JP3350855B2 - Ｉｉｉ族窒化物半導体基板の製造方法 - Google Patents
Ｉｉｉ族窒化物半導体基板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ＩＩＩ族窒化物を
材料とする可視から紫外の領域の受光、発光素子や、耐
高温環境電子素子の分野に関する。
材料とする可視から紫外の領域の受光、発光素子や、耐
高温環境電子素子の分野に関する。
【０００２】
【従来の技術】ＩＩＩ族窒化物は蒸気圧が高く、高品質
な単結晶基板の作製は困難で、これらを用いた素子は、
図８に示すようにサファイアなどのＩＩＩ族窒化物以外
で入手容易かつ化学的に安定な基板上にヘテロエピ成長
している。サファイアＣ面などの基板とＩＩＩ族窒化物
は格子不整合性が大きいにもかかわらず、平坦性の優れ
た単結晶を成長するため、低温でＡｌＮまたは、ＧａＮ
の薄いバッファ層を成長後、引き続いて１０００℃近い
高温で素子に必要な膜厚の結晶を成長する二段階成長法
などが開発され、これを用いた発光素子や受光素子が実
現されている。
な単結晶基板の作製は困難で、これらを用いた素子は、
図８に示すようにサファイアなどのＩＩＩ族窒化物以外
で入手容易かつ化学的に安定な基板上にヘテロエピ成長
している。サファイアＣ面などの基板とＩＩＩ族窒化物
は格子不整合性が大きいにもかかわらず、平坦性の優れ
た単結晶を成長するため、低温でＡｌＮまたは、ＧａＮ
の薄いバッファ層を成長後、引き続いて１０００℃近い
高温で素子に必要な膜厚の結晶を成長する二段階成長法
などが開発され、これを用いた発光素子や受光素子が実
現されている。
【０００３】しかし、基板と成長するＩＩＩ族窒化物と
の格子不整合による界面からの転位の発生は防ぐことが
できず、この影響で厚い膜を成長すると表面平坦性は低
下し、ひいては多結晶化が生じてしまい、良質な厚い単
結晶膜を得ることはできていない。結局のところ、高々
数μｍの膜厚で、Ｘ線回折パタンの半値幅による評価に
おいて数分程度の膜しか得られておらず、転位密度も１
０10個／ｃｍ2 以上含まれている。
の格子不整合による界面からの転位の発生は防ぐことが
できず、この影響で厚い膜を成長すると表面平坦性は低
下し、ひいては多結晶化が生じてしまい、良質な厚い単
結晶膜を得ることはできていない。結局のところ、高々
数μｍの膜厚で、Ｘ線回折パタンの半値幅による評価に
おいて数分程度の膜しか得られておらず、転位密度も１
０10個／ｃｍ2 以上含まれている。
【０００４】さらに、１０００℃近い高温で成長を行う
ため、厚い膜を成長した場合は、図９に示すように、基
板との熱膨張係数差により、成長後に反りが生じ、歪み
による転位の増加や、ひび割れ等が生じる問題点があっ
た。熱膨張係数の差は、サファイアＣ面より基板と成長
層の格子整合性が優れたＳｉＣなどを用いた成長を行っ
ても、結局サファイアＣ面上の成長より転位密度を下げ
ることが出来ない原因と考えられるなど究極の問題とな
っている。このため、十μｍ以上の厚いＩＩＩ族窒化物
半導体素子層の形成はいまだ困難であるとともに、素子
層は多くの欠陥を含んでおり、特性の改善が困難であっ
た。
ため、厚い膜を成長した場合は、図９に示すように、基
板との熱膨張係数差により、成長後に反りが生じ、歪み
による転位の増加や、ひび割れ等が生じる問題点があっ
た。熱膨張係数の差は、サファイアＣ面より基板と成長
層の格子整合性が優れたＳｉＣなどを用いた成長を行っ
ても、結局サファイアＣ面上の成長より転位密度を下げ
ることが出来ない原因と考えられるなど究極の問題とな
っている。このため、十μｍ以上の厚いＩＩＩ族窒化物
半導体素子層の形成はいまだ困難であるとともに、素子
層は多くの欠陥を含んでおり、特性の改善が困難であっ
た。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の欠点を
改善するために提案されたもので、その目的は、転位が
少なく良好な厚い素子層を持つ構造を可能とするため、
熱膨張係数がＩＩＩ族窒化物結晶に近く、かつ結晶性の
良い表面を持つＩＩＩ族窒化物半導体基板の作製方法を
提供することにある。
改善するために提案されたもので、その目的は、転位が
少なく良好な厚い素子層を持つ構造を可能とするため、
熱膨張係数がＩＩＩ族窒化物結晶に近く、かつ結晶性の
良い表面を持つＩＩＩ族窒化物半導体基板の作製方法を
提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】既に述べたように、従来
技術の、ＩＩＩ族窒化物と格子不整合が大きく、熱膨張
係数が大きく異なるサファイア基板上のヘテロエピで
は、厚いＩＩＩ族窒化物膜を堆積した場合は、基板の反
りや、エピ膜のひび割れなどにより、良好な特性の素子
が作製できなくなる問題点があった。
技術の、ＩＩＩ族窒化物と格子不整合が大きく、熱膨張
係数が大きく異なるサファイア基板上のヘテロエピで
は、厚いＩＩＩ族窒化物膜を堆積した場合は、基板の反
りや、エピ膜のひび割れなどにより、良好な特性の素子
が作製できなくなる問題点があった。
【０００７】熱歪みの観点からすると、ＧａＡｓ基板や
ＧａＰ基板はサファイアなどの酸化物基板に比べ、ＩＩ
Ｉ族窒化物に比較的熱膨張係数は近く、厚い結晶成長が
容易ではある。しかし、格子不整合率がサファイア以上
に大きく、成長時の転位数が多いために数十μｍの厚い
膜を成長した場合は、表面凹凸が発生し、配向性の悪い
多結晶となってしまい、このままでは良好な素子が作製
出来なかった。また、冷却時の熱歪み自体の問題も解決
されたわけではない。
ＧａＰ基板はサファイアなどの酸化物基板に比べ、ＩＩ
Ｉ族窒化物に比較的熱膨張係数は近く、厚い結晶成長が
容易ではある。しかし、格子不整合率がサファイア以上
に大きく、成長時の転位数が多いために数十μｍの厚い
膜を成長した場合は、表面凹凸が発生し、配向性の悪い
多結晶となってしまい、このままでは良好な素子が作製
出来なかった。また、冷却時の熱歪み自体の問題も解決
されたわけではない。
【０００８】そこで、本発明者は、このＧａＡｓ基板に
成長したＧａＮのＧａＡｓ界面側を調べたところ、成長
表面側は荒れていたにもかかわらず、基板側は平坦で単
結晶性が良いことを発見した。さらに、この単結晶側の
面を用いてエピタキシを行えば、ＩＩＩ族窒化物の単結
晶の成長が容易で、成長時の転位発生も少なく良好で平
坦な単結晶膜が成長できることがわかった。さらに、多
結晶のＩＩＩ族窒化物材料と単結晶の材料の熱膨張係数
の差は、材料が異なる基板の場合に比べてきわめて小さ
いため、本基板を用いた結晶成長では、冷却時の転位増
殖も防げることを見いだした。
成長したＧａＮのＧａＡｓ界面側を調べたところ、成長
表面側は荒れていたにもかかわらず、基板側は平坦で単
結晶性が良いことを発見した。さらに、この単結晶側の
面を用いてエピタキシを行えば、ＩＩＩ族窒化物の単結
晶の成長が容易で、成長時の転位発生も少なく良好で平
坦な単結晶膜が成長できることがわかった。さらに、多
結晶のＩＩＩ族窒化物材料と単結晶の材料の熱膨張係数
の差は、材料が異なる基板の場合に比べてきわめて小さ
いため、本基板を用いた結晶成長では、冷却時の転位増
殖も防げることを見いだした。
【０００９】図１が本発明の構成を示す図である。すな
わち、本発明のＩＩＩ族窒化物多結晶上のＩＩＩ族窒化
物単結晶基板は、単結晶上に成長する結晶と格子は整合
しており、界面での転位の発生を防ぐことができる。ま
た、基板のその他の部分をしめる多結晶と単結晶の熱膨
張係数差は、従来技術のような異なる物質との熱膨張係
数差に比べると大変小さいため、高温の成長温度から冷
却するときの転位の増殖や基板のひび割れを抑制するこ
とができ、良好で厚い素子層を実現することが可能とな
る。作製方法としては、ＧａＡｓに接する近傍では単結
晶成長の条件でＧａＮを成長し、その上に多結晶でかま
わない十分な厚さのＧａＮを成長し、その後にＧａＡｓ
基板をエッチングにより除去して、単結晶側の表面を露
出することで実現できる。さらに、この表面にＩＩＩ族
窒化物をエピタキシすることで特性は飛躍的に向上でき
る。
わち、本発明のＩＩＩ族窒化物多結晶上のＩＩＩ族窒化
物単結晶基板は、単結晶上に成長する結晶と格子は整合
しており、界面での転位の発生を防ぐことができる。ま
た、基板のその他の部分をしめる多結晶と単結晶の熱膨
張係数差は、従来技術のような異なる物質との熱膨張係
数差に比べると大変小さいため、高温の成長温度から冷
却するときの転位の増殖や基板のひび割れを抑制するこ
とができ、良好で厚い素子層を実現することが可能とな
る。作製方法としては、ＧａＡｓに接する近傍では単結
晶成長の条件でＧａＮを成長し、その上に多結晶でかま
わない十分な厚さのＧａＮを成長し、その後にＧａＡｓ
基板をエッチングにより除去して、単結晶側の表面を露
出することで実現できる。さらに、この表面にＩＩＩ族
窒化物をエピタキシすることで特性は飛躍的に向上でき
る。
【００１０】上記の目的を達成するため本発明は、酸又
はアルカリ溶液で溶解可能な単結晶基板上に単結晶ＩＩ
Ｉ族窒化物を成長する工程と、引き続いて多結晶ＩＩＩ
族窒化物を成長する工程と、前記単結晶ＩＩＩ族窒化物
および前記多結晶ＩＩＩ族窒化物を残して、前記酸又は
アルカリ溶液で溶解可能な単結晶基板を酸又はアルカリ
溶液で除去する工程と、前記単結晶ＩＩＩ族窒化物およ
び前記多結晶ＩＩＩ族窒化物の単結晶表面上に、さらに
単結晶ＩＩＩ族窒化物層を成長する工程を含むことを特
徴とするＩＩＩ族窒化物半導体基板の製造方法を特徴と
する。
はアルカリ溶液で溶解可能な単結晶基板上に単結晶ＩＩ
Ｉ族窒化物を成長する工程と、引き続いて多結晶ＩＩＩ
族窒化物を成長する工程と、前記単結晶ＩＩＩ族窒化物
および前記多結晶ＩＩＩ族窒化物を残して、前記酸又は
アルカリ溶液で溶解可能な単結晶基板を酸又はアルカリ
溶液で除去する工程と、前記単結晶ＩＩＩ族窒化物およ
び前記多結晶ＩＩＩ族窒化物の単結晶表面上に、さらに
単結晶ＩＩＩ族窒化物層を成長する工程を含むことを特
徴とするＩＩＩ族窒化物半導体基板の製造方法を特徴と
する。
【００１１】
【発明の実施の形態】本発明は、酸又はアルカリ溶液で
溶解可能な単結晶基板上に単結晶ＩＩＩ族窒化物を成長
する工程と、引き続いて多結晶ＩＩＩ族窒化物を成長す
る工程と、前記単結晶ＩＩＩ族窒化物および前記多結晶
ＩＩＩ族窒化物を残して、前記酸又はアルカリ溶液で溶
解可能な単結晶基板を酸又はアルカリ溶液で除去する工
程と、前記単結晶ＩＩＩ族窒化物および前記多結晶ＩＩ
Ｉ族窒化物の単結晶表面上に、さらに単結晶ＩＩＩ族窒
化物層を成長する工程を含むことを特徴とするＩＩＩ族
窒化物半導体基板の製造方法を特徴とする。
溶解可能な単結晶基板上に単結晶ＩＩＩ族窒化物を成長
する工程と、引き続いて多結晶ＩＩＩ族窒化物を成長す
る工程と、前記単結晶ＩＩＩ族窒化物および前記多結晶
ＩＩＩ族窒化物を残して、前記酸又はアルカリ溶液で溶
解可能な単結晶基板を酸又はアルカリ溶液で除去する工
程と、前記単結晶ＩＩＩ族窒化物および前記多結晶ＩＩ
Ｉ族窒化物の単結晶表面上に、さらに単結晶ＩＩＩ族窒
化物層を成長する工程を含むことを特徴とするＩＩＩ族
窒化物半導体基板の製造方法を特徴とする。
【００１２】（実施例） 実施例１ 図２は本発明の第１の実施例を示す。図２（ａ）に示す
ように、炉内での砒素の蒸発による荒れを防ぐため、Ｇ
ａＡｓ（１１１）基板の裏にスパッタリングによりＳｉ
Ｏ2 を約２００ｎｍ堆積し、ＧａＡｓ表面を硫酸、過酸
化水素水、水溶液で表面の加工損傷層をエッチング後、
表面状態を良好にするため、さらにアルシン雰囲気中に
て７５０℃まで昇温しＴＭＧ（トリメチルガリウム）を
流してＧａＡｓバッファ層を約２００ｎｍ成長した。
ように、炉内での砒素の蒸発による荒れを防ぐため、Ｇ
ａＡｓ（１１１）基板の裏にスパッタリングによりＳｉ
Ｏ2 を約２００ｎｍ堆積し、ＧａＡｓ表面を硫酸、過酸
化水素水、水溶液で表面の加工損傷層をエッチング後、
表面状態を良好にするため、さらにアルシン雰囲気中に
て７５０℃まで昇温しＴＭＧ（トリメチルガリウム）を
流してＧａＡｓバッファ層を約２００ｎｍ成長した。
【００１３】このＧａＡｓ基板を５００℃に降温し、ア
ンモニアとＴＭＧを用いて約２０ｎｍのＧａＮバッファ
層を成長後、アンモニア雰囲気で８００℃に昇温し、Ｔ
ＭＧを導入して１μｍ毎時程度の低速の成長条件で約２
μｍの界面の結晶性が良好なＧａＮを成長させた［図２
（ｂ）］。引き続いて、ＴＭＧおよびアンモニア流量を
増加し、結晶性は特に重視しない高速成長の成長条件で
１００μｍのＧａＮを成長する。本成長後では表面凹凸
が発生し、表面付近の結晶も多結晶となる［図２
（ｃ）］。
ンモニアとＴＭＧを用いて約２０ｎｍのＧａＮバッファ
層を成長後、アンモニア雰囲気で８００℃に昇温し、Ｔ
ＭＧを導入して１μｍ毎時程度の低速の成長条件で約２
μｍの界面の結晶性が良好なＧａＮを成長させた［図２
（ｂ）］。引き続いて、ＴＭＧおよびアンモニア流量を
増加し、結晶性は特に重視しない高速成長の成長条件で
１００μｍのＧａＮを成長する。本成長後では表面凹凸
が発生し、表面付近の結晶も多結晶となる［図２
（ｃ）］。
【００１４】結晶成長装置から取り出したのち、バッフ
ァ弗酸溶液にてＳｉＯ2 を除去し、硫酸、過酸化水素
水、水溶液でＧａＡｓ基板を除去する［図２（ｄ）］。
残ったＧａＮ結晶のＧａＡｓ基板に接していた側は、表
面の反射型電子線回折像は非常に良好な六方対称状態を
示し表面部分の結晶性は非常に良好で、表面粗さも２ｎ
ｍ以下と平坦である。この基板を再び結晶成長装置に入
れて、単結晶表面側に５００℃アンモニア雰囲気でＴＭ
Ｇを用いて約２０ｎｍのＧａＮバッファ層を成長後、１
０００℃アンモニア雰囲気でＴＭＧを用いてＧａＮを２
μｍ成長した［図２（ｅ）］。
ァ弗酸溶液にてＳｉＯ2 を除去し、硫酸、過酸化水素
水、水溶液でＧａＡｓ基板を除去する［図２（ｄ）］。
残ったＧａＮ結晶のＧａＡｓ基板に接していた側は、表
面の反射型電子線回折像は非常に良好な六方対称状態を
示し表面部分の結晶性は非常に良好で、表面粗さも２ｎ
ｍ以下と平坦である。この基板を再び結晶成長装置に入
れて、単結晶表面側に５００℃アンモニア雰囲気でＴＭ
Ｇを用いて約２０ｎｍのＧａＮバッファ層を成長後、１
０００℃アンモニア雰囲気でＴＭＧを用いてＧａＮを２
μｍ成長した［図２（ｅ）］。
【００１５】本ＧａＮ層は六方晶構造を持っており、明
確な単結晶のＸ線回折ピークが得られ、その半値全幅は
２０秒と大変細く、透過電子線顕微鏡による観測による
と転位数が１０5 個／ｃｍ2 以下と非常に高品質であっ
た。本基板表面層を素子層として用いることも可能であ
るが、本基板の上に、９００℃アンモニア雰囲気でＴＭ
Ｇを用いてＧａＮを１５μｍ成長させたが、ひび割れが
生じることもなく、転位数も１０5 個／ｃｍ2 台の膜が
得られた。
確な単結晶のＸ線回折ピークが得られ、その半値全幅は
２０秒と大変細く、透過電子線顕微鏡による観測による
と転位数が１０5 個／ｃｍ2 以下と非常に高品質であっ
た。本基板表面層を素子層として用いることも可能であ
るが、本基板の上に、９００℃アンモニア雰囲気でＴＭ
Ｇを用いてＧａＮを１５μｍ成長させたが、ひび割れが
生じることもなく、転位数も１０5 個／ｃｍ2 台の膜が
得られた。
【００１６】実施例２ 図３は本発明の第２の実施例を示す。図３（ａ）に示す
ように、炉内での砒素の蒸発による荒れを防ぐため、Ｇ
ａＡｓ（１１１）基板の裏にスパッタリングによりＳｉ
Ｏ2 を約２００ｎｍ堆積し、ＧａＡｓ表面を硫酸、過酸
化水素水、水溶液で表面の加工損傷層をエッチング後、
表面状態を良好にするため、さらにアルシン雰囲気中に
て７５０℃まで昇温しＴＭＧを流してＧａＡｓバッファ
層を約２００ｎｍ成長した。
ように、炉内での砒素の蒸発による荒れを防ぐため、Ｇ
ａＡｓ（１１１）基板の裏にスパッタリングによりＳｉ
Ｏ2 を約２００ｎｍ堆積し、ＧａＡｓ表面を硫酸、過酸
化水素水、水溶液で表面の加工損傷層をエッチング後、
表面状態を良好にするため、さらにアルシン雰囲気中に
て７５０℃まで昇温しＴＭＧを流してＧａＡｓバッファ
層を約２００ｎｍ成長した。
【００１７】このＧａＡｓ基板を６００℃に降温し、ア
ンモニアとＴＭＧとＴＭＡ（トリメチルアルミニウム）
を用いて約２０ｎｍのＡｌ0.3 Ｇａ0.7 Ｎバッファ層を
成長後、アンモニア雰囲気で８００℃に昇温し、ＴＭＧ
とＴＭＡを導入して１μｍ毎時程度の低速の成長条件で
約２μｍの界面の結晶性が良好なＡｌ0.3 Ｇａ0.7 Ｎを
成長させた［図３（ｂ）］。
ンモニアとＴＭＧとＴＭＡ（トリメチルアルミニウム）
を用いて約２０ｎｍのＡｌ0.3 Ｇａ0.7 Ｎバッファ層を
成長後、アンモニア雰囲気で８００℃に昇温し、ＴＭＧ
とＴＭＡを導入して１μｍ毎時程度の低速の成長条件で
約２μｍの界面の結晶性が良好なＡｌ0.3 Ｇａ0.7 Ｎを
成長させた［図３（ｂ）］。
【００１８】引き続いて、ＴＭＧ、ＴＭＡおよびアンモ
ニア流量を増加し、結晶性は特に重視しない高速成長の
成長条件で１００μｍのＡｌ0.3 Ｇａ0.7 Ｎを成長す
る。本成長後では表面凹凸が発生し、表面付近の結晶も
多結晶となる［図３（ｃ）］。
ニア流量を増加し、結晶性は特に重視しない高速成長の
成長条件で１００μｍのＡｌ0.3 Ｇａ0.7 Ｎを成長す
る。本成長後では表面凹凸が発生し、表面付近の結晶も
多結晶となる［図３（ｃ）］。
【００１９】結晶成長装置から取り出したのち、バッフ
ァ弗酸溶液にてＳｉＯ2 を除去し、硫酸、過酸化水素
水、水溶液でＧａＡｓ基板を除去する。残ったＡｌ0.3
Ｇａ0.7 Ｎ結晶のＧａＡｓ基板に接していた側は平坦で
単結晶状態の表面が露出する［図３（ｄ）］。この基板
を再び結晶成長装置に入れて、単結晶表面側に６００℃
アンモニア雰囲気でＴＭＧとＴＭＡを用いて約２０ｎｍ
のＡｌ0.3 Ｇａ0.7 Ｎバッファ層を成長後、１０５０℃
アンモニア雰囲気でＴＭＧとＴＭＡを用いてＡｌ0.3 Ｇ
ａ0.7 Ｎを２μｍほど成長した［図３（ｅ）］。
ァ弗酸溶液にてＳｉＯ2 を除去し、硫酸、過酸化水素
水、水溶液でＧａＡｓ基板を除去する。残ったＡｌ0.3
Ｇａ0.7 Ｎ結晶のＧａＡｓ基板に接していた側は平坦で
単結晶状態の表面が露出する［図３（ｄ）］。この基板
を再び結晶成長装置に入れて、単結晶表面側に６００℃
アンモニア雰囲気でＴＭＧとＴＭＡを用いて約２０ｎｍ
のＡｌ0.3 Ｇａ0.7 Ｎバッファ層を成長後、１０５０℃
アンモニア雰囲気でＴＭＧとＴＭＡを用いてＡｌ0.3 Ｇ
ａ0.7 Ｎを２μｍほど成長した［図３（ｅ）］。
【００２０】本Ａｌ0.3 Ｇａ0.7 Ｎ層は六方晶構造を持
っており、明確な単結晶のＸ線回折ピークが得られ、そ
の半値全幅は３０秒と大変細く、透過電子線顕微鏡によ
る観測によると転位数が１０6 個／ｃｍ2 以下と非常に
高品質であった。素子層として用いることも可能である
が、この基板を素子層成長用の基板として用い得ること
はいうまでもない。
っており、明確な単結晶のＸ線回折ピークが得られ、そ
の半値全幅は３０秒と大変細く、透過電子線顕微鏡によ
る観測によると転位数が１０6 個／ｃｍ2 以下と非常に
高品質であった。素子層として用いることも可能である
が、この基板を素子層成長用の基板として用い得ること
はいうまでもない。
【００２１】実施例３ 図４は本発明の第３の実施例を示す。図４（ａ）に示す
ように、炉内での砒素の蒸発による荒れを防ぐため、Ｇ
ａＡｓ（００１）基板の裏にスパッタリングによりＳｉ
Ｏ2 を約２００ｎｍ堆積し、ＧａＡｓ表面を硫酸、過酸
化水素水、水溶液で表面の加工損傷層をエッチング後、
表面状態を良好にするため、さらにアルシン雰囲気中に
て７５０℃まで昇温しＴＭＧを流してＧａＡｓバッファ
層を約２００ｎｍ成長した。
ように、炉内での砒素の蒸発による荒れを防ぐため、Ｇ
ａＡｓ（００１）基板の裏にスパッタリングによりＳｉ
Ｏ2 を約２００ｎｍ堆積し、ＧａＡｓ表面を硫酸、過酸
化水素水、水溶液で表面の加工損傷層をエッチング後、
表面状態を良好にするため、さらにアルシン雰囲気中に
て７５０℃まで昇温しＴＭＧを流してＧａＡｓバッファ
層を約２００ｎｍ成長した。
【００２２】このＧａＡｓ基板を５００℃に降温し、ア
ンモニアとＴＭＧを用いて約２０ｎｍのＧａＮバッファ
層を成長後、アンモニア雰囲気で７５０℃に昇温し、Ｔ
ＭＧを導入して１μｍ毎時程度の低速の成長条件で約２
μｍの界面の結晶性が良好なＧａＮを成長させた［図４
（ｂ）］。
ンモニアとＴＭＧを用いて約２０ｎｍのＧａＮバッファ
層を成長後、アンモニア雰囲気で７５０℃に昇温し、Ｔ
ＭＧを導入して１μｍ毎時程度の低速の成長条件で約２
μｍの界面の結晶性が良好なＧａＮを成長させた［図４
（ｂ）］。
【００２３】引き続いて、ＴＭＧおよびアンモニア流量
を増加し、結晶性は特に重視しない高速成長の成長条件
で１００μｍのＧａＮを成長する。本成長後では表面凹
凸が発生し、表面付近の結晶も多結晶となる［図４
（ｃ）］。
を増加し、結晶性は特に重視しない高速成長の成長条件
で１００μｍのＧａＮを成長する。本成長後では表面凹
凸が発生し、表面付近の結晶も多結晶となる［図４
（ｃ）］。
【００２４】結晶成長装置から取り出したのち、バッフ
ァ弗酸溶液にてＳｉＯ2 を除去し、硫酸、過酸化水素
水、水溶液でＧａＡｓ基板を除去する。残ったＧａＮ結
晶は、ＧａＡｓ基板に接していた側は平坦で単結晶状態
の表面が露出する［図４（ｄ）］。この基板を再び結晶
成長装置に入れて、単結晶表面側に５００℃アンモニア
雰囲気でＴＭＧを用いて約２０ｎｍのＧａＮバッファ層
を成長後、７５０℃アンモニア雰囲気でＴＭＧを用いて
ＧａＮを２μｍほど成長した［図４（ｅ）］。
ァ弗酸溶液にてＳｉＯ2 を除去し、硫酸、過酸化水素
水、水溶液でＧａＡｓ基板を除去する。残ったＧａＮ結
晶は、ＧａＡｓ基板に接していた側は平坦で単結晶状態
の表面が露出する［図４（ｄ）］。この基板を再び結晶
成長装置に入れて、単結晶表面側に５００℃アンモニア
雰囲気でＴＭＧを用いて約２０ｎｍのＧａＮバッファ層
を成長後、７５０℃アンモニア雰囲気でＴＭＧを用いて
ＧａＮを２μｍほど成長した［図４（ｅ）］。
【００２５】本ＧａＮ層は立方晶構造を持っており、明
確な単結晶のＸ線回折ピークが得られ、その半値全幅は
３０秒と大変細く、透過電子線顕微鏡による観測による
と転位数が１０6 個／ｃｍ2 以下と非常に高品質であっ
た。素子層として用いることも可能であるが、この基板
を素子層成長用の基板として用い得ることはいうまでも
ない。
確な単結晶のＸ線回折ピークが得られ、その半値全幅は
３０秒と大変細く、透過電子線顕微鏡による観測による
と転位数が１０6 個／ｃｍ2 以下と非常に高品質であっ
た。素子層として用いることも可能であるが、この基板
を素子層成長用の基板として用い得ることはいうまでも
ない。
【００２６】実施例４ 図５は本発明の第４の実施例を示す。図５（ａ）に示す
ように、炉内での砒素の蒸発による荒れを防ぐため、Ｇ
ａＡｓ（００１）基板の裏にスパッタリングによりＳｉ
Ｏ2 を約２００ｎｍ堆積し、ＧａＡｓ表面を硫酸、過酸
化水素水、水溶液で表面の加工損傷層をエッチング後、
表面状態を良好にするため、さらにアルシン雰囲気中に
て７５０℃まで昇温しＴＭＧを流してＧａＡｓバッファ
層を約２００ｎｍ成長した。
ように、炉内での砒素の蒸発による荒れを防ぐため、Ｇ
ａＡｓ（００１）基板の裏にスパッタリングによりＳｉ
Ｏ2 を約２００ｎｍ堆積し、ＧａＡｓ表面を硫酸、過酸
化水素水、水溶液で表面の加工損傷層をエッチング後、
表面状態を良好にするため、さらにアルシン雰囲気中に
て７５０℃まで昇温しＴＭＧを流してＧａＡｓバッファ
層を約２００ｎｍ成長した。
【００２７】このＧａＡｓ基板を５００℃に降温し、ア
ンモニアとＴＭＧとＴＭＩ（トリメチルインジウム）を
用いて約２０ｎｍのＩｎ0.1 Ｇａ0.9 Ｎバッファ層を成
長後、アンモニア雰囲気で６００℃に昇温し、ＴＭＧと
ＴＭＩを導入して１μｍ毎時程度の低速の成長条件で約
２μｍの界面の結晶性が良好なＩｎ0.1 Ｇａ0.9 Ｎを成
長させた［図５（ｂ）］。
ンモニアとＴＭＧとＴＭＩ（トリメチルインジウム）を
用いて約２０ｎｍのＩｎ0.1 Ｇａ0.9 Ｎバッファ層を成
長後、アンモニア雰囲気で６００℃に昇温し、ＴＭＧと
ＴＭＩを導入して１μｍ毎時程度の低速の成長条件で約
２μｍの界面の結晶性が良好なＩｎ0.1 Ｇａ0.9 Ｎを成
長させた［図５（ｂ）］。
【００２８】引き続いて、ＴＭＧ、ＴＭＩおよびアンモ
ニア流量を増加し、結晶性は特に重視しない高速成長の
成長条件で１００μｍのＩｎ0.1 Ｇａ0.9 Ｎを成長す
る。本成長後では表面凹凸が発生し、表面付近の結晶も
多結晶となる［図５（ｃ）］。
ニア流量を増加し、結晶性は特に重視しない高速成長の
成長条件で１００μｍのＩｎ0.1 Ｇａ0.9 Ｎを成長す
る。本成長後では表面凹凸が発生し、表面付近の結晶も
多結晶となる［図５（ｃ）］。
【００２９】結晶成長装置から取り出したのち、バッフ
ァ弗酸溶液にてＳｉＯ2 を除去し、硫酸、過酸化水素
水、水溶液でＧａＡｓ基板を除去する。残ったＩｎ0.1
Ｇａ0.9 Ｎ結晶は、ＧａＡｓ基板に接していた側は平坦
で単結晶状態の表面が露出する［図５（ｄ）］。この基
板を再び結晶成長装置に入れて、単結晶表面側に５００
℃アンモニア雰囲気でＴＭＧとＴＭＩを用いて約２０ｎ
ｍのＩｎ0.1 Ｇａ0.9 Ｎバッファ層を成長後、６００℃
アンモニア雰囲気でＴＭＧとＴＭＩを用いてＩｎ0.1 Ｇ
ａ0.9 Ｎを２μｍほど成長した［図５（ｅ）］。
ァ弗酸溶液にてＳｉＯ2 を除去し、硫酸、過酸化水素
水、水溶液でＧａＡｓ基板を除去する。残ったＩｎ0.1
Ｇａ0.9 Ｎ結晶は、ＧａＡｓ基板に接していた側は平坦
で単結晶状態の表面が露出する［図５（ｄ）］。この基
板を再び結晶成長装置に入れて、単結晶表面側に５００
℃アンモニア雰囲気でＴＭＧとＴＭＩを用いて約２０ｎ
ｍのＩｎ0.1 Ｇａ0.9 Ｎバッファ層を成長後、６００℃
アンモニア雰囲気でＴＭＧとＴＭＩを用いてＩｎ0.1 Ｇ
ａ0.9 Ｎを２μｍほど成長した［図５（ｅ）］。
【００３０】本Ｉｎ0.1 Ｇａ0.9 Ｎ層は立方晶構造を持
っており、明確な単結晶のＸ線回折ピークが得られ、そ
の半値全幅は３５秒と大変細く、透過電子線顕微鏡によ
る観測によると転位数が１０7 個／ｃｍ2 以下と非常に
高品質であった。また、六方晶の混合が非常に少ない結
晶が得られた。素子層として用いることも可能である
が、この基板を素子層成長用の基板として用い得ること
はいうまでもない。
っており、明確な単結晶のＸ線回折ピークが得られ、そ
の半値全幅は３５秒と大変細く、透過電子線顕微鏡によ
る観測によると転位数が１０7 個／ｃｍ2 以下と非常に
高品質であった。また、六方晶の混合が非常に少ない結
晶が得られた。素子層として用いることも可能である
が、この基板を素子層成長用の基板として用い得ること
はいうまでもない。
【００３１】実施例５ 図６は本発明の第５の実施例を示す。鏡面研磨したＭｇ
Ｏ基板をアセトン及びアルコールで洗浄した後［図６
（ａ）］、結晶成長装置に導入する。
Ｏ基板をアセトン及びアルコールで洗浄した後［図６
（ａ）］、結晶成長装置に導入する。
【００３２】このＭｇＯ基板を５００℃に降温し、アン
モニアとＴＭＧを用いて約２０ｎｍのＧａＮバッファ層
を成長後、アンモニア雰囲気で７５０℃に昇温し、ＴＭ
Ｇを導入して１μｍ毎時程度の低速の成長条件で約２μ
ｍの基板界面の結晶性が良好なＧａＮを成長させた［図
６（ｂ）］。
モニアとＴＭＧを用いて約２０ｎｍのＧａＮバッファ層
を成長後、アンモニア雰囲気で７５０℃に昇温し、ＴＭ
Ｇを導入して１μｍ毎時程度の低速の成長条件で約２μ
ｍの基板界面の結晶性が良好なＧａＮを成長させた［図
６（ｂ）］。
【００３３】引き続いて、ＴＭＧおよびアンモニア流量
を増加し、結晶性は特に重視しない高速成長の成長条件
で１００μｍのＧａＮを成長する。本成長後では表面凹
凸が発生し、表面付近の結晶も多結晶となる［図６
（ｃ）］。
を増加し、結晶性は特に重視しない高速成長の成長条件
で１００μｍのＧａＮを成長する。本成長後では表面凹
凸が発生し、表面付近の結晶も多結晶となる［図６
（ｃ）］。
【００３４】結晶成長装置から取り出したのち、硫酸、
過酸化水素水、水溶液でＭｇＯ基板を除去する。残った
ＧａＮ結晶は、ＭｇＯ基板に接していた側は平坦で単結
晶状態の表面が露出する［図６（ｄ）］。この基板を再
び結晶成長装置に入れて、単結晶表面側に５００℃アン
モニア雰囲気でＴＭＧを用いて約２０ｎｍのＧａＮバッ
ファ層を成長後、７５０℃アンモニア雰囲気でＴＭＧを
用いてＧａＮを２μｍほど成長した［図６（ｅ）］。
過酸化水素水、水溶液でＭｇＯ基板を除去する。残った
ＧａＮ結晶は、ＭｇＯ基板に接していた側は平坦で単結
晶状態の表面が露出する［図６（ｄ）］。この基板を再
び結晶成長装置に入れて、単結晶表面側に５００℃アン
モニア雰囲気でＴＭＧを用いて約２０ｎｍのＧａＮバッ
ファ層を成長後、７５０℃アンモニア雰囲気でＴＭＧを
用いてＧａＮを２μｍほど成長した［図６（ｅ）］。
【００３５】本ＧａＮ層は立方晶構造を持っており、明
確な単結晶のＸ線回折ピークが得られ、その半値全幅は
３０秒と大変細く、透過電子線顕微鏡による観測による
と転位数が１０6 個／ｃｍ2 以下と非常に高品質であっ
た。素子層として用いることも可能であるが、この基板
を素子成長用の基板として用い得ることは言うまでもな
い。
確な単結晶のＸ線回折ピークが得られ、その半値全幅は
３０秒と大変細く、透過電子線顕微鏡による観測による
と転位数が１０6 個／ｃｍ2 以下と非常に高品質であっ
た。素子層として用いることも可能であるが、この基板
を素子成長用の基板として用い得ることは言うまでもな
い。
【００３６】実施例６ 図７は本発明の第６の実施例を示す。図７（ａ）に示す
ように、炉内での燐の蒸発による荒れを防ぐため、Ｇａ
Ｐ（１１１）基板の裏にスパッタリングによりＳｉＯ2
を約２００ｎｍ堆積し、ＧａＰ表面を王水溶液で表面の
加工損傷層をエッチング後、表面状態を良好にするた
め、さらに燐雰囲気中にて８００℃まで昇温しＴＭＧを
流してＧａＰバッファ層を約２００ｎｍ成長した。
ように、炉内での燐の蒸発による荒れを防ぐため、Ｇａ
Ｐ（１１１）基板の裏にスパッタリングによりＳｉＯ2
を約２００ｎｍ堆積し、ＧａＰ表面を王水溶液で表面の
加工損傷層をエッチング後、表面状態を良好にするた
め、さらに燐雰囲気中にて８００℃まで昇温しＴＭＧを
流してＧａＰバッファ層を約２００ｎｍ成長した。
【００３７】このＧａＰ基板を５００℃に降温し、アン
モニアとＴＭＧを用いて約２０ｎｍのＧａＮバッファ層
を成長後、アンモニア雰囲気で８００℃に昇温し、ＴＭ
Ｇを導入して１μｍ毎時程度の低速の成長条件で約２μ
ｍの界面の結晶性が良好なＧａＮを成長させた［図７
（ｂ）］。
モニアとＴＭＧを用いて約２０ｎｍのＧａＮバッファ層
を成長後、アンモニア雰囲気で８００℃に昇温し、ＴＭ
Ｇを導入して１μｍ毎時程度の低速の成長条件で約２μ
ｍの界面の結晶性が良好なＧａＮを成長させた［図７
（ｂ）］。
【００３８】引き続いて、ＴＭＧおよびアンモニア流量
を増加し、結晶性は特に重視しない高速成長の成長条件
で１００μｍのＧａＮを成長する。本成長後では表面凹
凸が発生し、表面付近の結晶も多結晶となる［図７
（ｃ）］。
を増加し、結晶性は特に重視しない高速成長の成長条件
で１００μｍのＧａＮを成長する。本成長後では表面凹
凸が発生し、表面付近の結晶も多結晶となる［図７
（ｃ）］。
【００３９】結晶成長装置から取り出したのち、バッフ
ァ弗酸溶液にてＳｉＯ2 を除去し、王水溶液でＧａＰ基
板を除去する。残ったＧａＮ結晶は、ＧａＰ基板に接し
ていた側は平坦で単結晶状態の表面が露出する［図７
（ｄ）］。この基板を再び結晶成長装置に入れて、単結
晶表面側に５００℃アンモニア雰囲気でＴＭＧを用いて
約２０ｎｍのＧａＮバッファ層を成長後、１０００℃ア
ンモニア雰囲気でＴＭＧを用いてＧａＮを２μｍ成長し
た［図７（ｅ）］。
ァ弗酸溶液にてＳｉＯ2 を除去し、王水溶液でＧａＰ基
板を除去する。残ったＧａＮ結晶は、ＧａＰ基板に接し
ていた側は平坦で単結晶状態の表面が露出する［図７
（ｄ）］。この基板を再び結晶成長装置に入れて、単結
晶表面側に５００℃アンモニア雰囲気でＴＭＧを用いて
約２０ｎｍのＧａＮバッファ層を成長後、１０００℃ア
ンモニア雰囲気でＴＭＧを用いてＧａＮを２μｍ成長し
た［図７（ｅ）］。
【００４０】本ＧａＮ層は六方晶構造を持っており、明
確な単結晶のＸ線回折ピークが得られ、その半値全幅は
２０秒と大変細く、透過電子線顕微鏡による観測による
と転位数が１０5 個／ｃｍ2 以下と非常に高品質であっ
た。素子層として用いることも可能であるが、この基板
を素子成長用の基板として用い得ることは言うまでもな
い。
確な単結晶のＸ線回折ピークが得られ、その半値全幅は
２０秒と大変細く、透過電子線顕微鏡による観測による
と転位数が１０5 個／ｃｍ2 以下と非常に高品質であっ
た。素子層として用いることも可能であるが、この基板
を素子成長用の基板として用い得ることは言うまでもな
い。
【００４１】ＩＩＩ族窒化物は室温で化学的には安定
で、実施例に示したＧａＡｓ、ＭｇＯ、ＧａＰ以外の酸
またはアルカリ溶液で溶解可能な単結晶基板でもＩＩＩ
族窒化物を分離でき、本基板作製に用いうることはいう
までもない。但し、ＧａＡｓは熱膨張係数が比較的にＩ
ＩＩ族窒化物に近く、厚い多結晶膜を積む条件のマージ
ンが広いこと、溶解しやすいためにＭｇＯやＧａＰなど
に比べ短期間で基板を除去でき、かつ露出する窒化物表
面を傷めることなく除去しやすいことなどから、本発明
の作製方法に用いるのに特に適している。
で、実施例に示したＧａＡｓ、ＭｇＯ、ＧａＰ以外の酸
またはアルカリ溶液で溶解可能な単結晶基板でもＩＩＩ
族窒化物を分離でき、本基板作製に用いうることはいう
までもない。但し、ＧａＡｓは熱膨張係数が比較的にＩ
ＩＩ族窒化物に近く、厚い多結晶膜を積む条件のマージ
ンが広いこと、溶解しやすいためにＭｇＯやＧａＰなど
に比べ短期間で基板を除去でき、かつ露出する窒化物表
面を傷めることなく除去しやすいことなどから、本発明
の作製方法に用いるのに特に適している。
【００４２】尚、これら実施例では、窒化物の結晶成長
方法として有機金属気相成長方法を用いたが、ハライド
気相成長法や分子線成長方法など他の結晶成長方法を用
いても可能なことは言うまでもない。また、製造するＩ
ＩＩ族窒化物層の組成は、実施例に記載のものに限定さ
れるものではなく、Ａｌx Ｇａy ＩｎZ Ｎ：ｘ＋ｙ＋ｚ
＝１の任意の組成を含むことは言うまでもない。
方法として有機金属気相成長方法を用いたが、ハライド
気相成長法や分子線成長方法など他の結晶成長方法を用
いても可能なことは言うまでもない。また、製造するＩ
ＩＩ族窒化物層の組成は、実施例に記載のものに限定さ
れるものではなく、Ａｌx Ｇａy ＩｎZ Ｎ：ｘ＋ｙ＋ｚ
＝１の任意の組成を含むことは言うまでもない。
【００４３】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
ＩＩＩ族窒化物単結晶表面を持ち、かつ熱膨張係数がＩ
ＩＩ族窒化物に近い基板を提供することができる。本基
板を用いると、結晶成長温度から室温に降温する際に歪
みによる基板の反りや転位の増加が抑制できるため、厚
く成長しても表面荒れや、ひび割れを生じることがな
く、かつ転位が少ない良質のＩＩＩ族窒化物結晶を成長
できる利点が有る。
ＩＩＩ族窒化物単結晶表面を持ち、かつ熱膨張係数がＩ
ＩＩ族窒化物に近い基板を提供することができる。本基
板を用いると、結晶成長温度から室温に降温する際に歪
みによる基板の反りや転位の増加が抑制できるため、厚
く成長しても表面荒れや、ひび割れを生じることがな
く、かつ転位が少ない良質のＩＩＩ族窒化物結晶を成長
できる利点が有る。
【００４４】厚く良質なＩＩＩ族窒化物が成長できるこ
とを応用すれば、薄く制限されていたＩＩＩ族窒化物発
光ダイオードの発光層を厚くすることができ、出力の向
上を図ることが可能である。また転位数や欠陥が少ない
結晶を成長できることを応用すれば、受光素子の暗電流
を低下することが可能である。このように、本発明の応
用により、ＩＩＩ族窒化物を使った素子の光学的、電気
的特性を大幅に向上できることになる。
とを応用すれば、薄く制限されていたＩＩＩ族窒化物発
光ダイオードの発光層を厚くすることができ、出力の向
上を図ることが可能である。また転位数や欠陥が少ない
結晶を成長できることを応用すれば、受光素子の暗電流
を低下することが可能である。このように、本発明の応
用により、ＩＩＩ族窒化物を使った素子の光学的、電気
的特性を大幅に向上できることになる。
【図１】本発明の構成を示す図である。
【図２】実施例１の構成と作製方法を示す図で、（ａ）
〜（ｅ）は各工程を示す。
〜（ｅ）は各工程を示す。
【図３】実施例２の構成と作製方法を示す図で、（ａ）
〜（ｅ）は各工程を示す。
〜（ｅ）は各工程を示す。
【図４】実施例３の構成と作製方法を示す図で、（ａ）
〜（ｅ）は各工程を示す。
〜（ｅ）は各工程を示す。
【図５】実施例４の構成と作製方法を示す図で、（ａ）
〜（ｅ）は各工程を示す。
〜（ｅ）は各工程を示す。
【図６】実施例５の構成と作製方法を示す図で、（ａ）
〜（ｅ）は各工程を示す。
〜（ｅ）は各工程を示す。
【図７】実施例６の構成と作製方法を示す図で、（ａ）
〜（ｅ）は各工程を示す。
〜（ｅ）は各工程を示す。
【図８】従来の構成を示す図である。
【図９】従来の構成の問題点を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) H01L 21/20 - 21/205 H01L 33/00 H01S 5/30 - 5/347 Ｗｅｂ ｏｆ Ｓｃｉｅｎｃｅ
Claims (4)
- 【請求項１】 酸又はアルカリ溶液で溶解可能な単結晶
基板上に単結晶ＩＩＩ族窒化物を成長する工程と、 引き続いて多結晶ＩＩＩ族窒化物を成長する工程と、前記単結晶ＩＩＩ族窒化物および前記多結晶ＩＩＩ族窒
化物を残して、前記 酸又はアルカリ溶液で溶解可能な単
結晶基板を酸又はアルカリ溶液で除去する工程と、前記単結晶ＩＩＩ族窒化物および前記多結晶ＩＩＩ族窒
化物 の単結晶表面上に、さらに単結晶ＩＩＩ族窒化物層
を成長する工程を含むことを特徴とするＩＩＩ族窒化物
半導体基板の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１記載の酸又はアルカリ溶液で溶
解可能な単結晶基板としてＧａＡｓを用いることを特徴
とするＩＩＩ族窒化物半導体基板の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１記載の酸又はアルカリ溶液で溶
解可能な単結晶基板としてＭｇＯを用いることを特徴と
するＩＩＩ族窒化物半導体基板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１記載の酸又はアルカリ溶液で溶
解可能な単結晶基板としてＧａＰを用いることを特徴と
するＩＩＩ族窒化物半導体基板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29352895A JP3350855B2 (ja) | 1995-10-16 | 1995-10-16 | Ｉｉｉ族窒化物半導体基板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29352895A JP3350855B2 (ja) | 1995-10-16 | 1995-10-16 | Ｉｉｉ族窒化物半導体基板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09115832A JPH09115832A (ja) | 1997-05-02 |
| JP3350855B2 true JP3350855B2 (ja) | 2002-11-25 |
Family
ID=17795917
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29352895A Expired - Fee Related JP3350855B2 (ja) | 1995-10-16 | 1995-10-16 | Ｉｉｉ族窒化物半導体基板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3350855B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2009090821A1 (ja) | 2008-01-16 | 2009-07-23 | National University Corporation Tokyo University Of Agriculture And Technology | Ａｌ系ＩＩＩ族窒化物単結晶層を有する積層体の製造方法、該製法で製造される積層体、該積層体を用いたＡｌ系ＩＩＩ族窒化物単結晶基板の製造方法、および、窒化アルミニウム単結晶基板 |
| WO2011007762A1 (ja) * | 2009-07-16 | 2011-01-20 | 株式会社トクヤマ | 窒化アルミニウム単結晶層を有する積層体の製造方法、該製法で製造される積層体、該積層体を用いた窒化アルミニウム単結晶基板の製造方法、および、窒化アルミニウム単結晶基板 |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4314887B2 (ja) * | 1997-11-26 | 2009-08-19 | 日亜化学工業株式会社 | 窒化物半導体素子 |
| 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 |
| JP2005340747A (ja) * | 2003-11-04 | 2005-12-08 | Hitachi Cable Ltd | Ｉｉｉ−ｖ族窒化物系半導体基板及びその製造方法、ｉｉｉ−ｖ族窒化物系半導体デバイス、ｉｉｉ−ｖ族窒化物系半導体基板のロット |
| JP6019777B2 (ja) * | 2012-06-07 | 2016-11-02 | 住友電気工業株式会社 | ＡｌＮ結晶基板およびその製造方法 |
-
1995
- 1995-10-16 JP JP29352895A patent/JP3350855B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2009090821A1 (ja) | 2008-01-16 | 2009-07-23 | National University Corporation Tokyo University Of Agriculture And Technology | Ａｌ系ＩＩＩ族窒化物単結晶層を有する積層体の製造方法、該製法で製造される積層体、該積層体を用いたＡｌ系ＩＩＩ族窒化物単結晶基板の製造方法、および、窒化アルミニウム単結晶基板 |
| WO2011007762A1 (ja) * | 2009-07-16 | 2011-01-20 | 株式会社トクヤマ | 窒化アルミニウム単結晶層を有する積層体の製造方法、該製法で製造される積層体、該積層体を用いた窒化アルミニウム単結晶基板の製造方法、および、窒化アルミニウム単結晶基板 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09115832A (ja) | 1997-05-02 |
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