JP2016023123A - 窒化ガリウム基板 - Google Patents

Abstract

【課題】他の半導体層をエピタキシャル成長させる際のクラックおよび割れの発生を抑制する。
【解決手段】直径が１００ｍｍ以上の表面を有する窒化ガリウム基板であって、前記窒化ガリウム基板の前記表面の中央と周縁の４箇所の合計５箇所のそれぞれの箇所の１辺が２ｍｍの正方形の領域における顕微ラマン散乱マッピング測定におけるＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が０．１ｃｍ^-1以上２ｃｍ^-1以下であって、前記５箇所の全測定点におけるＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が２ｃｍ^-1以下である、窒化ガリウム基板である。
【選択図】図３

Description

本発明は、窒化ガリウム（ＧａＮ）基板に関する。

窒化物半導体基板の中でもＧａＮ基板は、発光デバイスや電子デバイスなどの半導体デバイスの製造用の基板として注目されている。しかしながら、ＧａＮ基板の製造上、現状、異種基板上に成長せざるを得ず、異種基板とＧａＮ結晶との間の格子定数や熱膨張係数が異なるため、ＧａＮ結晶に大量に結晶欠陥が生じるという問題があった。

そこで、たとえば非特許文献１には、表面に多数のドット状の窪みを有するＧａＮ結晶を成長させることによって、ＧａＮ結晶に発生する結晶欠陥を当該窪みの中心に集中させ、その周辺の結晶欠陥を減少させたＧａＮ基板が開示されている。

元木 健作，「窒化ガリウム基板の開発」，ＳＥＩテクニカルレビュー，第１７５号，２００９年７月，ｐｐ．１０−１８ 播磨 弘，「ＧａＮおよび関連窒化物のラマン散乱分光」，材料，日本材料学会，Ｖｏｌ．５１，Ｎｏ．９，２００２年９月，ｐｐ．９８３−９８８

しかしながら、上記のＧａＮ基板上に他の半導体層をエピタキシャル成長させて半導体デバイスを作製する際に、ＧａＮ基板にクラックや割れが生じることがあったため、その改善が要望されていた。

本発明の一態様に係るＧａＮ基板は、直径が１００ｍｍ以上の表面を有するＧａＮ基板であって、前記ＧａＮ基板の前記表面の中央と周縁の４箇所の合計５箇所のそれぞれの箇所の１辺が２ｍｍの正方形の領域における、顕微ラマン散乱マッピング測定において、Ｅ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が０．１ｃｍ^-1以上２ｃｍ^-1以下であって、前記５箇所の全測定点におけるＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が２ｃｍ^-1以下であるＧａＮ基板である。

本発明の一態様に係る貼り合わせ基板は、前記ＧａＮ基板と支持基板とが貼り合わされてなる貼り合わせ基板である。

上記によれば、他の半導体層をエピタキシャル成長させる際のクラックおよび割れの発生を抑制することができる。

実施形態１のＧａＮ基板の模式的な断面図である。 （ａ）〜（ｄ）は、実施形態１のＧａＮ基板の製造方法の一例について図解する模式的な断面図であり、（ｅ）は、実施形態１の貼り合わせ基板の一例の模式的な断面図である。 実施形態１のＧａＮ基板の表面全体の一例の模式的な平面図である。 ウルツ鉱型のＧａＮ結晶の結晶構造を示す図である。 Ｅ２^Hフォノンモードを説明する図である。 実施形態１のＧａＮ基板の点Ｂ、点Ａおよび点Ｄを通る直線上の位置と歪との関係概念図である。 従来のＧａＮ基板の点Ｂ、点Ａおよび点Ｄを通る直線上の位置と歪との関係概念図である。 実験例６のＧａＮ基板の顕微ラマン散乱測定の結果を示す図である。

[本発明の実施形態の説明]
最初に本発明の実施態様を列記して説明する。

（１）本発明の一態様に係るＧａＮ基板は、直径が１００ｍｍ以上の表面を有するＧａＮ基板であって、前記ＧａＮ基板の前記表面の中央と周縁の４箇所の合計５箇所のそれぞれの箇所の１辺が２ｍｍの正方形の領域における顕微ラマン散乱マッピング測定におけるＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が０．１ｃｍ^-1以上２ｃｍ^-1以下であって、前記５箇所の全測定点におけるＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が２ｃｍ^-1以下であるＧａＮ基板である。このような構成とすることにより、直径が１００ｍｍ以上の表面を有するＧａＮ基板上に他の半導体層をエピタキシャル成長させる際のクラックおよび割れの発生を抑制することができる。

（２）本発明の一態様に係るＧａＮ基板においては、前記直径が１５０ｍｍ以上であって、前記ＧａＮ基板の前記表面の前記中央と前記周縁の４箇所の合計５箇所のそれぞれの箇所の１辺が２ｍｍの正方形の領域における顕微ラマン散乱マッピング測定におけるＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が０．１ｃｍ^-1以上１ｃｍ^-1以下であって、前記５箇所の全測定点におけるＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が１ｃｍ^-1以下であることが好ましい。このような構成とすることにより、直径が１５０ｍｍ以上の表面を有するＧａＮ基板上に他の半導体層をエピタキシャル成長させる際のクラックおよび割れの発生を抑制することができる。

（３）本発明の一態様に係るＧａＮ基板においては、前記ＧａＮ基板の前記表面の１辺が２ｍｍの正方形の領域に、貫通転位密度が１×１０⁶ｃｍ^-2以上の領域と、貫通転位密度が１×１０⁶ｃｍ^-2未満の領域とが含まれることが好ましい。この場合には、貫通転位密度が１×１０⁶ｃｍ^-2以上の領域に転位を集中させることにより、貫通転位密度が１×１０⁶ｃｍ^-2未満の領域の結晶性を向上させることができる。

（４）本発明の一態様に係るＧａＮ基板においては、窒化ガリウム基板の表面の１辺が２ｍｍの正方形の領域に、酸素濃度が５×１０¹⁷ｃｍ^-2以上の領域と、５×１０¹⁷ｃｍ^-2未満の領域とが含まれることが好ましい。

（５）本発明の一態様に係るＧａＮ基板においては、上記のＧａＮ基板と支持基板とが貼り合わされてなる貼り合わせ基板である。このような構成とすることにより、他の半導体層をエピタキシャル成長させる際のクラックおよび割れの発生を抑制することができる。

[本発明の実施形態の詳細]
以下、実施形態について説明する。なお、実施形態の説明に用いられる図面において、同一の参照符号は、同一部分または相当部分を表わすものとする。

［実施形態１］
＜ＧａＮ基板＞
図１に、実施形態１のＧａＮ基板の表面の一部の模式的な斜視図を示す。実施形態１のＧａＮ基板１０は、ＧａＮ結晶１１から形成されている。そして、ＧａＮ結晶１１の表面からＧａＮ結晶１１の内部に向かって延在する貫通転位２３の集中領域が形成されている。

＜ＧａＮ基板の製造方法＞
以下、図２（ａ）〜図２（ｄ）の模式的断面図を参照して、実施形態１のＧａＮ基板の製造方法の一例について説明する。まず、図２（ａ）に示すように、成長面となる表面２１ａを有する成長用基板２１を準備する。成長用基板２１は、表面２１ａ上にＧａＮ結晶１１を成長させることができるものであれば特に限定されず、たとえば、ガリウム砒素（ＧａＡｓ）などの異種基板を用いてもよく、ＧａＮからなる同種基板を用いてもよい。

次に、図２（ｂ）に示すように、成長用基板２１の表面２１ａ上に、パターニング層２２を形成する。パターニング層２２は、たとえば、成長用基板２１の表面２１ａの全面に、プラズマＣＶＤ（Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法により酸化珪素（ＳｉＯ₂）膜を形成した後に、ＳｉＯ₂膜上にフォトリソグラフィー法によりパターニングされたレジストを形成し、当該レジストをエッチングマスクとしたエッチングを行うことによって形成することができる。

次に、図２（ｃ）に示すように、成長用基板２１のパターニング層２２が形成された表面２１ａ上に、ＧａＮ結晶１１を結晶成長させる。ＧａＮ結晶１１の結晶成長方法としては、たとえば、ガリウム（Ｇａ）原料として金属Ｇａを用い、窒素（Ｎ）原料としてアンモニア（ＮＨ₃）ガスを用いたＨＶＰＥ（Ｈｙｄｒｉｄｅ Ｖａｐｏｒ Ｐｈａｓｅ ＥＰｉｔａｘｙ）法を用いることができる。

次に、図２（ｄ）に示すように、ＧａＮ結晶１１の裏側の成長用基板２１をたとえば研削などによって除去する。その後、ＧａＮ結晶１１の表面をたとえば研削などによって平坦化した後にたとえば研磨することによって、実施形態１のＧａＮ基板１０を得ることができる。

また、上記のようにして得られた実施形態１のＧａＮ基板１０の成長用基板２１の除去側の表面に、たとえば図２（ｅ）の模式的断面図に示すように、異種基板２４を貼り合わせることによって貼り合わせ基板２５を作製することもできる。異種基板２４としては、たとえば、サファイア基板、ＡｌＮ基板、ＳｉＣ基板、ＧａＡｓ基板、ＺｒＢ₂基板、ＳｉＯ₂／Ａｌ₂Ｏ₃焼結体基板またはＭｏ基板などを用いることができる。

また、実施形態１のＧａＮ基板１０と異種基板２４との貼り合わせ方法は、特に限定されないが、たとえば、低温で均一に貼り合わせる観点から、表面活性化法またはフュージョンボンディング法などを用いることが好ましい。ここで、表面活性化法とは、ＧａＮ基板１０の貼り合わせ面をプラズマに曝すことによりその表面を活性化させた後に貼り合わせる方法のことをいい、フュージョンボンディング法とは、洗浄した表面（貼り合わせ面）同士を加圧加熱して貼り合わせる方法のことをいう。また、実施形態１のＧａＮ基板１０と異種基板２４とを接合膜を介して貼り合わせることもできる。

＜△ｋｐ（２ｍｍ□）および△ｋｐ（全面）＞
図３に、実施形態１のＧａＮ基板１０の表面全体の一例の模式的な平面図を示す。実施形態１のＧａＮ基板１０の表面の直径Ｒは１００ｍｍ以上である。ＧａＮ基板１０の表面の直径Ｒは、ＧａＮ基板１０にオリエンテーションフラット（オリフラ）３０が形成されている場合でも、ＧａＮ基板１０にオリフラ３０が形成されていないと仮定した場合の仮想円の直径を意味する。

また、ＧａＮ基板１０の中央の点Ａ、ならびに周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅの合計５点のそれぞれを中心とする１辺が２ｍｍの正方形の領域（領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅ）のそれぞれの領域における顕微ラマン散乱マッピング測定により得られるラマンスペクトルのＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の２ｍｍ□面内における最大値と最小値との差（△ｋｐ（２ｍｍ□））は０．１ｃｍ^-1以上２ｃｍ^-1以下である。

さらに、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの全測定点におけるラマンスペクトルのＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（全面））は２ｃｍ^-1以下である。

＜△ｋｐ（２ｍｍ□）および△ｋｐ（全面）の算出方法＞
以下に、上記の△ｋｐ（２ｍｍ□）および△ｋｐ（全面）の算出方法について説明する。

≪測定領域の特定≫
まず、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅを、以下のようにして特定する。ここで、ＧａＮ基板１０の表面の中心の点Ａは、ＧａＮ基板１０の表面の円の中心（ＧａＮ基板１０にオリフラ３０が形成されている場合にはオリフラ３０が形成されていないと仮定した場合の仮想円の中心）の点として特定する。そして、上記のようにして特定された点Ａを対角線の交点とし、図３に示すオリフラ３０に平行な長さ２ｍｍの２本の線分を２辺とし、オリフラ３０に垂直な長さ２ｍｍの２本の線分を２辺とする正方形の領域を領域３１ａとする。

また、ＧａＮ基板１０の表面の周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅは、それぞれ、ＧａＮ基板１０の表面の外周を構成する円（ＧａＮ基板１０にオリフラ３０が形成されている場合にはオリフラ３０が形成されていないと仮定した場合の仮想円）の外周から内側に５ｍｍだけ入り込んだ仮想円３２の円周上の点であって、点Ｂと点Ａと点Ｄとが１本の直線上に存在するとともに、点Ｃと点Ａと点Ｅとが１本の直線上に存在し、点Ｂと点Ａと点Ｄとを結ぶ直線と、点Ｃと点Ａと点Ｅとを結ぶ直線とが直交する関係にある点として特定する。そして、上記の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅをそれぞれ対角線の交点とし、オリフラ３０に平行であって長さ２ｍｍの互いに平行な２本の線分を２辺とし、オリフラ３０に垂直であって長さ２ｍｍの互いに平行な２本の線分を２辺とする正方形の領域をそれぞれ領域３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅとする。

≪△ｋｐ（２ｍｍ□）の算出≫
次に、上記で特定された領域３１ａ内の複数の箇所について顕微ラマン散乱マッピング測定を行うことにより領域３１ａの２ｍｍ□面内の各箇所のラマンスペクトルを測定し、領域３１ａの２ｍｍ□面内の各箇所におけるＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークをそれぞれ特定し、ピークの最大ピーク時の波数（ラマンシフト量に相当；単位：［ｃｍ^-1］）の値を各箇所で特定する。そして、２ｍｍ□面内の各箇所で特定された当該波数の中から最大値（ａ１）と最小値（ａ２）とを特定する。そして、上記のようにして特定された波数の最大値（ａ１）と最小値（ａ２）との差（ａ１−ａ２）を求めることによって、上記の領域３１ａの２ｍｍ□面内の△ｋｐ（２ｍｍ□）が求められる。

領域３１ｂの△ｋｐ（２ｍｍ□）についても、上記の領域３１ａの△ｋｐ（２ｍｍ□）と同様にして、領域３１ｂ内の複数の箇所について顕微ラマン散乱マッピング測定を行うことによりラマンスペクトルを測定し、Ｅ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の値を特定し、当該波数の値の中から特定された波数の最大値（ｂ１）と最小値（ｂ２）との差（ｂ１−ｂ２）を求めることによって、上記の領域３１ｂの△ｋｐ（２ｍｍ□）を求めることができる。

領域３１ｃの△ｋｐ（２ｍｍ□）についても、上記の領域３１ａの△ｋｐ（２ｍｍ□）と同様にして、領域３１ｃ内の複数の箇所について顕微ラマン散乱マッピング測定を行うことによりラマンスペクトルを測定し、Ｅ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の値を特定し、当該波数の値の中から特定された波数の最大値（ｃ１）と最小値（ｃ２）との差（ｃ１−ｃ２）を求めることによって、上記の領域３１ｃの△ｋｐ（２ｍｍ□）を求めることができる。

領域３１ｄの△ｋｐ（２ｍｍ□）についても、上記の領域３１ａの△ｋｐ（２ｍｍ□）と同様にして、領域３１ｄ内の複数の箇所について顕微ラマン散乱マッピング測定を行うことによりラマンスペクトルを測定し、Ｅ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の値を特定し、当該波数の値の中から特定された波数の最大値（ｄ１）と最小値（ｄ２）との差（ｄ１−ｄ２）を求めることによって、上記の領域３１ｄの△ｋｐ（２ｍｍ□）を求めることができる。

領域３１ｅの△ｋｐ（２ｍｍ□）についても、上記の領域３１ａの△ｋｐ（２ｍｍ□）と同様にして、領域３１ｅ内の複数の箇所について顕微ラマン散乱マッピング測定を行うことによりラマンスペクトルを測定し、Ｅ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の値を特定し、当該波数の値の中から特定された波数の最大値（ｅ１）と最小値（ｅ２）との差（ｅ１−ｅ２）を求めることによって、上記の領域３１ｅの△ｋｐ（２ｍｍ□）を求めることができる。

≪△ｋｐ（全面）の算出≫
次に、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの波数の最大値ａ１，ｂ１，ｃ１，ｄ１，ｅ１の中からさらに波数の最大値（Ｘ１）を特定する。また、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの波数の最小値ａ２，ｂ２，ｃ２，ｄ２，ｅ２の中からさらに波数の最小値（Ｘ２）を特定する。そして、上記の波数の最大値（Ｘ１）と波数の最小値（Ｘ２）との差（Ｘ１−Ｘ２）を求めることによって△ｋｐ（全面）を求めることができる。

＜Ｅ２^Hフォノンモード＞
Ｅ２^Hフォノンモードについて、以下にウルツ鉱型のＧａＮ結晶を例にして説明する。Ｅ２^Hフォノンモードは、図４に示すＧａ原子（白丸）およびＮ原子（黒丸）からなる結晶構造を有するＧａＮ結晶において、図５に示すようにＮ原子がＣ面内で変位するモードである。

また、Ｅ２^Hフォノンモードに対応するラマンシフト量は、上述のように、顕微ラマン散乱マッピング測定して得られるラマンシフトのスペクトルにおいてＥ２^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数により特定される。なお、非特許文献２の９８５頁のＴａｂｌｅＩＩにおいて、３００Ｋの温度におけるウルツ鉱型のＧａＮ結晶のＥ２^Hフォノンモードの波数として５６７．６ｃｍ^-1が挙げられており、非特許文献２のＦｉｇ．３のラマンスペクトル図にはＥ２^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数が５６７．６ｃｍ^-1の近傍に現れている。

＜作用効果＞
上述のように、Ｅ２^Hフォノンモードは、ＧａＮ結晶中の隣接するＮ原子がＣ面内で面内方向に振動するモードに関係した散乱光である（非特許文献２参照）。Ｃ面内に圧縮歪が生じている場合には、振動のフォノン周波数が高くなるためＥ２^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数も高くなる。一方Ｃ面内に引張歪が生じている場合には、振動のフォノン周波数が低くなるため、Ｅ２^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数も低くなる。そして、ＧａＮ基板の局所的（ミクロ）および全体的（マクロ）のいずれにおいても圧縮歪または引張歪の一方が大きくなりすぎると、ＧａＮ基板上に他の半導体層をエピタキシャル成長させる際にＧａＮ基板にクラックや割れが生じやすくなるため、ＧａＮ基板のＥ２^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数（ラマンシフト量（歪の大きさ）に相当）は、ミクロおよびマクロのいずれにおいても小さい方が好ましい。

実施形態１のＧａＮ基板１０においては、表面の中央の点Ａ、ならびに周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅの合計５点のそれぞれを中心とする１辺が２ｍｍの正方形の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの領域における顕微ラマン散乱マッピング測定により得られるラマンスペクトルのＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するラマンシフト量の最大値と最小値との差（△ｋｐ（２ｍｍ□））が０．１ｃｍ^-1以上２ｃｍ^-1以下である。これにより、実施形態１のＧａＮ基板１０のミクロな歪を小さくして、ミクロな歪の分布をより均一にすることができる。なお、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの領域における△ｋｐ（２ｍｍ□）の値は小さい方が好ましい。たとえば、ファセット成長ではなく、後述のコアレス成長の場合にはミクロな歪の分布は小さくなるが、マクロな歪の分布が大きくなってしまい、ＧａＮ基板１０上への半導体層のエピタキシャル成長時にＧａＮ基板１０に割れやクラックが生じやすくなる。そこで、実施形態１のＧａＮ基板１０においては、ファセット成長のようなミクロな歪の分布を意図的に作り込むことによって、マクロな歪の分布の増大を抑えて、ＧａＮ基板１０上への半導体層の半導体層のエピタキシャル成長時にＧａＮ基板１０に割れやクラックが発生するのを抑えることができる。ミクロな歪の分布を作り込む観点からは、△ｋｐ（２ｍｍ□）はある一定以上の値を有していることが好ましく、０．１ｃｍ^-1以上に設定されていることが好ましい。

また、実施形態１のＧａＮ基板１０においては、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの全測定点におけるラマンスペクトルのＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するラマンシフト量の最大値と最小値との差（△ｋｐ（全面））は２ｃｍ^-1以下である。これにより、実施形態１のＧａＮ基板１０のマクロな歪を小さくして、マクロな歪分布をより均一にすることができる。

これは、本発明者が鋭意検討した結果、上記のように、△ｋｐ（２ｍｍ□）および△ｋｐ（全面）を設定した場合には、直径Ｒが１００ｍｍ以上という大口径の表面を有するＧａＮ基板上に他の半導体層をエピタキシャル成長させる場合にもＧａＮ基板に発生するクラックおよび割れの発生を抑制することができることを見出したことによるものである。

図６に、実施形態１のＧａＮ基板１０の点Ｂ、点Ａおよび点Ｄを通る直線上の位置と歪との関係の概念図を示す。また、比較として、図７に、従来のＧａＮ基板の点Ｂ、点Ａおよび点Ｄを通る直線上の位置と歪との関係の概念図を示す。

図６と図７との比較から明らかなように、実施形態１のＧａＮ基板１０においては、従来のＧａＮ基板と比べて、点Ｂ、点Ａおよび点Ｄのいずれにおいても歪が小さく抑えられているとともに、ＧａＮ基板の全体においても最大の歪の大きさと最小の歪の大きさとの間の差が小さく抑えられていることがわかる。

非特許文献１に記載のＧａＮ結晶を用いたＧａＮ基板においても、クラックおよび割れの発生を抑制することができるが、実施形態１のＧａＮ基板１０においては、上記のように、△ｋｐ（２ｍｍ□）および△ｋｐ（全面）が設定されているため、クラックおよび割れの発生の抑制効果がさらに高くなっている。

なお、クラックとは、ＧａＮ基板１０に形成される亀裂を意味しており、クラックの段階ではＧａＮ基板１０は複数に分裂していない。また、割れとは、ＧａＮ基板１０に亀裂が入り、複数に分裂している状態を意味している。

［実施形態２］
実施形態２のＧａＮ基板１０は、以下の（ｉ）〜（ｉｉｉ）の点で、実施形態１と異なっていることを特徴としている。

（ｉ）直径Ｒが１５０ｍｍ以上である表面を有している。
（ｉｉ）表面の中央の点Ａ、ならびに周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅの合計５点のそれぞれを中心とする１辺が２ｍｍの正方形の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの領域における顕微ラマン散乱マッピング測定により得られるラマンスペクトルのＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するラマンシフト量の最大値と最小値との差（△ｋｐ（２ｍｍ□））が０．１ｃｍ^-1以上１ｃｍ^-1以下である。

（ｉｉｉ）上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの全測定点におけるラマンスペクトルのＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するラマンシフト量の最大値と最小値との差（△ｋｐ（全面））は１ｃｍ^-1以下である。

実施形態２は、実施形態１と比べて、ＧａＮ基板１０の表面の直径Ｒの下限が大きくなって大口径化しているため、クラックおよび割れが生じやすくなるが、この場合でも、上記の△ｋｐ（２ｍｍ□））を０．１ｃｍ^-1以上１ｃｍ^-1以下とし、△ｋｐ（全面）を１ｃｍ^-1以下とすることによって、クラックおよび割れの発生を抑制することができる。

実施形態２における上記以外の説明は実施形態１と同様であるため、その説明については繰り返さない。

［実施形態３］
実施形態３のＧａＮ基板１０は、ＧａＮ基板１０の表面の１辺が２ｍｍの正方形の領域に、貫通転位密度が１×１０⁶ｃｍ^-2以上の領域と、貫通転位密度が１×１０⁶ｃｍ^-2未満の領域とが含まれていることを特徴としている。実施形態３のＧａＮ基板１０においては、貫通転位密度が１×１０⁶ｃｍ^-2以上の領域（コア部１２）に転位を集中させることにより、貫通転位密度が１×１０⁶ｃｍ^-2未満の領域（ファセット１３）の結晶性を向上させることができる。

実施形態３のように、ＧａＮ基板１０の表面の１辺が２ｍｍの正方形の領域に貫通転位密度が１×１０⁶ｃｍ^-2以上の領域と、貫通転位密度が１×１０⁶ｃｍ^-2未満の領域とが含まれるのは、図２（ｂ）から図２（ｃ）に至るＧａＮ結晶１１の結晶成長過程において、以下の（Ｉ）〜（Ｖ）の現象がこの順に起こることによるものであると考えられる。

（Ｉ）ＧａＮ結晶１１の表面の窪み１４の隣り合うファセット１３の境界に転位が移動することによるファセット１３における貫通転位の低減。

（ＩＩ）ＧａＮ結晶１１の表面の窪み１４の隣り合うファセット１３の境界の下部に転位が集合することによる欠陥面（面状欠陥部）の形成。

（ＩＩＩ）ＧａＮ結晶１１の表面の窪み１４の複数のファセット１３が交差する多重点における転位の合流および閉じ込めによる転位の拡散防止。

（ＩＶ）多重点下部に転位が集合することによる線状欠陥部と、当該線状欠陥部の上方のコア部１２の形成。

（Ｖ）ファセット１３の成長によるファセット１３における低欠陥部の増加。
実施形態３における上記以外の説明は実施形態１および実施形態２と同様であるため、その説明については繰り返さない。すなわち、実施形態３のＧａＮ基板１０には、上述の貫通転位密度が１×１０⁶ｃｍ^-2以上の領域と貫通転位密度が１×１０⁶ｃｍ^-2未満の領域とが含まれているだけではなく、実施形態１または実施形態２のＧａＮ基板１０の特徴も含まれている。

なお、貫通転位は、Ｃ軸成長方向に貫く転位であり、貫通転位密度は選択エッチングによるエッチピットの密度を数えることにより評価することができる。選択エッチング方法としては、たとえば、加熱した酸やアルカリ水溶液中へのＧａＮ基板の浸漬、または水酸化カリウムの溶融塩（溶融ＫＯＨ）中へのＧａＮ基板の浸漬などを挙げることができる。また、カソードルミネッセンス（ＣＬ）によっても貫通転位密度を測定することができる。ＣＬでは貫通転位箇所が暗点となるため、暗点の数を数えてその単位面積（１ｃｍ²）当たりの密度を算出することによって、貫通転位密度の測定が可能である。

＜実験例１＞
まず、図２（ａ）に示すように、成長用基板２１として直径１１０ｍｍの表面（Ｃ面）２１ａを有するサファイア基板を準備した。次に、図２（ｂ）に示すように、サファイア基板のＣ面上にプラズマＣＶＤ法によりＳｉＯ₂膜を０．１μｍの厚さで成膜し、その後、フォトリソグラフィー法およびＢＨＦ（バッファードフッ酸）を用いたエッチングにより、ＳｉＯ₂膜からなるパターニング層２２を形成した。パターニング層２２の形状は、直径５０μｍの円を８００μｍピッチで格子状に配置した形状とし、格子方向は、ｍ軸およびａ軸方向とそれぞれ一致させた。

次に、図２（ｃ）に示すように、パターニング層２２が形成された成長用基板２１としてのサファイア基板のＣ面上にＧａＮ結晶１１を１０時間で１２００μｍ程度の厚さに成長させた。ＧａＮ結晶１１は、Ｇａ原料として金属Ｇａを用いるとともに、Ｎ原料としてＮＨ₃ガスを用いたＨＶＰＥ法により成長させた。

ＨＶＰＥ法によるＧａＮ結晶１１の成長は以下のように行った。まず、ホットウォール型反応炉内の石英製の試料ホルダ上に成長用基板２１としてのサファイア基板を設置し、上流側ボート内に設置した金属Ｇａ（８００℃に加熱）に水素（Ｈ₂）ガスをキャリアガスとして塩化水素（ＨＣｌ）ガスを吹き付け、生成した塩化ガリウム（ＧａＣｌ）ガスおよびＮＨ₃ガスを５００℃に加熱したサファイア基板上に３０分間供給して厚さ５０ｎｍ程度の低温ＧａＮバッファ層を形成した。その後、サファイア基板を加熱してサファイア基板の中心温度を１０００℃とし、ＧａＣｌガス（３．０６ｋＰａ）およびＮＨ₃ガス（６．１２ｋＰａ）をキャリアガスとしてのＨ₂ガスとともにサファイア基板に１０時間供給することによって厚さ１２００μｍ程度のＧａＮ結晶１１を成長させた。ここで、サファイア基板の径方向の温度差△Ｔ（中心温度と周縁（中心から半径５５ｍｍだけ離れた箇所）の温度差）は２℃であった。

そして、上記のようにして成長させたＧａＮ結晶１１の裏面を研削してサファイア基板を除去した。次に、ＧａＮ結晶１１の表面を研削により平坦化した後に研磨を行い、直径１００ｍｍの円形状のＣ面を表面として有するファセット構造の自立ＧａＮ基板である実験例１のＧａＮ基板を作製した（仕上げ厚み５００μｍ）。

次に、以下のようにして顕微ラマンマッピング測定を行った。光源としてＹＡＧ（イットリウム・アルミニウム・ガーネット）の第２高調波のレーザ装置を用い、当該レーザ装置から出射された波長５３２ｎｍのレーザ光を幅１００μｍのスリットに通した後、レンズで集光し、実験例１のＧａＮ基板の表面側（サファイア基板の除去側とは反対側）から垂直に入射させた。

ここで、レーザ光のスポット径は、ＧａＮ基板の表面において、直径約１０μｍとなるように設定した。また、レーザ光強度はＧａＮ基板の表面で１０ｍＷとなるように設定した。そして、Ｃ軸方向後方散乱で散乱光を検知した顕微ラマン散乱マッピング測定を行うことによってラマンスペクトルを測定した。ラマンスペクトルの測定箇所は、図３に示すＧａＮ基板の中央の点Ａ、ならびに周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅの各点を中心とする１辺が２ｍｍの正方形の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの領域について５０μｍピッチで測定した（各領域当たり１６８１点測定）。

そして、実験例１のＧａＮ基板の中央の点Ａ、ならびに周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅの合計５点のそれぞれを中心とする１辺が２ｍｍの正方形の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの領域における顕微ラマン散乱マッピング測定により得られるラマンスペクトルのＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（２ｍｍ□））を算出するとともに、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの全測定点におけるラマンスペクトルのＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（全面））を算出した。その結果を表１に示す。なお、ラマンスペクトルの測定時の温度は２０℃であった。また、波数校正に、Ｎｅランプの輝線スペクトルを基準線として使用し、各測定毎にＮｅ輝線を測定して補正した。そして、上記のようにして得たラマンスペクトルにおいて、Ｅ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数を特定した。また、表１において、Ｅ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値はｋｐ最大値と表記し、Ｅ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最小値はｋｐ最小値と表記している。

＜実験例２＞
成長用基板２１としてサファイア基板上にＭＯＣＶＤ法により厚さ２μｍのＧａＮ膜を形成した直径１１０ｍｍの表面を有するＣ面ＧａＮテンプレート基板を用い、実験例１と同様にしてＳｉＯ₂膜からなるパターニング層２２を形成し、パターニング層２２上に、低温ＧａＮバッファ層を形成することなく、実験例１と同一の方法および同一の条件でＧａＮ結晶を成長させ、直径１００ｍｍの円形状のＣ面を表面として有するファセット構造の自立ＧａＮ基板である実験例２のＧａＮ基板を作製した（仕上げ厚み５００μｍ）。

そして、実験例１と同様にして、実験例２のＧａＮ基板の中央の点Ａ、ならびに周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅの合計５点のそれぞれを中心とする１辺が２ｍｍの正方形の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの領域における顕微ラマン散乱マッピング測定により得られるラマンスペクトルのＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（２ｍｍ□））を算出するとともに、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの全測定点におけるラマンスペクトルのＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（全面））を算出した。その結果を表１に示す。

＜実験例３＞
成長用基板２１として直径１１０ｍｍの表面（（１１１）Ａ面）を有するＧａＡｓ基板上に、実験例１と同一の方法および同一の条件で、低温ＧａＮバッファ層を形成するとともに、ＧａＮ結晶を成長させ、直径１００ｍｍの円形状のＣ面を表面として有するファセット構造の自立ＧａＮ基板である実験例３のＧａＮ基板を作製した（仕上げ厚み５００μｍ）。

そして、実験例１と同様にして、実験例３のＧａＮ基板の中央の点Ａ、ならびに周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅの合計５点のそれぞれを中心とする１辺が２ｍｍの正方形の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの領域における顕微ラマン散乱マッピング測定により得られるラマンスペクトルのＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（２ｍｍ□））を算出するとともに、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの全測定点におけるラマンスペクトルのＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（全面））を算出した。その結果を表１に示す。

＜実験例４＞
基板として、実験例１と同様に直径１１０ｍｍのサファイア基板を使用し、実験例１と同様の方法および条件でＧａＮ結晶を成長させ、直径１００ｍｍの円形状のＣ面を表面として有するファセット構造の自立ＧａＮ基板を作製した（仕上げ厚み５００μｍ）。そして、実験例１と同様にして、△ｋｐ（２ｍｍ□）および△ｋｐ（全面）を算出した。その結果を表１に示す。

ただし、ＧａＮ結晶の結晶成長初期、特に結晶成長開始後の１０分間は結晶成長炉内の雰囲気に含まれる酸素量を１００ｐｐｍ以下にした。具体的には、ＧａＮ結晶の結晶成長開始前に、室温にて結晶成長炉内の雰囲気をＮ₂、Ｈ₂およびＡｒなどのガスで１０分間以上置換し、結晶成長炉内の酸素濃度を酸素濃度計でモニターして１００ｐｐｍ以下となるようにした。ＧａＮ結晶の結晶成長開始後も結晶成長炉内の酸素濃度が１００ｐｐｍ以下となるように計測および制御した。

＜実験例５＞
基板として、実験例２と同様に直径１１０ｍｍのＣ面ＧａＮテンプレート基板を使用し、低温バッファ層を形成することなく、その他は実験例４と同様の方法および条件でＧａＮ結晶を成長させ、直径１００ｍｍの円形状のＣ面を表面として有するファセット構造の自立ＧａＮ基板を作製した（仕上げ厚み５００μｍ）。そして、実験例１と同様にして、△ｋｐ（２ｍｍ□）および△ｋｐ（全面）を算出した。その結果を表１に示す。

＜実験例６＞
基板として、実験例３と同様に直径１１０ｍｍの表面（（１１１）Ａ面）を有するＧａＡｓ基板を使用し、成長初期酸素濃度制御を行ったこと以外は実験例１と同様の方法および条件でＧａＮ結晶を成長させ、直径１００ｍｍの円形状のＣ面を表面として有するファセット構造の自立ＧａＮ基板を作製した（仕上げ厚み５００μｍ）。そして、実験例１と同様にして、△ｋｐ（２ｍｍ□）および△ｋｐ（全面）を算出した。その結果を表１に示す。

＜実験例７＞
成長用基板２１として実験例５のＧａＮ基板と同一の方法および同一の条件で作製した直径１１０ｍｍの表面（Ｃ面）を有するＧａＮ基板上に、実験例５と同一の方法および同一の条件で、低温ＧａＮバッファ層を形成することなく、ＧａＮ結晶を成長させ、直径１００ｍｍの円形状のＣ面を表面として有するファセット構造の自立ＧａＮ基板である実験例７のＧａＮ基板を作製した（仕上げ厚み５００μｍ）。そして、実験例１と同様にして、△ｋｐ（２ｍｍ□）および△ｋｐ（全面）をを算出した。その結果を表１に示す。

＜エピタキシャル成長評価＞
上記のようにして作製した実験例１〜７のＧａＮ基板上に、ＭＯＶＰＥ法により、ショットキーバリアダイオード（ＳＢＤ）構造をエピタキシャル成長させた。ＳＢＤ構造は、キャリアストップ層であるキャリア濃度が２×１０¹⁸ｃｍ^-3で厚さ１μｍのｎ⁺ＧａＮ層、およびキャリアドリフト層であるキャリア濃度が１×１０¹⁶ｃｍ^-3で厚さ５μｍのｎ^-ＧａＮ層をこの順にエピタキシャル成長させた。これらの層のエピタキシャル成長条件は、成長温度は１０５０℃であり、ＧａＮの原料としてＴＭＧ（トリメチルガリウム）およびＮＨ₃ガスを用い、シリコン（Ｓｉ）ドーパントの原料としてシラン（ＳｉＨ₄）ガスを用いた。そして、上記のエピタキシャル成長後の実験例１〜７のＧａＮ基板の表面の外観を観察した。その結果を表１に示す。

表１に示すように、実験例１〜４のＧａＮ基板においては、上記のエピタキシャル成長後にＧａＮ基板の表面にクラックが発生した。しかしながら、実験例５〜７のＧａＮ基板においては、クラックおよび割れの発生は見られず、外観は良好であった。なお、クラックは、ノマルスキ顕微鏡（倍率５０倍）で認識することができる長さ０．１ｍｍ長以上のものをクラックとした。

＜実験例８＞
成長用基板として実験例１と同様にして形成したＧａＮテンプレート基板を用い、ＳｉＯ₂膜からなるパターニング層２２および低温バッファ層を形成することなく、ＧａＮ結晶１１が鏡面成長するようにＧａＮテンプレート基板の中心の温度が１１００℃となるように加熱して、ＧａＣｌガス（２．４０ｋＰａ）およびＮＨ₃ガス（２．４０ｋＰａ）をキャリアガスとしてのＮ₂ガスとともにＧａＮテンプレート基板に供給することによって厚さ１ｍｍ程度のＧａＮ結晶１１を成長させ、実験例１と同様な加工により、直径１００ｍｍの円形状のＣ面を表面として有するコアレス構造（コア部とファセットとからなる窪みを有しない構造）の自立ＧａＮ基板である実験例８のＧａＮ基板を作製した（仕上げ厚み５００μｍ）。

そして、実験例１と同様にして、実験例８のＧａＮ基板の中央の点Ａ、ならびに周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅの合計５点のそれぞれを中心とする１辺が２ｍｍの正方形の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの領域における顕微ラマン散乱マッピング測定により得られるラマンスペクトルのＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（２ｍｍ□））を算出するとともに、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの全測定点におけるラマンスペクトルのＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（全面））を算出した。その結果を表１に示す。

実験例８のＧａＮ基板上に、実験例１と同様にして、ＳＢＤ構造をエピタキシャル成長させた。しかしながら、エピタキシャル成長後に、実験例８のＧａＮ基板を取り出してみると、実験例８のＧａＮ基板がバラバラに割れていた。これはＳＢＤ構造のエピタキシャル成長中またはＳＢＤ構造のエピタキシャル成長後の冷却時に発生する応力のために破壊したものと考えられる。なお、実験例５〜７は実施例であり、実験例１〜４および８は比較例である。また、表２に、実験例１〜８のＧａＮ基板の製造方法の製造条件を示す。

＜実験例１〜８のＧａＮ基板の評価＞
図８に、実験例６のＧａＮ基板の顕微ラマン分光分析結果を示す。図８に示す顕微ラマン分光分析結果は、実験例６のＧａＮ基板の表面の中央の点Ａを対角線の交点とする１辺が２ｍｍの正方形の領域における転位集中領域であるコア部を含む直線とコア部を含まない直線とのＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の分布を示している。図８に示すように、実験例６のＧａＮ基板においては、コア近傍では歪が大きく変化し、コアから離れた領域ではあまり変化しない分布となった。

図８に示すように、コア部では波数が小さくなる変化となっているので、引張歪が生じていることになる。コア部において引張歪が生じる原因は明らかではないが、コア部における転位の集中に起因した歪、あるいは、ファセット面成長領域とＣ面成長領域との取り込み不純物の種類および量の違いに起因する歪などが原因と考えられる。

また、実験例６のＧａＮ基板の表面の周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅについても顕微ラマン散乱マッピング測定を行ったところ、中央の点Ａと同様の傾向を示すことが確認された。

以上の結果から、転位集中領域となるコア部と、その周囲の転位集中領域とはならないファセットとからなるファセット構造のＧａＮ結晶から作製したＧａＮ基板においては、ミクロな歪分布がマクロな歪分布よりも支配的であると考えられる。

なお、上記のエピタキシャル成長後の実験例１〜４のＧａＮ基板の表面にはクラックが多数発生していたが、これは、実験例１〜４のＧａＮ基板においては、領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの△ｋｐ（２ｍｍ□）のすべて、あるいは一部が２ｃｍ^-1よりも大きかったために、ファセット構造に起因した残留歪と、エピタキシャル成長工程に起因する熱歪とが相俟って、クラックが発生したものと考えられる。実験例５〜７のＧａＮ基板においては、△ｋｐ（２ｍｍ□）が比較的小さかったことから、クラックの発生は見られなかったと考えられる。

実験例４〜６のＧａＮ基板の△ｋｐ（２ｍｍ□）が同様の基板を使用した実験例１〜３のＧａＮ基板よりも比較的小さくなった原因は、結晶成長初期の結晶成長炉内の酸素濃度を１００ｐｐｍ以下に低く制御したことによるものと考えられる。酸素濃度を低くすることにより、結晶成長初期のＧａＮ結晶の結晶性が向上し、ミクロ歪の分布の小さいファセット構造を実現することができたものと考えられる。

また、実験例７のＧａＮ基板の△ｋｐ（２ｍｍ□）がさらに小さくなったのは、初期酸素濃度の制御に加え、成長用基板をＧａＮ基板としたこと、すなわちホモエピタキシャル成長することによって、さらに欠陥が低減したことによるものと考えられる。

また、コアレス構造を有する実験例８のＧａＮ基板のミクロな歪は小さかったが（△ｋｐ（２ｍｍ□）＝０．０７〜０．１８ｃｍ^-1）、マクロな歪は大きかった（△ｋｐ（全面）＝３．７３ｃｍ^-1）ため、ＧａＮ基板に割れが発生したものと考えられる。実験例８のＧａＮ基板においては、マクロに生じていた大きな圧縮歪のために、昇温、エピタキシャル成長および降温の一連のエピタキシャル成長工程のいずれかの工程における残留歪および熱歪が加わったトータルの歪が、実験例８のＧａＮ基板の降伏歪を越えるために割れてしまったものと考えられる。

実験例８のＧａＮ基板のミクロな歪分布が比較的均一（△ｋｐ（２ｍｍ□）≦０．２ｃｍ^-1）なのは、転位集中領域が存在しないために、転位の存在領域がより均一にばらけていることが原因しているものと考えられる。また、実験例５のＧａＮ基板のマクロな歪が大きい原因としては、ヘテロエピタキシャル成長における熱膨張率不整合による応力および格子定数不整合に起因して発生したマクロな歪に起因するものと考えられる。

以上のように、ミクロな歪とマクロな歪の両方を考えることが、エピタキシャル成長中の不良に対する指標となり、定量的には、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの△ｋｐ（２ｍｍ□）が０．１ｃｍ^-1以上２ｃｍ^-1以下であり、△ｋｐ（全面）が２ｃｍ^-1以下であることがエピタキシャル成長中のクラックおよび割れの発生を抑制することができるものと考えられる。

＜実験例９＞
成長用基板２１として直径１６０ｍｍの表面（（１１１）Ａ面）を有するＧａＡｓ基板を用い、実験例６と同一の方法および同一の条件により、直径１５０ｍｍの円形状のＣ面を表面として有するファセット構造の自立ＧａＮ基板である実験例９のＧａＮ基板を作製した（仕上げ厚み６００μｍ）。径方向の温度差△Ｔ（中心温度と周縁（中心から半径７５ｍｍだけ離れた箇所）の温度差）は６℃であった。

そして、実験例１と同様にして、実験例９のＧａＮ基板の中央の点Ａ、ならびに周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅの合計５点のそれぞれを中心とする１辺が２ｍｍの正方形の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの領域における顕微ラマン散乱マッピング測定により得られるラマンスペクトルのＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（２ｍｍ□））を算出するとともに、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの全測定点におけるラマンスペクトルのＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（全面））を算出した。その結果を表３に示す。なお、実験例９のＧａＮ基板の周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅは、実験例９のＧａＮ基板の表面の外周を構成する円の外周から５ｍｍの箇所とした。

実験例９のＧａＮ基板の上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅにおける△ｋｐ（２ｍｍ□）はすべて２ｃｍ^-1以下であったが、△ｋｐ（全面）は２．８９ｃｍ^-1と２ｃｍ^-1を超える値となっていたため、マクロな歪が大きくなっていた。そのため、実験例９のＧａＮ基板について、実験例１〜８と同様のエピタキシャル成長評価を行ったところ、実験例９のＧａＮ基板には割れが確認された。これは、ＧａＮ基板の大口径化に起因して、ＧａＮ基板に生じていた歪の最大値が増大していたことによるものと考えられる。

＜実験例１０＞
実験例９のＧａＮ基板においてマクロな歪が増大した要因として、ＧａＮ結晶成長時の成長用基板の径方向の温度分布に大きなばらつきが生じていたと考えられていた。そのため、試料ホルダの材質を石英から熱伝導率の高い炭化珪素（ＳｉＣ）コートしたグラファイトに変更し、上記の温度差△Ｔを３℃としたこと以外は実験例９と同一の方法および同一の条件により、直径１５０ｍｍの円形状のＣ面を表面として有するファセット構造の自立ＧａＮ基板である実験例１０のＧａＮ基板を作製した（仕上げ厚み６００μｍ）。

そして、実験例９と同様にして、実験例１０のＧａＮ基板の中央の点Ａ、ならびに周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅの合計５点のそれぞれを中心とする１辺が２ｍｍの正方形の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの領域における顕微ラマン散乱マッピング測定により得られるラマンスペクトルのＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（２ｍｍ□））を算出するとともに、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの全測定点におけるラマンスペクトルのＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（全面））を算出した。その結果を表３に示す。

実験例１０のＧａＮ基板においては、実験例９のＧａＮ基板と比べて、ミクロな歪とともにマクロな歪も小さくなっており、実験例１０のＧａＮ基板の△ｋｐ（全面）は１．５ｃｍ^-1であった。なお、ミクロな歪の低下は、径方向の温度分布の低減により、ＧａＮ結晶が受ける熱歪が低下したことによるものと推測される。

実験例１０のＧａＮ基板についても、実験例１〜８と同様のエピタキシャル成長評価を行ったところ、実験例１０のＧａＮ基板に割れは生じなかったが、特に周縁部にクラックが発生した。

＜実験例１１＞
成長用基板２１として実験例１０と同一の方法および同一の条件で作製した実験例１０のＧａＮ基板を用い、低温バッファ層を形成しなかったこと以外は、実験例１０と同一の方法および同一の条件で直径１５０ｍｍの円形状のＣ面を表面として有するファセット構造の自立ＧａＮ基板である実験例１１のＧａＮ基板を作製した（仕上げ厚み６００μｍ）。

そして、実験例１０と同様にして、実験例１１のＧａＮ基板の中央の点Ａ、ならびに周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅの合計５点のそれぞれを中心とする１辺が２ｍｍの正方形の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの領域における顕微ラマン散乱マッピング測定により得られるラマンスペクトルのＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（２ｍｍ□））を算出するとともに、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの全測定点におけるラマンスペクトルのＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（全面））を算出した。その結果を表３に示す。

実験例１１のＧａＮ基板においては、実験例１０のＧａＮ基板と比べてさらに、マクロな歪が改善されており、実験例１１のＧａＮ基板の△ｋｐ（全面）は０．９３ｃｍ^-1であった。なお、マクロな歪の改善は、成長用基板との熱膨張率不整合に関係した実験例１１のＧａＮ基板中の機械歪が低減できたことによるものと推測される。

実験例１１のＧａＮ基板についても、同様のエピタキシャル成長評価を行ったところ、実験例１１のＧａＮ基板にクラックも割れも生じず、良好な結果が得られた。

なお、実験例１１は実施例であり、実験例９〜１０は比較例である。また、表４に、実験例９〜１１のＧａＮ基板の製造方法の製造条件を示す。

＜実験例９〜１１のＧａＮ基板の評価＞
直径が１００ｍｍの表面を有するＧａＮ基板では、△ｋｐ（全面）が２ｃｍ^-1以下である場合（実験例５〜７）に良好な結果が得られていたが、直径が１５０ｍｍの表面を有するＧａＮ基板においては、△ｋｐ（全面）が１．５ｃｍ^-1である場合（実験例１０）でもクラックが生じており、０．９３ｃｍ^-1である場合（実験例１１）にクラックも割れも生じない良好な結果が得られていた。このように、直径が１００ｍｍである場合と１５０ｍｍである場合とで、クラックおよび割れが生じない指標となる△ｋｐ（全面）の値が異なるのは、ＧａＮ基板上に他の半導体層をエピタキシャル成長させる間の熱応力は、ＧａＮ基板の温度分布（温度差）に起因することによるものであると考えられる。ＧａＮ基板の表面の直径が大きくなるほどＧａＮ基板の表面の温度差を小さくしてＧａＮ基板に生じる熱応力を小さくするのは極めて困難である（一般に、ＧａＮ基板に生じる熱応力は、ＧａＮ基板の表面の直径の約２乗に比例する。直径１５０ｍｍのＧａＮ基板は、直径１００ｍｍのＧａＮ基板の２倍以上の熱応力を有する）。

したがって、ＧａＮ基板の表面の直径が大きくなるほどＧａＮ基板の残留歪を小さくした方がＧａＮ基板上への他の半導体層のエピタキシャル成長時にＧａＮ基板にクラックが生じにくく、エピタキシャル成長中のクラックおよび割れの発生を低減する観点からは、直径１５０ｍｍのＧａＮ基板においては、△ｋｐ（全面）は１ｃｍ^-1以下であることが好ましいと考えられる。

＜実験例１２＞
実験例５と同様にして作製したＧａＮ基板の貫通転位密度をエッチピットで評価した。Ｈ₂ＳＯ₄：Ｈ₃ＰＯ₃＝１：１の溶液を２５０℃に加熱し、ＧａＮ基板を約３０分間浸漬させて、光学顕微鏡でエッチピット密度を測定した。ＧａＮ基板の中心部でのエッチピットはコア近傍で高密度であり、コアから離れた領域では低密度であった。コアを中心とした半径５０μｍ領域ではエッチピット密度が１×１０⁷ｃｍ^-2以上（ピットが重なって分解できない）コアを中心とした半径５０μｍ領域を除く、半径４００μｍ領域では３×１０⁵ｃｍ^-2であった。実験例６、７および１１と同様にして作製したＧａＮ基板のエッチピット密度も同様の分布となっており、コアを中心とした半径５０μｍの領域ではエッチピット密度が１×１０⁶ｃｍ^-2以上であり、コアを中心とした半径５０μｍの領域を除く半径４００μｍの領域では１×１０⁶ｃｍ^-2未満であった。

＜実験例１３＞
実験例５と同様の条件で作製したＧａＮ基板の酸素濃度分布を二次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）により評価した。コア近傍のファセット成長領域では酸素濃度２×１０¹⁸ｃｍ^-3、コアから離れたＣ面成長領域（８００μｍ□の４隅コア対角線交差部）では３×１０¹⁶ｃｍ^-3であった。実験例６、７および１１と同様にして作製したＧａＮ基板の酸素濃度もファセット成長領域では５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上、Ｃ面成長領域では５×１０¹⁷ｃｍ^-3未満であった。

以上のように本発明の実施形態および実験例について説明を行なったが、上述の各実施形態および各実験例の構成を適宜組み合わせることも当初から予定している。

今回開示された実施形態および実験例はすべての点で例示であって、制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した実施形態および実験例ではなく特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味、および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

実施形態および実験例のＧａＮ基板は、ＳＢＤなどの半導体デバイスなどの用途に利用することができる。

１０ ＧａＮ基板
１１ ＧａＮ結晶
２１ 成長用基板
２１ａ 表面
２２ パターニング層
２３ 貫通転位
２４ 支持基板
２５ 貼り合わせ基板
３０ オリフラ
３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅ 領域
３２ 仮想円

Claims (5)

1. 直径が１００ｍｍ以上の表面を有する窒化ガリウム基板であって、
   前記窒化ガリウム基板の前記表面の中央と周縁の４箇所の合計５箇所のそれぞれの箇所の１辺が２ｍｍの正方形の領域における顕微ラマン散乱マッピング測定におけるＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が０．１ｃｍ^-1以上２ｃｍ^-1以下であって、
   前記５箇所の全測定点におけるＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が２ｃｍ^-1以下である、窒化ガリウム基板。
2. 前記直径が１５０ｍｍ以上であって、
   前記窒化ガリウム基板の前記表面の前記中央と前記周縁の４箇所の合計５箇所のそれぞれの箇所の１辺が２ｍｍの正方形の領域における顕微ラマン散乱マッピング測定におけるＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が０．１ｃｍ^-1以上１ｃｍ^-1以下であって、
   前記５箇所の全測定点におけるＥ₂ ^Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が１ｃｍ^-1以下である、請求項１に記載の窒化ガリウム基板。
3. 前記窒化ガリウム基板の前記表面の１辺が２ｍｍの正方形の領域に、貫通転位密度が１×１０⁶ｃｍ^-2以上の領域と、貫通転位密度が１×１０⁶ｃｍ^-2未満の領域とが含まれる、請求項１または請求項２に記載の窒化ガリウム基板。
4. 前記窒化ガリウム基板の前記表面の１辺が２ｍｍの正方形の領域に、酸素濃度が５×１０¹⁷ｃｍ^-2以上の領域と、５×１０¹⁷ｃｍ^-2未満の領域とが含まれる、請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の窒化ガリウム基板。
5. 請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の窒化ガリウム基板と、支持基板とが貼り合わされてなる、貼り合わせ基板。

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