化学機械研磨を用い た LDウェハの値を示し、白丸は化学機械研磨を用いない従来製法の LDによる値を 示している。 LDの曲率半径はウェハの基板厚さと共に増大する傾向が見られた。
[0119] 化学機械研磨を用いた場合、研磨表面はいずれも鏡面であり、光学顕微鏡でも研 磨傷は殆ど見られな力つた。本発明で鏡面とは光学顕微鏡を用いて研磨傷が観測さ れない状況まで化学機械研磨された状態示す。鏡面になっていると、斜光を表面に 照射した状態で、肉眼で基板面に傷が観測されない状態とほぼ一致する。斜光を表 面に照射した状態で、肉眼で見て傷が観測されない場合でも良い。しかしィ匕学機械 研磨を用いない従来のラッピングのみの研磨では、研磨傷が見られ、厚さ 150 m 以下のウェハの曲率半径は 0. 5 μ m以下であり、反りが大きい。それに対し、本発明 の実施例の LDウェハの曲率半径は lm以上であり、従来製法の LDより明らかに反り が小さい。
[0120] 化学機械研磨を用いない従来製法の LDでは、研磨歪み層の実効厚が 5 m— 2 O /z mと大きいため、ウェハの基板厚 dが 70 m≤d≤145 mでは、曲率半径が 0. 5m以下であり、反りによるウェハ割れが著しぐ 22%以下に歩留まりが低下していた 。一方、本発明の反りの小さいウェハでは、 80%以上の格段に高い素子歩留まりが 得られた。
[0121] 図 5に研磨歪みがない場合の LDウェハ層厚に対する曲率半径の計算値を一点鎖 線 503で示す。本実施例の GaN基板上の LDでは合計 1. 8 m厚の A1組成 0. 07 の AlGaN層があり、この一点鎖線 503は歪量 0. 05%、層厚 1. 8 mの AlGaN格 子不整合層による反りを表している。ウェハを薄くすると、 AlGaN層の影響で反りが 大きくなる。曲率半径が 3m以上の反りの小さい LDを得るには、ウェハの基板厚は 7 0 m以上必要である。ウェハの基板厚が 145 mを超えると劈開歩留まりが低下す るので、本発明においてウェハの基板厚 dは 70 μ m≤d≤ 145 μ mに制限した。
[0122] 図 5の実線 504は歪量 0. 165%の研磨歪み層が層厚 2 mある場合の LD層厚に 対する曲率半径の計算値である。同様に、破線 505は研磨歪み層が層厚 3 mの場 合、点線 506は層厚 4 mの場合の LDウェハ層厚に対する曲率半径の計算値であ る。実施例とほぼ一致する計算値の研磨歪み層の歪量 0. 165%程度であった。曲 率半径が 3m以上の反りの小さい実施例の LDの研磨歪み層厚は 2 μ m— 3 μ mと推 定される。反りの小さい LDを得るには、研磨表面が鏡面でも、 程度の研磨歪み 層が存在しているので、それを考慮して、層厚を決定しなければならない。さらに 2 m程度の研磨歪み層をドライエッチングやウエットエッチングで取り除けば、一層反り の小さい LDが得られる。
[0123] 図 6に本発明の実施例の窒化物半導体レーザの素子歩留まりの LDウェハの基板 厚さ依存性を示す。従来の LDは 10%以下もしくは 20%以下の素子歩留まりであつ たのに対し、本発明では 80%以上もしくは 98%以上の素子歩留まりが実現できた。
[0124] 図 7に本発明の実施例の窒化物半導体レーザの素子寿命の LDウェハ厚さ依存性 を示す。従来の LDは lOOmWで 100時間程度の素子寿命であった力 本発明では 1000時間以上の素子寿命が得られた。
[0125] 図 6、図 7から、素子歩留まりと寿命の点において、 LDウェハの基板厚が 100 /z m 一 115 mの場合が最も好ましいことが分力つた。従来に比べて本発明の窒化物半 導体レーザは、素子歩留まりと信頼性において 10倍程度の向上が見られた。 [0126] 図 5は、基板面に垂直な方向の厚さ dと基板面の反りの曲率半径 Rの相関を示す図 である。第 1の範囲 507、すなわち基板面に垂直な方向の基板厚さ dと基板面の反り の曲率半径 Rが、 70 111≤(1≤145 111カっ0. 5m≤R≤20mの場合、 80%以上 の素子歩留まりと lOOmWで 700時間以上の平均寿命が得られた。第 2の範囲 508、 すなわち 80 μ m≤d≤ 135 μ mかつ lm≤R≤ 15mの場合、 89%以上の素子歩留 まりと lOOmWで 1000時間以上の平均寿命が得られた。第 3の範囲 509、すなわち 90 μ m≤d≤ 125 μ mかつ 2m≤R≤9mの場合、 94%以上の素子歩留まりと 100m Wで 1100時間以上の平均寿命が得られた。第 4の範囲 510、すなわち 100 /ζ πι≤(1 ≤115 μ mかつ 3m≤R≤8mの場合、 98%以上の素子歩留まりと lOOmWで 1150 時間以上の平均寿命が得られた。
[0127] 以上のように本発明の化学機械研磨により、研磨による傷をなくし、歪み深さを低減 できた。この結果、ウェハ反りが低減し、クラックの発生やウェハの割れが防止できる ため、素子の歩留まりや信頼性が著しく向上した。素子の裏面が平坦ィ匕したことで、 素子を基台（ヒートシンクを兼ねる場合がある）にマウントすると素子の裏面に形成さ れた金属電極と基台との接触抵抗が低減し、素子の動作電圧を IV低減でき、 n電極 の通電劣化もなくなった。
[0128] 図 8に本発明の第 10の実施例である窒化物半導体レーザの断面図を示す。本実施 例の窒化物半導体レ-ザは、サファイア基板上に形成されており、その構造は、 2 μ m厚のサファイア基板の研磨歪み層 800、 80 μ m厚のサファイア基板 801 、 5 m 厚の n— GaN層 812、 厚の n— GaN層 802、 1. 厚の n— Al Ga Nク
0. 07 0. 93 ラッド層 803、 In Ga N (2. 5nm) ZGaN ( 10nm)の 3層の量子井戸の活性層 8
0. 2 0. 8
04、 8nm厚の p— Al Ga N電流オーバーフロー防止層 805、 lOOnm厚の p— G
0. 14 0. 86
aN層 806、 0. 6 m厚のリッジ型 ρ— Al Ga Nクラッド層 807、 p— GaNコンタク
0. 07 0. 93
ト層 808、 300 厚の SiO電流狭窄マスク 809、 p電極 810、 n電極 811、力もなる。
2
リッジ幅は 2. 3 μ mである。 pドーパントには Mg (マグネシウム）を用い、 nドーパントに は Si (シリコン）を用いる。 Mgの原子濃度は p— GaNコンタクト層 210には 1 X 102°cm 一3、それ以外には 2 X 1019cm— 3、 Siの原子濃度はすべて 2 X 1018cm— 3である。結晶 成長は前期の実施例と同様に MOVPE法で行った。 [0129] ドライエッチングを用いて、 n電極のために 2 μ m厚の η— GaN層 802を除去し、 n— GaN層 812の表面を出し、その表面に SiOマスク 809を用いて、 n電極 811を形成
2
する。同様にドライエッチングを用いて、 0. 6 m厚のリッジ型 p— Al Ga Nクラ
0. 07 0. 93 ッド層 807を形成する。ドライエッチング用のマスクには、 SiOのほかに ZrOなどを
2 2 使用してストライプ状のリッジ構造を形成することができる。さらに SiOマスク 809を用
2
いて、 p電極 810を形成した。次にサファイア基板 801の研削と研磨を行った。本実 施例における特徴は、素子のサファイア基板 801の厚さが 80 mであり、元ウェハの 反りの曲率半径が; L 5mであることである。その製造方法の特徴は、サファイア基板 8 01の裏面に従来のダイヤモンド砥粒による研磨工程の後に化学機械研磨を用 、た ことである。これによつて、反りの曲率半径が 1. 5mと小さいものができた。このときの 研磨歪み層 800の厚さは、サファイア基板においても 2 m以内になったと考えられ る。
[0130] 本発明の実施例の製造工程を詳しく述べる。サファイア基板 (C面)の厚さは初期に 350 mであった力 裏面研削によって素子ウェハを 110 m厚に減少させた。その 後、粒径 6 mと 2 mのダイヤモンドスラリを順番に用いて錫研磨盤上で 82 mi? まで研磨し、さらに化学機械研磨を用いて 80 m厚まで研磨した。研削は粒径 60 mのダイヤモンド研削盤を用い 1500回転で平均 0. 4 /z mZ秒の速度で行った。ィ匕 学機械研磨は粒径 30nmのコロイダルシリカを用 、、 700gZcm2の圧力で 50回転 Z分の速度で 1時間行った。得られたウェハのそりは 1. 5mであり、従来のものに比 ベて反りが低減した。ダイヤモンドでウェハのダイシングを行い、横幅 300 m、ストラ イブ方向の縦幅 600 mの窒化物半導体発光素子が得られた。素子端面に Ti02と SiOの多層膜をつけ反射率を制御し、片方の端面から自然放出光を取り出した。活
2
性層部分の端面が完全な劈開面ではな 、ので発振しな力つた力 5mWの強 、青色 の自然放出光が得られた。この素子は 10GHzの高い高速変調動作が可能であるの で、屋内での広帯域のワイヤレス光通信等に活用できる。あるいは本発明の実施例 は、蛍光体と組み合わせることで、低電圧で高寿命の白色光源として利用できる。
[0131] 図 9に本発明の第 11の実施例である窒化物半導体レーザの断面図を示す。本実施 例の窒化物半導体レーザは、 C面力 劈開方向である [11 20]方向に 4度傾斜した ホウ化ジルコニウム (ZrB )基板上に形成した。本発明の第 11の実施例は、 ZrB基
2 2 板の研磨歪み層 901、層厚 110 μ mの ZrB基板 902、 0. 1 m厚の n— GaN層 903
2
、n Al Ga N (3nm) Zn GaN (3nm)の 20周期力らなる 120nm厚の n型超格
0. 1 0. 9
子層 904、 1. 厚の n— Al Ga Nクラッド層 905、 In Ga N (2. 5nm) /
0. 1 0. 9 0. 2 0. 8
GaN (10nm)の 3周期力もなる 3層の量子井戸の活性層 906、 8nm厚の p— Al G
0. 14 a N電流オーバーフロー防止層 907、 lOOnm厚の p— GaN層 908、 0. 6 m厚の
0. 86
リッジ型 p—Al Ga Nクラッド層 909、 p— GaNコンタクト層 910、 300nm厚の Si
0. 07 0. 93
O電流狭窄マスク 911、 p電極 912、からなる。本実施例のウェハは、ウェハ厚 110
2
^ m,ウェハの反りの曲率半径 3. 5mである。
[0132] C面力も劈開方向である [11 20]方向に 0度から 10度以下傾斜した ZrB基板を
2 用い、 MOVPE法でステップフロー成長させると、 GaNの成長面を広い範囲で Ga面 にすることができるのでが好ましぐ 0度から 1度以下の場合、量子井戸界面の急峻性 が得られる。 2度から 10度にすると、水素パッシベーシヨンにより、例えばマグネシゥ ム（Mg)を拡散した場合、結晶のサイトに Mgが入りやすくなり、 p型の不純物が活性 化しやすい。
[0133] これまでの実施例と同様に、得られたェピウェハに光導波路用のリッジを形成し、 p 電極をつけ、ウェハの裏面研磨を行った。裏面研磨の仕上げとして化学機械研磨を 行った。化学機械研磨は、コロイダルシリカを用い、サーフィン上で圧力 500g/cm2、 回転速度 30回転 Z分の条件で 1時間行った。レーザ用の共振器面は劈開により形 成し、素子分離を行いレーザ素子を得た。 ZrB基板上にェピタキシャル成長した Ga
2
Nェピ層の劈開方向は ZrB基板の劈開方向 [11— 20]に一致しているために、平坦
2
な共振器面が得られた。 ZrB基板上に成長した LD結晶の転位密度は 5 X 106cm—
2
2であり、デバイスレベルの品質のものが得られた。
[0134] ZrB (ホウ化ジルコニウム）単結晶は、融液による浮遊帯域溶融法 (FZ法、フローテ
2
イング.ゾーン法）で、温度 3250°C、熱勾配 150°CZmm、引き出し速度 20mmZ時 間の条件で育成される。
[0135] ZrB基板は大光出力の窒化物半導体発光素子の基板として優れた特徴を有する
2
。 ZrB基板は、 GaNと同じく 6方晶であり、 GaNに対して 0. 6%の格子定数差で格 子整合する特徴と、 5%の熱膨張係数差で熱膨張する特徴のため、サファイア基板 上の GaNに較べ遥かに優れた品質の GaN結晶を成長できる。 ZrB基板は、金属 C
2
uを凌ぐ高い電気伝導性があり、 ZrB Zn— GaN界面はォーミック接合するため、基板
2
をそのまま電極として使用できる。また ZrB基板は金属 Moとほぼ同じ高い熱伝導性
2
があるため、熱の放散性に優れている。
ZrB基板は GaNと同様に硬くて脆い性質を有する。そのため研磨歪みが深く形成
2
されやすぐ従来の研磨では、ウェハ反りが大きくなり、ウェハを研磨冶具から取り外 す際に割れが生じ、歩留まり低下が著し力つた。本発明の化学機械研磨を適用する ことにより、ウェハ厚を 110 mにしても、ウェハの反りの曲率半径は 3. 5mと小さく、 ウェハ割れがなぐ良好な劈開ができた。結局、 ZrB基板上に形成された GaN系半
2
導体レーザを 80%以上の歩留まりで得ることができた。用いた ZrB基板の直径は 2c
2
mであったが、将来はより大口径のものが可能であり、低コストの素子が実現できる。

Claims

請求の範囲
[1] 少なくとも化学機械研磨を用いて基板裏面を研磨することでウェハ厚さを薄くして いる窒化物半導体発光素子用ウェハの、前記基板面に垂直な方向の基板の厚さ dと 基板面の反りの曲率半径 R力 曲率半径 Rが 0. 5m以上で基板の厚さが 145 m以 下であることを特徴とする窒化物半導体発光素子用ウェハ。
[2] 前記窒化物半導体発光素子用ウェハの裏面が鏡面であることを特徴とする請求項
1に記載の窒化物半導体発光素子用ウェハ。
[3] 前記窒化物半導体用ウエハースは、 GaN基板上に少なくとも Gaと窒素とを含む発 光層を有していることを特徴とする請求項 1に記載の窒化物半導体発光素子用ゥェ
[4] 前記窒化物半導体用ウエハースは、サファイア基板上に少なくとも GaN層と Gaと窒 素とを含む発光層とを有していることを特徴とする請求項 1に記載の窒化物半導体発 光素子用ウェハ。
[5] 前記窒化物半導体用ウエハースは、 Al O基板上に少なくとも GaN層と Gaと窒素
2 3
とを含む発光層とを有していることを特徴とする請求項 1に記載の窒化物半導体発光 素子用ウェハ。
[6] 前記窒化物半導体用ウエハースは、 ZrB基板上に少なくとも GaN層と Gaと窒素と
2
を含む発光層とを有していることを特徴とする請求項 1に記載の窒化物半導体発光 素子用ウェハ。
[7] 前記 ZrB基板は、 C面に対する傾斜角度が 0度より大きく 10度以下であることを特
2
徴とする請求項 6に記載の窒化物半導体発光素子用ウェハ。
[8] 前記 ZrB基板は、 C面に対する傾斜角度が 0度より大きく 1度以下であることを特徴
2
とする請求項 6に記載の窒化物半導体発光素子用ウェハ。
[9] 前記 ZrB基板は、 C面に対する傾斜角度が 2度以上 10度以下であることを特徴と
2
する請求項 6に記載の窒化物半導体発光素子用ウェハ。
[10] 前記窒化物半導体発光素子用ウェハ上に形成された全ての Al Ga N層の八1組 成 x (0<x≤ 1)とその層厚 d( m)との積 x'dの総和として定義される基板上に形成 された GaN層に対する格子不整合度 dLM ( m)が、 0. 08≤dLM≤0. 35であるこ とを特徴とする請求項 1に記載の窒化物半導体発光素子用ウェハ。
[11] 少なくとも化学機械研磨を用いて基板裏面を研磨することでウェハ厚さを薄くして いる窒化物半導体発光素子用ウェハの、前記基板裏面の化学機械研磨による研磨 歪み層の厚さが 5 μ m以下であることを特徴する窒化物半導体発光素子用ウェハ。
[12] 前記窒化物半導体発光素子用ウェハの裏面が鏡面であることを特徴とする請求項
11に記載の窒化物半導体発光素子用ウェハ。
[13] 前記窒化物半導体用ウエハースは、 GaN基板上に少なくとも Gaと窒素とを含む発 光層を有して 、ることを特徴とする請求項 11に記載の窒化物半導体発光素子用ゥ エノ、o
[14] 前記窒化物半導体用ウエハースは、サファイア基板上に少なくとも GaN層と Gaと窒 素とを含む発光層とを有して 、ることを特徴とする請求項 11に記載の窒化物半導体 発光素子用ウェハ。
[15] 前記窒化物半導体用ウエハースは、 Al O基板上に少なくとも GaN層と Gaと窒素
2 3
とを含む発光層とを有して 、ることを特徴とする請求項 11に記載の窒化物半導体発 光素子用ウェハ。
[16] 前記窒化物半導体用ウエハースは、 ZrB基板上に少なくとも GaN層と Gaと窒素と
2
を含む発光層とを有して ヽることを特徴とする請求項 11に記載の窒化物半導体発光 素子用ウェハ。
[17] 前記 ZrB基板、は C面に対する傾斜角度が 0度より大きく 10度以下であることを特
2
徴とする請求項 16に記載の窒化物半導体発光素子用ウェハ。
[18] 前記 ZrB基板は、 C面に対する傾斜角度が 0度より大きく 1度以下であることを特徴
2
とする請求項 16に記載の窒化物半導体発光素子用ウェハ。
[19] 前記 ZrB基板は、 C面に対する傾斜角度が 2度以上 10度以下であることを特徴と
2
する請求項 16に記載の窒化物半導体発光素子用ウェハ。
[20] 前記窒化物半導体発光素子用ウェハ上に形成された全ての Al Ga N層の八1組 成 x (0<x≤ 1)とその層厚 d( m)との積 x'dの総和として定義される基板上に形成 された GaN層に対する格子不整合度 dLM ( m)が、 0. 08≤dLM≤0. 35であるこ とを特徴とする請求項 11項に記載の窒化物半導体発光素子用ウェハ。
[21] 基板の裏面を機械研磨法で研磨する機械研磨工程と、
その後化学機械研磨法を用いて研磨する化学機械研磨工程とを有し、 前記基板面に垂直な方向のウェハの厚さ dと基板面の反りの曲率半径 R力 曲率 半径 Rが 0. 5m以上で基板の厚さが 145 μ m以下であることを特徴とする窒化物半 導体発光素子用ウェハの製造方法。
[22] 前記窒化物半導体用ウエハースは、 GaN基板上に少なくとも Gaと窒素とを含む発 光層を有していることを特徴とする請求項 21に記載の窒化物半導体発光素子用ゥ エノ、o
[23] 前記化学機械研磨時の基板への研磨圧力が 0. 05kgZcm2— 5kgZcm2であるこ とを特徴とする請求項 21に記載の窒化物半導体発光素子用ウェハの製造方法。
[24] 前記化学機械研磨が、平均粒子径が 5nm— lOOnmの SiO、 CeO、 ZrO、 Al O
2 2 2 2 および Mn O力 なる群から選ばれた少なくとも 1以上の砲粒と、 KOH、 NH OH、
3 2 3 4
NaOH、 H O , Fe (NO) および KIO力 なる群から選ばれた少なくとも 1以上の薬
2 2 2 3
液を含むスラリを用いたことを特徴とする請求項 21に記載の窒化物半導体発光素子 用ウェハの製造方法。
[25] 前記化学機械研磨の研磨パッドがスエード、不織布、人工皮革、発泡構造体の 、 ずれかであることを特徴とする請求項 21に記載の窒化物半導体発光素子用ウェハ の製造方法。
[26] 前記化学機械研磨時の研磨速度が InmZmin— lOOnmZminであることを特徴 とする請求項 21に記載の窒化物半導体発光素子用ウェハの製造方法。
[27] 前記化学機械研磨後、前記化学機械研磨により形成された研磨歪み層を除去す る研磨歪み層除去工程とを有することを特徴とする請求項 21に記載の窒化物半導 体発光素子用ウェハの製造方法。
[28] 研磨歪み層除去工程が、ウエットエッチングあるいは Arイオンミリングあるいは反応 性イオンエッチングやドライエッチングであることを特徴とする請求項 27に記載の窒 化物半導体発光素子用ウェハの製造方法。
[29] 前記研磨歪み除去工程で、研磨表面から 1 μ m以上の研磨歪み除領域を除去す ることを特徴とする請求項 27に記載の窒化物半導体発光素子用ウェハの製造方法
[30] 基板の裏面を機械研磨法で研磨する機械研磨工程と、
その後化学機械研磨法を用いて研磨する化学機械研磨工程とを有し、 前記基板裏面の化学機械研磨による研磨歪み層の厚さが 5 μ m以下であることを 特徴とする窒化物半導体発光素子用ウェハの製造方法。
[31] 前記窒化物半導体用ウエハースは、 GaN基板上に少なくとも Gaと窒素とを含む発 光層を有していることを特徴とする請求項 30記載の窒化物半導体発光素子用ゥェ
[32] 前記化学機械研磨時の基板への研磨圧力が 0. 05kgZcm2— 5kgZcm2であるこ とを特徴とする請求項 30記載の窒化物半導体発光素子用ウェハの製造方法。
[33] 前記化学機械研磨が、平均粒子径が 5nm— lOOnmの SiO、 CeO、 ZrO、 Al O
2 2 2 2 および Mn O力 なる群から選ばれた少なくとも 1以上の砲粒と、 KOH、 NH OH、
3 2 3 4
NaOH、 H O , Fe (NO) および KIO力 なる群から選ばれた少なくとも 1以上の薬
2 2 2 3
液を含むスラリを用いたことを特徴とする請求項 30記載の窒化物半導体発光素子用 ウェハの製造方法。
[34] 前記化学機械研磨の研磨パッドがスエード、不織布、人工皮革、発泡構造体の 、 ずれかであることを特徴とする請求項 30記載の窒化物半導体発光素子用ウェハの 製造方法。
[35] 前記化学機械研磨時の研磨速度が InmZmin— lOOnmZminであることを特徴 とする請求項 30記載の窒化物半導体発光素子用ウェハの製造方法。
[36] 前記化学機械研磨後、前記化学機械研磨により形成された研磨歪み層を除去す る研磨歪み層除去工程とを有することを特徴とする請求項 30記載の窒化物半導体 発光素子用ウェハの製造方法。
[37] 前記研磨歪み層除去工程が、ウエットエッチングあるいは Arイオンミリングあるいは 反応性イオンエッチングやドライエッチングであることを特徴とする請求項 36に記載 の窒化物半導体発光素子用ウェハの製造方法。
[38] 前記研磨歪み除去工程で、研磨表面から 1 μ m以上の研磨歪み除領域を除去す ることを特徴とする請求項 36に記載の窒化物半導体発光素子用ウェハの製造方法
[39] 基板の裏面を機械研磨法で研磨する機械研磨工程と、
その後化学機械研磨法を用いて研磨する化学機械研磨工程とを有し、 前記化学機械研磨による前記基板裏面が鏡面であることを特徴とする窒化物半導 体発光素子用ウェハの製造方法。
[40] 前記窒化物半導体用ウエハースは、 GaN基板上に少なくとも Gaと窒素とを含む発 光層を有していることを特徴とする請求項 39記載の窒化物半導体発光素子用ゥェ
[41] 前記化学機械研磨時の基板への研磨圧力が 0. 05kgZcm2— 5kgZcm2であるこ とを特徴とする請求項 39記載の窒化物半導体発光素子用ウェハの製造方法。
[42] 前記化学機械研磨が、平均粒子径が 5nm— lOOnmの SiO、 CeO、 ZrO、 Al O
2 2 2 2 および Mn O力 なる群から選ばれた少なくとも 1以上の砲粒と、 KOH、 NH OH、
3 2 3 4
NaOH、 H O , Fe (NO) および KIO力 なる群から選ばれた少なくとも 1以上の薬
2 2 2 3
液を含むスラリを用いたことを特徴とする請求項 39記載の窒化物半導体発光素子用 ウェハの製造方法。
[43] 前記化学機械研磨の研磨パッドがスエード、不織布、人工皮革、発泡構造体の 、 ずれかであることを特徴とする請求項 39記載の窒化物半導体発光素子用ウェハの 製造方法。
[44] 前記化学機械研磨時の研磨速度が InmZmin— lOOnmZminであることを特徴 とする請求項 39記載の窒化物半導体発光素子用ウェハの製造方法。
[45] 前記化学機械研磨後、前記化学機械研磨により形成された研磨歪み層を除去す る研磨歪み層除去工程とを有することを特徴とする請求項 39記載の窒化物半導体 発光素子用ウェハの製造方法。
[46] 研磨歪み層除去工程が、ウエットエッチングあるいは Arイオンミリングあるいは反応 性イオンエッチングやドライエッチングであることを特徴とする請求項 43に記載の窒 化物半導体発光素子用ウェハの製造方法。
[47] 前記研磨歪み除去工程で、研磨表面から 1 μ m以上の研磨歪み除領域を除去す ることを特徴とする請求項 45に記載の窒化物半導体発光素子用ウェハの製造方法
[48] 窒化物半導体発光素子用ウェハの裏面研磨工程において、
研磨ホルダ上にワックスあるいは接着剤層を形成する工程と、
該ワックスあるいは接着剤層の表面に前記窒化物半導体発光素子用ウェハの表面 が接する様に前記窒化物半導体発光素子用ウェハ載置する工程とを有し、
前記窒化物半導体発光素子用ウェハと前記研磨ホルダの間には前記ワックスある いは接着剤が狭持され、前記窒化物半導体発光素子用ウェハの中央部での前記ヮ ックスあるいは接着剤層の層厚 tが、 5 m≤t≤ 50 mであることを特徴とする窒化 物半導体発光素子用ウェハの製造方法。
[49] 前記ワックスあるいは接着剤は、前記窒化物半導体発光素子用ウェハの外周囲に 隣接して形成され、前記窒化物半導体発光素子用ウェハの外周囲に隣接して形成 された前記ワックスある 、は接着剤の幅 W力 lmm≤W≤ 20mmである請求項 48 記載の窒化物半導体発光素子用ウェハの製造方法。
[50] 前記窒化物半導体発光素子用ウェハの裏面研磨前の反りの曲率半径 R1とヮック スで研磨ホルダ貼り付けられた状態での前記ウェハの反りの曲率半径 R2が、 R1 <R
2であることを特徴とする請求項 48に記載の窒化物半導体発光素子用ウェハの製造 方法。
[51] 前記ワックスあるいは接着剤は、アルカリ溶液 (PH8— PH11)に耐性があり、融点 t m力 70°C≤tm≤200°Cで、且つ、アルコール以外の有機溶媒に可溶であることを 特徴とする請求項 48に記載の窒化物半導体発光素子用ウェハの製造方法。
[52] 前記研磨ホルダの材料の熱膨張係数 K1が、前記窒化物半導体発光素子用ゥェ ハの基板の熱膨張係数 KOに対して、 Kl < 6 XKOであることを特徴とする請求項 48 に記載の窒化物半導体発光素子用ウェハの製造方法。
[53] 請求項 1に記載の窒化物半導体発光素子用ウェハから得られたことを特徴とする 窒化物半導体発光素子。
[54] 請求項 11に記載の窒化物半導体発光素子用ウェハから得られたことを特徴とする 窒化物半導体発光素子。
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Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007184352A (ja) * 2006-01-05 2007-07-19 Matsushita Electric Ind Co Ltd 窒化物系化合物半導体素子用ウェハーの製造方法及び窒化物系化合物半導体素子用ウェハー
JP2010046744A (ja) * 2008-08-21 2010-03-04 Disco Abrasive Syst Ltd サファイアウエーハの研削方法
JP2010147117A (ja) * 2008-12-17 2010-07-01 Mitsubishi Electric Corp 窒化物半導体装置の製造方法
JP2010192824A (ja) * 2009-02-20 2010-09-02 Nichia Corp 窒化物半導体素子の製造方法
JP2011129820A (ja) * 2009-12-21 2011-06-30 Disco Abrasive Syst Ltd 光デバイスウエーハの加工方法
CN102403434A (zh) * 2011-11-23 2012-04-04 杭州士兰明芯科技有限公司 一种垂直结构led芯片的制作方法
JP2013157350A (ja) * 2012-01-26 2013-08-15 Sumitomo Electric Ind Ltd Ｉｉｉ族窒化物半導体レーザ、及びｉｉｉ族窒化物半導体レーザを作製する方法
KR20140104295A (ko) * 2013-02-20 2014-08-28 삼성전자주식회사 기판 연마 방법 및 이를 이용한 반도체 발광소자 제조방법
CN104049014A (zh) * 2013-03-06 2014-09-17 霍夫曼-拉罗奇有限公司 具有Mn2O3催化剂的传感器及其制造方法
JP2015131878A (ja) * 2014-01-09 2015-07-23 株式会社巴川製紙所 仮固定用接着シート
WO2017175860A1 (ja) * 2016-04-08 2017-10-12 スタンレー電気株式会社 半導体ウェハ

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6424974B1 (ja) * 2018-01-25 2018-11-21 富士ゼロックス株式会社 半導体基板の製造方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10308532A (ja) * 1997-05-06 1998-11-17 Sony Corp 半導体発光素子
US6488767B1 (en) * 2001-06-08 2002-12-03 Advanced Technology Materials, Inc. High surface quality GaN wafer and method of fabricating same

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10308532A (ja) * 1997-05-06 1998-11-17 Sony Corp 半導体発光素子
US6488767B1 (en) * 2001-06-08 2002-12-03 Advanced Technology Materials, Inc. High surface quality GaN wafer and method of fabricating same

Cited By (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007184352A (ja) * 2006-01-05 2007-07-19 Matsushita Electric Ind Co Ltd 窒化物系化合物半導体素子用ウェハーの製造方法及び窒化物系化合物半導体素子用ウェハー
JP2010046744A (ja) * 2008-08-21 2010-03-04 Disco Abrasive Syst Ltd サファイアウエーハの研削方法
JP2010147117A (ja) * 2008-12-17 2010-07-01 Mitsubishi Electric Corp 窒化物半導体装置の製造方法
JP2010192824A (ja) * 2009-02-20 2010-09-02 Nichia Corp 窒化物半導体素子の製造方法
JP2011129820A (ja) * 2009-12-21 2011-06-30 Disco Abrasive Syst Ltd 光デバイスウエーハの加工方法
CN102403434A (zh) * 2011-11-23 2012-04-04 杭州士兰明芯科技有限公司 一种垂直结构led芯片的制作方法
JP2013157350A (ja) * 2012-01-26 2013-08-15 Sumitomo Electric Ind Ltd Ｉｉｉ族窒化物半導体レーザ、及びｉｉｉ族窒化物半導体レーザを作製する方法
KR102070091B1 (ko) * 2013-02-20 2020-01-29 삼성전자주식회사 기판 연마 방법 및 이를 이용한 반도체 발광소자 제조방법
KR20140104295A (ko) * 2013-02-20 2014-08-28 삼성전자주식회사 기판 연마 방법 및 이를 이용한 반도체 발광소자 제조방법
CN104049014A (zh) * 2013-03-06 2014-09-17 霍夫曼-拉罗奇有限公司 具有Mn2O3催化剂的传感器及其制造方法
JP2015131878A (ja) * 2014-01-09 2015-07-23 株式会社巴川製紙所 仮固定用接着シート
WO2017175860A1 (ja) * 2016-04-08 2017-10-12 スタンレー電気株式会社 半導体ウェハ
KR20180123084A (ko) * 2016-04-08 2018-11-14 스탠리 일렉트릭 컴퍼니, 리미티드 반도체 웨이퍼
CN109075224A (zh) * 2016-04-08 2018-12-21 斯坦雷电气株式会社 半导体晶片
JPWO2017175860A1 (ja) * 2016-04-08 2019-02-14 スタンレー電気株式会社 半導体ウェハ
US20190115499A1 (en) * 2016-04-08 2019-04-18 Stanley Electric Co., Ltd. Semiconductor Wafer
KR102112249B1 (ko) * 2016-04-08 2020-05-18 스탠리 일렉트릭 컴퍼니, 리미티드 반도체 웨이퍼
US10770621B2 (en) 2016-04-08 2020-09-08 Stanley Electric Co., Ltd. Semiconductor wafer
CN109075224B (zh) * 2016-04-08 2021-10-26 斯坦雷电气株式会社 半导体晶片

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