WO2009090840A1 - 窒化ガリウムの結晶成長方法および窒化ガリウム基板の製造方法 - Google Patents
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- C30B25/00—Single-crystal growth by chemical reaction of reactive gases, e.g. chemical vapour-deposition growth
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- C30B25/18—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate
Definitions
- the present invention relates to a crystal growth method of gallium nitride and a method of manufacturing a gallium nitride substrate.
- a GaN (gallium nitride) substrate having an energy band gap of 3.4 eV and high thermal conductivity has attracted attention as a material for semiconductor devices such as short-wavelength optical devices and power electronic devices.
- Such a method for manufacturing a gallium nitride substrate is disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 2000-44400 (Patent Document 1) and Japanese Patent Laid-Open No. 2002-373864 (Patent Document 2).
- Patent Document 1 discloses a method of manufacturing a GaN single crystal substrate by the following method. Specifically, a mask having an opening is provided on a GaAs (gallium arsenide) substrate. Next, a GaN buffer layer is formed in the opening of the mask by HVPE (Hydride Vapor Phase Epitaxy) method or MOCVD (Metal Organic Chemical Vapor Deposition) method. Next, a GaN epitaxial layer is formed so as to cover the mask by HVPE or MOCVD. Next, the GaAs substrate is removed by etching, and the mask is removed by polishing.
- HVPE Hydride Vapor Phase Epitaxy
- MOCVD Metal Organic Chemical Vapor Deposition
- Patent Document 2 discloses a method for producing a GaN single crystal layer by the following method. Specifically, a GaN crystal is grown on the GaN seed crystal by the HVPE method. Thereafter, the GaN seed crystal is removed by grinding. JP 2000-44400 A JP 2002-373864 A
- Patent Document 1 polishing is performed to remove the mask, and in Patent Document 2, grinding is performed to remove the base substrate.
- polishing and grinding are performed, a mechanical impact is applied to the GaN single crystal layer to be manufactured, and there is a problem that cracks occur in the GaN single crystal layer.
- the present invention provides a gallium nitride crystal growth method and a gallium nitride substrate manufacturing method capable of suppressing the generation of cracks in the manufacturing process.
- the following steps are performed. First, a base substrate is prepared. Then, a first gallium nitride layer is grown on the base substrate. Then, a second gallium nitride layer that is less brittle than the first gallium nitride layer is grown.
- the fragile first gallium nitride layer and A second gallium nitride layer can be grown. If an impact is applied from the base substrate side in order to remove the base substrate in this state, the first gallium nitride layer is more fragile than the second gallium nitride layer. The first gallium nitride layer is easily peeled off from the second gallium nitride layer because it is destroyed before the gallium layer.
- the first gallium nitride layer is separated from the second gallium nitride layer with a small impact.
- the first gallium nitride layer is attached to the second gallium nitride layer after the first gallium nitride layer is peeled from the second gallium nitride layer, the first nitridation is performed from the second gallium nitride layer. Since the gallium layer can be removed with a small impact, cracks generated in the second gallium nitride layer can be reduced. Therefore, it is possible to grow gallium nitride with suppressed generation of cracks in the manufacturing process.
- the first gallium nitride layer contains oxygen as the first dopant
- the second gallium nitride layer contains oxygen as the second dopant
- the oxygen concentration constituting the dopant is higher than the oxygen concentration constituting the second dopant.
- the first gallium nitride layer includes silicon as the first dopant
- the second gallium nitride layer includes silicon as the second dopant
- the first gallium nitride layer includes silicon as the first dopant.
- the concentration of silicon constituting the dopant is higher than the concentration of silicon constituting the second dopant.
- the first gallium nitride layer includes oxygen as a first dopant
- the second gallium nitride layer includes silicon as a second dopant
- the oxygen concentration constituting the dopant is 33/50 or more of the silicon concentration constituting the second dopant.
- the first gallium nitride layer includes oxygen and silicon as the first dopant, and the oxygen concentration constituting the first dopant in the first gallium nitride layer is
- the second gallium nitride layer contains silicon as the second dopant, and the sum of the oxygen concentration and the silicon concentration constituting the first dopant is equal to or higher than the silicon concentration constituting the first dopant. It is equal to or higher than the concentration of silicon constituting the second dopant.
- the present inventor has eagerly studied the conditions under which the first gallium nitride layer is less brittle than the second gallium nitride layer, and as a result, found the above conditions.
- the first gallium nitride layer has a higher lattice strain than the second gallium nitride layer, so the first gallium nitride layer Is more brittle than the second gallium nitride layer. Therefore, the first gallium nitride layer can be easily peeled from the second gallium nitride layer.
- the base substrate is preferably made of a material different from gallium nitride.
- the gallium nitride crystal growth method further includes a step of forming a mask layer having an opening on the base substrate between the step of preparing and the step of growing the first gallium nitride layer.
- a step of forming a buffer layer on the heterogeneous substrate between the step of preparing and the step of growing the first gallium nitride layer, and an opening on the buffer layer are provided.
- a step of forming a mask layer is provided.
- the area of the base substrate exposed from the opening of the mask layer can be reduced, it is possible to suppress the transfer of dislocations formed on the base substrate to the first gallium nitride layer. For this reason, dislocations generated in the second gallium nitride layer can be suppressed.
- the crystallinity of the second gallium nitride layer can be further improved by forming the buffer layer.
- the material constituting the mask layer is silicon dioxide (SiO 2), silicon nitride (Si 3 N 4 ), titanium (Ti), chromium (Cr), iron (Fe) and It contains at least one substance selected from the group consisting of platinum (Pt).
- the method of manufacturing a gallium nitride substrate according to the present invention includes a step of growing the first and second gallium nitride layers by the gallium nitride crystal growth method described above, and a base substrate from the second gallium nitride layer. And a step of removing the first gallium nitride layer.
- the first gallium nitride layer that is more brittle than the second gallium nitride layer is grown, if an impact is applied to remove the underlying substrate, The gallium nitride layer is destroyed before the second gallium nitride layer, and the first gallium nitride layer is easily separated from the second gallium nitride layer.
- the second gallium nitride layer is attached to the first gallium nitride layer after peeling, the first gallium nitride layer can be removed from the second gallium nitride layer with a small impact. Cracks generated in the layer can be reduced. Therefore, a gallium nitride substrate in which the generation of cracks is suppressed can be manufactured.
- the generation of cracks in the manufacturing process can be suppressed.
- FIG. 1 is a flowchart showing a method for manufacturing a GaN substrate in the present embodiment.
- a method for crystal growth of a GaN layer and a method for manufacturing a GaN substrate in the present embodiment will be described.
- FIG. 2 is a schematic cross-sectional view showing the base substrate 11 in the present embodiment.
- a base substrate 11 is prepared (step S1).
- the prepared base substrate 11 may be GaN or a material different from GaN, but is preferably a heterogeneous substrate made of a material different from GaN.
- the heterogeneous substrate for example, gallium arsenide (GaAs), sapphire (Al 2 O 3 ), zinc oxide (ZnO), silicon carbide (SiC), or the like can be used.
- FIG. 3 is a schematic cross-sectional view showing a state where the release layer 12 is grown in the present embodiment.
- a release layer 12 as a first gallium nitride layer is grown on the surface of the base substrate 11 (step S2).
- the release layer 12 is made of GaN.
- the growth surface of the release layer 12 is not parallel to the surface of the base substrate 12 but is grown on a plurality of inclined uneven surfaces.
- the growth method of the release layer 12 is not particularly limited, and a vapor phase growth method such as a sublimation method, HVPE method, MOCVD method, MBE (Molecular Beam Epitaxy) method, liquid phase growth method, or the like can be adopted. Is preferably adopted.
- the thickness of the release layer 12 is preferably 200 nm or more and 750 nm or less.
- 200 nm or more an impact applied to the GaN layer 13 (see FIG. 4) can be suppressed when the base substrate 11 described later is removed.
- 750 nm or less the crystallinity of the GaN layer 13 (see FIG. 4) can be improved when a GaN layer 13 described later is grown.
- FIG. 4 is a schematic cross-sectional view showing a grown GaN layer in the present embodiment.
- a GaN layer 13 is grown as a second gallium nitride layer that is less brittle than the release layer 12 (step S3).
- the growth method of the GaN layer 13 is not particularly limited, but from the viewpoint of simplifying steps S2 and S3 for growing the release layer 12 and the GaN layer 13, it is preferable to employ the same growth method as that of the release layer 12.
- the brittleness between the release layer 12 and the GaN layer 13 will be described. “Brittle” means the property of breaking without plastic deformation when stress is applied, and “highly brittle” means that the stress applied until failure is small. For this reason, “the brittleness of the GaN layer 13 is lower than that of the release layer 12" means that the stress applied until the release layer 12 is broken is smaller than the stress applied until the GaN layer 13 is destroyed. Means. That is, the release layer 12 is more fragile than the GaN layer 13.
- a weight value applied until the release layer 12 and the GaN layer 13 are broken using a micro-compression test apparatus or the like can be used as the applied stress value.
- the value for evaluating the “brittleness” is, for example, the value of the stress applied until the failure. Thereby, it can be judged that the one where the value of this stress is large for each of the peeling layer 12 and the GaN layer 13 is low in brittleness.
- the peeling layer 12 that is more brittle than the GaN layer 13 can be grown by performing the following steps.
- step S2 of growing the release layer 12 the release layer 12 containing oxygen as the first dopant is grown, and in step S3 of growing the GaN layer 13, oxygen is contained as the second dopant.
- a GaN layer 13 is grown. It is preferable that the oxygen concentration constituting the first dopant is higher than the oxygen concentration constituting the second dopant and is 10 times or more.
- the release layer 12 and the GaN layer 13 are doped with oxygen, the higher the concentration, the lower the brittleness.
- the release layer 12 is much less brittle than the GaN layer 13.
- step S2 of growing the release layer 12 the release layer 12 containing silicon as the first dopant is grown, and in step S3 of growing the GaN layer 13, silicon as the second dopant is added.
- the containing GaN layer 13 is grown.
- the silicon concentration constituting the first dopant is higher than the silicon concentration constituting the second dopant and is 10 times or more.
- the growth surface of the release layer 12 is not parallel to the surface of the base substrate 11 but grows on a plurality of inclined uneven surfaces because the doping amount to the release layer 12 increases.
- the first dopant has a concentration 10 times or more that of the second dopant, the release layer 12 is much less brittle than the GaN layer 13.
- step S2 for growing the release layer 12 the release layer 12 containing oxygen as the first dopant is grown, and in step S3 for growing the GaN layer 13, silicon as the second dopant is used.
- a GaN layer is formed.
- the oxygen concentration constituting the first dopant is 33/50 or more of the silicon concentration constituting the second dopant, more preferably equal to or more, more preferably 10 times or more.
- the growth surface of the release layer 12 is not parallel to the surface of the base substrate 11 but grows on a plurality of inclined uneven surfaces because the doping amount to the release layer 12 increases. It is considered that oxygen enters the nitrogen site and silicon enters the gallium site in the GaN crystal.
- the release layer 12 since the atomic radius difference between nitrogen and oxygen is larger than the atomic radius difference between gallium and silicon, the release layer 12 has a larger lattice strain than the GaN layer 13, so that oxygen constituting the first dopant is formed.
- the concentration By setting the concentration to be 33/50 or more of the silicon concentration constituting the second dopant, the peeling layer 12 becomes less brittle than the GaN layer 13.
- the first dopant is 10 times or more the concentration of the second dopant, the release layer 12 is much less brittle than the GaN layer 13.
- step S2 for growing the release layer 12 the release layer 12 containing oxygen and silicon as the first dopant is grown, and in step S3 for growing the GaN layer 13, the second dopant is used.
- the GaN layer 13 containing silicon is grown.
- the oxygen concentration constituting the first dopant in the peeling layer 12 is equal to or higher than the silicon concentration constituting the first dopant (that is, the oxygen concentration is 1/2 or more of the oxygen concentration and the silicon concentration in the peeling layer 12).
- the sum of the oxygen concentration constituting the first dopant and the silicon concentration is equal to or higher than the silicon concentration constituting the second dopant.
- the sum of the oxygen concentration and the silicon concentration constituting the first dopant is preferably higher than the silicon concentration constituting the second dopant, and more preferably 10 times or more.
- the growth surface of the release layer 12 is not parallel to the surface of the base substrate 11 but grows on a plurality of inclined uneven surfaces because the doping amount to the release layer 12 increases. Since the atomic radius difference between nitrogen and oxygen is larger than the atomic radius difference between gallium and silicon, the lattice strain is higher than that of the GaN layer 13 if the impurity concentration of the release layer 12 containing oxygen as a dopant is equal to or higher than that of silicon. Therefore, the release layer 12 is less brittle than the GaN layer 13. When the first dopant has a concentration 10 times or more that of the second dopant, the release layer 12 is much less brittle than the GaN layer 13.
- the dopants doped into the release layer 12 and the GaN layer 13 are only the first dopant and the second dopant, respectively. In this case, the brittleness of the release layer 12 and the GaN layer 13 can be easily adjusted with the first and second dopants.
- the GaN layer 13 can be grown by performing the above steps S1 to S3. When manufacturing a GaN substrate using the GaN layer 13, the following steps are further performed.
- the base substrate 11 and the release layer 12 are removed from the GaN layer 13 (step S4).
- the removal method is not particularly limited, and for example, a method such as cutting or grinding can be used.
- the term “cutting” means that the interface between the GaN layer 13 and the release layer 12 is mechanically divided (sliced) with a slicer or a wire saw having an outer peripheral edge of an electrodeposited diamond wheel, and laser pulses and water molecules are separated. It means that the GaN layer 13 and the release layer 12 are mechanically divided by irradiating or spraying the interface between the GaN layer 13 and the release layer 12 or cleaving along the crystal lattice plane of the release layer 12. In this case, since the release layer 12 is fragile, the release layer 12 is released from the GaN layer 13 with a small impact.
- the grinding means that the base substrate 11 and the release layer 12 are mechanically removed by a grinding facility having a diamond grindstone.
- the release layer 12 is more fragile than the GaN layer 13
- the release layer 12 is broken before the GaN layer 13, for example, by the mechanical impact applied. For this reason, the peeling layer 12 peels easily from the GaN layer 13.
- FIG. 5 is a schematic cross-sectional view showing a state where the release layer 12 and the GaN layer 13 are cut in the present embodiment.
- the release layer 12 may adhere to the GaN layer 13 as shown in FIG.
- the peeling layer 12 adhering to the GaN layer 13 is removed by polishing or the like. Since the release layer 12 is brittle, the release layer 12 can be removed from the GaN layer 13 by reducing the mechanical impact applied when polishing or the like.
- the peeling layer 12 has a Young's modulus lower than that of the GaN layer 13 and the chemical bond is weak, and the chemical strength is weak. Therefore, chemical impact on the GaN layer 13 can be suppressed.
- FIG. 6 is a schematic cross-sectional view showing the GaN substrate 10 in the present embodiment. By performing the above steps S1 to S4, the GaN substrate 10 shown in FIG. 6 can be manufactured.
- polishing is performed from the side of the GaN layer 13 on which the release layer 12 is formed.
- This polishing is an effective method when the surface of the GaN substrate 10 is a mirror surface, and is an effective method for removing the work-affected layer formed on the surface of the GaN substrate 10. Note that this polishing may be omitted.
- the method for crystal growth of the GaN layer 13 and the method for manufacturing the GaN substrate 10 in the present embodiment provide the release layer 12 that is less brittle than the GaN layer 13 between the base substrate 11 and the GaN layer 13. (Step S2). For this reason, the crack which generate
- the release layer 12 is first destroyed rather than the GaN layer 13 and the base substrate 11, so that the release layer 12 is more brittle than the base substrate 11 and the GaN layer 13. Preferably it is low.
- the oxygen concentration constituting the dopant of the release layer 12 is preferably higher than the oxygen concentration constituting the dopant of the GaN layer 13.
- the silicon concentration constituting the dopant of the release layer 12 is higher than the silicon concentration constituting the dopant of the GaN layer 13.
- the oxygen concentration constituting the release layer 12 is 33/50 or more of the silicon concentration constituting the dopant of the GaN layer 13.
- the oxygen concentration constituting the dopant of the release layer 12 is equal to or higher than the silicon concentration constituting the dopant of the release layer 12, and the sum of the oxygen concentration and the silicon concentration constituting the dopant of the release layer 12 is the GaN layer 13. It is equal to or higher than the silicon concentration constituting the dopant.
- FIG. 7 is a flowchart showing a method for manufacturing a GaN substrate in the present embodiment.
- the method for manufacturing a GaN substrate in this embodiment basically has the same configuration as the method for manufacturing a GaN substrate in Embodiment 1, except that a mask layer is further formed. Is different.
- the base substrate 11 is prepared as in the first embodiment (step S1).
- FIG. 8 is a schematic cross-sectional view showing a state in which the mask layer 14 in the present embodiment is formed.
- a mask layer 14 having an opening 14a is formed on the base substrate 11 between the step S1 to be prepared and the step S2 to grow the release layer 12 (step S5). ).
- the material constituting the mask layer 14 preferably contains at least one substance selected from the group consisting of silicon dioxide, silicon nitride, titanium, chromium, iron and platinum.
- the method of forming the mask layer 14 having the opening is not particularly limited, and for example, photolithography can be employed.
- a metal layer made of metal particles is formed by an evaporation method, and heat treatment is performed to form the porous mask layer 14.
- the diameter of the metal particles is preferably 1 nm or more and 50 nm or less as measured by a small angle scattering measuring device.
- 1 nm or more since the porous mask layer 14 can be formed even if the heat treatment temperature is lowered, damage to the base substrate 11 due to the heat treatment can be suppressed.
- 50 nm or less it is possible to prevent the metal particles from being detached during the heat treatment, so that the porous mask layer 14 can be formed.
- heat processing are 800 degreeC or more and 1300 degrees C or less under a normal pressure.
- FIG. 9 is a schematic cross-sectional view showing a state in which the release layer 12 is grown in the present embodiment.
- a release layer 12 is grown on the base substrate 11.
- the peeling layer 12 is grown on the base substrate 11 exposed from the opening 14 a of the mask layer 14, and further the peeling layer 12 is grown so as to cover the mask layer 14.
- the surface of the release layer 12 is not parallel to the surface of the base substrate 11 but grows on a plurality of inclined uneven surfaces because the doping amount to the release layer 12 increases.
- FIG. 10 is a schematic cross-sectional view showing a state in which the GaN layer 13 in this embodiment is grown.
- the GaN layer 13 is grown as in the first embodiment (step S3). Thereby, the GaN layer 13 can be crystal-grown.
- the base substrate 11 and the release layer 12 are further removed from the GaN layer 13 as in the first embodiment (step S4).
- the crystal growth method of the GaN layer 13 and the method of manufacturing the GaN substrate in the present embodiment have an opening on the base substrate 11 between the step S1 to be prepared and the step S2 to grow the release layer 12.
- Step S5 for forming the mask layer 14 having the portion 14a is further provided.
- the contact area between the release layer 12 and the base substrate 11 can be reduced, so that the dislocations existing in the base substrate 11 can be reduced. Can be prevented from being taken over by the release layer 12. Therefore, dislocations inherited by the GaN layer 13 grown on the release layer 12 can be suppressed, and therefore dislocations in the GaN layer 13 can be reduced. Therefore, the GaN substrate manufactured using this GaN layer 13 can suppress the generation of cracks and reduce dislocations.
- step S1 of preparing the base substrate 11 it is preferable to prepare a different substrate made of a material different from GaN as the base substrate 11.
- the base substrate 11 is a heterogeneous substrate made of a material different from GaN
- the release layer 12 made of GaN is formed on the base substrate 11
- dislocation occurs in the release layer 12 due to the difference in lattice constant.
- the mask layer 14 as in the present embodiment, dislocations generated in the release layer 12 can be reduced, which is particularly effective when the base substrate 11 is a dissimilar substrate.
- FIG. 11 is a flowchart showing a method for manufacturing a GaN substrate in the present embodiment.
- the method for manufacturing a GaN substrate in the present embodiment basically has the same configuration as the method for manufacturing a GaN substrate in Embodiment 1, but a buffer layer and a mask layer are formed. Is different.
- a base substrate 11 is prepared as in the first embodiment (step S1).
- FIG. 12 is a schematic cross-sectional view showing a state in which the buffer layer 15 in the present embodiment is formed.
- the buffer layer 15 is formed on the base substrate 11 between the step S1 to be prepared and the step S2 to grow the release layer 12 (step S6).
- the method for forming the buffer layer 15 is not particularly limited, but for example, it can be formed by growing by the same method as the growth method of the release layer 12 and the GaN layer 13.
- the buffer layer 15 is preferably made of GaN from the viewpoint of growing the good crystalline release layer 12 and the GaN layer 13.
- FIG. 13 is a schematic sectional view showing a state in which the mask layer 14 in the present embodiment is formed.
- a mask layer 14 having an opening 14a is formed on the buffer layer 15 as in the second embodiment (step S5).
- FIG. 14 is a schematic cross-sectional view showing a state in which the release layer 12 is formed in the present embodiment.
- a mask layer 14 having an opening 14 a is formed on the buffer layer 15 formed on the base substrate 11.
- the present embodiment is different in that the peeling layer 12 is formed on the buffer layer 15 exposed from the opening 14a so as to cover the mask layer 14, and the material and the mask layer constituting the mask layer 14 are different.
- the forming method 14 is the same as in the second embodiment. Further, it is preferable that the growth surface of the release layer 12 is not parallel to the surface of the base substrate, but grows on a plurality of inclined uneven surfaces because the doping amount to the release layer 12 increases.
- FIG. 15 is a schematic cross-sectional view showing a state in which the GaN layer 13 is grown in the present embodiment.
- the GaN layer 13 is grown as in the first embodiment (step S3). Thereby, the GaN layer 13 can be crystal-grown.
- the base substrate 11 and the release layer 12 are further removed from the GaN layer 13 as in the first embodiment (step S4).
- the crystal growth method of the GaN layer 13 and the method of manufacturing the GaN substrate other than this are the same as the configuration of the crystal growth method of the GaN layer 13 and the method of manufacturing the GaN substrate in the first or second embodiment.
- the same reference numerals are given to the members, and the description thereof will not be repeated.
- the crystal growth method of the GaN layer 13 and the GaN substrate manufacturing method in the present embodiment provide a buffer on the base substrate 11 between the step S1 to be prepared and the step S3 to grow the release layer 12.
- Step S6 for forming the layer 15 and step S7 for forming the mask layer 14 having the opening 14a on the buffer layer 15 are further provided.
- the area where the release layer 12 and the buffer layer 15 are in contact can be reduced. Even when the buffer layer 15 takes over dislocations existing in the base substrate 11, it is possible to suppress dislocations existing in the base substrate 11 from being taken over by the release layer 12. Therefore, dislocations inherited by the GaN layer 13 grown on the release layer 12 can be suppressed, and therefore dislocations in the GaN layer 13 can be reduced.
- the buffer layer 15 is formed on the base substrate 11. 15 can protect the underlying substrate 11. Therefore, since the release layer 12 with good crystallinity can be grown, the GaN layer 13 with good crystallinity can be grown on the release layer 12.
- a GaN substrate manufactured using this GaN layer 13 can suppress the generation of cracks and reduce dislocations.
- step S1 of preparing the base substrate 11 it is preferable to prepare a different substrate made of a material different from GaN as the base substrate 11.
- Example 1 the effect of growing the first gallium nitride layer (peeling layer 12) having low brittleness was examined. Specifically, the GaN layer 13 was crystal-grown according to the crystal growth method of the GaN layer in the first embodiment described above, and the occurrence of cracks when the base substrate 11 and the release layer 12 were removed from the GaN layer 13 was examined. .
- a base substrate 11 made of GaAs having a diameter of 2 inches was prepared (step S1).
- the release layer 12 was grown on the base substrate 11 by the HVPE method (step S2), and then the GaN layer 13 was grown on the release layer 12 by the HVPE method (step S3).
- ammonia (NH 3 ) gas, hydrogen chloride (HCl) gas, and gallium (Ga) are prepared as raw materials for the release layer 12 and the GaN layer 13, oxygen gas is prepared as a doping gas, and the carrier Hydrogen having a purity of 99.999% or more was prepared as a gas.
- gallium chloride (GaCl) gas was generated by reacting hydrogen chloride gas and gallium as Ga + HCl ⁇ GaCl + 1 / 2H 2 .
- This gallium chloride gas and ammonia gas are flowed together with a carrier gas and a doping gas so as to hit the surface on which the peeling layer 12 and the GaN layer 13 of the base substrate 11 are grown, and GaCl + NH 3 ⁇ GaN + HCl + H 2 at 1050 ° C. on the surface.
- the reaction was as follows. By adjusting the flow rate of the doping gas, the release layer 12 has an oxygen concentration of 6.0 ⁇ 10 19 cm ⁇ 3 and a thickness of 500 nm, and an oxygen concentration of 5.0 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3. Then, a GaN layer 13 having a thickness of 500 ⁇ m was grown.
- the impurity analysis was performed using SIMS analysis. Furthermore, the release layer 12 and the GaN layer 13 were not doped with impurities other than oxygen, and no impurity present at 1/10 or more of the oxygen concentration was detected even by impurity analysis by SIMS.
- step S4 the base substrate 11 and the release layer 12 were removed from the GaN layer 13 (step S4). Specifically, the release layer 12 and the base substrate 11 were removed from the GaN layer 13 by irradiating the release layer 12 with a laser pulse to release the release layer 12 from the GaN layer 13. Thus, a 2-inch GaN substrate 10 made of the GaN layer 13 was manufactured.
- each of the release layer 12 and the GaN substrate 13 was subjected to a load using a micro-compression test apparatus, and the load when the layer was peeled was measured. The results are listed in Table 1 below.
- the obtained GaN substrate 10 was measured for occurrence of cracks. Specifically, it was observed using a 20 ⁇ objective lens of a differential interference optical microscope, and it was observed whether cracks having a length of 500 ⁇ m or more occurred on the entire surface of the 2-inch GaN substrate 10 excluding the outer periphery of 5 mm.
- the peeling layer 12 having a lower brittleness can be formed by growing the peeling layer 12 doped with oxygen having a higher oxygen concentration than the GaN layer 13. It was confirmed that the generation of cracks in the GaN layer 13 can be prevented when removing.
- Example 2 the effect of growing the first gallium nitride layer (peeling layer 12) having low brittleness was examined. Specifically, the GaN layer 13 was crystal-grown according to the crystal growth method of the GaN layer in the first embodiment described above, and the occurrence of cracks when the base substrate 11 and the release layer 12 were removed from the GaN layer 13 was examined. .
- Example 1-14 For Sample 1, a GaN substrate was manufactured in the same manner as in Example 1 described above. For Samples 2 to 14, a GaN substrate was manufactured basically in the same manner as in Example 1. However, the impurities shown in Table 2 below were doped into the release layer 12 and the GaN layer 13 to obtain the following Table 2. The only difference is that the peeling layer 12 and the GaN layer 13 are grown so as to have the carrier concentration described in (1).
- the release layer 12 includes silicon as the first dopant
- the GaN layer 13 includes silicon as the second dopant
- the silicon concentration constituting the first dopant is the first concentration. It was higher than the silicon concentration constituting the dopant of 2.
- the peeling layer 12 includes oxygen as the first dopant
- the GaN layer 13 includes silicon as the second dopant
- the oxygen concentration constituting the first dopant constitutes the second dopant. It was higher than the silicon concentration.
- the release layer 12 includes oxygen as the first dopant
- the GaN layer 13 includes silicon as the second dopant
- the oxygen concentration constituting the first dopant constitutes the second dopant. It was equivalent to the silicon concentration.
- the peeling layer 12 includes oxygen as the first dopant
- the GaN layer 13 includes silicon as the second dopant
- the oxygen concentration constituting the first dopant constitutes the second dopant.
- the silicon concentration is 0.7.
- the peeling layer 12 includes oxygen as the first dopant
- the GaN layer 13 includes silicon as the second dopant
- the oxygen concentration constituting the first dopant constitutes the second dopant.
- the silicon concentration was 33/50.
- the release layer 12 includes oxygen and silicon as the first dopant
- the GaN layer 13 includes silicon as the second dopant
- the oxygen concentration constituting the first dopant in the release layer 12. was higher than the silicon concentration constituting the first dopant, and the sum of the oxygen concentration and the silicon concentration constituting the first dopant was equivalent to the silicon concentration constituting the second dopant.
- the GaN layer 13 includes silicon as the second dopant, and the oxygen concentration constituting the first dopant in the release layer 12 is the first concentration. And the sum of the oxygen concentration and the silicon concentration constituting the first dopant was equivalent to the silicon concentration constituting the second dopant.
- the GaN layer 13 includes silicon as the second dopant
- the oxygen concentration constituting the first dopant in the release layer 12 is the first dopant.
- the sum of the oxygen concentration and the silicon concentration constituting the first dopant was higher than the silicon concentration constituting the second dopant.
- the GaN layer 13 includes oxygen as the second dopant, and the oxygen concentration constituting the first dopant is equivalent to the oxygen concentration constituting the second dopant. Met.
- the sample 12 includes silicon as the first dopant
- the GaN layer 13 includes silicon as the second dopant
- the silicon concentration that constitutes the first dopant is equal to the silicon concentration that constitutes the second dopant. Met.
- the sample 13 contains oxygen as the first dopant
- the GaN layer 13 contains silicon as the second dopant
- the oxygen concentration constituting the first dopant is 33 of the oxygen concentration constituting the second dopant. It was lower than / 50.
- the GaN layer 13 includes silicon as the second dopant, and the oxygen concentration constituting the first dopant in the release layer 12 is the first dopant. And the sum of the oxygen concentration and the silicon concentration constituting the first dopant was equivalent to the silicon concentration constituting the second dopant.
- the release layer 12 and the GaN layer 13 were not doped with impurities other than silicon and oxygen described in Tables 2 and 3, and the GaN layer 13 was also doped by impurity analysis by SIMS analysis. Other impurities of 1/10 or more of silicon concentration and oxygen concentration were not detected.
- FIG. 16 shows the relationship between the oxygen concentration and the silicon concentration in the release layers 12 of Samples 4, 7, and 9 to 11 in which the GaN layer 13 is doped with silicon at a concentration of 6 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 in this example.
- the release layer 12 contains oxygen as the first dopant, and the GaN layer 13 contains oxygen as the second dopant.
- the release layer 12 includes silicon as the first dopant, and the GaN layer includes the second dopant as the second dopant.
- the release layer 12 includes oxygen as the first dopant, and the GaN layer 13 includes silicon, and the silicon concentration of the first dopant is higher than the silicon concentration of the second dopant.
- the release layer 12 includes oxygen and silicon as the first dopant
- the GaN layer 13 includes silicon as the second dopant
- the oxygen concentration constituting the first dopant in the release layer 12 is the first concentration. Occurring in the GaN layer when the silicon concentration constituting the dopant is equal to or higher than the silicon concentration and the sum of the oxygen concentration and the silicon concentration constituting the first dopant is equal to or higher than the silicon concentration constituting the second dopant. It was confirmed that cracks can be effectively suppressed.
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Abstract
窒化ガリウムの結晶成長方法は、以下の工程が実施される。まず、下地基板が準備される(ステップS1)。そして、下地基板上に、第1の窒化ガリウム層が成長される(ステップS2)。そして、第1の窒化ガリウム層よりも脆性の低い第2の窒化ガリウム層が成長される(ステップS3)。
Description
本発明は、窒化ガリウムの結晶成長方法および窒化ガリウム基板の製造方法に関する。
3.4eVのエネルギーバンドギャップおよび高い熱伝導率を有するGaN(窒化ガリウム)基板は、短波長の光デバイスやパワー電子デバイスなどの半導体デバイス用の材料として注目されている。このような窒化ガリウム基板の製造方法は、特開2000-44400号公報(特許文献1)および特開2002-373864号公報(特許文献2)などに開示されている。
上記特許文献1には、以下の方法によりGaN単結晶基板を製造する方法が開示されている。具体的には、GaAs(ガリウム砒素)基板上に開口部を有するマスクを設ける。次に、マスクの開口部に、HVPE(Hydride Vapor Phase Epitaxy:ハイドライド気相成長)法またはMOCVD(Metal Organic Chemical Vapor Deposition:有機金属気相成長)法によりGaNバッファ層を形成する。次に、HVPE法またはMOCVD法によりマスクを覆うようにGaNエピタキシャル層を形成する。次に、GaAs基板をエッチングにより除去し、マスクを研磨により除去する。
上記特許文献2には、以下の方法によりGaN単結晶層を製造する方法が開示されている。具体的には、GaN種結晶の上にHVPE法によって、GaN結晶を成長させる。その後、GaN種結晶を研削により除去する。
特開2000-44400号公報
特開2002-373864号公報
GaN単結晶基板を製造するためには、下地基板およびマスクを除去する必要がある。上記特許文献1ではマスクを除去するために研磨を、上記特許文献2では下地基板を除去するために研削を行なっている。研磨および研削を行なうと、製造するGaN単結晶層に機械的な衝撃が加えられることにより、GaN単結晶層にクラックが発生するという問題があった。
したがって、本発明は、製造過程においてクラックの発生を抑制できる窒化ガリウムの結晶成長方法および窒化ガリウム基板の製造方法を提供する。
本発明の窒化ガリウムの結晶成長方法は、以下の工程が実施される。まず、下地基板が準備される。そして、下地基板上に、第1の窒化ガリウム層が成長される。そして、第1の窒化ガリウム層よりも脆性の低い第2の窒化ガリウム層が成長される。
本発明の窒化ガリウムの結晶成長方法によれば、第2の窒化ガリウム層よりも脆性の高い第1の窒化ガリウム層を成長しているので、下地基板上に、脆い第1の窒化ガリウム層と、第2の窒化ガリウム層とを成長させることができる。この状態で下地基板を除去するために下地基板側から衝撃を加えると、第2の窒化ガリウム層よりも第1の窒化ガリウム層が脆いので、衝撃により第1の窒化ガリウム層が第2の窒化ガリウム層よりも先に破壊され、第1の窒化ガリウム層が第2の窒化ガリウム層から容易に剥離する。また、下地基板を除去するために第1の窒化ガリウム層に衝撃を加えると、小さな衝撃で第1の窒化ガリウム層は第2の窒化ガリウム層から剥離する。第2の窒化ガリウム層から第1の窒化ガリウム層が剥離した後に第2の窒化ガリウム層に第1の窒化ガリウム層が付着している場合には、第2の窒化ガリウム層から第1の窒化ガリウム層を小さな衝撃で除去できるので、第2の窒化ガリウム層に生じるクラックを低減できる。したがって、製造過程においてクラックの発生を抑制した窒化ガリウムを結晶成長することができる。
上記窒化ガリウムの結晶成長方法において好ましくは、第1の窒化ガリウム層は、第1のドーパントとしての酸素を含み、第2の窒化ガリウム層は、第2のドーパントとしての酸素を含み、第1のドーパントを構成する酸素濃度が第2のドーパントを構成する酸素濃度よりも高い。
また上記窒化ガリウムの結晶成長方法において好ましくは、第1の窒化ガリウム層は、第1のドーパントとしてのシリコンを含み、第2の窒化ガリウム層は、第2のドーパントとしてのシリコンを含み、第1のドーパントを構成するシリコン濃度が第2のドーパントを構成するシリコン濃度よりも高い。
また上記窒化ガリウムの結晶成長方法において好ましくは、第1の窒化ガリウム層は、第1のドーパントとしての酸素を含み、第2の窒化ガリウム層は、第2のドーパントとしてのシリコンを含み、第1のドーパントを構成する酸素濃度が第2のドーパントを構成するシリコン濃度の33/50以上である。
また上記窒化ガリウムの結晶成長方法において好ましくは、第1の窒化ガリウム層は、第1のドーパントとしての酸素とシリコンとを含み、第1の窒化ガリウム層において第1のドーパントを構成する酸素濃度は第1のドーパントを構成するシリコン濃度と同等以上であり、かつ第2の窒化ガリウム層は、第2のドーパントとしてのシリコンを含み、第1のドーパントを構成する酸素濃度とシリコン濃度との和が第2のドーパントを構成するシリコン濃度と同等以上である。
本発明者は第1の窒化ガリウム層が第2の窒化ガリウム層よりも脆性が低くなる条件を鋭意研究した結果、上記条件を見出した。第1および第2の窒化ガリウム層のドーパントの条件を上記いずれかにすることにより、第1の窒化ガリウム層が第2の窒化ガリウム層よりも格子歪みが高くなるので、第1の窒化ガリウム層が第2の窒化ガリウム層よりも脆性が高くなる。そのため、第2の窒化ガリウム層から第1の窒化ガリウム層を容易に剥離できる。
上記窒化ガリウムの結晶成長方法において好ましくは、下地基板は、窒化ガリウムと異なる材料である。
下地基板が異種基板であっても、第1の窒化ガリウム層の脆性を低くすることにより、製造過程において第2の窒化ガリウム層に発生するクラックを抑制できる。
上記窒化ガリウムの結晶成長方法において好ましくは、準備する工程と第1の窒化ガリウム層を成長する工程との間に、下地基板上に開口部を有するマスク層を形成する工程をさらに備えている。
これにより、マスク層の開口部から露出している下地基板の面積を低減できるので、下地基板に形成されている転位を第1の窒化ガリウム層へ引き継ぐことを抑制できる。このため、第2の窒化ガリウム層に発生する転位を抑制できる。
上記窒化ガリウムの結晶成長方法において好ましくは、準備する工程と第1の窒化ガリウム層を成長する工程との間に、異種基板上にバッファ層を形成する工程と、バッファ層上に開口部を有するマスク層を形成する工程とをさらに備えている。
これにより、マスク層の開口部から露出している下地基板の面積を低減できるので、下地基板に形成されている転位を第1の窒化ガリウム層へ引き継ぐことを抑制できる。このため、第2の窒化ガリウム層に発生する転位を抑制できる。また、バッファ層を形成することにより、第2の窒化ガリウム層の結晶性をより向上できる。
上記窒化ガリウムの結晶成長方法において好ましくは、上記マスク層を構成する材料は、二酸化珪素(SiO2)、窒化珪素(Si3N4)、チタン(Ti)、クロム(Cr)、鉄(Fe)および白金(Pt)からなる群より選ばれた少なくとも一種の物質を含む。
これらの材料は開口部を均一に形成しやすいため、下地基板に形成されている転位を第1の窒化ガリウム層へ引き継ぐことを抑制できる。このため、第2の窒化ガリウム層に発生する転位をより抑制できる。
本発明の窒化ガリウム基板の製造方法は、上記いずれかに記載の窒化ガリウムの結晶成長方法により、第1および第2の窒化ガリウム層を成長させる工程と、第2の窒化ガリウム層から、下地基板および第1の窒化ガリウム層を除去する工程とを備えている。
本発明の窒化ガリウム基板の製造方法によれば、第2の窒化ガリウム層よりも脆い第1の窒化ガリウム層が成長されているので、下地基板を除去するために衝撃を加えると、第1の窒化ガリウム層が第2の窒化ガリウム層よりも先に破壊され、第1の窒化ガリウム層が第2の窒化ガリウム層から容易に剥離する。剥離後に第1の窒化ガリウム層に第2の窒化ガリウム層が付着している場合には、第2の窒化ガリウム層から第1の窒化ガリウム層を小さな衝撃で除去できるので、第2の窒化ガリウム層に生じるクラックを低減できる。したがって、クラックの発生を抑制した窒化ガリウム基板を製造することができる。
本発明の窒化ガリウムの結晶成長方法および窒化ガリウム基板の製造方法によれば、製造過程においてクラックの発生を抑制することができる。
10 GaN基板、11 下地基板、12 剥離層、13 GaN層、14 マスク層、14a 開口部、15 バッファ層。
以下、本発明の実施の形態について図に基づいて説明する。
(実施の形態1)
図1は、本実施の形態におけるGaN基板の製造方法を示すフローチャートである。図1を参照して、本実施の形態におけるGaN層の結晶成長方法およびGaN基板の製造方法を説明する。
(実施の形態1)
図1は、本実施の形態におけるGaN基板の製造方法を示すフローチャートである。図1を参照して、本実施の形態におけるGaN層の結晶成長方法およびGaN基板の製造方法を説明する。
図2は、本実施の形態における下地基板11を示す概略断面図である。図1および図2に示すように、まず、下地基板11を準備する(ステップS1)。準備される下地基板11は、GaNであってもGaNと異なる材料であってもよいが、GaNと異なる材料よりなる異種基板であることが好ましい。異種基板としては、たとえばガリウム砒素(GaAs)、サファイヤ(Al2O3)、酸化亜鉛(ZnO)、炭化珪素(SiC)などを用いることができる。
図3は、本実施の形態における剥離層12を成長した状態を示す概略断面図である。次に、図1および図3に示すように、下地基板11の表面上に、第1の窒化ガリウム層としての剥離層12を成長する(ステップS2)。剥離層12はGaNよりなる。このとき剥離層12の成長表面は下地基板12の表面と平行ではなく、複数の傾いた凹凸面で成長することが好ましい。剥離層12の成長方法は特に限定されず、昇華法、HVPE法、MOCVD法、MBE(Molecular Beam Epitaxy:分子線エピタキシ)法などの気相成長法、液相成長法などを採用でき、HVPE法を採用することが好ましい。
剥離層12の厚みは200nm以上750nm以下であることが好ましい。200nm以上の場合、後述する下地基板11を除去する際に、GaN層13(図4参照)に加えられる衝撃を抑制できる。750nm以下の場合、後述するGaN層13を成長させたときに、GaN層13(図4参照)の結晶性を向上できる。
図4は、本実施の形態におけるGaN層を成長した状態を示す概略断面図である。次に、図1および図4に示すように、剥離層12よりも脆性の低い第2の窒化ガリウム層としてのGaN層13を成長する(ステップS3)。GaN層13の成長方法は特に限定されないが、剥離層12およびGaN層13を成長させるステップS2およびS3を簡略化する観点から、剥離層12と同様の成長方法を採用することが好ましい。
ここで、剥離層12とGaN層13との脆性について説明する。「脆性」とは、応力が加えられることにより塑性変形を伴わないで破壊する性質を意味し、「脆性が高い」とは破壊に至るまでに加えられる応力が小さいことを意味する。このため、「剥離層12よりもGaN層13の脆性が低い」とは、剥離層12が破壊に至るまでに加えられる応力が、GaN層13が破壊に至るまでに加えられる応力よりも小さいことを意味する。すなわち、剥離層12はGaN層13よりも脆い。この脆性の指標として、たとえば微小圧縮試験装置などを用いて剥離層12およびGaN層13が破壊するまでに加えられる加重の値を、加えられる応力の値として用いることができる。このため、本実施の形態においては「脆性」を評価する値を、たとえば破壊に至るまでに加えられる応力の値としている。これにより、剥離層12およびGaN層13の各々についてこの応力の値が大きい方を、脆性が低いと判断することができる。
具体的には、以下の工程を実施することによって、GaN層13よりも脆い剥離層12を成長することができる。第1の方法として、剥離層12を成長させるステップS2では、第1のドーパントとしての酸素を含む剥離層12を成長させ、GaN層13を成長させるステップS3では、第2のドーパントとして酸素を含むGaN層13を成長する。第1のドーパントを構成する酸素濃度が第2のドーパントを構成する酸素濃度よりも高く、10倍以上であることが好ましい。剥離層12およびGaN層13に酸素をドーピングする場合には、その濃度が高い程、脆性が低くなる。第1のドーパントが第2のドーパントの10倍以上の濃度の場合、剥離層12はGaN層13よりも脆性が非常に低くなる。
第2の方法として、剥離層12を成長させるステップS2では、第1のドーパントとしてのシリコンを含む剥離層12を成長し、GaN層13を成長させるステップS3では、第2のドーパントとしてのシリコンを含むGaN層13を成長する。第1のドーパントを構成するシリコン濃度が第2のドーパントを構成するシリコン濃度よりも高く、10倍以上であることが好ましい。剥離層12およびGaN層13にシリコンをドーピングする場合には、その濃度が高い程、脆性が低くなる。また、剥離層12の成長面は下地基板11の表面と平行ではなく、複数の傾いた凹凸面で成長することが剥離層12へのドーピング量が増えるので好ましい。第1のドーパントが第2のドーパントの10倍以上の濃度の場合、剥離層12はGaN層13よりも脆性が非常に低くなる。
第3の方法として、剥離層12を成長させるステップS2では、第1のドーパントとしての酸素を含む剥離層12を成長し、GaN層13を成長させるステップS3では、第2のドーパントとしてのシリコンを含むGaN層を形成する。第1のドーパントを構成する酸素濃度が第2のドーパントを構成するシリコン濃度の33/50以上であり、より好ましくは同等以上、さらに好ましくは10倍以上であることが好ましい。また、剥離層12の成長面は下地基板11の表面と平行ではなく、複数の傾いた凹凸面で成長することが剥離層12へのドーピング量が増えるので好ましい。GaN結晶中で酸素は窒素サイトに、シリコンはガリウムサイトに入ると考えられる。ここで、窒素と酸素との原子半径差は、ガリウムとシリコンとの原子半径差よりも大きいため、剥離層12はGaN層13よりも格子歪みが大きくなるので、第1のドーパントを構成する酸素濃度が第2のドーパントを構成するシリコン濃度の33/50以上にすることによって、剥離層12はGaN層13よりも脆性がより低くなる。第1のドーパントが第2のドーパントの濃度の10倍以上の場合、剥離層12はGaN層13よりも脆性が非常に低くなる。
第4の方法として、剥離層12を成長させるステップS2では、第1のドーパントとしての酸素とシリコンとを含む剥離層12を成長し、GaN層13を成長させるステップS3では、第2のドーパントとしてのシリコンを含むGaN層13を成長する。剥離層12において第1のドーパントを構成する酸素濃度は第1のドーパントを構成するシリコン濃度と同等以上であり(すなわち剥離層12中の酸素濃度とシリコン濃度のうち、酸素濃度が1/2以上を占める)、かつ第1のドーパントを構成する酸素濃度とシリコン濃度との和が第2のドーパントを構成するシリコン濃度と同等以上である。さらに、第1のドーパントを構成する酸素濃度とシリコン濃度との和が第2のドーパントを構成するシリコン濃度よりも高いことが好ましく、10倍以上であることがより好ましい。また、剥離層12の成長面は下地基板11の表面と平行ではなく、複数の傾いた凹凸面で成長することが剥離層12へのドーピング量が増えるので好ましい。窒素と酸素との原子半径差は、ガリウムとシリコンとの原子半径差よりも大きいため、ドーパントとして酸素をシリコンと同等以上含んでいる剥離層12の不純物濃度が高ければGaN層13よりも格子歪みが大きくなるので、剥離層12はGaN層13よりも脆性が低くなる。第1のドーパントが第2のドーパントの10倍以上の濃度の場合、剥離層12はGaN層13よりも脆性が非常に低くなる。
上記第1~第4の方法では、剥離層12およびGaN層13にドーピングするドーパントは、それぞれ第1のドーパントおよび第2のドーパントのみであることが好ましい。この場合、剥離層12およびGaN層13の脆性を第1および第2のドーパントで調整しやすい。
以上のステップS1~S3を実施することによりGaN層13を成長することができる。このGaN層13を用いてGaN基板を製造する場合には、さらに以下の工程が行なわれる。
次に、GaN層13から、下地基板11および剥離層12を除去する(ステップS4)。除去する方法は、特に限定されず、たとえば切断、研削などの方法を用いることができる。
ここで、切断とは、電着ダイヤモンドホイールの外周刃を持つスライサー、ワイヤーソーなどで、GaN層13と剥離層12との界面を機械的に分割(スライス)すること、レーザパルスや水分子をGaN層13と剥離層12との界面に照射または噴射すること、剥離層12の結晶格子面に沿ってへき開することなどによりGaN層13と剥離層12とを機械的に分割することをいう。この場合、剥離層12は脆いので、小さな衝撃で剥離層12はGaN層13から剥離する。
また研削とは、ダイヤモンド砥石を持つ研削設備などで、下地基板11および剥離層12を機械的に削り取ることをいう。この場合、GaN層13よりも剥離層12は脆いので、加えられる機械的衝撃により剥離層12がGaN層13よりも先に割れるなど先に破壊される。このため、剥離層12がGaN層13から容易に剥離する。
図5は、本実施の形態における剥離層12とGaN層13とを切断した状態を示す概略断面図である。切断、研削などの際に、図5に示すように、GaN層13に剥離層12が付着することがある。この場合には、GaN層13に付着している剥離層12を研磨等により除去する。この剥離層12は脆いため、研磨等をする際に加える機械的衝撃を小さくして、GaN層13から剥離層12を除去できる。
なお、下地基板11および剥離層12を除去する方法は、エッチングなどの化学的方法を採用してもよい。この場合には、剥離層12がGaN層13よりもヤング率が低く化学結合が弱くなっており、化学的強度が弱い。そのため、GaN層13への化学的衝撃を抑制できる。
図6は、本実施の形態におけるGaN基板10を示す概略断面図である。以上のステップS1~S4を実施することにより、図6に示すGaN基板10を製造することができる。
次に、GaN層13において剥離層12が形成されていた面側から研磨を行なう。この研磨は、GaN基板10の表面を鏡面とする場合に効果的な方法であり、またGaN基板10の表面に形成された加工変質層を除去するのに効果的な方法である。なお、この研磨は省略されてもよい。
以上説明したように、本実施の形態におけるGaN層13の結晶成長方法およびGaN基板10の製造方法は、下地基板11とGaN層13との間に、GaN層13よりも脆性の低い剥離層12を形成している(ステップS2)。このため、GaN層13から下地基板11および剥離層12を除去するまでにGaN層13に加えられる衝撃を低減することによって、GaN層13に発生するクラックを防止できる。GaN層13から下地基板11および剥離層12を除去する際にGaN層13および下地基板11よりも剥離層12が最初に破壊するため、剥離層12は下地基板11およびGaN層13よりも脆性が低いことが好ましい。
本実施の形態におけるGaN層13の結晶成長方法において好ましくは、剥離層12のドーパントを構成する酸素濃度がGaN層13のドーパントを構成する酸素濃度よりも高い。また剥離層12のドーパントを構成するシリコン濃度がGaN層13のドーパントを構成するシリコン濃度よりも高い。また剥離層12を構成する酸素濃度がGaN層13のドーパントを構成するシリコン濃度の33/50以上である。また剥離層12のドーパントを構成する酸素濃度は剥離層12のドーパントを構成するシリコン濃度と同等以上であり、かつ剥離層12のドーパントを構成する酸素濃度とシリコン濃度との和がGaN層13のドーパントを構成するシリコン濃度と同等以上である。
このように剥離層12に不純物をドーピングすることにより、GaN層13よりも剥離層12に大きな格子歪みを生じさせることにより、GaN層13の脆性よりも高い脆性を有する剥離層12を形成できる。これにより、剥離層12が脆いため、小さな衝撃でGaN層から剥がれやすくなる。したがって、GaN層13に発生するクラックを防止できる。
(実施の形態2)
図7は、本実施の形態におけるGaN基板の製造方法を示すフローチャートである。図7に示すように、本実施の形態におけるGaN基板の製造方法は、基本的には実施の形態1におけるGaN基板の製造方法と同様の構成を備えているが、マスク層をさらに形成している点において異なる。
図7は、本実施の形態におけるGaN基板の製造方法を示すフローチャートである。図7に示すように、本実施の形態におけるGaN基板の製造方法は、基本的には実施の形態1におけるGaN基板の製造方法と同様の構成を備えているが、マスク層をさらに形成している点において異なる。
具体的には、まず、図2に示すように、実施の形態1と同様に、下地基板11を準備する(ステップS1)。
図8は、本実施の形態におけるマスク層14を形成した状態を示す概略断面図である。次に、図7および図8に示すように、準備するステップS1と剥離層12を成長するステップS2との間に、下地基板11上に開口部14aを有するマスク層14を形成する(ステップS5)。
マスク層14を構成する材料は、二酸化珪素、窒化珪素、チタン、クロム、鉄および白金からなる群より選ばれた少なくとも一種の物質を含むことが好ましい。
開口部を有するマスク層14を形成する方法は、特に限定されず、たとえばフォトリソグラフィなどを採用できる。本実施の形態では、金属粒子よりなる金属層を蒸着法により形成し、熱処理を行なって多孔質のマスク層14を形成している。この金属粒子の径は、小角散乱測定装置により測定される値が1nm以上50nm以下であることが好ましい。1nm以上の場合、熱処理温度を低くしても多孔質のマスク層14を形成できるので、熱処理による下地基板11のダメージを抑制できる。50nm以下の場合、金属粒子が熱処理の際に脱離してしまうことを防止できるので、多孔質のマスク層14を形成できる。また、熱処理は、常圧下で800℃以上1300℃以下であることが好ましい。
図9は、本実施の形態における剥離層12を成長した状態を示す概略断面図である。次に、図7および図9に示すように、下地基板11上に剥離層12を成長させる。本実施の形態では、マスク層14の開口部14aから露出している下地基板11上に剥離層12を成長し、さらにマスク層14を覆うように剥離層12を成長する。このとき剥離層12の表面は下地基板11の表面と平行ではなく、複数の傾いた凹凸面で成長することが剥離層12へのドーピング量が増えるので好ましい。
図10は、本実施の形態におけるGaN層13を成長した状態を示す概略断面図である。次に、図7および図10に示すように、実施の形態1と同様にGaN層13を成長する(ステップS3)。これにより、GaN層13を結晶成長することができる。
GaN基板を製造する場合には、実施の形態1と同様に、さらにGaN層13から、下地基板11および剥離層12を除去する(ステップS4)。
なお、これ以外のGaN層13の結晶成長方法およびGaN基板の製造方法は、実施の形態1におけるGaN層13の結晶成長方法およびGaN基板の製造方法の構成と同様であるので、同一の部材には同一の符号を付し、その説明は繰り返さない。
以上説明したように、本実施の形態におけるGaN層13の結晶成長方法およびGaN基板の製造方法は、準備するステップS1と剥離層12を成長するステップS2との間に、下地基板11上に開口部14aを有するマスク層14を形成するステップS5をさらに備えている。
本実施の形態によれば、転位を含む下地基板11を準備した場合であっても、剥離層12と下地基板11とが接触する面積を小さくすることができるので、下地基板11に存在する転位が剥離層12に引き継がれることを抑制できる。そのため、剥離層12上に成長するGaN層13に引き継がれる転位を抑制できるので、GaN層13の転位を低減できる。したがって、このGaN層13を用いて製造されるGaN基板は、クラックの発生を抑制できるとともに、転位を低減できる。
特に、下地基板11を準備するステップS1では、下地基板11としてGaNと異なる材料よりなる異種基板を準備することが好ましい。下地基板11がGaNと異なる材料よりなる異種基板である場合には、この下地基板11上にGaNよりなる剥離層12を形成すると、格子定数の違いから剥離層12に転位が発生する。このため、本実施の形態のようにマスク層14を形成することにより、剥離層12に生じる転位を低減できるので、下地基板11が異種基板である場合に特に効果的である。
(実施の形態3)
図11は、本実施の形態におけるGaN基板の製造方法を示すフローチャートである。図11に示すように、本実施の形態におけるGaN基板の製造方法は、基本的には実施の形態1におけるGaN基板の製造方法と同様の構成を備えているが、バッファ層およびマスク層を形成している点において異なる。
図11は、本実施の形態におけるGaN基板の製造方法を示すフローチャートである。図11に示すように、本実施の形態におけるGaN基板の製造方法は、基本的には実施の形態1におけるGaN基板の製造方法と同様の構成を備えているが、バッファ層およびマスク層を形成している点において異なる。
具体的には、まず、図2に示すように、実施の形態1と同様に下地基板11を準備する(ステップS1)。
図12は、本実施の形態におけるバッファ層15を形成した状態を示す概略断面図である。次に、図11および図12に示すように、準備するステップS1と剥離層12を成長するステップS2との間に、下地基板11上にバッファ層15を形成する(ステップS6)。
バッファ層15を形成する方法は特に限定されないが、たとえば剥離層12およびGaN層13の成長方法と同様の方法で成長されることにより形成することができる。バッファ層15は、良好な結晶性の剥離層12およびGaN層13を成長する観点から、GaNよりなることが好ましい。
図13は、本実施の形態におけるマスク層14を形成した状態を示す概略断面図である。次に、図11および図13に示すように、実施の形態2と同様に、バッファ層15上に開口部14aを有するマスク層14を形成する(ステップS5)。
図14は、本実施の形態における剥離層12を形成した状態を示す概略断面図である。次に、図11および図14に示すように、下地基板11上に形成されたバッファ層15上に開口部14aを有するマスク層14を形成する。本実施の形態では、開口部14aから露出しているバッファ層15上に、マスク層14を覆うように、剥離層12を形成している点が異なり、マスク層14を構成する材料およびマスク層14の形成方法は実施の形態2と同様である。また、剥離層12の成長表面は下地基板の表面と平行ではなく、複数の傾いた凹凸面で成長することが剥離層12へのドーピング量が増えるので好ましい。
図15は、本実施の形態におけるGaN層13を成長した状態を示す概略断面図である。次に、図11および図15に示すように、実施の形態1と同様にGaN層13を成長する(ステップS3)。これにより、GaN層13を結晶成長することができる。
GaN基板を製造する場合には、実施の形態1と同様に、さらにGaN層13から、下地基板11および剥離層12を除去する(ステップS4)。
なお、これ以外のGaN層13の結晶成長方法およびGaN基板の製造方法は、実施の形態1または2におけるGaN層13の結晶成長方法およびGaN基板の製造方法の構成と同様であるので、同一の部材には同一の符号を付し、その説明は繰り返さない。
以上説明したように、本実施の形態におけるGaN層13の結晶成長方法およびGaN基板の製造方法は、準備するステップS1と剥離層12を成長するステップS3との間に、下地基板11上にバッファ層15を形成するステップS6と、バッファ層15上に開口部14aを有するマスク層14を形成するステップS7とをさらに備えている。
本実施の形態によれば、転位を含む下地基板11を準備した場合であっても、剥離層12とバッファ層15とが接触する面積を小さくすることができる。下地基板11に存在する転位をバッファ層15が引き継いだ場合であっても、下地基板11に存在する転位が剥離層12に引き継がれることを抑制できる。そのため、剥離層12上に成長するGaN層13に引き継がれる転位を抑制できるので、GaN層13の転位を低減できる。
また、マスク層14となるべき層を形成し、その後に熱処理することによりマスク層14を形成する場合には、下地基板11上にバッファ層15が形成されているので、熱処理の際にバッファ層15により下地基板11を保護することができる。そのため、結晶性の良好な剥離層12を成長できるので、剥離層12上に良好な結晶性のGaN層13を成長することができる。
したがって、このGaN層13を用いて製造されるGaN基板はクラックの発生を抑制できるとともに、転位を低減できる。
また、実施の形態2と同様に、本実施の形態においても、下地基板11を準備するステップS1では、下地基板11としてGaNと異なる材料よりなる異種基板を準備することが好ましい。
[実施例1]
本実施例では、脆性の低い第1の窒化ガリウム層(剥離層12)を成長することによる効果について調べた。具体的には、上述した実施の形態1におけるGaN層の結晶成長方法にしたがってGaN層13を結晶成長させ、GaN層13から下地基板11および剥離層12を除去したときのクラックの発生について調べた。
本実施例では、脆性の低い第1の窒化ガリウム層(剥離層12)を成長することによる効果について調べた。具体的には、上述した実施の形態1におけるGaN層の結晶成長方法にしたがってGaN層13を結晶成長させ、GaN層13から下地基板11および剥離層12を除去したときのクラックの発生について調べた。
まず、直径2インチのGaAsよりなる下地基板11を準備した(ステップS1)。
次に、下地基板11上に、HVPE法により剥離層12を成長し(ステップS2)、その後剥離層12上に、HVPE法によりGaN層13を成長した(ステップS3)。
次に、下地基板11上に、HVPE法により剥離層12を成長し(ステップS2)、その後剥離層12上に、HVPE法によりGaN層13を成長した(ステップS3)。
詳細には、剥離層12およびGaN層13の原料として、アンモニア(NH3)ガスと、塩化水素(HCl)ガスと、ガリウム(Ga)とを準備し、ドーピングガスとして酸素ガスを準備し、キャリアガスとして純度が99.999%以上の水素を準備した。そして、塩化水素ガスとガリウムとを、Ga+HCl→GaCl+1/2H2のように反応させることにより、塩化ガリウム(GaCl)ガスを生成した。この塩化ガリウムガスとアンモニアガスとを下地基板11の剥離層12およびGaN層13を成長させる表面に当たるようにキャリアガスおよびドーピングガスとともに流して、その表面上で、1050℃で、GaCl+NH3→GaN+HCl+H2のように反応させた。ドーピングガスの流量を調整することによって、6.0×1019cm-3の酸素濃度を有し、500nmの厚みを有する剥離層12と、5.0×1018cm-3の酸素濃度を有し、500μmの厚みを有するGaN層13とを成長した。なお、不純物分析はSIMS分析を用いて行なった。さらに、剥離層12およびGaN層13には酸素以外の不純物をドーピングしておらず、SIMSによる不純物分析でも酸素濃度の1/10以上存在する不純物は検出されなかった。
次に、GaN層13から下地基板11および剥離層12を除去した(ステップS4)。詳細には、剥離層12にレーザパルスを照射してGaN層13から剥離層12を剥離させることにより、GaN層13から剥離層12および下地基板11を除去した。これにより、GaN層13よりなる2インチのGaN基板10を製造した。
(測定方法)
JIS R1607に準拠して、剥離層12およびGaN層13のビッカーズ硬度をそれぞれ測定した。その結果を下記の表1に記載する。
JIS R1607に準拠して、剥離層12およびGaN層13のビッカーズ硬度をそれぞれ測定した。その結果を下記の表1に記載する。
また、剥離層12およびGaN基板13について、微小圧縮試験装置を用いてそれぞれ加重を加え、剥離したときの加重をそれぞれ測定した。その結果を下記の表1に記載する。
また、得られたGaN基板10について、クラックの発生の有無を測定した。具体的には、微分干渉式光学顕微鏡の対物レンズ20倍を用いて観察し、外周5mmを除く2インチのGaN基板10の全面において、長さが500μm以上のクラックが発生したかを観察した。
(測定結果)
表1に示すように、剥離層12が下地基板11から剥離したときの加重は、GaN層13が剥離層12から剥離したときの加重よりも非常に小さかった。このことから、剥離層12およびGaN層13のキャリア濃度を調整することによって、GaN層13よりも脆性の高い剥離層12を形成できたので、ビッカーズ硬度には影響を与えず、剥離する加重に大きな影響を与えることができたことがわかった。また、下地基板11を除去する際に剥離層12に大きな加重を加える必要がなかったので、本実施例におけるGaN基板10には、クラックが発生していなかった。
表1に示すように、剥離層12が下地基板11から剥離したときの加重は、GaN層13が剥離層12から剥離したときの加重よりも非常に小さかった。このことから、剥離層12およびGaN層13のキャリア濃度を調整することによって、GaN層13よりも脆性の高い剥離層12を形成できたので、ビッカーズ硬度には影響を与えず、剥離する加重に大きな影響を与えることができたことがわかった。また、下地基板11を除去する際に剥離層12に大きな加重を加える必要がなかったので、本実施例におけるGaN基板10には、クラックが発生していなかった。
以上より、本実施例によれば、GaN層13よりも高い酸素濃度の酸素をドーピングした剥離層12を成長することにより、脆性の低い剥離層12を形成できたので、下地基板および剥離層12を除去する際に、GaN層13にクラックを発生することを防止できることが確認できた。
[実施例2]
本実施例では、脆性の低い第1の窒化ガリウム層(剥離層12)を成長することによる効果について調べた。具体的には、上述した実施の形態1におけるGaN層の結晶成長方法にしたがってGaN層13を結晶成長させ、GaN層13から下地基板11および剥離層12を除去したときのクラックの発生について調べた。
本実施例では、脆性の低い第1の窒化ガリウム層(剥離層12)を成長することによる効果について調べた。具体的には、上述した実施の形態1におけるGaN層の結晶成長方法にしたがってGaN層13を結晶成長させ、GaN層13から下地基板11および剥離層12を除去したときのクラックの発生について調べた。
(試料1~14)
試料1は、上述した実施例1と同様の方法でGaN基板を製造した。試料2~14は、基本的には実施例1と同様の方法でGaN基板を製造したが、剥離層12およびGaN層13に下記の表2に記載の不純物をドーピングして、下記の表2に記載のキャリア濃度を有するように剥離層12およびGaN層13を成長させた点においてのみ異なる。
試料1は、上述した実施例1と同様の方法でGaN基板を製造した。試料2~14は、基本的には実施例1と同様の方法でGaN基板を製造したが、剥離層12およびGaN層13に下記の表2に記載の不純物をドーピングして、下記の表2に記載のキャリア濃度を有するように剥離層12およびGaN層13を成長させた点においてのみ異なる。
具体的には、試料2では、剥離層12は、第1のドーパントとしてのシリコンを含み、GaN層13は、第2のドーパントとしてのシリコンを含み、第1のドーパントを構成するシリコン濃度が第2のドーパントを構成するシリコン濃度よりも高かった。
試料3では、剥離層12は、第1のドーパントとしての酸素を含み、GaN層13は、第2のドーパントとしてのシリコンを含み、第1のドーパントを構成する酸素濃度が第2のドーパントを構成するシリコン濃度よりも高かった。
試料4では、剥離層12は、第1のドーパントとしての酸素を含み、GaN層13は、第2のドーパントとしてのシリコンを含み、第1のドーパントを構成する酸素濃度は第2のドーパントを構成するシリコン濃度と同等であった。
試料5では、剥離層12は、第1のドーパントとしての酸素を含み、GaN層13は、第2のドーパントとしてのシリコンを含み、第1のドーパントを構成する酸素濃度は第2のドーパントを構成するシリコン濃度の0.7であった。
試料6では、剥離層12は、第1のドーパントとしての酸素を含み、GaN層13は、第2のドーパントとしてのシリコンを含み、第1のドーパントを構成する酸素濃度は第2のドーパントを構成するシリコン濃度の33/50であった。
試料7では、剥離層12は、第1のドーパントとしての酸素とシリコンとを含み、GaN層13は、第2のドーパントとしてのシリコンを含み、剥離層12において第1のドーパントを構成する酸素濃度は第1のドーパントを構成するシリコン濃度よりも高く、かつ第1のドーパントを構成する酸素濃度とシリコン濃度との和が第2のドーパントを構成するシリコン濃度と同等であった。
試料8および10では、第1のドーパントとしての酸素とシリコンとを含み、GaN層13は、第2のドーパントとしてのシリコンを含み、剥離層12において第1のドーパントを構成する酸素濃度は第1のドーパントを構成するシリコン濃度と同等であり、かつ第1のドーパントを構成する酸素濃度とシリコン濃度との和が第2のドーパントを構成するシリコン濃度と同等であった。
試料9では、第1のドーパントとしての酸素とシリコンとを含み、GaN層13は、第2のドーパントとしてのシリコンを含み、剥離層12において第1のドーパントを構成する酸素濃度は第1のドーパントを構成するシリコン濃度よりも高く、かつ第1のドーパントを構成する酸素濃度とシリコン濃度との和が第2のドーパントを構成するシリコン濃度よりも高かった。
試料11では、第1のドーパントとしての酸素を含み、GaN層13は、第2のドーパントとしての酸素を含み、第1のドーパントを構成する酸素濃度は第2のドーパントを構成する酸素濃度と同等であった。
試料12では、第1のドーパントとしてのシリコンを含み、GaN層13は、第2のドーパントとしてのシリコンを含み、第1のドーパントを構成するシリコン濃度は第2のドーパントを構成するシリコン濃度と同等であった。
試料13では、第1のドーパントとしての酸素を含み、GaN層13は、第2のドーパントとしてのシリコンを含み、第1のドーパントを構成する酸素濃度は第2のドーパントを構成する酸素濃度の33/50よりも低かった。
試料14では、第1のドーパントとしての酸素とシリコンとを含み、GaN層13は、第2のドーパントとしてのシリコンを含み、剥離層12において第1のドーパントを構成する酸素濃度は第1のドーパントを構成するシリコン濃度よりも低く、かつ第1のドーパントを構成する酸素濃度とシリコン濃度との和が第2のドーパントを構成するシリコン濃度と同等であった。
なお、試料1~14において、剥離層12およびGaN層13には表2および表3に記載のシリコン、酸素以外の不純物をドーピングせず、また、SIMS分析による不純物分析でもGaN層13にドーピングしたシリコン濃度、酸素濃度の1/10以上の他の不純物は検出されなかった。
(測定方法)
試料1~14について、実施例1と同様にクラックの発生の有無を調べた。その結果を下記の表2、表3および図16に示す。なお、表2および表3におけるそれぞれの濃度の単位はcm-3である。図16は、本実施例において、GaN層13に6×1018cm-3の濃度でシリコンをドーピングした試料4、7および9~11の剥離層12中の酸素濃度とシリコン濃度との関係を示す図である。
試料1~14について、実施例1と同様にクラックの発生の有無を調べた。その結果を下記の表2、表3および図16に示す。なお、表2および表3におけるそれぞれの濃度の単位はcm-3である。図16は、本実施例において、GaN層13に6×1018cm-3の濃度でシリコンをドーピングした試料4、7および9~11の剥離層12中の酸素濃度とシリコン濃度との関係を示す図である。
(測定結果)
表2および表3に示すように、試料1~10のGaN基板にはクラックが発生しなかった。一方、試料11~14のGaN基板にはクラックが発生した。この結果から、クラックの発生を防止することは、GaN層よりも剥離層の脆性が低かったことに起因すると考えられる。
表2および表3に示すように、試料1~10のGaN基板にはクラックが発生しなかった。一方、試料11~14のGaN基板にはクラックが発生した。この結果から、クラックの発生を防止することは、GaN層よりも剥離層の脆性が低かったことに起因すると考えられる。
また、表2、表3および図16に示すように、(i)剥離層12は、第1のドーパントとしての酸素を含み、GaN層13は、第2のドーパントとしての酸素を含み、第1のドーパントを構成する酸素濃度が第2のドーパントを構成する酸素濃度よりも高くする、(ii)剥離層12は、第1のドーパントとしてのシリコンを含み、GaN層は、第2のドーパントとしてのシリコンを含み、第1のドーパントを構成するシリコン濃度が第2のドーパントを構成するシリコン濃度よりも高くする、(iii)剥離層12は、第1のドーパントとしての酸素を含み、GaN層13は、第2のドーパントとしてのシリコンを含み、第1のドーパントを構成する酸素濃度が第2のドーパントを構成するシリコン濃度の33/50以上にする、(iv)剥離層12は、第1のドーパントとしての酸素とシリコンとを含み、GaN層13は、第2のドーパントとしてのシリコンを含み、剥離層12において第1のドーパントを構成する酸素濃度を第1のドーパントを構成するシリコン濃度と同等以上にし、かつ第1のドーパントを構成する酸素濃度とシリコン濃度との和が第2のドーパントを構成するシリコン濃度と同等以上にすることによって、GaN層に発生するクラックを効果的に抑制できることが確認できた。
今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した実施の形態ではなくて請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
Claims (10)
- 下地基板(11)を準備する工程(S1)と、
前記下地基板(11)上に、第1の窒化ガリウム層(12)を成長する工程(S2)と、
前記第1の窒化ガリウム層(12)よりも脆性の低い第2の窒化ガリウム層(13)を成長する工程(S3)とを備えた、窒化ガリウムの結晶成長方法。 - 前記第1の窒化ガリウム層(12)は、第1のドーパントとしての酸素を含み、
前記第2の窒化ガリウム層(13)は、第2のドーパントとしての酸素を含み、
前記第1のドーパントを構成する酸素濃度が前記第2のドーパントを構成する酸素濃度よりも高い、請求の範囲第1項に記載の窒化ガリウムの結晶成長方法。 - 前記第1の窒化ガリウム層(12)は、第1のドーパントとしてのシリコンを含み、
前記第2の窒化ガリウム層(13)は、第2のドーパントとしてのシリコンを含み、
前記第1のドーパントを構成するシリコン濃度が前記第2のドーパントを構成するシリコン濃度よりも高い、請求の範囲第1項に記載の窒化ガリウムの結晶成長方法。 - 前記第1の窒化ガリウム層(12)は、第1のドーパントとしての酸素を含み、
前記第2の窒化ガリウム層(13)は、第2のドーパントとしてのシリコンを含み、
前記第1のドーパントを構成する酸素濃度が前記第2のドーパントを構成するシリコン濃度の33/50以上である、請求の範囲第1項に記載の窒化ガリウムの結晶成長方法。 - 前記第1の窒化ガリウム層(12)は、第1のドーパントとしての酸素とシリコンとを含み、
前記第2の窒化ガリウム層(13)は、第2のドーパントとしてのシリコンを含み、
前記第1の窒化ガリウム層(12)において前記第1のドーパントを構成する酸素濃度は前記第1のドーパントを構成するシリコン濃度と同等以上であり、かつ前記第1のドーパントを構成する酸素濃度とシリコン濃度との和が前記第2のドーパントを構成するシリコン濃度と同等以上である、請求の範囲第1項に記載の窒化ガリウムの結晶成長方法。 - 前記下地基板(11)は、窒化ガリウムと異なる材料である、請求の範囲第1項に記載の窒化ガリウムの結晶成長方法。
- 前記準備する工程(S1)と前記第1の窒化ガリウム層(12)を成長する工程(S2)との間に、前記下地基板(11)上に開口部(14a)を有するマスク層(14)を形成する工程(S5)をさらに備えた、請求の範囲第1項に記載の窒化ガリウムの結晶成長方法。
- 前記準備する工程(S1)と前記第1の窒化ガリウム層(12)を成長する工程(S2)との間に、
前記下地基板(11)上にバッファ層(15)を形成する工程(S6)と、
前記バッファ層(15)上に開口部(14a)を有するマスク層(14)を形成する工程(S5)とをさらに備えた、請求の範囲第1項に記載の窒化ガリウムの結晶成長方法。 - 前記マスク層(14)を構成する材料は、二酸化珪素、窒化珪素、チタン、クロム、鉄および白金からなる群より選ばれた少なくとも一種の物質を含む、請求の範囲第7項に記載の窒化ガリウムの結晶成長方法。
- 請求の範囲第1項に記載の窒化ガリウムの結晶成長方法により、前記第1および第2の窒化ガリウム層(12、13)を成長させる工程と、
前記第2の窒化ガリウム層(13)から、前記下地基板(11)および前記第1の窒化ガリウム層(12)を除去する工程(S4)とを備えた、窒化ガリウム基板の製造方法。
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