• 专利附录
  • 专利说明
  • 权利要求
  • 类似技术
  • 同族专利
  • 引用文献
  • 法律状态
  • 优先权
    • 专利摘要:
    本GaN系膜之製造方法包含以下步驟：準備複合基板(10)，該複合基板(10)包含可溶解於氫氟酸之支撐基板(11)、及配置於支撐基板(11)之主面(11m)側之單晶膜(13)，支撐基板(11)之主面(11m)內之熱膨脹係數相較於GaN結晶之熱膨脹係數為大於0.8倍且小於1.2倍；在配置於支撐基板(11)之主面(11m)側之單晶膜(13)之主面(13m)上成膜GaN系膜(20)；及藉由溶解於氫氟酸中而去除支撐基板(11)。由此，提供一種可效率良好地獲得主面之面積較大、翹曲較小且結晶性良好之GaN系膜的GaN系膜之製造方法及使用於其之複合基板。
    公开号:TW201316377A
    申请号:TW101105699
    申请日:2012-02-21
    公开日:2013-04-16
    发明作者:Issei Satoh；Yuki Seki；Koji Uematsu；Yoshiyuki Yamamoto；Hideki Matsubara；Shinsuke Fujiwara；Masashi Yoshimura
    申请人:Sumitomo Electric Industries；
    IPC主号:H01L21-00
    专利说明:
    GaN系膜之製造方法及使用於其之複合基板
    本發明係關於一種主面之面積較大、翹曲較小之GaN系膜之製造方法及使用於其之複合基板。
    GaN系膜適宜用作發光器件、電子器件等半導體器件之基板及半導體層。作為用以製造該GaN系膜之基板，自於該基板與GaN系膜之間使晶格常數及熱膨脹係數一致或接近一致之觀點而言，GaN基板最為優異。但是，GaN基板價格昂貴，而且，難以獲得主面之直徑超過2英吋之大口徑之GaN基板。
    因此，一般使用藍寶石基板作為用以成膜GaN系膜之基板。然而，對於藍寶石基板與GaN結晶而言，其等之晶格常數及熱膨脹係數差異較大。
    因此，為了緩和藍寶石基板與GaN結晶之間之晶格常數之失配而成長結晶性良好之GaN結晶，例如日本專利特開平04-297023號公報(專利文獻1)中揭示如下方法，即於使GaN結晶於藍寶石基板上成長時，於藍寶石基板上形成GaN緩衝層，且使GaN結晶層於該GaN緩衝層上成長。
    又，為了使用與GaN結晶之熱膨脹係數接近之熱膨脹係數之基板而獲得翹曲較小的GaN膜，例如日本專利特表2007-523472號公報(專利文獻2)中揭示一種複合支撐基板，其包含1對以上之相對於中央層而具有相互大致相同之熱膨脹係數之各對層，且全體熱膨脹係數與GaN結晶之熱膨脹係數為大致相同。又，日本專利特開2003-165798號公報(專利文獻3)中揭示一種包含鋯英石陶瓷等之多層基板。 先前技術文獻專利文獻
    專利文獻1：日本專利特開平04-297023號公報
    專利文獻2：日本專利特表2007-523472號公報
    專利文獻3：日本專利特開2003-165798號公報
    上述日本專利特開平04-297023號公報(專利文獻1)中，為了集中消滅於GaN結晶成長過程中錯位等結晶缺陷，一面於結晶成長方向上呈凹狀翹曲一面使GaN結晶成長。
    然而，如上所述與GaN結晶之熱膨脹係數相比，藍寶石基板之熱膨脹係數非常大，故而成長之GaN結晶於結晶成長後之冷卻時會於結晶成長方向上呈凸狀較大地翹曲，從而獲得於結晶成長方向上呈凸狀較大地翹曲之GaN膜。此處，越加大藍寶石基板之主面之直徑，則該GaN結晶於上述冷卻時之翹曲越大(具體而言，所獲得之GaN膜之翹曲係與藍寶石基板之主面之直徑之平方大致成比例)。因此，主面之直徑越大，則越難以獲得翹曲較小之GaN膜。
    又，就上述日本專利特表2007-523472號公報(專利文獻2)中揭示之複合支撐基板及日本專利特開2003-165798號公報(專利文獻3)中揭示之多層基板而言，其熱膨脹係數近似於GaN結晶之熱膨脹係數，因此可減小於其上成長之GaN層之翹曲。然而，該複合支撐基板及多層基板之構造較為複雜，故而其構造之設計較為困難，且其構造之形成較為困難，因此用於設計及製造之成本非常高，從而製造GaN膜之成本變得非常高。
    又，作為基板，於日本專利特開平04-297023號公報(專利文獻1)中使用藍寶石基板，於日本專利特表2007-523472號公報(專利文獻2)中使用複合支撐基板，於日本專利特開2003-165798號公報(專利文獻3)中使用多層基板，故而於基板上形成GaN膜或GaN層之後，難以去除基板，因此，難以取出GaN膜或GaN層。
    本發明之目的在於解決上述問題點而提供一種GaN系膜之製造方法及使用於其之複合基板，該製造方法係使用包含熱膨脹係數與GaN結晶一致或近似且易去除之支撐基板的複合基板而成膜主面之面積較大、翹曲較小且結晶性良好之GaN系膜，其後去除支撐基板，藉此可取出主面之面積較大、翹曲較小且結晶性良好之GaN系膜。
    根據一方面，本發明係一種複合基板，其包含可溶解於氫氟酸之支撐基板及配置於支撐基板之主面側之單晶膜，支撐基板之主面內之熱膨脹係數相較於GaN結晶之熱膨脹係數為大於0.8倍且小於1.2倍。
    本發明之該複合基板中，支撐基板可包含由氧化鋯與氧化矽形成之ZrO2-SiO2複合氧化物、及氧化鋯與氧化矽之至少任一者。又，支撐基板可包含由氧化鋁與氧化矽形成之Al2O3-SiO2複合氧化物、與氧化釔穩定化氧化鋯。此處，可使氧化釔穩定化氧化鋯相對於Al2O3-SiO2複合氧化物及氧化釔穩定化氧化鋯全體之含有率為20質量%以上40質量%。進而，可使氧化釔相對於氧化釔穩定化氧化鋯之含有率為5 mol%以上。進而，可使本發明之該複合基板之單晶膜之主面之面積為15 cm2以上。
    根據另一方面，本發明係一種GaN系膜之製造方法，其包含以下步驟：準備複合基板，該複合基板包含可溶解於氫氟酸之支撐基板及配置於支撐基板之主面側之單晶膜，支撐基板之主面內之熱膨脹係數相較於GaN結晶之熱膨脹係數為大於0.8倍且小於1.2倍；在配置於支撐基板之主面側之單晶膜之主面上成膜GaN系膜；及藉由溶解於氫氟酸中而去除支撐基板。
    本發明之GaN系膜之製造方法中，支撐基板可包含由氧化鋯與氧化矽形成之ZrO2-SiO2複合氧化物、及氧化鋯與氧化矽之至少任一者。又，支撐基板可包含由氧化鋁與氧化矽形成之Al2O3-SiO2複合氧化物、與氧化釔穩定化氧化鋯。此處，可使氧化釔穩定化氧化鋯相對於Al2O3-SiO2複合氧化物及氧化釔穩定化氧化鋯全體之含有率為20質量%以上且40質量%以下。進而，可使氧化釔相對於氧化釔穩定化氧化鋯之含有率為5 mol%以上。進而，可使本發明之該複合基板之單晶膜之主面之面積為15 cm2以上。又，成膜GaN系膜之步驟可包含：於單晶膜之主面上形成GaN系緩衝層之子步驟；及於GaN系緩衝層之主面上形成GaN系單晶層之子步驟。
    根據本發明，可提供一種GaN系膜之製造方法及使用於其之複合基板，該製造方法係使用包含熱膨脹係數與GaN結晶一致或近似且易去除之支撐基板之複合基板而成膜主面之面積較大、翹曲較小且結晶性良好之GaN系膜，其後去除支撐基板，藉此可取出主面之面積較大、翹曲較小且結晶性良好之GaN系膜。
    [複合基板]
    參照圖1，本發明之一實施形態之複合基板10包含：可溶解於氫氟酸之支撐基板11；及配置於支撐基板11之主面11m側之單晶膜13；且支撐基板11之主面11m內之熱膨脹係數相較於GaN結晶之熱膨脹係數為大於0.8倍且小於1.2倍。
    本實施形態之複合基板10中，由於支撐基板11之主面11m內之熱膨脹係數相較於GaN結晶之熱膨脹係數為大於0.8倍且小於1.2倍，故而在形成於支撐基板11之主面11m上之單晶膜13之主面13m上，即便主面13m之面積較大，亦可成膜錯位密度較低而結晶性良好之GaN系膜。又，由於支撐基板11可溶解於氫氟酸，故而於複合基板10之單晶膜13之主面13m上成膜GaN系膜之後，藉由氫氟酸而去除支撐基板11，藉此可效率良好地獲得成膜於單晶膜13之主面13m上之錯位密度較低而結晶性良好之GaN系膜。
    (支撐基板)
    關於本實施形態之複合基板10之支撐基板11，自於形成於支撐基板11之主面11m上之單晶膜13之主面13m上成膜主面之面積較大、錯位密度較低而結晶性良好之GaN系膜的觀點而言，必需使支撐基板11之主面11m內之熱膨脹係數相較於GaN結晶之熱膨脹係數為大於0.8倍且小於1.2倍，較佳為大於0.9倍且小於1.15倍，更佳為大於0.95倍且小於1.1倍。又，自所成膜之GaN系膜效率良好地去除支撐基板之觀點而言，必需使支撐基板11可溶解於氫氟酸。
    此處，GaN結晶具有六方晶系纖鋅礦型結晶構造，故而a軸方向之熱膨脹係數與c軸方向之熱膨脹係數不同。為了降低複合基板及其主面上成膜之GaN系膜之翹曲，必需使支撐基板之主面內之熱膨脹係數與成膜之GaN系膜之主面內之熱膨脹係數一致或近似。因此，為與支撐基板之熱膨脹係數對比，GaN結晶之熱膨脹係數於成膜之GaN系膜之主面與c軸垂直之情形時為GaN結晶之a軸方向之熱膨脹係數，而於成膜之GaN系膜之主面與a軸垂直之情形時為GaN結晶之c軸方向之熱膨脹係數。通常，複合基板之單晶膜之主面與c軸方向垂直，故而成膜之GaN系膜之主面與c軸方向垂直，因此將支撐基板之主面內之熱膨脹係數與GaN結晶之a軸方向之熱膨脹係數進行對比。
    關於支撐基板11，只要支撐基板11之主面11m內之熱膨脹係數相較於GaN結晶之熱膨脹係數為大於0.8倍且小於1.2倍、且可溶解於氫氟酸，則並無特別限制，可為單晶、多晶，亦可為非晶。自熱膨脹係數易調整、且可溶解於氫氟酸之觀點而言，支撐基板11較佳為包含金屬氧化物及矽氧化物之至少任一者。
    進而，自藉由改變支撐基板之原料之種類與比率而使其熱膨脹係數易調整從而獲得上述範圍內之熱膨脹係數之觀點而言，支撐基板11更佳為包含金屬氧化物及矽氧化物之至少任一者之燒結體。例如，更佳為Al2O3-SiO2系燒結體、MgO-SiO2系燒結體、ZrO2-SiO2系燒結體、Y2O3-ZrO2-MgO-SiO2系燒結體等。
    此處，支撐基板11更佳為包含由氧化鋯(ZrO2)與氧化矽(SiO2)形成之ZrO2-SiO2複合氧化物、及氧化鋯與氧化矽之至少任一者。此處，所謂ZrO2-SiO2複合氧化物係指由ZrO2與SiO2形成之鋯英石(ZrSiO4)等複合氧化物。該ZrO2-SiO2複合氧化物不溶解於或難溶解於氫氟酸。因此，支撐基板11除包含ZrO2-SiO2複合氧化物外，自可溶解於氫氟酸之觀點而言，亦包含氧化鋯(ZrO2)及氧化矽(SiO2)之至少任一者。有無ZrSiO4等複合氧化物、ZrO2及SiO2之存在以及其等之組成比率可藉由X射線繞射而測定。
    包含如上所述之ZrO2-SiO2複合氧化物(例如ZrSiO4)、及氧化鋯(ZrO2)與氧化矽(SiO2)之至少任一者的支撐基板11，藉由使ZrO2與SiO2以1：1以外之莫耳比進行完全或不完全反應、或者使ZrO2與SiO2以1：1之莫耳比進行不完全反應而獲得。
    又，支撐基板11特佳為包含由氧化鋁(Al2O3)與氧化矽(SiO2)形成之Al2O3-SiO2複合氧化物、與氧化釔穩定化氧化鋯(Y2O3穩定化ZrO2，以下亦稱為YSZ)。包含Al2O3-SiO2複合氧化物與YSZ(氧化釔穩定化氧化鋯)之支撐基板11可溶解於氫氟酸，並且可在配置於複合基板10之支撐基板11之主面側之單晶膜13上成長結晶性良好的GaN系膜。此處，對於Al2O3-SiO2複合氧化物，並無特別限制，較佳為莫來石(3Al2O3．2SiO2~2Al2O3．SiO2或Al6O13Si2)等。
    於包含Al2O3-SiO2複合氧化物與YSZ(氧化釔穩定化氧化鋯)之支撐基板11上，自於單晶膜13上成長結晶性良好之GaN系膜時抑制GaN系膜上產生龜裂之觀點而言，YSZ相對於Al2O3-SiO2複合氧化物及YSZ全體之含有率較佳為20質量%以上且40質量%以下，更佳為25質量%以上且35質量%以下。進而，根據與上述相同之觀點，氧化釔(Y2O3)相對於YSZ之含有率較佳為5 mol%以上，更佳為6 mol%以上50 mol%。
    此時，支撐基板11及GaN結晶之熱膨脹係數一般會根據其等之溫度而產生較大變動，因此重要的是由哪一溫度或溫度區域之熱膨脹係數決定。本發明以於複合基板上製造翹曲較小之GaN系膜為目的，自室溫升溫而以GaN系膜之成膜溫度於複合基板上成膜GaN系膜之後，降溫至室溫為止而取出成膜於複合基板上之GaN系膜，因此認為將自室溫至GaN系膜之成膜溫度為止之支撐基板及GaN結晶之平均熱膨脹係數分別作為支撐基板及GaN結晶之熱膨脹係數進行處理較為恰當。然而，GaN結晶即便於惰性氣體環境中，當超過800℃時亦會引起分解。因此，本發明中，支撐基板及GaN結晶之熱膨脹係數由自室溫(具體為25℃)至800℃為止之平均熱膨脹係數決定。
    (單晶膜)
    關於配置於本實施形態之複合基板10之支撐基板11之主面11m側的單晶膜13，自成膜翹曲較小、錯位密度較低而結晶性良好之GaN系膜之觀點而言，較佳為具有與GaN結晶相同之六方晶系結晶構造者，且較佳為主面13m為(0001)面之藍寶石膜、主面13m為(0001)面之SiC膜、主面13m為(0001)面之GaN膜等。又，在成膜包含與c軸垂直之主面之GaN系膜之情形時，較佳為單晶膜相對於與其主面垂直之軸而具有三次對稱性，除上述藍寶石膜、SiC膜及GaN系膜之外，主面13m為(111)面之Si膜、主面13m為(111)面之GaAs膜亦較佳。
    又，複合基板10中之單晶膜13之主面13m之面積並無特別限制，但自使主面之面積較大之GaN系膜成長之觀點而言，較佳為15 cm2以上。
    (接著層)
    本實施形態之複合基板10中，自提高支撐基板11與單晶膜13之接合強度之觀點而言，較佳為在支撐基板11與單晶膜13之間形成有接著層12。接著層12並無特別限制，但自提高支撐基板11與單晶膜13之接合強度之效果較高之觀點而言，較佳為SiO2層、TiO2層等。進而，自可藉由氫氟酸去除之觀點而言，更佳為SiO2層。
    (複合基板之製造方法)
    複合基板之製造方法與下述GaN系膜之製造方法中之複合基板之準備步驟相同。
    [GaN系膜之製造方法]
    參照圖2，作為本發明之另一實施形態之GaN系膜之製造方法包含以下步驟：準備複合基板10(圖2(A))，該複合基板10包含可溶解於氫氟酸之支撐基板11、及配置於支撐基板11之主面11m側之單晶膜13，支撐基板11之主面11m內之熱膨脹係數相較於GaN結晶之熱膨脹係數為大於0.8倍且小於1.2倍；在配置於支撐基板11之主面11m側之單晶膜13之主面13m上成膜GaN系膜20(圖2(B))；及將藉由溶解於氫氟酸中而去除支撐基板11(圖2(C))。此處，所謂GaN系膜20係指由包含作為III族元素之Ga之III族氮化物所形成之膜，可舉出例如GaxInyAl1-x-yN膜(x>0，y≧0，x+y≦1)。
    根據本實施形態之GaN系膜之製造方法，使用包含可溶解於氫氟酸之支撐基板11、及配置於支撐基板11之主面11m側之單晶膜13、且支撐基板11之主面11m內之熱膨脹係數相較於GaN結晶之熱膨脹係數為大於0.8倍且小於1.2倍的複合基板10，於複合基板10之單晶膜13之主面13m上成膜GaN系膜20之後，將複合基板10之支撐基板11溶解於氫氟酸中而去除，藉此可效率良好地獲得主面之面積較大、翹曲較小且結晶性良好之GaN系膜20。
    (複合基板之準備步驟)
    參照圖2(A)，本實施形態之GaN系膜之製造方法首先包含準備複合基板10之步驟，該複合基板10包含可溶解於該氫氟酸之支撐基板11、及配置於支撐基板11之主面11m側之單晶膜13，支撐基板11之主面11m內之熱膨脹係數相較於GaN結晶之熱膨脹係數為大於0.8倍且小於1.2倍。
    由於上述複合基板10包含支撐基板11及單晶膜13，且該支撐基板11之主面11m內之熱膨脹係數相較於GaN結晶之熱膨脹係數為大於0.8倍且小於1.2倍，故而可於單晶膜13之主面13m上成膜主面之面積較大、翹曲較小且結晶性良好之GaN系膜。又，由於上述複合基板10之支撐基板11可溶解於氫氟酸，故而藉由去除支撐基板11而可效率良好地取出主面之面積較大、翹曲較小且結晶性良好之GaN系膜。
    又，對於在複合基板10之支撐基板11之主面11m側配置單晶膜13之方法，並無特別限制，可舉出：於支撐基板11之主面11m上成長單晶膜13之方法(第1方法)；於支撐基板11之主面11m上貼合成膜於基底基板之主面上之單晶膜13之後去除基底基板之方法(第2方法)；及於支撐基板11之主面11m上貼合單晶(未圖示)之後，藉由使該單晶於自貼合面起特定深度之面分離而於支撐基板11之主面11m上形成單晶膜13之方法(第3方法)等。於支撐基板為多晶燒結體之情形時，上述第1方法較為困難，故而宜使用上述第2及第3方法之任一者。於上述第2方法中，對於在支撐基板11上貼合單晶膜13之方法並無特別限制，可舉出：於支撐基板11之主面11m上直接貼合單晶膜13之方法；於支撐基板11之主面11m上隔著接著層12而貼合單晶膜13之方法等。於上述第3方法中，對於在支撐基板11上貼合單晶之方法並無特別限制，可舉出：於支撐基板11之主面11m上直接貼合單晶之方法；於支撐基板11之主面11m上隔著接著層12而貼合單晶之方法等。
    準備上述複合基板10之步驟並無特別限制，但自有效地準備高品質之複合基板10之觀點而言，參照例如圖3，於上述第2方法中，可包含：準備支撐基板11之子步驟(圖3(A))；於基底基板30之主面30n上成膜單晶膜13之子步驟(圖3(B))；貼合支撐基板11與單晶膜13之子步驟(圖3(C))；及去除基底基板30之子步驟(圖3(D))。
    圖3(C)中，在貼合支撐基板11與單晶膜13之子步驟中，於支撐基板11之主面11m上形成接著層12a(圖3(C1))，且於在基底基板30之主面30n上所成長之單晶膜13之主面13n上形成接著層12b(圖3(C2))之後，貼合形成於支撐基板11上之接著層12a之主面12am、與在成膜於基底基板30上之單晶膜13上所形成之接著層12b之主面12bn，藉此隔著使接著層12a與接著層12b接合所形成之接著層12而貼合支撐基板11與單晶膜13(圖3(C3))。然而，若支撐基板11與單晶膜13係可相互接合者，則可將支撐基板11與單晶膜13直接貼合而不隔著接著層12。
    作為貼合支撐基板11與單晶膜13之具體方法，並無特別限制，但自貼合後即便於高溫下亦可保持接合強度之觀點而言，宜使用：清洗貼合面並直接貼合之後升溫至600℃~1200℃左右而進行接合之直接接合法；及清洗貼合面並以電漿或離子等使其活化之後於室溫(例如25℃)~400℃左右之低溫下進行接合之表面活化法等。
    於以此方式獲得之複合基板10中，關於支撐基板11、單晶膜13及接著層12之材料及物性為如上所述，故而此處不重複說明。
    (GaN系膜之成膜步驟)
    參照圖2(B)，本實施形態之GaN系膜之製造方法其次包含於複合基板10之單晶膜13之主面13m上成膜GaN系膜20之步驟。
    於上述複合基板之準備步驟中所準備之複合基板10包含支撐基板11與單晶膜13，該支撐基板11之主面11m內之熱膨脹係數相較於GaN結晶之熱膨脹係數為大於0.8倍且小於1.2倍，故而可於單晶膜13之主面13m上成膜主面20m之面積較大、翹曲較小且結晶性良好之GaN系膜20。
    對於GaN系膜20之成膜方法，並無特別限制，但自成膜錯位密度較低之GaN系膜之觀察點而言，可較佳地舉出：MOCVD(Metal Organic Chemical Vapor Deposition，有機金屬化學氣相沈積)法、HVPE(Hydride Vapor Phase Epitaxy，氫化物氣相外延)法、MBE(Molecular Beam Epitaxy，分子束磊晶)法、昇華法等氣相法；助熔劑法、高氮壓溶液法等液相法等。
    GaN系膜20之成膜步驟並無特別限制，但自成膜錯位密度較低之GaN系膜之觀點而言，較佳為包含：於複合基板10之單晶膜13之主面13m上形成GaN系緩衝層21之子步驟；及於GaN系緩衝層21之主面21m上形成GaN系單晶層23之子步驟。此處，所謂GaN系緩衝層21係GaN系膜20之一部分，且係指與作為GaN系膜20之另一部分之GaN系單晶層23之成長溫度相比以較低之溫度成長之結晶性較低或非晶之層。
    藉由形成GaN系緩衝層21而緩和形成於GaN系緩衝層21上之GaN系單晶層23與單晶膜13之間之晶格常數的失配，故而GaN系單晶層23之結晶性提高，其錯位密度變低。該結果為，GaN系膜20之結晶性提高且其錯位密度變低。
    再者，亦可於單晶膜13上成長GaN系單晶層23作為GaN系膜20而不成長GaN系緩衝層21。該方法係在單晶膜13與成膜於其上之GaN系膜20之間的晶格常數之失配較小之情形時為佳。
    (支撐基板之去除步驟)
    參照圖2(C)，本實施形態之GaN系膜之製造方法其次包含藉由溶解於氫氟酸中而去除支撐基板11之步驟。
    於上述複合基板之準備步驟中所準備之複合基板10中，支撐基板11可溶解於氫氟酸，故而藉由溶解於氫氟酸將支撐基板11去除而可獲得成膜於單晶膜13之主面13m上之主面20m之面積較大、翹曲較小且結晶性良好的GaN系膜20。此處，於單晶膜13由GaN單晶膜等GaN系單晶膜形成
    1. GaN結晶之熱膨脹係數之測定
    自藉由HVPE法而成長之錯位密度為1×106 cm-2、Si濃度為1×1018 cm-2、氧濃度為1×1017 cm-2、碳濃度為1×1016 cm-2之GaN單晶上，切下尺寸為2×2×20 mm(長度方向為a軸，與長度方向平行之面由c面及m面之任一者構成，面方位之精度為±0.1°以內)之評估用樣本。
    對上述評估用樣本，藉由TMA(Thermal Mechanical Analyzer，熱機械分析)而測定自室溫(25℃)升溫至800℃為止時之平均熱膨脹係數。具體而言，使用(股)Rigaku製之TMA8310，藉由示差膨脹方式而測定氮氣流通環境下之評估樣本之熱膨脹係數。由該測定所獲得之GaN結晶之a軸方向之自25℃至800℃為止的平均熱膨脹係數αGaN為5.84×10-6/℃。
    2.複合基板之準備步驟
    (1)準備支撐基板之步驟
    參照圖3(A)，對作為支撐基板11之材料之ZrO2與SiO2之特定之莫耳比的混合物於氬氣環境下沿單軸方向施加50 MPa之壓力並於1700℃下進行1小時燒結，藉此準備13種ZrO2-SiO2系燒結體A~M。對於該13種ZrO2-SiO2系燒結體A~M，藉由X射線繞射而確認時，發現均存在ZrSiO4、ZrO2及SiO2。又，自上述13種ZrO2-SiO2系燒結體之各自切下尺寸為2×2×20 mm(長度方向係與自燒結體切下之支撐基板之主面實質上平行的方向)之測定用樣本。此處，ZrO2-SiO2系燒結體之方向並無特異性，故而切下方向為任意。對其等測定用樣本，以與上述相同之方式，測定自室溫(25℃)升溫至800℃為止時的平均熱膨脹係數αS。
    ZrO2-SiO2系燒結體A中，ZrO2與SiO2之莫耳比為82：18，自25℃至800℃為止之平均熱膨脹係數αS(以下，僅稱為平均熱膨脹係數αS)為4.25×10-6/℃，燒結體之平均熱膨脹係數αS相對於GaN結晶之a軸方向之平均熱膨脹係數αGaN之比(以下，稱為αS/αGaN之比)為0.728。ZrO2-SiO2系燒結體B中，ZrO2與SiO2之莫耳比為77：23，平均熱膨脹係數αS為4.75×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.813。ZrO2-SiO2系燒結體C中，ZrO2與SiO2之莫耳比為71：29，平均熱膨脹係數αS為5.00×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.856。ZrO2-SiO2系燒結體D中，ZrO2與SiO2之莫耳比為69：3，平均熱膨脹係數αS為5.20×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.890。ZrO2-SiO2系燒結體E中，ZrO2與SiO2之莫耳比為66：34，平均熱膨脹係數αS為5.40×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.925。ZrO2-SiO2系燒結體F中，ZrO2與SiO2之莫耳比為63：37，平均熱膨脹係數αS為5.60×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.959。ZrO2-SiO2系燒結體G中，ZrO2與SiO2之莫耳比為58：42，平均熱膨脹係數αS為5.80×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.993。ZrO2-SiO2系燒結體H中，ZrO2與SiO2之莫耳比為57：43，平均熱膨脹係數αS為6.00×10-6/℃，αS/αGaN之比為1.027。ZrO2-SiO2系燒結體I中，ZrO2與SiO2之莫耳比為53：47，平均熱膨脹係數αS為6.33×10-6/℃，αS/αGaN之比為1.084。ZrO2-SiO2系燒結體J中，ZrO2與SiO2之莫耳比為46：54，平均熱膨脹係數αS為6.67×10-6/℃，αS/αGaN之比為1.142。ZrO2-SiO2系燒結體K中，ZrO2與SiO2之莫耳比為42：58，平均熱膨脹係數αS為7.00×10-6/℃，αS/αGaN之比為1.199。ZrO2-SiO2系燒結體L中，ZrO2與SiO2之莫耳比為38：62，平均熱膨脹係數αS為7.25×10-6/℃，αS/αGaN之比為1.241。ZrO2-SiO2系燒結體M中，ZrO2與SiO2之莫耳比為35：65，平均熱膨脹係數αS為7.50×10-6/℃，αS/αGaN之比為1.284。
    自上述13種ZrO2-SiO2系燒結體A~M分別切下直徑為4英吋(101.6 mm)、厚度為1 mm之支撐基板，將各個支撐基板之兩主面研磨成鏡面，並作為13種支撐基板A~M。即，13種支撐基板A~M之自25℃至800℃為止之平均熱膨脹係數與分別對應之13種ZrO2-SiO2系燒結體A~M之自25℃至800℃為止之平均熱膨脹係數相等。將結果彙總於表1中。
    (2)於基底基板上成膜單晶膜之子步驟
    參照圖3(B)，準備包含研磨成鏡面之(111)面之主面30n之直徑5英吋(127 mm)、厚度0.5 mm之Si基板作為基底基板30。
    於上述Si基板(基底基板30)之主面30n上，藉由MOCVD法而成膜厚度0.4 μm之GaN膜作為單晶膜13。成膜條件係使用TMG氣體及NH3氣體作為原料氣體，使用H2氣體作為載氣，成膜溫度為1000℃，成膜壓力為1個氣壓。再者，以此方式獲得之GaN膜(單晶膜13)之主面13m具有自(0001)面之偏移角為±1°以內之面方位。
    (3)貼合支撐基板與單晶膜之子步驟
    參照圖3(C)中之(C1)，於圖3(A)之支撐基板A~M(支撐基板11)之各個主面11m上藉由CVD(Chemical Vapor Deposition，化學氣相沈積)法而成膜厚度2 μm之SiO2膜。其次，使用CeO2漿料而研磨支撐基板A~M(支撐基板11)之各個主面11m上之厚度2 μm的SiO2膜，由此僅使厚度為0.2 μm之SiO2層殘存，並作為接著層12a。藉此，將支撐基板A~M(支撐基板11)之各自主面11m之空隙填埋，獲得具有平坦之主面12am之厚度0.2 μm之SiO2層(接著層12a)。
    又，參照圖3(C)中之(C2)，在成膜於圖3(B)之Si基板(基底基板30)上之GaN膜(單晶膜13)之主面13n上，藉由CVD法而成膜厚度2 μm之SiO2膜。其次，使用CeO2漿料研磨該厚度為2 μm之SiO2膜，由此僅使厚度0.2 μm之SiO2層殘存而作為接著層12b。
    其次，參照圖3(C)中之(C3)，藉由氬電漿而使形成於各個支撐基板A~M(支撐基板11)上之SiO2層(接著層12a)之主面12am、及在成膜於Si基板(基底基板30)上之GaN膜(單晶膜13)上所形成之SiO2層(接著層12b)的主面12bn清潔化及活化之後，貼合SiO2層(接著層12a)之主面12am與SiO2層(接著層12b)之主面12bn，於氮環境下以300℃進行2小時熱處理。
    (4)去除基底基板之子步驟
    參照圖3(D)，以蠟40覆蓋並保護支撐基板A~M(支撐基板11)之背側(未貼合單晶膜13之側)之主面及側面後，使用含有10質量%之氫氟酸及5質量%之硝酸之混酸水溶液，藉由蝕刻而去除Si基板(基底基板30)。以此方式，獲得於支撐基板A~M(支撐基板11)之各個主面11m側配置有GaN膜(單晶膜13)之複合基板A~M(複合基板10)。
    3. GaN系膜之成膜步驟
    參照圖2(B)，於上述獲得之直徑為4英吋(101.6 mm)之複合基板A~M(複合基板10)之GaN膜(單晶膜13)的主面13m(該主面係(0001)面)上、及直徑為4英吋(101.6 mm)且厚度為1 mm之藍寶石基板的主面(該主面係(0001)面)上，分別藉由MOCVD法而成膜GaN膜(GaN系膜20)。於GaN膜(GaN系膜20)之成膜中，使用TMG(三甲基鎵)氣體及NH3氣體作為原料氣體，使用H2氣體作為載氣，以500℃成長厚度0.1 μm之GaN緩衝層(GaN系緩衝層21)，其次以1050℃成長厚度5 μm之GaN單晶層(GaN系單晶層23)。此處，GaN單晶層之成長速度為1 μm/hr。其後，將於複合基板A~M及藍寶石基板之各自上成膜有GaN膜之晶圓A~M及R以10℃/min之速度冷卻至室溫(25℃)為止。
    對冷卻至室溫為止後自成膜裝置中取出之晶圓A~M及R，測定晶圓之翹曲、GaN膜之龜裂條數密度及錯位密度。此處，晶圓翹曲之形狀及翹曲量係藉由使用Corning Tropel公司之FM200EWafer觀察GaN膜之主面之光干涉條紋而測定。GaN膜之龜裂條數密度係使用Nomarski顯微鏡測定每單位長度之龜裂條數，將未滿1條/mm評估為「極少」，將1條/mm以上且未滿5條/mm評估為「少」，將5條/mm以上且未滿10條/mm評估為「多」，將10條/mm以上評估為「極多」。GaN膜之錯位密度係測定由CL(Cathodoluminescence，陰極發光)產生之暗點之每單位面積的個數。再者，本實施例中GaN膜上產生之龜裂係未貫通膜之微小的龜裂。
    晶圓A中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為680 μm，GaN膜之龜裂條數密度為極多。晶圓B中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為630 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為4×108 cm-2。晶圓C中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為500 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為3×108 cm-2。晶圓D中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為400 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為2.5×108 cm-2。晶圓E中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為350 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓F中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為230 μm，GaN膜之龜裂條數密度為極少，GaN膜之錯位密度為1×108 cm-2。晶圓G中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為150 μm，GaN膜之龜裂條數密度為極少，GaN膜之錯位密度為1×108 cm-2。晶圓H中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為10 μm，GaN膜之龜裂條數密度為極少，GaN膜之錯位密度為1×108 cm-2。晶圓I中，GaN膜側呈凸狀翹曲，翹曲量為15 μm，GaN膜之龜裂條數密度為極少，GaN膜之錯位密度為1×108 cm-2。晶圓J中，GaN膜側呈凸狀翹曲，翹曲量為120 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓K中，GaN膜側呈凸狀翹曲，翹曲量為230 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為3×108 cm-2。晶圓L中，GaN膜側呈凸狀翹曲，翹曲量為745 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為4×108 cm-2。晶圓M中，支撐基板上產生龜裂，無法獲得充分之GaN膜。晶圓R中，GaN膜側呈凸狀翹曲，翹曲量為750 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為4×10 cm-2。將該些結果彙總於表1中。表1中，「-」表示其物性值為未測定。
    4.支撐基板之去除步驟
    參照圖2(C)，將上述獲得之晶圓A~L浸漬於10質量%之氫氟酸水溶液中，以使支撐基板A~L(支撐基板11)及SiO2層溶解並藉此去除，獲得成膜於GaN膜(單晶膜13)之主面13m上之GaN膜A~L(GaN系膜20)。再者，對於自晶圓A~L去除支撐基板A~L及SiO2層後之GaN膜A~L(GaN系膜20)，亦藉由採用使用Corning Tropel公司之FM200EWafer觀察翹曲之光干涉條紋進行測定而識別，於GaN膜A~L之翹曲之大小關係中，維持有晶圓A~L之翹曲之大小關係)。
    參照表1，藉由使用包含主面內之熱膨脹係數αS大於GaN結晶之熱膨脹係數αGaN之0.8倍且小於其之1.2倍(即，0.8<(αS/αGaN之比)<1.2)之支撐基板的複合基板(晶圓B~K)，而可成膜翹曲較小、錯位密度較低而結晶性良好之GaN膜。又，自進而降低GaN膜之翹曲及錯位密度之觀點而言，複合基板之支撐基板之主面內之熱膨脹係數αS較佳為大於GaN結晶之熱膨脹係數αGaN之0.9倍且小於其之1.15倍(即，0.9<(αS/αGaN之比)<1.15)(晶圓E~J)，更佳為大於GaN結晶之熱膨脹係數αGaN之0.95倍且小於其之1.1倍(即，0.95<(αS/αGaN之比)<1.1)(晶圓F~I)。
    (實施例2)
    1. GaN結晶之熱膨脹係數之測定
    以與實施例1相同之方法測定後，GaN結晶之a軸方向之自25℃至800℃為止之平均熱膨脹係數αGaN為5.84×10-6/℃。
    2.複合基板之準備步驟
    (1)準備支撐基板之子步驟
    參照圖3(A)，作為支撐基板11之材料之藉由以1個氣壓、1700℃進行10小時燒結之常壓燒結及以2000個氣壓、1700℃進行1小時燒結之HIP(Hot Isostatic Pressing，熱等靜壓)而製造之57種YSZ(氧化釔穩定化氧化鋯)-莫來石系燒結體A0、B1~B8、C1~C8、D1~D8、E1~E8、F1~F8、G1~G8及H1~H8，分別藉由X射線繞射而確認有無Y2O3、ZrO2及莫來石(3Al2O3．2SiO2~2Al2O3．SiO2，具體而言Al6O13Si2)之存在及比率。又，自上述57種YSZ-莫來石系燒結體分別切下尺寸為2×2×20 mm(長度方向係與自燒結體切下之支撐基板之主面實質上平行之方向)之測定用樣本。此處，YSZ-莫來石系燒結體無方向特異性，故而切下方向為任意。對其等測定用樣本，以與上述相同之方式，測定自室溫(25℃)升溫至800℃為止時之平均熱膨脹係數αS。
    YSZ-莫來石系燒結體A0中，YSZ相對於YSZ及莫來石全體之含有率(以下，稱為YSZ含有率)為0質量%，自25℃至800℃為止之平均熱膨脹係數αS(以下，僅稱為平均熱膨脹係數αS)為未測定，燒結體之平均熱膨脹係數αS相對於GaN結晶之a軸方向之平均熱膨脹係數αGaN之比(以下，稱為αS/αGaN之比)為未計算。
    YSZ-莫來石系燒結體B1中，YSZ含有率為20質量%，Y2O3(氧化釔)相對於YSZ之含有率(以下，稱為Y2O3含有率)為0 mol%，平均熱膨脹係數αS為4.40×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.753。YSZ-莫來石系燒結體B2中，YSZ含有率為20質量%，Y2O3含有率為3 mol%，平均熱膨脹係數αS為4.58×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.784。YSZ-莫來石系燒結體B3中，YSZ含有率為20質量%，Y2O3含有率為5 mol%，平均熱膨脹係數αS為4.68×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.801。YSZ-莫來石系燒結體B4中，YSZ含有率為20質量%，Y2O3含有率為6 mol%，平均熱膨脹係數αS為4.69×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.803。YSZ-莫來石系燒結體B5中，YSZ含有率為20質量%，Y2O3含有率為10 mol%，平均熱膨脹係數αS為4.72×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.808。YSZ-莫來石系燒結體B6中，YSZ含有率為20質量%，Y2O3含有率為20 mol%，平均熱膨脹係數αS為4.81×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.823。YSZ-莫來石系燒結體B7中，YSZ含有率為20質量%，Y2O3含有率為50 mol%，平均熱膨脹係數αS為5.06×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.866。YSZ-莫來石系燒結體B8中，YSZ含有率為20質量%，Y2O3含有率為100 mol%，平均熱膨脹係數αS為未測定，αS/αGaN之比為未計算。
    YSZ-莫來石系燒結體C1中，YSZ含有率為25質量%，Y2O3含有率為0 mol%，平均熱膨脹係數αS為4.48×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.767。YSZ-莫來石系燒結體C2中，YSZ含有率為25質量%，Y2O3含有率為3 mol%，平均熱膨脹係數αS為4.62×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.791。YSZ-莫來石系燒結體C3中，YSZ含有率為25質量%，Y2O3含有率為5 mol%，平均熱膨脹係數αS為5.26×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.901。YSZ-莫來石系燒結體C4中，YSZ含有率為25質量%，Y2O3含有率為6 mol%，平均熱膨脹係數αS為5.27×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.903。YSZ-莫來石系燒結體C5中，YSZ含有率為25質量%，Y2O3含有率為10 mol%，平均熱膨脹係數αS為5.31×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.909。YSZ-莫來石系燒結體C6中，YSZ含有率為25質量%，Y2O3含有率為20 mol%，平均熱膨脹係數αS為5.40×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.925。YSZ-莫來石系燒結體C7中，YSZ含有率為25質量%，Y2O3含有率為50 mol%，平均熱膨脹係數αS為5.69×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.974。YSZ-莫來石系燒結體C8中，YSZ含有率為25質量%，Y2O3含有率為100 mol%，平均熱膨脹係數αS為未測定，αS/αGaN之比為未計算。
    YSZ-莫來石系燒結體D1中，YSZ含有率為30質量%，Y2O3含有率為0 mol%，平均熱膨脹係數αS為4.56×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.781。YSZ-莫來石系燒結體D2中，YSZ含有率為30質量%，Y2O3含有率為3 mol%，平均熱膨脹係數αS為4.65×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.796。YSZ-莫來石系燒結體D3中，YSZ含有率為30質量%，Y2O3含有率為5 mol%，平均熱膨脹係數αS為5.55×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.950。YSZ-莫來石系燒結體D4中，YSZ含有率為30質量%，Y2O3含有率為6 mol%，平均熱膨脹係數αS為5.56×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.952。YSZ-莫來石系燒結體D5中，YSZ含有率為30質量%，Y2O3含有率為10 mol%，平均熱膨脹係數αS為5.60×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.959。YSZ-莫來石系燒結體D6中，YSZ含有率為30質量%，Y2O3含有率為20 mol%，平均熱膨脹係數αS為5.70×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.976。YSZ-莫來石系燒結體D7中，YSZ含有率為30質量%，Y2O3含有率為50 mol%，平均熱膨脹係數αS為6.00×10-6/℃，αS/αGaN之比為1.027。YSZ-莫來石系燒結體D8中，YSZ含有率為30質量%，Y2O3含有率為100 mol%，平均熱膨脹係數αS為未測定，αS/αGaN之比為未計算。
    YSZ-莫來石系燒結體E1中，YSZ含有率為35質量%，Y2O3含有率為0 mol%，平均熱膨脹係數αS為4.77×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.816。YSZ-莫來石系燒結體E2中，YSZ含有率為35質量%，Y2O3含有率為3 mol%，平均熱膨脹係數αS為4.86×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.832。YSZ-莫來石系燒結體E3中，YSZ含有率為35質量%，Y2O3含有率為5 mol%，平均熱膨脹係數αS為5.80×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.993。YSZ-莫來石系燒結體E4中，YSZ含有率為35質量%，Y2O3含有率為6 mol%，平均熱膨脹係數αS為5.81×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.995。YSZ-莫來石系燒結體E5中，YSZ含有率為35質量%，Y2O3含有率為10 mol%，平均熱膨脹係數αS為5.85×10-6/℃，αS/αGaN之比為1.002。YSZ-莫來石系燒結體E6中，YSZ含有率為35質量%，Y2O3含有率為20 mol%，平均熱膨脹係數αS為5.96×10-6/℃，αS/αGaN之比為1.020。YSZ-莫來石系燒結體E7中，YSZ含有率為35質量%，Y2O3含有率為50 mol%，平均熱膨脹係數αS為6.27×10-6/℃，αS/αGaN之比為1.074。YSZ-莫來石系燒結體E8中，YSZ含有率為35質量%，Y2O3含有率為100 mol%，平均熱膨脹係數αS為未測定，αS/αGaN之比為未計算。
    YSZ-莫來石系燒結體F1中，YSZ含有率為40質量%，Y2O3含有率為0 mol%，平均熱膨脹係數αS為4.97×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.851。YSZ-莫來石系燒結體F2中，YSZ含有率為40質量%，Y2O3含有率為3 mol%，平均熱膨脹係數αS為5.07×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.868。YSZ-莫來石系燒結體F3中，YSZ含有率為40質量%，Y2O3含有率為5 mol%，平均熱膨脹係數αS為6.05×10-6/℃，αS/αGaN之比為1.036。YSZ-莫來石系燒結體F4中，YSZ含有率為40質量%，Y2O3含有率為6 mol%，平均熱膨脹係數αS為6.06×106/℃，αS/αGaN之比為1.038。YSZ-莫來石系燒結體F5中，YSZ含有率為40質量%，Y2O3含有率為10 mol%，平均熱膨脹係數αS為6.10×10-6/℃，αS/αGaN之比為1.045。YSZ-莫來石系燒結體F6中，YSZ含有率為40質量%，Y2O3含有率為20 mol%，平均熱膨脹係數αS為6.21×10-6/℃，αS/αGaN之比為1.064。YSZ-莫來石系燒結體F7中，YSZ含有率為40質量%，Y2O3含有率為50 mol%，平均熱膨脹係數αS為6.54×10-6/℃，αS/αGaN之比為1.120。YSZ-莫來石系燒結體F8中，YSZ含有率為40質量%，Y2O3含有率為100 mol%，平均熱膨脹係數αS為未測定，αS/αGaN之比為未計算。
    YSZ-莫來石系燒結體G1中，YSZ含有率為70質量%，Y2O3含有率為-0 mol%，平均熱膨脹係數αS為4.99×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.854。YSZ-莫來石系燒結體G2中，YSZ含有率為70質量%，Y2O3含有率為3 mol%，平均熱膨脹係數αS為5.09×10-6/℃，αS/αGaN之比為0.872。YSZ-莫來石系燒結體G3中，YSZ含有率為70質量%，Y2O3含有率為5 mol%，平均熱膨脹係數αS為6.07×10-6/℃，αS/αGaN之比為1.039。YSZ-莫來石系燒結體G4中，YSZ含有率為70質量%，Y2O3含有率為6 mol%，平均熱膨脹係數αS為6.08×10-6/℃，αS/αGaN之比為1.041。YSZ-莫來石系燒結體G5中，YSZ含有率為70質量%，Y2O3含有率為10 mol%，平均熱膨脹係數αS為6.12×10-6/℃，αS/αGaN之比為1.048。YSZ-莫來石系燒結體G6中，YSZ含有率為70質量%，Y2O3含有率為20 mol%，平均熱膨脹係數αS為6.23×10-6/℃，αS/αGaN之比為1.067。YSZ-莫來石系燒結體G7中，YSZ含有率為70質量%，Y2O3含有率為50 mol%，平均熱膨脹係數αS為6.56×10-6/℃，αS/αGaN之比為1.123。YSZ-莫來石系燒結體G8中，YSZ含有率為70質量%，Y2O3含有率為100 mol%，平均熱膨脹係數αS為未測定，αS/αGaN之比為未計算。
    YSZ-莫來石系燒結體H1中，YSZ含有率為100質量%，Y2O3含有率為0 mol%，平均熱膨脹係數αS為未測定，αS/αGaN之比為未計算。YSZ-莫來石系燒結體H2中，YSZ含有率為100質量%，Y2O3含有率為3 mol%，平均熱膨脹係數αS為未測定，αS/αGaN之比為未計算。YSZ-莫來石系燒結體H3中，YSZ含有率為100質量%，Y2O3含有率為5 mol%，平均熱膨脹係數αS為未測定，αS/αGaN之比為未計算。YSZ-莫來石系燒結體H4中，YSZ含有率為100質量%，Y2O3含有率為6 mol%，平均熱膨脹係數αS為未測定，αS/αGaN之比為未計算。YSZ-莫來石系燒結體H5中，YSZ含有率為100質量%，Y2O3含有率為10 mol%，平均熱膨脹係數αS為未測定，αS/αGaN之比為未計算。YSZ-莫來石系燒結體H6中，YSZ含有率為100質量%，Y2O3含有率為20 mol%，平均熱膨脹係數αS為未測定，αS/αGaN之比為未計算。YSZ-莫來石系燒結體H7中，YSZ含有率為100質量%，Y2O3含有率為50 mol%，平均熱膨脹係數αS為未測定，αS/αGaN之比為未計算。YSZ-莫來石系燒結體H8中，YSZ含有率為100質量%，Y2O3含有率為100 mol%，平均熱膨脹係數αS為未測定，αS/αGaN之比為未計算。
    自上述57種YSZ-莫來石系燒結體上分別切下直徑4英吋(101.6 mm)、厚度1 mm之支撐基板，將各個支撐基板之兩主面研磨成鏡面，形成57種支撐基板A0、B1~B8、C1~C8、D1~D8、E1~E8、F1~F8、G1~G8及H1~H8。即，上述57種支撐基板中YSZ相對於YSZ及莫來石全體之含有率(YSZ含有率)、Y2O3(氧化釔)相對於YSZ之含有率(Y2O3含有率)、及自25℃至800℃為止之平均熱膨脹係數各自與上述57種YSZ-莫來石系燒結體之YSZ含有率、Y2O3含有率、及自25℃至800℃為止之平均熱膨脹係數分別相等。將結果彙總於表2~8中。於表2~8中，「-」表示其物性值為未測定或未計算。
    (2)於基底基板上成膜單晶膜之子步驟
    參照圖3(B)，準備包含研磨成鏡面之(111)面之主面30n之直徑5英吋(127 mm)、厚度0.5 mm的Si基板作為基底基板30。
    於上述Si基板(基底基板30)之主面30n上，藉由MOCVD法而成膜厚度0.4 μm之GaN膜作為單晶膜13。成膜條件係使用TMG氣體及NH3氣體作為原料氣體，使用H2氣體作為載氣，成膜溫度為1000℃，成膜壓力為1個氣壓。再者，以此方式獲得之GaN膜(單晶膜13)之主面13m具有自(0001)面之偏移角為±1°以內之面方位。
    (3)貼合支撐基板與單晶膜之子步驟
    參照圖3(C)中之(C1)，於圖3(A)之57種支撐基板A、B1~B8、C1~C8、D1~D8、E1~E8、F1~F8、G1~G8、H1~H8(支撐基板11)各自之主面11m上，藉由CVD(化學氣相沈積)法而成膜厚度300 nm之SiO2膜。其次，使用CeO2漿料而研磨上述57種支撐基板(支撐基板11)各自之主面11m上之厚度300 nm的SiO2膜，由此使厚度270 nm之SiO2層殘存而作為接著層12a。藉此，將上述57種支撐基板(支撐基板11)各自之主面11m之空隙填埋，獲得具有平坦之主面12am之厚度270 nm之SiO2層(接著層12a)。
    又，參照圖3(C)中之(C2)，在成膜於圖3(B)之Si基板(基底基板30)上之GaN膜(單晶膜13)之主面13n上，藉由CVD法而成膜厚度300 nm之SiO2膜。其次，使用CeO2漿料研磨該厚度300 nm之SiO2膜，由此僅使厚度270 nm之SiO2層殘存而作為接著層12b。
    其次，參照圖3(C)中之(C3)，藉由氬電漿而使形成於上述57種支撐基板(支撐基板11)各自上之SiO2層(接著層12a)之主面12am、及在成膜於Si基板(基底基板30)上之GaN膜(單晶膜13)上所形成之SiO2層(接著層12b)之主面12bn清潔化及活化之後，貼合SiO2層(接著層12a)之主面12am與SiO2層(接著層12b)之主面12bn，於氮環境下以300℃進行2小時熱處理。
    (4)去除基底基板之子步驟
    參照圖3(D)，以蠟40覆蓋並保護上述57種支撐基板(支撐基板11)之背側(未貼合單晶膜13之側)之主面及側面後，使用含有10質量%之氫氟酸及5質量%之硝酸之混酸水溶液，藉由蝕刻而去除Si基板(基底基板30)。以此方式，獲得於上述57種支撐基板(支撐基板11)各自之主面11m側配置有GaN膜(單晶膜13)之57種複合基板A0、B1~B8、C1~C8、D1~D8、E1~E8、F1~F8、G1~G8及H1~H8(複合基板10)。
    3. GaN系膜之成膜步驟
    參照圖2(B)，於上述獲得之57種直徑4英吋(101.6 mm)之複合基板(複合基板10)之GaN膜(單晶膜13)之主面13m(該主面係(0001)面)上、及直徑4英吋(101.6 mm)且厚度1 mm之藍寶石基板之主面(該主面係(0001)面)上，分別藉由MOCVD法而成膜GaN膜(GaN系膜20)。於GaN膜(GaN系膜20)之成膜過程中，使用TMG(三甲基鎵)氣體及NH3氣體作為原料氣體，使用H2氣體作為載氣，以500℃成長厚度50 nm之GaN緩衝層(GaN系緩衝層21)，其次以1050℃成長厚度50 nm之GaN單晶層(GaN系單晶層23)。此處，GaN單晶層之成長速度為1 μm/hr。其後，將於上述57種複合基板之各自上分別成膜有GaN膜之57種晶圓A0、B1~B8、C1~C8、D1~D8、E1~E8、F1~F8、G1~G8及H1~H8以10℃/min之速度冷卻至室溫(25℃)為止。
    對冷卻至室溫為止後自成膜裝置取出之上述57種晶圓，測定晶圓之翹曲、GaN膜之龜裂條數密度及錯位密度。此處，晶圓翹曲之形狀及翹曲量係藉由使用Corning Tropel公司之FM200EWafer觀察GaN膜之主面之光干涉條紋而測定。GaN膜之龜裂條數密度係使用Nomarski顯微鏡測定每單位長度之龜裂條數，將未滿1條/mm評估為「極少」，將1條/mm以上且未滿5條/mm評估為「少」，將5條/mm以上且未滿10條/mm評估為「多」，將10條/mm以上評估為「極多」。GaN膜之錯位密度係測定由CL(陰極發光)產生之暗點之每單位面積的個數。再者，本實施例中GaN膜上產生之龜裂係未貫通膜之微小的龜裂。
    晶圓A0中，GaN膜之龜裂條數密度為極多，翹曲形狀、翹曲量及GaN膜之錯位密度為未測定。將結果彙總於表2。
    晶圓B1中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為670 μm，GaN膜之龜裂條數密度較多，GaN膜之錯位密度為5×108 cm-2。晶圓B2中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為660 μm，GaN膜之龜裂條數密度較多，GaN膜之錯位密度為5×108 cm-2。晶圓B3中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為655 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓B4中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為650 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓B5中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為645 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓B6中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為610 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓B7中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為480 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓B8中，GaN膜之龜裂條數密度較少，翹曲形狀、翹曲量及GaN膜之錯位密度為未測定。將結果彙總於表2中。
    晶圓C1中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為665 μm，GaN膜之龜裂條數密度較多，GaN膜之錯位密度為5×108 cm-2。晶圓C2中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為657 μm，GaN膜之龜裂條數密度較多，GaN膜之錯位密度為5×108 cm-2。晶圓C3中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為390 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓C4中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為385 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓C5中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為380 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓C6中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為350 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓C7中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為180 μm，GaN膜之龜裂條數密度為極少，GaN膜之錯位密度為1×108 cm-2。晶圓C8中，GaN膜之龜裂數密度較少，翹曲形狀、翹曲量及GaN膜之錯位密度為未測定。將結果彙總於表3中。
    晶圓D1中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為660 μm，GaN膜之龜裂條數密度較多，GaN膜之錯位密度為5×108 cm-2。晶圓D2中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為650 μm，GaN膜之龜裂條數密度較多，GaN膜之錯位密度為5×108 cm-2。晶圓D3中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為250 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓D4中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為240 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓D5中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為230 μm，GaN膜之龜裂條數密度為極少，GaN膜之錯位密度為1×108 cm-2。晶圓D6中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為180 μm，GaN膜之龜裂條數密度為極少，GaN膜之錯位密度為1×108 cm-2。晶圓D7中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為10 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓D8中，GaN膜之龜裂數密度較少，翹曲形狀、翹曲量及GaN膜之錯位密度為未測定。將結果彙總於表4中。
    晶圓E1中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為630 μm，GaN膜之龜裂條數密度較多，GaN膜之錯位密度為5×108 cm-2。晶圓E2中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為520 μm，GaN膜之龜裂條數密度較多，GaN膜之錯位密度為5×108 cm-2。晶圓E3中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為150 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓E4中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為120 μm，GaN膜之龜裂條數密度為極少，GaN膜之錯位密度為1×108 cm-2。晶圓E5中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為1 μm，GaN膜之龜裂條數密度為極少，GaN膜之錯位密度為1×108 cm-2。晶圓E6中，GaN膜側呈凸狀翹曲，翹曲量為7 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓E7中，GaN膜側呈凸狀翹曲，翹曲量為12 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓E8中，GaN膜之龜裂數密度較少，翹曲形狀、翹曲量及GaN膜之錯位密度為未測定。將結果彙總於表5中。
    晶圓F1中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為500 μm，GaN膜之龜裂條數密度較多，GaN膜之錯位密度為5×108 cm-2。晶圓F2中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為480 μm，GaN膜之龜裂條數密度較多，GaN膜之錯位密度為5×108 cm-2。晶圓F3中，GaN膜側呈凸狀翹曲，翹曲量為10 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓F4中，GaN膜側呈凸狀翹曲，翹曲量為10 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓F5中，GaN膜側呈凸狀翹曲，翹曲量為11 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓F6中，GaN膜側呈凸狀翹曲，翹曲量為12 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓F7中，GaN膜側呈凸狀翹曲，翹曲量為110 μm，GaN膜之龜裂條數密度較少，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓F8中，GaN膜之龜裂數密度較少，翹曲形狀、翹曲量及GaN膜之錯位密度為未測定。將結果彙總於表6中。
    晶圓G1中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為510 μm，GaN膜之龜裂條數密度為極多，GaN膜之錯位密度為5×108 cm-2。晶圓G2中，GaN膜側呈凹狀翹曲，翹曲量為490 μm，GaN膜之龜裂條數密度為極多，GaN膜之錯位密度為5×108 cm-2。晶圓G3中，GaN膜側呈凸狀翹曲，翹曲量為10 μm，GaN膜之龜裂條數密度為極多，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓G4中，GaN膜側呈凸狀翹曲，翹曲量為11 μm，GaN膜之龜裂條數密度為極多，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓G5中，GaN膜側呈凸狀翹曲，翹曲量為11 μm，GaN膜之龜裂條數密度為極多，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓G6中，GaN膜側呈凸狀翹曲，翹曲量為12 μm，GaN膜之龜裂條數密度為極多，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓G7中，GaN膜側呈凸狀翹曲，翹曲量為110 μm，GaN膜之龜裂條數密度為極多，GaN膜之錯位密度為2×108 cm-2。晶圓G8中，GaN膜之龜裂數密度為極多，翹曲形狀、翹曲量及GaN膜之錯位密度為未測定。將結果彙總於表7中。
    晶圓H1~H8之任一者中，GaN膜之龜裂數密度皆為極多，翹曲形狀、翹曲量及GaN膜之錯位密度皆為未測定。將結果彙總於表8中。
    4.支撐基板之去除步驟
    參照圖2(C)，將上述獲得之57種晶圓浸漬於10質量%之氫氟酸水溶液中，以使上述57種支撐基板(支撐基板11)及SiO2層溶解並藉此去除，獲得成膜於GaN膜(單晶膜13)之主面13m上之57種GaN膜A0、B1~B8、C1~C8、D1~D8、E1~E8、F1~F8、G1~G8及H1~H8(GaN系膜20)。再者，對於自上述57種晶圓分別去除上述57種支撐基板及SiO2層後之上述57種GaN膜(GaN系膜20)，亦藉由採用使用Corning Tropel公司之FM200EWafer觀察翹曲之光干涉條紋進行測定而識別，於上述57種GaN膜之翹曲之大小關係中，維持有分別對應之上述57種晶圓之翹曲之大小關係。



    參照表2~8，藉由使用包含主面內之熱膨脹係數αS大於GaN結晶之熱膨脹係數αGaN之0.8倍且小於其之1.2倍(即，0.8<(αS/αGaN之比)<1.2)之支撐基板的複合基板(晶圓B3~B7、C3~C7、D3~D7、E1~E7、F1~F7及G1~G7)，而可成膜翹曲較小、錯位密度較低而結晶性良好之GaN膜。又，自進而降低GaN膜之翹曲及錯位密度之觀點而言，複合基板之支撐基板之主面內之熱膨脹係數αS較佳為大於GaN結晶之熱膨脹係數αGaN之0.9倍且小於其之1.15倍(即，0.9<(αS/αGaN之比)<1.15)(晶圓C3~C7、D3~D7、E3~E7、F3~F7及G3~G7)，更佳為大於GaN結晶之熱膨脹係數αGaN之0.95倍且小於1.1倍(即，0.95<(αS/αGaN之比)<1.1)(晶圓C7、D3~D7、E3~E7、F3~F6及G3~G6)。
    又，根據表2~表8，將上述57種複合基板10之上述57種支撐基板11之YSZ含有率及Y2O3含有率與在上述57種複合基板之GaN單晶層(GaN系單晶層23)上成長之GaN膜(GaN系膜20)之龜裂條數密度的關係彙總於表9中。
    參照表9，當YSZ相對於複合基板之支撐基板中包含之莫來石(Al2O3-SiO2複合氧化物)及YSZ(氧化釔穩定化氧化鋯)全體之含有率為20質量%以上且40質量%以下時、更佳為25質量%以上35質量%以下時，成膜於複合基板之GaN膜(單晶膜)上之GaN膜(GaN系膜)之龜裂條數密度顯著減少。進而，當Y2O3(氧化釔)相對於YSZ之含有率為5 mol%以上時、更佳為6 mol%以上且50 mol%以下時，成膜於複合基板之GaN膜(單晶膜)上之GaN膜(GaN系膜)之龜裂條數密度極其顯著地減少。
    再者，上述實施例中，表示有於複合基板上成膜非摻雜之GaN膜之例，但於成膜藉由摻雜而被賦予n型或p型導電性之GaN膜之情形、於藉由摻雜而使比電阻提高之GaN膜之情形時，亦可獲得與上述實施例大致相同之結果。
    又，於代替GaN膜而成膜GaxInyAl1-x-yN膜(0<x<1，y≧0，x+y≦1)等GaN系膜之情形時，亦可獲得與上述實施例相同之結果。特別於代替GaN膜而成膜GaxInyAl1-x-yN膜(0.5<x<1，y≧0，x+y≦1)之情形時，亦可獲得與上述實施例大致相同之結果。
    又，亦可改變Ga、In、Al等III族元素之組成比而成膜複數個GaN系膜(具體而言，GaxInyAl1-x-yN膜(x>0，y≧0，x+y≦1)等)。即，可改變Ga、In、Al等III族元素之組成比而成膜複數個GaxInyAl1-x-yN膜(x>0，y≧0，x+y≦1)等GaN系膜代替GaN膜。
    本發明之實施中，可於GaN系膜之成膜時應用ELO(Epitaxial Lateral Overgrowth，磊晶側向成長)技術等周知之錯位降低技術。
    又，於複合基板上成膜GaN系膜之後，亦可藉由蝕刻而僅去除複合基板之支撐基板或去除複合基板全體(支撐基板及單晶膜)。此時，亦可將GaN系膜轉印至其他支撐基板上。
    當認為，本次揭示之實施形態及實施例於所有方面皆為例示而非限制性者。本發明之範圍係藉由申請專利範圍而非上述說明所揭示，且意圖包含與申請專利範圍均等之意義及範圍內之所有變更。
    10‧‧‧複合基板
    11‧‧‧支撐基板
    11m、12m、12am、12bn、13m、13n、20m、21m、23m、30n‧‧‧主面
    12、12a、12b‧‧‧接著層
    13‧‧‧單晶膜
    20‧‧‧GaN系膜
    21‧‧‧GaN系緩衝層
    23‧‧‧GaN系單晶層
    30‧‧‧基底基板
    40‧‧‧蠟
    圖1係表示本發明之複合基板之一例之概略剖面圖。
    圖2係表示本發明之GaN系膜之製造方法之一例的概略剖面圖。此處，(A)表示準備複合基板之步驟，(B)表示成膜GaN系膜之步驟，(C)表示去除支撐基板之步驟。
    圖3(A)、(B)、(C1~3)、(D)係表示準備本發明之複合基板之步驟之一例的概略剖面圖。
    10‧‧‧複合基板
    11‧‧‧支撐基板
    11m、13m、20m、21m、21m‧‧‧主面
    12‧‧‧接著層
    13‧‧‧單晶膜
    20‧‧‧GaN系膜
    21‧‧‧GaN系緩衝層
    23‧‧‧GaN系單晶層
    权利要求:
    Claims (13)
    [1] 一種複合基板，其包含可溶解於氫氟酸之支撐基板(11)、及配置於上述支撐基板(11)之主面(11m)側之單晶膜(13)，上述支撐基板(11)之主面(11m)內之熱膨脹係數相較於GaN結晶之熱膨脹係數為大於0.8倍且小於1.2倍。
    [2] 如請求項1之複合基板，其中上述支撐基板(11)包含由氧化鋯與氧化矽形成之ZrO2-SiO2複合氧化物、及氧化鋯與氧化矽之至少任一者。
    [3] 如請求項1之複合基板，其中上述支撐基板(11)包含由氧化鋁與氧化矽形成之Al2O3-SiO2複合氧化物、與氧化釔穩定化氧化鋯。
    [4] 如請求項3之複合基板，其中上述氧化釔穩定化氧化鋯相對於上述Al2O3-SiO2複合氧化物及上述氧化釔穩定化氧化鋯全體之含有率為20質量%以上且40質量%以下。
    [5] 如請求項4之複合基板，其中氧化釔相對於上述氧化釔穩定化氧化鋯之含有率為5 mol%以上。
    [6] 如請求項1之複合基板，其中上述複合基板(10)之上述單晶膜(13)之主面(13m)之面積為15 cm2以上。
    [7] 一種GaN系膜之製造方法，其包含以下步驟：準備複合基板(10)，該複合基板(10)包含可溶解於氫氟酸之支撐基板(11)、及配置於上述支撐基板(11)之主面(11m)側之單晶膜(13)，上述支撐基板(11)之主面(11m)內之熱膨脹係數相較於GaN結晶之熱膨脹係數為大於0.8倍且小於1.2倍；在配置於上述支撐基板(11)之主面(11m)側之上述單晶膜(13)之主面(13m)上成膜GaN系膜(20)；及藉由溶解於氫氟酸而去除上述支撐基板(11)。
    [8] 如請求項7之GaN系膜之製造方法，其中上述支撐基板(11)包含由氧化鋯與氧化矽形成之ZrO2-SiO2複合氧化物、及氧化鋯與氧化矽之至少任一者。
    [9] 如請求項7之GaN系膜之製造方法，其中上述支撐基板(11)包含由氧化鋁與氧化矽形成之Al2O3-SiO2複合氧化物、與氧化釔穩定化氧化鋯。
    [10] 如請求項9之GaN系膜之製造方法，其中上述氧化釔穩定化氧化鋯相對於上述Al2O3-SiO2複合氧化物及上述氧化釔穩定化氧化鋯全體之含有率為20質量%且以上40質量%以下。
    [11] 如請求項10之GaN系膜之製造方法，其中氧化釔相對於上述氧化釔穩定化氧化鋯之含有率為5 mol%以上。
    [12] 如請求項7之GaN系膜之製造方法，其中上述複合基板(10)之上述單晶膜(13)之主面(13m)之面積為15 cm2以上。
    [13] 如請求項7之GaN系膜之製造方法，其中成膜上述GaN系膜(20)之步驟包含：於上述單晶膜(13)之主面(13m)上形成GaN系緩衝層(21)之子步驟；及於上述GaN系緩衝層(21)之主面(21m)上形成GaN系單晶層(23)之子步驟。
    类似技术:
    公开号 | 公开日 | 专利标题
    JP5938871B2|2016-06-22|ＧａＮ系膜の製造方法
    US8697564B2|2014-04-15|Method of manufacturing GaN-based film
    US20150118830A1|2015-04-30|Method of Manufacturing GaN-Based Film and Composite Substrate Used Therefor
    JP2010004074A|2010-01-07|ハイドライド気相成長法による平坦な無極性窒化ガリウムの成長
    US9115444B2|2015-08-25|Method for producing III-N layers, and III-N layers or III-N substrates, and devices based thereon
    US20120118222A1|2012-05-17|METHOD OF MANUFACTURING GaN-BASED FILM
    JP5929434B2|2016-06-08|ＡｌＮ系膜の製造方法およびそれに用いられる複合基板
    JP2013116848A|2013-06-13|ＧａＡｓ系膜の製造方法およびそれに用いられる複合基板
    JP2006185962A|2006-07-13|半導体成長用基板および半導体膜の製造方法
    JP6117821B2|2017-04-19|複合基板および機能素子
    JP6094243B2|2017-03-15|複合基板およびそれを用いた半導体ウエハの製造方法
    JP6019928B2|2016-11-02|ＧａＮ系膜の製造方法およびそれに用いられる複合基板
    JP6331553B2|2018-05-30|複合基板およびそれを用いた半導体ウエハの製造方法
    TW202140835A|2021-11-01|Ｉｉｉ族氮化物基板之製造方法及ｉｉｉ族氮化物基板
    WO2021064816A1|2021-04-08|下地基板及びその製造方法
    TW202122614A|2021-06-16|Ｉｉｉ族化合物基板之製造方法及藉由該製造方法製造之基板
    JP2013199389A|2013-10-03|ＩｎＰ系膜の製造方法およびそれに用いられる複合基板
    JP2012106907A|2012-06-07|ＧａＮ系膜の製造方法
    JP2012106906A|2012-06-07|ＧａＮ系膜の製造方法
    JP2013199412A|2013-10-03|Ｉｉｉ族窒化物半導体結晶の製造方法
    JP2011222778A|2011-11-04|積層体の製造方法、ｉｉｉ族窒化物単結晶自立基板の製造方法、および、積層体
    KR20130075921A|2013-07-08|질화갈륨 기판 제조방법
    同族专利:
    公开号 | 公开日
    EP2765226A4|2015-06-17|
    US20130149847A1|2013-06-13|
    EP2765226A1|2014-08-13|
    US20150118830A1|2015-04-30|
    US8962365B2|2015-02-24|
    CN103180494A|2013-06-26|
    WO2013051163A1|2013-04-11|
    KR20140074142A|2014-06-17|
    引用文献:
    公开号 | 申请日 | 公开日 | 申请人 | 专利标题
    US5290393A|1991-01-31|1994-03-01|Nichia Kagaku Kogyo K.K.|Crystal growth method for gallium nitride-based compound semiconductor|
    JPH088217B2|1991-01-31|1996-01-29|日亜化学工業株式会社|窒化ガリウム系化合物半導体の結晶成長方法|
    US5411583A|1993-11-15|1995-05-02|E. I. Du Pont De Nemours And Company|HF-resistant ceramics and use thereof|
    DE10051465A1|2000-10-17|2002-05-02|Osram Opto Semiconductors Gmbh|Verfahren zur Herstellung eines Halbleiterbauelements auf GaN-Basis|
    JP2003165798A|2001-11-28|2003-06-10|Hitachi Cable Ltd|窒化ガリウム単結晶基板の製造方法、窒化ガリウム単結晶のエピタキシャル成長自立基板、及びその上に形成したデバイス素子|
    FR2864970B1|2004-01-09|2006-03-03|Soitec Silicon On Insulator|Substrat a support a coefficient de dilatation thermique determine|
    WO2006082467A1|2005-02-01|2006-08-10|S.O.I.Tec Silicon On Insulator Technologies|Substrate for crystal growing a nitride semiconductor|
    US8334155B2|2005-09-27|2012-12-18|Philips Lumileds Lighting Company Llc|Substrate for growing a III-V light emitting device|
    JP5003033B2|2006-06-30|2012-08-15|住友電気工業株式会社|ＧａＮ薄膜貼り合わせ基板およびその製造方法、ならびにＧａＮ系半導体デバイスおよびその製造方法|
    FR2905799B1|2006-09-12|2008-12-26|Soitec Silicon On Insulator|Realisation d'un substrat en gan|
    JP5407385B2|2009-02-06|2014-02-05|住友電気工業株式会社|複合基板、エピタキシャル基板、半導体デバイス及び複合基板の製造方法|
    TW201102361A|2009-07-14|2011-01-16|Ind Tech Res Inst|Ceramic powder composition optoelectric device substrate utilizing the same|
    KR20110113822A|2010-04-12|2011-10-19|서울옵토디바이스주식회사|결정 성장용 기판 어셈블리 및 이를 이용한 발광소자의 제조방법|
    US20120118222A1|2010-11-15|2012-05-17|Sumitomo Electric Industries, Ltd.|METHOD OF MANUFACTURING GaN-BASED FILM|
    JP5938871B2|2010-11-15|2016-06-22|住友電気工業株式会社|ＧａＮ系膜の製造方法|
    US8697564B2|2010-11-16|2014-04-15|Sumitomo Electric Industries, Ltd.|Method of manufacturing GaN-based film|JP2012230969A|2011-04-25|2012-11-22|Sumitomo Electric Ind Ltd|ＧａＮ系半導体デバイスの製造方法|
    CN104641453B|2012-10-12|2018-03-30|住友电气工业株式会社|Iii族氮化物复合衬底及其制造方法以及制造iii族氮化物半导体器件的方法|
    JP5828993B1|2013-12-18|2015-12-09|日本碍子株式会社|複合基板および機能素子|
    JP6537914B2|2015-07-24|2019-07-03|株式会社日本触媒|ガス分離膜、ガス分離モジュール及びガス分離装置|
    JP6465785B2|2015-10-14|2019-02-06|クアーズテック株式会社|化合物半導体基板|
    JP6717245B2|2017-03-17|2020-07-01|三菱マテリアル株式会社|接合体の製造方法、絶縁回路基板の製造方法、及び、ヒートシンク付き絶縁回路基板の製造方法|
    法律状态:
    优先权:
    申请号 | 申请日 | 专利标题
    JP2011222998||2011-10-07||
    [返回顶部]