JP2004107117A

JP2004107117A - Method of obtaining single crystal indium nitride film

Info

Publication number: JP2004107117A
Application number: JP2002269967A
Authority: JP
Inventors: Masataka Towaki; 東脇　正高
Original assignee: Communications Research Laboratory
Current assignee: Communications Research Laboratory
Priority date: 2002-09-17
Filing date: 2002-09-17
Publication date: 2004-04-08
Anticipated expiration: 2022-09-17
Also published as: JP3762992B2

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To form a high quality single crystal indium nitride film having excellent crystallinity. <P>SOLUTION: A gallium nitride-based compound semiconductor is laminated on a sapphire substrate as a 1st buffer layer, an amorphous indium nitride is laminated on the 1st buffer layer as a 2nd buffer layer and a single crystal indium nitride layer is grown on the 2nd buffer layer, for example, to have 1200 nm thickness. When the strain caused by the lattice unconformity between the 1st buffer layer and the single crystal indium nitride layer exceeds the critical film thickness with the growth of the crystal of the single crystal indium nitride layer, the bond between the 1st buffer layer and the 2nd buffer layer is broken to form a separated void part, after the growth of the single crystal indium nitride layer is finished, the strain force caused by the difference of the heat expansion coefficient between the sapphire substrate and the single crystal indium nitride layer is concentrated to the 2nd buffer layer to break the bond between the bonding part of the 2nd buffer layer and the 1st buffer layer and the single crystal indium nitride layer is stripped autonomously. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高周波トランジスタや赤外発光ダイオード、赤外レーザーダイオード等に用いることができる窒化インジウム半導体自立薄膜を得る方法で、サファイア基板上に形成し、成長温度と降温後の温度差と熱膨張係数差を利用して単結晶窒化インジウム薄膜を基板から剥離して自立薄膜を得る技術に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
窒化インジウム（ＩｎＮ）、窒化インジウムガリウム（ＩｎＧａＮ）、窒化インジウムアルミニウム（ＩｎＡｌＮ）等の窒化インジウム系化合物半導体は、その用途として、電子デバイスとしては超高速高周波トランジスタの材料、光デバイスとしては赤外発光ダイオードや赤外発光レーザーダイオードの材料などに有望視されている。
【０００３】
窒化インジウム化合物半導体の結晶成長方法として、従来から用いられている方法としては、有機金属化合物気相成長法（以下、ＭＯＣＶＤ法という）、ガスソース分子線エピタキシー成長法（以下、ＧＳ−ＭＢＥ法という）、ＲＦプラズマ分子線エピタキシー成長法（以下、ＲＦ−ＭＢＥ法という）が知られている。
【０００４】
たとえば、ＲＦ−ＭＢＥ法による窒化インジウム（以下ＩｎＮ）の結晶成長法について簡単に説明すると、超高真空成長室内に設置したサファイア基板を成長温度２００℃〜７００℃程度に加熱し、クヌーセンセル内で熱したインジウムソースから蒸発したインジウム分子線と、ＲＦプラズマによって窒素ガス（Ｎ_２）を分解して得た窒素ラジカル分子線とを同時にサファイア基板上へ供給することにより、ＩｎＮ薄膜を結晶成長させるものである。ＩｎＮが属するＩＩＩ族窒化物半導体の薄膜をＲＦプラズマ分子線エピタキシー法により形成する技術文献としては、下記のようなものがある。
【０００５】
【非特許文献１】
赤崎勇編著，「アドバンストエレクトロニクスシリーズ　カテゴリーＩ：エレクトロニクス材料、物性、デバイス　Ｉ−２１　ＩＩＩ族窒化物半導体」，初版，日本，株式会社培風館，１９９９年１２月８日初版発行，ｐ．１２７−１４６
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
ＭＯＣＶＤ法、ＧＳ−ＭＢＥ法、ＲＦ−ＭＢＥ法等でＩｎＮを結晶成長させるにあたり、最も重要なことは優れた結晶性を有する結晶を基板上に密着性良く成長させることであるが、格子整合した基板が存在しないために、結晶性良好なＩｎＮの積層状態を実現することは困難な現状である。
【０００７】
ＩｎＮの結晶成長を困難なものにしている原因としては、（１）格子定数の近い基板材料が存在しないこと（例えば、ＩｎＮと、最も一般的に用いられるサファイア基板の場合、格子定数差が約２５％と非常に大きい）、（２）Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ（０≦ｘ≦１）で表される窒化ガリウム系化合物半導体とＩｎＮとの格子定数差も最大１１〜１４％程度あること、（３）ＩｎＮ分解温度が約５００℃〜６００℃と低いこと、の３点が挙げられる。
【０００８】
特に、上記（１），（２）の要因に関しては、ＩｎＮの結晶性が上がらない大きな原因となる。
【０００９】
（３）の要因に関しては、分解温度が低いことから結晶成長温度も通常３００℃〜６００℃と必然的に低くなり、加熱した基板上でアンモニアガスを分解することにより窒素ラジカルを得るＭＯＣＶＤ法やＧＳ−ＭＢＥ法を用いる場合には、低温のためにアンモニアの分解効率が非常に低くなることで大量のアンモニアガスが必要となり、結晶成長中に結晶に取り込まれる水素、酸素等の不純物の量が増大するという結果を招いてしまうため、残留キャリア密度が１×１０^１９ｃｍ^−３以上という低品質の結晶しか得られないというのが実状である。
【００１０】
このように、超高速高周波トランジスタや赤外発光ダイオードを実現させるために、結晶性に優れた高品質な単結晶窒化インジウム膜の取得方法の実現が強く望まれている。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために、請求項１に係る発明は、窒素源としてＲＦプラズマにより窒素を含む原料ガスを分解して得た窒素ラジカルを用いる分子線エピタキシー成長法により、サファイア基板上にＡｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ（０≦ｘ≦１）で表される窒化ガリウム系化合物半導体の第１バッファ層を形成し、該第１バッファ層上に分子線エピタキシー成長法によりアモルファスの窒化インジウムの第２バッファ層を形成し、該第２バッファ層上に単結晶窒化インジウム層を成長させ、成長終了後の基板の降温過程で生じる歪み（成長温度と降温後の室温との温度差とサファイア基板と窒化インジウムの熱膨張係数差に起因する歪み）を上記第２バッファ層に集中させて、第２バッファ層を第１バッファ層もしくは単結晶窒化インジウム層から剥離させ、サファイア基板から分離した単結晶窒化インジウム層を単結晶窒化インジウム膜として取得するようにしたことを特徴とする。
【００１２】
上記のようにして取得した単結晶窒化インジウム膜を基板として用い、その上にもう一度単結晶窒化インジウム薄膜を格子整合した状態で成長させることにより、より高品質な単結晶窒化インジウム層を作製することが期待でき、格子整合した基板が存在しない窒化インジウムによって超高速高周波トランジスタや赤外発光ダイオード等の高性能デバイスを実現させるための大きな可能性を秘めた有用な技術である。
【００１３】
また、取得した単結晶窒化インジウム膜の結晶品質は高いので、この単結晶窒化インジウム膜を半導体デバイスの活性層として用いることもできる。よって、取得した単結晶窒化インジウム膜を適当な基板上に分子間力等を利用して張り付けることにより、デバイス作製へ応用することも可能である。
【００１４】
請求項２に係る発明は、上記請求項１に記載の単結晶窒化インジウム膜の取得方法において、第１バッファ層を形成するＡｌ_ｘＧａ_１−ｘＮの結晶成長温度を２００℃〜６００℃、第１バッファ層の厚さを０．５〜１００ｎｍとしたことを特徴とする。
【００１５】
請求項３に係る発明は、上記請求項１又は請求項２に記載の単結晶窒化インジウム膜の取得方法において、第２バッファ層を形成するアモルファス窒化インジウム層の結晶成長温度を、窒化インジウムが三次元アモルファス成長をおこす２００℃〜４００℃、第２バッファ層の厚さを０．５〜１００ｎｍとしたことを特徴とする。
【００１６】
また、請求項４に係る発明は、上記請求項１〜請求項３の何れか１項に記載の単結晶窒化インジウム膜の取得方法において、第２バッファ層上に形成する単結晶窒化インジウム層は、その成長温度を二次元成長により単結晶窒化インジウムが成長する成長温度にあたる４００℃〜６００℃、層の厚さを熱膨張係数差による歪みの大きさが基板温度の降温過程で窒化インジウム層が基板から剥離するのに十分な大きさになる５００ｎｍ以上としたことを特徴とする。
【００１７】
【発明の実施の形態】
次に、添付図面に基づいて、本発明に係る単結晶窒化インジウム膜の取得方法の実施形態を説明する。
【００１８】
図１に示すのは、本発明に係る単結晶窒化インジウム膜の取得方法の概略工程を示すもので、これを簡単に説明すると、サファイア基板上に単結晶窒化インジウム層を形成して、この単結晶窒化インジウム層を剥離させ、単結晶窒化インジウム膜を得るのである。
【００１９】
図１（ａ）に示すように、４４０μｍ厚のサファイア基板上に、Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ（０≦ｘ≦１）で表される窒化ガリウム系化合物半導体を第１バッファ層として積層し、この第１バッファ層上にアモルファス窒化インジウムを第２バッファ層として積層しておく。そして、この第２バッファ層上に単結晶窒化インジウム層を例えば１２００ｎｍの厚さまで成長させる（図１（ｂ）〜（ｄ）参照）。
【００２０】
上記のように、サファイア基板と単結晶窒化インジウム層との間に介在させた第１バッファ層と第２バッファ層の機能について説明する。
【００２１】
サファイア基板と窒化インジウムとの間には最大２５％もの格子不整合が存在するため、例えば、窒化インジウムをサファイア基板上に成長させた場合および低温成長アモルファス窒化インジウムバッファをサファイア基板上に成長させた上に単結晶窒化インジウムを成長させた場合ともに、基板と窒化インジウム層の間の結合が弱すぎ密着性が悪いため、結晶成長中に非常に剥がれ易く、また基板表面に均一に成長することが難しい。
【００２２】
しかし、サファイア基板上に第１バッファ層（ＡｌＧａＮバッファ層）を形成した上に、第２バッファ層（アモルファス窒化インジウムバッファ層）、単結晶窒化インジウム層を順に積層させると、サファイア基板と第１バッファ層との密着性は非常に良好であり、また第１バッファ層と第２バッファ層との密着性もサファイア基板上に直接第２バッファ層（アモルファス窒化インジウムバッファ層）を成長する場合と比べて良好なため、第２バッファ層の上に積層する単結晶窒化インジウム層の結晶品質が大幅に改善されるのである。
【００２３】
また、第２バッファ層（アモルファス窒化インジウムバッファ層）を第１バッファ層（ＡｌＧａＮバッファ層）と単結晶窒化インジウム層との間に介在させることにより、単結晶窒化インジウム層成長初期は第２バッファ層上に均一に積層（図１（ｂ）参照）していくが、単結晶窒化インジウム層の膜厚が増して、第１バッファ層と単結晶窒化インジウム層との格子不整合による歪みの臨界膜厚を超えると、歪みが第２バッファ層に集中し、結果大部分の第１バッファ層と第２バッファ層の間の結合が切れて離隔空部が生じ、単結晶窒化インジウム層と第１バッファ層とは第２バッファ層に部分的に残った結合部のみを介してつながっている状態になる（図１（ｃ）参照）。
【００２４】
すなわち、第２バッファ層に離隔空部が生じて単結晶窒化インジウム層と第１バッファ層との格子不整合による歪みを吸収することによって、第１バッファ層と単結晶窒化インジウム層との間の歪みが解消されると共に単結晶窒化インジウム層が第１バッファ層から剥離することを防止する。その後は、単結晶窒化インジウム層の膜厚が更に厚くなっても、テーブルのように部分的に残った結合部によって第１バッファ層と単結晶窒化インジウム層とは結合された状態が安定的に保持され、単結晶窒化インジウム層が所望の膜厚になるまで積層する（図１（ｄ）参照）。斯くして、サファイア基板と結合する形で完全に格子緩和した単結晶窒化インジウム層が得られるのである。
【００２５】
また、単結晶窒化インジウム層の成長終了後、基板を室温まで降温していく過程では、サファイア基板と単結晶窒化インジウム層との間の熱膨張係数差に起因して、おのおのの温度が下がることによる体積の縮み量が異なり、その結果再び歪みが生ずる。その歪み力（成長温度と降温後の室温との温度差とサファイア基板と窒化インジウムの熱膨張係数差に起因する歪み力）は、離隔空部が生じて部分的に残った結合部のみで単結晶窒化インジウム層および第１バッファ層と繋がっている第２バッファ層に集中することとなり、第２バッファ層の結合部と第１バッファ層との間の結合（もしくは第２バッファ層の結合部と単結晶窒化インジウム層との間の結合）が今度は完全に切れ、基板から剥離した単結晶窒化インジウム層を単結晶窒化インジウム膜として取得できる。
【００２６】
次に、上述したような単結晶窒化インジウム薄膜の積層、剥離を実現するための方法、すなわち、本発明に係る窒化インジウム自立薄膜の作製方法について詳述する。
【００２７】
本発明においては、結晶成長方法としてＲＦ−ＭＢＥ法を用いる。そのためのＲＦ−ＭＢＥ装置の概略構成を図２に示す。ＲＦ−ＭＢＥ装置は、真空ポンプ（図示省略）によって超高真空を実現できる成長室１内に加熱手段２を設け、この加熱手段によってサファイア基板３を昇温する。また、サファイア基板３上へ分子線を照射するためのＩｎセル４ａ，Ａｌセル４ｂ，Ｇａセル４ｃ，ＲＦプラズマセル４ｄを設け、夫々シャッター５によって適宜に開閉できる。
【００２８】
上述したＲＦ−ＭＢＥ装置を用いて、サファイア基板３上に窒化インジウムの結晶を成長させる。先ず、サファイア基板３の有機洗浄を行い、昇温性を良くするためにサファイア基板３の裏面に高融点金属を真空蒸着し、成長室１内の加熱手段２に裏面を向けてサファイア基板３を設置し、加熱手段２によって８００℃以上に加熱して、サファイア基板３の基板表面の高温クリーニングを行う。
【００２９】
次いで、同温度で高純度窒素ガスをＲＦプラズマで分解することにより得られる窒素ラジカル分子線をサファイア基板３上に供給してサファイア基板表面を窒化し、表面に薄い窒化アルミニウム層を形成する。
【００３０】
次いで、サファイア基板３の基板温度を下げ、クヌーセンセル内で加熱することにより得られるガリウム分子線とＲＦプラズマで生成した窒素ラジカル分子線を、同時にサファイア基板３上へ供給することで、ＧａＮバッファ層（第１バッファ層）を成長させる。なお、ＡｌＧａＮバッファ層とする場合には、Ａｌセル４ｂからアルミニウム分子線を同時に供給すれば良い。
【００３１】
ここで、低温成長ＧａＮバッファ層の成長温度としては、６００℃以下であれば良いが、好ましい温度範囲は３００℃〜６００℃程度である。６００℃以上であると、ＧａＮの成長が３次元成長よりも２次元成長の傾向が顕著な状態に変化し始め、サファイア基板３の基板表面上を均一にＧａＮバッファ層が覆わなくなり、また、３００℃以下であると、ＧａＮバッファ層の結晶性がアモルファスからポリへと変化し始めるためである。
【００３２】
次いで、Ｇａセル４ｃのシャッター５を閉じて、Ｉｎセル４ａのシャッター５を開けることにより、インジウム分子線と窒素ラジカル分子線を同時にサファイア基板３上へ供給し、ＧａＮバッファ層（第１バッファ層）の上にアモルファスＩｎＮバッファ層（第２バッファ層）を成長させる。
【００３３】
ここで、低温成長ＩｎＮ層（アモルファスＩｎＮバッファ層）の成長温度としては、４００℃以下であれば良いが、好ましい温度範囲は２５０℃〜４００℃程度である。４００℃以上であると、ＩｎＮの成長が３次元成長よりも２次元成長の傾向が顕著な状態に変化し始めて、格子定数が１０％以上も違うＧａＮバッファ層の表面を均一にアモルファスＩｎＮバッファ層が覆わなくなり、また、２００℃以下であると、アモルファスＩｎＮバッファ層の結晶性があまり良くないものとなって、このアモルファスＩｎＮバッファ層の上に成長させる単結晶ＩｎＮ層の結晶性も劣化してしまうためである。
【００３４】
また、アモルファスＩｎＮバッファ層の膜厚に関しては、１００ｎｍ以下であれば効果があるものの、好ましい厚さの範囲は０．５〜２０ｎｍ程度である。膜厚が２０ｎｍ以上であるとアモルファスＩｎＮバッファ層の上に成長させる単結晶ＩｎＮ層の結晶品質が劣化する要因となると同時に、降温時の熱膨張係数差を利用したサファイア基板からの剥離が困難となる。膜厚が０．５ｎｍ以下であるとアモルファスＩｎＮがＧａＮバッファ層表面を均一に覆わなくなり、アモルファスＩｎＮバッファ層の効果が得られないためである。
【００３５】
上記のようにして、アモルファスＩｎＮバッファ層が所要の厚さまで成長した後、窒素ラジカルのシャッター５は開けたままで、Ｉｎセル４ａのシャッター５を閉じ、サファイア基板３の基板温度を４００℃〜６００℃程度に昇温し、再びＩｎセル４ａのシャッター５を開けることにより、単結晶ＩｎＮ層を成長させる。
【００３６】
ここで、単結晶ＩｎＮ層の成長温度に関しては、４００℃〜６００℃であれば良いが、好ましい温度範囲は４００℃〜５００℃程度である。５００℃以上であると、ＩｎＮが分解しやすくなり、アモルファスＩｎＮバッファ層上に成長しずらくなる。また、４００℃以下では上述したアモルファスＩｎＮバッファ層と同様に３次元成長の傾向が顕著な状態となるために、横方向のエピ膜の連続性が劣化してしまい、結晶性が余り良くないものとなる。なお、前述のＧａＮバッファ層上に成長させるアモルファスＩｎＮバッファ層の場合は表面を均一に覆うためと、後で剥離するように基板と結晶の結合を適度に弱めるために３次元成長的な傾向が望ましかったのであるが、単結晶ＩｎＮ層の場合には、２次元成長の傾向が顕著な状態で成長させた方が単結晶ＩｎＮ膜の結晶性および膜の横方向の連続性の向上を期せるのである。
【００３７】
また、単結晶ＩｎＮ層の結晶性および横方向連続性が低い結晶の場合、歪みがそれぞれの結晶粒界に分散されてしまい、熱膨張係数に起因する歪みが小さくなってしまい、サファイア基板から自然に単結晶ＩｎＮ層を剥離することが出来なくなってしまう。
【００３８】
【実施例】
以下に、上述した単結晶窒化インジウム膜の取得方法により、サファイア基板上に単結晶窒化インジウムを積層後、剥離して単結晶窒化インジウム膜を取得した実施例を示す。
【００３９】
▲１▼　サファイア基板を有機洗浄し、基板の昇温性を改善するために裏面に高融点金属チタンを蒸着したサファイア基板を、超高真空に保たれているＭＢＥ成長室内の基板ヒーターに設置する。そして、基板を８００℃程度まで昇温して、そのまま３０分間保持し、サファイア基板表面の高温クリーニングを行う。その後、同温度で基板にＲＦプラズマで窒素ガスを分解して得た窒素ラジカルを照射してサファイア基板表面を３０分間窒化し、表面に薄い窒化アルミニウムを形成する。
【００４０】
▲２▼　ＲＦプラズマセルのシャッターを閉じて基板表面への窒素ラジカルの照射を中断し、基板温度を３８０℃まで降温する。
【００４１】
▲３▼　その後、ＧａセルとＲＦプラズマセルのシャッターを同時に開けて、ＧａＮバッファ層を膜厚１０ｎｍとなるまで成長させる。
【００４２】
▲４▼　Ｇａセルのシャッターを閉じると同時にＩｎセルのシャッターを開き、基板温度３８０℃のままで、アモルファスＩｎＮバッファ層を膜厚１０ｎｍとなるまで成長させる。
【００４３】
▲５▼　アモルファスＩｎＮバッファ層の成長終了後、Ｉｎセルのシャッターを閉じ、ＲＦプラズマセルのシャッターを開け、窒素ラジカルだけを試料表面に照射しつづけながら基板を４８０℃に昇温する。
【００４４】
▲６▼　基板温度が４８０℃に達したらＩｎセルのシャッターを開き、基板温度４８０℃で単結晶ＩｎＮ層を膜厚１２００ｎｍとなるまで成長させる。
【００４５】
▲７▼　成長終了後、基板温度を２００℃まで降温し、基板を成長室内から取り出す。
【００４６】
本実施例では、単結晶ＩｎＮ層は基板から完全に自然剥離し、単結晶ＩｎＮ膜を自立的に得ることができた。
【００４７】
本実施例のホール移動度と残留キャリア密度を測定した。移動度は大きいほど、残留キャリア密度は小さいほど、その結晶性、電気的特性が優れていると見なすことができる。その結果、実施例のものは、移動度１３００〔ｃｍ^２／Ｖｓ〕、残留キャリア密度１．２×１０^１８〔ｃｍ^−３〕であり、ＩｎＮエピ膜として非常に良好な特性を示した。
【００４８】
［比較例１］
この比較例１では、上記実施例の▲６▼の工程において単結晶ＩｎＮ層を膜厚２５０ｎｍとした他は、全て上記実施例と同様の工程でサファイア基板上に各層を形成したものである。
【００４９】
比較例１では、単結晶ＩｎＮ薄膜の膜厚が２５０ｎｍと薄いため、熱膨張係数差に起因する歪みの大きさが剥離に必要なレベルに達しておらず、そのためアモルファスＩｎＮバッファ層によるＧａＮバッファ層と単結晶ＩｎＮ層との結合が保たれ、基板上にテーブル状の単結晶ＩｎＮ薄膜がはがれることなく残っている状態となっている。図３に、比較例１の断面透過電子顕微鏡観察像を示す。
【００５０】
また、比較例１のホール移動度と残留キャリア密度を測定した。その結果、比較例１のものは、移動度１６００〔ｃｍ^２／Ｖｓ〕、残留キャリア密度１．６×１０^１８〔ｃｍ^−３〕であった。
【００５１】
［比較例２］
この比較例２では、上記実施例の▲５▼の工程を省き、基板温度を４８０℃に昇温することなく３８０℃にてＩｎＮ膜１２００ｎｍを成長する他は、全て実施例と同様の工程でサファイア基板上に各層を形成したものである。
【００５２】
この比較例２においては、アモルファスＩｎＮバッファ層上に成長するＩｎＮ層も、基板温度が３８０℃であるためにアモルファスとなり、ＧａＮバッファ層とＩｎＮ層との歪みはほとんど存在せず、そのため結合が保たれ、基板上にアモルファスＩｎＮ薄膜が剥がれることなく残った。
【００５３】
【発明の効果】
以上説明したように、本願請求項１に係る単結晶窒化インジウム膜の取得方法によれば、分子線エピタキシー成長法により、サファイア基板上にＡｌＧａＮの第１バッファ層を形成し、その上にアモルファス窒化インジウムの第２バッファ層を形成し、その上に単結晶窒化インジウム層を成長させ、成長終了後基板温度を降温するようにしたので、サファイア基板と第２バッファ層との密着性を第１バッファ層を用いることにより適度に調節し、且つ、第２バッファ層により結晶性を整えて単結晶窒化インジウム層の結晶性を高め、且つ、成長終了後、熱膨張係数差に起因する歪みを第２バッファ層に集中させることにより基板から単結晶窒化インジウム層を剥離させ、これを単結晶窒化インジウム膜として取得出来る。
【００５４】
すなわち、サファイア基板と単結晶窒化インジウム層との間に２段構えのバッファ層を持つような積層方法を導入することにより、上に積層する単結晶窒化インジウム層に対して、サファイア基板との間に剥離に必要となる条件を満たすように適度な弱さの結合が得られ、また単結晶窒化インジウム層に高い結晶性を持たせることが可能となる。
【００５５】
また、上記のように取得した単結晶窒化インジウム膜を基板として使用したり、或いは単結晶窒化インジウム膜を任意の基板に分子間力等を用いて張り付けることにより、今まで実用化されていないテラヘルツ帯の周波数で動作する超高速高周波トランジスタや、窒化物化合物半導体による赤外発光ダイオードおよび赤外発光レーザーダイオード等の実用化も現実のものとできる可能性が高まり、産業上のメリットも非常に多大なものがある。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係る単結晶窒化インジウム膜の取得方法の概略工程を示す工程説明図である。
【図２】ＲＦ−ＭＢＥ装置の概略構成図である。
【図３】比較例１の断面透過電子顕微鏡観察像である。
【符号の説明】
１　　成長室
２　　加熱手段
３　　サファイア基板（単結晶基板）
４ａ　Ｉｎセル
４ｂ　Ａｌセル
４ｃ　Ｇａセル
４ｄ　ＲＦプラズマセル
５　　シャッター[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention is a method for obtaining a self-supported thin film of indium nitride semiconductor which can be used for a high-frequency transistor, an infrared light emitting diode, an infrared laser diode, etc., formed on a sapphire substrate, and a temperature difference between a growth temperature and a temperature drop and a thermal expansion. The present invention relates to a technique for obtaining a self-supporting thin film by peeling a single crystal indium nitride thin film from a substrate using a coefficient difference.
[0002]
[Prior art]
Indium nitride-based compound semiconductors such as indium nitride (InN), indium gallium nitride (InGaN), and indium aluminum nitride (InAlN) are used as materials for ultra-high-speed high-frequency transistors as electronic devices and infrared light emitting devices as optical devices. Promising materials for diodes and infrared-emitting laser diodes.
[0003]
As a conventional method for growing a crystal of an indium nitride compound semiconductor, a metal organic compound vapor phase growth method (hereinafter, referred to as MOCVD method) and a gas source molecular beam epitaxy growth method (hereinafter, referred to as GS-MBE method) are used. ) And RF plasma molecular beam epitaxy (hereinafter, referred to as RF-MBE).
[0004]
For example, the crystal growth method of indium nitride (hereinafter referred to as InN) by the RF-MBE method will be briefly described. A sapphire substrate installed in an ultra-high vacuum growth chamber is heated to a growth temperature of about 200 ° C. to 700 ° C., and is grown in a Knudsen cell. A crystal growth of an InN thin film by simultaneously supplying an indium molecular beam evaporated from a heated indium source and a nitrogen radical molecular beam obtained by decomposing nitrogen gas (N ₂ ) by RF plasma onto a sapphire substrate. It is. There are the following technical documents for forming a thin film of a group III nitride semiconductor to which InN belongs by an RF plasma molecular beam epitaxy method.
[0005]
[Non-patent document 1]
Edited by Isamu Akasaki, "Advanced Electronics Series Category I: Electronic Materials, Physical Properties, Devices I-21 Group III Nitride Semiconductor", First Edition, Japan, Baifukan Co., Ltd., first edition issued December 8, 1999, p. 127-146
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
When growing InN by MOCVD, GS-MBE, RF-MBE, or the like, the most important thing is to grow a crystal having excellent crystallinity on a substrate with good adhesion. Since there is no substrate, it is difficult to realize a stacked state of InN with good crystallinity.
[0007]
Factors that make InN crystal growth difficult include: (1) the absence of a substrate material with a close lattice constant (eg, the difference in lattice constant between InN and the most commonly used sapphire substrate is about (2) The lattice constant difference between the gallium nitride-based compound semiconductor represented by Al _x Ga _1-x N (0 ≦ x ≦ 1) and InN is also about 11 to 14% at the maximum. And (3) the InN decomposition temperature is as low as about 500 ° C. to 600 ° C.
[0008]
In particular, the factors (1) and (2) are major causes that the crystallinity of InN does not increase.
[0009]
Regarding the factor (3), since the decomposition temperature is low, the crystal growth temperature is also necessarily inevitably 300 ° C. to 600 ° C., and the MOCVD method for decomposing ammonia gas on a heated substrate to obtain nitrogen radicals, When the GS-MBE method is used, a large amount of ammonia gas is required because the decomposition efficiency of ammonia is extremely low due to low temperature, and the amount of impurities such as hydrogen and oxygen taken into the crystal during crystal growth is reduced. In fact, since the result is an increase, only a low-quality crystal having a residual carrier density of 1 × 10 ¹⁹ cm ⁻³ or more can be obtained.
[0010]
As described above, in order to realize an ultra-high-speed high-frequency transistor and an infrared light emitting diode, it is strongly desired to realize a method for obtaining a high-quality single-crystal indium nitride film having excellent crystallinity.
[0011]
[Means for Solving the Problems]
In order to solve the above-mentioned problem, the invention according to claim 1 provides an Al _x on a sapphire substrate by a molecular beam epitaxy growth method using nitrogen radicals obtained by decomposing a source gas containing nitrogen by RF plasma as a nitrogen source. A first buffer layer of a gallium nitride-based compound semiconductor represented by Ga _1-x N (0 ≦ x ≦ 1) is formed, and a second buffer of amorphous indium nitride is formed on the first buffer layer by molecular beam epitaxy. A buffer layer is formed, a single crystal indium nitride layer is grown on the second buffer layer, and a strain generated during the temperature lowering process of the substrate after the growth is completed (the temperature difference between the growth temperature and the room temperature after the temperature lowering, the sapphire substrate and the The strain caused by the difference in the thermal expansion coefficient of indium) is concentrated in the second buffer layer, and the second buffer layer is separated from the first buffer layer or the single crystal indium nitride layer. The single-crystal indium nitride layer separated from the sapphire substrate is obtained as a single-crystal indium nitride film.
[0012]
Using the single-crystal indium nitride film obtained as described above as a substrate, and growing a single-crystal indium nitride thin film thereon in a lattice-matched state once again to produce a higher-quality single-crystal indium nitride layer This is a useful technology that has great potential for realizing high-performance devices such as ultra-high-speed high-frequency transistors and infrared light-emitting diodes using indium nitride in which a lattice-matched substrate does not exist.
[0013]
Further, since the obtained single crystal indium nitride film has high crystal quality, the single crystal indium nitride film can be used as an active layer of a semiconductor device. Therefore, the obtained single-crystal indium nitride film can be applied to device fabrication by attaching it to an appropriate substrate by using intermolecular force or the like.
[0014]
According to a second aspect of the present invention, in the method for obtaining a single crystal indium nitride film according to the first aspect, the Al _x Ga ₁ -xN forming the first buffer layer has a crystal growth temperature of 200 ° C. to 600 ° C. The thickness of the first buffer layer is 0.5 to 100 nm.
[0015]
According to a third aspect of the present invention, in the method for obtaining a single-crystal indium nitride film according to the first or second aspect, the crystal growth temperature of the amorphous indium nitride layer forming the second buffer layer is set to be tertiary. It is characterized in that the temperature of the second buffer layer is set to 0.5 to 100 nm and the thickness of the second buffer layer is set to 0.5 to 100 nm.
[0016]
According to a fourth aspect of the present invention, in the method for obtaining a single crystal indium nitride film according to any one of the first to third aspects, the single crystal indium nitride layer formed on the second buffer layer is The growth temperature is 400 ° C. to 600 ° C., which is the growth temperature at which single-crystal indium nitride grows by two-dimensional growth, and the thickness of the layer is determined by the difference in thermal expansion coefficient. The thickness is 500 nm or more, which is large enough to be separated from the substrate.
[0017]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Next, an embodiment of a method for obtaining a single crystal indium nitride film according to the present invention will be described with reference to the accompanying drawings.
[0018]
FIG. 1 shows a schematic process of a method for obtaining a single crystal indium nitride film according to the present invention. Briefly describing this, a single crystal indium nitride layer is formed on a sapphire substrate, and The single crystal indium nitride film is obtained by removing the crystal indium nitride layer.
[0019]
As shown in FIG. 1A, a gallium nitride-based compound semiconductor represented by Al _x Ga ₁ -xN (0 ≦ x ≦ 1) is laminated as a first buffer layer on a sapphire substrate having a thickness of 440 μm. Amorphous indium nitride is laminated as a second buffer layer on the first buffer layer. Then, a single crystal indium nitride layer is grown on the second buffer layer to a thickness of, for example, 1200 nm (see FIGS. 1B to 1D).
[0020]
The function of the first buffer layer and the second buffer layer interposed between the sapphire substrate and the single crystal indium nitride layer as described above will be described.
[0021]
Since there is a maximum of 25% lattice mismatch between the sapphire substrate and the indium nitride, for example, when indium nitride was grown on the sapphire substrate and when the low-temperature-grown amorphous indium nitride buffer was grown on the sapphire substrate. In both cases where single crystal indium nitride is grown on top, the bond between the substrate and the indium nitride layer is too weak and has poor adhesion, so it is very easy to peel off during crystal growth, and it can grow uniformly on the substrate surface. difficult.
[0022]
However, when a first buffer layer (AlGaN buffer layer) is formed on a sapphire substrate, and then a second buffer layer (amorphous indium nitride buffer layer) and a single-crystal indium nitride layer are sequentially stacked, the sapphire substrate and the first buffer layer are formed. The adhesion between the first buffer layer and the second buffer layer is very good, and the adhesion between the first buffer layer and the second buffer layer is higher than when the second buffer layer (amorphous indium nitride buffer layer) is grown directly on the sapphire substrate. Because of the goodness, the crystal quality of the single crystal indium nitride layer stacked on the second buffer layer is greatly improved.
[0023]
Further, by interposing the second buffer layer (amorphous indium nitride buffer layer) between the first buffer layer (AlGaN buffer layer) and the single crystal indium nitride layer, the second buffer layer is initially formed at the beginning of the single crystal indium nitride layer growth. The single-crystal indium nitride layer increases in thickness, and the critical film of strain due to lattice mismatch between the first buffer layer and the single-crystal indium nitride layer is formed. If the thickness exceeds the thickness, the strain is concentrated on the second buffer layer, and as a result, most of the coupling between the first buffer layer and the second buffer layer is broken to form a separation space, and the single crystal indium nitride layer and the first buffer layer are separated. The layer is connected to the second buffer layer only through the connection portion partially remaining (see FIG. 1C).
[0024]
That is, a separation space is formed in the second buffer layer to absorb a strain caused by lattice mismatch between the single crystal indium nitride layer and the first buffer layer, thereby forming a gap between the first buffer layer and the single crystal indium nitride layer. Distortion is eliminated and the single crystal indium nitride layer is prevented from peeling off from the first buffer layer. Thereafter, even when the thickness of the single crystal indium nitride layer further increases, the state in which the first buffer layer and the single crystal indium nitride layer are bonded stably by the partially bonded portion like a table is stable. It is held and laminated until the single crystal indium nitride layer has a desired thickness (see FIG. 1D). In this way, a single-crystal indium nitride layer that is completely lattice-relaxed and bonded to the sapphire substrate can be obtained.
[0025]
Also, after the growth of the single crystal indium nitride layer, in the process of lowering the temperature of the substrate to room temperature, each temperature may decrease due to a difference in thermal expansion coefficient between the sapphire substrate and the single crystal indium nitride layer. , The amount of volume contraction is different, and as a result, distortion occurs again. The strain force (strain force caused by the temperature difference between the growth temperature and the room temperature after cooling and the difference in the thermal expansion coefficient between the sapphire substrate and indium nitride) is only at the joint portion that is partially left due to the formation of the separation space. It concentrates on the second buffer layer connected to the crystalline indium nitride layer and the first buffer layer, and the coupling between the coupling portion of the second buffer layer and the first buffer layer (or the coupling portion of the second buffer layer). This time, the bond between the single crystal indium nitride layer and the single crystal indium nitride layer is completely broken, and the single crystal indium nitride layer separated from the substrate can be obtained as a single crystal indium nitride film.
[0026]
Next, a method for realizing the lamination and peeling of the single-crystal indium nitride thin film as described above, that is, a method for producing the indium nitride free-standing thin film according to the present invention will be described in detail.
[0027]
In the present invention, an RF-MBE method is used as a crystal growth method. FIG. 2 shows a schematic configuration of an RF-MBE apparatus for that purpose. In the RF-MBE apparatus, a heating unit 2 is provided in a growth chamber 1 capable of realizing an ultra-high vacuum by a vacuum pump (not shown), and the sapphire substrate 3 is heated by the heating unit. In addition, an In cell 4a, an Al cell 4b, a Ga cell 4c, and an RF plasma cell 4d for irradiating a molecular beam onto the sapphire substrate 3 are provided, and can be appropriately opened and closed by a shutter 5, respectively.
[0028]
A crystal of indium nitride is grown on the sapphire substrate 3 using the above-described RF-MBE apparatus. First, the sapphire substrate 3 is subjected to organic cleaning, a high-melting-point metal is vacuum-deposited on the back surface of the sapphire substrate 3 in order to improve the temperature rise, and the sapphire substrate 3 is turned to the heating means 2 in the growth chamber 1. The sapphire substrate 3 is heated at a temperature of 800 ° C. or higher by the heating means 2 to perform high-temperature cleaning of the substrate surface.
[0029]
Next, a nitrogen radical molecular beam obtained by decomposing high-purity nitrogen gas by RF plasma at the same temperature is supplied onto the sapphire substrate 3 to nitride the sapphire substrate surface, thereby forming a thin aluminum nitride layer on the surface.
[0030]
Next, by lowering the substrate temperature of the sapphire substrate 3 and simultaneously supplying the gallium molecular beam obtained by heating in the Knudsen cell and the nitrogen radical molecular beam generated by the RF plasma onto the sapphire substrate 3, the GaN buffer layer is formed. (First buffer layer) is grown. When an AlGaN buffer layer is used, aluminum molecular beams may be supplied simultaneously from the Al cell 4b.
[0031]
Here, the growth temperature of the low-temperature grown GaN buffer layer may be 600 ° C. or less, but a preferable temperature range is about 300 ° C. to 600 ° C. When the temperature is 600 ° C. or higher, the growth of GaN starts to change to a state in which the tendency of two-dimensional growth is more pronounced than that of three-dimensional growth, and the GaN buffer layer is not uniformly covered on the substrate surface of the sapphire substrate 3. This is because if the temperature is lower than or equal to ° C., the crystallinity of the GaN buffer layer starts to change from amorphous to poly.
[0032]
Next, by closing the shutter 5 of the Ga cell 4c and opening the shutter 5 of the In cell 4a, an indium molecular beam and a nitrogen radical molecular beam are simultaneously supplied onto the sapphire substrate 3, and a GaN buffer layer (first buffer layer) An amorphous InN buffer layer (second buffer layer).
[0033]
Here, the growth temperature of the low-temperature grown InN layer (amorphous InN buffer layer) may be 400 ° C. or lower, but a preferable temperature range is about 250 ° C. to 400 ° C. If the temperature is 400 ° C. or more, the growth of InN starts to change to a state in which the tendency of two-dimensional growth is more pronounced than that of three-dimensional growth, and the surface of the GaN buffer layer having a lattice constant different by 10% or more is uniformly formed on the amorphous InN buffer layer. When the temperature is lower than 200 ° C., the crystallinity of the amorphous InN buffer layer is not so good, and the crystallinity of the single crystal InN layer grown on the amorphous InN buffer layer is also deteriorated. This is because
[0034]
The thickness of the amorphous InN buffer layer is effective if it is 100 nm or less, but the preferable thickness range is about 0.5 to 20 nm. When the film thickness is 20 nm or more, the crystal quality of the single crystal InN layer grown on the amorphous InN buffer layer is degraded, and at the same time, it is difficult to separate the single crystal InN layer from the sapphire substrate using the difference in thermal expansion coefficient at the time of temperature decrease. Become. If the thickness is 0.5 nm or less, the amorphous InN does not uniformly cover the surface of the GaN buffer layer, and the effect of the amorphous InN buffer layer cannot be obtained.
[0035]
After the amorphous InN buffer layer has grown to the required thickness as described above, the shutter 5 of the In cell 4a is closed while the shutter 5 for nitrogen radicals is kept open, and the substrate temperature of the sapphire substrate 3 is set to 400 ° C. to 600 ° C. The temperature is raised to a certain extent, and the shutter 5 of the In cell 4a is opened again to grow a single crystal InN layer.
[0036]
Here, the growth temperature of the single crystal InN layer may be 400 ° C. to 600 ° C., but a preferable temperature range is about 400 ° C. to 500 ° C. When the temperature is 500 ° C. or higher, InN is easily decomposed and hardly grows on the amorphous InN buffer layer. At 400 ° C. or lower, the tendency of three-dimensional growth is remarkable as in the case of the above-mentioned amorphous InN buffer layer, so that the continuity of the lateral epi film is deteriorated and the crystallinity is not very good. It becomes. In the case of the above-mentioned amorphous InN buffer layer grown on the GaN buffer layer, there is a tendency of three-dimensional growth in order to uniformly cover the surface and to appropriately weaken the bond between the substrate and the crystal so as to be separated later. Although it was desirable, in the case of a single-crystal InN layer, growth in a state where two-dimensional growth is remarkable tends to improve the crystallinity of the single-crystal InN film and the lateral continuity of the film. To make it happen.
[0037]
In the case of a single-crystal InN layer having low crystallinity and lateral continuity, the strain is dispersed at each crystal grain boundary, and the strain due to the coefficient of thermal expansion is reduced. In this case, the single crystal InN layer cannot be peeled off.
[0038]
【Example】
An example in which a single-crystal indium nitride film is stacked on a sapphire substrate and then separated to obtain a single-crystal indium nitride film by the above-described method for obtaining a single-crystal indium nitride film will be described below.
[0039]
{Circle around (1)} The sapphire substrate is organically washed, and a sapphire substrate having titanium metal having a high melting point deposited on the back surface thereof is placed on a substrate heater in an MBE growth chamber maintained at an ultra-high vacuum in order to improve the temperature rise of the substrate. . Then, the temperature of the substrate is raised to about 800 ° C. and held for 30 minutes to perform high-temperature cleaning of the sapphire substrate surface. Thereafter, the substrate is irradiated with nitrogen radicals obtained by decomposing nitrogen gas with RF plasma at the same temperature to nitride the sapphire substrate surface for 30 minutes to form thin aluminum nitride on the surface.
[0040]
{Circle around (2)} The shutter of the RF plasma cell is closed to interrupt the irradiation of the nitrogen radicals on the substrate surface, and the substrate temperature is lowered to 380 ° C.
[0041]
{Circle around (3)} Thereafter, the shutters of the Ga cell and the RF plasma cell are simultaneously opened, and the GaN buffer layer is grown to a thickness of 10 nm.
[0042]
{Circle around (4)} At the same time as closing the shutter of the Ga cell, the shutter of the In cell is opened, and the substrate temperature is maintained at 380 ° C., and the amorphous InN buffer layer is grown to a thickness of 10 nm.
[0043]
{Circle over (5)} After the growth of the amorphous InN buffer layer is completed, the shutter of the In cell is closed, the shutter of the RF plasma cell is opened, and the substrate is heated to 480 ° C. while continuously irradiating the sample surface only with nitrogen radicals.
[0044]
{Circle around (6)} When the substrate temperature reaches 480 ° C., the shutter of the In cell is opened, and a single-crystal InN layer is grown at the substrate temperature of 480 ° C. until the film thickness becomes 1200 nm.
[0045]
{Circle around (7)} After the growth is completed, the substrate temperature is lowered to 200 ° C., and the substrate is taken out of the growth chamber.
[0046]
In this example, the single crystal InN layer was completely spontaneously peeled off from the substrate, and a single crystal InN film could be obtained independently.
[0047]
The hole mobility and residual carrier density of this example were measured. It can be considered that the higher the mobility and the lower the residual carrier density, the better the crystallinity and electrical characteristics are. As a result, the example had a mobility of 1300 [cm ² / Vs] and a residual carrier density of 1.2 × 10 ¹⁸ [cm ⁻³ ], and exhibited very good characteristics as an InN epi film.
[0048]
[Comparative Example 1]
In Comparative Example 1, all layers were formed on a sapphire substrate in the same steps as in the above-described embodiment except that the single-crystal InN layer was 250 nm in thickness in the step (6) of the above-described embodiment.
[0049]
In Comparative Example 1, since the thickness of the single-crystal InN thin film was as thin as 250 nm, the magnitude of the strain due to the difference in thermal expansion coefficient did not reach the level required for peeling, and therefore, the GaN buffer layer formed of the amorphous InN buffer layer And the single crystal InN layer is maintained, and the table-like single crystal InN thin film remains on the substrate without being peeled off. FIG. 3 shows a cross-sectional transmission electron microscope observation image of Comparative Example 1.
[0050]
Further, the hole mobility and the residual carrier density of Comparative Example 1 were measured. As a result, in the case of Comparative Example 1, the mobility was 1600 [cm ² / Vs] and the residual carrier density was 1.6 × 10 ¹⁸ [cm ⁻³ ].
[0051]
[Comparative Example 2]
In Comparative Example 2, all steps were the same as those in Example except that the step (5) of the above example was omitted, and the InN film was grown at 380 ° C. without increasing the substrate temperature to 480 ° C. Each layer is formed on a sapphire substrate.
[0052]
In Comparative Example 2, the InN layer grown on the amorphous InN buffer layer was also amorphous because the substrate temperature was 380 ° C., and there was almost no distortion between the GaN buffer layer and the InN layer, and thus the connection was maintained. As a result, the amorphous InN thin film remained on the substrate without peeling.
[0053]
【The invention's effect】
As described above, according to the method for obtaining a single crystal indium nitride film according to claim 1 of the present application, a first buffer layer of AlGaN is formed on a sapphire substrate by molecular beam epitaxy, and amorphous nitride is formed thereon. A second buffer layer of indium is formed, a single crystal indium nitride layer is grown thereon, and the substrate temperature is lowered after the growth is completed. Therefore, the adhesion between the sapphire substrate and the second buffer layer is reduced by the first buffer layer. By using a layer, the crystallinity of the single crystal indium nitride layer is improved by adjusting the crystallinity by the second buffer layer, and the distortion due to the difference in thermal expansion coefficient after the completion of the growth is increased by the second buffer layer. By concentrating on the buffer layer, the single crystal indium nitride layer is separated from the substrate, and this can be obtained as a single crystal indium nitride film.
[0054]
In other words, by introducing a laminating method having a two-stage buffer layer between the sapphire substrate and the single-crystal indium nitride layer, the upper-layer single-crystal indium nitride layer is placed between the sapphire substrate and the single-crystal indium nitride layer. Thus, a bond having an appropriate weakness can be obtained so as to satisfy the conditions required for the separation, and the single crystal indium nitride layer can have high crystallinity.
[0055]
Further, the single-crystal indium nitride film obtained as described above is used as a substrate, or a single-crystal indium nitride film is attached to an arbitrary substrate by using an intermolecular force or the like, which has not been put to practical use until now. The possibility of realizing ultra-high-speed high-frequency transistors operating at frequencies in the terahertz band, infrared light-emitting diodes and infrared light-emitting laser diodes made of nitride compound semiconductors, etc. has become more realizable, and industrial merit is very high. There is a great deal.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a process explanatory view showing a schematic process of a method for obtaining a single crystal indium nitride film according to the present invention.
FIG. 2 is a schematic configuration diagram of an RF-MBE apparatus.
FIG. 3 is a cross-sectional transmission electron microscope observation image of Comparative Example 1.
[Explanation of symbols]
1 growth chamber 2 heating means 3 sapphire substrate (single crystal substrate)
4a In cell 4b Al cell 4c Ga cell 4d RF plasma cell 5 Shutter

Claims

窒素源としてＲＦプラズマにより窒素を含む原料ガスを分解して得た窒素ラジカルを用いる分子線エピタキシー成長法により、サファイア基板上にＡｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ（０≦ｘ≦１）で表される窒化ガリウム系化合物半導体の第１バッファ層を形成し、該第１バッファ層上に分子線エピタキシー成長法によりアモルファス窒化インジウムの第２バッファ層を形成し、該第２バッファ層上に単結晶窒化インジウム層を成長させ、成長終了後の基板の降温過程で生じる歪み（成長温度と降温後の室温との温度差とサファイア基板と窒化インジウムの熱膨張係数差に起因する歪み）を上記第２バッファ層に集中させて、第２バッファ層を第１バッファ層もしくは単結晶窒化インジウム層から剥離させ、サファイア基板から分離した単結晶窒化インジウム層を単結晶窒化インジウム膜として取得するようにしたことを特徴とする単結晶窒化インジウム膜の取得方法。Al _x Ga _1-x N (0 ≦ x ≦ 1) on a sapphire substrate by molecular beam epitaxy using a nitrogen radical obtained by decomposing a source gas containing nitrogen by RF plasma as a nitrogen source. A first buffer layer of a gallium nitride-based compound semiconductor is formed, a second buffer layer of amorphous indium nitride is formed on the first buffer layer by molecular beam epitaxy, and a single crystal indium nitride is formed on the second buffer layer. The second buffer layer is formed by growing a layer, and distorting the strain (due to the temperature difference between the growth temperature and the room temperature after the temperature drop and the difference in the thermal expansion coefficient between the sapphire substrate and indium nitride) during the temperature lowering process of the substrate after the growth. To separate the second buffer layer from the first buffer layer or the single crystal indium nitride layer and separate the single buffer layer from the sapphire substrate. A method for obtaining a single crystal indium nitride film, wherein the indium layer is obtained as a single crystal indium nitride film.

上記第１バッファ層を形成するＡｌ_ｘＧａ_１−ｘＮの結晶成長温度を三次元成長する２００℃〜６００℃、第１バッファ層の厚さを０．５〜１００ｎｍとしたことを特徴とする請求項１に記載の単結晶窒化インジウム膜の取得方法。The crystal growth temperature of Al _x Ga ₁ -xN forming the first buffer layer is 200 ° C. to 600 ° C. for three-dimensional growth, and the thickness of the first buffer layer is 0.5 to 100 nm. The method for obtaining a single crystal indium nitride film according to claim 1.

上記第２バッファ層を形成するアモルファス窒化インジウムの結晶成長温度を三次元アモルファス成長する２００℃〜４００℃、第２バッファ層の厚さを０．５〜１００ｎｍとしたことを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の単結晶窒化インジウム膜の取得方法。3. The crystal growth temperature of the amorphous indium nitride forming the second buffer layer is 200 ° C. to 400 ° C. for three-dimensional amorphous growth, and the thickness of the second buffer layer is 0.5 to 100 nm. Alternatively, the method for obtaining a single crystal indium nitride film according to claim 2.

上記第２バッファ層上に形成する単結晶窒化インジウム層は、その成長温度を二次元成長により単結晶窒化インジウムが成長する成長温度にあたる４００℃〜６００℃、層の厚さを熱膨張係数差による歪みの大きさが基板温度の降温過程で窒化インジウム層が基板から剥離するのに十分な大きさになる５００ｎｍ以上としたことを特徴とする請求項１〜請求項３の何れか１項に記載の単結晶窒化インジウム膜の取得方法。The single crystal indium nitride layer formed on the second buffer layer has a growth temperature of 400 ° C. to 600 ° C., which is the growth temperature at which single crystal indium nitride grows by two-dimensional growth, and the thickness of the layer is determined by a difference in thermal expansion coefficient. 4. The method according to claim 1, wherein the magnitude of the strain is at least 500 nm, at which the indium nitride layer becomes large enough to peel off the substrate from the substrate during the process of lowering the substrate temperature. The method for obtaining a single crystal indium nitride film of the above.