WO2013035325A1 - 窒化物半導体構造及びその作製方法 - Google Patents

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熊倉　一英
赤坂　哲也
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Definitions

  • the present invention relates to a nitride semiconductor structure and a manufacturing method thereof.
  • Wurtzite AlGaInBN has a very large direct transition band gap from 0.7 eV to 6.2 eV, and can form a quantum well structure or a two-dimensional electron gas by forming a heterojunction. it can. Furthermore, the breakdown electric field of GaN is 3.3 ⁇ 10 6 V / cm, which is about 8 times larger than that of GaAs and has a high saturation electron velocity. Due to these excellent characteristics, wurtzite AlGaInBN is applied and put into practical use in the following three fields.
  • a blue to green light emitting diode made of wurtzite AlGaInBN.
  • This LED has features such as low power consumption, long life, and small size, and is widely put into practical use in traffic lights, electronic bulletin boards, display backlights, LED displays, various illuminations, photosensitive light sources, and the like.
  • a wurtzite AlGaInBN semiconductor laser LD is widely used as a game machine or a next-generation optical disk light source because it is smaller, consumes less power, and can be manufactured at a lower cost than other lasers.
  • an AlGaN / GaN high electron mobility transistor is a mobile phone base station as a high-frequency high-power transistor in the millimeter wave band due to a high carrier concentration of a two-dimensional electron gas, a high electron saturation speed, and a high breakdown electric field. It is being put to practical use as a device.
  • a nitride semiconductor is a wide band gap semiconductor and can absorb light in almost the entire area of sunlight. Moreover, there is a possibility that an ultra-high efficiency solar cell can be realized by using a heterostructure.
  • wurtzite AlGaInBN is grown on a sapphire substrate.
  • the sapphire substrate is relatively inexpensive, can be a large-area substrate, has excellent crystallinity, and is insulative, and is widely used in the above device applications.
  • LT-AlN a method of growing an AlN layer at a low temperature
  • LT-GaN a method of growing a GaN layer at a low temperature
  • AlON a method of growing an O 3 / AlON / AlN / Al 2 O 3 multilayer film
  • LT-AlN uses a metal organic chemical vapor deposition apparatus (MOCVD) to form a thin amorphous AlN layer as a buffer layer at a low temperature of about 500 ° C., and anneals the buffer layer at a high temperature of about 1000 ° C.
  • MOCVD metal organic chemical vapor deposition apparatus
  • This is a method of growing a nitride semiconductor such as GaN on a layer (see Non-Patent Document 1). It has been reported that single crystal and crack-free high-quality GaN grows on a sapphire substrate by LT-AlN.
  • LT-GaN uses MOCVD in the same way as LT-AlN, forms a thin amorphous GaN layer as a buffer layer at a low temperature of about 500 ° C., and anneals the buffer layer at a high temperature of about 1000 ° C.
  • This is a method of growing a nitride semiconductor such as GaN on top (see Non-Patent Document 2). It has been reported that high quality GaN having a single crystal and high mobility grows on a sapphire substrate by LT-GaN.
  • AlON is the ECR plasma sputtering, on a sapphire substrate, the Al 2 O 3 layer, AlON layer compositionally graded, AlN layer, and the multilayer film of the Al 2 O 3 layer is grown as a buffer layer, on the buffer layer
  • GaN is grown by MOCVD (see Non-Patent Document 3). It has been reported that flat and high quality GaN can be grown by using this method.
  • the wurtzite AlGaInBN thin film grown on the sapphire substrate or silicon carbide substrate is separated from the sapphire substrate or silicon carbide substrate and transferred to a second substrate suitable for the application.
  • a second substrate suitable for the application has been proposed and studied.
  • the wurtzite AlGaInBN thin film can be grown on a sapphire substrate or a silicon carbide substrate by vapor phase epitaxy (VPE) or MOCVD.
  • VPE vapor phase epitaxy
  • MOCVD metal-organic chemical vapor deposition
  • Two methods have been proposed as a method of separating a wurtzite AlGaInBN thin film grown by a VPE method or a MOCVD method from a sapphire substrate or a silicon carbide substrate and transferring it to a second substrate.
  • One is to irradiate a wurtzite AlGaInBN thin film grown on a low-temperature grown GaN buffer layer on a sapphire substrate with an excimer laser having a wavelength of 248 nm to thermally melt GaN at the interface with the sapphire substrate.
  • the separated wurtzite AlGaInBN thin film is transferred to the second substrate.
  • This method is called “laser lift-off” (see Non-Patent Document 4).
  • the separated wurtzite AlGaInBN thin film is transferred to the second substrate.
  • This method is called “chemical lift-off” (see Non-Patent Documents 5 and 6).
  • CrN is a method of growing a nitride semiconductor such as GaN on the CrN by using MOCVD on a sapphire substrate using a sputtering method (Non-patent Document 5). By immersing the sample in a perchloric acid-based CrN etching solution, the CrN sacrificial layer is chemically etched, and a nitride semiconductor thin film such as GaN is separated from the sapphire substrate.
  • ZnO is a method in which a pulsed laser deposition method is used to grow a nitride semiconductor such as GaN on the ZnO using MOCVD (Non-patent Document 6).
  • a pulsed laser deposition method is used to grow a nitride semiconductor such as GaN on the ZnO using MOCVD (Non-patent Document 6).
  • MOCVD Metal Organic Chemical Vapor Deposition
  • wurtzite AlGaInBN is also grown on a silicon (Si) substrate. Since the Si substrate is inexpensive, can be a large-area substrate, and has excellent crystallinity, it is used for the LED device application. However, in the LED on the Si substrate, light emitted from the multiple quantum well which is a light emitting layer is absorbed by the Si substrate, and as a result, the light extraction efficiency of the LED on the Si substrate is remarkably lowered. Further, in the LED on the Si substrate, it is necessary to grow a wurtzite AlN layer as a buffer layer on the Si substrate in order to suppress melt back etching and lattice mismatch between the Si substrate and GaN.
  • the wurtzite AlN layer is generally difficult to obtain an n-type AlN layer by doping Si by a self-compensation effect, and it is not possible to grow a vertical LED, which is indispensable for a high-power LED, on a Si substrate in the future. There is a problem that it is difficult.
  • SOI is a method of growing a nitride semiconductor such as GaN using MOCVD on a SOI substrate grown using a SIMOX (Separated by Implanted Oxgen) method (Non-patent Document 7).
  • SIMOX Separatated by Implanted Oxgen
  • SiO 2 and the Si sacrificial layer thereon are chemically etched, and a nitride semiconductor thin film such as GaN has a high reflectivity from the Si substrate. Can be transferred to a metal substrate.
  • the AlN layer is an amorphous crystal, and it is necessary to optimize the substrate temperature and film thickness when depositing the AlN layer.
  • an AlN layer is deposited at a low temperature of about 500 ° C., and then GaN is grown at a high temperature of about 1000 ° C., it is necessary to raise and lower the temperature greatly, which complicates the growth program.
  • the GaN layer is an amorphous crystal because it is deposited at a low temperature, and it is necessary to optimize the substrate temperature and film thickness when depositing the GaN layer. Moreover, since GaN is deposited at a low temperature of about 500 ° C. and then grown at a high temperature of about 1000 ° C., it is necessary to increase and decrease the temperature greatly, and the growth program becomes complicated. Furthermore, GaN has a band gap of 3.4 eV, and when an LED having a wavelength of 363 nm or less is grown on high-temperature grown GaN, light absorption of the light emission of the LED occurs on the substrate side.
  • AlON in addition to the MOCVD apparatus for GaN growth, an ECR plasma sputtering apparatus is required to form an AlON layer.
  • laser lift-off has problems such as an expensive laser lift-off device, low productivity due to the process of each substrate, and damage to the wurtzite AlGaInBN thin film resulting in increased defects. There is.
  • the chemical lift-off requires an RF sputtering apparatus for growing the CrN buffer layer, the complicated deposition process of the CrN buffer layer, and the perchloric acid CrN etching process. There's a problem.
  • a pulse laser device PLD
  • optimization for ZnO sacrificial layer growth is also required.
  • an etching solution and an etching process for the ZnO sacrificial layer are also required.
  • a SIMOX apparatus is required, and mechanical polishing, a potassium hydroxide solution and an etching process are also required to etch SiO 2 and the Si sacrificial layer thereon.
  • the present invention has been made in view of such problems, and its object is to provide a method for producing a nitride semiconductor structure having a wurtzite AlGaInBN thin film on a sapphire substrate by a simpler process than the prior art, and The object is to provide a nitride semiconductor structure fabricated by the method.
  • Another object of the present invention is to separate a wurtzite AlGaInBN thin film grown on a sapphire substrate from the sapphire substrate to produce a nitride semiconductor structure having a wurtzite AlGaInBN thin film on a second substrate.
  • the object is to improve process complexity and cost in the prior art.
  • Another object of the present invention is to provide a nitride semiconductor structure having a wurtzite AlGaInBN thin film provided on a substrate different from the sapphire substrate.
  • Another object of the present invention is to provide a nitride semiconductor structure capable of separating a wurtzite AlGaInBN thin film from a sapphire substrate, a Si substrate, and a silicon carbide (SiC) substrate, which is simpler than the prior art.
  • a method of manufacturing by a process and a nitride semiconductor structure manufactured by the method is simpler than the prior art.
  • a first aspect of the present invention includes a graphite-type boron nitride thin film, and a wurtzite Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film on the graphite-type boron nitride thin film. And a wurtzite AlGaInBN thin film on the wurtzite Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film.
  • the second aspect of the present invention is the first aspect, further comprising a sapphire substrate, wherein the graphite-type boron nitride thin film and the wurtzite-type Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film are the sapphire.
  • a buffer layer on the substrate is formed.
  • the third aspect of the present invention is characterized in that, in the first or second aspect, the graphite-type boron nitride thin film is a (0001) hexagonal boron nitride thin film or a disordered boron nitride thin film.
  • the fourth aspect of the present invention is characterized in that, in the third aspect, the graphite-type boron nitride thin film has a thickness of one atomic layer or more.
  • the multiple quantum well on the wurtzite AlGaInBN thin film and the second wurtzite AlGaInBN thin film on the multiple quantum well are further provided. It is characterized by providing.
  • the wurtzite Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film and the graphite are further provided with a bonding layer on a substrate other than the sapphire substrate.
  • the type boron nitride thin film constitutes a buffer layer.
  • the seventh aspect of the present invention is characterized in that, in the sixth aspect, the bonding layer is conductive.
  • the ninth aspect of the present invention is characterized in that, in the eighth aspect, the graphite-type boron nitride thin film is a (0001) hexagonal boron nitride thin film or a disordered boron nitride thin film.
  • the tenth aspect of the present invention is characterized in that, in the ninth aspect, the graphite-type boron nitride thin film has a thickness of one atomic layer or more.
  • an eleventh aspect of the present invention is the process of the first aspect, wherein the Si substrate, the wurtzite AlN thin film on the Si substrate, and the wurtzite Al x Ga 1-x N ( x> 0) thin film, wherein the wurtzite AlN thin film constitutes a buffer layer on the Si substrate, the wurtzite Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film and the graphite boron nitride.
  • the thin film and the wurtzite Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film form a double heterostructure on the buffer layer.
  • the graphite-type boron nitride thin film is a (0001) hexagonal boron nitride thin film or a disordered boron nitride thin film.
  • the described nitride semiconductor structure is a (0001) hexagonal boron nitride thin film or a disordered boron nitride thin film.
  • the thirteenth aspect of the present invention is characterized in that, in the twelfth aspect, the graphite-type boron nitride thin film has a thickness of one atomic layer or more.
  • the fourteenth aspect of the present invention in the first aspect, further comprises a SiC substrate and a wurtzite Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film on the SiC substrate, wherein the wurtzite Type Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film, the graphite type boron nitride thin film, and the wurtzite type Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film form a double heterostructure on the SiC substrate. It is characterized by comprising.
  • the fifteenth aspect of the present invention is characterized in that, in the fourteenth aspect, the graphite-type boron nitride thin film is a (0001) hexagonal boron nitride thin film or a disordered boron nitride thin film.
  • the sixteenth aspect of the present invention is characterized in that, in the fifteenth aspect, the graphite-type boron nitride thin film has a thickness of one atomic layer or more.
  • the method includes growing a buffer layer on the sapphire substrate, and growing a wurtzite AlGaInBN thin film on the buffer layer to form a nitride semiconductor structure.
  • the buffer layer is composed of a graphite-type boron nitride thin film on the sapphire substrate and a wurtzite Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film on the boron nitride thin film. It is.
  • an eighteenth aspect of the present invention is characterized in that, in the seventeenth aspect, the graphite-type boron nitride thin film is a hexagonal boron nitride thin film or a disordered boron nitride thin film.
  • a step of growing a buffer layer on a sapphire substrate; and a wurtzite AlGaInBN on the buffer layer in the method for manufacturing a nitride semiconductor structure having a wurtzite AlGaInBN thin film, a step of growing a buffer layer on a sapphire substrate; and a wurtzite AlGaInBN on the buffer layer.
  • the buffer layer includes a graphite-type boron nitride thin film on the sapphire substrate and a wurtzite Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film on the graphite-type boron nitride thin film.
  • the twentieth aspect of the present invention is characterized in that, in the nineteenth aspect, the graphite-type boron nitride thin film is a hexagonal boron nitride thin film or a disordered boron nitride thin film.
  • the twenty-first aspect of the present invention is the twentieth aspect, wherein the graphite-type boron nitride thin film has a thickness of at least one atomic layer or more.
  • the twenty-second aspect of the present invention further includes the step of bonding the wurtzite AlGaInBN thin film to the bonding layer on the second substrate before the separation in the nineteenth to twenty-first aspects. It is characterized by.
  • the step of bonding the buffer layer of the nitride semiconductor structure to a bonding layer on a second substrate after the separation is further performed. It is characterized by including.
  • the second substrate is a sapphire substrate, an insulating substrate, a substrate in which a metal is deposited on the insulating substrate, a semiconductor substrate, a semiconductor It is any one of a substrate in which a metal is deposited on a substrate, a metal substrate, a foldable substrate, or a substrate in which a metal is deposited on a foldable substrate.
  • the bonding layer is formed by thermally melting the bonding layer and the nitride semiconductor structure, and the bonding layer and the second substrate.
  • the layer and the second substrate are any one of adhesives that can be chemically bonded.
  • the twenty-seventh aspect of the present invention is characterized in that in the twenty-second to twenty-sixth aspects, the bonding layer is conductive.
  • a step of growing a buffer layer on a sapphire substrate a step of growing a double heterostructure on the buffer layer, and a wurtzite AlGaInBN thin film on the double heterostructure.
  • the buffer layer is made of wurtzite AlN, wurtzite GaN thin film or wurtzite AlGaN thin film
  • the double heterostructure is wurtzite Al x Ga 1-x N ( x> 0) a thin film, a graphite-type boron nitride thin film, and a wurtzite Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film.
  • the twenty-ninth aspect of the present invention is characterized in that, in the twenty-eighth aspect, the graphite-type boron nitride thin film is a hexagonal boron nitride thin film or a disordered boron nitride thin film.
  • the thirtieth aspect of the present invention includes a step of growing a buffer layer on a Si substrate, a step of growing a double heterostructure on the buffer layer, and a wurtzite AlGaInBN thin film on the double heterostructure.
  • the buffer layer is made of a wurtzite AlN thin film
  • the double heterostructure is a wurtzite Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film and a graphite-type nitride. It is characterized by being composed of a boron thin film and a wurtzite Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film.
  • the thirty-first aspect of the invention is characterized in that, in the thirty-third aspect, the graphite-type boron nitride thin film is a hexagonal boron nitride thin film or a disordered boron nitride thin film.
  • a thirty-second aspect of the present invention includes the steps of growing a double heterostructure on a SiC substrate, and growing a wurtzite AlGaInBN thin film on the double heterostructure to produce a nitride semiconductor structure
  • the buffer layer is composed of a wurtzite AlN thin film
  • the double heterostructure has a wurtzite Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film, a graphite boron nitride thin film, and a wurtzite Al x Ga 1-x N. (X> 0) It is a production method characterized by comprising a thin film.
  • the thirty-third aspect of the present invention is characterized in that, in the thirty-second aspect, the graphite-type boron nitride thin film is a hexagonal boron nitride thin film or a disordered boron nitride thin film.
  • a nitride semiconductor thin film containing Al is formed as a buffer layer on an h-BN thin film or a t-BN thin film that is a graphite-type boron nitride thin film
  • a wurtzite AlGaInBN such as GaN is formed on the buffer layer. It is possible to grow a nitride semiconductor structure.
  • the buffer layer and the wurtzite AlGaInBN thin film are mechanically separated from the sapphire substrate by adopting a novel structure as a buffer layer for growing the wurtzite AlGaInBN thin film on the sapphire substrate. Separation is easily possible. Thereby, the complexity and cost of the process in the prior art can be improved.
  • a wurtzite Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film, a graphite boron nitride thin film, and a wurtzite Al x Ga film are first formed on the buffer layer grown on the sapphire substrate.
  • a double heterostructure composed of a 1-xN (x> 0) thin film is grown, a wurtzite AlGaInBN thin film such as GaN can be grown on the double heterostructure.
  • a wurtzite AlGaInBN thin film of GaN or the like can be grown on the double heterostructure.
  • a wurtzite type Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film is composed of a graphite type boron nitride thin film, and a wurtzite type Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film on a SiC substrate.
  • a wurtzite AlGaInBN thin film such as GaN can be grown on the double heterostructure.
  • the wurtzite AlGaInBN thin film such as GaN is mechanically separated from the sapphire substrate, Si substrate, and SiC substrate by applying a mechanical force. This eliminates the need for chemical etching processes and etching solutions. That is, according to this method, a nitride semiconductor structure having a wurtzite AlGaInBN thin film separable from a substrate on a sapphire substrate, Si substrate, or SiC substrate is manufactured by a simpler process than the conventional technique, and the method is used. An improved nitride semiconductor structure can be provided.
  • 6 is a surface photograph of the wurtzite GaN thin film 13 of FIG. 5.
  • 6 is an X-ray diffraction of the wurtzite GaN thin film 13 of FIG.
  • FIG. 6 is an X-ray diffraction pole figure of the GaN (10-11) plane of the wurtzite GaN thin film 13 of FIG. 5.
  • 10 is a photoluminescence spectrum of the structure of FIG.
  • TEM transmission electron microscope
  • FIG. 6 is a diagram showing a nitride semiconductor structure of Example 4.
  • FIG. 6 is a diagram showing an X-ray diffraction of a single crystal wurtzite AlGaN thin film 14 of Example 4.
  • FIG. 6 is a diagram showing an X-ray diffraction of a single crystal wurtzite AlGaN thin film 14 of Example 4.
  • FIG. 6 is a diagram showing a Raman scattering spectrum of a single crystal wurtzite GaN thin film 13 of Example 4.
  • FIG. 6 is a diagram showing cathodoluminescence spectra of a single crystal wurtzite GaN thin film 13 and a single crystal wurtzite AlGaN thin film 14 in Example 4.
  • FIG. It is a figure which shows Example 5 of the nitride semiconductor structure which has a wurtzite type AlGaInBN thin film by the preparation method of this invention.
  • 6 is a diagram showing a nitride semiconductor structure of Example 5.
  • FIG. FIG. 6 is a diagram showing a photoluminescence spectrum of a transferred multiple quantum well of Example 5.
  • Example 6 of the nitride semiconductor structure which has a wurtzite type AlGaInBN thin film by the preparation method of this invention.
  • 6 is a diagram showing a nitride semiconductor structure of Example 6.
  • FIG. It is a figure which shows the forward direction current voltage characteristic of the LED structure transferred of Example 6.
  • Example 7 of the nitride semiconductor structure which has a wurtzite type AlGaInBN thin film by the preparation method of this invention.
  • 6 is a diagram showing a nitride semiconductor structure of Example 7.
  • FIG. It is a figure which shows the nitride semiconductor structure on a sapphire substrate of a prior art (nonpatent literature 6).
  • FIG. 32 is a surface photograph of the wurtzite GaN thin film 13 of FIG. 31. 32 is an atomic force microscope image of the wurtzite GaN thin film 13 of FIG. 31. 32 shows 2 ⁇ / ⁇ X-ray diffraction of the wurtzite GaN thin film 13, the wurtzite AlN thin film 31, and the sapphire substrate 11 in FIG. 31.
  • FIG. 32 is a surface photograph of the wurtzite GaN thin film 13 of FIG. 31. 32 is an atomic force microscope image of the wurtzite GaN thin film 13 of FIG. 31. 32 shows 2 ⁇ / ⁇ X-ray diffraction of the wurtzite GaN thin film 13, the wurtzite AlN thin film 31, and the sapphire substrate 11 in FIG. 31.
  • FIG. 32 is a surface photograph of the wurtzite GaN thin film 13 of FIG. 31. 32 is an atomic force microscope image of the wurtz
  • FIG. 32 is an X-ray diffraction (Phi scan) of the wurtzite GaN thin film 13 of FIG. 31.
  • FIG. FIG. 32 is an X-ray diffraction (Phi scan) of the sapphire substrate 11 of FIG. 31.
  • FIG. It is a nitride semiconductor structure on a (111) Si substrate of the present invention.
  • 37 shows 2 ⁇ / ⁇ X-ray diffraction of the wurtzite GaN thin film 13, the wurtzite AlN buffer layer 31, and the (111) Si substrate 32 in FIG. 36.
  • 37 is an X-ray diffraction (Phi scan) of the wurtzite GaN thin film 13 of FIG.
  • the nitride semiconductor structure of the present invention has an h-BN thin film or t-BN thin film and a wurtzite Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film grown as a buffer layer, and a single crystal wurtzite on the buffer layer.
  • An ore-type AlGaInBN thin film is formed.
  • h-BN is the same nitride as GaN, AlGaN, AlN, etc., but its crystal structure is significantly different.
  • GaN, AlGaN, AlN, etc. have a wurtzite structure with sp 3 bonds, whereas h-BN has a graphite structure with sp 2 bonds, and the crystal structure is completely different.
  • a wurtzite AlGaInBN thin film can be grown on a graphite-type h-BN thin film.
  • a GaN thin film which is a typical nitride semiconductor
  • a single-crystal GaN thin film cannot be obtained and becomes a polycrystalline GaN thin film.
  • t-BN a typical nitride semiconductor
  • AlGaInBN means binary nitride semiconductors GaN, AlN, InN, BN, ternary nitride semiconductors AlGaN, InGaN, BGaN, AlInN, AlBN, InBN, and quaternary nitride semiconductor AlGaInN.
  • AlGaBN, AlInBN, GaInBN, and AlGaInBN which is a ternary nitride semiconductor.
  • the buffer layer and the wurtzite AlGaInBN thin film on the buffer layer are mechanically separated from the sapphire substrate.
  • the boron nitride thin film constituting the buffer layer has a graphite type crystal structure, and the layers are bonded together by van der Waals force. Therefore, it can be easily mechanically separated from the sapphire substrate.
  • the conventional laser lift-off performs separation by irradiating an excimer laser and thermally decomposing GaN at the interface between the sapphire substrate and the GaN thin film.
  • the binding energy of GaN is about 2.2 eV
  • a hexagonal boron nitride (h-BN) thin film or a disordered boron nitride (t-BN) thin film is grown on a sapphire substrate.
  • the BN layers having sp 2 bonds are bonded to each other by van der Waals force.
  • the van der Waals bond energy is 70 meV, which is 1/30 or less of the bond energy of GaN having the sp 3 bond, which is very weak. Therefore, it can be easily separated from the sapphire substrate by applying an external force in some form.
  • the separated buffer layer and the wurtzite AlGaInBN thin film (hereinafter referred to as “nitride semiconductor structure having a wurtzite AlGaInBN thin film”) on the buffer layer are bonded onto the second substrate. Can be transferred. In other words, the wurtzite AlGaInBN thin film is transferred to the second substrate together with the buffer layer.
  • a sapphire substrate As the “second substrate” for transfer, a sapphire substrate, an insulating substrate such as glass, a substrate on which metal is deposited on an insulating substrate, a semiconductor substrate such as silicon, silicon carbide, GaN, or AlN, a semiconductor substrate A substrate on which a metal is deposited, a metal substrate such as copper or silver, a foldable substrate such as plastic or paper, a substrate on which metal is deposited on plastic, paper, or the like is possible.
  • the nitride semiconductor structure having a wurtzite AlGaInBN thin film” and the “second substrate” are transferred by bonding with a bonding layer.
  • the bonding layer include metals such as copper and low-temperature solder, tapes such as conductive tape, and adhesives such as conductive adhesive.
  • the bonding layer and the nitride semiconductor structure, and the bonding layer and the second substrate can be fused by heating.
  • the nitride semiconductor structure is separated and then transferred to the bonding layer of the second substrate.
  • the bonding is performed to the bonding layer of the second substrate, and then the sapphire substrate is mechanically separated.
  • a transparent insulating substrate such as glass, a foldable substrate such as plastic, and a metal substrate such as an aluminum substrate can be adopted as the second substrate.
  • the temperature of the interface between the sapphire substrate and GaN is locally around 900 ° C. due to the laser used, and if the above substrate is the second substrate, it is thermally degraded. So it cannot be used.
  • the buffer layer does not require conventional optimization of the substrate temperature and film thickness during deposition. Further, since the buffer layer is grown at a high temperature of, for example, 1000 ° C. or higher, there is no need to raise or lower the substrate temperature, and the growth program is greatly simplified.
  • the h-BN thin film and the AlGaN thin film having an Al composition of 10% or more are semiconductors having a band gap of 3.58 to 6.2 eV. Absorption of light emission does not occur.
  • the buffer layer composed of the h-BN thin film or the t-BN thin film and the wurtzite Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film is grown using a MOCVD apparatus for growing a nitride semiconductor. This eliminates the need for an apparatus other than the MOCVD apparatus, and has a great economic advantage.
  • the nitride semiconductor structure can be separated from the sapphire substrate dynamically without damaging the wurtzite AlGaInBN thin film, as compared with conventional laser lift-off and chemical lift-off.
  • the separation process is greatly simplified.
  • this mechanical separation process can be carried out in the atmosphere and at room temperature, which also simplifies the process.
  • the nitride semiconductor structure is transferred by applying or vapor-depositing a bonding layer to the transfer destination second substrate, but once the transfer layer is formed even if the transfer destination second substrate is a large area substrate. Therefore, productivity can be easily improved.
  • a wurtzite AlGaInBN thin film in addition to a large area substrate such as sapphire or silicon, can be transferred to a metal having high thermal conductivity, a foldable plastic or paper, transparent glass, or the like. Is possible.
  • a light emitting device such as an LED or LD using a wurtzite AlGaInBN thin film is transferred onto a large-area or economically cheap and bendable (flexible) substrate. Realization of a ubiquitous society that can be used anywhere.
  • a high-frequency high-power device such as HEMT using a wurtzite AlGaInBN thin film onto a copper substrate or the like having a large thermal conductivity
  • the device characteristics are greatly improved.
  • a high-efficiency solar cell using a wurtzite AlGaInBN thin film can be used by being transferred onto a large-area or economically bendable substrate, transparent plastic, glass or the like.
  • a metal such as Ni / Au is deposited on the separated nitride semiconductor structure, and then Au plating with a thickness of 100 ⁇ m is applied. If done, it can itself support a separate nitride semiconductor structure.
  • the wurtzite AlGaInBN thin film provided directly on the buffer layer is used as the bonding surface to join the second substrate.
  • the buffer layer A quantum well structure, an LED structure, a HEMT structure, etc. are provided on the wurtzite AlGaInBN thin film directly provided thereon, and a second wurtzite AlGaInBN thin film further provided on the wurtzite AlGaInBN thin film is joined.
  • the mode of performing transfer as a surface is also included in the scope of the present invention.
  • the nitride semiconductor structure of the present invention includes a wurtzite type Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film, a graphite type boron nitride (h-BN) thin film, a wurtzite type Al x Ga 1-x N ( x> 0) A double heterostructure composed of a thin film is grown, and a wurtzite AlGaInBN thin film is grown on the double heterostructure.
  • a graphite-type h-BN thin film is a wurtzite-type Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film. It was not thought that a double heterostructure sandwiched could be made. However, by supplying ammonia and triethyl boron as raw materials to the MOCVD apparatus and growing the h-BN thin film in the MOCVD apparatus, the h-BN thin film is formed into a wurtzite Al x Ga 1-x N (x> 0). A double heterostructure thin film sandwiched between the thin films can be grown, and a wurtzite AlGaInBN thin film can be grown on the double heterostructure thin film.
  • Graphite-type boron nitride is a layered material in which each layer formed by the sp 2 bond of B and N is bonded by van der Waals force. Since the layers are connected by van der Waals forces, they can be separated by applying a mechanical force. Therefore, when a mechanical force is applied from one side to a thin film having a double heterostructure sandwiching an h-BN thin film with a wurtzite Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film, the double hetero The h-BN layer in the structure serves as a release layer for separating the wurtzite Al x Ga 1-x N (x> 0) thin films on both sides.
  • the double heterostructure is grown by an MOCVD apparatus, a growth apparatus other than the MOCVD apparatus is unnecessary, and it has a great economic advantage. Further, since the double hetero structure can be grown at a temperature around 1000 ° C., it is not necessary to raise or lower the substrate temperature, and the growth program is greatly simplified. In addition, since the h-BN layer in the double heterostructure functions as a release layer as described above, the wurtzite AlGaInBN thin film can be mechanically separated from the sapphire substrate, Si substrate, and SiC substrate after growth. No chemical etching solution and no chemical etching are required, and the separation process is greatly simplified.
  • FIG. 1 shows a conventional nitride semiconductor structure on a sapphire substrate.
  • the (0001) sapphire substrate 11 was introduced into the MOCVD apparatus, and thermal cleaning was performed at a reactor pressure of 300 Torr, a hydrogen gas atmosphere, and a substrate temperature of 1080 ° C.
  • a (0001) h-BN thin film 12 was grown at a substrate temperature of 1080 ° C. by supplying triethylboron and ammonia.
  • the film thickness of the h-BN thin film 12 is 3 nm.
  • a wurtzite GaN thin film 13 was grown on the h-BN thin film 12 by supplying trimethylgallium and ammonia at a substrate temperature of 1050 ° C.
  • the wurtzite GaN thin film 13 has a thickness of 0.6 ⁇ m.
  • RHEED reflection high-energy electron diffraction
  • FIG. 3 is a surface photograph of the GaN thin film 13 of FIG. Isolated GaN islands are formed, and each island has a different orientation plane. Each GaN island is not grown in the lateral direction, and the GaN thin film 13 is polycrystalline and a flat surface cannot be obtained.
  • FIG. 4 is an X-ray diffraction pattern of the wurtzite GaN thin film 13 grown on the h-BN thin film 12 of FIG.
  • the diffraction from (0002) of the wurtzite GaN thin film 13 is clearly observed.
  • the diffraction of wurtzite GaN thin film 13 from (10-10), (10-11), (10-12) was observed, and wurtzite GaN thin film 13 was observed.
  • the ore-type GaN thin film 13 was found to be polycrystalline.
  • FIG. 5 is Example 1 of the nitride semiconductor structure of the present invention.
  • the (0001) sapphire substrate 11 was introduced into the MOCVD apparatus, and thermal cleaning was performed at a substrate temperature of 1080 ° C. in a reactor pressure of 300 Torr and a hydrogen gas atmosphere.
  • a (0001) h-BN thin film 12 was grown at a substrate temperature of 1080 ° C. by supplying triethylboron and ammonia.
  • the film thickness of the h-BN thin film 12 is 3 nm.
  • a wurtzite Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film 14 is grown on the h-BN thin film 12 by supplying trimethylaluminum, trimethylgallium, and ammonia at a substrate temperature of 1050 ° C. It was.
  • the thickness of the wurtzite AlGaN thin film 14 is 0.3 ⁇ m.
  • the h-BN thin film 12 and the wurtzite AlGaN thin film 14 constitute a buffer layer.
  • a wurtzite GaN thin film (corresponding to “wurtzite AlGaInBN thin film”) 13 was grown at a substrate temperature of 1050 ° C.
  • the thickness of the wurtzite GaN thin film 13 is 2.0 ⁇ m.
  • FIG. 6 is a surface photograph of the wurtzite GaN thin film 13 of FIG.
  • the GaN thin film 13 in FIG. 1 see FIG. 3
  • isolated GaN islands having different orientation planes are formed, and the GaN thin film 13 is polycrystalline and a flat surface cannot be obtained. It was.
  • the wurtzite GaN thin film 13 shown in FIG. 6 has a very flat surface. This result shows that by using the buffer layer composed of the h-BN thin film 12 and the AlGaN thin film 14, a flat single crystal wurtzite GaN thin film 13 could be grown.
  • FIG. 7 is an X-ray diffraction pattern of the wurtzite GaN thin film 13 shown in FIG.
  • the diffraction from (0002) of the wurtzite GaN thin film 13 and the diffraction from (0002) of the wurtzite AlGaN thin film 14 constituting the buffer layer were clearly observed.
  • the c-axis lattice constant of the single crystal GaN thin film 13 was 5.18718, close to the c-axis lattice constant 5.1855 ⁇ of unstrained wurtzite GaN, and the c-axis lattice strain was determined to be + 0.0289%.
  • the c-axis lattice constant of the AlGaN thin film 14 that is the buffer layer is 5.154 ⁇ , and it was found to be an Al 0.16 Ga 0.84 N thin film. From this, a single crystal (0001) wurtzite GaN thin film 13 is formed on the sapphire substrate 11 by using a buffer layer composed of an h-BN thin film 12 and a wurtzite AlxGa1-xN (x> 0) thin film 14. It shows that it was able to grow.
  • This X-ray diffraction pole figure shows that the in-plane orientation relationship between the sapphire substrate 11 and the wurtzite GaN thin film 13 is sapphire [11-20]
  • a GaN thin film which is a typical nitride semiconductor that can be grown on an h-BN thin film, has been a polycrystalline GaN thin film.
  • a buffer layer composed of an h-BN thin film 12 and a wurtzite AlGaN thin film 14 can be grown on the sapphire substrate 11, and a single crystal wurtzite GaN thin film 13 can be grown thereon.
  • the thickness of the h-BN thin film 12 constituting the buffer layer is one atomic layer or more, a flat and single crystal wurtzite GaN thin film 13 is grown on the buffer layer composed of the h-BN thin film and the AlGaN thin film. be able to.
  • the flat and single crystal wurtzite GaN thin film 13 can be grown.
  • the Al composition of the AlGaN thin film 14 constituting the buffer layer is 10% or more, the flat and single crystal wurtzite GaN thin film 13 can be grown on the buffer layer composed of the h-BN thin film and the AlGaN thin film. . Further, if the thickness of the AlGaN thin film 14 constituting the buffer layer is 0.1 ⁇ m or more, a flat and single-crystal wurtzite GaN thin film 13 is grown on the buffer layer composed of the h-BN thin film and the AlGaN thin film. be able to. Further, the Al composition of the AlGaN thin film 14 constituting the buffer layer may be a graded composition structure from 10% to 0% from the h-BN thin film 12 toward the single crystal wurtzite GaN thin film 13.
  • the wurtzite AlGaInBN thin film grown on the new buffer c layer will be described.
  • the Al composition of the AlGaN thin film 14 constituting the buffer layer is 10% or more, a wurtzite having a single crystal and flat surface lattice-matched with the buffer layer instead of the wurtzite GaN thin film 13 on the buffer layer.
  • An AlN thin film and a wurtzite AlGaN thin film could be grown.
  • the buffer layer is lattice-matched with the buffer layer instead of the wurtzite GaN thin film 13 or the lattice mismatch is 3 % Single-crystal and flat wurtzite InAlN thin films, wurtzite AlGaInN thin films, and wurtzite AlGaInBN thin films could also be grown.
  • FIG. 9 is Example 2 of the nitride semiconductor structure of the present invention.
  • the (0001) sapphire substrate 11 was introduced into an MOCVD apparatus, and thermal cleaning was performed at a substrate temperature of 1080 ° C. in a reactor gas pressure of 300 Torr and a hydrogen gas atmosphere.
  • a (0001) h-BN thin film 12 was grown at a substrate temperature of 1080 ° C. by supplying triethylboron and ammonia.
  • the film thickness of the h-BN thin film 12 is 3 nm.
  • a wurtzite Al 0.16 Ga 0.84 N thin film 14 was grown on the h-BN thin film 12 by supplying trimethylaluminum, trimethylgallium, and ammonia at a substrate temperature of 1050 ° C.
  • the film thickness of the wurtzite Al 0.16 Ga 0.84 N thin film 14 is 0.3 ⁇ m.
  • a buffer layer composed of the h-BN thin film 12 and the AlGaN thin film 14 is grown on the sapphire substrate 11, and an InGaN quantum well structure is grown thereon.
  • a wurtzite GaN thin film (corresponding to “wurtzite AlGaInBN thin film”) 13A was grown at a substrate temperature of 1050 ° C.
  • the thickness of the wurtzite GaN thin film 13A is 2.2 ⁇ m.
  • the substrate temperature was lowered to 730 ° C., and an InGaN / GaN multiple quantum well 15 was grown on the single crystal GaN thin film 13A using trimethylindium, triethylgallium, and ammonia.
  • the thickness of the InGaN well layer was 3 nm, and 10-period quantum wells were grown.
  • the substrate temperature was raised again to 1050 ° C., and wurtzite GaN thin film (corresponding to “second wurtzite AlGaInBN thin film”) 13B was grown as a cap layer.
  • FIG. 10 is a photoluminescence spectrum of the structure of FIG.
  • an 375 nm ultraviolet laser was used as the excitation wavelength
  • the measurement temperature was room temperature
  • the excitation intensity was 500 ⁇ W.
  • a GaN thin film grown on an h-BN thin film is a polycrystalline GaN thin film, and light emission cannot be observed from a photoluminescence measurement from an InGaN / GaN multiple quantum well grown on the polycrystal.
  • light emission from the InGaN / GaN multiple quantum well 15 was clearly observed at an emission wavelength of 435 nm.
  • fringes accompanying surface flatness are observed in the photoluminescence spectrum.
  • a buffer layer composed of the h-BN thin film 12 and the wurtzite AlGaN thin film 14 is grown on the sapphire substrate 11, and on the single crystal wurtzite GaN thin film 13A grown on the buffer layer. It was found that the InGaN / GaN multiple quantum well 15 can be grown.
  • a GaN thin film which is a typical nitride semiconductor grown on an h-BN thin film, is a polycrystalline GaN thin film, and an InGaN / GaN multiple quantum well cannot be grown.
  • the InGaN / GaN multiple quantum well 15 can be grown on the buffer layer composed of the h-BN thin film and the AlGaN thin film. it can. Similarly, the InGaN / GaN multiple quantum well 15 can be grown even if a t-BN thin film is used instead of the h-BN thin film constituting the buffer layer. If the Al composition of the AlGaN thin film 14 constituting the buffer layer is 10% or more, the InGaN / GaN multiple quantum well 15 can be grown on the buffer layer composed of the h-BN thin film and the AlGaN thin film.
  • the InGaN / GaN multiple quantum well 15 can be grown on the buffer layer constituted by the h-BN thin film and the AlGaN thin film. it can.
  • the Al composition of the AlGaN thin film 14 constituting the buffer layer may be a graded composition structure from 10% to 0% from the h-BN thin film 12 toward the single crystal wurtzite GaN thin film 13A.
  • FIG. 11 is Example 3 of the nitride semiconductor structure of the present invention.
  • the (0001) sapphire substrate 11 was introduced into the MOCVD apparatus, and thermal cleaning was performed at a reactor pressure of 300 Torr, a hydrogen gas atmosphere, and a substrate temperature of 1080 ° C.
  • a (0001) h-BN thin film 12 was grown at a substrate temperature of 1080 ° C. by supplying triethylboron and ammonia.
  • the film thickness of the h-BN thin film 12 is 3 nm.
  • trimethylaluminum, trimethylgallium, ammonia, and silane are supplied onto the h-BN thin film 12 to form an n-type AlGaN thin film at a substrate temperature of 1050 ° C., thereby forming a Si-doped wurtzite A l0.2Ga 0.8. N thin film 16 was grown.
  • the film thickness of the Si-doped wurtzite AlGaN thin film 16 is 0.3 ⁇ m.
  • a buffer layer composed of the h-BN thin film 12 and the Si-doped Al 0.2 Ga 0.8 N thin film 16 is grown on the sapphire substrate 11, and an LED structure is grown thereon.
  • the Si-doped wurtzite GaN thin film (as a n-type GaN thin film 17 at a substrate temperature of 1050 ° C.) (Corresponding to “wurtzite AlGaInBN thin film”) 17 was grown.
  • the film thickness of the Si-doped wurtzite GaN thin film 17 is 2.0 ⁇ m.
  • the substrate temperature was lowered to 730 ° C., and an InGaN / GaN multiple quantum well 15 was grown on the Si-doped wurtzite GaN thin film 17 using triethylindium, triethylgallium, and ammonia.
  • the thickness of the InGaN well layer was 3 nm, and 10-period quantum wells were grown.
  • the substrate temperature is raised again to 1050 ° C., and trimethylgallium, ammonia, and cyclopentadienylmagnesium are used to form a Mg-doped wurtzite GaN thin film (“second wurtzite AlGaInBN thin film”) as a p-type GaN thin film.
  • Response 18 was grown.
  • the thickness of the Mg-doped wurtzite GaN thin film 18 is 0.2 ⁇ m.
  • the Si-doped wurtzite GaN thin film 17 shows n-type, the carrier concentration is 2 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 , the mobility is 160 cm 2 / Vs, and the Mg-doped wurtzite GaN thin film 18 is p
  • the mold was found to have a carrier concentration of 1 ⁇ 10 17 cm ⁇ 3 and a mobility of 8 cm 2 / Vs.
  • FIG. 12 is a cross-sectional transmission electron microscope (TEM) image of the structure of FIG. With the Si-doped Al 0.2 Ga 0.8 N film 16 on the sapphire substrate 11 is formed is observed, the total film thickness thereon Si-doped Al 0.2 Ga 0.8 N film 16 It can be seen that a 2.0 ⁇ m Si-doped wurtzite GaN thin film 17 and a Mg-doped wurtzite GaN thin film 18 are formed.
  • TEM transmission electron microscope
  • the LED structure can be grown on the buffer layer composed of the h-BN thin film and the AlGaN thin film. Similarly, the LED structure can be grown even if a t-BN thin film is employed instead of the h-BN thin film constituting the buffer layer. If the Al composition of the AlGaN thin film 16 constituting the buffer layer is 10% or more, the LED structure can be grown on the buffer layer composed of the h-BN thin film and the AlGaN thin film.
  • the LED structure can be grown on the buffer layer composed of the h-BN thin film and the AlGaN thin film.
  • the Al composition of the AlGaN thin film 16 constituting the buffer layer may be a graded composition structure from 10% to 0% from the h-BN thin film 12 toward the single crystal wurtzite GaN thin film 17.
  • FIG. 13 shows a conventional nitride semiconductor structure provided on a sapphire substrate.
  • the (0001) sapphire substrate 11 was introduced into the MOCVD apparatus, and thermal cleaning was performed at a reactor pressure of 300 Torr, a hydrogen gas atmosphere, and a substrate temperature of 1080 ° C.
  • a low temperature GaN buffer layer 19 having a film thickness of 20 nm is grown by supplying trimethylgallium and ammonia at a substrate temperature of 550 ° C., and then the substrate temperature is raised to 1050 ° C.
  • An ore-type GaN thin film 13 was grown.
  • the thickness of the wurtzite GaN thin film 13 is 1 ⁇ m.
  • a conductive double-sided adhesive tape 21 is affixed to the sapphire substrate 20 as a transfer destination, and the wurtzite-type GaN thin film 13 is bonded to the conductive double-sided adhesive tape 21 with the wurtzite-type GaN thin film 13 as a sapphire substrate 11 and low-temperature GaN. Affixed together with the buffer layer 19. Although an attempt was made to mechanically separate the wurtzite GaN thin film 13 from the sapphire substrate 11, it could not be realized.
  • the wurtzite GaN thin film 13 on the sapphire substrate 11 forms a chemically strong covalent bond with the low temperature GaN buffer layer 19.
  • the wurtzite GaN thin film 13 is physically bonded to the conductive double-sided pressure-sensitive adhesive tape 21 with an adhesive, its bonding strength is weaker than that of the covalent bond. For this reason, the wurtzite GaN thin film 13 on the conductive double-sided adhesive tape 21 cannot be separated from the sapphire substrate 11. It was not possible to transfer it onto the conductive double-sided pressure-sensitive adhesive tape 21.
  • Such a structure requires conventional laser lift-off or chemical lift-off techniques.
  • FIG. 15 shows Example 4 of a nitride semiconductor structure having a wurtzite AlGaInBN thin film formed by the production method of the present invention.
  • a conductive double-sided adhesive tape (corresponding to “joining layer”) 21 on a sapphire substrate (corresponding to “second substrate”) 20, and a wurtzite GaN thin film separated from sapphire substrate 11 (“ Corresponding to a wurtzite type AlGaInBN thin film) 13, a wurtzite type Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film 14 and an h-BN thin film (“graphite type boron nitride thin film”) on the wurtzite type GaN thin film 13. 12) is transferred.
  • the manufacturing method of the present invention will be described with reference to FIG. First, the sapphire substrate 11 was introduced into the MOCVD apparatus, and thermal cleaning was performed at a substrate temperature of 1080 ° C. in a reactor pressure of 300 Torr and a hydrogen gas atmosphere.
  • the h-BN thin film 12 was grown at a substrate temperature of 1080 ° C. by supplying triethylboron and ammonia.
  • the film thickness of the h-BN thin film 12 is 3 nm.
  • the wurtzite AlO by supplying trimethylgallium, trimethylaluminum, and ammonia onto the h-BN thin film 12, the wurtzite AlO .
  • a 16 Ga 0.84 N thin film 14 was grown, and a wurtzite GaN thin film 13 was grown on the wurtzite Al 0.16 Ga 0.84 N thin film 14 at a substrate temperature of 1050 ° C.
  • the film thicknesses of the wurtzite AlGaN thin film 14 and the wurtzite GaN thin film 13 are 0.3 ⁇ m and 2.0 ⁇ m, respectively.
  • the h-BN thin film 12 has a crystal structure having a graphite type sp 2 bond
  • the wurtzite type GaN thin film 13 has a crystal structure having a wurtzite type sp 3 bond. It was impossible to grow the single crystal wurtzite GaN thin film 13 thereon.
  • the inventors have found that a single crystal wurtzite AlGaN thin film 14 can be grown on the h-BN thin film 12, and a single crystal wurtzite GaN thin film 13 can be grown thereon. If the thickness of the h-BN thin film 12 is one atomic layer or more, a flat and single-crystal wurtzite GaN thin film 13 can be grown.
  • the Al composition of the AlGaN thin film 14 constituting the buffer layer is 10% or more, the single crystal wurtzite GaN thin film 13 can be grown on the buffer layer composed of the h-BN thin film and the AlGaN thin film. If the film thickness of the AlGaN thin film 14 constituting the buffer layer is 0.1 ⁇ m or more, the single crystal wurtzite GaN thin film 13 is grown on the buffer layer formed of the h-BN thin film and the AlGaN thin film. Can do. Further, the Al composition of the AlGaN thin film 14 constituting the buffer layer may be a graded composition structure from 10% to 0% from the h-BN thin film 12 toward the single crystal wurtzite GaN thin film 13.
  • a conductive double-sided adhesive tape 21 was attached on the sapphire substrate 20 as a transfer destination, and the nitride semiconductor structure separated by using the wurtzite GaN thin film 13 as a bonding surface was attached thereon.
  • this nitride semiconductor structure was mechanically separated from the conductive double-sided adhesive tape 21, the single crystal wurtzite GaN thin film 13, the single crystal wurtzite AlGaN thin film 14 and the h-BN thin film 12 were separated from the sapphire substrate 11.
  • the nitride semiconductor structure on the sapphire substrate 11 is bonded to the sapphire substrate 11 with an h-BN thin film 12 in which the layers are bonded by van der Waals force.
  • the single crystal wurtzite GaN thin film 13 is physically bonded to the conductive double-sided pressure-sensitive adhesive tape 21 with an adhesive, and its bonding strength is stronger than the van der Waals force.
  • the size of the transferred sample was about 5 mm square.
  • the nitride semiconductor structure having the single crystal wurtzite type GaN thin film 13, the single crystal wurtzite type AlGaN thin film 14, and the h-BN thin film 12 shown in FIG. is also shown in FIG. .
  • the h-BN thin film 12, the single crystal wurtzite AlGaN thin film 14, and the single crystal wurtzite GaN thin film 13 are separated from the sapphire substrate 11 while maintaining high quality crystallinity by the manufacturing method of the present invention. Moreover, it shows by experiment data that it can join and transfer to the electroconductive double-sided adhesive tape 21.
  • FIG. 1 shows by experiment data that it can join and transfer to the electroconductive double-sided adhesive tape 21.
  • the surface of the single-crystal wurtzite AlGaN thin film 14 having the nitride semiconductor structure transferred according to the present invention shown in FIG. 15 is not observed in the region of 2 to 3 mm from the observation with an optical microscope, and the surface is flat. Met. It was evaluated by X-ray diffraction, Raman scattering, and cathodoluminescence that the transferred single crystal wurtzite GaN thin film 13 and the single crystal wurtzite AlGaN thin film 14 had substantially the same crystallinity as before transfer. .
  • FIG. 16 X-ray diffraction of the single crystal wurtzite AlGaN thin film 14 having the nitride semiconductor structure transferred by the manufacturing method of the present invention shown in FIG. 16 is shown in FIG. Similar to the X-ray diffraction of the nitride semiconductor structure before the transfer, the diffraction of the wurtzite GaN thin film 13 from (0002) and the diffraction of the wurtzite AlGaN thin film 14 from (0002) were clearly observed.
  • the c-axis lattice constant of the transferred single crystal wurtzite GaN thin film 13 is 5.1855 ⁇ , which is close to the c-axis lattice constant 5.1855 ⁇ of unstrained wurtzite GaN. It was found that the type GaN thin film 13 was unstrained.
  • FIG. 19 shows a Raman scattering spectrum of the single crystal wurtzite GaN thin film 13 having a nitride semiconductor structure transferred by the manufacturing method of the present invention shown in FIG.
  • the E2 mode 567cm -1 wurtzite GaN thin film 13 the A1 mode is clearly observed respectively 734Cm -1, E2 mode 567cm -1 GaN films unstrained, A1 It almost coincides with the mode 734 cm ⁇ 1 . From this, it was found that the single crystal wurtzite GaN thin film 13 becomes unstrained by being transferred onto the conductive double-sided adhesive tape 21.
  • the cathode luminescence spectra of the single crystal wurtzite GaN thin film 13 and the single crystal wurtzite AlGaN thin film 14 having the nitride semiconductor structure transferred by the manufacturing method of the present invention shown in FIG. 16 are shown in FIG.
  • the measurement of cathodoluminescence is room temperature and the acceleration voltage is 10 kV.
  • the light emission from the single crystal wurtzite type GaN thin film 14 is clearly observed at 332 nm, and the light emission from the single crystal wurtzite type GaN thin film 13 is also observed at around 363 nm.
  • the h-BN thin film 12 the single crystal wurtzite AlGaN thin film 14, and the single crystal wurtzite GaN thin film are formed on the conductive double-sided adhesive tape 21. 13 was separated and transferred from the sapphire substrate 11 while maintaining high quality crystallinity.
  • the wurtzite AlGaInBN thin film grown on the buffer layer according to the present invention will be described. If the Al composition of the wurtzite Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film 14 constituting the buffer layer is 10% or more, the buffer layer is formed on the buffer layer instead of the wurtzite GaN thin film 13. A wurtzite AlN thin film and a wurtzite AlGaN thin film having a lattice-matched single crystal and a flat surface could be grown.
  • the Al composition of the wurtzite Al x Ga 1-x N (x> 0) thin film 14 constituting the buffer layer is 10% or more, instead of the wurtzite GaN thin film 13 on the buffer layer, Single crystal and flat wurtzite InAlN thin films, wurtzite AlGaInN thin films, and wurtzite AlGaInBN thin films that lattice match with the buffer layer or have a lattice mismatch of 3% or less can also be grown.
  • FIG. 21 shows Example 5 of a nitride semiconductor structure having a wurtzite AlGaInBN thin film formed by the production method of the present invention.
  • the (0001) sapphire substrate 11 was introduced into an MOCVD apparatus, and thermal cleaning was performed at a substrate temperature of 1080 ° C. in a reactor gas pressure of 300 Torr and a hydrogen gas atmosphere.
  • a (0001) h-BN thin film 12 was grown at a substrate temperature of 1080 ° C. by supplying triethylboron and ammonia.
  • the film thickness of the h-BN thin film 12 is 3 nm.
  • a wurtzite Al 0.2 Ga 0.8 N thin film 14 was grown on the h-BN thin film 12 by supplying trimethylaluminum, trimethylgallium, and ammonia at a substrate temperature of 1050 ° C.
  • the film thickness of the wurtzite Al 0.2 Ga 0.8 N thin film 14 is 0.3 ⁇ m.
  • a buffer layer composed of the h-BN thin film 12 and the AlGaN thin film 14 is grown on the sapphire substrate 11, and an InGaN / GaN quantum well structure is grown on the new buffer layer.
  • a wurtzite type GaN thin film (corresponding to “wurtzite type AlGaInBN thin film”) 13A was grown at a substrate temperature of 1050 ° C.
  • the thickness of the wurtzite GaN thin film 13A is 2.0 ⁇ m.
  • the substrate temperature was lowered to 730 ° C., and an InGaN / GaN multiple quantum well 15 was grown on the single crystal wurtzite GaN thin film 13A using trimethylindium, triethylgallium, and ammonia.
  • the thickness of the InGaN well layer was 3 nm, and 10-period quantum wells were grown.
  • the substrate temperature was raised again to 1050 ° C., and growth was performed by supplying trimethylgallium and ammonia using a wurtzite GaN thin film (corresponding to “second wurtzite AlGaInBN thin film”) 13B as a cap layer.
  • a wurtzite GaN thin film corresponding to “second wurtzite AlGaInBN thin film” 13B as a cap layer.
  • the InGaN / GaN multiple quantum well 15 can be grown on the buffer layer composed of the h-BN thin film 12 and the AlGaN thin film 14. Similarly, the InGaN / GaN multiple quantum well 15 can be grown on the buffer layer using the t-BN thin film instead of the h-BN thin film. If the Al composition of the AlGaN thin film 14 constituting the buffer layer is 10% or more, the InGaN / GaN multiple quantum well 15 can be grown on the buffer layer composed of the h-BN thin film 12 and the AlGaN thin film 14. .
  • the InGaN / GaN multiple quantum well 15 is grown on the buffer layer constituted by the h-BN thin film 12 and the AlGaN thin film 14. be able to.
  • the Al composition of the AlGaN thin film 14 constituting the buffer layer may be a graded composition structure from 10% to 0% from the h-BN thin film 12 toward the single crystal wurtzite GaN thin film 13A.
  • the wurtzite GaN thin film 13B as the cap layer was brought into contact with the metal indium sheet 22 on the metal indium sheet 22 having a thickness of 100 ⁇ m formed on the transfer destination sapphire substrate 20, and heated to about 160 ° C.
  • the indium melted and the two adhered firmly. Therefore, the sapphire substrate 11 is mechanically separated from the h-BN thin film 12, and the nitride semiconductor structure from the h-BN thin film 12 to the wurtzite GaN thin film 13 B which is a cap layer is converted into metal indium on the sapphire substrate 14.
  • the image could be transferred onto the sheet 22.
  • the nitride semiconductor structure of Example 5 shown in FIG. 22 can be peeled off by tweezers or the like without being transferred.
  • FIG. 23 is a photoluminescence spectrum of the transferred multiple quantum well.
  • an 375 nm ultraviolet laser was used as the excitation wavelength
  • the measurement temperature was room temperature
  • the excitation intensity was 500 ⁇ W.
  • the InGaN / GaN multiple quantum well cannot be separated from the sapphire substrate and transferred to the second substrate as described in Example 4 unless laser lift-off or chemical lift-off is performed.
  • the nitride semiconductor structure from the sapphire substrate 11 to the h-BN thin film 12 to the wurtzite GaN thin film 13B as the cap layer can be mechanically separated.
  • FIG. 24 shows Example 6 of a nitride semiconductor structure having a wurtzite AlGaInBN thin film formed by the production method of the present invention.
  • the (0001) sapphire substrate 11 was introduced into an MOCVD apparatus, and thermal cleaning was performed at a substrate temperature of 1080 ° C. in a reactor gas pressure of 300 Torr and a hydrogen gas atmosphere.
  • the (0001) h-BN thin film 12 was grown at a substrate temperature of 1080 ° C. by supplying triethylboron and ammonia.
  • the film thickness of the h-BN thin film 12 is 3 nm.
  • trimethylaluminum, trimethylgallium, ammonia, and silane are supplied onto the h-BN thin film 12 to form an n-type AlGaN thin film at a substrate temperature of 1050 ° C. and a Si-doped wurtzite Al 0.2 Ga 0.8.
  • N thin film 16 was grown.
  • the film thickness of the Si-doped wurtzite AlGaN thin film 16 is 0.3 ⁇ m.
  • a buffer layer composed of the h-BN thin film 12 and the Si-doped AlGaN thin film 16 is grown on the sapphire substrate 11, and an LED structure is grown thereon.
  • an Si-doped wurtzite GaN thin film (corresponding to “wurtzite AlGaInBN thin film”) 17 is formed as the n-type GaN thin film 17.
  • the growth was performed at a temperature of 1050 ° C.
  • the film thickness of the Si-doped wurtzite GaN thin film 17 is 2.0 ⁇ m.
  • the substrate temperature was lowered to 730 ° C., and an InGaN / GaN multiple quantum well 15 was grown on the Si-doped wurtzite GaN thin film 17 using triethylindium, triethylgallium, and ammonia.
  • the thickness of the InGaN well layer was 3 nm, and 10-period quantum wells were grown.
  • the substrate temperature is raised again to 1050 ° C., and trimethylgallium, ammonia, and cyclopentadienylmagnesium are used to form a Mg-doped wurtzite GaN thin film (“second wurtzite AlGaInBN thin film”) as a p-type GaN thin film.
  • Corresponding) 18 was grown at a substrate temperature of 1050 ° C. to produce an LED structure.
  • the LED structure can be grown on the buffer layer composed of the h-BN thin film and the AlGaN thin film. Similarly, the LED structure can be grown on a buffer layer using a t-BN thin film instead of the h-BN thin film. If the Al composition of the Si-doped AlGaN thin film 20 is 10% or more, the LED structure can be grown on the buffer layer composed of the h-BN thin film 12 and the Si-doped AlGaN thin film 16. Moreover, the said LED structure can be grown if the film thickness of the Si dope AlGaN thin film 16 is 0.1 micrometer or more.
  • the Al composition of the Si-doped AlGaN thin film 16 constituting the buffer layer may be a graded composition structure from 10% to 0% from the h-BN thin film 12 toward the Si-doped wurtzite GaN thin film 17.
  • the Si-doped wurtzite GaN thin film 17 shows n-type, the carrier concentration is 2 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 , the mobility is 160 cm 2 / Vs, and the Mg-doped wurtzite GaN thin film 18 is p
  • the mold was found to have a carrier concentration of 1 ⁇ 10 17 cm ⁇ 3 and a mobility of 8 cm 2 / Vs.
  • a p-type electrode Ni / Au 23 was deposited on the Mg-doped wurtzite GaN thin film 18 having the LED structure by using an electron beam deposition apparatus.
  • the p-type electrode Ni / Au 23 having the LED structure was brought into contact with the metal indium sheet 22 on the metal indium sheet 22 having a thickness of 100 ⁇ m formed on the sapphire substrate 20 and heated to about 160 ° C. The indium melted and the two adhered firmly. For this reason, the sapphire substrate 11 was mechanically separated from the h-BN thin film 12, and the LED structure was transferred onto the metal indium sheet 22.
  • an n-type electrode Ti / Au 24 was deposited on the h-BN thin film 12 having the LED structure by using an electron beam deposition apparatus.
  • FIG. 26 shows the forward current voltage characteristics of the transferred LED structure. It rises from around 3.5 V and shows clear rectification characteristics, confirming the formation of a good diode structure. In addition, blue-violet emission was visually observed. From the current injection emission spectrum of the transferred LED of the present invention, a blue-violet current injection emission spectrum having a peak at a wavelength of 430 nm was clearly obtained.
  • the metal indium sheet 22 serving as a bonding layer serving as a bonding layer.
  • a power source is connected to the n-type electrode Ti / Au 24 and the p-type electrode Ni / Au 23.
  • seat 22 needs to play the role not only of the role joined to the sapphire substrate 20 of a transfer destination but also as a conductive layer through which a current flows.
  • the bonding layer 22 is a metal, a conductive adhesive tape, or a conductive adhesive
  • a current can flow in the vertical direction through the substrate 20 or through the metal deposited on the substrate 20.
  • LED operation or LD operation can be performed.
  • FIG. 27 shows a fourth embodiment of a nitride semiconductor structure having a wurtzite AlGaInBN thin film formed by the manufacturing method of the present invention.
  • the (0001) sapphire substrate 11 was introduced into an MOCVD apparatus, and thermal cleaning was performed at a substrate temperature of 1080 ° C. in a reactor gas pressure of 300 Torr and a hydrogen gas atmosphere.
  • a (0001) h-BN thin film 12 was grown at a substrate temperature of 1080 ° C. by supplying triethylboron and ammonia.
  • the film thickness of the h-BN thin film 12 is 3 nm.
  • a wurtzite AlN thin film 25 was grown on the h-BN thin film 12 by supplying trimethylaluminum and ammonia at a substrate temperature of 1050 ° C.
  • the film thickness of the wurtzite AlN thin film 25 is 0.1 ⁇ m.
  • a buffer layer composed of the h-BN thin film 12 and the wurtzite AlN thin film 25 is grown on the sapphire substrate 11, and an AlGaN / GaN-based HEMT structure is grown thereon.
  • a GaN thin film (corresponding to “wurtzite AlGaInBN thin film”) 13 was grown at a substrate temperature of 1050 ° C.
  • the film thickness of the GaN thin film 13 is 2.0 ⁇ m.
  • a 20 nm thick wurtzite Al 0.2 Ga 0.8 N thin film (corresponding to the “second wurtzite AlGaInBN thin film”) 26 is formed as a substrate.
  • the AlGaN / GaN-based HEMT structure was produced by growing at a temperature of 1050 ° C.
  • the AlGaN / GaN-based HEMT structure can be grown on the buffer layer composed of the h-BN thin film 12 and the AlN thin film 25.
  • the AlGaN / GaN-based HEMT structure can be grown on a buffer layer using a t-BN thin film instead of the h-BN thin film.
  • the AlN thin film 25 has a thickness of 0.1 ⁇ m or more, the AlGaN / GaN HEMT structure can be grown.
  • the AlGaN / GaN-based HEMT structure shows a two-dimensional electron gas concentration of 1.5 ⁇ 10 13 cm ⁇ 2 and a good two-dimensional structure at the interface between the wurtzite AlGaN thin film 26 and the GaN thin film 13. It was found that an electron gas was formed.
  • FIG. 28 shows an AlGaN / GaN HEMT structure separated from a sapphire substrate.
  • the separated AlGaN / GaN-based HEMT structure could be pasted on the double-sided adhesive tape 28 on the polycrystalline copper substrate 27 and transferred.
  • FIG. 29 shows a conventional nitride semiconductor structure in which a ZnO sacrificial layer is grown on a sapphire substrate and a wurtzite AlGaInBN thin film is grown on the sacrificial layer.
  • a (0001) sapphire substrate 11 is introduced into a PLD apparatus, and a ZnO sacrificial layer 29 is grown.
  • the thickness of the ZnO sacrificial layer 29 is 200 nm.
  • the wurtzite GaN thin film 13 has a thickness of 150 nm. It has been reported that a flat single crystal wurtzite GaN thin film 13 can be obtained by this method.
  • FIG. 30 shows 2 ⁇ / ⁇ X-ray diffraction of the nitride semiconductor structure according to the conventional technique of FIG.
  • the ZnO sacrificial layer 29 is grown on the sapphire substrate 11 by PLD
  • diffraction from (0002) ZnO is observed as shown in the upper diagram of FIG.
  • the wurtzite GaN thin film 13 is grown on the ZnO sacrificial layer 29 on the sapphire substrate 11
  • diffraction from (0002) ZnO and diffraction from (0002) GaN are observed as shown in the lower diagram of FIG. This shows that the single crystal GaN thin film 13 has grown on the ZnO sacrificial layer 29 on the sapphire substrate 11.
  • this method requires a PLD apparatus to grow the ZnO sacrificial layer 29, and also requires optimization of the ZnO sacrificial layer 29. Further, after the growth of the single crystal wurtzite GaN thin film 13, in order to separate the single crystal wurtzite GaN thin film 13 from the sapphire substrate 11, there is a process of chemically etching the ZnO sacrificial layer by immersing the sample in diluted hydrogen chloride. is necessary.
  • FIG. 31 shows an eighth embodiment of the nitride semiconductor structure of the present invention.
  • the following layers are all grown using an MOCVD apparatus.
  • the (0001) sapphire substrate 11 was introduced into an MOCVD apparatus, and thermal cleaning was performed at a substrate temperature of 1080 ° C. in a reactor gas pressure of 300 Torr and a hydrogen gas atmosphere.
  • an AlN buffer layer 30 was grown at a substrate temperature of 550 ° C. by supplying trimethylaluminum and ammonia. The thickness of the AlN buffer layer 30 is 20 nm.
  • the substrate temperature was raised to 1080 ° C. while supplying ammonia, and the AlN buffer layer 30 was annealed.
  • the wurtzite AlN thin film 31 was grown by supplying trimethylaluminum and ammonia at a substrate temperature of 1080 ° C.
  • the film thickness of the wurtzite AlN thin film 31 is 100 nm. This process uses a method of growing a high quality AlN thin film using a low temperature AlN buffer layer on a sapphire substrate.
  • the h-BN thin film 12 as a release layer is grown on the flat wurtzite AlN thin film 31.
  • the h-BN thin film 12 was grown on the wurtzite AlN thin film 31 at a substrate temperature of 1080 ° C.
  • the film thickness of the h-BN thin film 12 is 2 nm.
  • a wurtzite AlN thin film 31 is grown at a substrate temperature of 1080 ° C., and a wurtzite GaN thin film 13 is formed on the wurtzite AlN thin film 31. Grown up.
  • the film thickness of the wurtzite AlN thin film 31 is 100 nm, and the film thickness of the wurtzite GaN thin film 13 is 3.0 ⁇ m.
  • the wurtzite AlN thin film 31, the h-BN thin film 12, and the wurtzite AlN thin film 31 form a double heterostructure.
  • FIG. 32 is a surface photograph of the wurtzite GaN thin film 13 of FIG.
  • the wurtzite GaN thin film 13 has a very flat surface.
  • FIG. 33 is an atomic force microscope (AFM) image of the wurtzite GaN thin film 13 of FIG.
  • the observation area is 1 ⁇ m 2 .
  • the Root Mean Square roughness in the AFM image of the wurtzite GaN thin film 13 is 0.7 nm, and is composed of the wurtzite AlN thin film 31, the h-BN thin film 12, and the wurtzite AlN thin film 31 together with the surface photograph of FIG. This shows that a flat single crystal wurtzite GaN thin film 13 could be grown on the double heterostructure.
  • the h-BN thin film 12 is grown by an MOCVD apparatus, which indicates that a growth apparatus other than the MOCVD apparatus is unnecessary.
  • FIG. 34 is a 2 ⁇ / ⁇ X-ray diffraction of the wurtzite GaN thin film 13 of FIG.
  • the diffraction from (0002) of the wurtzite GaN thin film 13 and the diffraction from (0002) of the wurtzite AlN thin film 31 were clearly observed. Since the thickness of the h-BN thin film 12 is as thin as 2 nm, it cannot be observed by X-ray diffraction.
  • the c-axis lattice constant of the single crystal wurtzite GaN thin film 13 is 5.18818, and is subjected to compressive strain in the c-axis direction.
  • the single crystal wurtzite GaN thin film 13 could be grown on the double heterostructure composed of the wurtzite AlN thin film 31, the h-BN thin film 12, and the wurtzite AlN thin film 31 on the sapphire substrate 11. Is shown.
  • FIG. 35A is an X-ray diffraction (Phi scan) of the wurtzite GaN thin film 13 of FIG. 31, and FIG. Six distinct GaN (10-11) diffraction peaks are observed (in this specification, as shown in the figure, the symbol of the superscript bar is represented by “-1” as “ ⁇ 1”), and the single crystal It shows that the wurtzite GaN thin film 13 could be grown.
  • the wurtzite AlN thin film 31 and the h-BN are formed on the sapphire substrate 11 using only the MOCVD apparatus. It was found that the single crystal wurtzite GaN thin film 13 can be grown on the double heterostructure composed of the thin film 12 and the wurtzite AlN thin film 31.
  • the single crystal wurtzite GaN thin film 13 can be mechanically separated from the sapphire substrate, so that no etching solution and etching process are required. It becomes.
  • the results of the double heterostructure composed of the wurtzite AlN thin film 31, the h-BN thin film 12, and the wurtzite AlN thin film 31 will be described.
  • the thickness of the h-BN thin film 12 is one atomic layer or more, it functions as a release layer, and the single crystal wurtzite GaN thin film 13 can be mechanically separated from the sapphire substrate 11.
  • t-BN turbulent boron nitride
  • a wurtzite GaN thin film or a wurtzite AlGan thin film is used to constitute the buffer layer, and instead of the wurtzite AlN thin film 31 constituting the double heterostructure, an Al composition of 10 Even if a double heterostructure is formed using at least% wurtzite Al x Ga 1-x N, a flat single crystal wurtzite GaN thin film 13 can be grown on the double heterostructure.
  • FIG. 36 is a ninth embodiment of the nitride semiconductor structure of the present invention.
  • the following layers are all grown using an MOCVD apparatus.
  • the (111) Si substrate 32 was introduced into the MOCVD apparatus, and thermal cleaning was performed at a substrate temperature of 1080 ° C. in a reactor pressure of 300 Torr and a hydrogen gas atmosphere.
  • an Al layer is grown to suppress reaction with the Si substrate at a substrate temperature of 1080 ° C., and then a wurtzite AlN buffer layer is supplied by supplying trimethylaluminum and ammonia. 33 was grown.
  • the thickness of the wurtzite AlN buffer layer 33 is 100 nm.
  • the wurtzite AlN thin film 31 was grown on the wurtzite AlN buffer layer 33 by supplying trimethylaluminum and ammonia. This process uses a method of growing a high quality AlN thin film using a wurtzite AlN buffer layer on a (111) Si substrate.
  • the h-BN thin film 12 as a release layer is grown on the flat wurtzite AlN thin film 31.
  • the h-BN thin film 12 was grown on the wurtzite AlN thin film 31 at a substrate temperature of 1080 ° C.
  • the film thickness of the h-BN thin film 12 is 2 nm.
  • a wurtzite AlN thin film 31 is grown at a substrate temperature of 1080 ° C., and a wurtzite GaN thin film 13 is formed on the wurtzite AlN thin film 31. Grown up.
  • the film thickness of the wurtzite AlN thin film 31 is 100 nm, and the film thickness of the wurtzite GaN thin film 13 is 3.0 ⁇ m.
  • the wurtzite AlN thin film 31, the h-BN thin film 12, and the wurtzite AlN thin film 31 form a double heterostructure.
  • FIG. 37 shows 2 ⁇ / ⁇ X-ray diffraction of the wurtzite GaN thin film 13 shown in FIG.
  • the diffraction from (0002) of the wurtzite GaN thin film 13 and the diffraction from (0002) of the wurtzite AlN thin film 31 were clearly observed. Since the thickness of the h-BN thin film 12 is as thin as 2 nm, it cannot be observed by X-ray diffraction.
  • the c-axis lattice constant of the single crystal wurtzite GaN thin film 13 is 5.185 ⁇ , and is subjected to tensile strain in the c-axis direction.
  • the single crystal wurtzite GaN thin film 13 is grown on the double heterostructure composed of the wurtzite AlN thin film 31, the h-BN thin film 12, and the wurtzite AlN thin film 31 on the (111) Si substrate 32. It shows that it was possible.
  • FIG. 38A is an X-ray diffraction (Phi scan) of the wurtzite GaN thin film 13 of FIG. 36 and FIG. 38B is an (111) Si substrate 32.
  • X-ray diffraction Peak 1 diffraction
  • a SIMOX apparatus was conventionally required to grow an SOI substrate composed of a SiO 2 layer as a sacrificial layer or a Si substrate.
  • a SIMOX apparatus using only the MOCVD apparatus, on the (111) Si substrate 32, on the double heterostructure composed of the wurtzite AlN thin film 31, the h-BN thin film 12, and the wurtzite AlN thin film 31, It was found that the crystal wurtzite GaN thin film 13 can be grown.
  • the h-BN layer 12 in the double heterostructure acts as a release layer, it is possible to mechanically separate the single crystal wurtzite GaN thin film 13 from the (111) Si substrate, so that mechanical polishing and An etching solution and an etching process are not required.
  • the results of the double heterostructure composed of the wurtzite AlN thin film 31, the h-BN thin film 12, and the wurtzite AlN thin film 31 will be described.
  • the thickness of the h-BN thin film 12 is one atomic layer or more, it functions as a release layer, and the single crystal wurtzite GaN thin film 13 can be mechanically separated from the Si substrate 32.
  • a t-BN thin film is used instead of the h-BN thin film 12, it functions as a release layer, and the single crystal wurtzite GaN thin film 13 can be mechanically separated from the Si substrate 32.
  • the double heterostructure is formed using wurtzite Al x Ga 1-x N having an Al composition of 10% or more instead of the wurtzite AlN thin film 31 constituting the double heterostructure, A flat single crystal wurtzite GaN thin film 13 can be grown.
  • FIG. 39 is a tenth embodiment of the nitride semiconductor structure of the present invention.
  • the following layers are all grown using an MOCVD apparatus.
  • the (0001) 6H—SiC substrate 34 was introduced into the MOCVD apparatus, and thermal cleaning was performed at a substrate temperature of 1080 ° C. in a reactor pressure of 300 Torr and a hydrogen gas atmosphere.
  • the wurtzite AlN thin film 31 was grown by supplying trimethylaluminum and ammonia.
  • the h-BN thin film 12 as a release layer is grown on the flat wurtzite AlN thin film 31.
  • the h-BN thin film 12 was grown on the wurtzite AlN thin film 31 at a substrate temperature of 1080 ° C.
  • the film thickness 12 of the h-BN thin film is 2 nm.
  • a wurtzite AlN thin film 31 is grown at a substrate temperature of 1080 ° C., and a wurtzite GaN thin film 13 is formed on the wurtzite AlN thin film 31. Grown up.
  • the film thickness of the wurtzite AlN thin film 31 is 100 nm, and the film thickness of the wurtzite GaN thin film 13 is 3.0 ⁇ m.
  • the wurtzite AlN thin film 31, the h-BN thin film 12, and the wurtzite AlN thin film 31 form a double heterostructure.
  • FIG. 40 is an atomic force microscope (AFM) image of the wurtzite GaN thin film 13 of FIG.
  • the observation area is 1 ⁇ m 2 .
  • the Root Mean Square roughness in the AFM image of the wurtzite GaN thin film 13 is 0.2 nm, and is flat on the double heterostructure composed of the wurtzite AlN thin film 31, the h-BN thin film 12, and the wurtzite AlN thin film 31. This shows that a single crystal wurtzite GaN thin film 13 could be grown.
  • the h-BN thin film 12 can be grown by an MOCVD apparatus, which indicates that a growth apparatus other than the MOCVD apparatus is unnecessary.
  • a single crystal wurtzite GaN thin film 13 is grown on a double heterostructure composed of a wurtzite AlN thin film 31, an h-BN thin film 12, and a wurtzite AlN thin film 31 on a (0001) 6H-SiC substrate 34. It shows that it was able to be made.
  • FIG. 42A is an X-ray diffraction (Phi scan) of the wurtzite GaN thin film 13 of FIG. 39
  • FIG. 42B is an X-ray diffraction (Phi scan) of the (0001) 6H—SiC substrate 34.
  • Six distinct GaN (11-24) diffraction peaks were observed, indicating that single crystal wurtzite GaN thin film 13 could be grown.
  • the single crystal wurtzite GaN thin film 13 can be grown on the double heterostructure composed of the wurtzite AlN thin film 31, the h-BN thin film 12, and the wurtzite AlN thin film 31. Since the h-BN layer 12 in the double heterostructure functions as a release layer, the single crystal wurtzite GaN thin film 13 can be mechanically separated from the (0001) 6H—SiC substrate 34.
  • the results of the double heterostructure composed of the wurtzite AlN thin film 31, the h-BN thin film 12, and the wurtzite AlN thin film 31 will be described.
  • the thickness of the h-BN thin film 12 is one atomic layer or more, it functions as a release layer, and the single crystal wurtzite GaN thin film 13 can be mechanically separated from the 6H—SiC substrate 34.
  • the single crystal wurtzite GaN thin film 13 can be mechanically separated from the 6H—SiC substrate 34 by acting as a release layer.
  • the double heterostructure is formed using wurtzite Al x Ga 1-x N having an Al composition of 10% or more instead of the wurtzite AlN thin film 31 constituting the double heterostructure, A flat single crystal wurtzite GaN thin film 13 can be grown.

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Abstract

　本発明の窒化物半導体構造は、ｈ－ＢＮ薄膜またはｔ－ＢＮ薄膜（１２）およびウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜（１４）をバッファ層として成長し、その上に単結晶ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜（１３）を形成する。ＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＡｌＮ等がｓｐ３結合を有するウルツ鉱型構造であるのに対して、ｈ－ＢＮ、ｔ－ＢＮはｓｐ２結合を有するグラファイト型構造であり、結晶構造が全く異なる。そのため、従来、グラファイト型ｈ－ＢＮ薄膜上にウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を成長できるとは考えられなかった。これに対し、グラファイト型窒化ホウ素薄膜（１２）上にウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜（１４）をバッファ層として形成すると、その上にＧａＮ等のウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ（１３）窒化物半導体構造を成長可能である。

Description

窒化物半導体構造及びその作製方法
　本発明は、窒化物半導体構造及びその作製方法に関する。
　ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮは、０．７ｅＶから６．２ｅＶまでの非常に大きな直接遷移型のバンドギャップを有しており、ヘテロ接合を形成することにより量子井戸構造や二次元電子ガスを形成することができる。さらに、ＧａＮの絶縁破壊電界は３．３×１０6Ｖ／ｃｍであり、ＧａＡｓに比べると８倍程度大きな値を有するとともに、高い飽和電子速度を有している。これらの優れた特性から、ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮは、以下の
３つの分野で応用され、実用化されている。
　（１）最初に、ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮによる青色から緑色の可視光領域の発光ダイオード（ＬＥＤ）がある。このＬＥＤは、低消費電力、長寿命、小型という特徴を有しており、信号機、電光掲示板、ディスプレイのバックライト、ＬＥＤディスプレイ、各種照明、感光用光源等に幅広く実用化されている。また、ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮの半導体レーザー（ＬＤ）は、他のレーザーと比べて小型で消費電力が少なく、安価に製造できるため、ゲーム機や次世代光ディスク光源として幅広く実用化されている。
　（２）次に、ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮを用いた高周波高出力デバイスがある。例えば、ＡｌＧａＮ／ＧａＮ高電子移動度トランジスタ（ＨＥＭＴ）は、二次元電子ガスの高いキャリア濃度及び高い電子飽和速度並びに高い絶縁破壊電界により、ミリ波帯の高周波高出力トランジスタとして、携帯電話の基地局用デバイスとして実用化されつつある。
　（３）さらに、ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮを用いた高効率太陽電池がある。窒化物半導体は、ワイドバンドギャップ半導体であり、太陽光のほぼ全域の光を吸収することが可能である。また、ヘテロ構造にすることにより、超高効率太陽電池が実現できる可能性がある。
　従来、ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮは、サファイア基板上に成長されている。サファイア基板は、比較的安価であり、かつ、大面積基板が可能で、結晶性に優れ、絶縁性であり、上記デバイス応用にも幅広く用いられている。しかしながら、ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮとサファイア基板との間には、大きな格子不整合と熱膨張係数の差が存在するため、ＧａＮ、ＡｌＮ、ＡｌＧａＮ等の単結晶ウルツ鉱型窒化物半導体を成長することは困難であった。
　この問題を解決するために、サファイア基板上に、バッファ層を成長させ、そのバッファ層上に成長することが既に提案されている。バッファ層としては、低温でＡｌＮ層を成長する方法（「ＬＴ－ＡｌＮ」と呼ぶ。）、低温でＧａＮ層を成長する方法（「ＬＴ－ＧａＮ」と呼ぶ。）、そしてＥＣＲプラズマスパッタでＡｌ２Ｏ３／ＡｌＯＮ／ＡｌＮ／Ａｌ２Ｏ３多層膜を成長する方法（「ＡｌＯＮ」と呼ぶ。）が提案されている。
　ＬＴ－ＡｌＮは、有機金属気相成長装置（ＭＯＣＶＤ）を用い、５００℃程度の低温で薄いアモルファスＡｌＮ層をバッファ層として形成し、そのバッファ層を１０００℃程度の高温でアニールし、アニールしたＡｌＮ層の上にＧａＮ等の窒化物半導体を成長する方法である（非特許文献１参照）。ＬＴ－ＡｌＮにより、単結晶でクラックフリーの高品質ＧａＮがサファイア基板上に成長することが報告されている。
　ＬＴ－ＧａＮは、ＬＴ－ＡｌＮと同様にＭＯＣＶＤを用い、５００℃程度の低温で薄いアモルファスＧａＮ層をバッファ層として形成し、そのバッファ層を１０００℃程度の高温でアニールし、アニールしたＧａＮ層の上にＧａＮ等の窒化物半導体を成長する方法である（非特許文献２参照）。ＬＴ－ＧａＮにより、単結晶で高移動度の高品質ＧａＮがサファイア基板上に成長することが報告されている。
　ＡｌＯＮは、ＥＣＲプラズマスパッタにより、サファイア基板上に、Ａｌ２Ｏ３層、組成が傾斜したＡｌＯＮ層、ＡｌＮ層、そしてＡｌ２Ｏ３層の多層膜をバッファ層として成長させ、そのバッファ層上にＭＯＣＶＤによりＧａＮを成長させる方法である（非特許文献３参照）。本手法を用いることにより、平坦かつ高品質なＧａＮが成長できることが報告されている。
　また、ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮによるＬＥＤやＬＤ等の発光デバイスを、いつでも、どこでも使えるユビキタス社会の実現のために、より大面積な又はより経済的に安価な折り曲げ可能（フレキシブル）な基板上にウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮを成長させることが必要である。しかし、このような基板上への成長は困難である。また、上述のような高周波高出力デバイスをサファイア基板またはシリコンカーバイト基板上に成長した場合、これらの基板は熱伝導率が小さく放熱の問題があり、この放熱問題がデバイス特性を大きく制限している。熱伝導率が大きな、例えば銅基板上への成長が望まれるが、このような基板上への成長は困難である。さらに、太陽電池は、屋外で使用され、また大面積かつ折り曲げ可能な場所で使用されることが予想されるため、大面積な又は経済的に安価な折り曲げ可能な基板、透明なプラスチックやガラス基板等の上に成長させることが望まれるが、しかし、太陽電池をこのような基板上へ成長することは従来の技術では不可能である。
　こうした問題点を解決するために、サファイア基板またはシリコンカーバイト基板上に成長したウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を、サファイア基板またはシリコンカーバイト基板から分離し、用途に適した第２の基板に転写することが提案され、研究されている。
　ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜は、気相成長法（ＶＰＥ）やＭＯＣＶＤにより、サファイア基板またはシリコンカーバイト基板上へ成長することが可能である。サファイア基板またはシリコンカーバイト基板から、ＶＰＥ法またはＭＯＣＶＤ法により成長したウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を分離して第２の基板に転写する方法として、２つの方法が提案されている。１つは、サファイア基板上の低温成長ＧａＮバッファ層上に成長したウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜に波長２４８ｎｍのエキシマレーザー等を照射してサファイア基板との界面のＧａＮを熱的に溶融し、サファイア基板からウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を分離する方法である。分離したウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜は、第２の基板に転写される。この方法を「レーザーリフトオフ」と呼ぶ（非特許文献４参照）。もう１つは、化学的にエッチング可能な窒化クロム（ＣｒＮ）もしくは酸化亜鉛（ＺｎＯ）バッファ層をサファイア基板上に成長し、そのバッファ層上にウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を成長し、成長後の化学的なエッチングにより界面に存在するバッファ層をエッチングしてサファイア基板からウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を分離する方法である。分離したウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜は、第２の基板に転写される。この方法を「ケミカルリフトオフ」と呼ぶ（非特許文献５、６参照）。
　　ＣｒＮは、スパッタ法を用いてサファイア基板上に成長され、そのＣｒＮ上に、ＭＯＣＶＤを用い、ＧａＮ等の窒化物半導体を成長する方法である（非特許文献５）。そのサンプルを、過塩素酸ベースのＣｒＮエッチング溶液に浸すことにより、ＣｒＮ犠牲層が化学的にエッチングされ、ＧａＮ等の窒化物半導体薄膜が、サファイア基板から分離される。
　　ＺｎＯは、パルスレーザー堆積法を用いてサファイア基板上に成長され、そのＺｎＯ上に、ＭＯＣＶＤを用い、ＧａＮ等の窒化物半導体を成長する方法である（非特許文献６）。そのサンプルを、希釈した塩化水素に浸すことにより、ＺｎＯ犠牲層が化学的にエッチングされ、ＧａＮ等の窒化物半導体薄膜が、サファイア基板から分離される。
　さらに、ウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＢＮは、シリコン（Ｓｉ）基板上にも成長されている。Ｓｉ基板は、安価であり、かつ大面積基板が可能で、結晶性に優れているため、上記ＬＥＤデバイス応用に用いられている。しかしながら、Ｓｉ基板上ＬＥＤにおいては、発光層である多重量子井戸からの発光がＳｉ基板で吸収され、その結果Ｓｉ基板上ＬＥＤの光取り出し効率が著しく低下する問題点がある。さらに、Ｓｉ基板上ＬＥＤにおいては、Ｓｉ基板とＧａＮとのメルトバックエッチングと格子不整合を抑制するためにバッファ層としてウルツ鉱ＡｌＮ層をＳｉ基板上に成長する必要がある。しかし、ウルツ鉱ＡｌＮ層は、一般に自己補償効果によりＳｉをドーピングしてｎ型ＡｌＮ層を得ることが困難であり、今後大出力ＬＥＤに必要不可欠な縦型ＬＥＤをＳｉ基板上に成長することは、困難であるという問題点がある。
　この問題を解決するために、ＳＯＩ（Ｓｉ－ｏｎ－ｉｎｓｕｌａｔｏｒ）基板上にウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を成長することが提案されている。ＳｉＯ２とその上のＳｉ犠牲層は、成長後、化学的にエッチングされ、機械研磨が行われる。その結果として、ウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜は、ＳＯＩ基板から分離され、高い反射率を有する金属基板に転写されることができる。
　ＳＯＩは、ＳＩＭＯＸ（Ｓｅｐａｒａｔｅｄ　ｂｙ　Ｉｍｐｌａｎｔｅｄ　Ｏｘｇｅｎ）法を用いてＳｉ基板上に成長され、そのＳＯＩ上に、ＭＯＣＶＤを用い、ＧａＮ等の窒化物半導体を成長する方法である（非特許文献７）。そのサンプルを、機械的研磨を行い、水酸化カリウム溶液に浸すことにより、ＳｉＯ２とその上のＳｉ犠牲層が化学的にエッチングされ、ＧａＮ等の窒化物半導体薄膜が、Ｓｉ基板から高い反射率を有する金属基板に転写されることができる。
H. Amano, N. Sawaki, I. Akasaki, and Y. Toyoda, "Metalorganic vapor phase epitaxial growth of a high quality GaN film using an AlN buffer layers,"Applied Physics Letters, Vol. 48, pp. 353, 1986. S. Nakamura, "GaN Growth Using GaN Buffer Layer,"Japanese Journal of Applied Physics, Vol. 30, pp. L1705-L1707, 1991. K. Kumakura and T. Makimoto, "Growth of GaN on sapphire substrates using novel buffer layers of ECR-plasma-sputtered Al2O3/graded-AlON/AlN/Al2O3,"Journal of Crystal Growth, Vol. 292, pp. 155-158, 2006. W. S. Wong, T. Sands, and N. W. Cheung, "Damage-free separation of GaN thin films from sapphire substrates"Applied Physics Letters, Vol. 72, pp. 599, 1998. S. W. Lee, Jun-Seok Ha, Hyun-Jae Lee, Hyo-Jong Lee, H. Goto, T. Hanada, T. Goto, K. Fujii, M. W. Cho, and T. Yao, "Lattice strain in bulk GaN epilayers grown on CrN/sapphire template"Applied Physics Letters, Vol. 94, pp.082105-1, 2009. D. J. Rogers, F. H. Teherani, A. Ougazzaden, S. Gautier, L. Divay, A. Lusson, O. Durand, F. Wyczisk, G. Garry, T. Monteiro, M. R. Correira, M. Peres, A. Neves, D. McGrouther, J. N. Chapman, and M. Razeghi, "Use of ZnO thin films as sacrificial templates for metal organic vapor phase epitaxy and chemical lift-off of GaN"Applied Physics Letters, Vol. 91, 071120-1, 2007. S. Tripathy, V. K. X. Lin, S. L. Teo, A. Dadger, A. Diez, J. Blasing, and A. Krost, "InGaN/GaN light emitting diodes on nanoscale silicon on insulator"Applied Physics Letters, Vol. 91, pp.231109-1, 2007.
　ＬＴ－ＡｌＮでは、低温で堆積させるためＡｌＮ層がアモルファス結晶であり、ＡｌＮ層堆積時の基板温度および膜厚の最適化が必要である。また、５００℃程度の低温でＡｌＮ層を堆積させ、次に１０００℃程度の高温でＧａＮを成長するため、大きな温度の上げ下げを行う必要があり、成長プログラムが複雑になってしまう。
　また、ＬＴ－ＧａＮでは、ＬＴ－ＡｌＮと同様に、低温で堆積させるためＧａＮ層がアモルファス結晶であり、ＧａＮ層堆積時の基板温度および膜厚の最適化が必要である。また、５００℃程度の低温でＧａＮを堆積させ、次に１０００℃程度の高温でＧａＮを成長するため、大きな温度の上げ下げを行う必要があり、成長プログラムが複雑になってしまう。さらにＧａＮは、バンドギャップが３．４ｅＶであり、３６３ｎｍ以下のＬＥＤを高温成長ＧａＮ上に成長した場合、基板側でＬＥＤの発光の光吸収が生じてしまう。
　また、ＡｌＯＮでは、ＧａＮ成長用のＭＯＣＶＤ装置以外に、ＡｌＯＮ層を形成するためにＥＣＲプラズマスパッタ装置が必要となってしまう。
　また、レーザーリフトオフには、レーザーリフトオフ用装置が高価である点、基板１枚ずつのプロセスであるため生産性が低い点、ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜にダメージを与え欠陥等が増加する点等の問題がある。
　また、ケミカルリフトオフには、ＣｒＮバッファ層を成長させるためのＲＦスパッタ装置が必要であり、またＣｒＮバッファ層の堆積プロセスが複雑である点、過塩素酸のＣｒＮエッチングプロセスが必要である点等の問題がある。
　また、ＺｎＯ犠牲層を堆積させるためには、パルスレーザー装置（ＰＬＤ）が必要であり、またＺｎＯ犠牲層成長のための最適化も必要となる。さらに、ＧａＮ等の窒化物半導体薄膜を分離するために、ＺｎＯ犠牲層のエッチング溶液とエッチングプロセスも必要となる。
　　さらに、ＳＯＩ基板を成膜するためには、ＳＩＭＯＸ装置が必要であり、ＳｉＯ２とその上のＳｉ犠牲層をエッチングするために、機械的研磨、水酸化カリウム溶液とエッチングプロセスも必要となる。
　本発明は、このような問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、サファイア基板上にウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を有する窒化物半導体構造を従来技術よりも簡便なプロセスにより作製する方法および当該方法により作製された窒化物半導体構造を提供することにある。
　また、本発明の他の目的は、サファイア基板上に成長したウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を当該サファイア基板から分離して、第２の基板上にウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を有する窒化物半導体構造を作製するための方法において、従来技術におけるプロセスの複雑さやコスト高等を改善することにある。
　また、本発明の他の目的は、サファイア基板とは異なる基板上に設けられた、ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を有する窒化物半導体構造を提供することにある。
　また、本発明の他の目的は、サファイア基板上、Ｓｉ基板上、およびシリコンカーバイト（ＳｉＣ）基板上から、ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を分離可能な窒化物半導体構造を、従来技術よりも簡便なプロセスにより作製する方法および当該方法により作製された窒化物半導体構造を提供することにある。
　このような目的を達成するために、本発明の第１の態様は、グラファイト型窒化ホウ素薄膜と、前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜上のウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜と、前記ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜上のウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜とを備えることを特徴とする窒化物半導体構造であることを特徴とする。
　また、本発明の第２の態様は、第１の態様において、サファイア基板を更に備え、前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜及び前記ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜が前記サファイア基板上のバッファ層を構成することを特徴とする。
　また、本発明の第３の態様は、第１又は第２の態様において、前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜が、（０００１）六方晶窒化ホウ素薄膜または乱層窒化ホウ素薄膜であることを特徴とする。
　また、本発明の第４の態様は、第３の態様において、前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜が１原子層以上の膜厚を有することを特徴とする。
　また、本発明の第５の態様は、第１から第４の態様において、前記ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜上の多重量子井戸と、前記多重量子井戸上の第２のウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜とをさらに備えることを特徴とする。
　また、本発明の第６の態様は、第１の態様において、サファイア基板以外の基板上の接合層を更に備え、前記ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜および前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜がバッファ層を構成することを特徴とする。
　また、本発明の第７の態様は、第６の態様において、前記接合層が、導電性であることを特徴とする。
　また、本発明の第８の態様は、第１の態様において、サファイア基板と、前記サファイア基板上のウルツ鉱ＡｌＮ、ウルツ鉱ＧａＮ薄膜もしくはウルツ鉱ＡｌＧａＮ薄膜と、前記ウルツ鉱ＡｌＮ、ウルツ鉱ＧａＮ薄膜もしくはウルツ鉱ＡｌＧａＮ薄膜上のウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜とをさらに備え、前記ウルツ鉱ＡｌＮ、前記ウルツ鉱ＧａＮ薄膜もしくは前記ウルツ鉱ＡｌＧａＮ薄膜が前記サファイア基板上のバッファ層を構成し、前記ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜と前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜と前記ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜が前記バッファ層上のダブルヘテロ構造を構成することを特徴とする。
　また、本発明の第９の態様は、第８の態様において、前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜が、（０００１）六方晶窒化ホウ素薄膜または乱層窒化ホウ素薄膜であることを特徴とする。
　また、本発明の第１０の態様は、第９の態様において、前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜が、１原子層以上の膜厚を有することを特徴とする。
　また、本発明の第１１の態様は、第１の態様において、Ｓｉ基板と、前記Ｓｉ基板上のウルツ鉱ＡｌＮ薄膜と、前記ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜上のウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜とをさらに備え、前記ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜が前記Ｓｉ基板上のバッファ層を構成し、前記ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜と前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜と前記ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜が前記バッファ層上のダブルへテロ構造を構成することを特徴とする。
　また、本発明の第１２の態様は、第１１の態様において、前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜が、（０００１）六方晶窒化ホウ素薄膜または乱層窒化ホウ素薄膜であることを特徴とする請求項１１に記載の窒化物半導体構造。
　また、本発明の第１３の態様は、第１２の態様において、前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜が、１原子層以上の膜厚を有することを特徴とする。
　また、本発明の第１４の態様は、第１の態様において、ＳｉＣ基板と、前記ＳｉＣ基板上のウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜とを更に備え、前記ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜と前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜と前記ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜が前記ＳｉＣ基板上のダブルへテロ構造を構成することを特徴とする。
　また、本発明の第１５の態様は、第１４の態様において、前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜が、（０００１）六方晶窒化ホウ素薄膜または乱層窒化ホウ素薄膜であることを特徴とする。
　また、本発明の第１６の態様は、第１５の態様において、前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜が、１原子層以上の膜厚を有することを特徴とする。
　また、本発明の第１７の態様は、サファイア基板の上にバッファ層を成長するステップと、前記バッファ層の上にウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を成長して窒化物半導体構造を作製するステップとを含み、前記バッファ層が、前記サファイア基板上のグラファイト型窒化ホウ素薄膜および前記窒化ホウ素薄膜上のウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜で構成されることを特徴とする作成方法である。
　また、本発明の第１８の態様は、第１７の態様において、前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜が、六方晶窒化ホウ素薄膜または乱層窒化ホウ素薄膜であることを特徴とする。
　また、本発明の第１９の態様は、ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を有する窒化物半導体構造の作製方法において、サファイア基板の上にバッファ層を成長するステップと、前記バッファ層の上にウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を成長するステップと、前記バッファ層および前記ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を前記バッファ層から力学的に分離して、前記ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を有する前記窒化物半導体構造を作製するステップとを含み、前記バッファ層が、前記サファイア基板上のグラファイト型窒化ホウ素薄膜および前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜上のウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜で構成されることを特徴とする。
　また、本発明の第２０の態様は、第１９の態様において、前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜が、六方晶窒化ホウ素薄膜または乱層窒化ホウ素薄膜であることを特徴とする。
　また、本発明の第２１の態様は、第２０の態様において、前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜が少なくとも一原子層以上の膜厚を有することを特徴とする。
　また、本発明の第２２の態様は、第１９から第２１の態様において、前記分離の前に、前記ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を、第２の基板上の接合層に接合させるステップをさらに含むことを特徴とする。
　また、本発明の第２３の態様は、第１９から第２１の態様において、前記分離の前に、前記ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜の上に第２のウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜をさらに成長するステップと、前記第２のウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を、第２の基板上の接合層に接合させるステップとをさらに含むことを特徴とする。
　また、本発明の第２４の態様は、第１９から第２１の態様において、前記分離の後に、前記窒化物半導体構造の前記バッファ層を、第２の基板上の接合層に接合させるステップをさらに含むことを特徴とする。
　また、本発明の第２５の態様は、第１９から第２４の態様において、前記第２の基板が、サファイア基板、絶縁性基板、絶縁性基板上に金属が蒸着された基板、半導体基板、半導体基板上に金属が蒸着された基板、金属基板、折り曲げ可能な基板、又は、折り曲げ可能な基板の上に金属が蒸着された基板のいずれかであることを特徴とする。
　また、本発明の第２６の態様は、第２２から第２５の態様において、前記接合層が、前記接合層と前記窒化物半導体構造、および前記接合層と前記第２の基板が熱的に融着可能な金属、前記接合層と前記窒化物半導体構造、および前記接合層と前記第２の基板が化学的に接着可能な粘着テープ、又は、前記接合層と前記窒化物半導体構造、および前記接合層と前記第２の基板が化学的に接着可能な接着剤のいずれかであることを特徴とする。
　また、本発明の第２７の態様は、第２２から第２６の態様において、前記接合層が、導電性であることを特徴とする。
　また、本発明の第２８の態様は、サファイア基板上にバッファ層を成長するステップと、前記バッファ層上にダブルヘテロ構造を成長するステップと、前記ダブルヘテロ構造上にウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を成長して窒化物半導体構造を作製するステップとを含み、前記バッファ層がウルツ鉱ＡｌＮ、ウルツ鉱ＧａＮ薄膜もしくはウルツ鉱ＡｌＧａＮ薄膜で構成され、前記ダブルヘテロ構造がウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜とグラファイト型窒化ホウ素薄膜とウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜から構成されていることを特徴とする作成方法である。
　また、本発明の第２９の態様は、第２８の態様において、前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜が、六方晶窒化ホウ素薄膜または乱層窒化ホウ素薄膜であることを特徴とする。
　また、本発明の第３０の態様は、Ｓｉ基板上にバッファ層を成長するステップと、前記バッファ層上にダブルヘテロ構造を成長するステップと、前記ダブルヘテロ構造上にウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を成長して窒化物半導体構造を作製するステップとを含み、前記バッファ層がウルツ鉱ＡｌＮ薄膜で構成され、前記ダブルヘテロ構造がウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜とグラファイト型窒化ホウ素薄膜とウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜から構成されていることを特徴とする。
　また、本発明の第３１の態様は、第３０の態様において、前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜が、六方晶窒化ホウ素薄膜または乱層窒化ホウ素薄膜であることを特徴とする。
　また、本発明の第３２の態様は、ＳｉＣ基板上にダブルヘテロ構造を成長するステップと、前記ダブルヘテロ構造上にウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を成長して窒化物半導体構造を作製するステップとを含み、前記バッファ層はウルツ鉱ＡｌＮ薄膜で構成され、前記ダブルヘテロ構造がウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜とグラファイト型窒化ホウ素薄膜とウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜から構成されていることを特徴とする作成方法である。
　また、本発明の第３３の態様は、第３２の態様において、前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜が、六方晶窒化ホウ素薄膜または乱層窒化ホウ素薄膜であることを特徴とする。
　本発明によれば、グラファイト型窒化ホウ素薄膜であるｈ－ＢＮ薄膜またはｔ－ＢＮ薄膜上にＡｌを含む窒化物半導体薄膜をバッファ層として形成すると、当該バッファ層上にＧａＮ等のウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ窒化物半導体構造を成長することが可能である。また、サファイア基板上にウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を有する窒化物半導体構造を従来技術よりも簡便なプロセスにより作製する方法および当該方法により作製された窒化物半導体構造を提供することができる。
　また、本発明によれば、サファイア基板上にウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を成長するためのバッファ層として新規な構成を採用することにより、バッファ層およびウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜のサファイア基板からの力学的な分離が容易に可能となる。これにより、従来技術におけるプロセスの複雑さやコスト高等を改善することができる。
　また、本発明によれば、まずサファイア基板上に成長されたバッファ層上に、ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜とグラファイト型窒化ホウ素薄膜とウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜から構成されるダブルヘテロ構造を成長すると、当該ダブルヘテロ構造上に、ＧａＮ等のウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を成長することが可能である。また、Ｓｉ基板上に成長されたバッファ層上に、ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜とグラファイト型窒化ホウ素薄膜とウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜から構成されるダブルヘテロ構造を成長すると、当該ダブルヘテロ構造上に、ＧａＮ等のウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を成長することが可能である。さらに、ＳｉＣ基板上に、ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜とグラファイト型窒化ホウ素薄膜とウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜から構成されるダブルヘテロ構造を成長すると、当該ダブルヘテロ構造上に、ＧａＮ等のウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を成長することが可能である。上記成長においては、ＭＯＣＶＤ装置以外の成長装置が不要となるため、経済的に大きな利点を有する。またグラファイト型窒化ホウ素薄膜層がリリース層として働くため、力学的な力を加えることにより、ＧａＮ等のウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜が、サファイア基板、Ｓｉ基板、ＳｉＣ基板から、力学的に分離される。そのため、化学的エッチングのプロセスとエッチング溶液も不要となる。すなわち、本手法により、サファイア基板、Ｓｉ基板、ＳｉＣ基板上に、基板から分離可能なウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を有する窒化物半導体構造を、従来技術よりも簡便なプロセスにより作製する方法及び当該方法により作製された窒化物半導体構造を提供することができる。
従来のサファイア基板上の窒化物半導体構造を示す図である。 従来のサファイア基板上に成長したｈ－ＢＮ薄膜１２の反射高速電子線回折（ＲＨＥＥＤ）像である。 従来のサファイア基板上に成長したｈ－ＢＮ薄膜１２の反射高速電子線回折（ＲＨＥＥＤ）像である。 図１のＧａＮ薄膜１３の表面写真である。 図１のｈ－ＢＮ薄膜１２の上に成長したウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３のＸ線回折である。 本発明の窒化物半導体構造の実施例１を示す図である。 図５のウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３の表面写真である。 図５のウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３のＸ線回折である。 図５のウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３のＧａＮ（１０－１１）面のＸ線回折極点図である。 本発明の窒化物半導体構造の実施例２を示す図である。 図９の構造のフォトルミネッセンススペクトルである。 本発明の窒化物半導体構造の実施例３を示す図である。 図１１の構造の断面透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像である。 サファイア基板上に設けた従来の窒化物半導体構造を示す図である。 従来の窒化物半導体構造とその転写結果を示す図である。 本発明の作製方法によるウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を有する窒化物半導体構造の実施例４を示す図である。 実施例４の作製方法を説明するための図である。 実施例４の窒化物半導体構造を示す図である。 実施例４の単結晶ウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜１４のＸ線回折を示す図である。 実施例４の単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３のラマン散乱スペクトルを示す図である。 実施例４の単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３と単結晶ウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜１４のカソードルミネッセンススペクトルを示す図である。 本発明の作製方法によるウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を有する窒化物半導体構造の実施例５を示す図である。 実施例５の窒化物半導体構造を示す図である。 実施例５の転写された多重量子井戸のフォトルミネッセンススペクトルを示す図である。 本発明の作製方法によるウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を有する窒化物半導体構造の実施例６を示す図である。 実施例６の窒化物半導体構造を示す図である。 実施例６の転写されたＬＥＤ構造の順方向電流電圧特性を示す図である。 本発明の作製方法によるウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を有する窒化物半導体構造の実施例７を示す図である。 実施例７の窒化物半導体構造を示す図である。 従来技術のサファイア基板上窒化物半導体構造を示す図である（非特許文献６）。 従来技術のサファイア基板上窒化物半導体構造の２Θ／ωＸ線回折である（非特許文献６）。 本発明のサファイア基板上窒化物半導体構造である。 図３１のウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３の表面写真である。 図３１のウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３の原子間力顕微鏡像である。 図３１のウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１、サファイア基板１１の２Θ／ωＸ線回折である。 図３１のウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３のＸ線回折（Ｐｈｉスキャン）である。 図３１のサファイア基板１１のＸ線回折（Ｐｈｉスキャン）である。 本発明の（１１１）Ｓｉ基板上窒化物半導体構造である。 図３６のウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３、ウルツ鉱ＡｌＮバッファ層３１、（１１１）Ｓｉ基板３２の２Θ／ωＸ線回折である。 図３６のウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３のＸ線回折（Ｐｈｉスキャン）である。 図３６の（１１１）Ｓｉ基板３２のＸ線回折（Ｐｈｉスキャン）である。 本発明の６Ｈ－ＳｉＣ基板上窒化物半導体構造である。 図３９のウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３の原子間力顕微鏡像である。 図３９のウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１、６Ｈ－ＳｉＣ基板３４の２Θ／ωＸ線回折である。 図３９のウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３のＸ線回折（Ｐｈｉスキャン）である。 図３９の６Ｈ－ＳｉＣ基板３４のＸ線回折（Ｐｈｉスキャン）である。
　以下、図面を参照して本発明の実施形態について詳細に説明する。
　本発明の窒化物半導体構造は、ｈ－ＢＮ薄膜またはｔ－ＢＮ薄膜およびウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１-ｘＮ（ｘ＞０）薄膜をバッファ層として成長させ、そのバッファ層上に単結晶ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を形成する。ｈ－ＢＮは、ＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＡｌＮ等と同じ窒化物であるが、その結晶構造は大きく異なる。ＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＡｌＮ等がｓｐ３結合を有するウルツ鉱型構造であるのに対して、ｈ－ＢＮはｓｐ２結合を有するグラファイト型構造であり、結晶構造が全く異なる。そのため、従来、グラファイト型ｈ－ＢＮ薄膜上にウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を成長できるとは考えられなかった。例えば、ｈ－ＢＮ薄膜上に代表的な窒化物半導体であるＧａＮ薄膜を成長すると、単結晶ＧａＮ薄膜を得ることができず多結晶ＧａＮ薄膜となる。ｔ－ＢＮについても同様である。これに対して、グラファイト型窒化ホウ素薄膜であるｈ－ＢＮ薄膜またはｔ－ＢＮ薄膜上にウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜をバッファ層として形成すると、当該バッファ層上にＧａＮ等のウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ窒化物半導体構造を成長することが可能である。ここで「ＡｌＧａＩｎＢＮ」とは、二元窒化物半導体であるＧａＮ、ＡｌＮ、ＩｎＮ、ＢＮ、三元窒化物半導体であるＡｌＧａＮ、ＩｎＧａＮ、ＢＧａＮ、ＡｌＩｎＮ、ＡｌＢＮ、ＩｎＢＮ、四元窒化物半導体であるＡｌＧａＩｎＮ、ＡｌＧａＢＮ、ＡｌＩｎＢＮ、ＧａＩｎＢＮ、五元窒化物半導体であるＡｌＧａＩｎＢＮを含む。
　ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を成長させた後、バッファ層および当該バッファ層上のウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を、サファイア基板から力学的に分離する。バッファ層を構成する窒化ホウ素薄膜はグラファイト型の結晶構造を有しており、層間はファンデアワールス力で結合されている。そのため、サファイア基板から容易に力学的に分離することができる。
　ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜としてＧａＮ薄膜を成長した場合、従来のレーザーリフトオフでは、エキシマレーザーを照射し、サファイア基板とＧａＮ薄膜との界面のＧａＮを熱的に分解させることで分離を行う。ここで、ＧａＮの結合エネルギーは２．２ｅＶ程度であるため、レーザーを照射して９００℃以上の温度にしてＧａＮを熱分解する必要がある。これに対して、本発明に係るバッファ層では、サファイア基板上に六方晶窒化ホウ素（ｈ－ＢＮ）薄膜または乱層窒化ホウ素（ｔ－ＢＮ）薄膜を成長する。六方晶窒化ホウ素においては、ｓｐ２結合を有するＢＮ層の層間は互いにファンデアワールス力により結合されている。そのファンデアワールス結合のエネルギーは７０ｍｅＶであり、上記ｓｐ３結合を有するＧａＮの結合エネルギーと比べて３０分の１以下であり、非常に弱い。したがって、何らかの形で外力を与えることで、容易にサファイア基板からの分離ができる。
　そして、分離されたバッファ層および当該バッファ層上のウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜（以下、本明細書において「ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を有する窒化物半導体構造」という。）を、第２の基板上に接合させて転写することができる。換言すれば、ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜がバッファ層とともに第２の基板に転写される。
　転写先の「第２の基板」としては、サファイア基板、ガラス等の絶縁性基板、絶縁性基板上に金属が蒸着された基板、シリコン、シリコンカーバイト、ＧａＮ、ＡｌＮ等の半導体基板、半導体基板上に金属が蒸着された基板、銅、銀等の金属基板、プラスチック、紙等の折り曲げ可能な基板、プラスチック、紙等の上に金属が蒸着された基板が可能である。
　「ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を有する窒化物半導体構造」と「第２の基板」は、接合層により接合して転写する。接合層としては、例えば、銅、低温はんだ等の金属、導電性テープ等のテープ、導電性接着剤等の接着剤が可能である。金属の場合、加熱することにより、接合層と上記窒化物半導体構造、および接合層と第２の基板を融着させることができる。
　上述の説明では、窒化物半導体構造を分離してから第２の基板の接合層に転写が行われるが、まず第２の基板の接合層に接合してからサファイア基板の力学的分離を行ってもよい。特にこの場合、第２の基板として、ガラス等の透明な絶縁性基板、プラスチック等の折り曲げ可能な基板、アルミ基板等の金属基板を採用できる点に従来技術との大きな差異がある。代表的な従来技術であるレーザーリフトでは、使用するレーザーにより、サファイア基板とＧａＮの界面の温度が局所的に９００℃付近になり、上述のような基板を第２の基板とすると熱的に劣化してしまうため使用することができない。本発明によれば、室温付近で力学的にサファイア基板から分離することが可能であり、上述のような基板を転写先の基板として使用することが可能となる。
　本発明によれば、まず、上記バッファ層は堆積時の基板温度および膜厚の従来のような最適化が不要である。また、例えば１０００℃以上の高温でバッファ層を成長するため、基板温度の上げ下げが不要であり、成長プログラムが大幅に簡素化される。
　さらに、ｈ－ＢＮ薄膜とＡｌ組成１０％以上のＡｌＧａＮ薄膜は、３．５８～６．２ｅＶのバンドギャップを有する半導体であり、３４６ｎｍ以上の発光波長を有するＬＥＤに対して、基板側でＬＥＤの発光の光吸収が生じない。また、ｈ－ＢＮ薄膜またはｔ－ＢＮ薄膜およびウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜で構成されるバッファ層は、窒化物半導体成長用のＭＯＣＶＤ装置を用いて成長するため、ＭＯＣＶＤ装置以外の装置が不要であり経済的に大きな利点を有する。
　また、本発明によれば、従来のレーザーリフトオフやケミカルリフトオフにおいて必要であった、高価な装置が不要であり、経済的に大きな効果がある。
　また、本発明によれば、上記窒化物半導体構造のサファイア基板からの分離が、ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜にダメージを与えずに力学的に可能であり、従来のレーザーリフトオフやケミカルリフトオフと比較して、分離プロセスが極めて簡素化される。さらに、この力学的分離プロセスは、大気中、かつ室温中で行うことができ、この点においてもプロセスの簡素化が図られる。
　また、転写先の第２の基板に接合層を塗布または蒸着して上記窒化物半導体構造を転写するが、転写先の第２の基板を大面積基板としても、接合層を設けるのに一回のプロセスしか要さず、容易に生産性の向上が可能である。
　さらには、本発明によれば、サファイア、シリコン等の大面積基板以外に、高い熱伝導率を有する金属や、折り曲げ可能なプラスチックや紙、そして透明なガラス等にウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜の転写が可能である。このような転写により、例えば、ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を用いたＬＥＤ、ＬＤ等の発光デバイスを大面積な又は経済的に安価で、折り曲げ可能（フレキシブル）な基板上に転写させることにより、発光デバイスをどこでも使えるユビキタス社会の実現が可能となる。また、ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を用いたＨＥＭＴ等の高周波高出力デバイスを、熱伝導率が大きな銅基板等の上に転写させることにより、そのデバイス特性が大幅に向上させる効果がある。また、ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を用いた高効率太陽電池を、大面積な又は経済的に安価な折り曲げ可能な基板、透明なプラスチックやガラス等の上に転写させて使用することが可能となる。
　また、ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を有する窒化物半導体構造を第２の基板に転写せずとも、分離した窒化物半導体構造にＮｉ／Ａｕ等の金属を蒸着し、その後、厚さ１００μｍのＡｕメッキを行えば、それ自体で、分離した窒化物半導体構造を支えることも可能である。
　また、上述の説明では、バッファ層の上に直接設けられたウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を接合面として第２の基板との接合を行っているが、以下の実施例でみるように、バッファ層の上に直接設けられたウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜の上に、量子井戸構造、ＬＥＤ構造、ＨＥＭＴ構造等を設け、ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜の上にさらに設けられた第２のウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を接合面として転写を行う態様も本発明の範囲に含まれることに留意されたい。
　また、本発明の窒化物半導体構造は、ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜とグラファイト型窒化ホウ素（ｈ－ＢＮ）薄膜とウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜から構成されるダブルヘテロ構造を成長し、そのダブルヘテロ構造上に、ウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を成長する。
　上述のように、ＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＡｌＮ等は、ｈ－ＢＮは結晶構造が全く異なるため、従来、グラファイト型ｈ－ＢＮ薄膜をウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜で挟みこんだダブルヘテロ構造ができるとは考えられなかった。しかし、原料であるアンモニアとトリエチルボロンをＭＯＣＶＤ装置に供給し、ＭＯＣＶＤ装置内でｈ－ＢＮ薄膜を成長させることにより、ｈ－ＢＮ薄膜をウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜で挟み込むダブルへテロ構造の薄膜を成長することができ、このダブルヘテロ構造の薄膜の上に、ウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を成長することが可能である。
　また、グラファイト型窒化ホウ素は、ＢとＮのｓｐ２結合により形成された各層がファンデアワールス力により結合された層状物質である。各層は、ファンデアワールス力により結合されているため、力学的な力を加えることにより、分離可能である。そのため、ｈ－ＢＮ薄膜をウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜で挟み込むダブルへテロ構造を有する薄膜に、一方の面から力学的な力を加えた場合、ダブルへテロ構造中のｈ－ＢＮ層は、両側のウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜を分離するための、リリース層としての役割を果たす。
　まず、上記ダブルヘテロ構造は、ＭＯＣＶＤ装置により成長されるため、ＭＯＣＶＤ装置以外の成長装置が不要であり、経済的に大きな利点を有する。また、上記ダブルヘテロ構造は、１０００℃付近の温度で成長できるため、基板温度の上げ下げが不要であり、成長プログラムが大幅に簡素化される。また、ダブルヘテロ構造中のｈ－ＢＮ層が、上述のとおりリリース層として働くため、成長後に、ウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜をサファイア基板、Ｓｉ基板、ＳｉＣ基板から、力学的に分離することが可能となり、化学的エッチング溶液と化学的エッチングが不要であり、分離プロセスが大幅に簡素化される。
　実施例１　
　図１は、従来のサファイア基板上の窒化物半導体構造である。まず（０００１）サファイア基板１１を、ＭＯＣＶＤ装置内に導入し、反応炉圧力３００Ｔｏｒｒ、水素ガス雰囲気、基板温度１０８０℃において、サーマルクリーニングを行った。次に、トリエチルボロンとアンモニアを供給することにより、基板温度１０８０℃で（０００１）ｈ－ＢＮ薄膜１２を成長させた。ｈ－ＢＮ薄膜１２の膜厚は３ｎｍである。次に、ｈ－ＢＮ薄膜１２の上に、トリメチルガリウムとアンモニアを供給することにより、基板温度１０５０℃でウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３を成長させた。ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３の膜厚は、０．６μｍである。
　図２Ａ、図２Ｂは、従来のサファイア基板上に成長したｈ－ＢＮ薄膜１２の反射高速電子線回折（ＲＨＥＥＤ）像である。電子線は、サファイア基板の［１－１００］と［１１－２０］方位から入射させた。ＲＨＥＥＤは、（１×１）パターンを示しており、(１×１)から計算される面内間隔は１．２５Åであった。その間隔より求められたａ軸格子定数は２．５０Åであり、ｈ－ＢＮのａ軸格子定数に一致している。これから、（０００１）ｈ－ＢＮがサファイア基板上に成長しており、ｈ－ＢＮとサファイアの面内配向関係は、ｈ－ＢＮ［１１－２０］||サファイア［１－１００］である。
　図３は、図１のＧａＮ薄膜１３の表面写真である。孤立したＧａＮアイランドが形成され、各アイランドは異なる方位面を有している。各ＧａＮアイランドは、横方向に成長しておらず、ＧａＮ薄膜１３は多結晶であり平坦な表面を得ることができていない。
　図４は、図１のｈ－ＢＮ薄膜１２の上に成長したウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３のＸ線回折である。サファイア基板１１の（０００６）からの回折に加えて、ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３の（０００２）からの回折が明瞭に観察される。しかしながら、ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３の（０００２）からの回折以外に、ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３の（１０－１０）、（１０－１１）、（１０－１２）からの回折が観測され、ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３は多結晶であることが分かった。
　図５は、本発明の窒化物半導体構造の実施例１である。まず（０００１）サファイア基板１１を、ＭＯＣＶＤ装置内に導入し、反応炉圧力３００Ｔｏｒｒ、水素ガス雰囲気において、基板温度１０８０℃でサーマルクリーニングを行った。次に、トリエチルボロンとアンモニアを供給することにより、基板温度１０８０℃で（０００１）ｈ－ＢＮ薄膜１２を成長させた。ｈ－ＢＮ薄膜１２の膜厚は３ｎｍである。次に、ｈ－ＢＮ薄膜１２の上に、トリメチルアルミニウム、トリメチルガリウム、アンモニアを供給することにより、基板温度１０５０℃でウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜１４を成長させた。ウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜１４の膜厚は０．３μｍである。ｈ－ＢＮ薄膜１２とウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜１４がバッファ層を構成する。この新しいバッファ層上に、トリメチルガリウム、アンモニアを供給することにより、基板温度１０５０℃でウルツ鉱型ＧａＮ薄膜（「ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜」に対応）１３を成長させた。ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３の膜厚は２．０μｍである。
　図６は、図５のウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３の表面写真である。前述したように、図１のＧａＮ薄膜１３の表面写真（図３参照）では、それぞれ異なる方位面を有する孤立したＧａＮアイランドが形成され、ＧａＮ薄膜１３は多結晶であり平坦な表面は得られなかった。対照的に、図６に示すウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３は、極めて平坦な表面を有している。この結果は、ｈ－ＢＮ薄膜１２およびＡｌＧａＮ薄膜１４で構成されるバッファ層を用いることにより、平坦な単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３を成長させることができたことを示している。
　図７は、図５のウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３のＸ線回折である。ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３の（０００２）からの回折と、バッファ層を構成するウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜１４の（０００２）からの回折がそれぞれ明瞭に観察された。単結晶ＧａＮ薄膜１３のｃ軸格子定数は５．１８７Åであり、無歪みのウルツ鉱型ＧａＮのｃ軸格子定数５．１８５５Åに近く、ｃ軸格子歪みは、＋０．０２８９％と求められた。バッファ層であるＡｌＧａＮ薄膜１４のｃ軸格子定数は、５．１５４Åであり、Ａｌ０．１６Ｇａ０．８４Ｎ薄膜であることが分かった。これから、サファイア基板１１上に、ｈ－ＢＮ薄膜１２とウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜１４で構成されるバッファ層を用いることにより、単結晶（０００１）ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３を成長させることができたことを示している。
　図８は、図５のウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３のＧａＮ（１０－１１）面のＸ線回折極点図である。ψ＝０°には回折ピークが観測されないことから傾いたドメインは形成されていないことが分かる。一方、６つの明瞭なＧａＮ（１０－１１）回折ピークが観測され、ＧａＮ薄膜１３中に他の回転ドメインが存在しないことを示している。このＸ線回折極点図から、サファイア基板１１とウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３の面内配向関係は、サファイア[１１－２０]||ウルツ鉱型ＧａＮ[１０―１０]であることが分かる。
　以上の表面観察、Ｘ線回折、Ｘ線回折極点図から、従来、ｈ－ＢＮ薄膜上に成長できる代表的な窒化物半導体であるＧａＮ薄膜は多結晶ＧａＮ薄膜であったが、本発明によれば、サファイア基板１１上に、ｈ－ＢＮ薄膜１２及びウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜１４で構成されるバッファ層を成長し、その上に単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３を成長可能であることが分かった。
　ここで、新しいバッファ層の詳細について結果を述べる。バッファ層を構成するｈ－ＢＮ薄膜１２の厚さは一原子層以上であれば、ｈ－ＢＮ薄膜およびＡｌＧａＮ薄膜で構成されるバッファ層上に平坦かつ単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３を成長させることができる。同様に、バッファ層を構成するｈ－ＢＮ薄膜の代わりにｔ－ＢＮ薄膜を採用しても、平坦かつ単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３を成長させることができる。バッファ層を構成するＡｌＧａＮ薄膜１４のＡｌ組成は１０％以上であれば、ｈ－ＢＮ薄膜およびＡｌＧａＮ薄膜で構成されるバッファ層上に平坦かつ単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３を成長させることができる。また、バッファ層を構成するＡｌＧａＮ薄膜１４の膜厚は０．１μｍ以上であれば、ｈ－ＢＮ薄膜およびＡｌＧａＮ薄膜で構成されるバッファ層上に平坦かつ単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３を成長させることができる。また、バッファ層を構成するＡｌＧａＮ薄膜１４のＡｌ組成は、ｈ－ＢＮ薄膜１２上から単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３に向けて、１０％から０％と傾斜組成構造にしても良い。
　最後に、新しいバッファｃ層上に成長するウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜について述べる。バッファ層を構成するＡｌＧａＮ薄膜１４のＡｌ組成が１０％以上であるとき、そのバッファ層上にウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３の代わりに、バッファ層と格子整合する単結晶かつ平坦な表面を有するウルツ鉱ＡｌＮ薄膜、ウルツ鉱ＡｌＧａＮ薄膜を成長させることができた。また、バッファ層を構成するＡｌＧａＮ薄膜１４のＡｌ組成が１０％以上であるとき、そのバッファ層上にウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３の代わりに、そのバッファ層と格子整合する、もしくは格子不整合が３％以下の単結晶かつ平坦なウルツ鉱ＩｎＡｌＮ薄膜、ウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＮ薄膜、およびウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜についても成長することができた。
　実施例２
　図９は、本発明の窒化物半導体構造の実施例２である。まず、（０００１）サファイア基板１１を、ＭＯＣＶＤ装置内に導入し、反応炉圧力３００Ｔｏｒｒ、水素ガス雰囲気において、基板温度１０８０℃でサーマルクリーニングを行った。次に、トリエチルボロンとアンモニアを供給することにより、基板温度１０８０℃で（０００１）ｈ－ＢＮ薄膜１２を成長させた。ｈ－ＢＮ薄膜１２の膜厚は３ｎｍである。次に、ｈ－ＢＮ薄膜１２の上に、トリメチルアルミニウム、トリメチルガリウム、アンモニアを供給することにより、基板温度１０５０℃でウルツ鉱型Ａｌ０．１６Ｇａ０．８４Ｎ薄膜１４を成長させた。ウルツ鉱型Ａｌ０．１６Ｇａ０．８４Ｎ薄膜１４の膜厚は、０．３μｍである。このように、サファイア基板１１にｈ－ＢＮ薄膜１２及びＡｌＧａＮ薄膜１４で構成されるバッファ層を成長し、その上にＩｎＧａＮ量子井戸構造を成長させる。その新しいバッファ層上に、トリメチルガリウム、アンモニアを供給することにより、基板温度１０５０℃でウルツ鉱型ＧａＮ薄膜（「ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜」に対応）１３Ａを成長させた。ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３Ａの膜厚は、２．２μｍである。次に、基板温度を７３０℃に下げ、トリメチルインジウム、トリエチルガリウム、アンモニアを用いて、単結晶ＧａＮ薄膜１３Ａ上にＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸１５を成長させた。ＩｎＧａＮ井戸層の厚さは３ｎｍであり、１０周期の量子井戸を成長させた。その後、基板温度を再び１０５０℃に上げて、ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜（「第２のウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜」に対応）１３Ｂをキャップ層として成長させた。
　図１０は、図９の構造のフォトルミネッセンススペクトルである。ＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸１５のみを励起するために、励起波長として３７５ｎｍの紫外レーザーを用い、測定温度は室温、励起強度は５００μＷである。従来、ｈ－ＢＮ薄膜上に成長したＧａＮ薄膜は、多結晶ＧａＮ薄膜であり、その多結晶上に成長したＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸からは、フォトルミネッセンス測定から、発光を観測することはできない。しかしながら、図９の構造においては、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸１５からの発光が発光波長４３５ｎｍに明瞭に観測された。また、フォトルミネッセンススペクトルに表面の平坦性に伴うフリンジが観測される。
　以上のフォトルミネッセンスから、サファイア基板１１上にｈ－ＢＮ薄膜１２及びウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜１４で構成されるバッファ層を成長し、そのバッファ層上に成長した単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３Ａ上に、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸１５を成長できることが分かった。従来、ｈ－ＢＮ薄膜上に成長した代表的な窒化物半導体であるＧａＮ薄膜は多結晶ＧａＮ薄膜であり、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸は成長できなかった。
　ここで、新しいバッファ層の詳細について結果を述べる。バッファ層を構成するｈ－ＢＮ薄膜１２の厚さは一原子層以上であれば、ｈ－ＢＮ薄膜およびＡｌＧａＮ薄膜で構成されるバッファ層上に、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸１５を成長させることができる。同様に、バッファ層を構成するｈ－ＢＮ薄膜の代わりにｔ－ＢＮ薄膜を採用しても、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸１５を成長させることができる。バッファ層を構成するＡｌＧａＮ薄膜１４のＡｌ組成は１０％以上であれば、ｈ－ＢＮ薄膜及びＡｌＧａＮ薄膜で構成されるバッファ層上にＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸１５を成長させることができる。また、バッファ層を構成するＡｌＧａＮ薄膜１４の膜厚は０．１μｍ以上であれば、ｈ－ＢＮ薄膜及びＡｌＧａＮ薄膜で構成されるバッファ層上に、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸１５を成長させることができる。また、バッファ層を構成するＡｌＧａＮ薄膜１４のＡｌ組成は、ｈ－ＢＮ薄膜１２上から単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３Ａに向けて、１０％から０％と傾斜組成構造にしても良い。
　実施例３
　図１１は、本発明の窒化物半導体構造の実施例３である。まず、（０００１）サファイア基板１１を、ＭＯＣＶＤ装置内に導入し、反応炉圧力３００Ｔｏｒｒ、水素ガス雰囲気、基板温度１０８０℃で、サーマルクリーニングを行った。次に、トリエチルボロンとアンモニアを供給することにより、基板温度１０８０℃で（０００１）ｈ－ＢＮ薄膜１２を成長させた。ｈ－ＢＮ薄膜１２の膜厚は３ｎｍである。次に、ｈ－ＢＮ薄膜１２の上に、トリメチルアルミニウム、トリメチルガリウム、アンモニア、シランを供給することにより、基板温度１０５０℃でｎ型ＡｌＧａＮ薄膜として、Ｓｉドープウルツ鉱型Ａｌ０．２Ｇａ０．８Ｎ薄膜１６を成長させた。Ｓｉドープウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜１６の膜厚は、０．３μｍである。このように、サファイア基板１１にｈ－ＢＮ薄膜１２及びＳｉドープＡｌ０．２Ｇａ０．８Ｎ薄膜１６で構成されるバッファ層を成長し、その上に、ＬＥＤ構造を成長させる。Ｓｉドープウルツ鉱型Ａｌ０．２Ｇａ０．８Ｎ薄膜１６上に、トリメチルガリウム、アンモニア、シランを供給することにより、基板温度１０５０℃で、ｎ型ＧａＮ薄膜１７として、Ｓｉドープウルツ鉱型ＧａＮ薄膜（「ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜」に対応）１７を成長させた。Ｓｉドープウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１７の膜厚は、２．０μｍである。次に、基板温度を７３０℃に下げ、トリエチルインジウム、トリエチルガリウム、アンモニアを用いて、Ｓｉドープウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１７上にＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸１５を成長させた。ＩｎＧａＮ井戸層の厚さは３ｎｍであり、１０周期の量子井戸を成長させた。その後、基板温度を再び１０５０℃に上げて、トリメチルガリウム、アンモニア、シクロペンタジエニルマグネシウムを用いて、ｐ型ＧａＮ薄膜として、Ｍｇドープウルツ鉱型ＧａＮ薄膜（「第２のウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜」に対応）１８を成長させた。Ｍｇドープウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１８の膜厚は０．２μｍである。
　ホール効果測定から、Ｓｉドープウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１７は、ｎ型を示し、キャリア濃度は２×１０１８ｃｍ－３、移動度は１６０ｃｍ２／Ｖｓであり、Ｍｇドープウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１８は、ｐ型を示し、キャリア濃度は１×１０１７ｃｍ－３、移動度は８ｃｍ２／Ｖｓであった。
　図１２は、図１１の構造の断面透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像である。サファイア基板１１上にＳｉドープＡｌ０．２Ｇａ０．８Ｎ薄膜１６が形成されているのが観察されると共に、そのＳｉドープＡｌ０．２Ｇａ０．８Ｎ薄膜１６上にトータルな膜厚２．０μｍのＳｉドープウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１７とＭｇドープウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１８が形成されていることが分かる。
　ここで、新しいバッファ層の詳細について結果を述べる。バッファ層を構成するｈ－ＢＮ薄膜１２の厚さは一原子層以上であれば、ｈ－ＢＮ薄膜およびＡｌＧａＮ薄膜で構成されるバッファ層上に、上記ＬＥＤ構造を成長させることができる。同様に、バッファ層を構成するｈ－ＢＮ薄膜の代わりにｔ－ＢＮ薄膜を採用しても、上記ＬＥＤ構造を成長させることができる。バッファ層を構成するＡｌＧａＮ薄膜１６のＡｌ組成は１０％以上であれば、ｈ－ＢＮ薄膜およびＡｌＧａＮ薄膜で構成されるバッファ層上に上記ＬＥＤ構造を成長させることができる。また、バッファ層を構成するＡｌＧａＮ薄膜１６の膜厚は０．１μｍ以上であれば、ｈ－ＢＮ薄膜およびＡｌＧａＮ薄膜で構成されるバッファ層上に、上記ＬＥＤ構造を成長させることができる。また、バッファ層を構成するＡｌＧａＮ薄膜１６のＡｌ組成は、ｈ－ＢＮ薄膜１２上から単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１７に向けて、１０％から０％と傾斜組成構造にしても良い。
　実施例４　
　図１３は、サファイア基板上に設けた従来の窒化物半導体構造である。まず、(０００１)サファイア基板１１をＭＯＣＶＤ装置内に導入し、反応炉圧力３００Ｔｏｒｒ、水素ガス雰囲気、基板温度１０８０℃でサーマルクリーニングを行った。次に、基板温度５５０℃でトリメチルガリウムとアンモニアを供給することにより、膜厚２０ｎｍの低温ＧａＮバッファ層１９を成長させ、その後基板温度を１０５０℃に上げ、トリメチルガリウムとアンモニアを供給することによりウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３を成長させた。ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３の膜厚は１μｍである。
　次に、ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３のサファイア基板１１からの分離および第２の基板への転写について、図１４を参照して説明する。転写先のサファイア基板２０に導電性両面粘着テープ２１を貼り付け、その導電性両面粘着テープ２１に、ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３を接合面として、ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３をサファイア基板１１および低温ＧａＮバッファ層１９とともに貼り付けた。ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３をサファイア基板１１から力学的に分離することを試みたが、実現できなかった。サファイア基板１１上のウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３は、低温ＧａＮバッファ層１９と化学的に強固な共有結合を形成している。ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３は導電性両面粘着テープ２１と接着剤により物理的に接合しているものの、その結合力は上記共有結合と比較して弱い。そのため、導電性両面粘着テープ２１上のウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３をサファイア基板１１から分離することはできず、分離しようとすると、ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３は、サファイア基板１１とともに導電性両面粘着テープ２１から分離し、導電性両面粘着テープ２１上に転写することはできなかった。このような構造では、従来のレーザーリフトオフ又はケミカルリフトオフの手法が必要となる。
　図１５に、本発明の作製方法によるウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を有する窒化物半導体構造の実施例４を示す。サファイア基板（「第２の基板」に対応）２０上に導電性両面粘着テープ（「接合層」に対応）２１があり、その上に、サファイア基板１１から分離されたウルツ鉱型ＧａＮ薄膜（「ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜」に対応）１３と、ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３上のウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜１４及びｈ－ＢＮ薄膜（「グラファイト型窒化ホウ素薄膜」に対応）１２が転写されている。
　図１６を参照して本発明の作製方法を説明する。まず、サファイア基板１１をＭＯＣＶＤ装置内に導入し、反応炉圧力３００Ｔｏｒｒ、水素ガス雰囲気において、基板温度１０８０℃でサーマルクリーニングを行った。
　次に、トリエチルボロンとアンモニアを供給することにより、基板温度１０８０℃でｈ－ＢＮ薄膜１２を成長させた。ｈ－ＢＮ薄膜１２の膜厚は３ｎｍである。
　次に、そのｈ－ＢＮ薄膜１２上に、トリメチルガリウム、トリメチルアルミニウム、アンモニアを供給することにより、基板温度１０５０℃でウルツ鉱型Ａｌ０．１６Ｇａ０．８４Ｎ薄膜１４を成長し、ウルツ鉱型Ａｌ０．１６Ｇａ０．８４Ｎ薄膜１４上に、基板温度１０５０℃でウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３を成長させた。ウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜１４及びウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３の膜厚は、それぞれ０．３μｍ及び２．０μｍである。従来、ｈ－ＢＮ薄膜１２は、グラファイト型のｓｐ２結合を有する結晶構造であり、ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３は、ウルツ鉱型のｓｐ３結合を有する結晶構造であったため、ｈ－ＢＮ薄膜１２上への単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３の成長は不可能であった。発明者らは、ｈ－ＢＮ薄膜１２上に単結晶ウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜１４を成長させ、その上に単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３を成長可能であることを見出した。ｈ－ＢＮ薄膜１２の膜厚は、一原子層以上であれば、平坦かつ単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３を成長させることができる。また、ｈ－ＢＮ薄膜１２の代わりにｔ－ＢＮ薄膜を用いても、平坦かつ単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３を成長させることができる。バッファ層を構成するＡｌＧａＮ薄膜１４のＡｌ組成は１０％以上であれば、ｈ－ＢＮ薄膜およびＡｌＧａＮ薄膜で構成されるバッファ層上に単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３を成長させることができる。また、バッファ層を構成するＡｌＧａＮ薄膜１４の膜厚は０．１μｍ以上であれば、ｈ－ＢＮ薄膜およびＡｌＧａＮ薄膜で構成されるバッファ層上に、単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３を成長させることができる。また、バッファ層を構成するＡｌＧａＮ薄膜１４のＡｌ組成は、ｈ－ＢＮ薄膜１２上から単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３に向けて、１０％から０％と傾斜組成構造にしても良い。
　次に、ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を有する窒化物半導体構造の転写方法について同じく図１６を参照説明する。転写先のサファイア基板２０上に導電性両面粘着テープ２１を貼り付け、その上にウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３を接合面として分離した上記窒化物半導体構造を貼り付けた。この窒化物半導体構造を導電性両面粘着テープ２１から力学的に分離を試みたところ、単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３と単結晶ウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜１４とｈ－ＢＮ薄膜１２は、サファイア基板１１から分離し、サファイア基板２０上の導電性両面粘着テープ２１に接合され、転写された。サファイア基板１１上の上記窒化物半導体構造は、サファイア基板１１上と層間がファンデアワールス力で結合しているｈ－ＢＮ薄膜１２で接合されている。単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３は、導電性両面粘着テープ２１と接着剤により物理的に接合しており、その結合力は上記ファンデアワールス力と比較して強い。転写されたサンプルの大きさは、約５ｍｍ角であった。
　また、転写によらず、図１７に示す、単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３と単結晶ウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜１４とｈ－ＢＮ薄膜１２を有する窒化物半導体構造をピンセット等により剥離することもできる。
　以下、本発明の作製方法により、ｈ－ＢＮ薄膜１２と単結晶ウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜１４と単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３が高品質な結晶性を保持したまま、サファイア基板１１から分離し、また、導電性両面粘着テープ２１に接合・転写することができることを実験データにより示す。
　図１５に示す、本発明により転写された上記窒化物半導体構造の単結晶ウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜１４表面は、光学顕微鏡による観察から、２～３ｍｍの領域においてクラック等は観測されず、表面は平坦であった。転写された単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３と単結晶ウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜１４が、転写前と比較して結晶性がほぼ同じであることを、Ｘ線回折とラマン散乱、カソードルミネッセンスにより評価した。
　まず、図１６に示す本発明の作製方法により転写された窒化物半導体構造の単結晶ウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜１４のＸ線回折を図１８に示す。転写前の窒化物半導体構造のＸ線回折同様に、ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３の（０００２）からの回折およびウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜１４の（０００２）からの回折がそれぞれ明瞭に観測された。転写された単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３のｃ軸格子定数は、５．１８５５Åであり、無歪みのウルツ鉱型ＧａＮのｃ軸格子定数５．１８５５Åに近く、転写することにより単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３は無歪みとなっていることが分かった。
　次に、図１６に示す本発明の作製方法により転写された窒化物半導体構造の単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３のラマン散乱スペクトルを図１９に示す。転写前のラマン散乱同様に、ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３のＥ２モードが５６７ｃｍ－１に、そのＡ１モードが７３４ｃｍ－１にそれぞれ明瞭に観測され、無歪みのＧａＮ薄膜のＥ２モード５６７ｃｍ－１、Ａ１モード７３４ｃｍ－１とほぼ一致している。これから、単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３は、導電性両面粘着テープ２１上に転写されることにより無歪みとなることが分かった。
　次に、図１６に示す本発明の作製方法により転写された窒化物半導体構造の単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３と単結晶ウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜１４のカソードルミネッセンススペクトルを図２０に示す。カソードルミネッセンスの測定は、室温で、加速電圧は１０ｋＶである。単結晶ウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜１４からの発光が３３２ｎｍに明瞭に観測され、また単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３からの発光も３６３ｎｍ付近に観測される。
　以上の光学顕微鏡による表面観察、Ｘ線回折、ラマン散乱、カソードルミネッセンスから、導電性両面粘着テープ２１上に、ｈ－ＢＮ薄膜１２と単結晶ウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜１４と単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３が、高品質な結晶性を保持しつつ、サファイア基板１１から分離・転写されることが分かった。
　最後に、本発明に係るバッファ層上に成長するウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜について説明する。バッファ層を構成するウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜１４のＡｌ組成を１０％以上とすると、そのバッファ層上にウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３の代わりに、バッファ層と格子整合する単結晶かつ平坦な表面を有するウルツ鉱ＡｌＮ薄膜、ウルツ鉱ＡｌＧａＮ薄膜を成長させることができた。
　また、バッファ層を構成するウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜１４のＡｌ組成を１０％以上とすると、そのバッファ層上にウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３の代わりに、そのバッファ層と格子整合する、もしくは格子不整合が３％以下の単結晶かつ平坦なウルツ鉱ＩｎＡｌＮ薄膜、ウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＮ薄膜、およびウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜についても成長することができる。
　実施例５　
　図２１に、本発明の作製方法によるウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を有する窒化物半導体構造の実施例５を示す。まず、（０００１）サファイア基板１１を、ＭＯＣＶＤ装置内に導入し、反応炉圧力３００Ｔｏｒｒ、水素ガス雰囲気において、基板温度１０８０℃でサーマルクリーニングを行った。次に、トリエチルボロンとアンモニアを供給することにより、基板温度１０８０℃で（０００１）ｈ－ＢＮ薄膜１２を成長させた。ｈ－ＢＮ薄膜１２の膜厚は３ｎｍである。次に、ｈ－ＢＮ薄膜１２の上に、トリメチルアルミニウム、トリメチルガリウム、アンモニアを供給することにより、基板温度１０５０℃でウルツ鉱型Ａｌ０．２Ｇａ０．８Ｎ薄膜１４を成長させた。ウルツ鉱型Ａｌ０．２Ｇａ０．８Ｎ薄膜１４の膜厚は０．３μｍである。このように、サファイア基板１１にｈ－ＢＮ薄膜１２及びＡｌＧａＮ薄膜１４で構成されるバッファ層を成長し、その新しいバッファ層上に、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ量子井戸構造を成長させる。バッファ層上に、トリメチルガリウム、アンモニアを供給することにより、基板温度１０５０℃でウルツ鉱型ＧａＮ薄膜（「ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜」に対応）１３Ａを成長させた。ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３Ａの膜厚は２．０μｍである。次に、基板温度を７３０℃に下げ、トリメチルインジウム、トリエチルガリウム、アンモニアを用いて、単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３Ａ上にＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸１５を成長させた。ＩｎＧａＮ井戸層の厚さは３ｎｍであり、１０周期の量子井戸を成長させた。その後、基板温度を再び１０５０℃に上げて、ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜（「第２のウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜」に対応）１３Ｂをキャップ層として、トリメチルガリウム、アンモニアを供給することにより成長させた。
　ｈ－ＢＮ薄膜１２の厚さは、一原子層以上であれば、ｈ－ＢＮ薄膜１２及びＡｌＧａＮ薄膜１４で構成されるバッファ層上に、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸１５を成長させることができる。同様に、ｈ－ＢＮ薄膜の代わりにｔ－ＢＮ薄膜を用いたバッファ層上にもＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸１５を成長させることができる。バッファ層を構成するＡｌＧａＮ薄膜１４のＡｌ組成は、１０％以上であれば、ｈ－ＢＮ薄膜１２及びＡｌＧａＮ薄膜１４で構成されるバッファ層上にＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸１５を成長させることができる。また、バッファ層を構成するＡｌＧａＮ薄膜１４の膜厚は０．１μｍ以上であれば、ｈ－ＢＮ薄膜１２及びＡｌＧａＮ薄膜１４で構成されるバッファ層上に、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸１５を成長させることができる。また、バッファ層を構成するＡｌＧａＮ薄膜１４のＡｌ組成は、ｈ－ＢＮ薄膜１２上から単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３Ａに向けて、１０％から０％と傾斜組成構造にしても良い。
　次に、転写先サファイア基板２０上に形成した１００μｍ厚の金属インジウムシート２２上に、キャップ層であるウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３Ｂを金属インジウムシート２２と接触させ、１６０℃程度に加熱した。インジウムが溶けて、両者が強く貼り付いた。このため、サファイア基板１１はｈ－ＢＮ薄膜１２から力学的に分離し、ｈ－ＢＮ薄膜１２からキャップ層であるウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３Ｂまでの窒化物半導体構造を、サファイア基板１４上の金属インジウムシート２２の上に転写させることができた。
　また、転写によらず、図２２に示す実施例５の窒化物半導体構造をピンセット等により剥離することもできる。
　図２３は、その転写された多重量子井戸のフォトルミネッセンススペクトルである。ＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸１５のみを励起するために、励起波長として３７５ｎｍの紫外レーザーを用い、測定温度は室温、励起強度は５００μＷである。従来の窒化物半導体構造では、レーザーリフトオフやケミカルリフトオフを行わない限り、実施例４で記述したように、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸をサファイア基板から分離し、第２の基板に転写することはできない。しかしながら、本発明によれば、サファイア基板１１から、ｈ－ＢＮ薄膜１２からキャップ層であるウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３Ｂまでの窒化物半導体構造を力学的に分離させることができ、金属インジウムシート２２上に転写させることができた。その転写されたＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸１５においては、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸１５からの発光が、発光波長４３５ｎｍに明瞭に観測された。また、フォトルミネッセンススペクトルに表面の平坦性に伴うフリンジが観測された。
　以上のフォトルミネッセンスから、サファイア基板１１上に成長したｈ－ＢＮ薄膜１２、単結晶ウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜１４、単結晶ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３Ａ、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸１５、キャップ層であるウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１３Ｂで構成させる窒化物半導体構造が、高品質な結晶性を保持しつつ、サファイア基板１１から分離し、サファイア基板２０上の金属インジウムシート２２の上に転写されることが分かった。
　実施例６　
　図２４に、本発明の作製方法によるウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を有する窒化物半導体構造の実施例６を示す。まず、（０００１）サファイア基板１１を、ＭＯＣＶＤ装置内に導入し、反応炉圧力３００Ｔｏｒｒ、水素ガス雰囲気において、基板温度１０８０℃でサーマルクリーニングを行った。次に、トリエチルボロンとアンモニアを供給することにより、（０００１）ｈ－ＢＮ薄膜１２を、基板温度１０８０℃で成長させた。ｈ－ＢＮ薄膜１２の膜厚は３ｎｍである。次に、ｈ－ＢＮ薄膜１２の上に、トリメチルアルミニウム、トリメチルガリウム、アンモニア、シランを供給することにより、ｎ型ＡｌＧａＮ薄膜として、基板温度１０５０℃でＳｉドープウルツ鉱型Ａｌ０．２Ｇａ０．８Ｎ薄膜１６を成長させた。Ｓｉドープウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜１６の膜厚は０．３μｍである。このように、サファイア基板１１にｈ－ＢＮ薄膜１２及びＳｉドープＡｌＧａＮ薄膜１６で構成されるバッファ層を成長し、その上にＬＥＤ構造を成長させる。Ｓｉドープウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜１６上に、トリメチルガリウム、アンモニア、シランを供給することにより、ｎ型ＧａＮ薄膜１７として、Ｓｉドープウルツ鉱型ＧａＮ薄膜（「ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜」に対応）１７を、基板温度１０５０℃で成長させた。Ｓｉドープウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１７の膜厚は２．０μｍである。次に、基板温度を７３０℃に下げ、トリエチルインジウム、トリエチルガリウム、アンモニアを用いて、Ｓｉドープウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１７上に、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸１５を成長させた。ＩｎＧａＮ井戸層の厚さは３ｎｍであり、１０周期の量子井戸を成長させた。その後、基板温度を再び１０５０℃に上げて、トリメチルガリウム、アンモニア、シクロペンタジエニルマグネシウムを用いて、ｐ型ＧａＮ薄膜として、Ｍｇドープウルツ鉱型ＧａＮ薄膜（「第２のウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜」に対応）１８を基板温度１０５０℃で成長させ、ＬＥＤ構造を作製した。
　ｈ－ＢＮ薄膜１２の厚さは一原子層以上であれば、ｈ－ＢＮ薄膜およびＡｌＧａＮ薄膜で構成されるバッファ層上に、上記ＬＥＤ構造を成長させることができる。同様に、ｈ－ＢＮ薄膜の代わりにｔ－ＢＮ薄膜を用いたバッファ層上にも、上記ＬＥＤ構造を成長させることができる。ＳｉドープＡｌＧａＮ薄膜２０のＡｌ組成は、１０％以上であれば、ｈ－ＢＮ薄膜１２およびＳｉドープＡｌＧａＮ薄膜１６で構成されるバッファ層上に上記ＬＥＤ構造を成長させることができる。また、ＳｉドープＡｌＧａＮ薄膜１６の膜厚は０．１μｍ以上であれば、上記ＬＥＤ構造を成長させことができる。また、バッファ層を構成するＳｉドープＡｌＧａＮ薄膜１６のＡｌ組成は、ｈ－ＢＮ薄膜１２上からＳｉドープウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１７に向けて、１０％から０％と傾斜組成構造にしても良い。
　ホール効果測定から、Ｓｉドープウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１７は、ｎ型を示し、キャリア濃度は２×１０１８ｃｍ－３、移動度は１６０ｃｍ２／Ｖｓであり、Ｍｇドープウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１８は、ｐ型を示し、キャリア濃度は１×１０１７ｃｍ－３、移動度は８ｃｍ２／Ｖｓであった。
　次に、上記ＬＥＤ構造のＭｇドープウルツ鉱型ＧａＮ薄膜１８上にｐ型電極Ｎｉ／Ａｕ２３を電子ビーム蒸着装置を用いて蒸着した。続いて、サファイア基板２０上に形成した１００μｍ厚の金属インジウムシート２２上に、上記ＬＥＤ構造のｐ型電極Ｎｉ／Ａｕ２３を、金属インジウムシート２２と接触させ、１６０℃程度に加熱した。インジウムが溶けて、両者が強く貼り付いた。このため、サファイア基板１１は、ｈ－ＢＮ薄膜１２から力学的に分離し、上記ＬＥＤ構造を金属インジウムシート２２上に転写させることができた。最後に、上記ＬＥＤ構造のｈ－ＢＮ薄膜１２上にｎ型電極Ｔｉ／Ａｕ２４を電子ビーム蒸着装置を用いて蒸着した。
　転写された上記ＬＥＤ構造の順方向電流電圧特性を、図２６に示す。３．５Ｖ付近から立ち上がり、明瞭な整流特性を示しており、良好なダイオード構造が形成されていることが確認できた。また、青紫色発光が目視で観測された。本発明の転写されたＬＥＤの電流注入発光スペクトルから、波長４３０ｎｍにピークを有する青紫色の電流注入発光スペクトルが明瞭に得られた。
　接合層である金属インジウムシート２２について補足する。図２５に示すＬＥＤ構造のような、最上層２４から最下層２３まで上から下に電流を流す縦型デバイスの場合には、ｎ型電極Ｔｉ／Ａｕ２４とｐ型電極Ｎｉ／Ａｕ２３に電源を接続し、電圧をかける必要がある。その際に、金属インジウムシート２２は、転写先のサファイア基板２０に接合する役割を果たすだけでなく、電流が流れる伝導層としても役割を果たす必要がある。そのため、接合層２２が、金属または導電性粘着テープもしくは導電性接着剤であれば、基板２０を通して、もしくは基板２０上に堆積された金属を通して電流を縦方向に流すことができ、縦型デバイス、例えば、ＬＥＤ動作、もしくはＬＤ動作させることが可能となる。
　実施例７　
　図２７に、本発明の作製方法によるウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を有する窒化物半導体構造の実施例４を示す。まず、（０００１）サファイア基板１１を、ＭＯＣＶＤ装置内に導入し、反応炉圧力３００Ｔｏｒｒ、水素ガス雰囲気において、基板温度１０８０℃でサーマルクリーニングを行った。次に、トリエチルボロンとアンモニアを供給することにより、（０００１）ｈ－ＢＮ薄膜１２を基板温度１０８０℃で成長させた。ｈ－ＢＮ薄膜１２の膜厚は３ｎｍである。次に、ｈ－ＢＮ薄膜１２の上に、トリメチルアルミニウムとアンモニアを供給することにより、基板温度１０５０℃でウルツ鉱型ＡｌＮ薄膜２５を成長させた。ウルツ鉱型ＡｌＮ薄膜２５の膜厚は、０．１μｍである。このように、サファイア基板１１にｈ－ＢＮ薄膜１２及びウルツ鉱型ＡｌＮ薄膜２５で構成されるバッファ層を成長し、その上にＡｌＧａＮ／ＧａＮ系ＨＥＭＴ構造を成長させる。ウルツ鉱型ＡｌＮ薄膜２５上に、トリメチルガリウムとアンモニアを供給することにより、ＧａＮ薄膜（「ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜」に対応）１３を基板温度１０５０℃で成長させた。ＧａＮ薄膜１３の膜厚は、２．０μｍである。最後に、トリメチルアルミニウム、トリメチルガリウムとアンモニアを供給することにより、膜厚２０ｎｍのウルツ鉱型Ａｌ０．２Ｇａ０．８Ｎ薄膜（「第２のウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜」に対応）２６を基板温度１０５０℃で成長させ、ＡｌＧａＮ／ＧａＮ系ＨＥＭＴ構造を作製した。
　ｈ－ＢＮ薄膜１２の厚さは一原子層以上であれば、ｈ－ＢＮ薄膜１２およびＡｌＮ薄膜２５で構成されるバッファ層上に、上記ＡｌＧａＮ／ＧａＮ系ＨＥＭＴ構造を成長させることができる。同様に、ｈ－ＢＮ薄膜の代わりにｔ－ＢＮ薄膜を用いたバッファ層上にも、上記ＡｌＧａＮ／ＧａＮ系ＨＥＭＴ構造を成長させることができる。また、ＡｌＮ薄膜２５の膜厚は０．１μｍ以上であれば、上記ＡｌＧａＮ／ＧａＮ系ＨＥＭＴ構造を成長させることができる。
　ホール効果測定から、上記ＡｌＧａＮ／ＧａＮ系ＨＥＭＴ構造は、１．５×１０１３ｃｍ－２の二次元電子ガス濃度を示し、ウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜２６とＧａＮ薄膜１３との界面に良好な二次元電子ガスが形成されていることが分かった。
　次に、ｈ－ＢＮ薄膜１２、ＡｌＮ薄膜２５、ＧａＮ薄膜１３、ＡｌＧａＮ薄膜２６で構成されるＡｌＧａＮ／ＧａＮ系ＨＥＭＴ構造を、ピンセットでサファイア基板を持ちあげることにより、力学的にサファイア基板１１から分離した。図２８はサファイア基板から分離したＡｌＧａＮ／ＧａＮ系ＨＥＭＴ構造である。分離したＡｌＧａＮ／ＧａＮ系ＨＥＭＴ構造を、多結晶銅基板２７上の両面粘着テープ２８上に貼り付けて、転写させることができた。
　転写されたＡｌＧａＮ／ＧａＮ系ＨＥＭＴ構造に、ドレインおよびソース電極としてＴｉ／Ａｕ、ゲート電極としてＮｉ／Ａｕを用いて電極を形成し、作製したＡｌＧａＮ／ＧａＮ系ＨＥＭＴ構造のゲート電圧に対するドレイン電流電圧特性を評価することにより、良好なピンチオフ特性を示すことができる。
　実施例８　
　図２９は、サファイア基板にＺｎＯ犠牲層を成長させ、その犠牲層上にウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を成長させた従来の窒化物半導体構造である。まず、（０００１）サファイア基板１１を、ＰＬＤ装置内に導入し、ＺｎＯ犠牲層２９を成長する。ＺｎＯ犠牲層２９の膜厚は、２００ｎｍである。次に、ＺｎＯ犠牲層２９が成長したサファイア基板１１をＰＬＤ装置から取り出し、ＭＯＣＶＤ装置内に導入し、窒素ガス雰囲気において、トリメチルガリウムとアンモニアを供給することにより、ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３を成長させた。ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３の膜厚は、１５０ｎｍである。この方法により、平坦な単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３が得られることが、報告されている。
　図３０は、図２９の従来の技術による窒化物半導体構造の２Θ／ωＸ線回折である。サファイア基板１１にＰＬＤによりＺｎＯ犠牲層２９が成長したサンプルは、図３０の上図に示すように（０００２）ＺｎＯからの回折が観測される。そのサファイア基板１１上のＺｎＯ犠牲層２９上にウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３を成長させたサンプルは、図２の下図に示すように、（０００２）ＺｎＯからの回折と（０００２）ＧａＮからの回折が観測され、単結晶ＧａＮ薄膜１３が、サファイア基板１１上ＺｎＯ犠牲層２９上に成長したことを示している。
　しかしながら、この方法はＺｎＯ犠牲層２９を成長するために、ＰＬＤ装置が必要であり、またＺｎＯ犠牲層２９の最適化も必要となる。さらに単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３成長後に、単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３をサファイア基板１１から分離するために、そのサンプルを希釈した塩化水素に浸すことによりＺｎＯ犠牲層を化学的にエッチングするプロセスが必要である。
　図３１は、本発明の窒化物半導体構造の実施例８である。以下の各層は、全てＭＯＣＶＤ装置を用いて成長する。まず、（０００１）サファイア基板１１を、ＭＯＣＶＤ装置内に導入し、反応炉圧力３００Ｔｏｒｒ、水素ガス雰囲気において、基板温度１０８０℃でサーマルクリーニングを行った。次に、トリメチルアルミニウムとアンモニアを供給することにより、基板温度５５０℃で、ＡｌＮバッファ層３０を成長させた。ＡｌＮバッファ層３０の膜厚は、２０ｎｍである。その後、アンモニアを供給しながら、基板温度を１０８０℃に上げて、ＡｌＮバッファ層３０のアニーリングを行った。次に、基板温度１０８０℃で、トリメチルアルミニウムとアンモニアを供給することにより、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１を成長させた。ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１の膜厚は、１００ｎｍである。このプロセスは、サファイア基板上に低温ＡｌＮバッファ層を用いて、高品質ＡｌＮ薄膜を成長させる方法を用いている。
　この平坦なウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１上に、リリース層であるｈ－ＢＮ薄膜１２を成長する。トリエチルボロンとアンモニアを供給することにより、基板温度１０８０℃で、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１上に、ｈ－ＢＮ薄膜１２を成長させた。ｈ－ＢＮ薄膜１２の膜厚は、２ｎｍである。このｈ－ＢＮ薄膜１２上に、トリメチルアルミニウム、トリメチルガリウム、アンモニアを用いることにより、基板温度１０８０℃で、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１を成長させ、さらにウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１上にウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３を成長させた。ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１の膜厚は、１００ｎｍであり、ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３の膜厚は、３．０μｍである。図２７において、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とｈ－ＢＮ薄膜１２とウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１が、ダブルヘテロ構造を形成する。
　図３２は、図３１のウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３の表面写真である。ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３は、極めて平坦な表面を有している。
　図３３は、図３１のウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３の原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）像である。観測領域は、１μｍ２である。ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３のＡＦＭ像におけるＲｏｏｔ　Ｍｅａｎ　Ｓｑｕａｒｅラフネスは、０．７ｎｍであり、図２８の表面写真と合わせて、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とｈ－ＢＮ薄膜１２とウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１から構成されるダブルヘテロ構造上に、平坦な単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３を成長させることができたことを示している。犠牲層であるＺｎＯやＣｒＮと異なり、ｈ－ＢＮ薄膜１２は、ＭＯＣＶＤ装置により成長させており、これはＭＯＣＶＤ装置以外の成長装置が不要であることを示している。
　図３４は、図３１のウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３の２Θ／ωＸ線回折である。ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３の（０００２）からの回折と、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１の（０００２）からの回折が明瞭に観測された。ｈ－ＢＮ薄膜１２の膜厚は、２ｎｍと極めて薄いため、Ｘ線回折で観測することはできない。単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３のｃ軸格子定数は、５．１８８Åであり、ｃ軸方向に圧縮歪みを受けている。これから、サファイア基板１１上に、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とｈ－ＢＮ薄膜１２とウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１から構成されるダブルヘテロ構造上に、単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３を成長させることができたことを示している。
　図３５Ａは図３１のウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３の、図３５Ｂはサファイア基板１１のＸ線回折（Ｐｈｉスキャン）である。６つの明瞭なＧａＮ（１０－１１）回折ピークが観測され（本明細書では、図に示したように「１」に上付きバーの符号は、「－１」と表現する。）、単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３を成長させることができたことを示している。このＸ線回折（Ｐｈｉスキャン）から、サファイア基板１１とウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３の面内配向関係は、サファイア[２－１－１０]||ＡｌＮ[１０－１０] ||ＧａＮ[１０－１０]であることがわかる。
　以上の表面観察、原子間力顕微鏡像、２Θ／ωＸ線回折、Ｘ線回折（Ｐｈｉスキャン）から、従来は犠牲層であるＺｎＯ層、あるいはＣｒＮ層を成長するのにＰＬＤ装置あるいはスパッタ装置が必要であり、ＺｎＯ犠牲層あるいはＣｒＮ犠牲層の最適化の時間が必要であったが、本発明によれば、ＭＯＣＶＤ装置のみを用いて、サファイア基板１１上に、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とｈ－ＢＮ薄膜１２とウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１から構成されるダブルヘテロ構造上に、単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３を成長可能であることがわかった。ダブルヘテロ構造中のｈ－ＢＮ層１２が、リリース層として働くため、単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３をサファイア基板から、力学的に分離することが可能であり、そのため、エッチング溶液とエッチングプロセスが不要となる。
　ここで、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とｈ－ＢＮ薄膜１２とウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１から構成されるダブルヘテロ構造について結果を述べる。ｈ－ＢＮ薄膜１２の厚さは、一原子層以上であれば、リリース層として働き、単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３をサファイア基板１１から力学的に分離することができる。同様に、ｈ－ＢＮ薄膜１２の代わりに、乱層窒化ホウ素（ｔ－ＢＮ）薄膜を用いても、リリース層として働き、単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３をサファイア基板１１から力学的に分離することができる。バッファ層を構成するウルツ鉱ＡｌＮの代わりに、ウルツ鉱ＧａＮ薄膜又はウルツ鉱ＡｌＧａｎ薄膜を用いてバッファ層を構成し、また、ダブルヘテロ構造を構成するウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１の代わりに、Ａｌ組成１０％以上のウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮを用いてダブルヘテロ構造を形成しても、そのダブルヘテロ構造上に、平坦な単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３を成長させることができる。
　実施例９
　図３６は、本発明の窒化物半導体構造の実施例９である。以下の各層は、全てＭＯＣＶＤ装置を用いて成長する。まず、（１１１）Ｓｉ基板３２を、ＭＯＣＶＤ装置内に導入し、反応炉圧力３００Ｔｏｒｒ、水素ガス雰囲気において、基板温度１０８０℃でサーマルクリーニングを行った。次に、トリメチルアルミニウムのみを供給することにより、基板温度１０８０℃で、Ｓｉ基板との反応を抑制するためＡｌ層を成長し、その後、トリメチルアルミニウムとアンモニアを供給することにより、ウルツ鉱ＡｌＮバッファ層３３を成長させた。ウルツ鉱ＡｌＮバッファ層３３の膜厚は、１００ｎｍである。このウルツ鉱ＡｌＮバッファ層３３上に、トリメチルアルミニウムとアンモニアを供給することにより、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１を成長させた。このプロセスは、（１１１）Ｓｉ基板上にウルツ鉱ＡｌＮバッファ層を用いて、高品質ＡｌＮ薄膜を成長させる方法を用いている。
　この平坦なウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１上に、リリース層であるｈ－ＢＮ薄膜１２を成長する。トリエチルボロンとアンモニアを供給することにより、基板温度１０８０℃で、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１上に、ｈ－ＢＮ薄膜１２を成長させた。ｈ－ＢＮ薄膜１２の膜厚は、２ｎｍである。このｈ－ＢＮ薄膜１２上に、トリメチルアルミニウム、トリメチルガリウム、アンモニアを用いることにより、基板温度１０８０℃で、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１を成長させ、さらにウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１上にウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３を成長させた。ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１の膜厚は、１００ｎｍであり、ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３の膜厚は、３．０μｍである。図３６において、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とｈ－ＢＮ薄膜１２とウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とが、ダブルヘテロ構造を形成する。
　図３７は、図３６のウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３の２Θ／ωＸ線回折である。ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３の（０００２）からの回折と、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１の（０００２）からの回折が明瞭に観測された。ｈ－ＢＮ薄膜１２の膜厚は、２ｎｍと極めて薄いため、Ｘ線回折で観測することはできない。単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３のｃ軸格子定数は、５．１８５Åであり、ｃ軸方向に引っ張り歪みを受けている。これから、（１１１）Ｓｉ基板３２上に、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とｈ－ＢＮ薄膜１２とウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とから構成されるダブルヘテロ構造上に、単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３を成長させることができたことを示している。
　図３８Ａは図３６のウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３の、図３８Ｂは（１１１）Ｓｉ基板３２のＸ線回折（Ｐｈｉスキャン）である。６つの明瞭なＧａＮ（１０－１１）回折ピークが観測され、単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３を成長させることができたことを示している。このＸ線回折（Ｐｈｉスキャン）から、（１１１）Ｓｉ基板３２とウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３の面内配向関係は、Ｓｉ[－１－１２]||ＡｌＮ[１０－１０] ||ＧａＮ[１０－１０]であることがわかる。
　以上の２Θ／ωＸ線回折、Ｘ線回折（Ｐｈｉスキャン）から、従来は犠牲層であるＳｉＯ２層、あるいはＳｉ基板から構成されるＳＯＩ基板を成長するのにＳＩＭＯＸ装置が必要であったが、本発明によれば、ＭＯＣＶＤ装置のみを用いて、（１１１）Ｓｉ基板３２上に、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とｈ－ＢＮ薄膜１２とウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１から構成されるダブルヘテロ構造上に、単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３を成長可能であることがわかった。ダブルヘテロ構造中のｈ－ＢＮ層１２が、リリース層として働くため、単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３を（１１１）Ｓｉ基板から、力学的に分離することが可能であり、そのため、機械的研磨およびエッチング溶液とエッチングプロセスが不要となる。
　ここで、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とｈ－ＢＮ薄膜１２とウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とから構成されるダブルヘテロ構造について結果を述べる。ｈ－ＢＮ薄膜１２の厚さは、一原子層以上であれば、リリース層として働き、単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３をＳｉ基板３２から力学的に分離することができる。また、ｈ－ＢＮ薄膜１２の代わりに、ｔ－ＢＮ薄膜を用いても、リリース層として働き、単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３をＳｉ基板３２から力学的に分離することができる。ダブルヘテロ構造を構成するウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１の代わりに、Ａｌ組成１０％以上のウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮを用いてダブルヘテロ構造を形成しても、そのダブルヘテロ構造上に、平坦な単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３を成長させることができる。
　実施例１０
　図３９は、本発明の窒化物半導体構造の実施例１０である。以下の各層は、全てＭＯＣＶＤ装置を用いて成長する。まず、（０００１）６Ｈ－ＳｉＣ基板３４を、ＭＯＣＶＤ装置内に導入し、反応炉圧力３００Ｔｏｒｒ、水素ガス雰囲気において、基板温度１０８０℃でサーマルクリーニングを行った。次に、トリメチルアルミニウムとアンモニアを供給することにより、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１を成長させた。
　この平坦なウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１上に、リリース層であるｈ－ＢＮ薄膜１２を成長する。トリエチルボロンとアンモニアを供給することにより、基板温度１０８０℃で、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１上に、ｈ－ＢＮ薄膜１２を成長させた。ｈ－ＢＮ薄膜の膜厚１２は、２ｎｍである。このｈ－ＢＮ薄膜１２上に、トリメチルアルミニウム、トリメチルガリウム、アンモニアを用いることにより、基板温度１０８０℃で、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１を成長させ、さらにウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１上にウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３を成長させた。ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１の膜厚は、１００ｎｍであり、ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３の膜厚は、３．０μｍである。図３６において、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とｈ－ＢＮ薄膜１２とウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とが、ダブルヘテロ構造を形成する。
　図４０は、図３９のウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３の原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）像である。観測領域は、１μｍ２である。ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３のＡＦＭ像におけるＲｏｏｔ　Ｍｅａｎ　Ｓｑｕａｒｅラフネスは、０．２ｎｍであり、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とｈ－ＢＮ薄膜１２とウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とから構成されるダブルヘテロ構造上に、平坦な単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３を成長させることができたことを示している。ｈ－ＢＮ薄膜１２は、ＭＯＣＶＤ装置により成長させることができ、これはＭＯＣＶＤ装置以外の成長装置が不要であることを示している。
　図４１は、図３９のウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３の２Θ／ωＸ線回折である。ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３の（０００２）からの回折と、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１の（０００２）からの回折が明瞭に観測された。ｈ－ＢＮ薄膜１２の膜厚は、２ｎｍと極めて薄いため、Ｘ線回折で観測することはできない。これから、（０００１）６Ｈ－ＳｉＣ基板３４上に、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とｈ－ＢＮ薄膜１２とウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とから構成されるダブルヘテロ構造上に、単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３を成長させることができたことを示している。
　図４２Ａは図３９のウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３の、図４２Ｂは（０００１）６Ｈ－ＳｉＣ基板３４のＸ線回折（Ｐｈｉスキャン）である。６つの明瞭なＧａＮ（１１－２４）回折ピークが観測され、単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３を成長させることができたことを示している。このＸ線回折（Ｐｈｉスキャン）から、（０００１）６Ｈ－ＳｉＣ基板３４とウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３の面内配向関係は、６Ｈ－ＳｉＣ[１１－２０]||ＡｌＮ[１１－２０] ||ＧａＮ[１１－２０]であることがわかる。
　以上の原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）像，２Θ／ωＸ線回折、Ｘ線回折（Ｐｈｉスキャン）から、本発明によれば、ＭＯＣＶＤ装置のみを用いて、（０００１）６Ｈ－ＳｉＣ基板３４上に、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とｈ－ＢＮ薄膜１２とウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１から構成されるダブルヘテロ構造上に、単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３を成長可能であることがわかった。ダブルヘテロ構造中のｈ－ＢＮ層１２が、リリース層として働くため、単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３を（０００１）６Ｈ－ＳｉＣ基板３４から、力学的に分離することが可能である。
　ここで、ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とｈ－ＢＮ薄膜１２とウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１とから構成されるダブルヘテロ構造について結果を述べる。ｈ－ＢＮ薄膜１２の厚さは、一原子層以上であれば、リリース層として働き、単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３を６Ｈ－ＳｉＣ基板３４から力学的に分離することができる。同様に、ｈ－ＢＮ薄膜１２の代わりに、ｔ－ＢＮ薄膜を用いても、リリース層として働き、単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３を６Ｈ－ＳｉＣ基板３４から力学的に分離することができる。ダブルヘテロ構造を構成するウルツ鉱ＡｌＮ薄膜３１の代わりに、Ａｌ組成１０％以上のウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮを用いてダブルヘテロ構造を形成しても、そのダブルヘテロ構造上に、平坦な単結晶ウルツ鉱ＧａＮ薄膜１３を成長させることができる。
１１　（０００１）サファイア基板
１２　ｈ－ＢＮ薄膜（「グラファイト型窒化ホウ素薄膜」に対応）
１３　ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜（「ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜」に対応）
１３Ａ　ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜（「ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜」に対応）
１３Ｂ　ウルツ鉱型ＧａＮ薄膜（「第２のウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜」に対応）
１４　ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜
１５　ウルツ鉱型ＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸
１６　ＳｉドープＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜
１７　ＳｉドープＧａＮ薄膜（「ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜」に対応）
１８　ＭｇドープＧａＮ薄膜（「第２のウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜」に対応）
１９　低温ＧａＮバッファ層
２０　転写先サファイア基板（「第２の基板」に対応）
２１　導電性両面粘着テープ（「接合層」に対応）
２２　金属インジウムシート（「接合層」に対応）
２３　ｐ型電極
２４　ｎ型電極
２５　ウルツ鉱型ＡｌＮ薄膜（「ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜」に対応）
２６　ウルツ鉱型ＡｌＧａＮ薄膜（「第２のウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜」に対応）
２７　多結晶銅基板（「第２の基板」に対応）
２８　両面粘着テープ（「接合層」に対応）
２９　ＺｎＯ犠牲層
３０　ＡｌＮバッファ層
３１　ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜
３２　（１１１）Ｓｉ基板
３３　ウルツ鉱ＡｌＮバッファ層
３４　（０００１）６Ｈ－ＳｉＣ基板

Claims (33)

  1. 　グラファイト型窒化ホウ素薄膜と、
    　前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜上のウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜と、
    　前記ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜上のウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜と
    を備えることを特徴とする窒化物半導体構造。
  2. 　サファイア基板を更に備え、
    　前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜及び前記ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜が前記サファイア基板上のバッファ層を構成することを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体構造。
  3. 　前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜は、（０００１）六方晶窒化ホウ素薄膜または乱層窒化ホウ素薄膜であることを特徴とする請求項１又は２に記載の窒化物半導体構造。
  4. 　前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜は１原子層以上の膜厚を有することを特徴とする請求項３に記載の窒化物半導体構造。
  5. 　前記ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜上の多重量子井戸と、
    　前記多重量子井戸上の第２のウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜と
    をさらに備えることを特徴とする請求項１から４のいずれかに記載の窒化物半導体構造。
  6. 　サファイア基板以外の基板上の接合層を更に備え、
    　前記ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜および前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜がバッファ層を構成すること
    を特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体構造。
  7. 　前記接合層は、導電性であることを特徴とする請求項６に記載の窒化物半導体構造。
  8. 　サファイア基板と、
    　前記サファイア基板上のウルツ鉱ＡｌＮ、ウルツ鉱ＧａＮ薄膜もしくはウルツ鉱ＡｌＧａＮ薄膜と、
    　前記ウルツ鉱ＡｌＮ、ウルツ鉱ＧａＮ薄膜もしくはウルツ鉱ＡｌＧａＮ薄膜上のウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜と
    をさらに備え、
    　前記ウルツ鉱ＡｌＮ、前記ウルツ鉱ＧａＮ薄膜もしくは前記ウルツ鉱ＡｌＧａＮ薄膜は前記サファイア基板上のバッファ層を構成し、
    　前記ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜と前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜と前記ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜が前記バッファ層上のダブルヘテロ構造を構成することを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体構造。
  9. 　前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜は、（０００１）六方晶窒化ホウ素薄膜または乱層窒化ホウ素薄膜であることを特徴とする請求項８に記載の窒化物半導体構造。
  10. 　前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜は、１原子層以上の膜厚を有することを特徴とする請求項９に記載の窒化物半導体構造。
  11. 　Ｓｉ基板と、
    　前記Ｓｉ基板上のウルツ鉱ＡｌＮ薄膜と、
    　前記ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜上のウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜と
    をさらに備え、
    　前記ウルツ鉱ＡｌＮ薄膜は前記Ｓｉ基板上のバッファ層を構成し、
    　前記ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜と前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜と前記ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜は前記バッファ層上のダブルへテロ構造を構成することを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体構造。
  12. 　前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜は、（０００１）六方晶窒化ホウ素薄膜または乱層窒化ホウ素薄膜であることを特徴とする請求項１１に記載の窒化物半導体構造。
  13. 　前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜は、１原子層以上の膜厚を有することを特徴とする請求項１２に記載の窒化物半導体構造。
  14. 　ＳｉＣ基板と、
    　前記ＳｉＣ基板上のウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜と
    を更に備え、
    　前記ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜と前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜と前記ウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜は前記ＳｉＣ基板上のダブルへテロ構造を構成することを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体構造。
  15. 　前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜は、（０００１）六方晶窒化ホウ素薄膜または乱層窒化ホウ素薄膜であることを特徴とする請求項１４に記載の窒化物半導体構造。
  16. 　前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜は、１原子層以上の膜厚を有することを特徴とする請求項１５に記載の窒化物半導体構造。
  17. 　サファイア基板の上にバッファ層を成長するステップと、
    　前記バッファ層の上にウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を成長して窒化物半導体構造を
    作製するステップと
    を含み、
    　前記バッファ層は、前記サファイア基板上のグラファイト型窒化ホウ素薄膜および前記窒化ホウ素薄膜上のウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜で構成されることを特徴とする作製方法。
  18. 　前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜は、六方晶窒化ホウ素薄膜または乱層窒化ホウ素薄膜であることを特徴とする請求項１７に記載の作製方法。
  19. 　ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を有する窒化物半導体構造の作製方法において、
    　サファイア基板の上にバッファ層を成長するステップと、
    　前記バッファ層の上にウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を成長するステップと、
    　前記バッファ層および前記ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を前記バッファ層から力学的に分離して、前記ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を有する前記窒化物半導体構造を作製するステップと
    を含み、
    　前記バッファ層は、前記サファイア基板上のグラファイト型窒化ホウ素薄膜および前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜上のウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜で構成されることを特徴とする作製方法。
  20. 　前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜は、六方晶窒化ホウ素薄膜または乱層窒化ホウ素薄膜であることを特徴とする請求項１９に記載の作製方法。
  21. 　前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜は少なくとも一原子層以上の膜厚を有することを特徴とする請求項２０に記載の作製方法。
  22. 　前記分離の前に、前記ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を、第２の基板上の接合層に接合させるステップをさらに含むことを特徴とする請求項１９から２１のいずれかに記載の作製方法。
  23. 　前記分離の前に、前記ウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜の上に第２のウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜をさらに成長するステップと、前記第２のウルツ鉱型ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を、第２の基板上の接合層に接合させるステップと
    をさらに含むことを特徴とする請求項１９から２１のいずれかに記載の作製方法。
  24. 　前記分離の後に、前記窒化物半導体構造の前記バッファ層を、第２の基板上の接合層に接合させるステップをさらに含むことを特徴とする請求項１９から２１のいずれかに記載の作製方法。
  25. 　前記第２の基板は、サファイア基板、絶縁性基板、絶縁性基板上に金属が蒸着された基板、半導体基板、半導体基板上に金属が蒸着された基板、金属基板、折り曲げ可能な基板、又は、折り曲げ可能な基板の上に金属が蒸着された基板のいずれかであることを特徴とする請求項１９から２４のいずれかに記載の作製方法。
  26. 　前記接合層は、前記接合層と前記窒化物半導体構造、および前記接合層と前記第２の基板が熱的に融着可能な金属、前記接合層と前記窒化物半導体構造、および前記接合層と前記第２の基板が化学的に接着可能な粘着テープ、又は、前記接合層と前記窒化物半導体構造、および前記接合層と前記第２の基板が化学的に接着可能な接着剤のいずれかであることを特徴とする請求項２２から２５のいずれかに記載の作製方法。
  27. 　前記接合層は、導電性であることを特徴とする請求項２２から２６のいずれかに記載の作製方法。
  28. 　サファイア基板上にバッファ層を成長するステップと、
    　前記バッファ層上にダブルヘテロ構造を成長するステップと、
    　前記ダブルヘテロ構造上にウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を成長して窒化物半導体構造を作製するステップと
    を含み、
    　前記バッファ層はウルツ鉱ＡｌＮ、ウルツ鉱ＧａＮ薄膜もしくはウルツ鉱ＡｌＧａＮ薄膜で構成され、
    　前記ダブルヘテロ構造はウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜とグラファイト型窒化ホウ素薄膜とウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜から構成されていることを特徴とする窒化物半導体作製方法。
  29. 　前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜は、六方晶窒化ホウ素薄膜または乱層窒化ホウ素薄膜であることを特徴とする請求項２８に記載の窒化物半導体作製方法。
  30. 　Ｓｉ基板上にバッファ層を成長するステップと、
    　前記バッファ層上にダブルヘテロ構造を成長するステップと、
    　前記ダブルヘテロ構造上にウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を成長して窒化物半導体構造を作製するステップと
    を含み、
    　前記バッファ層はウルツ鉱ＡｌＮ薄膜で構成され、
    　前記ダブルヘテロ構造はウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜とグラファイト型窒化ホウ素薄膜とウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜から構成されていることを特徴とする窒化物半導体作製方法。
  31. 　前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜は、六方晶窒化ホウ素薄膜または乱層窒化ホウ素薄膜であることを特徴とする請求項３０に記載の窒化物半導体作製方法。
  32. 　ＳｉＣ基板上にダブルヘテロ構造を成長するステップと、
    　前記ダブルヘテロ構造上にウルツ鉱ＡｌＧａＩｎＢＮ薄膜を成長して窒化物半導体構造を作製するステップと
    を含み、
    　前記バッファ層はウルツ鉱ＡｌＮ薄膜で構成され、
    　前記ダブルヘテロ構造はウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜とグラファイト型窒化ホウ素薄膜とウルツ鉱型ＡｌｘＧａ１－ｘＮ（ｘ＞０）薄膜から構成されていることを特徴とする窒化物半導体作製方法。
  33. 　前記グラファイト型窒化ホウ素薄膜は、六方晶窒化ホウ素薄膜または乱層窒化ホウ素薄膜であることを特徴とする請求項３２に記載の窒化物半導体作製方法。
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Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103730545A (zh) * 2013-12-26 2014-04-16 广州有色金属研究院 一种AlGaN基垂直结构深紫外LED的制造方法
JP2014201464A (ja) * 2013-04-02 2014-10-27 日本電信電話株式会社 シリコン基板上のＩｎＧａＳｂ薄膜の作製方法
WO2014192040A1 (ja) * 2013-05-29 2014-12-04 三菱電機株式会社 光学素子支持体、波長変換装置、及び光学素子支持体の製造方法
JP2014239179A (ja) * 2013-06-10 2014-12-18 日本電信電話株式会社 窒化物半導体装置の製造方法
JP2016533645A (ja) * 2013-09-23 2016-10-27 ウルトラテック インク シリコン基板上にデバイス品質の窒化ガリウム層を形成する方法及び装置
JP2017517886A (ja) * 2014-05-27 2017-06-29 ザ・シランナ・グループ・プロプライエタリー・リミテッドＴｈｅ Ｓｉｌａｎｎａ Ｇｒｏｕｐ Ｐｔｙ Ｌｉｍｉｔｅｄ 光電子デバイス
EP3444835A4 (en) * 2016-04-15 2019-05-08 Inter-University Research Institute Corporation High Energy Accelerator Research Organization Spin-polarized high brightness electron generating photocathode and method for manufacturing for same
US10475954B2 (en) 2014-05-27 2019-11-12 Silanna UV Technologies Pte Ltd Electronic devices comprising n-type and p-type superlattices
JP2019197873A (ja) * 2018-05-11 2019-11-14 株式会社サイオクス 窒化物半導体テンプレート、および、それを用いて製造されたデバイス
US10483432B2 (en) 2014-05-27 2019-11-19 Silanna UV Technologies Pte Ltd Advanced electronic device structures using semiconductor structures and superlattices
JPWO2022013910A1 (ja) * 2020-07-13 2022-01-20
US11322643B2 (en) 2014-05-27 2022-05-03 Silanna UV Technologies Pte Ltd Optoelectronic device

Families Citing this family (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SG11201510292VA (en) 2013-07-02 2016-01-28 Ultratech Inc Formation of heteroepitaxial layers with rapid thermal processing to remove lattice dislocations
CN106684139B (zh) * 2015-11-11 2020-02-04 中国科学院苏州纳米技术与纳米仿生研究所 基于Si衬底的GaN外延结构及其制备方法
CN105489723B (zh) * 2016-01-15 2018-08-14 厦门市三安光电科技有限公司 氮化物底层及其制作方法
WO2018049278A1 (en) * 2016-09-12 2018-03-15 University Of Houston System Flexible single-crystal semiconductor heterostructures and methods of making thereof
US10504722B2 (en) 2017-07-25 2019-12-10 United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Growth of III-nitride semiconductors on thin van der Waals buffers for mechanical lift off and transfer
KR101965368B1 (ko) * 2017-09-27 2019-04-03 충남대학교산학협력단 아연주석질소 단결정박막의 제조방법
US11031167B2 (en) * 2017-11-21 2021-06-08 University Of New Hampshire Giant perpendicular magnetic anisotropy in Fe/GaN thin films for data storage and memory devices
CN108493304B (zh) * 2018-02-01 2019-08-02 华灿光电(苏州）有限公司 一种发光二极管外延片的制备方法
CZ308024B6 (cs) * 2018-10-22 2019-10-30 Fyzikální Ústav Av Čr, V. V. I. Způsob výroby epitaxní struktury s InGaN kvantovými jamami
CN109411576A (zh) * 2018-11-27 2019-03-01 西安电子科技大学 基于h-BN/p-AlGaN超晶格的高效深紫外发光二极管
CN109920896B (zh) * 2019-01-23 2021-04-06 华灿光电（浙江）有限公司 氮化镓基发光二极管外延片及其制造方法
US12155005B2 (en) * 2019-05-23 2024-11-26 Georgia Tech Research Corporation Method for large scale growth and fabrication of III-nitride devices on 2D-layered H-BN without spontaneous delamination
US11289582B2 (en) * 2019-05-23 2022-03-29 Taiwan Semiconductor Manufacturing Company, Ltd. Single-crystal hexagonal boron nitride layer and method forming same
CN110323308B (zh) * 2019-06-06 2020-09-08 北京大学 一种利用石墨烯阻挡层制备氮化物垂直结构led的方法
CN110791805A (zh) * 2019-10-31 2020-02-14 中国电子科技集团公司第十三研究所 一种衬底、外延片及其生长方法
KR102220648B1 (ko) * 2019-12-31 2021-02-26 알에프에이치아이씨 주식회사 다이아몬드 기판 상 질화 갈륨 반도체 구조체 및 이를 제조하는 공정
CN114438596A (zh) * 2022-01-27 2022-05-06 西湖大学 一种易于剥离的晶圆级氮化镓外延生长方法
CN115440603B (zh) * 2022-07-29 2025-04-08 华南师范大学 一种Micro-LED器件的制备方法
KR102827454B1 (ko) * 2023-09-15 2025-07-02 주식회사 티씨케이 탄화탄탈 복합재료 및 탄화탄탈 복합재료의 제조방법

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0565637A (ja) * 1991-09-05 1993-03-19 Ricoh Co Ltd イオンビームスパツタ装置
JP2005117053A (ja) * 1996-06-25 2005-04-28 Sumitomo Electric Ind Ltd 半導体素子
JP2006344618A (ja) * 2005-06-07 2006-12-21 Fujifilm Holdings Corp 機能性膜含有構造体、及び、機能性膜の製造方法
JP2007186350A (ja) * 2006-01-11 2007-07-26 Tama Tlo Kk 窒化アルミニウム含有膜の製造方法、窒化ガリウム含有膜の製造方法、窒化アルミニウムガリウム含有膜の製造方法、及び窒化アルミニウムガリウムインジウム含有膜の製造方法。
JP2010045319A (ja) * 2008-03-26 2010-02-25 National Institute For Materials Science 半導体材料とその製造方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3191993B2 (ja) 1992-07-13 2001-07-23 株式会社日立製作所 アモルファス矩形鉄心自動成形方法及び装置
US5390210A (en) * 1993-11-22 1995-02-14 Hewlett-Packard Company Semiconductor laser that generates second harmonic light with attached nonlinear crystal
US6086673A (en) * 1998-04-02 2000-07-11 Massachusetts Institute Of Technology Process for producing high-quality III-V nitride substrates
JP3592553B2 (ja) * 1998-10-15 2004-11-24 株式会社東芝 窒化ガリウム系半導体装置
KR20000041281A (ko) * 1998-12-22 2000-07-15 이형도 질화물계 반도체소자 및 질화물계 반도체 결정성장방법
US6304486B1 (en) 1999-12-20 2001-10-16 Fujitsu Limited Sensing time control device and method
JP3973523B2 (ja) * 2002-09-20 2007-09-12 三洋電機株式会社 窒化物系半導体レーザ素子
JP4671617B2 (ja) * 2004-03-30 2011-04-20 三洋電機株式会社 集積型半導体レーザ素子
CN1825539A (zh) * 2005-02-22 2006-08-30 中国科学院半导体研究所 一种在硅衬底上生长无裂纹ⅲ族氮化物的方法
KR100713031B1 (ko) * 2005-12-30 2007-05-02 서울옵토디바이스주식회사 질화 갈륨계 화합물 반도체
JP5080429B2 (ja) * 2008-11-21 2012-11-21 新日本無線株式会社 窒化物半導体多層構造体及びその製造方法
EP2467872A4 (en) * 2009-08-21 2013-10-09 Univ California HALF-POLAR NITRIDE-BASED DEVICES FOR PARTIALLY OR COMPLETELY ALLOCATED ALLOYS WITH ADJUSTED MOVEMENT AT THE HETERO INTERFACE
FR2953328B1 (fr) 2009-12-01 2012-03-30 S O I Tec Silicon On Insulator Tech Heterostructure pour composants electroniques de puissance, composants optoelectroniques ou photovoltaiques

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0565637A (ja) * 1991-09-05 1993-03-19 Ricoh Co Ltd イオンビームスパツタ装置
JP2005117053A (ja) * 1996-06-25 2005-04-28 Sumitomo Electric Ind Ltd 半導体素子
JP2006344618A (ja) * 2005-06-07 2006-12-21 Fujifilm Holdings Corp 機能性膜含有構造体、及び、機能性膜の製造方法
JP2007186350A (ja) * 2006-01-11 2007-07-26 Tama Tlo Kk 窒化アルミニウム含有膜の製造方法、窒化ガリウム含有膜の製造方法、窒化アルミニウムガリウム含有膜の製造方法、及び窒化アルミニウムガリウムインジウム含有膜の製造方法。
JP2010045319A (ja) * 2008-03-26 2010-02-25 National Institute For Materials Science 半導体材料とその製造方法

Non-Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
D. J. ROGERS; F. H. TEHERANI; A. OUGAZZADEN; S. GAUTIER; L. DIVAY; A. LUSSON; 0. DURAND; F. WYCZISK; G. GARRY; T. MONTEIRO: "Use of ZnO thin films as sacrificial templates for metal organic vapor phase epitaxy and chemical lift-off of GaN", APPLIED PHYSICS LETTERS, vol. 91, 2007, pages 071120 - 1
H. AMANO; N. SAWAKI; I. AKASAKI; Y. TOYODA: "Metalorganic vapor phase epitaxial growth of a high quality GaN film using an AlN buffer layers", APPLIED PHYSICS LETTERS, vol. 48, 1986, pages 353
K. KUMAKURA; T. MAKIMOTO: "Growth of GaN on sapphire substrates using novel buffer layers of ECR-plasma-sputtered Al203/graded-AlON/AIN/A1203", JOURNAL OF CRYSTAL GROWTH, vol. 292, 2006, pages 155 - 158, XP028016524, DOI: doi:10.1016/j.jcrysgro.2006.04.085
S. NAKAMURA: "GaN Growth Using GaN Buffer Layer", JAPANESE JOURNAL OF APPLIED PHYSICS, vol. 30, 1991, pages L1705 - L1707, XP000238636, DOI: doi:10.1143/JJAP.30.L1705
S. TRIPATHY; V. K. X. LIN; S. L. TEO; A. DADGER; A. DIEZ; J. BLASING; A. KROST: "InGaN/GaN light emitting diodes on nanoscale silicon on insulator", APPLIED PHYSICS LETTERS, vol. 91, 2007, pages 231109 - 1
S. W. LEE; JUN-SEOK HA; HYUN-JAE LEE; HYO-JONG LEE; H. GOTO; T. HANADA; T. GOTO; K. FUJII; M. W. CHO; T. YAO: "Lattice strain in bulk GaN epilayers grown on CrN/sapphire template", APPLIED PHYSICS LETTERS, vol. 94, 2009, pages 082105 - 1
See also references of EP2755227A4
W. S. WONG; T. SANDS; N. W. CHEUNG: "Damage-free separation of GaN thin films from sapphire substrates", APPLIED PHYSICS LETTERS, vol. 72, 1998, pages 599, XP012020653, DOI: doi:10.1063/1.120816

Cited By (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2014201464A (ja) * 2013-04-02 2014-10-27 日本電信電話株式会社 シリコン基板上のＩｎＧａＳｂ薄膜の作製方法
WO2014192040A1 (ja) * 2013-05-29 2014-12-04 三菱電機株式会社 光学素子支持体、波長変換装置、及び光学素子支持体の製造方法
JP2014239179A (ja) * 2013-06-10 2014-12-18 日本電信電話株式会社 窒化物半導体装置の製造方法
JP2016533645A (ja) * 2013-09-23 2016-10-27 ウルトラテック インク シリコン基板上にデバイス品質の窒化ガリウム層を形成する方法及び装置
CN103730545A (zh) * 2013-12-26 2014-04-16 广州有色金属研究院 一种AlGaN基垂直结构深紫外LED的制造方法
US10475956B2 (en) 2014-05-27 2019-11-12 Silanna UV Technologies Pte Ltd Optoelectronic device
US11563144B2 (en) 2014-05-27 2023-01-24 Silanna UV Technologies Pte Ltd Advanced electronic device structures using semiconductor structures and superlattices
US10475954B2 (en) 2014-05-27 2019-11-12 Silanna UV Technologies Pte Ltd Electronic devices comprising n-type and p-type superlattices
JP2017517886A (ja) * 2014-05-27 2017-06-29 ザ・シランナ・グループ・プロプライエタリー・リミテッドＴｈｅ Ｓｉｌａｎｎａ Ｇｒｏｕｐ Ｐｔｙ Ｌｉｍｉｔｅｄ 光電子デバイス
US10483432B2 (en) 2014-05-27 2019-11-19 Silanna UV Technologies Pte Ltd Advanced electronic device structures using semiconductor structures and superlattices
US11114585B2 (en) 2014-05-27 2021-09-07 Silanna UV Technologies Pte Ltd Advanced electronic device structures using semiconductor structures and superlattices
US12272764B2 (en) 2014-05-27 2025-04-08 Silanna UV Technologies Pte Ltd Advanced electronic device structures using semiconductor structures and superlattices
US11322643B2 (en) 2014-05-27 2022-05-03 Silanna UV Technologies Pte Ltd Optoelectronic device
US11862750B2 (en) 2014-05-27 2024-01-02 Silanna UV Technologies Pte Ltd Optoelectronic device
EP3444835A4 (en) * 2016-04-15 2019-05-08 Inter-University Research Institute Corporation High Energy Accelerator Research Organization Spin-polarized high brightness electron generating photocathode and method for manufacturing for same
JP2019197873A (ja) * 2018-05-11 2019-11-14 株式会社サイオクス 窒化物半導体テンプレート、および、それを用いて製造されたデバイス
JP7203511B2 (ja) 2018-05-11 2023-01-13 住友化学株式会社 窒化アルミニウムテンプレート、および、デバイス
JP7420254B2 (ja) 2020-07-13 2024-01-23 日本電信電話株式会社 発光素子の製造方法
JPWO2022013910A1 (ja) * 2020-07-13 2022-01-20

Also Published As

Publication number Publication date
KR101525907B1 (ko) 2015-06-04
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