WO2015012218A1 - 複合基板、その製造方法、機能素子および種結晶基板 - Google Patents

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倉岡　義孝
康範 岩崎
隆史 吉野
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Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a group 13 element nitride composite substrate, an epi-wafer produced by this method, and an electronic device.
  • a nitride gallium single crystal substrate having a low dislocation density can be obtained by a flux method which is a kind of liquid phase method.
  • a flux method which is a kind of liquid phase method.
  • a seed crystal is generally used, and GaN is grown starting from the seed crystal.
  • a wafer seed crystal substrate in which a seed crystal layer of about 1 to 20 ⁇ m is grown on a sapphire substrate by a vapor phase method such as MOCVD method or HVPE method is used (Patent Document 1).
  • MOCVD method In place of the conventional sapphire substrate, a nitride semiconductor film is formed on a silicon substrate by metal organic chemical vapor deposition (MOCVD) to form a power device structure or an LED element structure. I came. Silicon substrates have the advantage that large sized wafers can be obtained.
  • Composite substrate For manufacturing semiconductor devices such as blue LEDs, blue-violet semiconductor lasers, and power semiconductors, a composite substrate in which a substrate made of a group III nitride such as gallium nitride and a base substrate are bonded can be used (Patent Document 2).
  • the silicon substrate and sapphire substrate are polished thinly to make alumina or AlN polycrystalline substrate with higher thermal conductivity. What is pasted together is common.
  • Non-Patent Document 1 When using a silicon substrate, it is necessary to form a multilayer structure with a complex stack of GaN, AlGaN, AlN, etc., and to form a thick GaN layer on it, especially for power device applications in order to achieve a high breakdown voltage device. Yes (Non-Patent Document 1). Furthermore, it is difficult to reduce the dislocation density in a GaN thin film formed on a silicon substrate by MOCVD.
  • a seed crystal substrate having a size equal to or larger than the wafer size is required.
  • a silicon substrate can be obtained easily and inexpensively. Therefore, it is industrially useful if a GaN thin film can be formed on a silicon substrate by MOCVD to form a seed crystal substrate.
  • MOCVD MOCVD
  • the present invention is as follows. (1) A polycrystalline ceramic substrate, a silicon substrate directly bonded to the polycrystalline ceramic substrate, a seed crystal film made of a group 13 element nitride provided on the silicon substrate by a vapor phase method, and the seed A composite substrate comprising a gallium nitride crystal layer crystal-grown by a flux method on a crystal film. (2) The composite substrate according to (1), wherein the group 13 element nitride is gallium nitride. (3) The composite substrate according to (1) or (2), wherein the polycrystalline ceramic substrate is made of alumina or aluminum nitride. (4) The composite substrate of (1) to (3), wherein the silicon substrate is thinned.
  • a method for producing a composite substrate comprising: (9) The method according to (8), wherein the group 13 element nitride is gallium nitride. (10) The method according to (8) or (9), wherein the polycrystalline ceramic substrate is made of alumina or aluminum nitride. (11) The method of (8) to (10), comprising a step of thinning the silicon substrate.
  • a polycrystalline ceramic substrate, a silicon substrate directly bonded to the polycrystalline ceramic substrate, and a seed crystal film made of a group 13 element nitride provided on the silicon substrate by a vapor phase method are provided.
  • a base substrate obtained by bonding and compounding a polycrystalline ceramic substrate of alumina or AlN by direct bonding to a silicon substrate is used.
  • the silicon surface is made of a group 13 element nitride.
  • a seed crystal film is formed by a vapor phase method (in particular, MOCVD method). This substrate is used as a seed crystal substrate, and a flux method is applied. This makes it possible to create a GaN template substrate (composite substrate) in which a liquid phase method GaN with good crystallinity is thickly formed on a GaN thin film without causing silicon that causes growth inhibition when the flux method is applied to the flux. .
  • a GaN template substrate with good crystallinity can be obtained by using a seed crystal substrate in which gallium nitride is grown on a base substrate obtained by combining an inexpensive and large-sized silicon substrate and a polycrystalline ceramic substrate.
  • the performance of the LED and power device can be improved and the heat dissipation can be improved without using expensive single crystal SiC that is normally used.
  • both main surfaces of the silicon substrate are covered with the polycrystalline ceramic and the seed crystal film. It is possible to suppress dissolution of the silicon substrate by the melt during crystal growth. When the silicon substrate is thinned, the effect of preventing dissolution is further enhanced.
  • the silicon substrate when the silicon substrate is thinned, it is possible to minimize the contact of the silicon substrate with the melt without the need to cover the side surfaces of the silicon substrate, thereby reducing the manufacturing cost. it can.
  • FIG. 1A is a schematic diagram showing a state in which a silicon substrate 1 is formed on a polycrystalline ceramic substrate
  • FIG. 1B is a schematic diagram showing a base substrate 7
  • FIG. FIG. 3 is a schematic diagram showing a seed crystal substrate 8.
  • FIG. 2A is a schematic diagram illustrating the composite substrate 9
  • FIG. 2B is a schematic diagram illustrating the light emitting element 10.
  • the silicon substrate 1 is directly bonded to the polycrystalline ceramic substrate 2.
  • 1b is a bonding surface of the silicon substrate to the polycrystalline ceramic substrate, 1a is an exposed main surface, and 7 is an exposed side surface.
  • the silicon substrate 1 is thinned to form a thinned silicon substrate 1A.
  • 1c is a processed surface of the thinned silicon substrate, and 7A is an exposed side surface.
  • a base substrate 7 is formed by the silicon substrate 1 ⁇ / b> A and the polycrystalline ceramic substrate 2.
  • the seed crystal film 3 is formed on the processed surface 1c of the silicon substrate 1A, and the seed crystal substrate 8 is obtained.
  • a gallium nitride crystal layer 4 is formed on the seed crystal film 3 by a flux method to obtain a GaN template substrate (composite substrate) 9.
  • the light emitting element structure 5 is formed on the GaN template substrate 9 to obtain the functional element 10 (FIG. 2B).
  • Examples of the polycrystalline ceramic substrate 2 include alumina and aluminum nitride.
  • the bonding method of the polycrystalline ceramic substrate and the silicon substrate can be directly bonded by, for example, polishing both substrates, irradiating with an argon beam, bringing the polished surfaces into contact with each other in a vacuum and applying a load.
  • the thickness it is preferable to reduce the thickness to, for example, 8 ⁇ m or less by thinning the silicon substrate.
  • a polishing process is preferable.
  • the thickness of the silicon substrate after the thinning process is preferably 8 ⁇ m or less, more preferably 3 ⁇ m or less.
  • the thickness of the thinned silicon substrate is usually 0.2 ⁇ m or more, and preferably 0.5 ⁇ m or more.
  • the thickness of the silicon substrate is preferably 30 ⁇ m or less.
  • the seed crystal film is formed on the silicon substrate, it is also possible to cover the side surface of the silicon substrate with the seed crystal film to prevent the silicon substrate from being exposed.
  • a seed crystal film made of a group 13 element nitride is provided on a silicon substrate by a vapor phase method.
  • the seed crystal film may be a single layer or may include a buffer layer on the base substrate side.
  • a vapor phase growth method can be cited, and a metal organic chemical vapor deposition (MOCVD) method, a hydride vapor deposition (HVPE) method, a pulse excitation deposition ( PXD) method, MBE method, and sublimation method.
  • MOCVD metal organic chemical vapor deposition
  • HVPE hydride vapor deposition
  • PXD pulse excitation deposition
  • MBE method MBE method
  • sublimation method sublimation method.
  • the MOCVD method is particularly preferable.
  • 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.
  • the group 13 element nitride is preferably GaN, AlN, GaAlN, GaInN, AlInN, or GaAlInN.
  • a gallium nitride crystal layer is formed on the seed crystal film 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 is particularly preferred.
  • gallium raw material is mixed and used for the flux.
  • gallium source material gallium simple substance, gallium alloy, and gallium compound can be applied, but gallium simple substance is also preferable in terms of handling.
  • the growth temperature of the gallium nitride crystal in the flux method and the holding time during the growth are not particularly limited, and are appropriately changed according to the composition of the flux.
  • the growth temperature is preferably 800 to 950 ° C., and more preferably 850 to 900 ° C.
  • single crystals are 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.
  • a functional layer is formed on the composite substrate thus obtained by a vapor phase method.
  • a semiconductor light emitting diode LED
  • MOCVD method a semiconductor light emitting diode
  • the film forming temperature of the functional layer is preferably 1000 ° C. or higher, more preferably 1050 ° C. or higher, from the viewpoint of crystal quality. Further, from the viewpoint of not deteriorating the crystal quality of 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.
  • Examples of the additive include carbon and transition metals (iron, manganese, titanium, chromium, etc.).
  • the light-emitting element structure 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.
  • an n-type contact layer, an n-type cladding layer, an active layer, a p-type cladding layer, and a p-type contact layer are formed on a gallium nitride crystal layer to constitute a light emitting element structure.
  • the present invention can be used in technical fields that are required to have high quality, such as high color rendering high-intensity white LEDs, blue-violet lasers for high-speed and high-density optical disks, and power devices used in inverters for hybrid vehicles.
  • a polycrystalline ceramic substrate 2 made of aluminum nitride having a diameter of 4 inches and a thickness of 500 ⁇ m was prepared, and planarized by polishing with diamond abrasive grains.
  • the polished surface was observed in an area of 10 ⁇ m ⁇ with an atomic force microscope (AFM), and the surface roughness was measured.
  • the root mean square roughness was 0.8 nm.
  • the polished polycrystalline ceramic substrate 2 made of aluminum nitride and the (111) -plane silicon substrate 1 having a diameter of 4 inches and a thickness of 300 ⁇ m polished on both sides are placed in a vacuum chamber. Argon beam irradiation was performed for 3 minutes. Thereafter, the irradiated surfaces were brought into contact with each other in a vacuum chamber, and bonded by applying a load of 1 ton at room temperature to obtain a composite wafer.
  • the silicon surface of the composite wafer 7 was polished with diamond abrasive grains.
  • the silicon was polished to a thickness of 5 ⁇ m to form a thin film, and then the wafer was chamfered by a beveling process. Tapering was performed by beveling so that the silicon surface was 0.5 mm inside from the outer periphery of the polycrystalline ceramic substrate.
  • the polished surface of the silicon surface was observed with an AFM in an area of 10 ⁇ m ⁇ and the surface roughness was measured, the root mean square roughness was 0.1 nm or less.
  • the reactor internal pressure was 10 kPa
  • TMA bubbling gas was introduced into the reactor at a predetermined flow rate ratio, and NH 3 and TMA were reacted to form an AlN film with a thickness of 100 nm. Thereafter, NH 3 , TMA and TMG were reacted to form an AlGaN film with a thickness of 40 nm.
  • the GaN film 3 was grown to a thickness of 3 ⁇ m using TMG (trimethylgallium) and ammonia as raw materials. Thereafter, the substrate temperature was lowered to room temperature, and the composite wafer was taken out.
  • TMG trimethylgallium
  • the GaN crystal layer 4 was grown by the flux method.
  • the raw materials used for the growth are gallium, sodium and lithium.
  • the seed crystal substrate was placed in an alumina crucible so that the flux was in contact with the GaN film formed by the MOCVD method.
  • the crucible was filled with 30 g of gallium, 44 g of sodium, and 30 mg of lithium, respectively, and a GaN single crystal was grown for about 10 hours at a furnace temperature of 900 ° C. and a pressure of 5 MPa.
  • a GaN single crystal was deposited on the substrate surface with a thickness of about 100 ⁇ m.
  • the dislocation density of the gallium nitride single crystal film was calculated by counting dark spots (points that appear darker than the surroundings due to weak light emission) as dislocations appearing on the substrate surface by the CL (cathode luminescence) method.
  • CL cathode luminescence
  • S-3400N Type II manufactured by Hitachi High-Technologies Corporation equipped with a cathodoluminescence detector was used. As a result, the dislocation density was about 7 ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 .
  • the light-emitting element structure 5 was formed on the composite substrate 9 of 4 inch diameter gallium nitride single crystal obtained above.
  • the composite substrate 9 is again placed in the MOCVD furnace, the substrate temperature is raised to 1100 ° C. in a hydrogen / nitrogen mixed atmosphere, and the n-type GaN film is 1 ⁇ m thick using TMG (trimethylgallium) and ammonia as raw materials and silane gas as a dopant. I grew up.
  • TMG trimethylgallium
  • the temperature was decreased to 750 ° C. to form three pairs of InGaN / GaN quantum well structures.
  • the substrate temperature was raised to 1050 ° C., and a p-type GaN film was grown to a thickness of 0.1 ⁇ m using TMG (trimethylgallium) and ammonia as raw materials and Cp 2 Mg as a dopant.

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Abstract

　複合基板は、多結晶セラミック基板、多結晶セラミック基板に対して直接接合されているシリコン基板、シリコン基板上に気相法によって設けられた１３族元素窒化物からなる種結晶膜、およびこの種結晶膜上にフラックス法によって結晶成長した窒化ガリウム結晶層を備える。

Description

複合基板、その製造方法、機能素子および種結晶基板
　本発明は、１３族元素窒化物複合基板の作製方法、この方法で作製されたエピウェハー、および電子デバイスに関するものである。
（フラックス法）
　液相法の一種であるフラックス法により転位密度の低い窒化物ガリウム単結晶基板を得ることが出来る。フラックス法によるＧａＮ単結晶成長では、一般的に種結晶を用い、そこを起点としてＧａＮを成長させる。成長用の基板はサファイア基板上にＭＯＣＶＤ法やＨＶＰＥ法などの気相法により1～20μm程度の種結晶層を成長させたウェハー（種結晶基板）を用いる（特許文献１）。
（ＭＯＣＶＤ法）
　従来のサファイア基板に代わり、シリコン基板上に窒化物半導体を有機金属化学気相成長（ＭＯＣＶＤ）法により成膜し、パワーデバイス構造やＬＥＤ素子構造を形成するということも盛んに行われるようになってきた。シリコン基板は大きなサイズのウェハーが入手できるメリットがある。
（複合基板）
　青色ＬＥＤ，青紫色半導体レーザー及びパワー半導体などの半導体デバイスの製作に、窒化ガリウムなどのIII族窒化物からなる基板と下地基板とを貼り合わせた複合基板を用いることができる（特許文献２）。
　窒化ガリウム薄膜を使ったパワーデバイスやＬＥＤ素子では、素子形成工程後、放熱性を向上させる観点から、シリコン基板やサファイア基板を薄く研磨し、より熱伝導性の高いアルミナやＡｌＮ多結晶基板などに貼り合わせているものが一般的である。
　シリコン基板を用いた場合、とくにパワーデバイス用途では高耐圧デバイスとするために、GaN,AlGaN,AlNなどを複雑に積層した多層膜構造を形成し、その上にＧａＮ層を厚く成膜する必要がある（非特許文献１）。さらに、シリコン基板上にＭＯＣＶＤ法により形成したＧａＮ薄膜は、転位密度を低減するのが難しい。
　フラックス法にて大きなサイズのウェハーを得ようとすると、そのウェハーサイズと同じ程度かそれ以上のサイズの種結晶基板が必要である。サファイア基板と比較してシリコン基板は大きなサイズのウェハーを容易かつ安価に入手できるため、シリコン基板上にＭＯＣＶＤ法によりＧａＮ薄膜を形成し種結晶基板とできれば、工業的に有用である。しかしながら、一般にシリコン基板のある種結晶基板を用いると、フラックス法でＧａＮ単結晶を得ることが難しい。その理由は、シリコンがフラックスとして用いられるナトリウムに溶解しやすく、さらにフラックス中のシリコン濃度が上がるとＧａＮ結晶の育成速度が極度に低下し、ほとんどＧａＮ結晶が成長しないためである。実際に、シリコン基板を用いた種結晶基板をフラックス法による単結晶ＧａＮ育成に適用すると、シリコン基板がフラックスに完全に溶融する上、ＧａＮ単結晶の育成も見られない。またシリコンの溶融を極力抑制できるとしても、フラックスにシリコンがわずかでも溶解すれば意図しない不純物としてＧａＮ結晶中に混入するため、ＧａＮ単結晶のキャリア濃度制御が難しいことが容易に想像される。
　本発明は以下のものである。
　（１）　多結晶セラミック基板、前記多結晶セラミック基板に対して直接接合されているシリコン基板、前記シリコン基板上に気相法によって設けられた１３族元素窒化物からなる種結晶膜、およびこの種結晶膜上にフラックス法によって結晶成長した窒化ガリウム結晶層を備えることを特徴とする、複合基板。
　（２）　前記１３族元素窒化物が窒化ガリウムであることを特徴とする、（１）の複合基板。
　（３）　前記多結晶セラミック基板が、アルミナあるいは窒化アルミニウムからなる（１）～（２）記載の複合基板。
　（４）　前記シリコン基板が薄層化されていることを特徴とする、（１）～（３）の複合基板。
　（５）　前記シリコン基板は、０．２ミクロン以上、８ミクロン以下の厚さに薄層化されていることを特徴とする（４）記載の複合基板。
　（６）　（１）～（５）のいずれかに記載の複合基板、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。
　（７）　前記機能層が発光機能を有することを特徴とする、（６）の機能素子。
　（８）　多結晶セラミック基板とシリコン基板とを直接接合してなる複合基板の前記シリコン基板上に、１３族元素窒化物からなる種結晶膜を気相法によって成膜する工程；および
　前記種結晶膜上に窒化ガリウム結晶層をフラックス法によって育成する工程；
を有することを特徴とする、複合基板の製造方法。
　（９）　前記１３族元素窒化物が窒化ガリウムであることを特徴とする、（８）の方法。
　（１０）　前記多結晶セラミック基板が、アルミナあるいは窒化アルミニウムからなる、（８）または（９）記載の方法。
　（１１）　前記シリコン基板を薄層化する工程を有することを特徴とする、（８）～（１０）の方法。
　（１２）　前記シリコン基板を０．２ミクロン以上、８ミクロン以下の厚さに薄層化する工程を有することを特徴とする、（１１）記載の方法。
　（１３）　多結晶セラミック基板、前記多結晶セラミック基板に対して直接接合されているシリコン基板、および前記シリコン基板上に気相法によって設けられた１３族元素窒化物からなる種結晶膜を備えることを特徴とする、種結晶基板。
　（１４）　前記１３族元素窒化物が窒化ガリウムであることを特徴とする、（１３）の種結晶基板。
　（１５）　前記多結晶セラミック基板が、アルミナあるいは窒化アルミニウムからなる、（１３）または（１４）記載の種結晶基板。
　（１６）　前記シリコン基板が薄層化されていることを特徴とする、（１３）～（１５）の種結晶基板。
　（１７）　前記シリコン基板は、０．２ミクロン以上、８ミクロン以下の厚さに薄層化されていることを特徴とする（１６）記載の種結晶基板。
　シリコン基板に対して、アルミナやＡｌＮの多結晶セラミック基板を直接接合により貼り合わせ複合化した下地基板を用い、好ましくはこのシリコン基板を薄く加工した後、シリコン面に、１３族元素窒化物からなる種結晶膜を気相法（特にＭＯＣＶＤ法）により成膜する。この基板を種結晶基板とし、フラックス法を適用する。これにより、フラックス法適用時に成長阻害を起こすシリコンがフラックスに接触することなく、ＧａＮ薄膜上に結晶性の良好な液相法ＧａＮが厚く成膜された、ＧａＮテンプレート基板（複合基板）を作成できる。
　さらに、シリコン基板と多結晶セラミック基板の複合化によって、１３族元素窒化物厚膜成長に際して発生する応力による反りやクラックを抑制できる利点がある。そのため、ＭＯＣＶＤ法にてシリコン基板上に高耐圧パワーデバイスを作製するために厚いＧａＮ層を形成する必要がある場合でも、複雑な多層応力緩和層を大幅に簡略化、あるいは不要とすることができ、生産性を向上させることができる。
　以上により、安価でサイズの大きいシリコン基板と多結晶セラミック基板を複合化した下地基板上に窒化ガリウムを成長させた種結晶基板を用いて、結晶性の良好なＧａＮテンプレート基板を得ることができる。この結果、通常使用されている高価な単結晶ＳｉＣを使用せずに、ＬＥＤやパワーデバイスの性能を上げ、さらに放熱性を向上させることができる。
　更にシリコン基板と多結晶セラミック基板を複合化した下地基板のシリコン上に種結晶膜を設けることにより、シリコン基板の両方の主面は多結晶セラミックと種結晶膜によって被覆されるので、フラックス法による結晶育成時において融液によるシリコン基板の溶解を抑制できる。シリコン基板が薄層化加工されていると、一層溶解防止効果が高まる。
　特にそのシリコン基板を薄層化した場合には、シリコン基板の側面を被覆する必要性なしに、シリコン基板の融液への接触を最小限とすることができるので、製造コストを低減することができる。
図１（ａ）は、多結晶セラミック基板上にシリコン基板１を形成した状態を示す模式図であり、図１（ｂ）は、下地基板７を示す模式図であり、図１（ｃ）は、種結晶基板８を示す模式図である。 図２（ａ）は、複合基板９を示す模式図であり、図２（ｂ）は、発光素子１０を示す模式図である。
　図１（ａ）に示すように、多結晶セラミック基板２に対してシリコン基板１を直接接合する。１ｂはシリコン基板の多結晶セラミック基板への接合面であり、１ａは露出した主面であり、７は露出した側面である。次いで、図１（ｂ）に示すように、シリコン基板１を薄層化加工し、薄層化されたシリコン基板１Ａを形成する。１ｃは、薄層化されたシリコン基板の加工面であり、７Ａは露出した側面である。このシリコン基板１Ａと多結晶セラミック基板２とによって下地基板７が形成される。
　次いで、図１（ｃ）に示すように、シリコン基板１Ａの加工面１ｃ上に種結晶膜３を形成し、種結晶基板８を得る。
　次いで、図２（ａ）に示すように、種結晶膜３上に、フラックス法によって窒化ガリウム結晶層４を形成し、ＧａＮテンプレート基板（複合基板）９を得る。次いで、必要に応じて、ＧａＮテンプレート基板９上に、発光素子構造５を形成し、機能素子１０を得る（図２（ｂ））。
　多結晶セラミック基板２としては、アルミナ、窒化アルミニウムなどを例示できる。
　多結晶セラミック基板とシリコン基板との接合方法は、例えば両方の基板を研磨し、アルゴンビームを照射し、真空中で研磨面どうしを接触させて荷重を加えることで直接接合できる。
　シリコン基板を薄層化加工することで厚さを例えば８μｍ以下に低減することが好ましい。薄層化加工としては、研磨加工が好ましい。薄層化加工後のシリコン基板の厚さは、８μｍ以下が好ましいが、３μｍ以下が更に好ましい。このようにシリコン基板を薄くすることによって、シリコン基板の側面の融液への溶解が顕著に抑制される。
　また、薄層化加工の観点からは、薄層化されたシリコン基板の厚さは０．２μｍ以上が通常であり、０．５μｍ以上が好ましい。
　シリコン基板を薄層化加工していない場合でも、当初に多結晶セラミック基板と接合する段階のシリコン基板を可能な限り薄くすることで、シリコン基板の側面の融液への接触を抑制することが可能である。こうした場合にも、シリコン基板の厚さは３０μｍ以下であることが好ましい。
　また、種結晶膜をシリコン基板上に形成するのに際して、種結晶膜によってシリコン基板の側面も被覆し、シリコン基板の露出を防止することも可能である。
　シリコン基板上に、１３族元素窒化物からなる種結晶膜を気相法によって設ける。
　種結晶膜は、一層であってよく、あるいは下地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。ＭＯＣＶＤ法が特に好ましい。
　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。また、１３族元素窒化物は、ＧａＮ、ＡｌＮ、ＧａＡｌＮ、ＧａＩｎＮ、ＡｌＩｎＮ、ＧａＡｌＩｎＮが好ましい。
　次いで、種結晶膜上に、フラックス法によって窒化ガリウム結晶層を形成する。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、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。
　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。
複合基板上に気相法、好ましくは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テンプレートのＧａＮ単結晶とほぼ同じ密度となることから、高輝度化やドループ現象の抑制が可能となる。
　機能層の成膜温度は、結晶品質の観点から、１０００℃以上が好ましく、１０５０℃以上が更に好ましい。また、窒化ガリウム結晶層の結晶品質を低下させないという観点からは、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、遷移金属（鉄、マンガン、チタン、クロムなど）が挙げられる。
　発光素子構造は、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。例えば、窒化ガリウム結晶層上に、ｎ型コンタクト層、ｎ型クラッド層、活性層、ｐ型クラッド層、ｐ型コンタクト層を形成し、発光素子構造を構成する。
　本発明は、高品質であることが要求される技術分野、例えば高演色性の高輝度白色ＬＥＤや高速高密度光ディスク用青紫レーザー、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。
（基板の複合化）
　直径４インチ５００μｍ厚の窒化アルミニウムからなる多結晶セラミック基板２を用意し、ダイヤモンド砥粒を用いて研磨することにより平坦化した。研磨した表面を原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）にて１０μｍ□の領域で観察し、表面粗さを計測したところ、二乗平均粗さで０．８ｎｍであった。
　この研磨した窒化アルミニウムからなる多結晶セラミック基板２と、両面を研磨した直径４インチ３００μｍ厚の（１１１）面シリコン基板１とを真空チャンバー内に入れ、真空中にて、それぞれ研磨した面に対しアルゴンビーム照射を3分間行った。その後、真空チャンバー内にて照射した面を接触させ、常温で１トンの荷重を掛けることで接合し、複合ウェハーとした。
　複合ウェハー７のシリコン面をダイヤモンド砥粒によって研磨した。シリコンの厚さを５μｍ厚にまで研磨し薄膜化し、次にべべリング工程によりウェハーの外周面取り加工を行った。シリコン面が多結晶セラミックス基板の外周から0.5mm内側に収まるようべべリング加工によりテーパー加工を施した。シリコン面の研磨表面をＡＦＭにて１０μｍ□の領域で観察し表面粗さを計測したところ、二乗平均粗さで０．１ｎｍ以下であった。
（種結晶基板作成）
　下地基板７に対して、フッ化水素酸／純水＝１／１０（体積比）なる組成の希フッ酸による希フッ酸洗浄により表面酸化膜を除去した状態とし、これをＭＯＣＶＤ装置のリアクタ内サセプターにセットした。この際、シリコン面に成膜されるように、多結晶セラミック基板２側がサセプターに接するようにした。次いで、リアクタ内を水素・窒素混合雰囲気とし、基板温度が初期層形成温度である１０５０℃となるまで加熱した。
　リアクタ内圧力を１０ｋＰａとし、ＴＭＡバブリングガスを所定の流量比にてリアクタ内に導入し、ＮＨ３とＴＭＡを反応させＡｌＮ膜を１００ｎｍの厚みで形成した。その後、ＮＨ３とＴＭＡとＴＭＧとを反応させ、ＡｌＧａＮ膜を４０ｎｍの厚みで形成した。
　次に、基板温度を保ち、ＴＭＧ（トリメチルガリウム）とアンモニアとを原料としてＧａＮ膜３を３μｍの厚さに成長させた。その後、基板温度を室温まで下げ、複合ウェハーを取り出した。
（フラックス法）
　この複合ウェハーを種結晶基板８としてフラックス法にてＧａＮ結晶層４を育成した。成長に用いた原料は、ガリウム、ナトリウムおよびリチウムである。ＭＯＣＶＤ法により成膜したＧａＮ膜にフラックスが接するように種結晶基板をアルミナるつぼに配置した。このるつぼにガリウム３０ｇ、ナトリウム４４ｇ、リチウム３０ｍｇをそれぞれ充填して、炉内温度９００℃・圧力５ＭＰａにてＧａＮ単結晶を約１０時間育成した。るつぼから種結晶基板８を取り出したところ、基板表面にＧａＮ単結晶が約１００μｍの厚さで堆積していた。
　このようにして得られた複合基板のＧａＮ単結晶を成長させた面を、ダイヤモンド砥粒を用いて研磨することにより平坦化したところ、クラックのない透明な直径４インチの窒化ガリウム単結晶膜の付いた複合基板９を得た。
　ＣＬ(カソードルミネッセンス)法にてダークスポット（発光が微弱のため周囲より暗く見える点）を基板表面に現れた転位として計数することにより、窒化ガリウム単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。その結果、転位密度は７×１０６ｃｍ－２程度であった。
（発光素子構造作成）
　上記で得られた直径４インチ窒化ガリウム単結晶の複合基板９の上に発光素子構造５を成膜した。
　複合基板９を再びＭＯＣＶＤ炉内に入れ、水素・窒素混合雰囲気中で基板温度を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シランガスをドーパントにしてｎ型ＧａＮ膜を１μｍの厚さに成長させた。
　次に７５０℃まで温度を低下させ、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ 量子井戸構造を３対形成した。次いで、基板温度を１０５０℃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Ｃｐ２Ｍｇをドーパントにしてｐ型ＧａＮ膜を０．１μｍの厚さに成長させた。
（比較例１、２）
　シリコン基板１として直径４インチ３００μｍ厚の（１１１）面を使用するが、薄層化研磨加工は行わず、シリコン基板１上にそのまま種結晶膜３を形成した（比較例１）。また、シリコン基板１として直径４インチ５００μｍ厚の（１１１）面シリコン基板を使用するが、多結晶セラミック基板２を用いず、基板の複合化も行わなかった（比較例２）。その他は上記の実施例と同様にして複合基板の作製を試みた。
　この結果、比較例１、２のいずれの場合も、フラックス法によるＧａＮ結晶育成工程にて、シリコン基板１とＧａＮ種結晶膜３がなくなっていた。この原因は、シリコン基板１とＧａＮ種結晶膜３がフラックス中に溶解してしまったものと考えられる。そのため、複合基板９が得られなかった。

Claims (17)

  1. 　多結晶セラミック基板、前記多結晶セラミック基板に対して直接接合されているシリコン基板、前記シリコン基板上に気相法によって設けられた１３族元素窒化物からなる種結晶膜、およびこの種結晶膜上にフラックス法によって結晶成長した窒化ガリウム結晶層を備えることを特徴とする、複合基板。
  2. 　前記１３族元素窒化物が窒化ガリウムであることを特徴とする、請求項１記載の複合基板。
  3. 前記多結晶セラミック基板が、アルミナあるいは窒化アルミニウムからなる、請求項１または２記載の複合基板。
  4. 　前記シリコン基板が薄層化されていることを特徴とする、請求項１～３のいずれか一つの請求項に記載の複合基板。
  5. 　前記シリコン基板は、０．２ミクロン以上、８ミクロン以下の厚さに薄層化されていることを特徴とする、請求項４記載の複合基板。
  6. 　請求項１～５のいずれか一つの請求項に記載の複合基板、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。
  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記載の機能素子。
  8. 　多結晶セラミック基板とシリコン基板とを直接接合してなる複合基板の前記シリコン基板上に、１３族元素窒化物からなる種結晶膜を気相法によって成膜する工程；および
    　前記種結晶膜上に窒化ガリウム結晶層をフラックス法によって育成する工程；
    を有することを特徴とする、複合基板の製造方法。
  9. 　前記１３族元素窒化物が窒化ガリウムであることを特徴とする、請求項８記載の方法。
  10. 　前記多結晶セラミック基板が、アルミナあるいは窒化アルミニウムからなる、請求項８または９記載の方法。
  11. 　前記シリコン基板を薄層化する工程を有することを特徴とする、請求項８～１０のいずれか一つの請求項に記載の方法。
  12. 　前記シリコン基板を、０．２ミクロン以上、８ミクロン以下の厚さに薄層化する工程を有することを特徴とする、請求項１１記載の方法。
  13. 　多結晶セラミック基板、前記多結晶セラミック基板に対して直接接合されているシリコン基板、および前記シリコン基板上に気相法によって設けられた１３族元素窒化物からなる種結晶膜を備えることを特徴とする、種結晶基板。
  14. 　前記１３族元素窒化物が窒化ガリウムであることを特徴とする、請求項１３記載の種結晶基板。
  15. 　前記多結晶セラミック基板が、アルミナあるいは窒化アルミニウムからなる、請求項１３または１４記載の種結晶基板。
  16. 　前記シリコン基板が薄層化されていることを特徴とする、請求項１３～１５のいずれか一つの請求項に記載の種結晶基板。
  17. 　前記シリコン基板は、０．２ミクロン以上、８ミクロン以下の厚さに薄層化されていることを特徴とする、請求項１６記載の種結晶基板。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2020504447A (ja) * 2016-12-28 2020-02-06 クロミス，インコーポレイテッド 縦型パワーデバイスのための方法およびシステム
JPWO2023157547A1 (ja) * 2022-02-17 2023-08-24

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20140127857A1 (en) * 2012-11-07 2014-05-08 Taiwan Semiconductor Manufacturing Company, Ltd. Carrier Wafers, Methods of Manufacture Thereof, and Packaging Methods
CN105591004B (zh) * 2016-03-29 2020-07-10 苏州晶湛半导体有限公司 基于图形化Si衬底的LED外延片及其制备方法
TWI708303B (zh) * 2018-02-22 2020-10-21 國立大學法人大阪大學 基板評價用晶片及基板評價裝置
TWI749928B (zh) * 2020-12-01 2021-12-11 合晶科技股份有限公司 複合基板結構及其製造方法
CN219246703U (zh) * 2022-12-06 2023-06-23 苏州晶湛半导体有限公司 一种复合衬底、外延片及半导体器件
EP4632118A1 (en) * 2024-04-09 2025-10-15 SiCrystal GmbH Layered substrate, method of fabrication of a layered substrate and method for growing an epitaxial layer with the layered substrate
EP4632116A1 (en) * 2024-04-09 2025-10-15 SiCrystal GmbH Layered seed, method of fabrication of a layered seed and method for growing a volume mono crystal with the layered seed

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007290924A (ja) * 2006-04-26 2007-11-08 Toyoda Gosei Co Ltd 電子デバイス用半導体基板、その製造方法、電子デバイス、及び電界効果トランジスタ
WO2010084675A1 (ja) * 2009-01-21 2010-07-29 日本碍子株式会社 ３ｂ族窒化物結晶板
JP2012124473A (ja) * 2010-11-15 2012-06-28 Ngk Insulators Ltd 複合基板及び複合基板の製造方法
WO2013022122A1 (ja) * 2011-08-10 2013-02-14 日本碍子株式会社 １３族元素窒化物膜およびその積層体

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6497763B2 (en) * 2001-01-19 2002-12-24 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Navy Electronic device with composite substrate
US6897138B2 (en) * 2001-06-25 2005-05-24 Toyoda Gosei Co., Ltd. Method and apparatus for producing group III nitride compound semiconductor
US20030089950A1 (en) * 2001-11-15 2003-05-15 Kuech Thomas F. Bonding of silicon and silicon-germanium to insulating substrates
GB2398672A (en) * 2003-02-19 2004-08-25 Qinetiq Ltd Group IIIA nitride buffer layers
US7687827B2 (en) * 2004-07-07 2010-03-30 Nitronex Corporation III-nitride materials including low dislocation densities and methods associated with the same
JP2007214256A (ja) * 2006-02-08 2007-08-23 Toshiba Ceramics Co Ltd Ｓｏｉウェーハ
JP4958207B2 (ja) * 2006-03-16 2012-06-20 豊田合成株式会社 光素子基板の製造方法
TW200741044A (en) 2006-03-16 2007-11-01 Toyoda Gosei Kk Semiconductor substrate, electronic device, optical device, and production methods therefor

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007290924A (ja) * 2006-04-26 2007-11-08 Toyoda Gosei Co Ltd 電子デバイス用半導体基板、その製造方法、電子デバイス、及び電界効果トランジスタ
WO2010084675A1 (ja) * 2009-01-21 2010-07-29 日本碍子株式会社 ３ｂ族窒化物結晶板
JP2012124473A (ja) * 2010-11-15 2012-06-28 Ngk Insulators Ltd 複合基板及び複合基板の製造方法
WO2013022122A1 (ja) * 2011-08-10 2013-02-14 日本碍子株式会社 １３族元素窒化物膜およびその積層体

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2020504447A (ja) * 2016-12-28 2020-02-06 クロミス，インコーポレイテッド 縦型パワーデバイスのための方法およびシステム
JP7118069B2 (ja) 2016-12-28 2022-08-15 クロミス，インコーポレイテッド 縦型パワーデバイスのための方法およびシステム
JPWO2023157547A1 (ja) * 2022-02-17 2023-08-24
WO2023157547A1 (ja) * 2022-02-17 2023-08-24 日本碍子株式会社 Ｉｉｉ族元素窒化物半導体基板および貼り合わせ基板
JP7855673B2 (ja) 2022-02-17 2026-05-08 Ｎｇｋ株式会社 Ｉｉｉ族元素窒化物半導体基板および貼り合わせ基板

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