CN101441999A

CN101441999A - 半绝缘氮化物半导体衬底及其制造方法、氮化物半导体外延衬底和场效应晶体管

Info

Publication number: CN101441999A
Application number: CN 200810172909
Authority: CN
Inventors: 佐藤史隆; 中畑成二; 木山诚
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 2007-10-24
Filing date: 2008-10-24
Publication date: 2009-05-27
Also published as: TW200937499A; JP4985533B2; JP2009120465A; RU2008142153A

Abstract

本发明涉及一种半绝缘氮化物半导体衬底及其制造方法、氮化物半导体外延衬底和场效应晶体管，其中，制造半绝缘氮化物半导体衬底的方法包括以下步骤：在下衬底上形成掩模，在所述掩模中以250μm～2000μm的间隔Dw来排列具有10μm～100μm的宽度或直径Ds的点状或带状覆盖部分；用HVPE方法，在1040℃～ 1150℃的生长温度下，通过供应V族/III族比例R_5/3设定为1至10的III族原料气体和V族原料气体以及含有铁的气体在下衬底上生长氮化物半导体晶体；以及去除下衬底，从而获得自支撑半绝缘氮化物半导体衬底，其具有不小于1×10⁵Ωcm的比电阻和不小于100μm的厚度。由此，能获得其中翘曲较少且较不可能发生破裂的半绝缘氮化物半导体晶体衬底。

Description

半绝缘氮化物半导体衬底及其制造方法、氮化物半导体外延衬底和场效应晶体管

技术领域

本发明涉及一种半绝缘氮化物半导体衬底及其制造方法、氮化物半导体外延衬底和场效应晶体管。氮化物半导体涉及到氮化镓(GaN)、氮化铝(AlN)和氮化铟(InN)以及诸如InGaN、AlInGaN等的混合晶体。比起贴附到下衬底上的薄膜，自支撑晶体衬底是引人注意的。在此将主要讨论GaN。由于GaN具有宽带隙，因此将GaN用作发蓝光元件。

发光元件诸如发蓝光二极管和半导体激光器通常通过在蓝宝石(α-Al₂O₃)单晶衬底上外延生长例如由InGaN、GaN和AlInGaN组成的氮化物半导体薄膜晶体制造。蓝宝石具有与氮化镓相似的六方晶系。由GaN构成的C-面薄膜生长在蓝宝石C-面晶体上。

但是，蓝宝石衬底是绝缘的，且不可能从其底部表面制造n电极。此外，由于GaN的解理面不同于蓝宝石衬底的解理面，因此使用切割机械实施分离，这即费时费神又会导致芯片分离产率较低。

而且，氮化镓(GaN)与蓝宝石在晶格常数上相当不同。生长在蓝宝石衬底上的GaN晶体具有高的位错密度且其翘曲较大。在此，进行用氮化镓制造衬底晶体的尝试，以使氮化镓自身可用作衬底。由于氮化镓具有宽带隙，因此已经考虑将其作为适合用于发蓝光元件的材料。因为由发光元件中的底表面制造n电极和由顶部制造p电极很有利，因此需要高度传导的衬底。

在氮化物半导体衬底的制造中，目前已经将生长自由电子密度高的n型氮化物半导体晶体作为目标。目前，可制造具有2英寸直径的n型GaN自支撑衬底。本发明涉及取代n型氮化物半导体的半绝缘氮化物半导体的生长。

除了如宽带隙的这些特性之外，GaN在用于电子器件方面显示出卓越的特性。例如，目前大多数情况下将Si用作场效应晶体管(FET)的材料。但是，关于电子迁移率、耐压特性等，GaN半导体似乎优于Si半导体。GaN在电子迁移率和击穿电压方面都高于Si。如果FET可由GaN制造，则可以获得速度、电流和电压都高于Si的FET。如果制造诸如AlGaN/GaN的异质结，则电子将被限制在AlGaN/GaN结的界面，并且将产生在其中电子二维分布的二维电子气体。由于在产生二维气体的部分中没有散射因素，因此二维电子气体将以高速传输。本发明旨在制造用作FET用材料的氮化物半导体晶体，而不是作为常规实例中用于光学元件用的材料。

如果制造包括GaN/AlGaN薄膜的FET，则该FET将首先被制造在蓝宝石衬底上。在FET中，漏极、栅极和源极相互接近地形成在半导体层上，并且电流水平流动。即，源极、栅极和漏极应仅并排提供在上表面上，这不同于电流垂直通过衬底在其中流动的发光元件。

在FET的情况下，由于没有与后表面上n电极相关的问题出现，因此可采用绝缘蓝宝石衬底，但是仍会存在晶格不匹配的问题。此外，FET也具有成本的问题，且GaN基FET仍距离实际使用很远。

如果制造GaN-FET，则在晶格匹配方面优选通过采用GaN晶体衬底而不是蓝宝石衬底并通过形成由诸如GaN、AlGaN等组成的外延薄膜而制造。

希望采用高阻抗、半绝缘衬底而不是高传导的n型衬底作为用于FET的衬底，且这种特性与用于发光元件的常规GaN晶体衬底中所需的那些明显不同。本发明涉及制造能用于FET用衬底的半绝缘GaN衬底晶体的方法。

首先，将讨论掺杂。由GaN或InGaN组成的薄膜通常用于发蓝光元件。为了获得p型，用Mg或Zn进行掺杂。为了获得n型，用Si进行掺杂。本发明人已经首先发现应当用氧进行掺杂以获得n型GaN衬底。因此，将Si或O用作n型掺杂剂。此时必须确定用于获得半绝缘GaN晶体的掺杂剂和制造条件。

背景技术

在用于制造发光元件的蓝宝石衬底上的氮化物半导体薄膜(诸如GaN薄膜、InGaN薄膜、AlGaN薄膜等)的形成中，在很多情况下采用MOCVD(金属有机化学气相沉积)方法。由于采用了气相沉积方法，因此原料以气态形式提供。氮以氨(NH₃)的形式提供。在MOCVD方法中，III族元素以有机金属的形式提供。III族元素有机金属诸如镓和铟(三甲基镓、三乙基铟等)以及NH₃作为原料供应到加热的蓝宝石衬底上。

为了用气相沉积方法形成GaN基半导体薄膜，也经常采用HVPE(氢化物气相外延)方法。这种方法中，将含有Ga金属熔体的Ga舟提供到基座上并引入HCl以合成GaCl，其又反过来用作Ga原料。因此，GaCl和氨气可用作原料气体。

关于掺杂剂，为了制得GaN晶体半导体，用铁(Fe)进行掺杂。由于铁(Fe)在GaN晶体的带隙中形成深能级且俘获n型载流子(自由电子)，因此载流子降低。因此，GaN晶体变为半绝缘。由于GaN晶体不是完全绝缘的，因此其被描述为半绝缘，但是GaN晶体具有足够高的电阻率以用作FET用衬底。在本发明中，“半绝缘”表示具有例如至少1×10⁵Ωcm的电阻率(比电阻)。由于铁被引入气相沉积的氮化物半导体中，因此应当采用气态铁化合物。例如，采用二(环戊二烯基)铁((C₅H₅)₂Fe)、二(甲基环戊二烯基)铁((CH₃C₅H₄)₂Fe)等。

国际公开WO99/23693(以下称作专利文献1)描述了一种获得厚GaN晶体的方法，该方法采用在820℃或970℃下的MOCVD方法或者采用在970℃、1000℃、1010℃、1020℃、或1030℃下的HVPE方法，通过在有贴附的掩模的GaAs衬底上形成GaN缓冲层和通过在C面被保持的GaAs衬底上生长GaN晶体，所述掩模具有1～5μm的窗口直径和4μm～10μm的窗口节距。

在专利文献1中，采用包括小窗口的掩模。图1是示出在下衬底1上形成的示例性掩模3的平面图。在掩模3中，大量小窗口3w规则排列在大的涂层部分(涉及到用其覆盖下衬底的掩模的一部分；以下将类似地理解)中。下衬底1通过窗口3w暴露出来。掩模3覆盖部分的面积大于掩模3中开口(窗口3w)的面积。

将参考图2A～2G描述在使用掩模方法的晶体生长期间位错降低的原理。图2A～2G是显示使用掩模方法的晶体生长步骤的截面图。如图2A所示，掩模3使得掩模材料形成在下衬底1上，且规则地提供小窗口3w。如图2B所示，气相沉积氮化镓以仅在窗口3w中获得氮化镓晶体5。在晶体5和下衬底1之间的边界处产生向上蜿蜒前进的大量位错5t。

当生长进一交错行时，如图2C所示，在窗口3w中的一部分晶体5在掩模3上行进并在掩模3上方横向延伸。由于晶体5横向生长，因此位错5t也横向延伸。侧表面用作具有低密勒指数的小面(facet)5f。如图2D所示，晶体5向上和在横向方向延伸且形成截锥形。截锥形的上表面是C面5c。如图2E所示，从一个窗口3w延伸的晶体5和从与其相邻的窗口3w延伸的晶体5相互接触。这些晶体5、5中的位错5t、5t横向延伸且相互触碰。由此，位错5t、5t相互抵消。

如图2F所示，通过晶体5的小面5f形成的沟槽被掩埋且变得较小。通过小面5f形成的凹进部分很快也被掩埋且获得平坦表面。平坦表面是C面5c。以下，生长继续，保持C面5c作为表面。位错5t更多位于窗口3w中并较少位于掩模3上方。

由于专利文献1特别显示了生长温度或原料分压，因此其是重要的现有技术。专利文献1描述了如下的生长温度。当采用HVPE方法时，生长温度设定为970℃、1000℃、1010℃、1020℃或1030℃，且当采用MOCVD方法时，生长温度设定为820℃或970℃。

在HVPE方法中，原料是HCl、Ga熔体和NH₃。Ga熔体和HCl气体引起相互反应，且将获得的GaCl用作III族原料。供应的III族原料和V族原料的量通过使用GaCl分压P_GaCl和NH₃分压P_NH3表示。V族原料与III族原料的比例R_5/3可表达为NH₃分压P_NH3和GaCl分压P_GaCl的比例。即，R_5/3＝P_NH3/P_GaCl。

用掩模方法形成的GaN晶体具有范围为S＝0.005Ωcm～0.08Ωcm的比电阻S。

用于专利文献1的实例中描述的MOCVD方法中的生长条件通过(生长温度Tq、NH₃分压P_NH3、TMG分压P_TMG，和V族/III族比例R_5/3)表达为如下：(970℃，20kPa，0.2kPa，100)、(970℃，25kPa，0.2kPa，100)、(820℃，20kPa，0.3kPa，67)、(970℃，20kPa，0.2kPa，100)、(1000℃，20kPa，0.4kPa，50)和(970℃，25kPa，0.5kPa，50)。

用于专利文献1的实例中描述的HVPE方法中的生长条件通过(生长温度Tq、NH₃分压P_NH3、HCl分压P_HCl，和V族/III族比例R_5/3)表达为如下：(970℃，25kPa，2kPa，12.5)、(970℃，25kPa，2.5kPa，10)、(970℃，25kPa，0.5kPa，50)、(1000℃，20kPa，2kPa，10)、(950℃，25kPa，2kPa，12.5)、(1020℃，25kPa，2kPa，12.5)、(1000℃，25kPa，2kPa，12.5)、(1010℃，25kPa，2kPa，12.5)和(1030℃，25kPa，2kPa，12.5)。

日本专利No.3788037(日本专利特开No2000-012900，以下称作专利文献2)提供了一种自支撑GaN衬底，其具有不小于20mm的直径，不小于70μm的厚度以及当转换成50mm直径的实例时不大于0.55mm的弯曲(翘曲)，通过在GaAs衬底上形成具有错列方式小窗口的掩模，用HVPE方法在该衬底上生长GaN晶体至较大厚度且C面被保持，并将GaAs衬底去除。在具有50mm直径的晶片中心处0.55的曲率(翘曲)等于大约600mm＝0.6m的曲率半径。

根据专利文献2，当采用HVPE方法时，生长温度T_q设定为970℃、1020℃或1030℃，GaCl分压P_GaCl被设定成1kPa或2kPa(0.01～0.02atm)，且NH₃分压P_NH3被设定成4kPa或6kPa。根据专利文献2，当GaCl分压P_GaCl被设定成1kPa时，获得的晶体尽管具有平坦表面，但在翘曲和内部应力方面很大，很可能破裂且不适合于使用，并且不能获得不小于70μm的厚度。

另一方面，根据专利文献2，当GaCl分压P_GaCl被设定成2kPa时，获得的晶体尽管具有粗糙表面但具有小的翘曲和内部应力。NH₃分压P_NH3被设定成6kPa、12kPa或24kPa。V族/III族比例R_5/3被设定成3、6或12。曲率半径为大约1m。比电阻在0.0035～0.0083Ωcm的范围。获得n型晶体。

在专利文献2实例中描述的生长条件通过(生长温度Tq、NH₃分压P_NH3、GaCl分压P_GaCl，和V族/III族比例R_5/3)表达为如下：(1030℃，4kPa，1kPa，4)、(1030℃，6kPa，1kPa，6)、(970℃，6kPa，2kPa，3)、(970℃，6kPa，1kPa，6)、(970℃，6kPa，1kPa，6)、(1020℃，6kPa，2kPa，3)、(1020℃，6kPa，2kPa，3)、(1030℃，6kPa，1kPa，6)、(970℃，6kPa，2kPa，3)、(970℃，12kPa，2kPa，6)和(970℃，24kPa，2kPa，12)。

日本专利No.3788041(日本专利特开No.2000-022212，以下称作专利文献3)提出了一种制造GaN自支撑单晶衬底的方法：通过在GaAs衬底上形成掩模，提供缓冲层，用HVPE方法外延生长GaN晶体同时保持晶体的C面，并且去除衬底和掩模，其中该掩模具有在[11-2]方向上以规则的间距排列并在[—110]方向上通过半节距布置的点状窗口，具有在[11-2]方向上延伸的条状窗口，或者具有在[—110]方向上延伸的条状窗口。

专利文献3还涉及一种通过形成掩模和气相沉积GaN晶体降低晶体中位错的方法，在该掩模中如图1所示的大量小窗口以行和列以狭窄节距排列在下衬底1上。GaCl分压P_GaCl被设定成1kPa(0.01atm)或者2kPa(0.02atm)。根据专利文献3，当GaCl分压P_GaCl被设定成1kPa时，获得的GaN晶体尽管具有平坦的表面但是内部应力和翘曲大并且很可能破裂。根据专利文献3，当GaCl分压P_GaCl被设定成2kPa时，获得的GaN晶体具有粗糙的表面以及小的内部应力和翘曲，并且较不可能破裂。根据专利文献3，当生长温度设定为1020℃～1030℃时，表面平坦，内部应力大且可能破裂。根据专利文献3，当生长温度设定为970℃时，GaCl分压被设定成2kPa且晶体较厚，获得的GaN晶体具有粗糙表面以及小的内部应力和翘曲。NH₃分压P_NH3为6kPa～12kPa的范围。

总之，根据专利文献3，用于制造具有小的翘曲、内部应力和粗糙表面以及较不可能破裂的GaN晶体的温度、GaCl分压、NH₃分压和V族/III族比例R_5/3分别设定为970℃、2kPa、6～12kPa、和大约3～6。比电阻为0.01Ωcm～0.017Ωcm的范围并获得n型晶体。

在专利文献3的实例中描述的HVPE生长条件通过(生长温度Tq、NH₃分压PNH₃、GaCl分压P_GaCl，和V族/III族比例R_5/3)表达为如下：(1030℃，4kPa，1kPa，4)、(1030℃，6kPa，1kPa，6)、(970℃，6kPa，2kPa，3)、(970℃，6kPa，1kPa，6)、(970℃，6kPa，1kPa，6)、(1020℃，6kPa，2kPa，3)、(1020℃，6kPa，2kPa，3)、(1030℃，6kPa，1kPa，6)、(970℃，6kPa，2kPa，3)、(970℃，12kPa，2kPa，6)和(970℃，24kPa，2kPa，12)。

根据国际公开WO98/47170(以下将其称作专利文献4)，将两个或三个ELO(横向外延过生长)掩模相互交替叠置以降低位错，以使用MOCVD方法或HVPE方法生长Si掺杂的n型GaN晶体同时保持C面。ELO掩模在窗口中实现高位错密度和在掩模上方实现低位错密度。因此，当提供两排或三排ELO掩模以使窗口错列时，能降低位错。根据专利文献4，当使用MOCVD方法时，V族/III族比例R_5/3有利地为30～2000的范围。

在实例中，采用具有1200、2222、1800、1500、800或30的V族/III族比例R_5/3的原料气体。HVPE方法没有被提及。Si用作n型掺杂剂。硅烷(SiH₄)气体用于掺杂。最初，用MOCVD方法形成高达ELO掩模窗口上方的梯形晶体，并且在晶体在ELO掩模上相互结合之前将MOCVD方法改变为HVPE方法。根据专利文献4，生长温度优选被设定为950℃～1050℃。

EPC公开EP0942459A1(以下称作专利文献5)基本上与专利文献4相同，提出了一种通过使用两个或三个ELO掩模降低位错的方法。此外，日本专利No.3788104(日本专利特开No.2000-044400，以下称作专利文献6)首次提出了通过用氧气作为n型掺杂剂掺杂GaN制造n型GaN衬底的方法。

在专利文献4和5中，采用了硅烷(SiH₄)气体和用Si作为n型掺杂剂掺杂晶体。由于硅烷气体是爆炸性的，因此使用大量硅烷气体用于生长n型衬底是危险的。专利文献6发现氧在GaN晶体中形成浅施主能级。当通过将水添加到诸如NH₃或HCl的原料气体并在GaAs衬底上提供ELO掩模用HVPE方法生长GaN晶体时，晶体生长的同时保持C面。但是，当从原料引入氧时，形成施主能级，产生n型载流子并获得n型晶体。此外，在宽浓度范围内活化比例是100％。专利文献6首次公开了氧是适合用于诸如衬底的厚晶体的n型掺杂剂的事实。

日本专利No.3826825(日本专利特开No.2002-373864，以下称作专利文献7)公开了当用氧掺杂GaN晶体时观察到明显的各向异性的事实。换句话说，专利文献7公开了不太可能经过C面((0001)面)引入氧但可能通过除了C面之外的其它面引入氧的选择性。专利文献7提出了一种经过在表面处形成的大量非C面的小面5f将氧引入到晶体中的方法，尽管如图17所示生长在c轴方向(“0001”方向)上均匀进行，或者一种通过采用具有非C面(hkmn)(≠(0001)面)的GaN下衬底经过非C面用氧掺杂晶体的方法，如图18所示。专利文献7首次公开了在氧掺杂中明显的各向异性。

在专利文献7的实例中描述的HVPE生长条件通过(生长温度Tq、NH₃分压P_NH3、HCl分压P_HCl，和V族/III族比例R_5/3)表达为如下：(1020℃，20kPa，1kPa，20)。

日本专利特开No.2001-102307(以下称作专利文献8)新近提出了一种完全不同于ELO方法的降低位错密度的方法。根据专利文献8，通过适当地控制生长条件，确实制造了如图3所示的大量的小面5f和由小面形成且具有各种尺寸的凹陷5p，并且保持小面5f和凹陷5p直到生长结束而不会被掩埋。由于保持小面直到将结束而不被掩埋，因此该方法被称作小面生长。在此，尽管凹陷5p是六棱锥或十二棱锥的形状，但是为了简明在此仅显示六边角锥形状的凹陷。

分别如图4和图5凹陷p的透视图和平面图所示，当晶体生长同时保持由小面5f形成的凹进部分(凹陷5p)时，晶体在凹陷5p中小面5f的法线5v方向上生长。

由于位错5t沿着生长5v的方向延伸，因此位错5t在小面法线的方向上延伸。通过允许小面生长，位错5t向边界5b靠近。位错5t聚集在边界5b下方(表面状位错聚集的晶体区域5pd)。

由于小面生长进行，位错进一步聚集在凹陷5p的底部。大量位错5t聚集的部分(缺陷以线的形式聚集：位错聚集的晶体区域5h)形成在凹陷5p的底部。由于位错以线的形式在表面状位错聚集的晶体区域5pd或者在位错聚集的晶体区域5h中聚集，因此即使总的位错没有很大变化，其他部分中的位错密度也会减低。与ELO方法不同，这是一种从生长的中间步骤至最后步骤有效降低位错密度的完全新的方法，且这种方法被称作小面生长方法。

由于根据专利文献8的方法并不知道凹陷5p(凹进部分)形成在何处，因此其被称作随机小面，且将该方法与随后的改进相区别。获得的晶体在表面中具有明显的不规则性。

在专利文献8实例中描述的生长条件通过(生长温度Tq、NH₃分压P_NH3、HCl分压P_HCl，和V族/III族比例R_5/3)表达为如下：(1050℃，20kPa，0.5kPa，40)、(1000℃，30kPa，2kPa，15)、(1050℃，20kPa，0.5kPa，40)、(1020℃，20kPa，1kPa，20)、(1000℃，30kPa，2kPa，15)、(1000℃，40kPa，3kPa，13)和(980℃，40kPa，4kPa，10)。

由于形成小面凹陷5p(称为通过小面5f形成的凹陷5p，以下相似理解)的位置是偶然的，因此专利文献8可被称作随机小面方法。根据该方法，晶体生长不是局部特有的。因此，由于生长的进行一个聚集的位错会被再次分布。由于衬底可在其上承载器件，因此如果形成小面凹陷5p的位置能够事先指定则会更加便利。如果位错能被限定以便避免其再次分布，则能全面的进一步降低位错。

根据日本专利No.3864870(日本专利特开No.2003-165799，以下被称作专利文献9)，如图6所示，分开的、点状覆盖的部分(掩模3部分)规则排列的掩模3形成在下衬底1上。下衬底1暴露的部分(暴露部分1e)比覆盖部分(掩模3部分)大很多。GaN晶体被气相沉积中被遮蔽的下衬底1上。由于在覆盖部分(掩模3部分)晶体生长被延迟，因此形成具有覆盖部分(掩模3部分)用作底部的凹进部分(小面凹陷5p)。

通过使用点型掩模的GaN晶体5的小面生长将参考图9A～9F描述。如图9A所示，分开的、点状覆盖部分(掩模3部分)形成在下衬底1上。当氮化镓晶体被气相沉积时，如图9B所示，晶体5仅在下衬底1的暴露部分1e上，而不在覆盖部分(掩模3部分)上生长。当晶体5进一步生长时，如图9C所示，晶体5进一步积聚在暴露部分1e上。在此，倾斜表面是具有低密勒指数的小面5f。当晶体5进一步生长时，如图9D所示，形成具有覆盖部分(掩模3部分)用作底部和倾斜表面用作小面5f的六棱锥或十二棱锥形小面凹陷5p。当晶体5进一步生长时，如图9E所示，晶体5也在覆盖部分(掩模3部分)上延伸，且该部分是位错以高密度聚集的位错聚集的晶体区域5h。小面5f下方的部分是位错降低是小面生长晶体区域5z。平坦表面是C面5c。C面5c下方的部分是位错降低的C面生长晶体区域5y。在此，GaN晶体中位错聚集的晶体区域5h、位错降低的C面生长晶体区域5y和位错降低的小面生长晶体区域5z都可通过用观察荧光显微镜GaN晶体的可见光图像来观察。特别地，在通过荧光显微镜获得的可见光图像中，观察到位错聚集的晶体区域5h为暗区，观察到位错降低的C面生长晶体区域5y为强亮度区域(强发光区域)，并观察到位错降低的小面生长晶体区域5z为弱亮度区域(弱发光区域)。

分别参考于图7和8中显示的晶体5的透视图和平面图，通过花瓣状小面5f形成的且为倒锥形的小面凹陷5p在GaN晶体5的表面中排列成行和列。在凹陷5p下方对应茎的晶体区域是聚集了位错的位错聚集的晶体区域5h。在茎(位错聚集晶体区域5h)下方对应根的部分是覆盖部分(掩模3部分)。平坦表面是C面5c。已经生长在C面5c下方的晶体区域(位错降低的C面生长晶体区域5z)是低位错密度部分。已经生长在小面5f下方的晶体区域(位错降低的小面生长晶体区域5z)也是低位错密度部分。为了相互区分，这个实施例被称作点型，并且这里的方法被暂时称作点小面生长方法。

如前所述，小面凹陷5p用于将位于小面5f上的位错5t聚集至边界5b并进一步将其聚集到凹陷底部。凹陷底部(在覆盖部分(掩模3部分)上)用作聚集了位错的位错聚集的晶体区域5h。位错一旦聚集就不会再次分布。因此，位错聚集的晶体区域5h也被称作“闭合的位错聚集的晶体区域”。其他部分是位错已经降低的位错降低的小面生长晶体区域5z(形成在小面下方)和位错降低的C面生长晶体区域5y(形成在C面下方)。由此获得的位错降低的小面生长晶体区域5z和位错降低的C面生长晶体区域5y实现了降低的位错。因此，位错降低的小面生长晶体区域5z和位错降低的C面生长晶体区域5y也共同被称作位错降低的晶体区域5yz。

专利文献9已经首次引入了位错聚集的晶体区域5h、位错降低的小面生长晶体区域5z和位错降低C面生长晶体区域5y的概念。尽管采用了掩模，但是掩模不包括如在ELO掩模中有精细节距的小窗口。代替地，具有相当大尺寸的点状(环形或矩形)覆盖部分(掩模3部分)形成在下衬底1大的暴露部分1e上(图6)。

图1中显示的ELO掩模具有面积小于覆盖部分(掩模3部分)的下衬底1暴露部分1e(窗口3w)，暴露部分1e尺寸小(直径1～2μm)且以小节距提供(2μm～6μm)。

与ELO掩模相反，根据专利文献9用作小面凹陷5p基础的掩模3具有面积大于覆盖部分(掩模3部分)的下衬底1暴露部分1e。覆盖部分(掩模3部分)具有相当大的直径(直径20μm～100μm)。覆盖部分(掩模3部分)的顶部用作小面凹陷底部。小面凹陷5p聚集且俘获在其底部的位错并且不允许位错再次分布。具有高位错密度的位错聚集的晶体区域5h形成在掩模3上，并且具有低位错密度的位错降低的小面生长晶体区域5z和位错降低的C面生长晶体区域5y形成在掩模3周围。具有低位错密度的位错降低的小面生长晶体区域5z和位错降低的C面生长晶体区域5y形成在未覆盖掩模的下衬底1暴露部分1e上。位错降低的小面生长晶体区域5z直接形成在小面5f下方，并且位错降低的C面生长晶体区域5y直接形成在C面生长部分下方。位错降低的小面生长晶体区域5z和位错降低的C面生长晶体区域5y都是单晶和且位错密度较低。在点状掩模周围形成同心结构，即，位错聚集的晶体区域5h/位错降低的小面生长晶体区域5z/位错降低的C面生长晶体区域5y的结构。在ELO中，高位错密度的位错聚集的晶体区域5h形成在下衬底1暴露部分1e上(掩模3中的窗口3w)，并且具有低位错密度的位错降低的小面生长晶体区域5z和位错降低的C面生长晶体区域5y形成在覆盖部分(掩模3部分)上。即，关系完全相反。

专利文献9的实例中的生长条件通过(生长温度Tq、NH₃分压P_NH3、HCl分压P_HCl，和V族/III族比例R_5/3)表达为如下：(1050℃，30kPa，2kPa，15)、(1030℃，30kPa，2.5kPa，12)、(1010℃，20kPa，2.5kPa，8)、(1030℃，25kPa，2.5kPa，10)、(1050℃，30kPa，2.5kPa，12)、(1030℃，25kPa，2kPa，12.5)和(1030℃，25kPa，2kPa，12.5)。

根据专利文献9，掩模3包括规则分布的分开的斑点(点)。因此，位错聚集的晶体区域5h形成在点上，且位错降低的小面生长晶体区域5z和位错降低的C面生长晶体区域5y形成在其周围。由于诸如半导体激光器和发光二极管的器件形成在位错降低的小面生长晶体区域5z和位错降低的C面生长晶体区域5y上，因此位错聚集的晶体区域5h的分布是不利的。

于是，根据日本专利No.3801125(日本专利特开No.2003-183100，此后称为专利文献10)，如图10所示，具有规则间距平行带状覆盖部分(掩模3部分)的掩模3形成在下衬底1上，并且随着小面的形成GaN晶体在衬底上生长。掩模3的覆盖部分(掩模3部分)宽度Ds与下衬底暴露部分1e的宽度Dw的总和是节距Dp(Dp＝Ds+Dw)。Ds比Dw小很多。GaN晶体通过气相沉积在下衬底1上生长。

分别参考图11和12中显示的晶体5的平面图和透视图，获得大量平行的、具有平坦顶表面的峰谷型晶体作为GaN晶体5。相互平行的位错聚集的晶体区域5h形成在覆盖部分(掩模3部分)上，并且相互平行的位错降低的小面生长晶体区域5z和位错降低的C面生长晶体区域5y形成在下衬底1的暴露部分上。在聚集了位错的平行掩模上形成的区域被称作位错聚集的晶体区域5h。在与这些位错聚集的晶体区域5h相邻的小面5f下方持续生长的晶体区域被称作位错降低的小面生长晶体区域5z。在相邻的位错降低的小面生长晶体区域5z、5z之间可以形成或可不形成位错降低的C面生长晶体区域5y。

根据专利文献9，位错一旦以分开的点状聚集在形成于掩模上的位错聚集的晶体区域5h中，就不会再次分布。换句话说，在掩模上以分开的点状形成的位错聚集的晶体区域5h是闭合的。相似地，位错一旦聚集在形成于带状掩模上的位错聚集的晶体区域5h中就不再次分布。换句话说，形成在带状掩模上的位错聚集的晶体区域5h也是闭合的。位错降低的小面生长晶体区域5z生长在位错聚集的晶体区域5h之间。可以形成或不形成位错降低的C面生长晶体区域5y。位错降低的C面生长晶体区域5y是在C面下方生长的晶体区域。

根据生长方法，位错降低的C面生长晶体区域5y可以不存在。分别参考图13和14显示的晶体5的平面图和透视图，可获得具有尖锐隆脊的峰谷型晶体作为GaN晶体5。相互平行的位错聚集的晶体区域5h形成在覆盖部分(掩模3部分)上。该部分是谷。在与其相邻的下衬底1的暴露部分上，形成相互平行的位错降低的小面生长晶体部分5z。通过小面5f、5f形成的峰形成削尖的人字形，并且不存在C面5c部分。位错降低的C面生长晶体区域5y不存在。换句话说，得到的GaN晶体5具有这样的结构：---位错降低的小面生长晶体区域5z/位错聚集的晶体区域5h/位错降低的小面生长晶体区域5z/位错聚集的晶体区域5h---。

带型小面生长方法将参考图15A～15F描述。如图15A所示，多个平行带状覆盖部分(掩模3部分)形成在下衬底1上。当氮化镓晶体被气相沉积在下衬底1上时，如图15B所示，晶体5仅在下衬底1暴露部分1e上生长，而不在覆盖部分(掩模3部分)上生长。当晶体5进一步生长时，如图15C所示，晶体5积聚在下衬底1暴露部分1e上。在此，倾斜表面是具有较低密勒指数的小面5f。晶体5是通过覆盖部分切割的平行的岛状。当晶体5进一步生长时，如图15D所示，平行形成具有覆盖部分(掩模3部分)作为底部并且通过平行的倾斜表面形成的V型沟槽，所述倾斜表面在相互相对的方向上倾斜。相对的倾斜表面通过小面5f、5f形成，所述小面5f、5f形成相同角度但是在倾斜方向上相对。在相邻掩模3、3之间的晶体5的平坦表面是C面5c。

当晶体5进一步生长时，如图15E所示，晶体5也在覆盖部分(掩模3部分)上蔓延。该部分是位错聚集的晶体区域5h，这里位错以高密度聚集。当晶体5进一步生长时，如图15F所示，在掩模3上的位错聚集的晶体区域5h向上延伸，基本保持其宽度Ds。小面5f、5f变得更大。直接在小面5f、5f下方的部分是位错降低的小面生长晶体区域5z。晶界5k存在于位错聚集的晶体区域5h和位错降低的小面生长晶体区域5z之间。晶界5k限制了在位错聚集的晶体区域5h中的位错。

位于相邻掩模3、3之间的部分上方的晶体5的平坦表面是C面5c。在C面5c下方的部分是位错降低的C面生长晶体区域5y。C面5c逐渐变窄。具有带状结构的晶体5之间的节距等于掩模3之间的节距Dp。掩模节距Dp是掩模3的的宽度Ds和下衬底1暴露部分1e的宽度Dw的总和(Dp＝Ds+Dw)。当晶体5进一步生长时，如图16A所示，具有用作基部的位错聚集的晶体区域5h和用作隆脊的C面5c的山脉状平行晶体5生长。与峰对应的C面5c部分狭窄。位错降低的小面生长晶体区域5z直接形成在小面5f下方并且C面生长晶体区域5y直接形成在C面下方。

当晶体5进一步生长时，晶体可向上生长，保持如图16A所示的形状。替换地，如图16B所示，晶体可像具有更尖锐的峰的平行山脉一样地生长。这种情况下，C面和C面生长晶体区域5y都不存在。

根据专利文献10获得的晶体5具有如下的带状结构：---位错降低的小面生长晶体区域5z/位错聚集的晶体区域5h/位错降低的小面生长晶体区域5z/位错降低的C面生长晶体区域5y/位错降低的小面生长晶体区域5z/位错聚集的晶体区域5h/位错降低的小面生长晶体区域5z/位错降低的C面生长晶体区域5y/位错降低的小面生长晶体区域5z/位错聚集的晶体区域5h---，或者如下的带状结构：---位错降低的小面生长晶体区域5z/位错聚集的晶体区域5h/位错降低的小面生长晶体区域5z/位错聚集的晶体区域5h/位错降低的小面生长晶体区域5z/位错聚集的晶体区域5h---。由于位错聚集在位错聚集的晶体区域5h中，因此位错降低的小面生长晶体区域5z和位错降低的C面生长晶体区域5y是单晶且位错密度较低。

根据专利文献10的方法，由于形成了相互平行的带状掩模且形成了相互平行的带状位错聚集的晶体区域5h，因此该方法被称作带型小面生长方法。根据用这种方法获得的晶体，由于线性形成了位错降低的小面生长晶体区域5z，因此容易形成诸如半导体激光器和发光二极管的器件。

小面生长方法完全不同于ELO方法。它们在掩模形状、尺寸、功能等方面相互不同。其中窗口以交错方式分布的ELO掩模在形状和尺寸上不同于带状掩模，且它们能相互清楚地区分。带状掩模的宽度Ds的范围为大约20μm～300μm，且其节距Dp的范围为大约100μm～2000μm。例如，带状掩模的宽度Ds设定为50μm且其节距Dp设定为500μm。

根据使用点型或带型掩模的小面生长方法，由于位错聚集在掩模上的位错聚集的晶体区域5h中且通过晶界5k闭合，因此位错不会再次分布。与位错聚集的晶体区域5h相邻的位错降低的小面生长晶体区域5z和与位错降低的小面生长晶体区域5z相邻的位错降低的C面生长晶体区域5y位错密度低并且是单晶。该位错降低的晶体区域仅应用作电流通过其的器件部分。

由于GaN晶体具有{1—100}方向上的解理面，因此可以用自然解理面形成激光共振腔镜面。由于实施用氧掺杂以获得n型晶体，因此电流和n电极能形成在底表面处。在这一点上，GaN晶体优于蓝宝石衬底。

ELO具有小的下衬底暴露表面，且生长于其上的晶体具有高的位错密度。同时，ELO具有大的覆盖部分(掩模部分)，且在覆盖部分上的部分位错密度较低。相反，根据带型小面方法，下衬底的暴露部分大且生长于其上的晶体位错密度低，同时覆盖部分(掩模部分)小且在覆盖部分上的部分具有高的密度位错。

专利文献10实例中的生长条件通过(生长温度Tq、NH₃分压P_NH3、HCl分压P_HCl，和V族/III族比例R_5/3)表达为如下：(1050℃，30kPa，2kPa，15)、(1030℃，30kPa，2.5kPa，12)、(1050℃，30kPa，2kPa，15)、(1010℃，20kPa，2.5kPa，8)、(1030℃，25kPa，2kPa，12.5)和(1030℃，25kPa，2.5kPa，10)。

日本专利特开No.2005-306723(以下称作专利文献11)提出了一种通过使用H₂、TMG和氨作为原料气体和使用(C₅H₅)₂Fe作为掺杂剂用MOCVD方法或者通过使用H₂、HCl、Ga熔体和氨作为原料和使用(C₅H₅)₂Fe作为掺杂剂用HVPE方法在蓝宝石(0001)衬底上生长铁掺杂的GaN晶体以获得铁掺杂的GaN衬底的方法。

在专利文献11的实例(MOCVD)中的生长条件通过(生长温度Tq、NH₃分压P_NH3、TMG分压P_TMG，和V族/III族比例R_5/3)表达为如下：(1000℃，15kPa，0.3kPa，50)。

在专利文献11的实例(HVPE方法)中的生长条件通过(生长温度Tq、NH₃分压P_NH3、HCl分压P_HCl，和V族/III族比例R_5/3)表达为如下：(1000℃，15kPa，0.3kPa，50)。

发明内容

目前已经讨论了用于发蓝光二极管和半导体激光器的衬底的n型GaN衬底。也已经作出制造含有小量Al或In的AlInGaN衬底的尝试，但是这种衬底用于发光元件衬底的应用。这种衬底为n型且具有高传导性，并可向其供给高密度电流。硅(Si)或氧(O)可用作掺杂剂。

一个方面，本发明涉及替代n型晶体的半绝缘(SI)GaN衬底晶体。即，本发明不涉及用于发光元件的n型衬底，而涉及用于FET等的应用的SI衬底。

在发光元件的情况下，由于高密度电流被供给到衬底，因此会由于位错形成恶化。

用于侧向电子器件的半绝缘GaN衬底(SI-GaN衬底)应该具有耐压特性和足以抵抗高电压和大电流的高阻抗。衬底的高位错密度会导致漏电流，这不是优选的。由于大量具有规则晶格结构的GaN、InGaN和AlGaN薄膜层叠在衬底上，因此优选较少位错。对于半绝缘GaN衬底，非常需要高绝缘、低翘曲、低位错密度和较不可能经历破裂的衬底。

根据现有技术(专利文献1至10)的GaN衬底全部都具有低的电阻率。根据专利文献1的GaN衬底具有0.005～0.08Ωcm的电阻率，根据专利文献2的GaN衬底具有0.0035～0.0083Ωcm的电阻率，并且根据专利文献3的GaN衬底具有0.01～0.017Ωcm的电阻率。由于这些文献没有描述用n型掺杂剂掺杂，因此假设V族孔形成施主能级或者进行用包含在原料气体中的n型掺杂剂元素的掺杂。

专利文献4没有详细描述电阻率。专利文献4中，打算用Si作为掺杂剂并进行了制造低电阻n型GaN衬底的尝试。因此，评估电阻率较专利文献1至3中进一步降低了。考虑到这些描述，常规GaN晶体的比电阻的上限可能在0.08Ωcm左右。

这些具有低电阻率的衬底不适合用于半绝缘衬底以用作侧向电子器件的衬底。为了用作半绝缘III—V族氮化物衬底，希望衬底具有不小于10⁵Ωcm的比电阻。根据该目的，还需要不小于10⁶Ωcm或不小于10⁷Ωcm的比电阻。

根据用于制造GaN晶体的常规技术，不能制造这种高电阻率晶体。应该怎么做来制造这种晶体？V族孔具有作为施主的功能。为了防止产生V族孔，应增加供应V族原料。如已经描述的，在MOCVD方法中，V族/III族比例R_5/3被设定为1000～2000，而如果V族/III族比例R_5/3进一步升高，则会导致较多的原料浪费。在HVPE中，V族/III族比例R_5/3在很多种情况下被设定为大约12～50。尽管V族原料比例可进一步升高，但是这会导致原料损失，这不是优选的。

通过使用高纯度原料以便避免杂质，可制造具有较高电阻率的氮化镓晶体。然而，晶体自然地变成n型且不能获得足以用于侧向电子器件的半绝缘特性。

作为替换，n型载流子的迁移可通过添加其它元素来抑制。根据专利文献11，铁掺杂GaN晶体具有半绝缘特性。由于采用了气相沉积方法，因此应该供应气相铁化合物。根据专利文献11，通过使用二(环戊二烯基)铁作为掺杂剂用MOCVD方法在蓝宝石衬底上制造氮化镓晶体。根据专利文献11，铁掺杂的GaN晶体在蓝宝石衬底上生长而没有使用掩模。

铁可提高GaN晶体的电阻率是一个新的概念。从专利文献11中可发现用铁掺杂对于制造半绝缘GaN是有效的。此外，对于用于诸如FET的电子元件的衬底，较少翘曲和低破裂产生率也是重要的。专利文献11对于产生破裂或断裂没有记载。

根据本发明制造半绝缘氮化物半导体衬底的方法包括以下步骤：在下衬底上形成掩模，该掩模中具有10μm～100μm的宽度或直径Ds的点状或带状覆盖部分以250μm～2000μm的间隔Dw排列；用HVPE方法在1040℃～1150℃的温度下通过供应III族原料气体和V族原料气体以及含铁气体在下衬底上生长氮化物半导体晶体，该原料气体的V族/III族比例R_5/3设定为1～10；以及去除下衬底，以因而获得具有不小于1×10⁵Ωcm比电阻和不小于100μm厚度的自支撑半绝缘氮化物半导体衬底。在此，生长温度涉及用于晶体生长的下衬底的温度(衬底温度)。

A(111)面GaAs晶片、蓝宝石晶片、SiC晶片、GaN晶片等可用作下衬底。

图19示出了HVPE炉的示意性垂直截面图。加热器103提供在垂直的长反应器102的外侧。加热器103垂直延伸且被分成几个部分，以使得能够在垂直方向上产生任意温度分布。反应器102具有热壁。含有Ga熔体的Ga贮存器104提供在反应器102的上部中间部分。由自由旋转且在垂直方向上移动的旋转轴支撑的基座105提供在反应器102的下部中。下衬底1放置在基座105上。第一原料气体供应管107将氢气(H₂)和氯化氢(HCl)的气体提供到Ga贮存器104。作为HCl和Ga反应的结果，GaCl气体产生并向下移动。第二原料气体供应管108将氢气(H₂)和氨(NH₃)的气体供给到上述下衬底1。作为GaCl和NH₃反应的结果，GaN产生并且GaN晶体在下衬底1上生长。第三原料气体供应管110提供铁(Fe)的气态化合物和载气(H₂)的气体混合物至反应器中。所生长的GaN晶体掺杂有铁。在反应之后，排出气体和未反应气体通过气体排出管109排出。

二(环戊二烯基)铁((C₅H₅)₂Fe)或二(甲基环戊二烯基)铁((CH₃C₅H₄)₂Fe)用作用铁掺杂GaN晶体的原料。由于这些原料是气态的，因此它们能以气体的形式通过上述气流通道引入反应器中。这些原料被热分解并被带入晶体中，或者它们与HCl反应以产生FeCl、FeCl₂或FeCl₃，然后被引入晶体中。

铁在由此制造的氮化物半导体衬底中的铁浓度C_Fe设定为如下：1×10²⁰cm^-3≥C_Fe≥1×10¹⁶cm^-3。氮化物半导体衬底具有不小于1×10⁵Ωcm的电阻率。

掩模由SiO₂、SiON、SiN、AlN、Al₂O₃等组成。关于掩模的尺寸，在带状掩模的情况下，覆盖部分(掩模3部分)的宽度Ds的范围为10μm～100μm。在覆盖部分(掩模3部分)之间的间隔Dw的范围为250μm～2000μm。节距Dp的范围为260μm～2100μm。在此，满足Dp＝Ds+Dw的关系。

在点状掩模的情况下，覆盖部分(掩模3部分)的直径Ds的范围为10μm～100μm。在覆盖部分(掩模3部分)之间的间隔Dw的范围为250μm～2000μm。节距Dp的范围为260μm～2100μm。在此，满足Dp＝Ds+Dw的关系。

当衬底温度的范围为1040℃～1080℃时，生长具有小面5f的人字形晶体5(II型)(图20)，所述晶体在覆盖部分(掩模3部分)上具有底部和在下衬底1暴露部分1e上具有峰。在这种晶体5中，在掩模3上的部分是位错聚集的晶体区域5h，而在暴露部分1e上方直接在小面5f下方的部分是位错降低的小面生长晶体区域5z。

图20显示了理想的实例，其中晶体表面以人字形生长，目的是强调与图21的对比。这种理想的实例仅当使用带状掩模晶体在特定条件下生长时才能获得。如果使用点型掩模，则由于几何限制不能获得这种理想的实例。在很多情况下，无论使用点状掩模和带状掩模中哪一个，C面5c(以虚线示出)实际上都形成在相邻掩模3之间的中间位置处，并且位错降低的C面生长晶体区域5y生长在C面5c下方。由于该结构包括不同区域诸如位错聚集的晶体区域5h和位错降低的小面生长晶体区域5z，或者位错聚集的晶体区域5h和位错降低的小面生长晶体区域5z和位错降低的C面生长晶体区域5y，因此作为位错降低的小面生长晶体区域5z和位错降低的C面生长晶体区域5y中位错降低的结果而产生的内应力导致的应变(张力)能被减轻。

图20中显示的II型晶体5在上表面上具有小面5f，并且其易于经过小面5f吸收很多氧。在此，为n型杂质的氧与用铁掺杂的效果相抵消。因而，铁浓度应增加，且总体上杂质数量可增加。

当衬底设定为1080℃～1150℃的较高温度时，具有均匀高度表面的I型晶体5生长如图21所示。基本平坦的C面5c形成晶体表面。图21也显示了用于强调与图20对比的理想实例。实际上，由于在掩模3上的部分是位错聚集的晶体区域5h，在掩模3上的部分在很多情况下可稍微凹进。在下衬底1暴露部分1e上的部分中，位错降低的小面生长晶体区域5z和位错降低的C面生长晶体区域5y以混合方式存在。由于交替存在不同的结构，因此晶体内的应力能被减轻。

由于图21显示的I型晶体5的生长基本上没有形成小面5f，因此不会引入氧。因而，用铁掺杂的效果是显著的，并且能从整体上降低杂质浓度。由于杂质数量小，因此I型晶体5有利之处在于内应力小且较不可能破裂。即，I型是一种最适于铁掺杂氮化物半导体晶体的结构。为了制造I型晶体，较高的温度和较低的V族/III族比例R_5/3是有利的。例如，衬底设定为1080℃～1150℃的高温且V族/III族比例R_5/3设定为1～10。此外，1090℃～1150℃的衬底温度和1～5的V族/III族比例R_5/3能确保获得I型结构。

当V族/III族比例R_5/3设定为1～10并且衬底温度设定为1080℃左右(例如1070℃～1090℃)时，获得用I型和II型混合类型表示的具有梯形峰的晶体，如图24所示。

在图20、21和24的三个截面图中，显示了这三种类型(结构)晶体。在此，截面形状在一定生长温度下(衬底温度)突然变化的这种相变不会发生，但是晶体截面形状会根据生长温度(衬底温度)或V族/III族比例R_5/3持续变化。当晶体在衬底温度为1140～1150℃且V族/III族比例R_5/3设定为1～3的这种条件下生长时，获得如图21中所示的具有理想平坦形状的晶体表面的I型晶体。随着晶体生长中生长温度(衬底温度)的变低和V族/III族比例R_5/3的变高，图21的I型晶体(平坦晶体表面)将转换成图20的II型晶体(人字形晶体表面)。

在用于氮化物半导体晶体的气相沉积法中用于生长温度的1050℃～1150℃的衬底温度相当高。I型生长旨在即使用大的掩模，高的生长温度(衬底温度)也允许具有平坦表面的晶体生长。

可以说，1～10的V族/III族比例R_5/3在气相沉积氮化物半导体晶体的方法中是非常低的限度。本发明的观念是通过设定低的V族/III族比例R_5/3和高的生长温度来生长铁掺杂氮化物半导体晶体。

关于在常规实例中生长温度(衬底温度)和V族/III族比例R_5/3的设定，在专利文献1～11的说明书中给出了示例性的衬底温度和V族/III族比例R_5/3。

图22显示了生长温度(衬底温度)和V族/III族比例R_5/3之间的关系。横坐标表示生长温度(衬底温度)。纵座标表示对数尺度的V族/III族比例R_5/3。黑圆表示常规实例HVPE方法中的生长温度(衬底温度)和V族/III族比例R_5/3。用白圆圈住的黑圆表示常规实例MOCVD方法中的值。附属的数字表示所引用的专利文献号。一个点对应一个实例。

例如，在(970℃，100)的坐标(生长温度Tq、V族/III族比例R_5/3)处发现三个用白圆圈住的黑圆且看到数字1、1和1。这意味着在使用专利文献1中的MOCVD方法的三个实例中设定了条件(970℃，100)。参考专利文献1，在生长温度950℃和1020℃的生长温度(衬底温度)之间发现了表示使用HVPE的实例的九个黑圆。

专利文献4未表示清楚的实例。在MOCVD方法中，由于生长温度Tq设定为960℃至1050的范围，且V族/III族比例R_5/3设定为1000、800等，因此结果通过实线表示。

关于本发明中的II型晶体，白色三角形表示生长温度(衬底温度)和V族/III族比例R_5/3。在生长温度Tq设定为1050℃和V族/III族比例R_5/3设定为2.5的情况下有14个点。在生长温度Tq设定为1050℃和V族/III族比例R_5/3设定为10的情况下有一个点。

关于本发明中的I型晶体，白圆表示生长温度(衬底温度)和V族/III族比例R_5/3。在生长温度Tq设定为1110℃和V族/III族比例R_5/3设定为2.5的情况下有19个点。在生长温度Tq设定为1110℃和V族/III族比例R_5/3设定为3的情况下有一个点。在生长温度Tq设定为1110℃和V族/III族比例R_5/3设定为1的情况下有一个点，以及在生长温度Tq设定为1100℃和V族/III族比例R_5/3设定为2.5的情况下有一个点。

在图22中，根据本发明生长温度(衬底温度)和V族/III族比例R_5/3的范围被虚线包围。1080℃的温度适合于生长介于I型和II型中间的混合型晶体。

在专利文献2和3中，没有采用大节距的掩模。有8个实例将V族/III族比例R_5/3设定为3。有2个实例将V族/III族比例R_5/3设定为4。有10个实例将V族/III族比例R_5/3设定为6。但是衬底温度被设定为970℃、1020℃或1030℃，其未高于表示本发明下限的1040℃。在专利文献2和3中，没有采用大节距的掩模且未用铁进行掺杂。由此，本发明在这三点上不同于专利文献2和3。

尽管专利文献8首次引入小面生长方法，但是没有采用大节距掩模。专利文献8不同于本发明的三点为：生长温度设定为1050℃，V族/III族比例R_5/3设定为40和未用铁进行掺杂。

在专利文献9和10中，采用了大节距的掩模。当生长温度设定为1030℃或1050℃时，V族/III族比例R_5/3被设定为12、12.5或15。当V族/III族比例R_5/3设定为8时，生长温度被设定为1010℃。这里仍未用铁进行掺杂。根据本发明的II型晶体在这两点上不同于专利文献9和10。由于根据本发明的I型晶体具有基本平坦的晶体表面，因此本发明在这三点上不同于专利文献9和10。

专利文献11仅是其中用铁进行掺杂的文献。在MOCVD方法中，生长温度设定为1000℃且V族/III族比例R_5/3设定为50。在HVPE方法中，生长温度设定为1000℃且V族/III族比例R_5/3设定为50。没有采用掩模。本发明在三点上不同于该专利文献：生长温度(衬底温度)、V族/III族比例R_5/3和使用掩模。

由于进行用铁的掺杂，因此铁抵消了内在的施主。由此能获得具有不小于10⁷Ωcm的比电阻的半绝缘氮化物半导体衬底。

由于大节距的掩模重复形成在下衬底上且晶体在其上生长，因此诸如位错聚集的晶体区域5h、位错降低的小面生长晶体区域5z、位错降低的C面生长晶体区域5y等包括不同纹理的结构在晶体中形成。由于该结构减轻了晶体中的内应力，因此能获得具有较少翘曲的晶体。

由于生长温度被设定为1040℃～1150℃的高温且V族/III族比例R_5/3被设定为1～10的低值，因此具有相当平坦表面的晶体能在下衬底上均匀生长，大节距掩模重复形成在该下衬底上，从而能在很大程度上防止氧的引入。因此，晶体结构较不可能被扰乱，且较不可能发生翘曲和破裂。

根据本发明的以下详细描述，当结合附图时，本发明的前述和其他目的、特征、方面和优点将更加明显。

附图说明

图1是显示在下衬底上形成示例性掩模的平面图；

图2A～2G是显示使用掩模方法的晶体生长步骤的截面图；

图3是显示使用小面生长方法生长的一部分晶体的透视图；

图4是用于表示在小面生长中凹陷底部处位错聚集的凹陷透视图；

图5是用于表示在小面生长中凹陷底部处位错聚集的凹陷平面图；

图6是表示用于小面生长的在下衬底上形成的具有点状覆盖部分的一部分点型掩模的平面图；

图7是表示在具有点型掩模的下衬底上保持小面生长的示例性GaN晶体的透视图；

图8是表示在具有点型掩模的下衬底上保持小面生长的示例性GaN晶体的平面图；

图9A～9F是表示使用点型掩模用小面生长方法生长GaN晶体步骤的垂直截面图；

图10是表示在用于小面生长的下衬底上形成的一部分带型掩模的的平面图；

图11是表示在具有带型掩模的下衬底上保持小面生长的示例性GaN晶体的平面图；

图12是表示在具有带型掩模的下衬底上保持小面生长的示例性GaN晶体的透视图；

图13是表示在具有带型掩模的下衬底上保持小面生长的另一示例性GaN晶体的平面图；

图14是表示在具有带型掩模的下衬底上保持小面生长的另一示例性GaN晶体的透视图；

图15A～15F是表示使用带型掩模用小面生长方法生长GaN晶体步骤的垂直截面图；

图16A和16B是表示使用带型掩模用小面生长方法生长GaN晶体的另一步骤的垂直截面图；

图17是表示专利文献7中公开的示例性GaN晶体的截面图；

图18是表示专利文献7中公开的另一示例性GaN晶体的截面图；

图19是表示本发明中采用的示例性HVPE炉的截面图；

图20是表示本发明中获得的II型氮化物半导体晶体的截面图；

图21是表示本发明中获得的I型氮化物半导体晶体的截面图；

图22是根据专利文献1～11和本发明，绘制的在使用气相沉积方法的实例中生长温度和V族/III族比例R_5/3之间的关系图，横坐标表示生长温度，纵坐标表示对数尺度的V族/III族比例R_5/3，并且提供给每个图标的数字表示专利文献号。

图23是根据本发明的实施例和比较例，绘制的对于样品1～45的翘曲曲率半径和破裂产生率之间的关系图，横坐标表示翘曲曲率半径，纵坐标表示破裂产生率，提供给每一个图标的数字表示样品号，白色圆形表示I型晶体的实施例，白色三角形表示II型晶体的实施例，和白色方形表示比较例，其还是未被描述；

图24是表示在本发明中获得的混合型氮化物半导体晶体的截面图；

图25是表示在下衬底上形成的带状掩模的宽度Ds和间隔Dw的尺寸的平面图；

图26是表示在下衬底上形成的点状掩模的直径Ds和间隔Dw的尺寸的平面图；

图27是根据本发明的实施例和比较例，对于样品1～45绘制的施主浓度和铁浓度之间的关系图，横坐标表示对数尺度的施主浓度，纵坐标表示对数尺度的铁浓度，并且提供给每一个图标的数字表示样品号，白色圆形表示I型晶体的实例，白色三角形表示II型晶体的实例，白色方形表示比较例，其还是未被描述；

图28是表示通过在半绝缘GaN衬底上生长GaN薄膜获得的外延衬底的垂直截面图；

图29是表示通过在半绝缘GaN衬底上生长GaN薄膜获得的外延衬底上形成电极而获得的HEMT的垂直截面图；

图30是通过在蓝宝石衬底上生长GaN薄膜获得的外延衬底的垂直截面图；

图31是示出通过在蓝宝石衬底上生长GaN薄膜获得的外延衬底上形成电极而获得的HEMT的垂直截面图。

具体实施方式

根据专利文献11，衬底温度设定为1000℃且V族/III族比例R_5/3设定为50以便在蓝宝石衬底上生长掺杂铁的GaN晶体。当与专利文献11一样，掺杂铁的GaN晶体直接气相沉积在下衬底上时，会引入外来的铁离子并使晶格结构扭曲。如果杂质浓度(铁浓度)高，则会产生大的应力并且不能减轻这种应力。此时，内部应变变大，因而破裂和翘曲会变多。除非减轻内部应力，否则不可能在以高浓度用Fe掺杂的同时抑制翘曲和破裂。

专利文献8、9和10中提出的小面生长方法，通过在下衬底上提供具有大的下衬底暴露部分的掩模和通过在掩模3上方聚集位错(晶体缺陷)，具有在周边部分(位错降低的晶体区域5yz，也就是说，位错降低的小面生长晶体区域5z和位错降低的C面生长晶体区域5y；以下将相似地理解)降低位错的功能。即，可有意降低位错。在半绝缘衬底的情况下，为了抵抗大电流和高电压，希望位错密度较低。此外，根据专利文献8、9和10中的小面生长方法，在晶体中形成了不同结构，即位错聚集的晶体区域5h、位错降低的小面生长晶体区域5z和位错降低的C面生长晶体区域5y，这减轻了应力。因此，还已经发现能获得减轻翘曲和抑制破裂产生的效果。

本发明也将小面生长方法利用在制造铁掺杂的GaN晶体中。根据一种小面生长方法，如同专利文献8，可不提供掩模。另一方面，根据另一种小面生长方法，在将形成位错聚集的晶体区域5h、位错降低的小面生长晶体区域5z和位错降低的C面生长区域5y的位置，能通过将掩模3贴附到下衬底1而被预选指定，如同专利文献9和10。

其中聚集了位错的位错聚集的晶体区域5h以及位错较少的位错降低的小面生长晶体区域5z和位错降低的C面生长晶体区域5y交替提供的结构能实现晶体中减轻的内部应力。即使由于杂质掺杂产生应变，但是应力减小了。

因此，通过在下衬底上提供掩模的小面生长方法对于制造高浓度杂质掺杂的铁掺杂GaN晶体是有用的。

由于晶体生长在掩模覆盖部分被延迟且生长优先在下衬底的暴露部分上进行，因此形成小面并降低了位错密度。另一方面，已经发现，如果形成小面，则晶体会经过小面掺杂更多的氧，如专利文献7所述。

如专利文献6所述，由于氧产生n型载流子，因此减轻了用铁掺杂的效果。如果吸收氧，则应该实施大量铁原子的掺杂用于补偿。此时，氧和铁都以高浓度包含在晶体中。

由于氧和铁都不是原来存在于GaN晶体中的成分，因此其大量掺杂会扭曲晶体的晶格结构。以高浓度添加氧和铁降低了晶体的规则性，这会导致更高的位错密度，增加了内应力，加大翘曲，以及增加破裂产生率。为了实现半绝缘特性，用铁掺杂是不可避免的，但氧不是必须的。因此希望最小化氧浓度。例如必须尽可能提纯原料气体以去除氧和湿气。不过，难以完全去除湿气，且一些氧和湿气保留在原料气体中。

如专利文献7所述，经过C面引入氧较不可能但是氧容易经过小面引入。此时，为了降低氧的引入，似乎最好不形成小面而是实现C面生长。

在专利文献8、9和10之前，实施了C面生长。因此，还可以返回到常规的、一般的C面生长，如专利文献1～5。但是这种方法与专利文献11相同，且在破裂和翘曲方面不能获得满意的结果。

根据专利文献8、9和10的小面生长方法不仅获得了降低位错的功能而且获得了减轻晶体中的内应力和减轻翘曲的功能。位错降低的效果和内应力降低的效果都是需要的。在此，本发明人已经得出以下结论：通过采用如专利文献9和10的具有大于掩模覆盖部分的下衬底暴露部分，并且在覆盖部分之间和暴露部分之间具有大节距的掩模，以及通过将衬底温度和V族/III族比例R_5/3控制在适当范围内，抑制小面而可以实现具有较少翘曲和较少破裂产生的晶体生长。

例如，应该做的是在衬底上生长没有形成小面的晶体，该衬底上以500μm的间隔提供了具有50μm宽度的平行掩模。为了这样做，已经发现应该设定较高生长温度并应该提供大量的III族原料(诸如Ga)。

已经发现，当将生长温度(衬底温度)设定为不低于1080℃的高温且将V族/III族比例R_5/3设定为诸如1～10的低值时，保持C面的晶体在以大节距提供的掩模上均匀生长。当生长温度(衬底温度)设定为1090℃以上且V族/III族比例R_5/3设定为1～5时，保持C面的晶体似乎更可靠地生长，如图21所示。当衬底温度设定为1110℃且V族/III族比例R_5/3设定为1～10时，晶体生长而不形成小面。此时，较不可能引入氧。氧抵消了用铁掺杂的功能。不引入氧的情况下，强烈地显示出用铁掺杂的效果。因此，氮化物半导体晶体具有半绝缘特性。作为在掩模上的晶体生长，产生类型不同的部分诸如位错聚集的晶体区域5h、位错降低的小面晶体区域5z或者位错降低的C面生长晶体区域5y。这种部分降低了内应力，且因此会减轻翘曲和破裂。

即使引入氧，应该只可进行数量足以中和氧的效果的铁掺杂。即使引入了大量的杂质，只要内应力小就不会出现问题。如已经描述的，如果结构是类型不同的部分诸如位错聚集的晶体区域5h、位错降低的小面生长晶体区域5z和位错降低的C面生长晶体区域5y以混合方式存在，则能减轻翘曲和破裂。因此，即使稍微降低生长温度(衬底温度)，在存在掩模结构的情况下也能降低应力。在1040℃左右较低的衬底温度下氮化物半导体晶体在掩模结构上生长。此时，获得小面生长而非C面生长，如图20所示。尽管晶体生长同时形成小面5f，但是只要V族/III族比例R_5/3低，似乎能在某种程度上防止引入氧。此外，在生长的初始阶段，对于小面生长，衬底温度和V族/III族比例R_5/3被控制在适当范围内，以减轻晶体中的位错和内应力。此后，对于C面生长，衬底温度和V族/III族比例R_5/3被控制在适当范围内，以降低氧的引入量。由此能以少量的Fe掺杂来制造高阻GaN衬底。

在如图21所示，晶体生长后具有平坦表面的晶体被称作I型，而如图20所示，具有峰谷型表面的晶体被称作II型，用于区分。

如果V族/III族比例R_5/3低达1～10且生长温度(衬底温度)在1040℃～1070℃的范围内，形成II型晶体5(图20)。位错聚集的晶体区域5h的表面位于下部位置，小面5f以与该表面连续的方式形成，且在小面5f下方形成位错降低的小面生长晶体区域5z。该图表示使用带状掩模且不形成C面的极端实例的截面图。在也是带型掩模的情况下，C面5c位于相邻掩模3之间的中间位置且存在位错降低的C面生长晶体区域5y。在点状掩模的情况下，无例外地形成C面5c且在C面5c下方存在位错降低的C面生长晶体区域5y。

如果V族/III族比例R_5/3低达1～10且生长温度(衬底温度)高达1090℃～1150℃，则形成I型晶体5(图21)。表面平坦，并且位错聚集的晶体区域5h存在于掩模上且在表面暴露。其他部分中，位错降低的小面生长晶体区域5z和位错降低的C面生长晶体区域5y以混合方式存在。

如果生长温度(衬底温度)设定为I型晶体生长温度和II型晶体生长温度中间的温度(1070℃～1090℃)，则获得I型和II型的混合类型的晶体5。形成如图24所示的梯形形状的晶体5。位错聚集的晶体区域5h形成在掩模上。位错降低的小面生长晶体区域5z和位错降低的C面生长晶体区域5y形成在下衬底1暴露部分1e上。

通过目前为止所进行的研究可学习到很多关于在掩模上产生位错聚集的晶体区域5h的东西。位错聚集的晶体区域5h可简单地称作核心。位错聚集的晶体区域5h是其中聚集了位错的区域。

位错聚集的晶体区域5h有三种变形。一种是多晶类型且这种位错聚集的晶体区域5h被称作多晶层，其中存在取向不同的大量晶体颗粒。另一种是单晶类型，其中位错聚集的晶体区域5h的c轴相对于其他部分(位错降低的小面生长晶体区域5z和位错降低的C面生长晶体区域5y)倾斜。在此，其他部分是其中c轴向上取向的单晶。这种位错聚集的晶体区域5h被称作倾斜层。剩下的一种是其中c轴向下取向的单晶类型，也就是，其中位错聚集的晶体区域5h的晶轴取向相对于其他部分(位错降低的小面生长晶体区域5z和位错降低的C面生长晶体区域5y)完全相反的单晶类型。这种位错聚集的晶体区域5h被称作反向层。反向层最能够限制位错，其次是倾斜层。多晶层在俘获位错方面是最弱的。

不管点型还是带型，提供在下衬底上的掩模具有比ELO的那些(直径1～2μm，节距3～5μm，小的暴露部分)大很多的节距和暴露部分。因此能获得包括诸如位错降低的小面生长晶体区域5z、位错降低的C面生长晶体区域5y和位错聚集的晶体区域5h的不同部分的结构。

如图25所示，关于带状掩模3的尺寸，下衬底1掩模覆盖部分的宽度Ds设定为10μm～100μm和相邻覆盖部分之间的间隔Dw设定为250μm～2000μm。

如图26中所示，关于点状掩模3的尺寸，下衬底1的掩模覆盖部分的直径Ds设定为10μm～100μm且相邻覆盖部分之间的间隔Dw设定为250μm～2000μm。当覆盖部分(掩模部分)的直径小于10μm时，没有成功地形成或保持位错聚集的晶体区域5h，并且即使形成位错聚集晶体区域5h，它也会消失。尽管覆盖部分(掩模部分)之间的间隔超出2000μm，也能形成位错聚集的晶体区域5h/位错降低的小面生长晶体部分5z/位错降低的C面生长晶体区域5y的结构，但是除非晶体相当厚，否则在位错聚集的晶体区域5h中不能完全俘获位错。

当掩模具有如ELO方法的小尺寸时，随着晶体生长表面变得平坦(C面)，并且掩模的影响不久将被消除。但是，如果掩模具有大尺寸，即使生长继续也难以获得平坦表面。根据小面生长方法(专利文献9和10)，保持小面直到结束以降低位错。

此外，存在翘曲和破裂的其他问题。如果铁掺杂的GaN在没有掩模的下衬底上生长并保持C面，如专利文献11，则当作为自支撑衬底完成时铁掺杂GaN会破裂或者会明显翘曲。。

根据本发明，类型不同的结构部分诸如位错降低的小面生长晶体区域5z、位错聚集的晶体区域5h和位错降低的C面生长晶体区域5y以混合方式存在于晶体中，以减轻晶体中的内应力。为了实现该目的，使用大节距Dp(间隔Dw和宽度Ds都较大；Dp＝Ds+Dw)的掩模以形成诸如位错降低的小面生长晶体区域5z，位错聚集的晶体区域5h和位错降低的C面生长晶体区域5y的结构。然而，如果主要形成小面，则引入氧。因此，制造晶体以便可能通过升高温度和降低V族/III族比例R_5/3获得具有平坦表面的I型。I型是进一步需要的。

同时，由于II型能获得半绝缘特性且其翘曲和破裂令人满意，因此II型也可应用并包括在本发明的范围内。

如上所述具有大直径(宽度)且以大的间隔提供的掩模形成在下衬底上，用HVPE方法通过将衬底温度设定为1040℃以上和供应V族/III族比例R_5/3在1～10范围内的V族原料气体和III族原料气体以及铁化合物原料气体，在下衬底上生长氮化物半导体晶体，并且随后去除下衬底。在此，不特别限制从氮化物半导体晶体5去除下衬底1的方法，且采用诸如切割或摩擦的方法。本发明的要点在于制造自支撑铁掺杂氮化物半导体晶体，所述晶体含有相对少量的氧并且实现了较少的翘曲和较低的破裂产生率。

[实施例]

采用具有(111)Ga表面的GaAs作为下衬底并形成点状掩模或带状掩模。掩模由SiO₂组成且厚度为60nm～200nm。随后将描述掩模尺寸(直径或宽度Ds，间隔Dw和节距Dp)。GaN膜用HVPE方法在掩模上生长。最初，形成缓冲层，并且随后形成厚的外延生长层。用于缓冲层的条件如下。

关于生长缓冲层的条件，衬底温度设定为500℃～550℃，GaCl分压P_CaCl设定为80Pa(0.0008atm)，NH₃分压P_NH3设定为16kPa(0.16atm)，且缓冲层具有50nm的厚度。

缓冲层生长中的V族/III族比例R_5/3设定为200。在本发明中，重点在于生长温度和V族/III族比例R_5/3，但是这是所重视的外延生长(厚膜生长)期间的值。在形成缓冲层期间的V族/III族比例R_5/3并不重要。

衬底中的“破裂产生”涉及在表面中产生不短于2.0mm的线性破裂，在表面中产生至少三条长度为0.5mm～2.0mm的线性破裂，或者在表面中产生至少21条长度为0.3mm～0.5mm的线性破裂。

衬底中“无破裂产生”涉及在表面中产生0条不短于2.0mm的线性破裂，产生至多两条长度为0.5mm～2.0mm的破裂，或者产生至多20条长度为0.3mm～0.5mm的破裂。

破裂产生率(％)涉及通过用衬底总数去除在生长的衬底当中产生破裂的衬底数量并用其结果乘以100得到的值。施主浓度C_D涉及n型杂质的浓度。由于在此不用Si进行掺杂，因此施主是氧(O)。即，施主浓度C_D涉及形成施主能级的氧的浓度。氧浓度和铁浓度都用SIMS(二次离子质谱)测量。衬底的翘曲由曲率半径R(单位：m)表示。重复进行了大量试验。

在此，将描述45个样品。样品从1～45编号。样品1～36、44和45表示本发明的实施例，而样品37～43表示比较例。在与样品1～36、44和45对应的实施例当中，样品1～21和44是I型(平坦表面)，且样品22～36和45是II型(人字形表面)。

在比较例中，下衬底不具有掩模，并且晶体直接气相沉积到平坦的下衬底上。特别试验了比较例37～43以确定掩模的效果且它们不属于现有技术。在一些比较例中，温度和V族/III族比例R_5/3在本发明限制的范围内。

表1示出了样品编号，掩模间隔(单位：μm)，掩模宽度或直径(单位：μm)，生长温度(℃)，PGa(表示GaCl分压；单位：kPa)，PN(表示氨分压；单位：kPa)，衬底尺寸(单位：mm或英寸(＂))，厚度(单位：μm)，核心(位错聚集的晶体区域5h)类型，晶面类型，Fe浓度C_Fe(单位：cm^-3)，施主浓度C_D(与氧浓度对应；单位：cm^-3)，比电阻(Ωcm)，破裂产生率(％)和翘曲曲率半径(单位：m)。

[实施例A：半绝缘衬底的实施例]

[样品1(实施例；I型)]

具有50μm掩模宽度Ds的平行带状掩模以500μm的掩模间隔Dw形成在18mm方形的GaAs衬底上。样品1特征在于使用了18mm方形的晶片作为下衬底。在形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1110℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为4kPa(0.04atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。在具有50μm掩模宽度的平行带状掩模上形成具有50μm核心宽度的GaN晶体的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。

处理和去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带型核心(位错聚集的晶体区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是I型。由于生长温度Tq高，因此获得I型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是非常低的施主浓度值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁷cm^-3，铁的引入量小。比电阻是1×10⁷Ωcm。由于铁浓度低，因此绝缘性比较低。然而，该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是4％，这是非常低的并且是所有样品中最低的。翘曲曲率半径R是5.6m，翘曲足够小。

[样品2(实施例；I型)]

具有50μm掩模宽度Ds的平行带型掩模以500μm掩模间隔Dw形成在直径2英寸(50mm)的GaAs衬底上。在形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1110℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压PGaCl设定为4kPa(0.04atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。在具有50μm掩模宽度的平行带状掩模上形成具有50μm核心宽度的GaN晶体的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。

去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是I型。由于生长温度Tq高，因此获得I型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是非常低的施主浓度值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁷cm^-3，铁的引入量小。比电阻是1×10⁷Ωcm。由于铁浓度低，因此绝缘性比较低。然而，该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生比例K是12％，这是非常低的。翘曲曲率半径R是5.2m，翘曲足够小。

[样品3(实施例；I型)]

具有50μm掩模宽度Ds的平行带状掩模以500μm掩模间隔Dw形成在直径3英寸(75mm)的GaAs衬底上。样品3特征在于衬底的大尺寸。在形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1110℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为4kPa(0.04atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。在具有50μm掩模宽度的平行带状掩模上形成具有50μm核心宽度的GaN晶体的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。

去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是I型。由于生长温度Tq高，因此获得I型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是非常低的施主浓度值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁷cm^-3，铁的引入量小。比电阻是1×10⁷Ωcm。由于铁浓度低，因此绝缘性比较低。然而，该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是18％，这是非常低的。翘曲曲率半径R是6.0m，翘曲足够小。

[样品4(实施例；I型)]

具有50μm掩模宽度Ds的平行带状掩模以500μm掩模间隔Dw形成在直径2英寸(50mm)的GaAs衬底上。在形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1110℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为4kPa(0.04atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。在具有50μm掩模宽度的平行带状掩模上形成具有50μm核心宽度的GaN晶体的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。

去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是I型。由于生长温度Tq高，因此获得I型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是非常低的施主浓度值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁶cm^-3，铁的引入量小。比电阻是1×10⁶Ωcm。由于铁浓度低，因此绝缘性比较低。然而，该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是12％，这是非常低的。翘曲曲率半径R是5.8m，且翘曲足够小。

[样品5(实施例；I型)]

具有50μm掩模宽度Ds的平行带状掩模以500μm掩模间隔Dw形成在直径2英寸(50mm)的GaAs衬底上。在形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1110℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为10kPa(0.1atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。在具有50μm掩模宽度的平行带状掩模上形成具有50μm核心宽度的GaN晶体的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。

V族/III族比例R_5/3设定为1。该样品特征在于V族/III族比例R_5/3设定为1。从未在GaN晶体生长中设定如此低的V族/III族比例R_5/3。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是I型。由于生长温度Tq高，因此获得I型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是非常低的施主浓度值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁶cm^-3，铁的引入量小。比电阻是1×10⁶Ωcm。由于铁浓度低，因此绝缘性比较低。然而，该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是12％，这是非常低的。翘曲曲率半径R是5.9m，翘曲足够小。

[样品6(实施例；I型)]

具有50μm掩模宽度Ds的平行带状掩模以500μm掩模间隔Dw形成在直径2英寸(50mm)的GaAs衬底上。在形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1110℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为3.3kPa(0.033atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。在具有50μm掩模宽度的平行带状掩模上形成具有50μm核心宽度的GaN晶体的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。V族/III族比例R_5/3设定为3。该样品特征在于将V族/III族比例R_5/3设定为3。

GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是I型。由于生长温度Tq高，因此获得I型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是非常低的施主浓度值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁶cm^-3，铁的引入量小。比电阻是1×10⁶Ωcm。由于铁浓度低，因此绝缘性比较低。然而，该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是15％，这是非常低的。翘曲曲率半径R是5.8m，翘曲足够小。

[样品7(实施例；I型)]

具有50μm掩模宽度Ds的平行带状掩模以500μm掩模间隔Dw形成在直径2英寸(50mm)的GaAs衬底上。在形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1110℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为4kPa(0.4atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。在具有50μm掩模宽度的平行带状掩模上形成具有50μm核心宽度的GaN晶体的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是I型。由于生长温度Tq高，因此获得I型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是非常低的施主浓度值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁹cm^-3，大量的铁被引入。比电阻是1×10¹¹Ωcm。绝缘性非常高。由于氧(施主)较少且铁浓度高，因此绝缘性高。该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生比例K是26％，这是比较低的。翘曲曲率半径R是5.6m，翘曲足够小。该样品特征在于高绝缘性。

[样品8(实施例；I型)]

具有50μm掩模宽度Ds的平行带状掩模以500μm掩模间隔Dw形成在直径2英寸(50mm)的GaAs衬底上。在形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1110℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为4kPa(0.04atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。在具有50μm掩模宽度的平行带状掩模上形成具有50μm核心宽度的GaN晶体的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带型核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是I型。由于生长温度Tq高，因此获得I型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是非常低的施主浓度值。铁浓度C_Fe是5×10¹⁹cm^-3，大量的铁被引入。比电阻是1×10¹²Ωcm。绝缘性极高。由于氧(施主)较少且铁浓度较高，因此绝缘性高。该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是20％，这是比较低的。翘曲曲率半径R是5.9m，翘曲足够小。该样品特征在于特别高的绝缘性。

[样品9(实施例；I型)]

去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带型核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集晶体的区域5h)的晶体类型是多晶层。晶面类型是I型。由于生长温度Tq高，因此获得I型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是非常低的施主浓度值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁷cm^-3，相当量的铁被引入。比电阻是1×10⁷Ωcm。绝缘性不高，然而，该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是16％，这是非常低的。翘曲曲率半径R是5.7m，翘曲足够小。该样品特征在于掩模上的晶体是多晶类型而不是反向层。破裂、翘曲、比电阻等与掩模上的晶体是反向层类型的实施例中的那些没有很大差别。

[样品10(实施例；I型)]

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是倾斜层。晶面类型是I型。由于生长温度Tq高，因此获得I型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是非常低的施主浓度值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁷cm^-3，相当量的铁被引入。比电阻是1×10⁷Ωcm。绝缘性不高，然而该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是17％，这是非常低的。翘曲曲率半径R是5.9m，翘曲足够小。该样品特征在于掩模上的晶体是倾斜层的类型而不是反向层。破裂、翘曲、比电阻等与掩模上的晶体是反向层类型的实施例的那些没有很大差别。

[样品11(实施例；I型)]

具有10μm掩模宽度Ds的平行带状掩模以500μm掩模间隔Dw形成在直径2英寸(50mm)的GaAs衬底上。该样品特征在于带状掩模宽度Ds窄达10μm(0.01mm)。形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1110℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为4kPa(0.04atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。在具有10μm掩模宽度的平行带状掩模上形成具有10μm核心宽度的GaN晶体的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有10μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是I型。由于生长温度Tq高，因此获得I型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是非常低的施主浓度值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁷cm^-3，相当量的铁被引入。比电阻是1×10⁷Ωcm。绝缘性不高，然而该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是17％，这是非常低的。翘曲曲率半径R是5.2m，翘曲足够小。如果掩模宽度Ds小，则翘曲可更大或更小。另一方面，即使掩模宽度Ds被设定成10μm，翘曲也不会变得很大。不管掩模宽度Ds被设定成10μm还是50μm，翘曲没有不同。

[样品12(实施例；I型)]

具有25μm掩模宽度Ds的平行带状掩模以500μm掩模间隔Dw形成在直径2英寸(50mm)的GaAs衬底上。该样品特征在于带状掩模宽度Ds窄达25μm(0.025mm)。形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1110℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为4kPa(0.04atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。在具有25μm掩模宽度的平行带状掩模上形成具有25μm核心宽度的GaN晶体的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。V族/III族比例R_5/3设定为2.5。

GaN晶体自支撑衬底包括具有25μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是I型。由于生长温度Tq高，因此获得I型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是非常低的施主浓度值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁷cm^-3，相当量的铁被引入。比电阻是1×10⁷Ωcm。绝缘性不高，然而该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是19％，这是非常低的。翘曲曲率半径R是5.2m，翘曲足够小。如果掩模宽度Ds小，则翘曲可更大或更小。另一方面，即使掩模宽度Ds被设定成25μm，翘曲也不会变得很大。不管掩模宽度Ds被设定成25μm还是50μm，翘曲没有不同。

[样品13(实施例；I型)]

具有100μm掩模宽度Ds的平行带型掩模以500μm掩模间隔Dw形成在直径2英寸(50mm)的GaAs衬底上。该样品特征在于带状掩模宽度Ds宽达100μm(0.1mm)。形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1110℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为4kPa(0.04atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。在具有100μm掩模宽度的平行带状掩模上形成具有100μm核心宽度的GaN晶体的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有100μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是I型。由于生长温度Tq高，因此获得I型。

施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是非常低的施主浓度值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁷cm^-3，相当量的铁被引入。比电阻是1×10⁷Ωcm。绝缘性不高，然而该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生比例K是19％，这是非常低的。翘曲曲率半径R是5.1m，翘曲足够小。如果掩模宽度Ds大，则翘曲可更大或更小。另一方面，即使掩模宽度Ds被设定成100μm，翘曲也不会变得很大。不管掩模宽度Ds设定为100μm还是50μm，翘曲没有不同。

[样品14(实施例；I型)]

具有50μm掩模宽度Ds的平行带状掩模以250μm掩模间隔Dw形成在直径2英寸(50mm)的GaAs衬底上。该样品特征在于带状掩模间隔Dw窄达250μm(0.25mm)。形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1110℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为4kPa(0.04atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。在具有50μm掩模宽度的平行带状掩模上形成具有50μm核心宽度的GaN晶体的平行带状核心(位错聚集区域5h)。去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。

V族/III族比例R_5/3被设定成2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以250μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是I型。由于生长温度Tq高，因此获得I型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是低施主浓度值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁷cm^-3，相当量的铁被引入。比电阻是1×10⁷Ωcm。绝缘性不高，然而该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是18％，这是非常低的。翘曲曲率半径R是6.0m，翘曲足够小。如果掩模间隔Dw小，则翘曲和破裂会更小。另一方面，掩模间隔Dw被设定成500μm或者250μm，翘曲和破裂都没有什么差别。

[样品15(实施例；I型)]

具有50μm掩模宽度Ds的平行带状掩模以750μm掩模间隔Dw形成在直径2英寸(50mm)的GaAs衬底上。该样品特征在于带状掩模间隔Dw宽达750μm(0.75mm)。形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1110℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为4kPa(0.04atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。在具有50μm掩模宽度的平行带状掩模上形成具有50μm核心宽度的GaN晶体的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以750μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是I型。由于生长温度Tq高，因此获得I型。

施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是低施主浓度值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁷cm^-3，相当量的铁被引入。比电阻是1×10⁷Ωcm。绝缘性不高，然而该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是18％，这是非常低的。翘曲曲率半径R是5.9m，翘曲足够小。如果掩模间隔Dw大，则翘曲会变得更大。另一方面，即使掩模间隔Dw设定为750μm，翘曲仍没有变大。

[样品16(实施例；I型)]

具有50μm掩模宽度Ds的平行带状掩模以1000μm掩模间隔Dw形成在直径2英寸(50mm)的GaAs衬底上。该样品特征在于带状掩模间隔Dw宽达1000μm(1mm)。形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1110℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为4kPa(0.04atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。在具有50μm掩模宽度的平行带状掩模上形成具有50μm核心宽度的GaN晶体的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以1000μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是I型。由于生长温度Tq高，因此获得I型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是低施主浓度值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁷cm^-3，相当量的铁被引入。比电阻是1×10⁷Ωcm。绝缘性不高，然而该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是17％，这是非常低的。翘曲曲率半径R是5.7m，翘曲足够小。如果掩模间隔Dw大，则翘曲会变得更大。另一方面，即使掩模间隔Dw被设定成1000μm，翘曲仍没有变大。

[样品17(实施例；I型)]

具有50μm掩模宽度Ds的平行带状掩模以1500μm掩模间隔Dw形成在直径2英寸(50mm)的GaAs衬底上。该样品特征在于带状掩模间隔Dw宽达1500μm(1.5mm)。形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1110℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定诶4kPa(0.04atm)，且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。在具有50μm掩模宽度的平行带状掩模上形成具有50μm核心宽度的GaN晶体的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以1500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是I型。由于生长温度Tq高，因此获得I型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是低施主浓度值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁷cm^-3，相当量的铁被引入。比电阻是1×10⁷Ωcm。绝缘性不高，然而该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是19％，这是非常低的。翘曲曲率半径R是3.9m，翘曲比较大。翘曲大可能是由于大的掩模间隔Dw(Dw＝1500μm)。如果最大可允许翘曲曲率半径为2m～3.5m的范围，则也能使用根据该样品的衬底。如果最大可允许翘曲曲率半径为4m～5m的范围，则该样品是不合格的。可允许的翘曲值根据目的而不同。

[样品18(实施例；I型)]

具有50μm掩模宽度Ds的平行带状掩模以2000μm掩模间隔Dw形成在直径2英寸(50mm)的GaAs衬底上。该样品特征在于带状掩模间隔Dw宽达2000μm(2mm)。形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1110℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为4kPa(0.04atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。在具有50μm掩模宽度的平行带状掩模上形成具有50μm核心宽度的GaN晶体的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以2000μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。

晶面类型是I型。由于生长温度Tq高，因此获得I型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是低施主浓度值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁷cm^-3，相当量的铁被引入。比电阻是1×10⁷Ωcm。绝缘性不高，然而该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是17％，这是非常低的。翘曲曲率半径R是3.3m，翘曲比较大。翘曲大可能是由于大的核心间隔Dw(Dw＝2000μm)。如果最大可允许翘曲曲率半径为2m～3m的范围，则也能使用根据该样品的衬底。如果最大可允许翘曲曲率半径为3.5m～5m的范围，则该样品是不合格的。可允许的翘曲值根据目的而不同。

[样品19(实施例；I型)]

具有50μm掩模宽度Ds的平行带状掩模以500μm掩模间隔Dw形成在直径2英寸(50mm)的GaAs衬底上。形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1110℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为4kPa(0.04atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。在具有50μm掩模宽度的平行带状掩模上形成具有50μm核心宽度的GaN晶体的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是I型。由于生长温度Tq高，因此获得I型。施主浓度C_D是1×10¹⁷cm^-3，其是相对高的施主浓度值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁷cm^-3，相当量的铁被引入。比电阻是1×10⁵Ωcm。绝缘性非常低。然而，衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是24％。尽管相对可能产生破裂，但是能使用该衬底作为半绝缘衬底。翘曲曲率半径R是5.5m，翘曲较小。

[样品20(实施例；I型)]

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是I型。由于生长温度Tq高，因此获得I型。施主浓度C_D是1×10¹⁷cm^-3，其是相对高的施主浓度值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁹cm^-3，大量的铁被引入。比电阻是1×10⁷Ωcm。绝缘性不是很高。然而，该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是16％。能获得较不可能产生破裂的良好半绝缘衬底。翘曲曲率半径R是5.2m，翘曲较小。

[样品21(实施例；I型)]

具有50μm掩模宽度Ds的平行带状掩模以500μm掩模间隔Dw形成在直径2英寸(50mm)的GaAs衬底上。形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。最初，外延生长温度Tq设定为1050℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为4kPa(0.04atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。随后，外延生长温度Tq设定为1100℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为4kPa(0.04atm)，并且进行外延生长直到厚度达到1000μm以上。在具有50μm掩模宽度的平行带状掩模上形成具有50μm核心宽度的GaN晶体的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。去除GaAs衬底，且从在1100℃生长获得的部分切割GaN衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是I型。由于生长温度Tq高，因此获得I型。施主浓度C_D是1×10¹⁷cm^-3，其是相对高的施主浓度值。铁浓度C_Fe是5×10¹⁹cm^-3，大量的铁被引入。比电阻是1×10⁸Ωcm。绝缘性比较高。该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是27％。尽管相当可能发生破裂，但是该衬底能用作半绝缘衬底。翘曲曲率半径R是5.3m，翘曲较小。

[样品22(实施例；II型)]

具有50μm掩模宽度Ds的平行带状掩模以500μm掩模间隔Dw形成在直径2英寸(50mm)的GaAs衬底上。形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1050℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为4kPa(0.04atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。在具有50μm掩模宽度的平行带状掩模上形成具有50μm核心宽度的GaN晶体的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是II型。由于生长温度Tq比较低，因此获得II型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是很低的施主浓度值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁷cm^-3，相当量的铁被引入。比电阻是1×10⁷Ωcm。绝缘性不是很高，然而，该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是17％。能获得较不可能产生破裂的良好半绝缘衬底。翘曲曲率半径R是5.0m，翘曲较小。

[样品23(实施例；II型)]

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是II型。由于生长温度Tq比较低，因此获得II型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是很低的施主浓度值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁶cm^-3，相当量的铁被引入。比电阻是1×10⁶Ωcm。绝缘性比较低。然而，该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是13％。能获得较不可能产生破裂的良好半绝缘衬底。翘曲曲率半径R是5.5m，翘曲较小。

[样品24(实施例；II型)]

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是II型。由于生长温度Tq比较低，因此获得II型。施主浓度C_D是1×10¹⁷cm^-3，其是相当高的值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁹cm^-3，大量的铁被引入。比电阻是1×10⁷Ωcm。绝缘性不高，然而该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是16％。能获得较不可能产生破裂的良好半绝缘衬底。翘曲曲率半径R是5.7m，翘曲较小。

[样品25(实施例；II型)]

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是II型。由于生长温度Tq比较低，因此获得II型。施主浓度C_D是1×10¹⁷cm^-3，其是相当高的值。铁浓度C_Fe是5×10¹⁹cm^-3，极大量的铁被引入。比电阻是1×10⁸Ωcm。绝缘性比较高。该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是29％。尽管该值相当高，但是该衬底是有用的衬底。翘曲曲率半径R是5.3m，翘曲较小。

[样品26(实施例；II型)]

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是II型。由于生长温度Tq比较低，因此获得II型。施主浓度C_D是1×10¹⁹cm^-3，其是极高的值。铁浓度C_Fe是7×10¹⁹cm^-3，极大量的铁被引入。比电阻是1×10⁵Ωcm。绝缘性极低，然而该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是29％。尽管该值相当高，但是该衬底是有用的衬底。翘曲曲率半径R是6.0m，翘曲较小。

[样品27(实施例；II型)]

具有50μm掩模宽度Ds的平行带型掩模以500μm掩模间隔Dw形成在直径2英寸(50mm)的GaAs衬底上。形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1050℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为4kPa(0.04atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。在具有50μm掩模宽度的平行带状掩模上形成具有50μm核心宽度的GaN晶体的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是II型。由于生长温度Tq比较低，因此获得II型。施主浓度C_D是1×10¹⁹cm^-3，其是极高的值。铁浓度C_Fe是8×10¹⁹cm^-3，极大量的铁被引入。比电阻是1×10⁷Ωcm。绝缘性不高，然而，该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是28％。尽管该值相当高，但是该衬底是有用的衬底。翘曲曲率半径R是5.1m，翘曲较小。

[样品28(实施例；II型)]

具有50μm掩模宽度Ds的平行带状掩模以500μm掩模间隔Dw形成在直径2英寸(50mm)的GaAs衬底上。形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq为1050℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为4kPa(0.04atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。在具有50μm掩模宽度的平行带状掩模上形成具有50μm核心宽度的GaN晶体的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是II型。由于生长温度Tq比较低，因此获得II型。施主浓度C_D是1×10¹⁷cm^-3，其是相当高的值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁷cm^-3，且引入铁的量相对小。比电阻是1×10⁵Ωcm。绝缘性极低，然而该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是23％。尽管该值相当高，但是该衬底是有用的衬底。翘曲曲率半径R是5.7m，翘曲较小。

[样品29(实施例；II型)]

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是II型。由于生长温度Tq比较低，因此获得II型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是低值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁹cm^-3，大量的铁被引入。比电阻是1×10¹¹Ωcm。绝缘性极高，且该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是27％。尽管该值相当高，但是该衬底是有用的衬底。翘曲曲率半径R是5.4m，翘曲较小。

[样品30(实施例；II型)]

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是II型。由于生长温度Tq比较低，因此获得II型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是低值。铁浓度C_Fe是5×10¹⁹cm^-3，极大量的铁被引入。比电阻是1×10¹²Ωcm。绝缘性极高。破裂产生率K是18％，这是相当低的值。翘曲曲率半径R是5.7m，翘曲较小。

[样品31(实施例；II型)]

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是II型。由于生长温度Tq比较低，因此获得II型。施主浓度C_D是1×10¹⁹cm^-3，其是很高的值。铁浓度C_Fe是7×10¹⁹cm^-3，极大量的铁被引入。比电阻是1×10⁵Ωcm。绝缘性极低。破裂产生率K是27％。尽管该值相当高，但是该衬底仍是有用的衬底。翘曲曲率半径R是6.0m，翘曲较小。

[样品32(实施例；II型)]

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是II型。由于生长温度Tq比较低，因此获得II型。施主浓度C_D是1×10¹⁹cm^-3，其是极高的值。铁浓度C_Fe是8×10¹⁹cm^-3，极大量的铁被引入。比电阻是1×10⁷Ωcm。绝缘性不高。破裂产生率K是29％。尽管该值相当高，但是该衬底仍是有用的衬底。翘曲曲率半径R是5.6m，翘曲较小。

[样品33(实施例；II型)]

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是II型。由于生长温度Tq比较低，因此获得II型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是低施主浓度。铁浓度C_Fe是7×10¹⁹cm^-3，极大量的铁被引入。比电阻是3×10¹²Ωcm。绝缘性极高。破裂产生率K是27％。尽管该值相当高，但是该衬底仍是有用的衬底。翘曲曲率半径R是5.5m，翘曲较小。

[样品34(实施例；II型)]

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是II型。由于生长温度Tq比较低，因此获得II型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是低值。由于获得II型晶体，因此晶体掺杂有大量氧。铁浓度C_Fe是8×10¹⁹cm^-3，极大量的铁被引入。比电阻是5×10¹²Ωcm。绝缘性极高。破裂产生率K是28％。尽管该值相当高，但是该衬底仍是有用的衬底。翘曲曲率半径R是5.0m，翘曲较小。

[样品35(实施例；II型)]

具有50μm掩模宽度Ds的平行带状掩模以500μm掩模间隔Dw形成在直径2英寸(50mm)的GaAs衬底上。形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1050℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为2kPa(0.02atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。在具有50μm掩模宽度的平行带状掩模上形成具有50μm核心宽度的GaN晶体的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。

去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。V族/III族比例R_5/3设定为5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是II型。由于生长温度Tq比较低，因此获得II型。施主浓度C_D是1×10¹⁹cm^-3。由于获得了II型晶体，因此晶体掺杂有大量氧。铁浓度C_Fe是7×10¹⁹cm^-3，极大量的铁被引入。比电阻是1×10⁵Ωcm。绝缘性极低。破裂产生率K是29％。尽管该值相当高，但是该衬底仍是有用的衬底。翘曲曲率半径R是5.0m，翘曲较小。

[样品36(实施例；II型)]

具有50μm掩模宽度Ds的平行带状掩模以500μm掩模间隔Dw形成在直径2英寸(50mm)的GaAs衬底上。形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1050℃，NH₃分压PNH₃设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为1kPa(0.01atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。在具有50μm掩模宽度的平行带状掩模上形成具有50μm核心宽度的GaN晶体的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。

去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。V族/III族比例R_5/3设定为10。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心宽度Ds且以500μm的核心间隔重复的平行带状核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是II型。由于生长温度Tq比较低，因此获得II型。施主浓度C_D是1×10¹⁹cm^-3，其实极高的值。由于获得了II型晶体，因此晶体掺杂有大量氧。铁浓度C_Fe是8×10¹⁹cm^-3，极大量的铁被引入。比电阻是1×10⁷Ωcm。绝缘性不高。破裂产生率K是28％。尽管该值相当高，但是该衬底仍是有用的衬底。翘曲曲率半径R是5.0m，翘曲较小。

[样品37(比较例；无掩模)]

缓冲层在直径2英寸(50mm)而没有形成掩模的GaAs衬底上形成，并且随后外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1050℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为4kPa(0.04atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。由于没有提供掩模，因此不存在核心(位错聚集的区域5h)。具有平坦C面的晶体在衬底上均匀生长。去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。在表面处暴露的晶面是C面。C面是平坦表面。由于没有提供掩模，因此实现了C面生长。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3。由于获得了C面生长，因此较不可能将氧(施主)引入到晶体中并且施主浓度极低。晶体几乎不掺杂氧。铁浓度C_Fe是1×10¹⁷cm^-3，相当量的铁被引入。比电阻是1×10⁷Ωcm。绝缘性不高。破裂产生率K是77％，这是极高的值。翘曲曲率半径R是1.4m，这意味着翘曲非常大。这是由于GaN晶体在下衬底上没有形成掩模的情况下生长。该衬底不适合于用作在其上形成器件的衬底。

[样品38(比较例；无掩模)]

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。在表面处暴露的晶面是C面。C面是平坦表面。由于没有提供掩模，因此实现了C面生长。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3。由于获得了C面生长，因此较不可能将氧(施主)引入晶体中并且施主浓度极低。晶体几乎不掺杂氧。铁浓度C_Fe是1×10¹⁶cm^-3，引入的铁量非常小。比电阻是1×10⁶Ωcm。绝缘性比较低。破裂产生率K是75％，这是极高的值。翘曲曲率半径R是1.6m，这意味着翘曲非常大。这是由于GaN晶体在下衬底上没有形成掩模的情况下生长。该衬底不适合于用作在其上形成器件的衬底。

[样品39(比较例；无掩模)]

缓冲层在直径2英寸(50mm)而没有形成掩模的GaAs衬底上形成，并且随后外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1030℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为4kPa(0.04atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。由于没有提供掩模，因此不存在核心(位错聚集的区域5h)。具有平坦C面的晶体在衬底上均匀生长。去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。在表面处暴露的晶面是C面。C面是平坦表面。由于没有提供掩模，因此实现了C面生长。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3。由于获得了C面生长，因此较不可能将氧(施主)引入晶体中并且施主浓度极低。晶体几乎不掺杂氧。铁浓度C_Fe是1×10¹⁹cm^-3，引入了极高浓度的铁。比电阻是1×10¹¹Ωcm。绝缘性高。破裂产生率K是88％，这是极高的值。翘曲曲率半径R是1.9m，这意味着翘曲非常大。该衬底不适合于用作在其上形成器件的衬底。

[样品40(比较例；无掩模)]

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。在表面处暴露的晶面是C面。C面是平坦表面。由于没有提供掩模，因此实现了C面生长。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3。由于获得了C面生长，因此较不可能将氧(施主)引入晶体中且施主浓度极低。晶体几乎不掺杂氧。铁浓度C_Fe是5×10¹⁹cm^-3，引入了高浓度的铁。比电阻是1×10¹²Ωcm。绝缘性高。破裂产生率K是97％，这是极高的值。翘曲曲率半径R是1.8m，这意味着翘曲非常大。该衬底不适合于用作在其上形成器件的衬底。

[样品41(比较例；无掩模)]

缓冲层在直径2英寸(50mm)而没有形成掩模的GaAs衬底上形成，并且随后外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1010℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为4kPa(0.04atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。由于没有提供掩模，因此不存在核心(位错聚集的区域5h)。具有平坦C面的晶体在衬底上均匀生长。去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。在表面处暴露的晶面是C面。C面是平坦表面。由于没有提供掩模，因此实现了C面生长。施主浓度C_D是1×10¹⁷cm^-3。尽管获得了C面生长，施主浓度也相当高。铁浓度C_Fe是1×10¹⁷cm^-3，相当量的铁被引入。比电阻是1×10⁵Ωcm。绝缘性很低。破裂产生率K是68％，这是高的值。翘曲曲率半径R是1.4m，这意味着翘曲非常大。该衬底不适合于用作在其上形成器件的衬底。

[样品42(比较例；无掩模)]

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。在表面处暴露的晶面是C面。C面是平坦表面。由于没有提供掩模，因此实现了C面生长。施主浓度C_D是1×10¹⁷cm^-3。尽管获得了C面生长，施主浓度也相当高。铁浓度C_Fe是1×10¹⁹cm^-3，引入了高浓度的铁。比电阻是1×10⁷Ωcm。绝缘性不高。破裂产生率K是90％，这是极高的值。翘曲曲率半径R是1.4m，这意味着翘曲非常大。该衬底不适合于用作在其上形成器件的衬底。

[样品43(比较例；无掩模)]

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。在表面处暴露的晶面是C面。C面是平坦表面。由于没有提供掩模，因此实现了C面生长。施主浓度C_D是1×10¹⁷cm^-3。尽管获得了C面生长，施主浓度也相当高。铁浓度C_Fe是5×10¹⁹cm^-3，引入了高浓度的铁。比电阻是1×10⁸Ωcm。绝缘性比较高。破裂产生率K是95％，这是极高的值。翘曲曲率半径R是1.6m，这意味着翘曲非常大。这是由于没有形成掩模。该衬底不适合于用作在其上形成器件的衬底。

[样品44(实施例；I型点型)]

具有50μm掩模直径Ds的点型掩模以500μm掩模间隔Dw形成在直径2英寸(50mm)的GaAs衬底上。在形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1100℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为4kPa(0.04atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。具有直径50μm核心的GaN晶体的点型核心(位错聚集的区域5h)形成在具有50μm掩模直径的点型掩模上。

去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心直径Ds且以500μm的核心间隔Dw重复的点型核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是I型。由于生长温度Tq高，因此获得I型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是极低的施主浓度值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁷cm^-3，引入的铁量不是很大。比电阻是1×10⁷Ωcm。由于铁浓度低，因此绝缘性比较低。然而，该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是20％，这是极低的。翘曲曲率半径R是3.2m。

[样品45(实施例；II型点型)]

具有50μm掩模直径Ds的点型掩模以500μm掩模间隔Dw形成在直径2英寸(50mm)的GaAs衬底上。在形成缓冲层之后，外延生长GaN晶体。外延生长温度Tq设定为1050℃，NH₃分压P_NH3设定为10kPa(0.1atm)，以及GaCl分压P_GaCl设定为4kPa(0.04atm)，并且进行外延生长直到厚度达到400μm以上。具有直径50μm核心的GaN晶体的点型核心(位错聚集的区域5h)形成在具有50μm掩模直径的点型掩模上。去除GaAs衬底，以获得具有400μm厚度的GaN晶体自支撑衬底。

V族/III族比例R_5/3设定为2.5。GaN晶体自支撑衬底包括具有50μm的核心直径Ds且以500μm的核心间隔Dw重复的点型核心(位错聚集的区域5h)。核心(位错聚集的晶体区域5h)的晶体类型是反向层。晶面类型是II型。由于生长温度Tq比较低，因此获得II型。施主浓度C_D是1×10¹⁵cm^-3，其是极低的施主浓度值。铁浓度C_Fe是1×10¹⁷cm^-3，引入的铁量不是很大。比电阻是1×10⁷Ωcm。绝缘性不高。然而，该衬底能用作半绝缘衬底。破裂产生率K是18％。能获得较不可能产生破裂的良好半绝缘衬底。翘曲曲率半径R是3.2m，且翘曲较小。

[实例B；包括半绝缘衬底的器件的实施例]

[制造包括带状核心类型半绝缘衬底的器件]

[器件样品46(实施例；I型)

用金属有机化合物气相外延(OMVPE)方法在I型晶体类型和3英寸直径的半绝缘GaN衬底上制造具有HEMT(高电子迁移率晶体管)结构的外延晶片，该板绝缘GaN衬底通过样品3制造(带型核心(位错聚集的晶体区域5h)，间隔500μm，核心宽度50μm，比电阻为1×10⁷Ωcm)(图28)。特别是，参考图28，半绝缘GaN衬底5s放置在OMVPE装置的反应器(未示出)中，含有氢、氮和氨的气体被供应到反应器中，并进行20分钟加热处理同时将半绝缘GaN衬底5s的温度保持在1100℃。随后，将半绝缘GaN衬底5s的温度升高到1130℃并将氨和三甲基镓(TMG)供应到反应器中，以在半绝缘GaN衬底5s上生长GaN外延层202至1.5μm的厚度。将三甲基铝(TMA)、TMG和氨供应到反应器中，以在GaN外延层202上生长具有20％Al组分的AlGaN外延层204至30nm厚度。外延衬底210通过这些步骤制造。

接下来参考图29，通过以下步骤制造HEMT器件200。通过光刻、EB(电子束)气相沉积和剥离，在外延衬底210的AlGaN外延层204上制造源极206和漏极207。Ti/Al/Ti/Au(各自的厚度为20/100/20/300nm)用于电极。在剥离之后，在600℃下进行用于合金化的热处理1分钟。

之后，通过相似步骤制造栅极208。制造栅极208以在平行于带状核心(位错聚集晶体区域5h)的方向上排列且不形成在带状核心上。Ni/Au(各自厚度是50/500nm)用于栅极208。栅极长度是2μm。(将其用作器件样品46)

[器件样品47(比较例)

为了制备比较样品47，以相似方式将HEMT结构外延生长在Fe掺杂的半绝缘随机核心衬底上，以制造HEMT。随机核心涉及其中位错聚集的晶体区域5h随机分布的晶体。当未形成掩模而获得在下衬底上的小面生长时，小面凹陷随机产生，这将转变成位错聚集的晶体区域5h。位错聚集的晶体区域5h(核心)因此随机分布。

[器件样品48(比较例)]

此外，参考图30，为了制备器件样品48，以相似方式在蓝宝石衬底7上生长用于形成HEMT结构的外延层。在生长外延层的步骤中，对蓝宝石衬底7在1170℃下进行热处理10分钟，并随后生长GaN籽晶层201。之后，与GaN衬底的情况相同，生长GaN外延层202和AlGaN外延层204以制造外延衬底310。此时，参考图31，通过相似步骤制造HEMT器件300(图31)。

相互对比器件样品46、47和48的栅极漏电流。在栅极电压5V下，在样品46中获得1×10⁶A/cm²的低栅极电流密度。另一方面，在样品47和48中的栅极电流密度分别是1×10³A/cm²和1×10²A/cm²，与样品46相比栅极漏电流明显增加。由于栅极漏电流较小，因此晶体管的夹断较佳且因此能实现高性能晶体管。

器件样品47中的栅极漏电流增加的原因似乎是在栅极下方存在随机核心，因此因位错导致的漏电流增加。

在器件样品48中的栅极漏电流增加的原因似乎是，由于衬底由蓝宝石制成，因此外延层中的位错密度变高(高达1×10⁹/cm²)，因此因位错导致的漏电流变大。根据前述内容，根据本发明，可实现获得了小栅极漏电流的高性能HEMT和HEMT外延衬底。

[实施例C：包括点型半绝缘衬底的器件实施例]

[制造包括点状核心类型的半绝缘衬底的器件]

[器件样品49(实施例；I型点型)]

用金属有机化合物气相外延(OMVPE)方法在I型晶体的2英寸半绝缘GaN衬底上制造具有HEMT(高电子迁移率晶体管)结构的外延晶片结构，该半绝缘GaN衬底通过样品44(点状核心(位错聚集的晶体区域5h)间隔500μm，核心直径50μm，比电阻1×10⁷Ωcm)制造(图28)。特别地，参考图28，半绝缘GaN衬底5s被放置在OMVPE装置的反应器中，含有氢、氮和氨的气体被供应到反应器中，并进行20分钟加热处理，同时将半绝缘GaN衬底5s的温度保持在1100℃。随后，将半绝缘GaN衬底5s的温度升高到1130℃并将氨和三甲基镓(TMG)供应到反应器，以在半绝缘GaN衬底5s上生长GaN外延层202至1.5μm的厚度。将三甲基铝(TMA)、TMG和氨提供到反应器中，以在GaN外延层202上生长具有20％Al组分的AlGaN外延层204至30nm的厚度。通过这些步骤制造外延衬底210。

接下来参考图29，通过以下步骤制造HEMT器件200。通过光刻、EB气相沉积和剥离，在外延衬底210的AlGaN外延层204上制造源极206和漏极207。Ti/Al/Ti/Au(各自厚度为20/100/20/300nm)用于电极。在剥离之后，在600℃下进行用于合金化的热处理达1分钟。

之后，通过相似步骤制造栅极208。制造栅极208使其不形成在点状核心区域(位错聚集的晶体区域5h)上。Ni/Au(各自厚度是50/500nm)用于栅极208。栅极长度是2μm。(将其用作器件样品49)

[器件样品50(比较例)

为了制备比较样品50，以相似方式将HEMT结构外延生长在Fe掺杂的半绝缘随机核心衬底上，以制造HEMT。

[器件样品51(比较例)]

此外，参考图30，为了制备器件样品51，以相似方式在蓝宝石衬底7上生长用于形成HEMT结构的外延层。在生长外延层的步骤中，将蓝宝石衬底7在1170℃下进行热处理10分钟，并随后生长GaN籽晶层201。之后，与半绝缘GaN衬底的情况相同，生长GaN外延层202和AlGaN外延层204以制造外延衬底310。此时，参考图31，通过相似步骤制造HEMT器件300。

相互对比器件样品49、50和51的栅极漏电流。在栅极电压5V下，在样品49中获得1×10⁶A/cm²的低栅极电流密度。另一方面，在样品50和51中的栅极电流密度分别是1×10³A/cm²和1×10²A/cm²，与样品49相比栅极漏电流明显增加。由于栅极漏电流较小，因此晶体管的夹断较佳且因此能实现高性能晶体管。

器件样品50中的栅极漏电流增加的原因似乎是在栅极下方存在随机核心，因此因位错导致的漏电流增加。

在器件样品51中的栅极漏电流增加的原因似乎是，由于衬底由蓝宝石制成，因此外延层中的位错密度变高(高达1×10⁹/cm²)，因此因位错导致的漏电流变大。根据前述内容，根据本发明，可实现获得了小栅极漏电流的高性能HEMT和HEMT外延衬底。

图22示出了与上述样品1～36、44和45对应的实施例的温度和V族/III族比例R_5/3的值，具有白色圆形(II)和白色三角形(I型)。所有这些值都在被虚线包围的区域中(1040℃～1150℃和V族/III族比例R_5/3＝1～10)。比较例37～43中的一些温度和V族/III族比例R_5/3包括在用虚线示出的框中，另一些没有。由于没有提供掩模，因此即使这些比较例的值位于用虚线示出的框内，在破裂和翘曲方面这些比较例也是不合适的。提供比较例以确定掩模的效果。

图23通过点示出了的、样品1至45的翘曲和破裂产生率，横座标表示翘曲曲率半径(m)，纵坐标表示破裂产生率(％)。数字表示样品号。白色圆形表示I型的样品1～21和44。白色三角形表示II型的样品22～36和45。白色方形与根据比较例的样品37～43对应。

根据比较例的样品37～43具有大的翘曲(曲率半径1m～2m)和68～97％的破裂产生率，它们不适合用于在其上制造半导体器件的衬底。这是由于没有在下衬底上提供掩模。

比较I型和II型，翘曲(曲率半径)为5m～6m的范围，它们之间不存在很大差别。I和II型的翘曲曲率半径不小于3m，并分布在3m～7m的范围内。破裂产生率不大于30％。I型的破裂产生率为4％～27％的范围，且其中大部分分布在10％～20％的范围。II型的破裂产生率为13％～29％的范围，且其中大部分为25％～29％的范围。根据破裂观点，I型优于II型。I型和II性都可用于半绝缘衬底。

图27表示图中样品1～45的施主浓度(cm^-3)和铁(Fe)浓度(cm^-3)分布，其中横坐标表示施主(氧)浓度，纵坐标表示铁浓度。白色圆形表示I型，白色三角形表示II型，白色方形表示比较例。数字表示样品号。能看出II型(白色三角形)施主浓度高。尽管I型的一些实例施主浓度也高(样品19、20和21)，但是绝大部分I型样品施主浓度低。

关于II型，铁掺杂量与施主量成比例地逐渐增加。另一方面，关于I型，尽管施主量小但是铁量大。这一点上，也是I型较佳。

此外，I和II型的样品1～36以及根据比较例的样品37～43的位错密度在200℃下通过使用蚀刻剂蚀刻测量，蚀刻剂由磷酸和氢氟酸组成。通过使用100X的微分干涉光学显微镜和通过计算100×100μm面积内蚀刻凹陷的数目来进行测量。因此根据比较例的样品37～43的位错密度(蚀刻凹线密度)都在2×10⁷～10⁸/cm²的范围，而样品1～36的位错密度不高于5×10⁶/cm²。特别是，具有超出4m的晶体翘曲曲率半径的样品位错密度不高于2×10⁶/cm²，且具有超出5m的晶体翘曲曲率半径的样品的位错密度不高于10⁵/cm²的数量级。具有II型晶面的样品的位错密度接近I型的一半。由于样品21在生长最初步骤中经历了小面生长，因此尽管事实是样品21具有I型的晶面，但是样品21具有曲率半径基本相等的样品2、11、12和20大约一半的位错密度，并且样品21与具有相似曲率半径的II型样品25的位错密度相同。当也使用蓝宝石衬底或者SiC衬底代替GaAs衬底用于制造样品1～36时，获得与样品～36的那些相同的具有晶面、Fe浓度、施主浓度、比电阻、破裂产生率和翘曲曲率半径的衬底。而且，作为使用与用GaN衬底作为样品1～36的下衬底用于样品1～36相同的条件下生长的结果，获得具有与样品1～36的衬底相同的晶面、Fe浓度、施主浓度、比电阻、破裂产生率和翘曲曲率半径的衬底。

尽管本发明已经详细描述和示例，但是应清楚理解，本发明仅为了说明和实例且不用于限制，本发明的范围通过附随的权利要求解释。

Claims

1.一种制造半绝缘氮化物半导体衬底的方法，用于获得具有不小于1×10⁵Ωcm的比电阻和不小于100μm的厚度的自支撑半绝缘氮化物半导体衬底，该方法包括以下步骤：

在下衬底上形成掩模，在所述掩模中以250μm至2000μm的间隔Dw来排列具有10μm至100μm的宽度或直径Ds的点状或带状覆盖部分；

在1040℃至1150℃的生长温度下，通过供应V族/III族比例R_5/3被设定为1至10的III族原料气体和V族原料气体以及含有铁的气体，利用HVPE方法在所述下衬底上生长氮化物半导体晶体；以及

去除所述下衬底。

2.如权利要求1所述的制造半绝缘氮化物半导体衬底的方法，其中：

通过将V族/III族比例R_5/3设定为1至5和将生长温度设定成1090℃至1150℃，生长所述氮化物半导体晶体，该氮化物半导体晶体除了所述覆盖部分之外具有基本平坦的晶体表面。

3.如权利要求1所述的制造半绝缘氮化物半导体衬底的方法，其中：

通过将V族/III族比例R_5/3设定为1至10和将生长温度设定为1040℃至1070℃，生长所述氮化物半导体晶体，该氮化物半导体晶体具有的小面的底部位于所述覆盖部分上且小面的峰部位于相邻的所述覆盖部分中间的位置。

4.一种半绝缘氮化物半导体衬底，其具有不小于1×10⁵Ωcm的比电阻、不小于100μm的厚度和不小于3m的翘曲曲率半径，其包括：

具有10μm至100μm的直径或宽度Ds的且以250μm至2000μm的间隔Dw重复的点状或带状位错聚集的晶体区域；

在相邻的所述位错聚集的晶体区域之间重复出现的位错降低的小面生长晶体区域；以及

在所述位错降低的小面生长晶体区域之间存在的位错降低的C面生长晶体区域。

5.一种具有不小于3m的翘曲曲率半径的氮化物半导体外延衬底，其包括：

半绝缘氮化物半导体衬底，该半绝缘氮化物半导体衬底包括：具有10μm至100μm的直径或宽度Ds且以250μm至2000μm的间隔Dw重复的点状或带状位错聚集的晶体区域，在相邻的所述位错聚集的晶体区域之间重复存在的位错降低的小面生长晶体区域，以及在所述位错降低的小面生长晶体区域之间存在的位错降低的C面生长晶体区域，并且该半绝缘氮化物半导体衬底具有不小于1×10⁵Ωcm的比电阻和不小于100μm的厚度；以及

提供在所述半绝缘氮化物半导体衬底上的氮化物半导体外延层。

6.一种场效应晶体管，其包括：

半绝缘氮化物半导体衬底，该半绝缘氮化物半导体衬底包括：具有10μm至100μm的直径或宽度Ds且以250μm至2000μm的间隔Dw重复的点状或带状位错聚集的晶体区域，在相邻的所述位错聚集的晶体区域之间重复存在的位错降低的小面生长晶体区域，以及在所述位错降低的小面生长晶体区域之间存在的位错降低的C面生长晶体区域，并且该半绝缘氮化物半导体衬底具有不小于1×10⁵Ωcm的比电阻；

提供在所述半绝缘氮化物半导体衬底上的氮化物半导体外延层；和

提供在所述氮化物半导体外延层上的栅电极、源电极和漏电极，并且

所述栅电极形成在除了所述位错聚集的晶体区域之外的晶体区域上。