WO2014034338A1 - 複合基板、その製造方法、１３族元素窒化物からなる機能層の製造方法および機能素子 - Google Patents

複合基板、その製造方法、１３族元素窒化物からなる機能層の製造方法および機能素子 Download PDF

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sapphire substrate
seed crystal
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倉岡　義孝
岩井　真
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日本碍子株式会社
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    • H01L33/22—Roughened surfaces, e.g. at the interface between epitaxial layers

Definitions

  • the present invention relates to a composite substrate having a gallium nitride crystal layer, a manufacturing method thereof, and a light-emitting element using the same.
  • Patent Document 1 (Applied Physics Letters, 84, 4041), a gallium nitride thin layer is grown on a sapphire substrate, and then the gallium nitride layer and the sapphire substrate surface are etched by H2 annealing. By this etching, the sapphire surface is etched to form fine irregularities. When a gallium nitride thin layer is regrowth on the irregularities, a seed crystal substrate having voids can be produced.
  • Patent Document 1 does not disclose a Na flux method using a gallium nitride seed crystal substrate.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 2000-327495 discloses a Na flux method using a gallium nitride seed crystal substrate.
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 2004-247711
  • a gallium nitride layer having a void layer is formed, a gallium nitride layer is grown thereon by a flux method, and a substrate and a nitride crystal are separated in the vicinity of the void. Yes.
  • Patent Document 4 WO2009 / 011407
  • a gallium nitride seed crystal substrate having a void layer is manufactured by etching the surface of a sapphire substrate.
  • a thick gallium nitride crystal layer is grown by a flux method.
  • the temperature is lowered, the sapphire substrate and gallium nitride are naturally separated by voids due to the difference in thermal expansion coefficient between sapphire and gallium nitride, and a gallium nitride free-standing substrate is obtained.
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-327495
  • the present inventor uses a low dislocation GaN template produced by the Na flux method and forms a structure that realizes the function of the LED or power device by the MOCVD method. I was researching filming.
  • a GaN template substrate is a substrate in which a seed crystal film and a gallium nitride crystal layer (thick film formed by a flux method) are provided on a support substrate, and serves as a template for further forming a functional layer thereon It is.
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No.
  • the gallium nitride crystal layer formed by the Na flux method is naturally peeled off from the substrate.
  • a seed substrate prepared by forming a gallium nitride crystal layer on a flat sapphire substrate by MOCVD or the like is used, and further a growth temperature of 800 ° C. to 900 ° C. is formed thereon by a flux method.
  • a GaN template having a gallium nitride crystal layer having a low dislocation density on the outermost surface can be produced.
  • An object of the present invention is to provide a composite substrate including a sapphire substrate and a gallium nitride crystal layer crystal-grown on the sapphire substrate, and when a group 13 element nitride layer is further formed thereon, It is to suppress cracks.
  • the present invention is a composite substrate comprising a sapphire substrate, a seed crystal film made of gallium nitride crystals provided on the surface of the sapphire substrate, and a gallium nitride crystal layer having a thickness of 200 ⁇ m or less grown on the seed crystal film. And A void is provided at the interface between the sapphire substrate and the seed crystal film, and the void ratio is 4.5 to 12.5%.
  • the present invention is a method of manufacturing a composite substrate comprising a sapphire substrate and a gallium nitride crystal layer having a thickness of 200 ⁇ m or less grown on the sapphire substrate, A base film forming step of forming a base film made of gallium nitride on a sapphire substrate by vapor deposition; An etching process in which the surface of the sapphire substrate is roughened by heat-treating the sapphire substrate and the base film in the presence of hydrogen; Next, a seed crystal film forming step of forming a seed crystal film made of gallium nitride crystal on the surface of the sapphire substrate by a vapor phase growth method; and a single crystal growth step of growing a gallium nitride crystal layer on the seed crystal film by a flux method
  • the present invention relates to a method for manufacturing a composite substrate.
  • the present invention is a method of manufacturing a composite substrate comprising a sapphire substrate and a gallium nitride crystal layer having a thickness of 200 ⁇ m or less grown on the sapphire substrate, Providing a light absorption layer made of a group 13 element nitride on the sapphire substrate; Next, a seed crystal film forming step of forming a seed crystal film made of gallium nitride crystal on the light absorption layer; Next, there is provided a laser light irradiation step of forming a void by irradiating the light absorption layer with a laser beam; and a single crystal growth step of growing the gallium nitride crystal layer on the seed crystal film by a flux method.
  • a functional layer made of a group 13 element nitride is formed on the gallium nitride crystal layer of the composite substrate by a vapor phase method. It is related to.
  • the present invention relates to a composite substrate obtained by the above method.
  • the present invention also relates to a functional device comprising the composite substrate and a functional layer made of a group 13 element nitride formed by a vapor phase method on the gallium nitride crystal layer. .
  • the present inventor has examined the cause of the occurrence of cracks and cracks in the gallium nitride layer when a functional layer is further formed on the composite substrate by a vapor phase method. As a result, the following hypothesis was considered.
  • a gallium nitride crystal layer is grown thickly at a growth temperature of 800 ° C. to 900 ° C., but when a functional layer is formed on a composite substrate by a vapor phase method such as MOCVD method, it reaches 1000 ° C. or more. In order to raise temperature, it was thought that it was not able to endure the stress of a thick gallium nitride crystal layer and a sapphire substrate. Therefore, the present inventor applied roughening etching or laser processing of a sapphire substrate to produce a GaN template having a void layer as a seed crystal substrate. Next, a gallium nitride crystal layer was grown by a flux method.
  • the surface of the sapphire substrate is etched into a fine concavo-convex shape to produce a gallium nitride seed crystal substrate having a void layer, and a thick gallium nitride crystal layer is grown thereon by the Na flux method.
  • the gallium nitride crystal layer was naturally separated from the sapphire substrate due to the thick film, so that it became a self-supporting substrate. For this reason, there is no idea of using a composite substrate including a sapphire substrate as a template, and the present invention cannot be achieved.
  • FIG. 1A is a cross-sectional view schematically showing a state in which the base film 2 is formed on the sapphire substrate 1
  • FIG. 1B schematically shows a state in which the surface of the sapphire substrate 1A is etched.
  • 2A is a cross-sectional view schematically showing a state in which the seed crystal film 4 is formed on the rough surface 3 of the sapphire substrate 1
  • FIG. 3 is a cross-sectional view schematically showing a state in which a gallium nitride crystal layer 7 is formed.
  • FIG. FIG. 3 is a cross-sectional view schematically showing a state in which the functional layer 8 is formed on the gallium nitride crystal layer 7.
  • FIG. 1A is a cross-sectional view schematically showing a state in which the base film 2 is formed on the sapphire substrate 1
  • FIG. 1B schematically shows a state in which the surface of the sapphire substrate 1A is etched.
  • 2A is a cross-sectional view schematically
  • FIG. 4 is a cross-sectional view schematically showing a state in which the light emitting element structure 13 is formed on the gallium nitride crystal layer 7.
  • FIG. 5 is a scanning electron micrograph showing the microstructure near the interface between the sapphire substrate and the seed crystal film obtained under Condition A.
  • 6 is a scanning electron micrograph showing the microstructure near the interface between the sapphire substrate and the seed crystal film obtained under Condition B.
  • FIG. 7 is a scanning electron micrograph showing the microstructure near the interface between the sapphire substrate and the seed crystal film obtained under Condition C.
  • FIG. 8 is a scanning electron micrograph showing the microstructure near the interface between the sapphire substrate and the seed crystal film obtained under Condition D.
  • FIG. 5 is a scanning electron micrograph showing the microstructure near the interface between the sapphire substrate and the seed crystal film obtained under Condition A.
  • 6 is a scanning electron micrograph showing the microstructure near the interface between the sapphire substrate and the seed crystal film obtained under Condition B.
  • FIG. 7 is a
  • FIG. 9 is a scanning electron micrograph showing the microstructure near the interface between the sapphire substrate and the seed crystal film obtained under condition E.
  • FIG. 10 is a scanning electron micrograph showing the microstructure near the interface between the sapphire substrate and the seed crystal film obtained under Condition F.
  • a base film 2 made of gallium nitride is formed on the surface 1 a of the sapphire substrate 1.
  • the base film 2 is almost etched and disappears as shown in FIG. 1B, and a large number of fine craters are generated on the surface of the substrate 1A.
  • the roughened surface 3 is formed.
  • a seed crystal film 4 made of gallium nitride is formed on the roughened surface 3 of the substrate 1A.
  • the seed crystal substrate 6 can be provided.
  • a gallium nitride crystal layer 7 is epitaxially grown on the seed crystal film 4 by a flux method.
  • the gallium nitride crystal layer 7 is not naturally separated from the substrate 1A.
  • the composite substrate 10 can be obtained. Since this composite substrate 10 has few dislocations in the gallium nitride crystal layer, it can be used as a template for forming a functional layer thereon by a vapor phase method.
  • the functional layer 8 is formed on the composite substrate 6.
  • a plurality of functional layers can be formed.
  • the light emitting element structure 13 is formed.
  • a light emitting layer having a low dislocation density can be obtained, so that the internal quantum efficiency of the light emitting element 14 is improved.
  • the light emitting element structure 13 includes, for example, an n-type semiconductor layer, a light emitting region provided on the n type semiconductor layer, and a p type semiconductor layer provided on the light emitting region. 4, the n-type contact layer 8, the n-type cladding layer 9, the active layer 10, the p-type cladding layer 11, and the p-type contact layer 12 are formed on the gallium nitride crystal layer 7, and light emission An element structure 13 is formed.
  • a light absorption layer made of a group 13 element nitride is provided on a sapphire substrate, a seed crystal film made of gallium nitride crystal is then formed on the light absorption layer, and then light absorption is performed.
  • Voids are formed by irradiating the layer with laser light.
  • a gallium nitride crystal layer is grown on the seed crystal film by a flux method. It has been found that this method can produce a composite substrate in which voids are formed along the interface between the sapphire substrate and the seed crystal film, and the void ratio is controlled by laser processing strength and position control.
  • the wurtzite structure of sapphire has c-plane, a-plane, and m-plane. Each of these crystal planes is defined crystallographically.
  • the growth direction of the underlying film, the seed crystal film, and the gallium nitride crystal layer grown by the flux method may be the normal direction of the c-plane, or the normal direction of the a-plane and the m-plane.
  • the thickness of the gallium nitride crystal layer is preferably equal to or less than the thickness of the sapphire substrate in order to suppress the occurrence of cracks, cracks and cracks in the gallium nitride crystal layer, warpage, and peeling from the sapphire substrate. From the viewpoint of handling the substrate, specifically, the thickness of the sapphire substrate is preferably 200 to 2000 ⁇ m, and more preferably 300 ⁇ m or more. Further, the thickness of the sapphire substrate can be 1000 ⁇ m or less.
  • the formation method of the base film is a vapor deposition method, and examples thereof include a metal organic chemical vapor deposition (MOCVD) method, a hydride vapor deposition (HVPE) method, an MBE method, and a sublimation method.
  • the thickness of the base film is not particularly limited, but is preferably 0.01 ⁇ m or more, more preferably 0.1 ⁇ m or more, and even more preferably 0.5 ⁇ m or more, from which the roughening etching effect of the sapphire substrate surface begins to be obtained.
  • the formation temperature of the base film is preferably 1000 ° C. or higher, and more preferably 1050 ° C. or higher. Further, the formation temperature of the base film is preferably 1160 ° C. or less, and more preferably 1120 ° C. or less. (Roughening of sapphire substrate surface) The surface of the sapphire substrate is roughened under conditions that allow the base film and the substrate surface to be etched.
  • the atmosphere may or may not contain a gas other than hydrogen.
  • this gas is preferably nitrogen, argon, helium, or the like.
  • the temperature during roughening etching of the surface of the sapphire substrate is preferably equal to or higher than the formation temperature of the base film, and preferably equal to or lower than 1260 ° C. This makes it possible to appropriately control the void amount at the interface between the sapphire substrate and the seed crystal film, to generate a gallium nitride crystal layer with few dislocations, and to suppress peeling of the gallium nitride crystal layer from the sapphire substrate.
  • the difference between the temperature during roughening etching of the sapphire substrate surface and the formation temperature of the underlying film may be 0 ° C., but is preferably 80 ° C. or higher. Moreover, it is preferable that the temperature at the time of the roughening etching of the surface of a sapphire substrate is 1100 degreeC or more.
  • the seed crystal film may be a single layer or may include a buffer layer on the sapphire substrate side.
  • a vapor phase growth method can be cited, and a metal organic chemical vapor deposition (MOCVD) method, a hydride vapor phase growth (HVPE) method, a pulsed excitation deposition ( PXD) method, MBE method, and sublimation method.
  • MOCVD metal organic chemical vapor deposition
  • HVPE hydride vapor phase growth
  • PXD pulsed excitation deposition
  • MBE MBE method
  • sublimation method Metalorganic chemical vapor deposition is particularly preferred.
  • a void 5 is formed at the interface between the substrate 1 ⁇ / b> A and the seed crystal film 4.
  • the void ratio is large, natural peeling is likely to occur during the growth of the gallium nitride crystal layer by the flux method, so that the natural peeling is suppressed by keeping the void ratio small to some extent.
  • the void ratio is preferably 4.5 to 12.5%.
  • the thickness of the gallium nitride crystal layer 7 is preferably 100 ⁇ m or less, and more preferably 50 ⁇ m or less. Further, the thickness of the gallium nitride crystal layer 7 is 15 ⁇ m or more from the viewpoint that the dislocation of the seed crystal film 4 disappears during gallium nitride growth by the flux method and the crystallinity of the outermost surface is improved. 20 ⁇ m or more is more preferable.
  • the definition of a single crystal in this application will be described. The textbook single crystal in which atoms are regularly arranged throughout the crystal is included, but it is not limited to this and means a single crystal that is generally distributed in the industry.
  • the crystal may contain a certain amount of defects, may contain strain, or may have impurities incorporated therein, and is distinguished from polycrystal (ceramics) and used as a single crystal.
  • the gallium nitride crystal layer is grown by a flux method.
  • the type of flux is not particularly limited as long as a gallium nitride crystal can be generated.
  • a flux containing at least one of an alkali metal and an alkaline earth metal is used, and a flux containing sodium metal is particularly preferred.
  • a gallium raw material is mixed and used for the flux.
  • the gallium source material a gallium simple metal, a gallium alloy, and a gallium compound can be applied, but a gallium simple metal is also preferable in terms of handling.
  • the growth temperature of the gallium nitride crystal in the flux method and the holding time at the time of growth are not particularly limited, and are appropriately changed according to the composition of the flux. In one example, when a gallium nitride crystal is grown using a sodium or lithium-containing flux, the growth temperature is preferably 800 to 950 ° C., more preferably 850 to 900 ° C.
  • a single crystal is grown in an atmosphere containing a gas containing nitrogen atoms. This gas is preferably nitrogen gas, but may be ammonia.
  • the pressure of the atmosphere is not particularly limited, but is preferably 10 atm or more, and more preferably 30 atm or more from the viewpoint of preventing evaporation of the flux. However, since the apparatus becomes large when the pressure is high, the total pressure of the atmosphere is preferably 2000 atmospheres or less, and more preferably 500 atmospheres or less.
  • the gas other than the gas containing nitrogen atoms in the atmosphere is not limited, but an inert gas is preferable, and argon, helium, and neon are particularly preferable.
  • the method for forming the light absorption layer is a vapor phase epitaxy method, and examples thereof include a metal organic chemical vapor deposition (MOCVD) method, a hydride vapor phase epitaxy (HVPE) method, an MBE method, and a sublimation method.
  • the thickness of the light absorption layer is not particularly limited, but is preferably 15 nm or more, and more preferably 30 nm or more, from the viewpoint of promoting void generation by laser light. Further, if the light absorption layer is too thick, the gallium nitride crystal is easy to peel off, so that it is preferably 300 nm or less, and more preferably 100 nm or less.
  • the material of the light absorption layer is a group 13 element nitride as listed as a material of “functional layer” described later.
  • the thickness of the seed crystal film is not particularly limited, but the thickness of the seed crystal film is preferably 0.3 ⁇ m or more so that the seed crystal film is not destroyed during void generation. Further, it is desirable that the sapphire substrate on which the light absorption layer and the seed crystal film are formed has a small warp so that the laser beam can be easily focused. From the viewpoint of reducing warpage, the thickness of the seed crystal film at the time of laser light irradiation is preferably 2 ⁇ m or less, and more preferably 1 ⁇ m or less.
  • the kind of laser used for laser processing is not specifically limited, It is desirable that it is a wavelength with a high light absorption rate of a light absorption layer.
  • an ultraviolet laser such as a KrF excimer laser, an ArF excimer laser, or a fourth harmonic of an Nd: YAG laser is preferable.
  • N 2 gas is generated by the decomposition of the gallium nitride crystal, and therefore, spot irradiation with a pulse laser is preferable in order to prevent the occurrence of cracks and cracks.
  • the laser irradiation diameter is preferably 10 ⁇ m or less, and more preferably 3 ⁇ m or less.
  • a functional layer is formed on the composite substrate thus obtained by a vapor phase method.
  • Such a functional layer may be a single layer or a plurality of layers. As functions, it can be used for white LEDs with high luminance and high color rendering, blue-violet laser disks for high-speed and high-density optical memory, power devices for inverters for hybrid vehicles, and the like.
  • the dislocation density inside the LED becomes equivalent to that of a GaN template.
  • the film forming temperature of the functional layer is preferably 950 ° C. or higher, more preferably 1000 ° C. or higher, from the viewpoint of crystal quality. Further, from the viewpoint of suppressing cracks and cracks in the gallium nitride crystal layer, the film forming temperature of the functional layer is preferably 1200 ° C. or lower, and more preferably 1150 ° C. or lower.
  • the material of the functional layer is preferably a group 13 element nitride.
  • the group 13 element is a group 13 element according to the periodic table established by IUPAC.
  • the group 13 element is specifically gallium, aluminum, indium, thallium, or the like.
  • the additive include carbon, low melting point metals (tin, bismuth, silver, gold) and high melting point metals (transition metals such as iron, manganese, titanium, and chromium).
  • the low melting point metal may be added for the purpose of preventing oxidation of sodium, and the high melting point metal may be mixed from a container in which a crucible is put or a heater of a growth furnace.
  • Example 1 Seed crystal substrate production
  • a single crystal sapphire c-plane substrate 1 having a diameter of 4 inches and a thickness of 630 ⁇ m was placed in a MOCVD furnace (metal organic vapor phase growth furnace) and heated at 1150 ° C. for 10 minutes in a hydrogen atmosphere to clean the surface.
  • the substrate temperature was lowered to 500 ° C., and a gallium nitride layer was grown to a thickness of 30 nm using TMG (trimethylgallium) and ammonia as raw materials.
  • TMG trimethylgallium
  • the substrate temperature was raised to 1100 ° C., and a gallium nitride layer was grown to a thickness of 1 ⁇ m using TMG and ammonia as raw materials to form a base film 2.
  • the supply of TMG and ammonia was stopped, and the surface gallium nitride layer was substantially evaporated in an atmosphere containing only hydrogen gas, thereby exposing the sapphire substrate 1A.
  • the substrate temperature was higher than the deposition temperature of the gallium nitride layer.
  • As conditions for evaporating the base film made of gallium nitride from the surface of the sapphire substrate five kinds of temperatures were changed, and the time until the gallium nitride layer almost disappeared was examined in advance using an optical film thickness measuring device attached to the MOCVD furnace. (See conditions A to E in Table 1).
  • each substrate was cleaved, and the cross section of the sapphire substrate and the seed crystal film thereon was observed with a scanning electron microscope (SEM) ( Figures 5 to 10). JSM-5410 manufactured by JEOL Ltd. was used as the SEM apparatus. Table 1 shows the results of actually measuring the cross section at a magnification of 3500, measuring the length of the void with respect to the interface length of 38 ⁇ m in the field of view, and calculating the ratio. According to Table 1, it can be seen that the rate at which voids are generated varies depending on the heating temperature and time during evaporation.
  • the dislocation density of the seed crystal film under each condition was calculated by counting the points that appear darker than the surroundings (dark spots) as dislocations that appeared on the substrate surface due to the weak emission by the cathodoluminescence (CL) method.
  • CL cathodoluminescence
  • S-3400N Type II manufactured by Hitachi High-Technologies equipped with a cathodoluminescence observation detector was used. The results are shown in Table 1.
  • Flux method Gallium nitride crystals were grown by the Na flux method using the substrates prepared under six conditions as seed crystal substrates. The raw materials used for the growth are metallic gallium, metallic sodium and metallic lithium.
  • An alumina crucible was filled with 30 g of metallic gallium, 44 g of metallic sodium, and 30 mg of metallic lithium, respectively, and a gallium nitride single crystal was grown at a furnace temperature of 900 ° C. and a pressure of 5 MPa for about 30 hours.
  • a transparent gallium nitride single crystal was deposited to a thickness of about 300 ⁇ m on the substrate surface under conditions B to F.
  • condition A the gallium nitride layer disappeared and the sapphire substrate surface appeared. The reason for this is considered to be that the gallium nitride layer naturally separated from the sapphire substrate in the process of forming the gallium nitride layer by the flux method.
  • condition A Five types of conditions B to F excluding condition A were flattened by polishing with diamond abrasive grains to obtain a c-plane GaN template (composite substrate) having a gallium nitride layer thickness of 70 ⁇ m and a diameter of 4 inches.
  • dislocation density of the gallium nitride layer on the surface of the GaN template was measured by the CL method, it was about 10 6 to 10 7 pieces / cm 2 , which confirmed the effect of further reducing dislocations than the seed crystal substrate.
  • low dislocation GaN template (Deposition by MOCVD on low dislocation GaN template)
  • Five types of low dislocation GaN templates of conditions B to F are put in a MOCVD furnace, heated to 1100 ° C. in a mixed atmosphere of hydrogen and ammonia gas, and at that temperature, insulating ud-- After the GaN layer was grown to a thickness of 2 ⁇ m, monosilane was mixed into the source gas, and the n-GaN layer was grown to a thickness of 2 ⁇ m. Thereafter, the raw materials were stopped, the substrate temperature was lowered to room temperature, and the substrate was taken out. Under conditions B to F, the gallium nitride crystal layer was not peeled from the sapphire substrate.
  • the substrate temperature was lowered to 500 ° C., and a gallium nitride layer was grown to a thickness of 30 nm using TMG (trimethylgallium) and ammonia as raw materials.
  • the substrate temperature was raised to 1100 ° C., and a gallium nitride layer was grown to a thickness of 2 ⁇ m using TMG and ammonia as raw materials to form a base film 2.
  • the supply of TMG and ammonia was stopped, and the surface gallium nitride layer was substantially evaporated in an atmosphere containing only hydrogen gas, thereby exposing the sapphire substrate 1A.
  • the time until the gallium nitride layer almost disappears using an optical film thickness measuring device attached to the MOCVD furnace is changed in advance.
  • the surface of the sapphire substrate was etched and evaporated together with gallium nitride, and it was confirmed that minute irregularities were generated.
  • a seed crystal film made of gallium nitride was again grown on the substrate at a temperature of 1100 ° C. using TMG and ammonia as raw materials and hydrogen gas and nitrogen gas as carrier gases, and deposited to a thickness of 5 ⁇ m.
  • the raw materials used for the growth are metallic gallium, metallic sodium and metallic lithium.
  • An alumina crucible was filled with 30 g of metallic gallium, 44 g of metallic sodium, and 30 mg of metallic lithium, respectively, and a gallium nitride single crystal was grown at a furnace temperature of 900 ° C. and a pressure of 5 MPa for about 30 hours.
  • a transparent gallium nitride single crystal was deposited to a thickness of about 300 ⁇ m on the substrate surface under conditions G to K. Under condition G, the gallium nitride layer disappeared and the sapphire substrate surface appeared.
  • the reason for this is considered to be that the gallium nitride layer naturally separated from the sapphire substrate in the process of forming the gallium nitride layer by the flux method.
  • condition G Four types of conditions H to K excluding condition G were flattened by polishing with diamond abrasive grains to obtain a c-plane GaN template (composite substrate) having a gallium nitride layer thickness of 70 ⁇ m and a diameter of 4 inches.
  • the dislocation density of the gallium nitride layer on the surface of the GaN template was measured by the CL method, it was about 10 6 to 10 7 pieces / cm 2 , which confirmed the effect of further reducing dislocations than the seed crystal substrate.
  • low dislocation GaN template (Deposition by MOCVD on low dislocation GaN template)
  • MOCVD Deposition by MOCVD on low dislocation GaN template
  • a MOCVD furnace heated to 1100 ° C. in a mixed atmosphere of hydrogen and ammonia gas, and at that temperature, insulating ud--
  • monosilane was mixed into the source gas, and the n-GaN layer was grown to a thickness of 2 ⁇ m. Thereafter, the raw materials were stopped, the substrate temperature was lowered to room temperature, and the substrate was taken out. Under conditions H to K, the gallium nitride crystal layer was not peeled from the sapphire substrate.
  • the substrate temperature was lowered to 500 ° C., and a gallium nitride layer was grown to a thickness of 30 nm as a light absorption layer using TMG (trimethylgallium) and ammonia as raw materials.
  • the substrate temperature was raised to 1100 ° C., and a gallium nitride layer was grown to a thickness of 1 ⁇ m using TMG (trimethylgallium) and ammonia as raw materials to form a seed crystal film, which was taken out from the MOCVD furnace.
  • Six seed crystal substrates were produced by the same method.
  • the sapphire substrate When the warpage of the sapphire substrate on which the seed crystal film was formed was measured, the sapphire substrate had a convex shape when the seed crystal film was directed upward, and the warpage amount was all 15 ⁇ m or less.
  • the obtained sapphire substrate is irradiated with KrF excimer laser light in pulses from the sapphire substrate side, the light absorption layer absorbs the laser light and gallium nitride is decomposed, resulting in a void having a diameter of 1 ⁇ m. It was happening.
  • An attempt was made to produce a seed crystal substrate in which voids were formed in the light absorption layer by irradiating a laser beam six times symmetrically at regular intervals.
  • a seed crystal substrate with voids formed under the six conditions A ′ to F ′ in Table 3 as void intervals was produced.
  • the surface of the seed crystal film did not have irregularities or roughness.
  • Each sapphire substrate with a seed crystal film prepared under conditions A ′ to F ′ is put into the MOCVD furnace again, the substrate temperature is raised to 1100 ° C. while flowing nitrogen gas, nitrogen gas is stopped and hydrogen gas is allowed to flow.
  • a seed crystal substrate was prepared by growing a gallium nitride crystal layer to a thickness of 5 ⁇ m using TMG (trimethylgallium) and ammonia as raw materials, and taken out from the MOCVD furnace.
  • condition A ′ Five types of conditions B ′ to F ′ excluding condition A ′ were flattened by polishing with diamond abrasive grains to obtain a c-plane GaN template (composite substrate) having a gallium nitride layer thickness of 70 ⁇ m and a diameter of 4 inches.
  • the dislocation density of the GaN template was measured by the CL method, the effect of further reducing dislocations was confirmed to be approximately 10 6 to 10 7 pieces / cm 2, which was more than that of the seed crystal substrate.
  • This substrate is called "low dislocation GaN template”
  • Five types of low dislocation GaN templates of conditions B ′ to F ′ are put in a MOCVD furnace, and heated to 1100 ° C. in a mixed atmosphere of hydrogen and ammonia gas.
  • a gallium nitride crystal was grown by the Na flux method in the same manner as in Experiment 1.
  • a transparent gallium nitride single crystal was deposited to a thickness of about 300 ⁇ m.
  • the surface of the transparent gallium nitride single crystal was flattened by polishing with diamond abrasive grains.
  • the thickness of the gallium nitride layer was variously changed as shown in Table 4 to obtain each composite substrate.
  • an n-GaN layer was grown to a thickness of 2 ⁇ m in the same manner as in Experiment 1. Thereafter, the raw materials were stopped, the substrate temperature was lowered to room temperature, and the substrate was taken out.
  • the present invention is a technical field that requires high quality, for example, a high color rendering white LED called a post fluorescent lamp, a blue-violet laser disk for high-speed and high-density optical memory, a power device used for an inverter for a hybrid vehicle, etc. Can be used.
  • a high color rendering white LED called a post fluorescent lamp
  • a blue-violet laser disk for high-speed and high-density optical memory
  • a power device used for an inverter for a hybrid vehicle etc.

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Abstract

複合基板１０は、サファイア基板１Ａ、サファイア基板の表面に設けられた窒化ガリウム結晶からなる種結晶膜４、およびこの種結晶膜４上に結晶成長した厚さ２００μｍ以下の窒化ガリウム結晶層７を備える。サファイア基板１Ａと種結晶膜４との界面にボイド３が設けられており、このボイド比率が４．５～１２．５％である。

Description

複合基板、その製造方法、１３族元素窒化物からなる機能層の製造方法および機能素子
　本発明は、窒化ガリウム結晶層を有する複合基板、その製法およびこれを利用した発光素子に関するものである。
　特許文献１（Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ　Ｌｅｔｔｅｒｓ，８４，４０４１）では、サファイア基板上に窒化ガリウム薄層を成長した後、Ｈ２アニールにより窒化ガリウム層およびサファイア基板表面をエッチングしている。このエッチングによりサファイア表面がエッチングされ、微細な凹凸が形成される。この凹凸上に窒化ガリウム薄層を再成長すると、ボイドを有する種結晶基板を作製できる。しかし、特許文献１は、窒化ガリウム種結晶基板を用いるＮａフラックス法を開示していない。
　また、特許文献２（特開２０００−３２７４９５）は、窒化ガリウム種結晶基板を用いるＮａフラックス法を開示する。Ｎａフラックス法による窒化ガリウム単結晶成長において、窒化ガリウム薄層（またはＡｌＮ薄層）を堆積させた基板を用いることにより、核発生位置制御を可能とし、成長を容易なものとした。しかし、特許文献２では、成長した窒化ガリウム層からＧａＮテンプレートを剥離することは記載されていない。
　特許文献３（特開２００４−２４７７１１）では、ボイド層を形成した窒化ガリウム層を形成し、その上にフラックス法により窒化ガリウム層を成長させ、ボイド近傍にて基板と窒化物結晶を分離している。
　また、特許文献４（ＷＯ２００９／０１１４０７）では、サファイア基板表面のエッチングによりボイド層のある窒化ガリウム種結晶基板を作製する。ついで、フラックス法にて窒化ガリウム結晶層を厚膜成長させる。降温時に、サファイアと窒化ガリウムの熱膨張係数差によりボイドにてサファイア基板と窒化ガリウムが自然に剥離し、窒化ガリウム自立基板が得られる。
　本発明者は、特許文献２（特開２０００−３２７４９５）記載のように、Ｎａフラックス法により作製した低転位ＧａＮテンプレートを用い、ＭＯＣＶＤ法にて、ＬＥＤやパワーデバイスの機能を実現する構造を成膜することを研究していた。ＧａＮテンプレート基板とは、支持基板上に種結晶膜および窒化ガリウム結晶層（フラックス法によって形成した厚膜）を設けてなる基板であり、この上に機能層をさらに形成するためのテンプレートとなるものである。
　この際には、特許文献３（特開２００４−２４７７１１）、特許文献４（ＷＯ２００９／０１１４０７）記載の製法では、Ｎａフラックス法により形成した窒化ガリウム結晶層が基板から自然剥離するので、ＧａＮテンプレート基板は提供できず、したがって製法としては考慮していなかった。
　具体的には、表面が平坦なサファイア基板の上にＭＯＣＶＤ法などにより窒化ガリウム結晶層を成膜して作製した種基板を用いて、さらにその上にフラックス法により成長温度８００℃~９００℃で窒化ガリウム結晶層を１０~２００μｍの厚さに成長させると、最表面が低転位密度の窒化ガリウム結晶層を持つＧａＮテンプレートを作製できる。
　本発明者は、このＧａＮテンプレートを用いて、ＭＯＣＶＤ法によりＬＥＤ構造を作製しようと試みた。しかし、この際、高温雰囲気（１０００℃以上）にてＧａＮテンプレートの窒化ガリウム結晶層がひび割れたり、クラックが発生するという問題があった。
　本発明の課題は、サファイア基板、およびサファイア基板上に結晶成長した窒化ガリウム結晶層を備える複合基板において、その上に１３族元素窒化物層をさらに形成するときに、窒化ガリウム結晶層のクラックやひび割れを抑制することである。
　本発明は、サファイア基板、前記サファイア基板の表面に設けられた窒化ガリウム結晶からなる種結晶膜、およびこの種結晶膜上に結晶成長した厚さ２００μｍ以下の窒化ガリウム結晶層を備える複合基板であって、
　サファイア基板と種結晶膜との界面にボイドが設けられており、このボイド比率が４．５~１２．５％であることを特徴とする。
　また、本発明は、サファイア基板、および前記サファイア基板上に結晶成長した厚さ２００μｍ以下の窒化ガリウム結晶層を備える複合基板を製造する方法であって、
　サファイア基板上に窒化ガリウムからなる下地膜を気相成長法により形成する下地膜形成工程；
　サファイア基板および下地膜を水素存在下に加熱処理することによって、下地膜を除去してサファイア基板の表面を粗面化するエッチング工程；
　次いで、サファイア基板の表面に窒化ガリウム結晶からなる種結晶膜を気相成長法によって形成する種結晶膜形成工程；および
　窒化ガリウム結晶層を種結晶膜上にフラックス法によって育成する単結晶育成工程
を備えていることを特徴とする、複合基板の製造方法に係るものである。
　また、本発明は、サファイア基板、および前記サファイア基板上に結晶成長した厚さ２００μｍ以下の窒化ガリウム結晶層を備える複合基板を製造する方法であって、
　前記サファイア基板の上に１３族元素窒化物からなる光吸収層を設ける工程；
　次いで前記光吸収層上に窒化ガリウム結晶からなる種結晶膜を形成する種結晶膜形成工程；
　次いで前記光吸収層にレーザ光を照射することによってボイドを形成するレーザ光照射工程；および
　前記窒化ガリウム結晶層を前記種結晶膜上にフラックス法によって育成する単結晶育成工程
を備えていることを特徴とする。
　また、本発明は、前記複合基板の窒化ガリウム結晶層上に気相法によって１３族元素窒化物からなる機能層を形成することを特徴とする、１３族元素窒化物からなる機能層の製造方法に係るものである。
　また、本発明は、前記方法によって得られたことを特徴とする、複合基板に係るものである。
　また、本発明は、前記複合基板、および窒化ガリウム結晶層上に気相法によって形成された１３族元素窒化物からなる機能層を備えていることを特徴とする、機能素子に係るものである。
　本発明者は、複合基板上に気相法で機能層をさらに形成しようとするとき、窒化ガリウム層にクラックやひび割れが発生する原因について検討した。この結果、以下の仮説を考えた。
　すなわち、フラックス法では成長温度８００℃~９００℃にて窒化ガリウム結晶層を厚膜成長するが、ＭＯＣＶＤ法等の気相法によって複合基板の上に機能層を形成するときには、１０００℃以上にまで温度を上げるため、厚膜の窒化ガリウム結晶層とサファイア基板との応力に耐えられなかったものと考えられた。
　そこで、本発明者は、サファイア基板の粗面化エッチングやレーザ加工を適用し、ボイド層のあるＧａＮテンプレートを種結晶基板として作製した。ついで、フラックス法にて窒化ガリウム結晶層を成長させた。そして、種結晶膜とサファイア基板との界面におけるボイド比率を制御することによって、降温時に、サファイア基板から窒化ガリウム結晶が自然剥離しないようにした複合基板を得た。そして、この複合基板上に機能層を気相法によって形成してみた結果、前記した窒化ガリウム結晶層のクラックやひび割れを抑制できることを見いだし、本発明に到達した。
　ここで、窒化ガリウム結晶層の厚さを２００μｍ以下とし、基板と種結晶膜との界面におけるボイド比率が１２．５％以下とすることによって、窒化ガリウム結晶層の基板からの剥離を抑制できる。また、ボイド比率を４．５％以上とすることによって、機能層を形成するときにサファイア基板と窒化ガリウム結晶層との熱応力によるクラックやひび割れを抑制できる。
　なお、特許文献４では、サファイア基板表面を微細な凹凸形状にエッチングし、ボイド層のある窒化ガリウム種結晶基板を作製し、その上にＮａフラックス法によって厚膜の窒化ガリウム結晶層を成長させているが、窒化ガリウム結晶層が厚膜のためにサファイア基板から自然剥離し、自立基板となっていた。このため、サファイア基板を含む複合基板をテンプレートとして用いるという思想がなく、本発明に到達できるものではない。
　図１（ａ）は、サファイア基板１上に下地膜２を形成した状態を模式的に示す断面図であり、図１（ｂ）は、サファイア基板１Ａの表面をエッチングした状態を模式的に示す断面図である。
　図２（ａ）は、サファイア基板１の粗面３上に種結晶膜４を形成した状態を模式的に示す断面図であり、図２（ｂ）は、種結晶膜４上にフラックス法によって窒化ガリウム結晶層７を形成した状態を模式的に示す断面図である。
　図３は、窒化ガリウム結晶層７上に機能層８を形成した状態を模式的に示す断面図である。
　図４は、窒化ガリウム結晶層７上に発光素子構造１３を形成した状態を模式的に示す断面図である。
　図５は、条件Ａで得られたサファイア基板と種結晶膜との界面付近の微構造を示す走査型電子顕微鏡写真である。
　図６は、条件Ｂで得られたサファイア基板と種結晶膜との界面付近の微構造を示す走査型電子顕微鏡写真である。
　図７は、条件Ｃで得られたサファイア基板と種結晶膜との界面付近の微構造を示す走査型電子顕微鏡写真である。
　図８は、条件Ｄで得られたサファイア基板と種結晶膜との界面付近の微構造を示す走査型電子顕微鏡写真である。
　図９は、条件Ｅで得られたサファイア基板と種結晶膜との界面付近の微構造を示す走査型電子顕微鏡写真である。
　図１０は、条件Ｆで得られたサファイア基板と種結晶膜との界面付近の微構造を示す走査型電子顕微鏡写真である。
　以下、適宜図面を参照しつつ、本発明を詳細に説明する。
　図１（ａ）に示すように、サファイア基板１の表面１ａに、窒化ガリウムからなる下地膜２を形成する。次いで、水素の存在下に基板および下地膜を加熱することで、図１（ｂ）に示すように、下地膜２がほぼエッチングされて消失し、基板１Ａの表面に多数の微細なクレーターが生成し、粗化面３が形成される。
　次いで、図２（ａ）に示すように、基板１Ａの粗化面３上に、窒化ガリウムからなる種結晶膜４を形成する。この種結晶膜４内では、粗化面３の影響で転位が抑制され、結晶性の良い種結晶が得られる。これによって、種結晶基板６を提供できる。
　次いで、図２（ｂ）に示すように、種結晶膜４上に、フラックス法によって窒化ガリウム結晶層７をエピタキシャル成長させる。この際、窒化ガリウム結晶層７が基板１Ａから自然剥離しないようにする。これによって、複合基板１０を得ることができる。この複合基板１０は、窒化ガリウム結晶層の転位が少ないことから、その上に気相法によって機能層を形成するためのテンプレートとして用いることができる。
　この複合基板を気相法、特に有機金属気相成長（ＭＯＣＶＤ）法に適用した際、高温雰囲気（例えば１０００℃を超える温度）でも、窒化ガリウム層にクラックやひび割れが発生しないことを見いだした。
　次いで、図３に示すように、複合基板６上に機能層８を形成する。ここで、機能層は複数層形成することができる。例えば、図４の例では、発光素子構造１３を形成している。これによって、転位密度の少ない発光層が得られることから、発光素子１４の内部量子効率が向上する。
　発光素子構造１３は、例えば、ｎ型半導体層、このｎ型半導体層上に設けられた発光領域およびこの発光領域上に設けられたｐ型半導体層を備えている。図４の発光素子１４では、窒化ガリウム結晶層７上に、ｎ型コンタクト層８、ｎ型クラッド層９、活性層１０、ｐ型クラッド層１１、ｐ型コンタクト層１２が形成されており、発光素子構造１３を構成する。
　また、他の好適な実施形態においては、サファイア基板の上に１３族元素窒化物からなる光吸収層を設け、次いで光吸収層上に窒化ガリウム結晶からなる種結晶膜を形成し、次いで光吸収層にレーザ光を照射することによってボイドを形成する。次いで、窒化ガリウム結晶層を種結晶膜上にフラックス法によって育成する。
　この方法によって、サファイア基板と種結晶膜との界面に沿ってボイドを形成し、レーザ加工の強度と位置制御によってボイド比率を制御した複合基板を製造できることを見いだした。
（サファイア基板）
　サファイアのウルツ鉱構造は、ｃ面、ａ面、およびｍ面を有する。これらの各結晶面は結晶学的に定義されるものである。下地膜、種結晶膜、およびフラックス法によって育成される窒化ガリウム結晶層の育成方向は、ｃ面の法線方向であってよく、またａ面、ｍ面それぞれの法線方向であってもよい。
　窒化ガリウム結晶層の亀裂やクラック、ひび割れの発生、反り、およびサファイア基板からの剥離を抑制するため、窒化ガリウム結晶層の厚さはサファイア基板の厚さ以下であることが好ましい。基板の取扱いの観点から、具体的にはサファイア基板の厚さを２００~２０００μｍとすることが好ましく、また、３００μｍ以上とすることが好ましい。また、サファイア基板の厚さは、１０００μｍ以下とすることもできる。
（下地膜）
　下地膜の形成方法は気相成長法であるが、有機金属化学気相成長（ＭＯＣＶＤ：　Ｍｅｔａｌ　Ｏｒｇａｎｉｃ　Ｃｈｅｍｉｃａｌ　Ｖａｐｏｒ　Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法、ハイドライド気相成長（ＨＶＰＥ）法、ＭＢＥ法、昇華法を例示できる。
　下地膜の厚さは特に限定されないが、サファイア基板表面の粗面化のエッチング効果が得られはじめる０．０１μｍ以上が好ましく、０．１μｍ以上がさらに好ましく、０．５μｍ以上がいっそう好ましい。また厚過ぎるとエッチングに長時間かかり効率が悪いばかりでなく、エッチングによる表面の凹凸が大きくなり過ぎ、種結晶膜形成時に横方向成長によるボイドを発生させることができないため、３．０μｍ以下が望ましく、２．０μｍ以下が更に好ましく、１．５μｍ以下がさらに好ましい。
　下地膜の形成温度は、１０００℃以上が好ましく、１０５０℃以上が更に好ましい。また、下地膜の形成温度は、１１６０℃以下が好ましく、１１２０℃以下が更に好ましい。
（サファイア基板表面の粗面化）
　サファイア基板表面の粗面化は、下地膜および基板表面のエッチングが可能な条件で行う。具体的には、雰囲気中に水素を存在させ、加熱処理を行う。雰囲気中には、水素以外の気体を含有していてよく、含有していなくともよい。水素以外の気体を含有する場合には、この気体は、窒素、アルゴン、ヘリウム等が好ましい。
　本発明の観点からは、サファイア基板表面の粗面化エッチングのときの温度は、下地膜の形成温度以上であることが好ましく、また、１２６０℃以下であることが好ましい。これによって、サファイア基板と種結晶膜との界面におけるボイド量を適切に制御し、転位の少ない窒化ガリウム結晶層を生成させると共に、窒化ガリウム結晶層のサファイア基板からの剥離を抑制できる。こうした観点からは、サファイア基板表面の粗面化エッチングのときの温度と下地膜の形成温度との差は、０℃であって良いが、８０℃以上であることが好ましい。また、サファイア基板表面の粗面化エッチングのときの温度は、１１００℃以上であることが好ましい。
（種結晶膜）
　種結晶膜は、一層であってよく、あるいはサファイア基板側にバッファ層を含んでいて良い。種結晶膜の形成方法は気相成長法を好ましい一例として挙げることができ、有機金属化学気相成長（ＭＯＣＶＤ：　Ｍｅｔａｌ　Ｏｒｇａｎｉｃ　Ｃｈｅｍｉｃａｌ　Ｖａｐｏｒ　Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法、ハイドライド気相成長（ＨＶＰＥ）法、パルス励起堆積（ＰＸＤ）法、ＭＢＥ法、昇華法を例示できる。有機金属化学気相成長法が特に好ましい。
　また、基板１Ａと種結晶膜４との界面には、ボイド５が形成されている。しかし、ボイド比率が大きいと、フラックス法による窒化ガリウム結晶層の育成時に自然剥離が生じやすいので、ボイド比率はある程度小さく抑えることで自然剥離を抑制する。一方、ボイドが少なすぎると、機能層を形成するときにサファイア基板と窒化ガリウム結晶層との熱応力によるクラックやひび割れが生じやすくなる。このため、ボイド比率は、４．５~１２．５％が好ましい。
（フラックス法による窒化ガリウム結晶層の育成）
　本発明によれば、微細なボイド層がある種結晶基板６を採用した。ただし、窒化ガリウム結晶層７とサファイア基板１Ａとの界面での自然剥離が生ずると、複合基板として利用できない。ここで、窒化ガリウム結晶層７の厚さを２００μｍ以下とすることで、窒化ガリウム結晶層の基板Ａからの自然剥離が生じにくいようにしている。この観点からは、窒化ガリウム結晶層７の厚さは、１００μｍ以下が好ましく、５０μｍ以下が更に好ましい。
　また、窒化ガリウム結晶層７の厚さは、種結晶膜４の転位をフラックス法による窒化ガリウム育成時に消滅させ、その最表面の結晶性を良好なものとする、という観点からは、１５μｍ以上が好ましく、２０μｍ以上が更に好ましい。
　本願でいう単結晶の定義について述べておく。結晶の全体にわたって規則正しく原子が配列した教科書的な単結晶を含むが、それのみに限定する意味ではなく、一般工業的に流通している単結晶という意味である。すなわち、結晶がある程度の欠陥を含んでいたり、歪みを内在していたり、不純物がとりこまれていたりしていてもよく、多結晶（セラミックス）と区別して、これらを単結晶と呼んで用いているのと同義である。
　本工程においては、窒化ガリウム結晶層をフラックス法によって育成する。この際、フラックスの種類は、窒化ガリウム結晶を生成可能である限り、特に限定されない。好適な実施形態においては、アルカリ金属とアルカリ土類金属の少なくとも一方を含むフラックスを使用し、ナトリウム金属を含むフラックスが特に好ましい。
　フラックスには、ガリウム原料物質を混合し、使用する。ガリウム原料物質としては、ガリウム単体金属、ガリウム合金、ガリウム化合物を適用できるが、ガリウム単体金属が取扱いの上からも好適である。
　フラックス法における窒化ガリウム結晶の育成温度や育成時の保持時間は特に限定されず、フラックスの組成に応じて適宜変更する。一例では、ナトリウムまたはリチウム含有フラックスを用いて窒化ガリウム結晶を育成する場合には、育成温度を８００~９５０℃とすることが好ましく、８５０~９００℃とすることが更に好ましい。
　フラックス法では、窒素原子を含む気体を含む雰囲気下で単結晶を育成する。このガスは窒素ガスが好ましいが、アンモニアでもよい。雰囲気の圧力は特に限定されないが、フラックスの蒸発を防止する観点からは、１０気圧以上が好ましく、３０気圧以上が更に好ましい。ただし、圧力が高いと装置が大がかりとなるので、雰囲気の全圧は、２０００気圧以下が好ましく、５００気圧以下が更に好ましい。雰囲気中の窒素原子を含む気体以外のガスは限定されないが、不活性ガスが好ましく、アルゴン、ヘリウム、ネオンが特に好ましい。
（光吸収層）
　光吸収層の形成方法は気相成長法であるが、有機金属化学気相成長（ＭＯＣＶＤ：　Ｍｅｔａｌ　Ｏｒｇａｎｉｃ　Ｃｈｅｍｉｃａｌ　Ｖａｐｏｒ　Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法、ハイドライド気相成長（ＨＶＰＥ）法、ＭＢＥ法、昇華法を例示できる。
　光吸収層の厚さは特に限定されないが、レーザ光によるボイド生成を促進するという観点からは、１５ｎｍ以上が好ましく、３０ｎｍ以上がさらに好ましい。また光吸収層が厚過ぎると、窒化ガリウム結晶が剥離し易くなるので、３００ｎｍ以下が望ましく、１００ｎｍ以下がさらに好ましい。また、光吸収層の材質は、後述する「機能層」の材質として列挙したような１３族元素窒化物である。
　レーザ光によるボイド生成を行う場合、種結晶膜の厚さは特に限定されないが、ボイド生成時に種結晶膜が破壊されないよう、種結晶膜の厚さは０．３μｍ以上であることが好ましい。また、レーザ光の焦点合わせが容易となるよう、光吸収層と種結晶膜とが形成されたサファイア基板の反りが小さいことが望ましい。反りを小さくするという観点から、レーザ光を照射する時点での種結晶膜の厚さは２μｍ以下が好ましく、１μｍ以下がさらに好ましい。フラックス法によるメルトバック量を考慮し、ボイド生成後に再度ＭＯＣＶＤ法などによって種結晶膜を追加して堆積することで、種結晶膜の堆積膜厚を増加させることが望ましい。
（レーザ加工）
　レーザ加工に用いるレーザの種類は特に限定されないが、光吸収層の光吸収率が高い波長であることが望ましい。そのようなレーザの一例として、ＫｒＦエキシマレーザ、ＡｒＦエキシマレーザや、Ｎｄ：ＹＡＧレーザの第４高調波などの紫外レーザが好ましい。光吸収層では窒化ガリウム結晶の分解によってＮ２ガスが発生することから、クラックや割れの発生を防止するためパルスレーザによるスポット照射が好ましい。レーザの照射径は１０μｍ以下が望ましく、３μｍ以下がさらに好ましい。
（機能層）
　こうして得られた複合基板上に機能層を気相法で形成する。
　こうした機能層は、単一層であってよく、複数層であってよい。また、機能としては、高輝度・高演色性の白色ＬＥＤや高速高密度光メモリ用青紫レーザディスク、ハイブリッド自動車用のインバータ用のパワーデバイスなどに用いることができる。
　複合基板上に気相法、好ましくは有機金属気相成長（ＭＯＣＶＤ）法により半導体発光ダイオード（ＬＥＤ）を作製すると、ＬＥＤ内部の転位密度がＧａＮテンプレートと同等となる。
　機能層の成膜温度は、結晶品質の観点から、９５０℃以上が好ましく、１０００℃以上が更に好ましい。また、窒化ガリウム結晶層のクラックやひび割れを抑制するという観点からは、機能層の成膜温度は、１２００℃以下が好ましく、１１５０℃以下が更に好ましい。
　機能層の材質は、１３族元素窒化物が好ましい。１３族元素とは、ＩＵＰＡＣが策定した周期律表による第１３族元素のことである。１３族元素は、具体的にはガリウム、アルミニウム、インジウム、タリウム等である。また、添加剤としては、炭素や、低融点金属（錫、ビスマス、銀、金）、高融点金属（鉄、マンガン、チタン、クロムなどの遷移金属）が挙げられる。低融点金属は、ナトリウムの酸化防止を目的として添加する場合があり、高融点金属は、坩堝を入れる容器や育成炉のヒーターなどから混入する場合がある。
（実験１）
（種結晶基板作製）
　直径４インチ６３０μｍ厚の単結晶サファイアｃ面基板１をＭＯＣＶＤ炉（有機金属気相成長炉）内に入れ、水素雰囲気中で１１５０℃にて１０分間加熱し、表面のクリーニングを行った。次いで、基板温度を５００℃まで下げ、ＴＭＧ（トリメチルガリウム）、アンモニアを原料として窒化ガリウム層を３０ｎｍの厚さに成長させた。次いで、基板温度を１１００℃まで上げ、ＴＭＧとアンモニアとを原料として窒化ガリウム層を１μｍの厚さに成長させ、下地膜２を形成した。
　次いで、ＴＭＧとアンモニアの供給を停止し、水素ガスのみの雰囲気にて表面の窒化ガリウム層をほぼ蒸発させ、サファイア基板１Ａを露出させた。基板温度は窒化ガリウム層の成膜温度よりも高温とした。窒化ガリウムからなる下地膜をサファイア基板表面から蒸発させるときの条件としては、温度を５種類変え、ＭＯＣＶＤ炉に取付けた光学膜厚測定装置を用いて窒化ガリウム層がほぼ消失する時間をあらかじめ調べた（表１の条件Ａ~Ｅを参照）。
　表１に示した条件Ａ~Ｅで窒化ガリウムと共にサファイア基板表面はエッチングされ蒸発し、微小な凹凸が生成されていることが確認された。表１の条件Ｆでは、この工程を行わず、サファイア基板表面のエッチングをせずに次の工程を行ったものである。
　この基板をＴＭＧとアンモニアとを原料とし、水素ガスおよび窒素ガスをキャリアガスとして、再び１１００℃の温度で基板上に窒化ガリウムからなる種結晶膜を成長させ、５μｍの厚さに堆積した。
　条件Ａ~Ｆで作製した種結晶基板をＭＯＣＶＤ炉から取り出した後、それぞれの基板を劈開し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にてサファイア基板およびその上の種結晶膜の横断面を観察した（図５~１０）。ＳＥＭ装置には日本電子製ＪＳＭ−５４１０を用いた。倍率３５００倍にて横断面を実測し、視野内での界面の長さ３８μｍに対するボイドの長さを測長し、その割合を算出した結果を表１に示した。表１によると、ボイドが生成される割合は蒸発させるときの加熱温度と時間により変化することが分かる。さらに、カソードルミネッセンス（ＣＬ）法にて発光が微弱のため周囲より暗く見える点（ダークスポット）を基板表面に現れた転位として計数することにより、それぞれの条件における種結晶膜の転位密度を算出した。ＣＬ法による測定にはカソードルミネッセンス観察検出器を取付けた日立ハイテクノロジーズ製Ｓ−３４００Ｎ　ＴｙｐｅＩＩを使用した。結果を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 （フラックス法）
　６種の条件にて作製した基板を種結晶基板としてＮａフラックス法にて窒化ガリウム結晶を育成した。成長に用いた原料は、金属ガリウム、金属ナトリウムおよび金属リチウムである。アルミナるつぼに金属ガリウム３０ｇ、金属ナトリウム４４ｇ、金属リチウム３０ｍｇをそれぞれ充填して、炉内温度９００℃・圧力５ＭＰａにて窒化ガリウム単結晶を約３０時間育成した。るつぼから取り出したところ、条件Ｂ~Ｆの基板表面に透明な窒化ガリウム単結晶が約３００μｍの厚さで堆積していた。条件Ａでは、窒化ガリウム層が消失しサファイア基板表面が現れていた。この理由は、フラックス法による窒化ガリウム層形成過程で窒化ガリウム層がサファイア基板から自然剥離したものと考えられる。
（評価）
　条件Ａを除いた条件Ｂ~Ｆの５種類についてダイヤモンド砥粒による研磨にて平坦化し、窒化ガリウム層の厚さが７０μｍ、直径４インチのｃ面ＧａＮテンプレート（複合基板）を得た。このＧａＮテンプレート表面の窒化ガリウム層の転位密度をＣＬ法により計測したところ、おおむね１０６~１０７個／ｃｍ２程度と、種結晶基板よりも転位を一層低減する効果が確認された。（この基板を「低転位ＧａＮテンプレート」と呼ぶ）
（低転位ＧａＮテンプレート上へのＭＯＣＶＤ法による成膜）
　条件Ｂ~Ｆの５種類の低転位ＧａＮテンプレートをＭＯＣＶＤ炉内に入れ、水素とアンモニアガスの混合雰囲気中で１１００℃にまで昇温し、その温度にてＴＭＧ、アンモニア原料として絶縁性のｕｄ−ＧａＮ層を２μｍの厚さに成長させた後、モノシランを原料ガスに混入させ、ｎ−ＧａＮ層を２μｍの厚さに成長させた。その後、原料を止め、基板温度を室温まで下げた後、基板を取り出した。
　条件Ｂ~Ｆでは、窒化ガリウム結晶層はサファイア基板から剥離することはなかった。条件Ｂ，Ｃ，Ｄについては、平坦な表面が得られた。一方、条件Ｅ，Ｆについては、窒化ガリウム層表面に亀裂が生じていた。
　各々の低転位ＧａＮテンプレート上に成膜したｎ−ＧａＮ層の電気特性試験としてホール効果測定を行った。条件Ｂ~Ｆの５種類の条件で作製した各サンプルを６ｍｍ角に切り出し、その四隅に１ｍｍ角のＴｉ／Ａｌ電極を蒸着したものを窒素ガス中にて６００℃にて１分間アニールし、その後室温にまで下げて取り出すという工程により、測定用サンプルを作製した。Ｔｉ／Ａｌ電極とｎ−ＧａＮ層にオーミック性が得られていることを確認した後、ホール測定の方法としてｖａｎ　ｄｅｒ　Ｐａｕｗ法を用いて測定を行った。その結果、条件Ｅ，Ｆについては、亀裂の発生により電極間に異方性が生じ、測定結果は不良であった。
　条件Ｂ，Ｃ，Ｄについては電極間の異方性はなく測定結果は良好であり、各条件ともキャリア濃度Ｎ＝１×１０１７ｃｍ−３、移動度μ＝７００ｃｍ２／Ｖｓが得られた。以上より、ボイドの割合は４．５％~１２．５％であれば窒化ガリウム層の亀裂やサファイア基板の割れを防ぐことが可能となる。
　この低転位ＧａＮテンプレート上に成膜したｎ−ＧａＮ層表面の転位密度をＣＬ法により計測したところ、おおむね１０６~１０７個／ｃｍ２程度と、低転位ＧａＮテンプレートと同等の転位密度であった。
（実験２）
（種結晶基板作製）
　直径４インチ６３０μｍ厚の単結晶サファイアｃ面基板１をＭＯＣＶＤ炉（有機金属気相成長炉）内に入れ、水素雰囲気中で１２００℃にて１０分間加熱し、表面のクリーニングを行った。次いで、基板温度を５００℃まで下げ、ＴＭＧ（トリメチルガリウム）、アンモニアを原料として窒化ガリウム層を３０ｎｍの厚さに成長させた。次いで、基板温度を１１００℃まで上げ、ＴＭＧとアンモニアとを原料として窒化ガリウム層を２μｍの厚さに成長させ、下地膜２を形成した。
　次いで、ＴＭＧとアンモニアの供給を停止し、水素ガスのみの雰囲気にて表面の窒化ガリウム層をほぼ蒸発させ、サファイア基板１Ａを露出させた。窒化ガリウムからなる下地膜２をサファイア基板表面から蒸発させるときの条件として、温度を５種類変え、ＭＯＣＶＤ炉に取付けた光学膜厚測定装置を用いて窒化ガリウム層がほぼ消失するまでの時間をあらかじめ調べた（表２の条件Ｇ~Ｋを参照）。
　表２に示した条件Ｇ~Ｋで窒化ガリウムと共にサファイア基板表面はエッチングされ蒸発し、微小な凹凸が生成されていることが確認された。
　この基板をＴＭＧとアンモニアとを原料とし、水素ガスおよび窒素ガスをキャリアガスとして、再び１１００℃の温度で基板上に窒化ガリウムからなる種結晶膜を成長させ、５μｍの厚さに堆積した。
　条件Ｇ~Ｋで作製した種結晶基板をＭＯＣＶＤ炉から取り出した後、それぞれの基板を劈開し、実験１と同様に走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）にてサファイア基板およびその上の種結晶膜の横断面を観察し、ボイドの長さを測長し、その割合を算出した結果を表２に示した。表２によると、ボイドが生成される割合は蒸発させるときの加熱温度と時間により変化することが分かる。さらに、ＣＬ法により種結晶膜の転位密度を算出した。結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 （フラックス法）
　５種の条件にて作製した基板を種結晶基板としてＮａフラックス法にて窒化ガリウム結晶を育成した。成長に用いた原料は、金属ガリウム、金属ナトリウムおよび金属リチウムである。アルミナるつぼに金属ガリウム３０ｇ、金属ナトリウム４４ｇ、金属リチウム３０ｍｇをそれぞれ充填して、炉内温度９００℃・圧力５ＭＰａにて窒化ガリウム単結晶を約３０時間育成した。るつぼから取り出したところ、条件Ｇ~Ｋの基板表面に透明な窒化ガリウム単結晶が約３００μｍの厚さで堆積していた。条件Ｇでは、窒化ガリウム層が消失しサファイア基板表面が現れていた。この理由は、フラックス法による窒化ガリウム層形成過程で窒化ガリウム層がサファイア基板から自然剥離したものと考えられる。
（評価）
　条件Ｇを除いた条件Ｈ~Ｋの４種類についてダイヤモンド砥粒による研磨にて平坦化し、窒化ガリウム層の厚さが７０μｍ、直径４インチのｃ面ＧａＮテンプレート（複合基板）を得た。このＧａＮテンプレート表面の窒化ガリウム層の転位密度をＣＬ法により計測したところ、おおむね１０６~１０７個／ｃｍ２程度と、種結晶基板よりも転位を一層低減する効果が確認された。（この基板を「低転位ＧａＮテンプレート」と呼ぶ）
（低転位ＧａＮテンプレート上へのＭＯＣＶＤ法による成膜）
　条件Ｈ~Ｋの４種類の低転位ＧａＮテンプレートをＭＯＣＶＤ炉内に入れ、水素とアンモニアガスの混合雰囲気中で１１００℃にまで昇温し、その温度にてＴＭＧ、アンモニア原料として絶縁性のｕｄ−ＧａＮ層を２μｍの厚さに成長させた後、モノシランを原料ガスに混入させ、ｎ−ＧａＮ層を２μｍの厚さに成長させた。その後、原料を止め、基板温度を室温まで下げた後、基板を取り出した。
　条件Ｈ~Ｋでは、窒化ガリウム結晶層はサファイア基板から剥離することはなかった。条件Ｈ，Ｉ，Ｊについては、平坦な表面が得られた。一方、条件Ｋについては、窒化ガリウム層表面に亀裂が生じていた。
　各々の低転位ＧａＮテンプレート上に成膜したｎ−ＧａＮ層の電気特性試験としてホール効果測定を行った。条件Ｈ~Ｋの４種類の条件で作製した各サンプルを６ｍｍ角に切り出し、その四隅に１ｍｍ角のＴｉ／Ａｌ電極を蒸着したものを窒素ガス中にて６００℃にて１分間アニールし、その後室温にまで下げて取り出すという工程により、測定用サンプルを作製した。Ｔｉ／Ａｌ電極とｎ−ＧａＮ層にオーミック性が得られていることを確認した後、ホール測定の方法としてｖａｎ　ｄｅｒ　Ｐａｕｗ法を用いて測定を行った。その結果、条件Ｋについては、亀裂の発生により電極間に異方性が生じ、測定結果は不良であった。
　条件Ｈ，Ｉ，Ｊについては電極間の異方性はなく測定結果は良好であり、各条件ともキャリア濃度Ｎ＝１×１０１７ｃｍ−３、移動度μ＝７００ｃｍ２／Ｖｓが得られた。以上より、ボイドの割合は実施例１と同様、４．５％~１２．５％であれば窒化ガリウム層の亀裂やサファイア基板の割れを防ぐことが可能となる。
　この低転位ＧａＮテンプレート上に成膜したｎ−ＧａＮ層表面の転位密度をＣＬ法により計測したところ、おおむね１０６~１０７個／ｃｍ２程度と、低転位ＧａＮテンプレートと同等の転位密度であった。
（実験３）
（種結晶基板作製）
　直径４インチ６３０μｍ厚の単結晶サファイアｃ面基板１をＭＯＣＶＤ炉（有機金属気相成長炉）内に入れ、水素雰囲気中で１１５０℃にて１０分加熱し、表面のクリーニングを行った。次いで、基板温度を５００℃まで下げ、ＴＭＧ（トリメチルガリウム）、アンモニアを原料として光吸収層として窒化ガリウム層を３０ｎｍの厚さに成長させた。次いで、基板温度を１１００℃まで上げ、ＴＭＧ（トリメチルガリウム）とアンモニアとを原料として窒化ガリウム層を１μｍの厚さに成長させ、種結晶膜を形成し、ＭＯＣＶＤ炉から取り出した。同じ方法で種結晶基板を６枚作製した。この種結晶膜を形成したサファイア基板の反りを測定したところ、種結晶膜を上としたときに凸形状であり、反り量はすべて１５μｍ以下であった。
　得られた種結晶膜を形成したサファイア基板に対し、ＫｒＦエキシマレーザ光をサファイア基板側からパルス状に照射したところ、光吸収層がレーザ光を吸収し窒化ガリウムが分解され、径１μｍのボイドが生じていた。レーザ光を６回対称に一定間隔で照射し、光吸収層にボイドを形成した種結晶基板を作製することを試みた。ボイドの間隔として表３の条件Ａ’~Ｆ’の６条件にてボイドを付けた種結晶基板を作製した。なお、種結晶膜の表面には凹凸や荒れなどの発生はなかった。
　条件Ａ’~Ｆ’で作成した種結晶膜の付いたサファイア基板をそれぞれ再びＭＯＣＶＤ炉に入れ、窒素ガスを流しながら基板温度を１１００℃まで上げた後、窒素ガスを止め、水素ガスを流しながらＴＭＧ（トリメチルガリウム）とアンモニアとを原料として窒化ガリウム結晶層を５μｍの厚さにまで成長させて種結晶基板を作製し、ＭＯＣＶＤ炉から取り出した。この種結晶膜表面の転位密度をＣＬ法により測定し計測したところ、いずれも７×１０９個／ｃｍ２程度であった。
　得られたそれぞれの基板の上に、実施例１と同じ方法によりフラックス法により窒化ガリウム単結晶を堆積させたところ、条件Ｂ’~Ｆ’の基板表面に透明な窒化ガリウム単結晶が約３００μｍの厚さで堆積していた。条件Ａ’では、窒化ガリウム層が消失し、サファイア基板表面が現れていた。この理由は、フラックス法による窒化ガリウム層形成過程で窒化ガリウム層がサファイア基板から自然剥離したものと考えられる。
　条件Ａ’を除いた条件Ｂ’~Ｆ’の５種類についてダイヤモンド砥粒による研磨にて平坦化し、窒化ガリウム層の厚さが７０μｍ、直径４インチのｃ面ＧａＮテンプレート（複合基板）を得た。このＧａＮテンプレートの転位密度をＣＬ法により計測したところ、おおむね１０６~１０７個／ｃｍ２程度と、種結晶基板よりも転位を一層低減する効果が確認された。（この基板を「低転位ＧａＮテンプレート」と呼ぶ）
　条件Ｂ’~Ｆ’の５種類の低転位ＧａＮテンプレートをＭＯＣＶＤ炉内に入れ、水素とアンモニアガスの混合雰囲気中で１１００℃にまで昇温し、その温度にてＴＭＧ、アンモニア原料として絶縁性のｕｄ−ＧａＮ層を２μｍの厚さに成長させた後、モノシランを原料ガスに混入させ、ｎ−ＧａＮ層を２μｍの厚さに成長させた。その後、原料を止め、基板温度を室温まで下げた後、基板を取り出した。
　条件Ｂ’~Ｆ’では、窒化ガリウム結晶層はサファイア基板から剥離することはなかった。条件Ｂ’、Ｃ’、Ｄ’、Ｅ’については、平坦な表面が得られた。一方、条件Ｆ’については、窒化ガリウム層表面に亀裂が生じていた。
　条件Ｂ’、Ｃ’、Ｄ’、Ｅ’については均一な層が形成され、各条件ともキャリア濃度Ｎ＝１×１０１７ｃｍ−３、移動度μ＝６５０ｃｍ２／Ｖｓが得られた。以上より、ボイドの割合は４．５％~１２．５％であれば窒化ガリウム層の亀裂やサファイア基板の割れを防ぐことが可能となる。
　この窒化ガリウム単結晶基板表面の転位密度をＣＬ法により計測したところ、おおむね１０６~１０７個／ｃｍ２程度と、低転位ＧａＮテンプレートと同等の転位密度であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 （実験４）
　まず、実験１の条件Ｃと同様にして、種結晶基板を作製した。この種結晶基板上に、実験１と同様にして、Ｎａフラックス法にて窒化ガリウム結晶を育成した。透明な窒化ガリウム単結晶が約３００μｍの厚さで堆積していた。
　次いで、ダイヤモンド砥粒による研磨にて、透明な窒化ガリウム単結晶の表面を平坦化した。ただし、窒化ガリウム層の厚さは、表４に示すように種々変更し、各複合基板を得た。
　各複合基板上に、実験１と同様にして、ｎ−ＧａＮ層を２μｍの厚さに成長させた。その後、原料を止め、基板温度を室温まで下げた後、基板を取り出した。
　得られた各基板について、亀裂の有無、キャリア濃度、移動度、ｎ−ＧａＮ層表面の転位密度を計測した。結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
 （用途）
　本発明は、高品質であることが要求される技術分野、例えばポスト蛍光灯といわれている高演色性の白色ＬＥＤや高速高密度光メモリ用青紫レーザディスク、ハイブリッド自動車用のインバータに用いるパワーデバイスなどに用いることができる。
　本発明の特定の実施形態を説明してきたけれども、本発明はこれら特定の実施形態に限定されるものではなく、請求の範囲の範囲から離れることなく、種々の変更や改変を行いながら実施できる。

Claims (18)

  1. 　サファイア基板、前記サファイア基板の表面に設けられた窒化ガリウム結晶からなる種結晶膜、およびこの種結晶膜上に結晶成長した厚さ２００μｍ以下の窒化ガリウム結晶層を備える複合基板であって、
    　前記サファイア基板と前記種結晶膜との界面にボイドが設けられており、このボイド比率が４．５~１２．５％であることを特徴とする、複合基板。
  2. 　請求項１記載の複合基板、および前記窒化ガリウム結晶層上に気相法によって形成された１３族元素窒化物からなる機能層を備えていることを特徴とする、機能素子。
  3. 　前記機能層が発光機能を有することを特徴とする、請求項２記載の機能素子。
  4. 　サファイア基板、および前記サファイア基板上に結晶成長した厚さ２００μｍ以下の窒化ガリウム結晶層を備える複合基板を製造する方法であって、
    　前記サファイア基板上に窒化ガリウムからなる下地膜を気相成長法により形成する下地膜形成工程；
    　前記サファイア基板および前記下地膜を水素存在下に加熱処理することによって、前記下地膜を除去して前記サファイア基板の表面を粗面化するエッチング工程；
    　次いで前記サファイア基板の表面に窒化ガリウム結晶からなる種結晶膜を気相成長法によって形成する種結晶膜形成工程；および
    　前記窒化ガリウム結晶層を前記種結晶膜上にフラックス法によって育成する結晶育成工程
    を備えていることを特徴とする、複合基板の製造方法。
  5. 　前記エッチング工程を、前記下地膜の形成温度以上、１２６０℃以下の温度で実施することを特徴とする、請求項４記載の方法。
  6. 　請求項４または５記載の方法によって得られた複合基板の前記窒化ガリウム結晶層上に気相法によって１３族元素窒化物からなる機能層を形成することを特徴とする、１３族元素窒化物からなる機能層の製造方法。
  7. 　前記機能層が発光機能を有することを特徴とする、請求項６記載の方法。
  8. 　請求項４または５記載の方法によって得られたことを特徴とする、複合基板。
  9. 　請求項８記載の複合基板、および前記窒化ガリウム結晶層上に気相法によって形成された１３族元素窒化物からなる機能層を備えていることを特徴とする、機能素子。
  10. 　前記機能層が発光機能を有することを特徴とする、請求項９記載の機能素子。
  11. 　サファイア基板、および前記サファイア基板上に結晶成長した厚さ２００μｍ以下の窒化ガリウム結晶層を備える複合基板を製造する方法であって、
    　前記サファイア基板の上に１３族元素窒化物からなる光吸収層を設ける工程；
    　次いで前記光吸収層上に窒化ガリウム結晶からなる種結晶膜を形成する種結晶膜形成工程；
    　次いで前記光吸収層にレーザ光を照射することによってボイドを形成するボイド生成工程；および
    　前記窒化ガリウム結晶層を前記種結晶膜上にフラックス法によって育成する結晶育成工程
    を備えていることを特徴とする、複合基板の製造方法。
  12. 　前記レーザ光としてパルスレーザを用いることを特徴とする、請求項１１記載の方法。
  13. 　前記光吸収層が窒化ガリウム結晶からなることを特徴とする、請求項１１または１２記載の方法。
  14. 　請求項１１~１３のいずれか一つの請求項に記載の方法によって得られた複合基板の前記窒化ガリウム結晶層上に気相法によって１３族元素窒化物からなる機能層を形成することを特徴とする、１３族元素窒化物からなる機能層の製造方法。
  15. 　前記機能層が発光機能を有することを特徴とする、請求項１４記載の方法。
  16. 　請求項１１~１３のいずれか一つの請求項に記載の方法によって得られたことを特徴とする、複合基板。
  17. 　請求項１６記載の複合基板、および前記窒化ガリウム結晶層上に気相法によって形成された１３族元素窒化物からなる機能層を備えていることを特徴とする、機能素子。
  18. 　前記機能層が発光機能を有することを特徴とする、請求項１７記載の機能素子。
PCT/JP2013/070264 2012-08-30 2013-07-19 複合基板、その製造方法、１３族元素窒化物からなる機能層の製造方法および機能素子 WO2014034338A1 (ja)

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CN201380001900.1A CN103814160B (zh) 2012-08-30 2013-07-19 复合基板、其制造方法、13族元素氮化物构成的功能层的制造方法以及功能元件
US14/140,234 US9231155B2 (en) 2012-08-30 2013-12-24 Composite substrates, a method of producing the same, a method of producing functional layers made of nitrides of group 13 elements, and functional devices

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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017163548A1 (ja) * 2016-03-24 2017-09-28 日本碍子株式会社 種結晶基板の製造方法、１３族元素窒化物結晶の製造方法および種結晶基板
WO2019065689A1 (ja) * 2017-09-27 2019-04-04 日本碍子株式会社 下地基板、機能素子および下地基板の製造方法
JP2019167294A (ja) * 2019-07-04 2019-10-03 株式会社サイオクス 結晶基板の製造方法および結晶基板

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9718249B2 (en) 2012-11-16 2017-08-01 Apple Inc. Laminated aluminum oxide cover component
DE102013004558B4 (de) 2013-03-18 2018-04-05 Apple Inc. Verfahren zur Herstellung einer oberflächenverspannten Saphirscheibe, oberflächenverspannte Saphirscheibe und elektrisches Gerät mit einer transparenten Abdeckung
DE102013004559B4 (de) * 2013-03-18 2015-07-23 Apple Inc. Bruchstabile Saphirscheibe und Verfahren zu ihrer Herstellung
WO2016051890A1 (ja) * 2014-09-29 2016-04-07 日本碍子株式会社 窒化ガリウム自立基板、発光素子及びそれらの製造方法
WO2017098756A1 (ja) * 2015-12-11 2017-06-15 日本碍子株式会社 １３族元素窒化物結晶基板および機能素子
CN105551939B (zh) * 2015-12-29 2018-02-13 北京大学 自组装制备带空腔的iii‑v族氮化物复合衬底的方法
JP6986024B2 (ja) * 2016-10-28 2021-12-22 日本碍子株式会社 複合基板および機能素子
JP7117690B2 (ja) * 2017-09-21 2022-08-15 国立大学法人大阪大学 Ｉｉｉ－ｖ族化合物結晶の製造方法および半導体装置の製造方法
CN111094637B (zh) * 2017-09-27 2022-04-22 日本碍子株式会社 基底基板、功能元件及基底基板的制造方法
WO2020194803A1 (ja) * 2019-03-28 2020-10-01 日本碍子株式会社 下地基板及びその製造方法
US11269374B2 (en) 2019-09-11 2022-03-08 Apple Inc. Electronic device with a cover assembly having an adhesion layer
CN111769036B (zh) * 2020-07-07 2023-03-21 东莞市中镓半导体科技有限公司 氮化镓单晶衬底的制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004247711A (ja) * 2003-01-20 2004-09-02 Matsushita Electric Ind Co Ltd Ｉｉｉ族窒化物基板の製造方法
JP2005281067A (ja) * 2004-03-30 2005-10-13 Sumitomo Electric Ind Ltd Ｉｉｉ族窒化物結晶基板およびその製造方法ならびにｉｉｉ族窒化物半導体デバイス
JP2007525652A (ja) * 2003-05-30 2007-09-06 シーティーアイ ペット システムズ インコーポレイテッド レーザー技術による検知器コンポーネントの作製方法
WO2009011407A1 (ja) * 2007-07-13 2009-01-22 Ngk Insulators, Ltd. Ｉｉｉ族窒化物単結晶の製造方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3957918B2 (ja) * 1999-05-17 2007-08-15 独立行政法人科学技術振興機構 窒化ガリウム単結晶の育成方法
FR2817395B1 (fr) * 2000-11-27 2003-10-31 Soitec Silicon On Insulator Procede de fabrication d'un substrat notamment pour l'optique, l'electronique ou l'optoelectronique et substrat obtenu par ce procede
US7459025B2 (en) * 2002-06-03 2008-12-02 Tien-Hsi Lee Methods for transferring a layer onto a substrate
JP4088111B2 (ja) * 2002-06-28 2008-05-21 日立電線株式会社 多孔質基板とその製造方法、ＧａＮ系半導体積層基板とその製造方法
US7524691B2 (en) * 2003-01-20 2009-04-28 Panasonic Corporation Method of manufacturing group III nitride substrate
JP4457576B2 (ja) * 2003-05-08 2010-04-28 住友電気工業株式会社 Ｉｉｉ−ｖ族化合物結晶およびその製造方法
US7309534B2 (en) * 2003-05-29 2007-12-18 Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. Group III nitride crystals usable as group III nitride substrate, method of manufacturing the same, and semiconductor device including the same
JP4920875B2 (ja) * 2003-05-29 2012-04-18 パナソニック株式会社 Ｉｉｉ族窒化物結晶の製造方法、およびｉｉｉ族窒化物基板の製造方法
JP4901115B2 (ja) * 2004-03-04 2012-03-21 昭和電工株式会社 窒化ガリウム系半導体素子
CN100505166C (zh) * 2006-12-19 2009-06-24 东莞市中镓半导体科技有限公司 在异质基底上制备高质量GaN单晶厚膜的方法
KR20100049274A (ko) * 2008-11-03 2010-05-12 삼성엘이디 주식회사 질화물 반도체 발광소자 및 그 제조방법
KR20110113655A (ko) * 2009-03-03 2011-10-17 우베 고산 가부시키가이샤 발광 소자 형성용 복합 기판, 발광 다이오드 소자, 백색 발광 다이오드 소자, 및 그 제조 방법
WO2012050888A2 (en) * 2010-09-28 2012-04-19 North Carolina State University Gallium nitride based structures with embedded voids and methods for their fabrication
KR20120079392A (ko) * 2011-01-04 2012-07-12 (주)세미머티리얼즈 반도체 발광소자의 제조방법
JP2012151261A (ja) * 2011-01-19 2012-08-09 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 半導体発光素子、半導体発光素子の保護膜及びその作製方法
JP5488562B2 (ja) * 2011-10-21 2014-05-14 日立金属株式会社 窒化物半導体基板の製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004247711A (ja) * 2003-01-20 2004-09-02 Matsushita Electric Ind Co Ltd Ｉｉｉ族窒化物基板の製造方法
JP2007525652A (ja) * 2003-05-30 2007-09-06 シーティーアイ ペット システムズ インコーポレイテッド レーザー技術による検知器コンポーネントの作製方法
JP2005281067A (ja) * 2004-03-30 2005-10-13 Sumitomo Electric Ind Ltd Ｉｉｉ族窒化物結晶基板およびその製造方法ならびにｉｉｉ族窒化物半導体デバイス
WO2009011407A1 (ja) * 2007-07-13 2009-01-22 Ngk Insulators, Ltd. Ｉｉｉ族窒化物単結晶の製造方法

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017163548A1 (ja) * 2016-03-24 2017-09-28 日本碍子株式会社 種結晶基板の製造方法、１３族元素窒化物結晶の製造方法および種結晶基板
JP6223647B1 (ja) * 2016-03-24 2017-11-01 日本碍子株式会社 種結晶基板の製造方法、１３族元素窒化物結晶の製造方法および種結晶基板
DE112017001472T5 (de) 2016-03-24 2018-11-29 Ngk Insulators, Ltd. Verfahren zur Herstellung von Impfkristallsubstraten und Gruppe 13-Element-Nitridkristallen, und Impfkristallsubstrate
US10192738B2 (en) 2016-03-24 2019-01-29 Ngk Insulators, Ltd. Methods of producing seed crystal substrates and group 13 element nitride crystals, and seed crystal substrates
WO2019065689A1 (ja) * 2017-09-27 2019-04-04 日本碍子株式会社 下地基板、機能素子および下地基板の製造方法
JPWO2019065689A1 (ja) * 2017-09-27 2020-11-26 日本碍子株式会社 下地基板、機能素子および下地基板の製造方法
US11437233B2 (en) 2017-09-27 2022-09-06 Ngk Insulators, Ltd. Base substrate, functional element, and method for manufacturing base substrate
JP7161483B2 (ja) 2017-09-27 2022-10-26 日本碍子株式会社 下地基板、機能素子および下地基板の製造方法
JP2019167294A (ja) * 2019-07-04 2019-10-03 株式会社サイオクス 結晶基板の製造方法および結晶基板
JP7141984B2 (ja) 2019-07-04 2022-09-26 株式会社サイオクス 結晶基板

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