(57)【要約】【課題】原子レベルで平坦化された基板上にレーザＭＢＥ装置を用いることにより、電磁鋼板上に良質な単結晶薄膜を成長させることができる、電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法及びその単結晶薄膜装置を提供する。【解決手段】電磁鋼基板１２表面にコロイダルシリカによるＣＭＰ基板研磨と、この基板１２の超高真空中でのアニールを施し、前記基板１２上に原子レベルで平坦な結晶表面を形成し、この平坦な結晶表面の酸化膜を熱処理により除去し、レーザーＭＢＥ法により前記原子レベルで平坦化された基板１２上にターゲット１１を用いたＩＩＩ　族窒化物を成長させる。【選択図】　図１０
2004063834.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
（ａ）電磁鋼基板表面にコロイダルシリカによるＣＭＰ基板研磨と、該基板の超高真空中でのアニールを施し、前記基板上に原子レベルで平坦な結晶表面を形成し、
（ｂ）該平坦な結晶表面の酸化膜を熱処理により除去し、
（ｃ）レーザーＭＢＥ法により、前記原子レベルで平坦化された基板上にターゲットを用いたＩＩＩ　族窒化物を成長させることを特徴とする電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法。
【請求項２】
請求項１記載の電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法において、前記工程（ｂ）における熱処理温度を７００℃以上１１００℃以下にすることを特徴とする電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法。
【請求項３】
請求項１又は２記載の電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法において、前記ＩＩＩ　族窒化物としてＡｌＮ層を成長させることを特徴とする電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法。
【請求項４】
請求項３記載の電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法において、前記ＡｌＮ層の成長窒素圧力を１０ｍＴｏｒｒ以下にすることを特徴とする電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法。
【請求項５】
請求項３記載の電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法において、前記ＡｌＮ層の成長温度を７００℃以上１１００℃以下にすることを特徴とする電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法。
【請求項６】
請求項１又は２記載の電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法において、前記ＩＩＩ　族窒化物としてＡｌＮ層をバッファ層とするＧａＮ層を成長させることを特徴とする電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法。
【請求項７】
請求項６記載の電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法において、前記ＧａＮ層を液体Ｇａメタルターゲットを用いて成長させることを特徴とする電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法。
【請求項８】
請求項６記載の電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法において、前記ＡｌＮ層は低温ＡｌＮバッファ層を成長後、その上に高温ＡｌＮバッファ層を成長させることを特徴とする電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法。
【請求項９】
（ａ）電磁鋼基板表面にコロイダルシリカによるＣＭＰ基板研磨と、前記基板の超高真空アニールを施し、前記基板上に原子レベルで平坦な結晶表面を形成する手段と、
（ｂ）該平坦な結晶表面の酸化膜を熱処理により除去する手段と、
（ｃ）レーザーＭＢＥ法により、前記原子レベルで平坦化された基板上にターゲットを用いたＩＩＩ　族窒化物を成長させる手段とを具備することを特徴とする電磁鋼基板上に生成される単結晶薄膜装置。
【請求項１０】
請求項９記載の電磁鋼基板上に生成される単結晶薄膜装置において、前記ＩＩＩ　族窒化物はＡｌＮ層であることを特徴とする電磁鋼基板上に生成される単結晶薄膜装置。
【請求項１１】
請求項９記載の電磁鋼基板上に生成される単結晶薄膜装置において、前記ＩＩＩ　族窒化物はＡｌＮ層をバッファ層とするＧａＮ層であることを特徴とする電磁鋼基板上に生成される単結晶薄膜装置。
【請求項１２】
請求項１１記載の電磁鋼基板上に生成される単結晶薄膜装置において、前記ＡｌＮ層は低温ＡｌＮバッファ層と高温ＡｌＮバッファ層とを有することを特徴とする電磁鋼基板上に生成される単結晶薄膜装置。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法及びその単結晶薄膜装置に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
本発明に先行した参考文献として、以下に開示されるようなものがある。
〔１〕Ｓ．Ｎａｋａｍｕｒａ，Ｍ．Ｓｅｎｏｈ，Ｎ．Ｉｗａｓａ，Ｓ．Ｎａｇａｈａｍａ，Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．６７（１９９５）１８６８．
〔２〕Ｓ．Ｎａｋａｍｕｒａ，Ｍａｔ．Ｓｃｉ．Ｅｎｇ．Ｂ４３（１９９７）２５８．
〔３〕Ｊ．Ｏｈｔａ，Ｈ．Ｆｕｊｉｏｋａ，Ｍ．Ｓｕｍｉｙａ，Ｈ．Ｋｏｉｎｕｍａ，Ｍ．Ｏｓｈｉｍａ，Ｊ．Ｃｒｙｓｔ．Ｇｒｏｗｔｈ，２２５（２００１）７３．
〔４〕Ｊ．Ｏｈｔａ，Ｈ．Ｆｕｊｉｏｋａ，Ｈ．Ｔａｋａｈａｓｈｉ，Ｍ．Ｏｓｈｉｍａ，Ｐｈｙｓ．Ｓｔａｔ．Ｓｏｌ．（ａ），１８８（２００１）４９７．
〔５〕Ｊ．Ｏｈｔａ，Ｈ．Ｆｕｊｉｏｋａ，Ｈ．Ｔａｋａｈａｓｈｉ，Ｍ．Ｓｕｍｉｙａ　ａｎｄ　Ｍ．Ｏｓｈｉｍａ，Ｊ．Ｃｒｙｓｔ．Ｇｒｏｗｔｈ　２３３（２００１）７７９．
〔６〕赤崎　勇，ＩＩＩ　族窒化物半導体，培風館，１９９９．
〔７〕Ｈ．Ｐ．Ｍａｒｕｓｋａ　ｅｔ　ａｌ．，Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．１５（１９６９）３２７．
〔８〕Ｈ．Ａｍａｎｏ　ｅｔ　ａｌ．，Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．２８（１９８９）Ｌ２１１２．
〔９〕Ｓ．Ｎａｋａｍｕｒａ，Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．３０（１９９１）Ｌ１７０５．
〔１０〕赤崎　勇，ＩＩＩ　族窒化物半導体，培風館，１９９９．
〔１１〕権田俊一，分子線エピタキシー，培風館，１９９４．
〔１２〕Ｈ．Ａｍａｎｏ　ｅｔ　ａｌ．，Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．４８（１９８６）３５３．
〔１３〕Ａ．Ｓａｓａｋｉ　ｅｔ　ａｌ．，Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．７１（１９９７）２２５９．
〔１４〕Ｋ．Ｂａｌａｋｒｉｓｈｎａｎ　ｅｔ　ａｌ．，Ｊ．Ｃｒｙｓｔ．Ｇｒｏｗｔｈ　１８９／１９０（１９９８）２４４．
〔１５〕Ｒ．Ｄ．Ｖｉｓｐｕｔｅ　ｅｔ　ａｌ．，Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．７１（１９９７）１０２．
〔１６〕Ｓ．Ｃ．Ｊａｉｎ　ｅｔ　ａｌ．，Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．８７（２０００）９６５．
〔１７〕Ｐ．Ｒ．Ｔａｖｅｒｎｉｅｒ　ｅｔ　ａｌ．，Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．７４（１９９９）２６７８．
〔１８〕Ｔ．Ｆ．Ｈｕａｎｇ　ｅｔ　ａｌ．，Ｊ．Ｃｒｙｓｔ．Ｇｒｏｗｔｈ　２００（１９９９）３６２．
〔１９〕Ｈ．Ｔａｋａｈａｓｈｉ　ｅｔ　ａｌ．，Ｊ．Ｃｒｙｓｔ．Ｇｒｏｗｔｈ（ｉｎ　ｐｒｅｓｓ）．
〔２０〕門間改三，“鉄鋼材料学”，実教出版，１９７２．
〔２１〕土肥俊郎，“詳説半導体ＣＭＰ技術”，工業調査会，２００１．
〔２２〕新日本製鐵電磁鋼板技術部編，“わかる電磁鋼板”，新日本製鐵，１９９８．
〔２３〕Ｈ．Ｏｋａｚａｋｉ，Ａ．Ａｒａｋａｗａ，Ｔ．Ａｓａｈｉ，Ｏ．Ｏｄａ，Ｋ．Ａｉｋｉ，Ｓｏｌｉｄ　Ｓｔａｔｅ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ．４１（１９９７）２６３．
〔２４〕Ａ．Ｗａｋａｈａｒａ，Ｔ．Ｙａｍａｍｏｔｏ，Ｋ．Ｉｓｈｉｏ，Ａ．Ｙｏｓｈｉｄａ，Ｙ．Ｓｅｋｉ，Ｋ．Ｋａｉｎｏｓｈｏ，Ｏ．Ｏｄａ，Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．３９（２０００）２３９９．
〔２５〕Ｊ．Ｏｈｔａ，Ｈ．Ｆｕｊｉｏｋａ，Ｍ．Ｓｕｍｉｙａ，Ｈ．Ｋｏｉｎｕｍａ，Ｍ．Ｏｓｈｉｍａ，Ｊ．Ｃｒｙｓｔ．Ｇｒｏｗｔｈ　２２５（２００１）７３．
〔２６〕Ｓ．Ｓａｓａｋｉ，Ｔ．Ｍｏｒｉ，Ａ．Ｍｉｋｕｎｉ，Ｈ．Ｉｗａｓａｋｉ，Ｋ．Ｋａｗａｓａｋｉ，Ｙ．Ｔａｋａｇｉ，Ｋ．Ｎｏｓｅ，Ｒｅｖ．Ｓｃｉ．Ｉｎｓｔｒｕｍ．６３（１９９２）１０４７．
〔２７〕Ｔ．Ｕｒａｇａｍｉ，Ｈ．Ｆｕｊｉｏｋａ，Ｉ．Ｗａｋｉ，Ｔ．Ｍａｎｏ，Ｋ．Ｏｎｏ，Ｍ．Ｏｓｈｉｍａ，Ｙ．Ｔａｋａｇｉ，Ｍ．Ｋｉｍｕｒａ，Ｔ．Ｓｕｚｕｋｉ，Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．３９（２０００）４４８３．
〔２８〕Ｋ．Ｋａｗａｓａｋｉ，Ｙ．Ｔａｋａｇｉ，Ｎ．Ｎｏｓｅ，Ｈ．Ｍｏｒｉｋａｗａ，Ｓ．Ｙａｍａｚａｋｉ，Ｔ．Ｋｉｋｕｃｈｉ，Ｓ．Ｓａｓａｋｉ，Ｒｅｖ．Ｓｃｉ．Ｉｎｓｔｒｕｍ．６３（１９９２）１０２３．
〔２９〕Ａ．Ａｌｅｍｕ，Ｍ．Ｊｕｌｉｅｒ，Ｊ．Ｃａｍｐｏ，Ｂ．Ｇｉｌ，Ｄ．Ｓｃａｌｂｅｒｔ，Ｊ．Ｐ．Ｌａｓｃａｒａｙ，Ｓ．Ｎａｋａｍｕｒａ，Ｍａｔ．Ｓｃｉ．Ｅｎｇ．Ｂ５９（１９９９）１５９．
ＧａＮ、ＡｌＮ、ＩｎＮを初めとするＩＩＩ　族窒化物半導体は、直接遷移型のワイドバンドギャップ半導体であり、紫外域から可視光全域をカバーする発光ダイオード（ＬＥＤ）、レーザーダイオード（ＬＤ）などの光デバイス、紫外線検出素子用材料、高出力電子デバイスなどの次世代デバイス材料として、非常に多くの注目を集めている半導体である〔参考文献１−２〕。
【０００３】
通常、半導体薄膜の成長にはホモエピタキシャル成長が最も望ましいが、ＩＩＩ　族窒化物半導体においては、その熱力学的な性質により、基板となり得るようなバルク単結晶の育成が極めて困難である。このため、ＩＩＩ　族窒化物薄膜の成長はヘテロエピタキシャル成長に頼らざるを得ない。
【０００４】
しかしながら、従来、窒素ガリウム系半導体はエピタキシャル成長に適した基板がなく、大きな格子定数差（約１６％）や熱膨張係数差（約２５％）にもかかわらず、主に単結晶サファイア基板（α−Ａｌ２　Ｏ３　）が使用されてきた。サファイア以外の基板としては、基板自体に導電性があるＳｉＣ基板や、未だ良質な薄膜の成長は難しいが基板材料として魅力的な、酸化物単結晶基板、Ｓｉ基板、ＧａＡｓ基板、ＩｎＰ基板などが挙げられる。これらは、格子整合基板、既存デバイスとの融合という点から有望視されている。
【０００５】
ＩＩＩ　族窒化物の成長に関し、主に用いられる成長手法であるＭＯＣＶＤ法やＭＢＥ法において基板材料に要求される点としては、基板と薄膜の格子不整合が小さいことに加えて、８００℃以上の高温でも安定であること、化学的に安定であることなどが挙げられる。なぜならば、ＩＩＩ　族窒化物の成長は９００℃〜１０００℃以上もの高温下で行われ、さらに窒素源としてＮ２　プラズマやアンモニアなどが使用されているからである。
【０００６】
Ｓｉ基板やＧａＡｓ基板は、デバイス融合の観点から非常に魅力的な基板材料であるものの、その熱的不安定性および化学的不安定性から、薄膜成長前に雰囲気ガスと反応して界面窒化層が生じるため、従来のＭＯＣＶＤ法、ＭＢＥ法では、良質なエピタキシャル成長が困難であった。
【０００７】
また、ＬｉＧａＯ２　やＭｇＡｌＯ３　などの酸化物基板は、ＩＩＩ　族窒化物と非常に格子マッチが良い（格子ミスマッチは１％以下）ものの、水素による還元や窒素源による窒化が問題となり、やはり成長前に基板材料そのものが分解してしまうなど、良質なＩＩＩ　族窒化物の成長は困難を極める。
【０００８】
したがって、現在のところ、その結晶品質においてサファイアを越える基板はない。サファイア基板は、格子不整合は約１６％と大きいが、熱的安定性・化学的安定性があり、現在では低温バッファ層の利用による結晶性向上など、成長技術がある程度確立された基板材料である。
【０００９】
しかしながら、サファイアには、▲１▼絶縁体でありデバイス構造工程が複雑になる、▲２▼非常に硬く加工が容易でない、▲３▼レーザー作製時に劈開面が利用できない、▲４▼大面積基板が得られないなど、デバイス作製やコスト面において不利な点を多数有している。従って、サファイアに代わる新しい基板の探索は、現在でも最も重要な課題の一つと考えられている。
【００１０】
なお、本願発明者らは半導体薄膜材料、薄膜光電変換素子材料等の分野、特にＩＩＩ　−Ｖ族半導体単結晶材料の分野で、従来使用されてきた単結晶Ｓｉ、ＧａＡｓに代わって方向性Ｓｉ鋼板を基板材料とした単結晶薄膜の生成に関する提案を行っており、既に特開平２００１−３０２３８８号として出願している。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、従来の技術では安定して良質のヘテロエピタキシャル成長を得るのは困難であった。
【００１２】
例えば、｛１００｝〈００１〉方向性Ｓｉ鋼基板上に、砒素化ガリウム（ＧａＡｓ）薄膜を、ヘテロエピタキシャル成長させる場合、基板を研磨し、洗浄した後に、ＭＢＥ（Ｍｏｌｅｃｕｌａｒ　Ｂｅａｍ　Ｅｐｉｔａｘｙ）結晶成長装置（分子線エピタキシー装置）によって結晶成長を行うようにしていた。
【００１３】
そこで、本願発明者らは、従来とはまったく様式を異にする、レーザーＭＢＥ法（Ｐｕｌｓｅｄ　ｌａｓｅｒ　ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ：ＰＬＤ法）という成長手法に着目した。レーザーＭＢＥ法は、窒素源として窒素ガスを用いるために、窒素雰囲気中での窒化物の成長が可能であり、従来技術で問題となっている成長前の基板表面の窒化反応が抑えられる。そのため、従来技術では用いることの出来なかった基板上へも、良質なＩＩＩ　族窒化物薄膜が成長可能になるのではないかと考えた。すでに、本願発明者は、（Ｌａ，Ｓｒ）（Ａｌ，Ｔａ）Ｏ３　（ＬＳＡＴ）基板、Ｍｎ−Ｚｎフェライト基板、Ｓｉ基板上へのＩＩＩ　族窒化物の成長を試みている〔参考文献３−５〕。
【００１４】
表１に各種基板およびＡｌＮ、ＧａＮの格子定数、熱膨張係数を示す。
【００１５】
【表１】
2004063834.tif 000003
【００１６】
表１から分かるように、サファイア基板に比べ、ＬＳＡＴやフェライト基板とＩＩＩ　族窒化物の格子ミスマッチは小さい。これらの基板上に、レーザーＭＢＥ法を用いてＩＩＩ　族窒化物の成長を行ったところ、窒化層の存在しない、急峻な界面の作製が可能であることが分かった。
【００１７】
このようにして、本願発明者らは、レーザーＭＢＥ法を用いて種々の基板上へのＩＩＩ　族窒化物の成長可能性を調べてきたが、本発明では、サファイア基板に代わる基板として、特に、変圧器材料として広く使われている電磁鋼板（Ｆｅ０．９７Ｓｉ０．０３）に着目した。電磁鋼板は、高い配向性を持ち、ＧａＮとの格子ミスマッチもサファイア基板と比べ小さい（約７〜８％）ために、成長基板として使用できる可能性を持っている。
【００１８】
また、価格はサファイアの１／１００以下であり、コスト面で優れたパフォーマンスを持つ。更には、数ｍ大に及ぶ大面積基板を得ることができ、従来技術では不可能であった大面積軽量ＬＥＤ壁掛けテレビ等の、大面積発光デバイスが実現できると考えられる。
【００１９】
また、実際のデバイス利用において、その品質向上のためには薄膜表面のデバイス領域における結晶構造の解析が必要不可欠であることから、レーザーＭＢＥ法により種々の基板上に成長したＩＩＩ　族窒化物薄膜に対して、放射光を利用したＧ−ＧＩＸＤ解析を行い、レーザーＭＢＥ法により成長したＩＩＩ　族窒化物薄膜の成長初期過程における歪みと、転位導入のプロセスの解明を行った。
【００２０】
すなわち、本発明は、原子レベルで平坦化された基板上にレーザーＭＢＥ装置を用いることにより、電磁鋼板上に良質な単結晶薄膜を成長させることができる、電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法及びその単結晶薄膜装置を提供することを目的とする。
【００２１】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記目的を達成するために、
〔１〕電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法において、電磁鋼基板表面にコロイダルシリカによるＣＭＰ基板研磨と、この基板の超高真空中でのアニールを施し、前記基板上に原子レベルで平坦な結晶表面を形成し、この平坦な結晶表面の酸化膜を熱処理により除去し、レーザーＭＢＥ法により、前記原子レベルで平坦化された基板上にターゲットを用いたＩＩＩ　族窒化物を成長させることを特徴とする。
【００２２】
〔２〕上記〔１〕記載の電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法において、前記工程（ｂ）における熱処理温度を７００℃以上１１００℃以下にすることを特徴とする。
【００２３】
〔３〕上記〔１〕又は〔２〕記載の電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法において、前記ＩＩＩ　族窒化物としてＡｌＮ層を成長させることを特徴とする。
【００２４】
〔４〕上記〔３〕記載の電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法において、前記ＡｌＮ層の成長窒素圧力を１０ｍＴｏｒｒ以下にすることを特徴とする。
【００２５】
〔５〕上記〔３〕記載の電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法において、前記ＡｌＮ層の成長温度を７００℃以上１１００℃以下にすることを特徴とする。
【００２６】
〔６〕上記〔１〕又は〔２〕記載の電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法において、前記ＩＩＩ　族窒化物としてＡｌＮ層をバッファ層とするＧａＮ層を成長させることを特徴とする。
【００２７】
〔７〕上記〔６〕記載の電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法において、前記ＧａＮ層を液体Ｇａメタルターゲットを用いて成長させることを特徴とする。
【００２８】
〔８〕上記〔６〕記載の電磁鋼基板上への単結晶薄膜生成方法において、前記ＡｌＮ層は低温ＡｌＮバッファ層を成長後、その上に高温ＡｌＮバッファ層を成長させることを特徴とする。
【００２９】
〔９〕電磁鋼基板上に生成される単結晶薄膜装置において、電磁鋼基板表面にコロイダルシリカによるＣＭＰ基板研磨と、前記基板の超高真空アニールを施し、前記基板上に原子レベルで平坦な結晶表面を形成する手段と、この平坦な結晶表面の酸化膜を熱処理により除去する手段と、レーザーＭＢＥ法により、前記原子レベルで平坦化された基板上にターゲットを用いたＩＩＩ　族窒化物を成長させる手段とを具備することを特徴とする。
【００３０】
〔１０〕上記〔９〕記載の電磁鋼基板上に生成される単結晶薄膜装置において、前記ＩＩＩ　族窒化物はＡｌＮ層であることを特徴とする。
【００３１】
〔１１〕上記〔９〕記載の電磁鋼基板上に生成される単結晶薄膜装置において、前記ＩＩＩ　族窒化物はＡｌＮ層をバッファ層とするＧａＮ層であることを特徴とする。
【００３２】
〔１２〕上記〔１１〕記載の電磁鋼基板上に生成される単結晶薄膜装置において、前記ＡｌＮ層は低温ＡｌＮバッファ層と高温ＡｌＮバッファ層とを有することを特徴とする。
【００３３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態について説明する。
【００３４】
電磁鋼板上への単結晶薄膜生成方法について順次説明する。
【００３５】
まず、基板の処理について説明する。
【００３６】
図１は本発明の実施例を示す基板の研磨装置の模式図、図２はその基板の研磨のフローチャートである。
【００３７】
この図において、１は電磁鋼（Ｆｅ０．９７Ｓｉ０．０３）基板、２はその電磁鋼基板１の保持具、３は研磨板、４はコロイダルシリカ容器、５はコロイダルシリカ供給ノズル、６はコロイダルシリカである。
【００３８】
この装置によって、電磁鋼基板１の保持具２と研磨板３を回転させ、コロイダルシリカ６による電磁鋼基板１の化学機械的研磨を行った後に、超高真空中（１０−９Ｔｏｒｒ）でのアニールを行い、電磁鋼基板１を原子レベルで平坦化する。
【００３９】
以下、その処理を図２を参照しながら詳細に説明する。
【００４０】
（１）まず、粒径３．０μｍのダイアモンドスラリーと溝付き銅板を用いた荒研磨を行う。この過程で基板の平面出しを行う。次に、超純水で軽く洗浄した後、アセトンで基板表面のワックスなどの汚れを拭き取る。さらに、２０秒ほど超純水で超音波洗浄する（ステップＳ１）。
【００４１】
（２）次に、粒径０．５μｍのダイアモンドスラリーと研磨布を用いてラッピングを行う。研磨後はステップＳ１と同様に、超純水で軽く洗浄した後、アセトンで基板表面を軽く拭き、２０秒ほど超純水で超音波洗浄を行う（ステップＳ２）。
【００４２】
（３）次に、コロイダルシリカ（ｐＨ９．８）を用いてＣＭＰ（化学機械的研磨）を行う。このＣＭＰは、あまり長時間行うと基板表面がアルカリに侵されてダメージを受けるので、５分間程度が適切である。また、シリカ微粒子が凝集し易いので、研磨後は十分に純水でリンスする。研磨後に超音波洗浄を行うと、細かなピットが形成されるので、ここでは超音波洗浄は行わない（ステップＳ３）。
【００４３】
（４）最後に、超高真空中（１０−９Ｔｏｒｒ）でのアニールを行う（ステップＳ４）。
【００４４】
なお、図３は研磨前の基板表面のＡＦＭ像、図４は研磨後の基板表面のＡＦＭ像であり、これらの図から明らかなように、コロイダルシリカ研磨後、表面粗さのＲＭＳ値は３．４２ｎｍから０．１４ｎｍへと大きく減少した。
【００４５】
なお、電磁鋼板の場合、５５０℃から６５０℃の間で熱処理をすることによって有機汚染物質を除去することができる。
【００４６】
また、鉄板（金属板）の場合はＳｉ原子を吹き付けることによっても表面の酸化層をＳｉＯの形で除去できる。
【００４７】
図５はＭＢＥチャンバにおける超高真空中でのアニール前の基板表面のＲＨＥＥＤ（Ｒｅｆｌｅｃｔｉｖｅ　Ｈｉｇｈ　Ｅｎｅｒｇｙ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ；反射高エネルギー電子線回折）パターンを示す図、図６はＭＢＥチャンバにおける超高真空中での６００℃アニール後の基板表面のＲＨＥＥＤパターンを示す図であり、これらの図からも、基板表面の原子レベルでの平坦化（平均粗さ１０Å以下）に成功したことが分かる。
【００４８】
次に、電磁鋼基板上へのＡｌＮ薄膜の成長について説明する。
【００４９】
まず、電磁鋼基板上へのＡｌＮ薄膜の成長させる前に、平坦な結晶表面の酸化膜を熱処理により除去する。特に、電磁鋼基板の場合は、その表面に酸化膜が生成するので、その酸化膜を除去する。その場合、熱処理温度を７００℃以上１１００℃以下にすることが望ましい。
【００５０】
図７は電磁鋼表面上のＸＰＳ（光電子分光：詳細は後述）スペクトルの加熱温度依存特性図、図８は電磁鋼表面上の（ＸＰＳ）スペクトル（Ｆｅ２Ｐ）の加熱温度依存特性図、図９は電磁鋼表面上の（ＸＰＳ）スペクトル（Ｓｉ２Ｐ）の加熱温度依存特性図であり、それぞれ横軸に結合エネルギー（ｅＶ）、縦軸にカウントを示している。
【００５１】
図７から明らかなように、熱処理温度が２００℃（ａ）乃至６００℃（ｂ）では電磁鋼上に酸素（Ｏ１ｓ）が存在しているが、熱処理温度が１０００℃（ｃ）になると酸素（Ｏ１ｓ）が消えていることが分かる。
【００５２】
また、図８から明らかなように、熱処理温度が２００℃（ａ）では電磁鋼の表面は鉄の酸化物で覆われている。また、熱処理温度が６００℃（ｂ）では電磁鋼の表面にＳｉが析出してＳｉＯ２　で覆われているが、熱処理温度が１０００℃（ｃ）では２ＳｉＯ２　→２ＳｉＯ↑＋Ｏ２　↑として酸化膜（２ＳｉＯ２　）が除去されていることが分かる。
【００５３】
更に、図９から明らかなように、熱処理温度が６００℃（ｂ）では電磁鋼の表面にＳｉＯ２　が生成されているが、熱処理温度が１０００℃（ｃ）では電磁鋼の表面にＳｉＯ２　が除去されていることが分かる。
【００５４】
以上のことから、熱処理温度を７００℃以上１１００℃以下にすることにより、電磁鋼の表面の酸化膜を除去することができる。
【００５５】
そこで、電磁鋼基板上へのＡｌＮ薄膜の成長に戻る。
【００５６】
ＰＬＤ法では、２０〜３０ｎｓのパルス幅を持ったレーザー光をレンズによって、０．１〜１０Ｊ／ｃｍ２　のエネルギー密度に集光し、入射窓を通して、真空チャンバ内のターゲットにフォーカスし、固体ターゲット表面の約１０ｎｍを蒸発、アブレートする。放出される１０〜１００ｅＶのエネルギーを持った中性原子、分子、イオン等の粒子は、プルームと呼ばれる発光柱を形成し、対向する適度に加熱された基板上に凝縮し、薄膜を形成する。このＰＬＤ法は、装置構成が簡単で、真空チャンバ内に加熱蒸発源やプラズマ発生装置などを含まないので、クリーンな成膜雰囲気が得られ、ターゲットを交換するだけで、ヘテロ構造や超格子を容易に形成できる。
【００５７】
本発明で使用したレーザーＭＢＥ法に関しては、ＫｒＦエキシマレーザー（λ＝２４８ｎｍ、τ＝２０ｎｓｅｃ）を励起源としており、これをターゲットに照射すると、プルームと呼ばれる一種のプラズマの非平衡場が生じる。このプルーム中に存在するレーザーによってアブレートされた粒子群は、極めて高い運動エネルギー（〜１０ｅＶ）を持つ。これが、レーザーＭＢＥの特徴を決めている一つの要因である。非常に高いエネルギーをもつ非平衡場であるため、いかに不活性なＮ２　であっても分解し、膜中に取り込まれることになる。その程度はガスの圧力にもよるが、ＧａＮの場合には約１０ｍＴｏｒｒで組成が保たれる（参考文献〔８〕）。
【００５８】
図１０は本発明の実施例を示すレーザーＭＢＥ装置の模式図である。
【００５９】
この図において、１０はチャンバ、１１はターゲット（ここではＡｌＮ焼結体であるが、以降のプロセスではＧａＮ焼結体や液体Ｇａメタル）、１２は電磁鋼基板、１３は加熱装置、１４はＫｒＦエキシマレーザー（２４８ｎｍ，３Ｊ／ｃｍ２　、２−１５Ｈｚ）、１５はスクリーン、１６はＲＨＥＥＤ装置、１７，１８はＴＭＰ（Ｔｕｒｂｏ　Ｍｏｌｅｃｕｌａｒ　Ｐｕｍｐ）、１９はＮ２　ガス源である。
【００６０】
このＰＬＤチャンバはまた、超高真空中で光電子分光（ＸＰＳ）装置、ＩＩＩ　−Ｖ族化合物半導体作製用分子線エピタキシー（ＭＢＥ）装置に連結されており、窒化物とＧａＡｓなどの多層構造の作製、および、化学結合状態解析による、試料表面および界面状態の評価が可能である。レーザーＭＢＥ装置のベースプレッシャーは１．０〜２．０×１０−９Ｔｏｒｒ程度となっている。
【００６１】
そこで、平坦化処理を行った電磁鋼基板１２に対して図１０に示すレーザーＭＢＥ装置を用いて、ＡｌＮ薄膜の成長を行った。成長条件は、基板温度６００℃、窒素分圧１０ｍＴｏｒｒ、レーザーパルス周波数１０Ｈｚである。ターゲットにはＡｌＮ焼結体（純度９９．９９％）を用い、約５０ｎｍの薄膜成長を行った後にＲＨＥＥＤ観察を行ったところ、ストリーク状のパターンが観察された。
【００６２】
図１１は本発明の実施例を示すＡｌＮ薄膜成長を行った後のＲＨＥＥＤ像を示す図である。
【００６３】
この図から分かるように、このストリーク状のパターンはｈｅｘａｇｏｎａｌ−ＡｌＮ（０００１）面からのＲＨＥＥＤ像であり、更に、電子線の入射方向を変えた時のパターン変化から、Ｆｅ（１１０）基板上にはｈｅｘａｇｏｎａｌ−ＡｌＮ（０００１）が成長していることが明らかになった。
【００６４】
なお、ＭＢＥや、ＰＬＤ法において、試料表面のその場観察技術としてよく用いられている評価技術の中でも、最も一般的に用いられているものが、反射高エネルギー電子線回折（ＲＨＥＥＤ）法がある。
【００６５】
上記した実施例では、成長チャンバにＲＨＥＥＤ装置１６を取り付け、膜の表面状態をその場（ｉｎ−ｓｉｔｕ）で観察した。反射高エネルギー電子線回折法は１０〜５０ｋＶに加速した電子ビームを基板表面に浅い角度（１〜２°）で入射させ、表面原子によって反射回折された電子ビームを蛍光スクリーンに投影して回折像を得ることによって結晶の表面状態を調べる技術で、ＭＢＥでは最も標準的なその場計測技術である。
【００６６】
電子線が本来物質と強く相互作用すること、さらに電子線を試料すれすれに入射することから、入射電子線の潜り込みは試料表面から数原子層にとどまり、したがって表面に敏感な回折像を容易にリアルタイムで得ることが出来る。さらに超高真空中におけるＲＨＥＥＤ装置配置の自由度から、ＭＢＥ薄膜成長過程におけるその場観察が可能となる。
【００６７】
また、光電子分光法（ＸＰＳ）は代表的な表面分析法の一つで、固体の表面から数ｎｍの深さ領域に関する元素および化学結合状態の分析に用いる。また、Ａｒイオンなどでエッチングを行いながら測定することにより、最表面の汚染物を除去した面や、サブミクロンオーダーまでの深さ方向分析が可能である。Ｘ線光電子分析とイオンスパッタリングを交互に繰り返し、スペクトルの変化を追跡することで、試料の深さ方向における組成変化の情報を得ることができる。
【００６８】
試料は真空中で安定なものであれば何でも分析できるが、ほとんどの場合は固体試料である。金属、半導体、セラミックス、高分子材料など幅広い対象に用いられているが、絶縁物の場合は測定中に試料が帯電するため、低速電子を照射するなどの工夫が必要である。
【００６９】
また、高分子などはＸ線で損傷する場合があり、分析には注意が必要となる。特にハロゲンや窒素などいわゆるヘテロ元素を含む試料では測定中にこれらの元素が脱離したり、化学状態が変化したりする場合が多々あるので十分注意が必要である。必要に応じ試料を冷却して測定する場合もある。
【００７０】
半導体結晶のヘテロエピタキシャル成長における基板とエピタキシャル膜の界面の急峻性は、デバイスへの応用を考えた場合非常に重要になってくる。そこで、成長したサンプルについて界面の状態を調べていくとともに、成長の初期過程について詳しく研究を進めるため、ＸＰＳを用いることができる。
【００７１】
さらに、ＩＩＩ　族窒化物などの薄膜材料において、その構造解析は非常に重要な事項であり、これはＸ線回折（ＸＲＤ、ＧＩＸＤ）などを用いることができる。
【００７２】
また、Ｘ線反射率測定（ＧＩＸＲ）では、Ｘ線を物質に入射した際に、可視光と同様に試料の表面で起こる反射、屈折などの物理現象を利用して、Ｘ線を試料表面すれすれに入射させてＸ線の全反射を起こし、その入射角度を少しずつ変化させることによって現れるＸ線反射の干渉パターンを理論的にフィッティングすることにより、試料の密度、膜厚、表面および界面粗さなどを調べる。
【００７３】
このように、原子レベルで平坦化した基板上にｃ軸配向性の高い物質を積む。代表例がＡｌＮやＡｌＧａＮ〔この他六方晶材料（ＺｎＯ等）も候補〕であり、ＰＬＤＭＢＥ法により、基板表面を荒らさずに良質な薄膜をつけることができた。
【００７４】
この場合、以下の点が特筆される。
【００７５】
１．ＰＬＤ法による成長の場合、成長窒素圧力を１０ｍＴｏｒｒ以下にすることによって、Ａｌ極性を有する良質なバッファ層の作成が可能となった。
【００７６】
２．ＰＬＤ法で成長温度を７００℃以上１１００℃以下にすることによって、良質な結晶性を持つＡｌＮを得ることができた。
【００７７】
３．電磁鋼基板のように低温に保ちたいサンプルはＰＬＤ法で６００℃の低温バッファ層を積み、さらにその上に結晶性の高いＡｌＮバッファ層を高温で積むのが望ましい。
【００７８】
４．ＸＰＳ法を用いて、ＡｌＮバッファ層が下地基板材料原子の半導体薄膜中への拡散を抑制していることを確認した。
【００７９】
次に、上記したＡｌＮ薄膜をバッファ層としたＧａＮ発光素子について説明する。
【００８０】
図１０に示したレーザーＭＢＥ装置を用いてＡｌＮ薄膜をバッファ層としたＧａＮ薄膜の製造方法について説明する。
【００８１】
ここでは、ターゲットにＡｌＮ焼結体（パウダー）およびＧａＮ焼結体（パウダー）を用いて、ＡｌＮ薄膜をバッファ層としてＧａＮ薄膜の成長を行った。ＡｌＮおよびＧａＮ薄膜の成長条件を表２に示す。
【００８２】
【表２】
2004063834.tif 000004
【００８３】
図１２は本発明の実施例を示すＧａＮ成長後のＲＨＥＥＤ像を示す図である。
【００８４】
この図から明らかなように、スポット状のパターンが見られることから、ＧａＮ薄膜の成長モードは３次元成長であると考えられる。成長後、ＡＦＭによる表面観察を行った。
【００８５】
その結果を図１３に示す。これによれば、島状の構造が見られ、表面粗さを表すＲＭＳ値はおよそ４．２ｎｍであった。この結果は、ＲＨＥＥＤによる観察の結果と一致している。表面に見られるクラック状のものは、研磨段階における基板表面の研磨傷によるものと思われる。
【００８６】
図１４は成膜後のＸＲＤおよびＧＩＸＤ測定の結果を示す図であり、図１４（ａ）はＸＲＤ測定、図１４（ｂ）はＧＩＸＤ測定結果をそれぞれ示している。
【００８７】
それぞれｈｅｘａｇｏｎａｌ−ＡｌＮおよびＧａＮからのピークしか見られないことから、単結晶薄膜が得られたことが分る。
【００８８】
また、それぞれのピーク位置より、基板と薄膜のアライメントは〔１１０〕Ｆｅ／／〔０００１〕ＡｌＮ　，　ＧａＮ　および〔００１〕Ｆｅ／／〔１１−２０〕ＡｌＮ　，　ＧａＮ　であることが分かった。
【００８９】
この結晶配向における基板とＧａＮの原子配列を図１５に示す。この図から格子のミスマッチは〔００１〕方向に８％、〔１１０〕方向に７％と比較的小さいことが分かる。
【００９０】
更に、図１６に本発明の実施例を示すサンプルを面内で回転したφスキャン図を示す。この図に示すように明瞭な６回対称性が見られることから、成長した薄膜はキュービック層などの存在しない良質なｈｅｘａｇｏｎａｌ単結晶薄膜であることが分かる。
【００９１】
次に、液体Ｇａメタルターゲットを用いたＧａＮ成長について説明する。
【００９２】
これまで作製したＧａＮ薄膜において、光学特性に関しては、それほど良い結果は得られなかった。これは、ターゲットとするＧａＮ焼結体には、焼結の際にＯ２　などが混入するために、成長したＧａＮ薄膜中でもこのＯ２　が不純物となり、それが非発光中心となるために良質な光学特性が得られないのではないかと考えられる。実際に、ＸＰＳ測定によって、薄膜中にＯ２　が存在しているという研究結果も得られている。そこで、ＧａＮ薄膜の純度を上げるために、液体Ｇａメタルターゲットを用いたＧａＮ成長を試みた。各種成長条件を表３に示す。
【００９３】
【表３】
2004063834.tif 000005
【００９４】
ＧａＮ薄膜成長後のＲＨＥＥＤ像を図１７に示す。
【００９５】
この図に示すように、焼結体ＧａＮターゲットを用いたときと異なり、ストリーク状のＲＨＥＥＤパターンが見られる。つまり、成長は２次元的に進んでいると考えられる。
【００９６】
更に、ＧａＮの膜質を向上させるためには、ＡｌＮバッファ層の成長最適化が必要と考え、ＡｌＮバッファ層の成長温度を変えてＡｌＮおよびＧａＮの成長を試みた。表４にそれぞれの成長条件を示す。
【００９７】
【表４】
2004063834.tif 000006
【００９８】
図１８にそれぞれ成長温度を変えてＡｌＮバッファ層およびＧａＮ層を成長した後のＲＨＥＥＤ観察の結果を示す。この図１８には１段式ホルダを用いて成長を行った結果を示しており、より高温で成長したＧａＮの方が結晶性が向上していることが分かる。
【００９９】
図１９にそれぞれの試料に対する室温でのＰＬスペクトルを示す。
【０１００】
薄膜の結晶性は向上していると考えられるにも関わらず、図１９から分かるように、どの試料に関してもバンド端遷移に起因する発光は見られなかった。また、１段式ホルダを用いて作製した試料からはＹｅｌｌｏｗ発光が見られたが、２段式ホルダを用いて作製した試料からは、まったく発光が見られなかった。このことから、予想では高温であればあるほど成長に適していると考えられたＧａＮ薄膜が、実際はあまり高温で成長すると光学特性が悪くなってしまうことが分かった。
【０１０１】
次に、低温ＡｌＮバッファ層および高温ＡｌＮバッファ層を用いたＧａＮ成長について説明する。
【０１０２】
更なるＧａＮの結晶品質向上のために、基板とＧａＮ薄膜間のＡｌＮバッファ層の結晶品質が重要であると考え、これまで低温で成長していたＡｌＮ層に加え、それに続いて高温ＡｌＮ層を成長させ、その２層をバッファ層としてＧａＮを成長させることを試みた。
【０１０３】
すなわち、図２０に示すように、電磁鋼基板２１、低温（５３５℃）ＡｌＮバッファ層２２、高温（７００℃）ＡｌＮバッファ層２３、ＧａＮ層２４からなる単結晶薄膜装置２０（発光素子）を得た。それぞれの成長条件を表５に示す。ホルダには、これまでの実験を踏まえて、１段式ホルダを用いた。
【０１０４】
【表５】
2004063834.tif 000007
【０１０５】
図２１に低温ＡｌＮバッファ層および、高温ＡｌＮバッファ層からのＲＨＥＥＤ像を示す。
【０１０６】
この図において低温ＡｌＮバッファ層からのＲＨＥＥＤ像はやや拡散しており、ダブルドメイン層の混在も見られるが、高温ＡｌＮバッファ層成長後にはコントラストが良く、ｈｅｘａｇｏｎａｌ−ＡｌＮ層のみに起因する明瞭なＲＨＥＥＤ像が観察された。
【０１０７】
更に、この高温ＡｌＮバッファ層上にＧａＮ薄膜を成長した後のＲＨＥＥＤ像を図２２に示す。
【０１０８】
この図から分かるように、低温バッファ層上に成長したＧａＮには若干見られたようなリングパターンやダブルドメインの混在が２段バッファ層、つまり低温ＡｌＮバッファ層および高温ＡｌＮバッファ層では、ほとんど見られず、非常に明瞭なストリーク状のパターンを示している。
【０１０９】
図２３にこの試料の室温におけるＰＬスペクトルを示す。
【０１１０】
この図からバンド端遷移を起源とする、強い発光が見られ、ピークの半値幅は約２００ｍｅＶであることが分かった。このことから、低温ＡｌＮバッファ層および高温ＡｌＮバッファ層の利用によって、発光特性が大きく向上したことが分かった。また、このピーク半値幅は、ＰＬＤ法を用いて成長したサファイア上のＧａＮの半値幅に匹敵するものであり、従って、電磁鋼板がサファイア基板に代わる基板となり得ることが証明されたといえよう。
【０１１１】
上記したように、本発明の実施例では、レーザーＭＢＥ法により、電磁鋼基板上に高品質なＩＩＩ　族窒化物薄膜の成長を行うようにしたので、グレインサイズを数ｍにまで巨大にでき、大面積基板が得られる。また、価格がサファイヤの１／１００以下である。
【０１１２】
その用途としては、大面積の軽量ディスプレイや高効率ＬＥＤ照明装置等があり、それらを低コストで実現することができる。
【０１１３】
また、上記実施例では、レーザーＭＢＥ法によるＩＩＩ　族窒化物薄膜の成長について述べたが、工夫すれば、ＭＢＥ法によってもＩＩＩ　族窒化物薄膜を成長させることができる。
【０１１４】
なお、本発明は上記実施例に限定されるものではなく、本発明の趣旨に基づいて種々の変形が可能であり、これらを本発明の範囲から排除するものではない。
【０１１５】
【発明の効果】
以上、詳細に説明したように、本発明によれば、以下のような効果を奏することができる。
【０１１６】
（Ａ）原子レベルに平坦化した電磁鋼基板上にＰＬＤ法により良質なＩＩＩ　族窒化物薄膜をエピタキシャル成長することができるために、低価格で大面積の単結晶薄膜基板が得られ、大面積の太陽電池やディスプレイへの応用展開の道が開けた。また、Ｆｅ（１１０）上に成長したＧａＮ薄膜からは、室温で強いバンド端発光が見られることから、電磁鋼板がサファイア基板に代わる基板となり得ることが明らかになった。
【０１１７】
（Ｂ）ＰＬＤ法による成長の場合、成長窒素圧力を１０ｍＴｏｒｒ以下にすることによってＡｌ極性を有する良質なバッファ層の作成が可能となる。
【０１１８】
（Ｃ）ＰＬＤ法による成長温度を７００℃以上１１００℃以下にすることによって良質な結晶性を持つＡｌＮを得ることができる。
【０１１９】
（Ｄ）電磁鋼基板のように低温に保ちたいサンプルはＰＬＤ法で６００℃の低温ＡｌＮバッファ層を積み、さらにその上に結晶性の高いＡｌＮバッファ層を高温で積むことにより、良質なＩＩＩ　族窒化物薄膜をエピタキシャル成長することができ、室温でのバンド端遷移を起源とする強い発光が見られた。ピークの半値幅は狭く、約２００ｍｅＶであることが分かった。
【０１２０】
（Ｅ）ＸＰＳ法を用いて調べた結果、ＡｌＮバッファ層が下地基板材料原子の半導体薄膜中への拡散を抑制していることが明らかになった。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例を示す基板の研磨装置の模式図である。
【図２】本発明の実施例を示す基板の研磨のフローチャートである。
【図３】本発明の実施例を示す研磨前の電磁鋼基板表面のＡＦＭ像を示す図である。
【図４】本発明の実施例を示す研磨後の電磁鋼基板表面のＡＦＭ像を示す図である。
【図５】本発明の実施例を示すＭＢＥチャンバにおける超高真空中でのアニール前の基板表面のＲＨＥＥＤパターンを示す図である。
【図６】本発明の実施例を示すＭＢＥチャンバにおける超高真空中での６００℃アニール後の基板表面のＲＨＥＥＤパターンを示す図である。
【図７】本発明にかかる電磁鋼表面上のＸＰＳ（光電子分光：詳細は後述）スペクトルの加熱温度依存特性図である。
【図８】本発明にかかる電磁鋼表面上の（ＸＰＳ）スペクトル（Ｆｅ２Ｐ）の加熱温度依存特性図である。
【図９】本発明にかかる電磁鋼表面上の（ＸＰＳ）スペクトル（Ｓｉ２Ｐ）の加熱温度依存特性図である。
【図１０】本発明の実施例を示すレーザーＭＢＥ装置の模式図である。
【図１１】本発明の実施例を示すＡｌＮ薄膜成長を行った後のＲＨＥＥＤ像を示す図である。
【図１２】本発明の実施例を示すＧａＮ成長後のＲＨＥＥＤ像を示す図である。
【図１３】本発明の実施例を示すＧａＮ成長後のＡＦＭによる表面観察を行った結果を示す図である。
【図１４】本発明の実施例を示すＧａＮ成膜後のＸＲＤおよびＧＩＸＤ測定の結果を示す図である。
【図１５】本発明の実施例を示す結晶配向における基板とＧａＮの原子配列を示す図である。
【図１６】本発明の実施例を示すサンプルを面内で回転したφスキャン図である。
【図１７】本発明の実施例を示す液体Ｇａメタルターゲットを用いたＧａＮ成長後のＲＨＥＥＤ像を示す図である。
【図１８】本発明の実施例を示す成長温度を変えてＡｌＮバッファ層およびＧａＮ層を成長した後のＲＨＥＥＤ観察の結果を示す図である。
【図１９】本発明の実施例を示すそれぞれの試料に対する室温でのＰＬスペクトルを示す図である。
【図２０】本発明の実施例を示す２段ＡｌＮバッファ層を有する単結晶薄膜装置の構成図である。
【図２１】本発明の実施例を示す低温ＡｌＮバッファ層および高温ＡｌＮバッファ層からのＲＨＥＥＤ像を示す図である。
【図２２】本発明の実施例を示す低温ＡｌＮバッファ層上に形成された高温ＡｌＮバッファ層上にＧａＮ薄膜を成長した後のＲＨＥＥＤ像を示す図である。
【図２３】本発明の実施例を示す低温ＡｌＮバッファ層上に形成された高温ＡｌＮバッファ層上にＧａＮ薄膜を成長した試料の室温におけるＰＬスペクトルを示す図である。
【符号の説明】
１，１２，２１　　電磁鋼（Ｆｅ０．９７Ｓｉ０．０３）基板
２　　電磁鋼基板の保持具
３　　研磨板
４　　コロイダルシリカ容器
５　　コロイダルシリカ供給ノズル
６　　コロイダルシリカ
１０　　チャンバ
１１　　ターゲット（ＡｌＮ焼結体，ＧａＮ焼結体，液体Ｇａメタル）
１３　　加熱装置
１４　　ＫｒＦエキシマレーザー
１５　　スクリーン
１６　　ＲＨＥＥＤ装置
１７，１８　　ＴＭＰ（Ｔｕｒｂｏ　Ｍｏｌｅｃｕｌａｒ　Ｐｕｍｐ）
１９　　Ｎ２　ガス源
２０　　単結晶薄膜装置（発光素子）
２２　　低温ＡｌＮバッファ層
２３　　高温ＡｌＮバッファ層
２４　　ＧａＮ層
【図１】
2004063834.tif 000008
【図２】
2004063834.tif 000009
【図３】
2004063834.tif 000010
【図４】
2004063834.tif 000011
【図５】
2004063834.tif 000012
【図６】
2004063834.tif 000013
【図７】
2004063834.tif 000014
【図８】
2004063834.tif 000015
【図９】
2004063834.tif 000016
【図１０】
2004063834.tif 000017
【図１１】
2004063834.tif 000018
【図１２】
2004063834.tif 000019
【図１３】
2004063834.tif 000020
【図１４】
2004063834.tif 000021
【図１５】
2004063834.tif 000022
【図１６】
2004063834.tif 000023
【図１７】
2004063834.tif 000024
【図１８】
2004063834.tif 000025
【図１９】
2004063834.tif 000026
【図２０】
2004063834.tif 000027
【図２１】
2004063834.tif 000028
【図２２】
2004063834.tif 000029
【図２３】
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