JP4218687B2 - 単結晶窒化ガリウム基板と単結晶窒化ガリウムの結晶成長方法 - Google Patents

Description

本発明は、３−５族窒化物系化合物半導体からなる発光ダイオード（ＬＥＤ）や半導体レーザ（ＬＤ）等の発光デバイス等の基板として用いられる単結晶窒化ガリウム（ＧａＮ）基板、およびその単結晶窒化ガリウム基板の製造の基礎となる窒化ガリウムの結晶成長方法、また、その単結晶窒化ガリウム基板の成長方法に関する。

窒化物系半導体を用いた発光デバイスは、青色ＬＥＤをはじめ、既に実用化がなされている。従来、窒化物系半導体を用いた発光デバイスは、ほとんどが基板としてサファイアが用いられていた。サファイアは非常に堅牢で物理的化学的に安定な基板材料である。窒化ガリウム結晶をその上にヘテロエピタキシャル成長させることができるという優れた利点がある。

反面、サファイヤは劈開性がなく、絶縁体であり、エピタキシャル膜の窒化ガリウムと格子のミスマッチが大きいという問題点があった。サファイヤは三方晶系であるが３回対称性や３回反転対称性がなく対称性が低いため劈開がない。

よって、サファイア基板を用いることによるいくつかの問題点を抱えていた。発光ダイオード（ＬＥＤ）製造ではダイシング工程で劈開性がないため、歩留まりが上がらず、コスト高を招いていた。

また、半導体レーザでは、劈開による良好な反射面（共振器）の作成が困難であり、レーザ特性等の品質面で問題があった。

また、サファイアは、絶縁性の基板であるため、通常のＬＥＤの様に、デバイスの上下面で電極を取ることができない。プロセス的にもエッチングにより、同一平面上に下層部の面出しをしてデバイス作製する必要性がある。

また、エッチング後に横方向に電流を流すための比較的厚めの導電層を成長する必要があり、工程数、工程時間が増加しコスト高を招いていた。

さらに、同一平面に電極を２カ所形成する必要性から、大きいチップ面積が必要となるため、この点からもコスト増を招いていた。

また、サファイア基板を用いた場合、ＧａＮと基板との間の格子定数のミスマッチにより、エピ層中に転位等の欠陥が多く導入されるという問題がある。現に現在市販されているサファイア基板を用いたデバイスのＧａＮエピ層中には、１×１０^９ｃｍ^−２程度の転位が存在すると言われている。

また、サファイアよりも格子のミスマッチが少し小さいＳｉＣ基板を用いた場合でも大差ない状況であった。

サファイヤ基板状に成長させたＧａＮ薄膜の高転位密度は、電流密度の低いＬＥＤでは実用上大きな支障とはなっていない。しかし電流密度の高い半導体レーザの場合、大電流によって欠陥が増殖するのでこの高密度欠陥が半導体レーザの寿命を短縮する。

これらの点から、最も理想的な基板は、窒化ガリウム（ＧａＮ）単結晶である。高品質なＧａＮ単結晶基板が得られれば、結晶格子のミスマッチの問題は解決できる。

また、窒化ガリウムは対称性が良くて｛１−１００｝面に強い劈開性を有する。自然劈開によって共振器を形成できレーザ反射面の品質の問題は大きく改善される。

さらに、サファイアと違って、ドーピングにより、導電性基板が容易に得られる。よって、電極も同一平面ではなく、上下面に取ることができる。チップサイズの縮小が可能で、低コスト化が実現可能となる。

しかしながら、ＧａＮ単結晶は製造が難しい。これまで基板として使用できる実用レベルの大きさの高品質のものを製造することは殆ど不可能であった。

超高圧下の液相と固相の平衡状態からごく小さいＧａＮ単結晶の合成が可能だといわれているが実用的でない。基板の大型化が困難であり、商業ベースの実現は難しいからである。

これに対して、異種の下地基板上に窒化ガリウムを気相成長法によって厚く成長させ、その後基板を除去する事で、窒化ガリウム基板を得ることが提案されている。
特願平９−２９８３００号 特願平１０−９００８号

本発明者は既に、窓付のマスク層を通してＧａＮを気相成長によりラテラル成長させ、結晶欠陥密度を低減する方法、ラテラルオーバーグロース（Epitaxial Lateral Overgrowth）を利用する発明を提示した（特許文献１、特許文献２）。

具体的には、ＧａＡｓ基板上に、ストライプや円形の形状をしたマスクを形成し、その上にＧａＮをラテラル成長させた後、ＧａＡｓ基板を除去することにより、ＧａＮ基板を得る方法である。
特願平１０−１０２５４６号

また、本発明者はこれらのＧａＮ基板上にさらにＧａＮを成長してインゴットを作製し、そのインゴットからＧａＮ基板を切り出すことにより、ＧａＮ基板を量産する方法についても既に提示した（特許文献３）。

これらの新しい製法により、ＧａＮ単結晶基板の商業ベースでの実現が、初めて可能になった。

しかしながら、作成する窒化ガリウム基板そのものの品質が、高品位なものでなければ、良好なデバイスは得られない。

特に、量産用の基板としては、広い領域にわたって、転位密度の低い良質の基板が求められる。
特開２００１−１０２３０７号

この高品質の窒化ガリウム基板を得るために、基板自体の転位密度を低減する方法についても、本発明者らによって下記のように提案（特許文献４）がなされている。本発明はこの転位低減方法の改善に関する。

これは、３次元的なファセット構造を有して、例えば、ファセット面からなる逆６角錐形状のピットを形成して、これらのファセット構造を常に維持して、埋め込まないで成長することにより、転位を一カ所に集合し転位を低減する方法である。

この３次元的なファセット構造は、ファセット面からなる逆１２角錐状のピットであっても良い。これらのファセット面は、代表的な面として、｛１１−２２｝面や、｛１−１０１｝面があり得る。

これらの面からなるファセット面を有したまま、埋め込まないで、成長することにより、これらの面自体も成長する。図１によって本発明者の先願（特許文献４）のＧａＮ結晶成長法を説明する。これはＧａＮ結晶のごく一部だけを示している。基板（図示しない）の上にＧａＮ薄膜を気相成長法（ＨＶＰＥ法、ＭＯＣＶＤ法、ＭＯＣ法、昇華法）によってｃ軸方向に成長させる。それはｃ軸方向成長であるが従来のＧａＮ気相成長のようにＣ面成長させない。

従来のＣ面成長法は、鏡面のように平滑なＣ面を維持しながら薄膜をエピタキシャル成長させるものである。これは転位密度が１０^１０ｃｍ^−２程度も発生してデバイスの基板にはできない。本発明者の先願はファセット面を積極的に作りだしファセット面を埋め込まずファセット面を維持して転位を減らす斬新な手法である。

ＧａＮ結晶２の表面にいくつもの逆六角錐のピット４が発生する。図１はその一つ分を示す。ピット４の傾斜した６面は低指数のファセット面６（結晶学的に現れる面）であり、｛１１−２２｝とか｛１−１０１｝面とかである。ピット４の横の平坦面７はＣ面成長（縦矢印で示す）している部分である。ところが傾斜面の集合であるピット４では成長方向がファセットの法線（面に立てた垂線）方向である（斜め矢印で示す）から転位は成長とともに稜線８の方へ移動する。

稜線８に集まったあと、転位は稜線８をすべりおりてピット底に集中する。実際に転位が下降運動するわけはないが成長によってピット、稜線、底が次第に上昇するから、相対的に下降運動のように記述しているのである。実際には、転位は成長と共にＣ面に平行にピット底の方向に向かい伝播していくと考えられる。そのようにピット内に存在した転位は最終的にピット底に集中することになり、その分ピット内にある転位が減少する。

ファセット成長が進むとともに図１（ｂ）のように稜線８の下に連続して転位の集合である面状欠陥１０ができる場合がある。結晶の対称性に応じて６０度の角度をなすような６枚の面状欠陥１０である。面状欠陥１０の中心の交差点が転位が高密度に凝集した線状転位集合欠陥部１１となる。理想的にはピット内にもともと存在した転位は全て、線状欠陥１１と面状欠陥１０に掃きよせられる。だからその他の部分は非常な低転位になるのである。そのようにして低転位ＧａＮ単結晶を作るというのが前記の本発明者の先願発明の骨子である。

その結果、最終的には、ファセット面からなるピット中央の位置に集合することになる。このメカニズムによって、これらのファセット面によって掃かれる領域の転位は、全て、ピット中央の位置に集合し、当該領域においては、転位密度の大きな低減がなされる。

しかしながら、ファセット面からなるピットを偶然的自然発生的に発生させて、ファセットを維持しながら（埋め込まないで）結晶成長することで、ピット中央の底に、転位を集中させる本発明者の新規な手法（特許文献４）にはなお問題がある。

この方法では、確かに、転位が集中するものの、完全に１点に集まりきらないという問題があった。１００μｍ径のピットを形成した場合、場所によっては、転位は、ピット中央の数μｍの範囲に集合する。しかしながら、場所によるバラツキが存在し、集合部から転位がほどけていき、例えば５０μｍ程度の径の領域に、モヤの様に中程度の転位密度の領域が存在することがある。

図３によってこれを説明する。図３（１）はｃ軸方向に成長させることによりファセットが内向き斜めに進みファセット１６よりなるピット１４の底に線状の転位の集合束１５が集められている状態を示す。それだけならいいのであるが、図３（２）のようにピット底に一旦凝集した転位がばらけてピット内に広がる。この広がりをモヤ状の転位の広がりとここでは呼んでいる。

さらには、良好な領域の面積を広げるために、成長時のファセット面からなるピットの径を大きくすると、このモヤ状の転位の集合部の面積は、さらに増加する傾向がある。これは、転位を集合してくる転位の数も増加するため、当然ながら、集合部からのほどける数も増加したためであると考えられる。

この転位群のピット中央からの転位のほどけ現象は、多くの転位を集合させた場合の転位間の斥力によるものと考えられる。さらには、ピットの合体による転位群の乱れ、濃縮化による、モヤ状転位の広がり面積の拡大も加わると考えられる。

モヤ状の転位の広がりは、場所によるバラツキはあるものの、転位密度としては、２×１０^７ｃｍ^−２前後程度である。しかし、この転位密度では、レーザダイオード用の基板として十分な寿命を達成するには不十分である。その１／２０以下の１×１０^６ｃｍ^−２以下に転位密度を減らす必要がある。

もう一つの問題は、ファセット面からなるピット底に転位が集合してくる際に、ピット中央に存在する面状欠陥１０である（図１（ｂ））。この面状欠陥は、中央から、６０°の角度を持って存在することが多い。転位が中央に集まってくる際に、成長の進行とともに転位の集合の経路として集まり、基板表面に垂直に面状欠陥１０として存在する場合がある。これは転位が一列に並んだ状態とも考えられ、前述の転位群のモヤと並んで、結晶欠陥の問題である。場合によっては、この面状欠陥の両側で、結晶面のずれをも生じる可能性もある。

また、これらの面状欠陥１０は、ピット中央位置から放射状に６０°の角度を持って存在することが多いが、約３０°の角度で存在する（１２角形のピットの場合）こともある。これらの面状欠陥は基板表面で転位列として存在することが多い。面状欠陥はレーザの長寿命化にとっては重大な障害となっており、低減の必要がある。

最後の問題は、欠陥の分布の問題である。前述のファセット状ピットにより、転位を低減する方法は、あくまで自然発生的なファセットの出現を利用したものである。どこにピットが発生するのか予め指定できない。ピットはランダムに発生する。ためにピット位置の制御が不可能であった。

実際にレーザダイオードを製造する場合、基板表面にランダムに転位束が存在するので、レーザデバイスの活性層を含むストライプ構造が、転位束の位置と偶然一致する可能性がある。転位束とストライプ活性層が合致した場合、レーザの発光層が欠陥を含むことになってしまう。転位増殖により劣化が速められるからレーザの寿命が短くなる。

この転位束の位置が制御できないため、結局、レーザチップの製造歩留まりに、悪影響を及ぼすことになる。

レーザ用のＧａＮ基板として、実用化するためには、レーザ製造歩留まりを上げるため、この転位束の位置制御を実現する必要がある。すなわち、レーザ製造時のレーザストライプ構造に、転位束が重ならないように、位置制御を行う必要がある。

以上述べたように、３点の解決すべき課題が挙げられた。
再度まとめると、本発明が解決せんとする課題は、下記の３点である。

１）ファセット面からなるピット中央の転位集合部からの転位のモヤ状の分布を低減すること。

２）ファセット面からなるピット中央の転位集合部付近の面状欠陥の消滅。

３）ファセット面からなるピット中央の転位集合部の位置を制御すること。

本発明はこれらの３点の課題を解決することを目的とする。
本発明の課題を明らかにしたが本発明の説明を容易にするため、ＧａＮの結晶方位と、ＧａＮの気相成長法について予め説明する。
本発明はここに述べる気相成長法のどれを使っても実施することができる。
ＧａＮは六方晶系であり立方晶系であるＳｉやＧａＡｓのように面や方位の指定が簡単でなく発明の理解が容易でないからここで方位の表記についても述べておこう。

これから、結晶方位によって本発明の構造物の関係や所在、形状などを述べるので結晶方位の定義は明確にすべきである。ＧａＮは六方晶系に属する。その場合面や方位を示す指数は３つ使うものと４つ使うものがある。４つ使う方法をここでは採用する。それについて表現方法を述べる。

結晶面と、結晶方位の表現に関していくつかの約束事がある。以後に現れるｈ、ｋ、ｍ、ｎは面指数（或いはミラー指数）と呼び必ず整数である。
面方位を表現する総括表現は、｛ｈｋｍｎ｝というように波括弧｛｝を使う。
個別面方位の表現は丸括弧（）を使って（ｈｋｍｎ）というように表現する。
結晶方位の総括表現は、鍵括弧＜＞を使って、＜ｈｋｍｎ＞と表現する。
結晶方位の個別表現は角括弧［］を使って、［ｈｋｍｎ］と表現する。
同じ面指数をもつ結晶面と結晶方位は直交する。つまり（ｈｋｍｎ）に直交する方向が［ｋｈｍｎ］である。

その結晶が属する対称群Ｇによって許される対称操作Ｏが決まる。対称変換操作Ｏによって元に戻る場合、それらの面や方位は同じ総括表現によって表現される。六方晶系ＧａＮの場合初めの３つの指数に関しては３回回転操作が許されるので、ｈ、ｋ、ｍを相互に入れ換える対称操作は同等のものである。しかしｃ軸の指数ｎは独特のものでこれらの３つの指数とは相互変換できない。総括表現で｛ｈｋｍｎ｝という総括面は一つの個別面（ｈｋｍｎ）から出発して全ての許される対称操作によって到達できる全ての個別面を包含する。

六方晶系といっても許される対称操作は結晶によってなお幾つかの種類があり、一概にどれが総括表現に含まれるということはいえない。ＧａＮは３回対称性があるが反転対称性はない。サファイヤ（Ａｌ_２Ｏ_３）は偏心した構造で三方晶系であるが３回対称性がなく反転対称性もない。だから劈開もない。以下に述べることはＧａＮには成り立つがサファイヤには成り立たないことである。

ＧａＮ結晶には３回対称性がある。だから（ｈｋｍｎ），（ｋｍｈｎ）、（ｍｈｋｎ）、（ｈｍｋｎ）、（ｋｈｍｎ）、（ｍｋｈｎ）は総括表現｛ｈｋｍｎ｝に含まれる６つの個別面である。逆に総括表現｛ｈｋｍｎ｝、｛ｋｍｈｎ｝、｛ｍｈｋｎ｝、｛ｈｍｋｎ｝、｛ｋｈｍｎ｝、｛ｍｋｈｎ｝の６つは同等の表現である。面指数は整数であって、負の数には上線を付けるのが習わしであるが、明細書では上線を付けることができないので、前にマイナスの符号を付することにする。ただし面指数の間にはコンマを付けないから面指数か、座標かということは簡単に区別がつく。

しかし反転対称性がないから｛ｈｋｍｎ｝と｛−ｈ−ｋ−ｍ−ｎ｝は同等でない。Ｃ面（０００１）と−Ｃ面（０００−１）は同等な面でない。そこで表面にＧａ原子が露呈しているかＮ原子が露呈しているかによって、（０００１）Ｇａ面と表記して（０００１）面を、（０００１）Ｎ面と表記して（０００−１）面を区別して表現する。

ＧａＮは六方晶系で３回対称性のある３つの軸がある。その内の二つをａ軸、ｂ軸という。３軸目には名称がない。それでは不便だからここではｄ軸とする。つまりａｂｄ軸が１２０度の中心角をなして設けられる。それら３軸が含む面に直交する軸がｃ軸である。ｃ軸は六方晶系において独特の軸であり、ａｂｄ軸間の対称性を持たない。結晶面というのは同一の方向を向いた互いに平行な無数の面の集合である。結晶面の方位は、１枚目の結晶面がそれぞれの軸を切る接片の長さを軸の長さで割った値の逆数である。つまりａ軸をａ／ｈで切り、ｂ軸をｂ／ｋで切り、ｄ軸をｄ／ｍで切り、ｃ軸をｃ／ｎで切る場合にその面指数を（ｈｋｍｎ）と表現する。

だから面指数が小さいほど基本的な面であり、面の数も少ないわけである。結晶方位［ｈｋｍｎ］は面（ｋｈｍｎ）に直交する方向として定義される。４つの指数の内前の３つの指数ｈ、ｋ、ｍは独立でない。二次元だから二つの指数で表現する事ができ実際二つの指数で表現する方法もある。しかしここでは対称性を見やすくするために、４つの指数を用いている。だからｈ、ｋ、ｍは一次従属であるがその間には見やすいサムル−ル（Sum Rule）ｈ＋ｋ＋ｍ＝０が常に成り立っている。

ＧａＮの場合代表的な面が３つ存在する。一つはＣ面である。これは（０００１）面というように表現することができる。つまりｃ軸に直交する面である。面と軸は互いに直交するが、以後面は大文字で、軸は小文字で表現して区別することにする。

ＧａＮはｃ軸廻りの３回対称性をもつ。つまり１２０度の回転によって元に戻るような対称性をもつ。異種の基板の上にＧａＮを結晶成長させる場合は、必ずｃ軸方向の成長を行う。ＧａＡｓ基板やサファイヤ基板の上にヘテロエピ成長した場合は必ずｃ軸方向の成長になる。ＧａＮは反転対称性がない。だから（０００１）面と（０００−１）面は相違する面である。

２番目の代表的な面はＭ面という。それは劈開面である。対称３軸（ａ、ｂ、ｄ）のうち一つの軸先端を通り、他の二つの何れかの軸とｃ軸に平行な面である。包括表現｛１−１００｝、｛０１−１０｝、｛−１０１０｝、｛−１１００｝、｛０−１１０｝、｛１０−１０｝や個別表現（１−１００）、（０１−１０）、（−１０１０）、（−１１００）、（０−１１０）、（１０−１０）などによって表現することができる。

包括表現は全て等価であるが、個別表現は異なる面を意味している。異なる面は互いに６０度の角度をなす。９０度の角度でなくて６０度であることに注意すべきである。Ｍ面という表現は通称であって、ＧａＮの代表方位を表現するのに便利である。

３番目に代表的な面はＡ面という。対称３軸（ａ、ｂ、ｄ）の軸の先端を結びｃ軸に平行な面である。包括表現｛２−１−１０｝、｛−１２−１０｝、｛−１−１２０｝、｛−２１１０｝、｛１−２１０｝、｛１１−２０｝や、個別表現（２−１−１０）、（−１２−１０）、（−１−１２０）、（−２１１０）、（１−２１０）、（１１−２０）などによって表現できる。上記の包括表現｛…｝は等価なものを意味するが、個別表現（…）は別の面を示す。

ＧａＮは６回対称性はないから、上の個別の面は二つの種類の面を示す。それぞれの個別面は互いに６０度の角度をなす。９０度でないことに注意すべきである。この面をＡ面というのは通称である。便利な表現である。ａ軸とは区別するべきである。

Ａ面と同じ面指数をもつ方位＜２−１−１０＞は、Ａ面に直交する方位である。それはＭ面のいずれかと平行である。ａ方位と呼ぶことができようがそのようには言わない。Ｍ面と同じ面指数をもつ方位＜１−１００＞はＭ面に直交する方位であるが、Ａ面と平行である。これをｍ方位と呼ぶことができるがそのようには言わない。

そのようにＧａＮは３つの代表的な面、Ｃ面、Ａ面、Ｍ面を持つ。方位と面を混同してはならない。同じ指数の面と方位は直交する。反対に直交するような指数をもつ面と方位は平行である。少しややこしいが注意すべきである。

本発明を記述するために頻繁に使われるファセット面というのは、Ａ面やＭ面をｃ軸方向に少し傾けたもので構成される。だから例えば、Ａ面から派生したファセット｛１１−２１｝、｛１１−２２｝や、Ｍ面から派生したファセット｛１−１０１｝、｛１−１０２｝などである。

前３指数が平行な２面が集合してＶ溝（谷）を構成する。Ｖ溝（谷）というのは、Ａ面から派生したファセット｛２−１−１±１｝、｛２−１−１±２｝からなるか、Ｍ面から派生したファセット｛１−１０±１｝、｛１−１０±２｝からなるものである。

４番目の指数ｎは上記のファセットでは１か２となっている。そのような低面指数のものが出現することが多いがそれ以上のものも現れる。例えばＡ面｛２−１−１０｝をｃ軸に対して少し傾けると｛２−１−１１｝面となる。さらに傾けると｛２−１−１２｝となる。４番目の指数ｎの値が大きいとｃ軸に対する傾斜も大きくなる。つまり水平に近づく。ｎについてそれ以上の高次の指数のファセット面が出現することもあるが、だいたいは、ｎ＝１、２、３、４程度である。

後に二段重ねのファセットという概念が出てくる。Ｖ溝（谷）を構成するファセットとそれより浅いファセットという２種類のファセットが登場する。文脈を乱したくないからここでそれを予め説明する。浅いというのはより水平にＣ面に近いということである。つまりｃ軸方向のミラー指数ｎが大きいということである。

通常Ｖ溝（谷）周りに出現するファセットが｛１１−２２｝、｛１−１０１｝であると後で述べる。ａ軸長さをａで、ｃ軸長さをｃで表現すると、｛１−１０１｝面のＣ面に対する傾き角は、ｔａｎ^−１（３^１／２ａ／２ｃ）である。｛１１−２２｝面のＣ面に対する傾き角は、ｔａｎ^−１（ａ／ｃ）である。

より浅いファセットというと｛１１−２３｝、｛１−１０２｝、｛１１−２４｝、｛１−１０３｝などｎが大きいものをいう。｛１−１０ｎ｝（ｎ≧２）のＣ面に対する傾きはｔａｎ^−１（３^１／２ａ／２ｃｎ）である。ｎが２より大きいとこの値はｎ＝１の値より小さくなる。｛１１−２ｎ｝（ｎ≧３）面のＣ面に対する傾き角は、ｔａｎ^−１（２ａ／ｎｃ）である。ｎが３より大きいとこの値はｎ＝２の値より小さくなる。だからこのような高いｎのものを浅いファセットと表現している。

ＧａＮは六方晶系でありウルツ鉱型である。正六角形の６頂点と中心にＧａ原子が存在する底面と、正六角形の６頂点と中心にＧａ原子が存在する上面と、底面と上面の中間より少し下において正六角形の６頂点と中心にＮ原子が存在する下中間面と、その少し上に３つのＧａ原子が存在する中間面とその上に３つのＮ原子が存在する上中間面がある。３回対称性はあるが、反転対称性はない。六回対称性もない。

下地基板としてサファイヤ、Ｓｉ、ＧａＡｓなどを用いる。サファイヤ（α−Ａｌ_２Ｏ_３）は三方晶系であるが、対称性が悪くて三回対称性はない。反転対称性もない。対称性が悪いので劈開もない。

Ｓｉは六方晶系でなく立方晶系でありダイヤモンド構造をとる。だからミラー指数は３つである。３指数によって面方位（ｋｈｍ）を完全に記述できる。３指数は独立で前述のサムルールはなく、ｋ＋ｈ＋ｍ≠０である。三回対称軸は対角線の方向である。それは（１１１）面と書ける。通常のＳｉデバイスの場合（００１）面を使うが、それは三回対称性がない。ここでは三回対称が必要だからＳｉの場合は（１１１）面を使う。

ＧａＡｓも六方晶系でなく立方晶系であり閃亜鉛鉱（ＺｎＳ；Zinc Blende）構造をとる。だからミラー指数は３つである。３指数によって面方位を完全に記述できる。三回対称軸は対角線の方向である。それは（１１１）面と書ける。通常のＧａＡｓデバイスの場合劈開の関係から（００１）面を使うが、それは三回対称性がない。ここでは三回対称が必要だからＧａＡｓの場合も（１１１）面を使う。

ＧａＡｓは反転対称がないので（１１１）面といっても２種類がある。つまりＡｓが外部に出る（１１１）面と、Ｇａが外部に出る（１１１）面である。必要があれば（１１１）Ａｓ面とか、（１１１）Ｇａ面とか言って区別する。同じことを（１１１）Ａ面と（１１１）Ｂ面と表現することもある。

本発明においてＧａＮの膜形成法として気相成長法が用いられる。それにはＨＶＰＥ法、ＭＯＣＶＤ法、ＭＯＣ法、昇華法がある。これらを説明する。

１．ＨＶＰＥ法（ハイドライド気相成長法；Hydride Vapor Phase Epitaxy）
Ｇａ原料として金属Ｇａを使う。窒素原料はアンモニアＮＨ_３である。ホットウォール型の反応炉の下方のサセプタに基板を置き上方のボートにＧａ金属を入れ加熱しておく。そこへ水素ガス＋ＨＣｌガスを吹き付けて、塩化ガリウムＧａＣｌを生成する。これが水素ガスにのって下方へドリフトし加熱された基板にあたる。基板の近傍へは水素ガス＋アンモニアガスが供給されておりＧａＣｌとアンモニアが反応してＧａＮを合成し加熱された基板の上に積み上げられる。原料がＧａ金属でありＧａＣｌを作るからＧａＮ薄膜に炭素が入らないという利点がある。

２．ＭＯＣＶＤ法（有機金属ＣＶＤ；Metallorganic Chemical Vapor Deposition）
これはＧａＮ薄膜成長法として最も普通に利用されている方法である。コールドウォール型の反応炉において、ＴＭＧ（トリメチルガリウム）などのＧａの有機金属原料と、アンモニアＮＨ_３とを水素ガス（Ｈ_２）とともに、加熱した基板に吹き付ける。ガリウム原料として有機金属を用いるのはＧａＮ以外のガリウム化合物の薄膜形成で頻繁に行われることである。加熱基板上でＴＭＧとアンモニアが反応して、ＧａＮが合成されこれが堆積され薄膜が形成される。この方法は薄膜形成手法としては実績のあるものである。しかし薄膜でなくて厚い基板結晶を作製しようとすると問題がある。この方法は大量のガスを用いるから原料ガス収率が低い。薄膜では問題はないが基板形成の場合収率の低さは欠点となる。もう一つの問題は原料が有機物を含み炭素が存在するからＧａＮを形成した場合にその中へ炭素が混入するということがある。炭素のため黄色に着色する場合がある。炭素は深いドナーとなり電子移動度を下げ電気特性を悪化させる。

３．ＭＯＣ法（有機金属塩化物気相成長法；Metallorganic Chloride Method）
Ｇａ原料としてＴＭＧなど有機金属化合物を用い、窒素原料としてアンモニアを使う。ＭＯＣＶＤ法と異なって直接にＴＭＧとアンモニアを化合させるのではない。ホットウォール型の反応炉でＴＭＧをＨＣｌ（塩化水素）ガスと反応させ一旦ＧａＣｌを合成する。これは気体の状態で加熱された基板まで流れてゆく。アンモニアは基板近くに供給されているから、アンモニアとＧａＣｌが基板近傍で反応してＧａＮとなり基板の上に逐次堆積してゆく。一旦ＧａＣｌを作るから薄膜への炭素の混入が少なくなるという利点がある。ガスを大量に消費するという欠点は克服できない。

４．昇華法
これは原料としてガスを用いない。多結晶のＧａＮを原料とするものである。反応炉の中で固体ＧａＮと基板を別異の場所において温度勾配を設け、固体ＧａＮを加熱して気化し、より温度の低い基板へ移動させて基板の上にＧａＮ薄膜を堆積させるものである。

上記の課題を解決するための本発明の基本原理について説明する。
その前にもう少し詳しく上記３点の課題について説明する。

ファセット状ピットを形成しながら結晶成長することの最大の問題は転位の集合状態である。すなわち、ファセット面からなるピット部において、ファセット面での転位の伝播方向を利用して、ファセット面の成長と共に、数多くの転位をピット中央に集めてくる際その転位の集合状態が問題となる。

転位が集合する際、逆方向のバーガースベクトルを有する転位同士は、合体により消滅する可能性がある。しかしながら、実際問題としては、一つのファセット面を介して集合してくる転位は同符号の転位が多いと推測される。異符号の転位同士の合体による消滅機構はほとんど働いていないと考えられる。

同符号の転位が集合してきた場合、転位間には斥力が働く。合体して消滅することはない。この斥力によって、集合した転位同士は結晶成長とともにお互いに離れる方向に移動すると考えられる。その結果、ピット中央に集められた転位は、逆に広がる方向に移動を始めると考えられ、ピット中央の転位束付近にモヤ状の転位群が発生すると考えられる。

このモヤ状の転位群の発生原因はまだ明確に解っていないが、転位の集中による応力集中もその原因の一つであろうと推測される。その他に、成長の進行と共に複数のピットが合体し、それによって転位群が合流するがその過程で転位群が乱されてしまう。ピット合体による転位群の乱れも、モヤ状の転位群の発生原因であると考えられる。

また、ピットの合体によりピット径が大型化した場合は、ピット中央に集合する転位の数も増大し、その為モヤ状の転位群が広がり、その面積も拡大すると考えられる。

状況によっては、ファセットからなるピット中央へ転位が集合していく際、隣り合うファセット面の境界部にファセット中心から互いに約６０°の角度を有して放射線状に転位の面状の集合部が形成されることがある。
これは、転位が６０°の角度をもって集合する為であるが、この際、転位同士の斥力が働いた場合は、ピット中央に転位が集中せずに、この面状欠陥部に転位が一層集合し、面状欠陥がより強固になる場合がある。

また、ピットの合体により、ピット径が、大型化した場合は、ピット中央へ向かって集合する転位の数も増大し、その為、この面状欠陥も大面積化すると考えられる。

また、これらのファセット面からなるピットの発生位置は、前述のように自然現象に任せたままであるため、ランダムで偶然的で不規則である。

そのため、モヤ状の転位群の面積が拡大した基板において、基板上にデバイスを作成する時、品質がばらつき歩留まりの点で一層問題となる可能性がある。

本発明の課題を再び述べた。これらの課題を解決するためには、発明者らは、ファセット面からなるピットを維持して成長させ、転位が集合した際、転位が収束せず、集合部付近に転位が滞留する事が問題であると考えた。そして、それらの転位群の滞留は、転位の集合部に効率的な転位の消滅機構または蓄積機構があれば、改善されるはずであると考えた。

そして、そのような転位の消滅または蓄積機構として、単結晶中に故意に結晶粒界等の欠陥面を利用することを思いついた。つまり欠陥を結晶中の所定の位置に積極的に作り出しこの欠陥面によって転位を消滅させ蓄積させるという巧妙な工夫を編み出した。

まず、前記先願の方法は転位の収束にはファセット面斜面を維持して成長することによって転位を伝播させ収束させているわけである。そのメカニズムが働く限りは、ファセット面の形状を、特に円錐型ピット形状にこだわる必然性はないと本発明者は考えた。そのような思いつきから、円錐形ピットに代えて、幅を持った直線状のファセット面を、形成させて成長することを考えた。

全体の形状としては円錐穴でなく、断面が３角形のプリズムを横にして平行においたような形状となる。複数条あれば山と谷（Ｖ溝）が交互に続く凹凸構造となる。それでも転位を掃き寄せる作用はある。

図４で本発明の方法を簡単に述べる。これはファセット面よりなるＶ溝の断面図である。紙面に垂直の方向に同一の断面が連続する。図３は円錐形のピットの断面図である。断面は似ているが紙面直角方向の様子は全く違う。下地基板（図示しない）の上にＧａＮ結晶２２をファセット成長させる。ファセット２６、２６は傾斜した２面であってＶ溝２４を構成する（ピットでない）。Ｖ溝（谷）２４の底２９に連続して欠陥集合領域Ｈが成長してゆく。ファセット２６の直下には低欠陥単結晶領域Ｚが成長する。その外側は平坦面２７となる。平坦面はＣ面である。その直下にはＣ面成長領域Ｙが連続する。Ｃ面成長領域Ｙも単結晶で低転位だが低欠陥単結晶領域Ｚより電気抵抗が大きい。低欠陥単結晶領域ＺやＣ面成長領域Ｙに存在した転位はファセット２６の成長によって内側へ集められＶ溝底の欠陥集合領域Ｈに集中する。大部分の転位はＣ面に平行に欠陥集合領域Ｈに向かって集合すると考えられる。ここで一部の転位は合体して消滅し残りの転位はここに閉じ込められ蓄積される。欠陥集合領域Ｈでの転位蓄積部位は、境界Ｋと内部Ｓである。Ｋだけである場合もあり（Ｓ＋Ｋ）の場合もある。欠陥集合領域Ｈに一旦捕獲されると転位は二度と外部へ出てくることはできない。

図３（１）の細く狭い線状のピット底の転位集合所と違って、本発明は長手方向に伸び幅もあるような断面の広い欠陥集合領域Ｈによって転位を蓄積しているから大量の転位を捕獲蓄積できる。欠陥集合領域Ｈ断面積が大きいというのが本発明の第１の強みである。

しかもファセット面が幅を持った直線状（Ｖ溝）だと、ピット形状の場合のように、ファセット面とファセット面との稜線が出来ない。そのため面状欠陥の発生が抑えられるというメリットがある。面状欠陥１０（図１（ｂ））は重大な難点であったが線状の山谷の繰り返しにすると斜め稜線が消滅するから面状欠陥が稜線に続いて発生するという問題をあっさり解決できる。

このような、幅を持った直線状のファセット面斜面を有して、かつ常に維持して成長し、そのファセット面の最も下部に、直線状のファセット面に対応して、直線状に伸びた、例えば多結晶領域を形成し、隣接する単結晶部との境界Ｋに結晶粒界を形成し、この結晶粒界Ｋを転位の消滅場所あるいは蓄積場所として機能させることが可能なことが判った（図４）。

このような、転位の消滅場所あるいは蓄積場所を形成することで、転位集合部からの転位のモヤ状の分布の低減、消滅をはかると同時に、ピットを形成した場合に見られたピット中央の転位集合部付近の面状欠陥の低減、消滅をもはかることが出来る事を見いだした。これらは、転位の消滅あるいは蓄積機構が、出来たために、滞留する転位が激減したためであると考えられる。そのために、モヤ状の転位群、および面状欠陥が大きく低減できたと結論づけられる。

さらなる研究により、このような転位の消滅場所、蓄積場所として機能する領域は多結晶領域のみに限らないことも見出した。

例えば多結晶ではなくても、単結晶であって、隣接する単結晶領域の結晶から僅かに微傾斜している場合、あるいは隣接する単結晶部と同じ方位の単結晶であっても、面状欠陥を境界に有している場合、小傾角粒界を境界に有している場合は、単結晶の欠陥集合領域Ｈでも転位の消滅場所、蓄積場所として機能する事を見出した。欠陥集合領域Ｈのｃ軸が、その周りの結晶のｃ軸が反転している場合も同じ効果があることを見出した。また、これらの転位の消滅場所、蓄積場所は、面状に広がっているだけではなく、幅（厚さ）ｈを有した領域として存在することを特徴としている。

この転位蓄積場所が幅ｈを有した領域であることのメリットは、次のように考えられる。同じストライプ構造を用いた、通常のＥＬＯ（エピタキシャル・ラテラル・オーバーグロース；Epitaxial Lateral Overgrowth）においては、ファセット面を形成して転位を集合する訳であるが、転位の集合体は厚さのほとんどない面状欠陥に集められる。そのため、転位は薄い面状欠陥部に高密度に集合し斥力のためばらけてしまう。

それに対して、本発明の方法では、欠陥集合領域が厚さを持っているので、片側から集められた転位群は、片側の境界面Ｋ_１に集合し、もう片側から集められた転位群は、別の片側Ｋ_２に集合する。その結果、境界面に集合する転位密度を半減する事が出来る。

また、さらに、厚さを持った欠陥集合領域であるため、その内部Ｓにも、転位欠陥を集合することが可能で、蓄積する単位体積あたりの転位欠陥量を極めて低くすることが出来る。よって、転位のばらけも発生しにくいと考えられる。

さらに、通常のＥＬＯでは、成長と共にファセット面斜面は埋め込まれて、最表面は平坦な面（Ｃ面成長）となる。そうなると、一旦面状欠陥部に集められた転位群は、再度、ばらけ出す。ために成長と共に転位は拡散し転位が均一に高密度分布してしまう。この転位密度は、１０^７ｃｍ^−２のオーダーで、このままでは、レーザ用基板として使用できない。

しかしながら、本発明においては、詳細は後述するが、本発明の厚さを持った欠陥集合領域を形成することで、このファセット面斜面の埋め込みを回避でき、ファセット面斜面を維持したまま結晶成長を継続できる。そのため、転位群を欠陥集合領域に閉じこめたまま、成長を継続できる。

これは大きな特徴である。これが可能な理由は、欠陥集合領域が多結晶状態であるか、あるいは別の角度の浅いファセット面をこの欠陥集合領域に形成している為である。

これらの具体的な例は、前述のもの以外も含めて後述するが、これらを総称して、本発明においては、「幅を持った結晶欠陥集合領域Ｈ」と呼ぶことにする。
「幅を持った結晶欠陥集合領域Ｈ」を有して結晶成長する事により、転位を低減することを本発明の骨子とする。幅ｈは１μｍ〜２００μｍ程度でかなり分厚いもので転位をよく蓄積できる。

さらに発明者らは、この「幅を持った結晶欠陥集合領域Ｈ」の発生する場所を制御することで、幅ｚを持った直線状のファセット面の発生位置、即ち、低欠陥の良好な単結晶部（低欠陥単結晶領域Ｚ）の位置をも制御できることを見出した。
結晶成長の初期に所定の場所に、これら「幅を持った結晶欠陥集合領域Ｈ」を生じうる有限の幅ｈを持った直線状のマスク（あるいは種（たね））を形成しておけば、成長と共にこの場所に優先的に「幅を持った結晶欠陥集合領域Ｈ」が形成される。
さらに、その領域に隣接して、幅ｚを持った直線状のファセット面が形成される。そのファセット面の底に、常に「幅を持った結晶欠陥集合領域Ｈ」が存在することを見出した（図５（ａ）、図６）。

この幅を持った結晶欠陥集合領域Ｈを底に有するファセット面の発生について、そのメカニズムは、結晶欠陥集合領域Ｈの種類によって異なる。
しかし、概略としては下記の通りとなる。つまり、何らかの手法で、幅を持った結晶欠陥集合領域Ｈを生じうるマスクを形成した場合、結晶成長中に常にこの領域は窪み状になる。
この理由は、このマスク上の領域はＣ面の成長速度に比べて成長速度が小さいというのも一つの理由であると考えられる。
この窪みを有することで安定的にこの位置の両側に、ファセット面からなる斜面を形成することが出来る。

また、他のメカニズムとしては、この幅を持った結晶欠陥集合領域Ｈに、その両側のファセット面斜面よりも角度の浅いファセット面が形成されやすく、結局、この角度の浅いファセット面が存在するために、この位置に安定的にこの部分を谷底とした、ファセット面からなる谷が形成される（図５（ｂ））。

こうして、ファセット面からなる谷の位置も固定されることになる。このような配置となった場合は、ファセット面が埋め込まれることはなく、この形状を維持して成長が進行する。このプロセスを経由する事で、ファセット面の位置制御が可能となる。即ち、低欠陥単結晶領域Ｚと欠陥集合領域の位置も固定され、制御可能となる。これにより、規則正しい低欠陥単結晶領域Ｚ、欠陥集合領域Ｈの配置も可能となる。これも、本発明の骨子の一つである。

また、欠陥集合領域の形成のされ方については、下記の様に考えられる。即ち、欠陥集合領域を形成するためのマスクの上に、多結晶領域が形成された場合は、欠陥集合領域は多結晶領域として明確に区別される。しかし、欠陥集合領域としては、色々な場合が考えられ、例えばその一つに、面状欠陥面を境界に有した単結晶領域である場合がある。

この場合は、ごく成長の初期段階において、欠陥集合領域の両側のファセット面の傾きに比べ、やや傾きの浅いファセット面が出現し、そのファセット面の境界がこの欠陥集合領域の境界となる。
そのメカニズムは、ファセット面の谷底に存在するファセット面の角度の差を有したファセット面の境界で、結晶成長の進行と共に転位が集められ、結局その場所が、転位の集合場所、即ち閉じた欠陥集合領域となると考えられる。

また、顕著な例としては、この欠陥集合領域がＧａＮ結晶の極性が反転した領域となっている場合があり、頻繁に見られる現象である。これは、即ち、低欠陥単結晶領域Ｚに対して、欠陥集合領域は窒化ガリウム結晶のｃ軸が１８０°向きが違っていると言うことである。この場合は、明らかに欠陥集合領域の境界に粒界が発生し、結晶成長と共にファセット面を通して、欠陥集合領域に集められた転位はこの粒界に集積されていくと考えられる。

以上で、本発明の基本的な原理説明をした。この発明によって、前掲の３点の技術課題、即ち、転位集合部付近の転位のモヤ、面状欠陥、位置制御の困難が全て解決出来る。即ち図７の様な立体的な結晶成長後の形状を有することにより、図８の様な組織を有する基板が作成され、結晶欠陥分布が大きく改善された。図７において、下地基板２１の上にＧａＮ結晶２２が成長しているが表面は山谷の繰り返しになっている。谷（Ｖ溝）の直下に続く細い幅をもつ平面が欠陥集合領域Ｈである。傾斜がファセット２６である。ファセット２６の直下に続く部分が低欠陥単結晶領域Ｚである。これは山の頂上が鋭利に尖っており平坦なＣ面成長領域Ｙが存在しない場合を示している。その場合は隣接する欠陥集合領域Ｈ、Ｈによって挟まれる部分は全て一様な低欠陥単結晶領域Ｚとなる。ｐ＝ｚ＋ｈという簡単な構造になる。平坦部が存在する場合低欠陥単結晶領域Ｚが二分されるから、その平坦部の幅をｗとしてｐ＝２ｚ＋ｗ＋ｈとなる。山の高さ（Ｖ溝の深さ）とピッチｐの関係は後に述べる。図８は基板を除去し上面の凹凸を除去して両面を研磨した状態の矩形ウエハを示す。これは欠陥集合領域Ｈ、低欠陥単結晶領域Ｚ、Ｃ面成長領域Ｙが順に規則正しく並ぶＨＺＹＺＨＺＹＺＨ…構造をしている。なお、Ｃ面成長領域Ｙは成長条件により必ずしも幅を持った直線状とはならず、幅にバラツキを有し、ゆらいでいる場合も多い。次に、本発明の具体的な内容について、詳しく説明していく。

本発明はファセット成長によってＶ溝（谷）底部に転位を集めてその他の部分を低転位化し、Ｖ溝（谷）底部に欠陥集合領域Ｈを形成して転位を閉じ込め再び解き放つということがない。欠陥集合領域Ｈのために先に課題として挙げた３つの問題
（１）ファセット面からなるＶ溝（谷）中央の転位集合部からの転位のモヤモヤ状分布の低減。
（２）ファセット面からなるＶ溝（谷）中央の転位集合部の面状欠陥の消滅。
（３）ファセット面からなるＶ溝（谷）中央の転位集合部の位置を制御すること。
を本発明は全て解決できる。

以下に本発明の実施形態について述べる。
再度、本発明の基本的な原理を繰り返すと、本発明は幅を持った直線状に伸びたファセット面よりなる谷（Ｖ溝）を維持して結晶成長させることを前提としている。ファセット面よりなる谷の底には幅をもった直線状の欠陥集合領域Ｈができる。幅を持った直線状の結晶欠陥集合領域Ｈに隣接して低欠陥単結晶領域Ｚを成長させ、結晶欠陥集合領域Ｈの境界部Ｋまたは境界Ｋと内部Ｓにその周辺に存在する転位を引き込む。境界Ｋまたは境界Ｋと内部Ｓで転位を消滅させるか蓄積するかする。

本発明は、このように欠陥集合領域Ｈの境界Ｋ、内部Ｓを転位の消滅場所あるいは蓄積場所としてＧａＮを成長することで転位を低減することを特徴とする単結晶窒化ガリウムの結晶成長方法である。
あるいは、幅を持った直線状の結晶欠陥集合領域Ｈに隣接して低欠陥単結晶領域Ｚを成長させ、結晶欠陥集合領域Ｈの境界Ｋまたは境界Ｋと内部Ｓを、周辺に存在する転位の消滅場所あるいは蓄積場所として、ＧａＮを成長することで、転位を低減することを特徴とする単結晶窒化ガリウムの結晶成長方法である。

さらに、具体的には、幅を持った直線状の結晶欠陥集合領域Ｈに隣接して、ファセット面斜面を有して、成長し、そのファセット面を維持することによって、結晶欠陥集合領域Ｈの境界部Ｋまたはその内部Ｓを転位の消滅場所あるいは蓄積場所とし、その結果として転位を低減することを特徴とする単結晶窒化ガリウムの結晶成長方法である。

また、結晶欠陥集合領域Ｈとの関係を明確にすると、次のようになる。幅を持った直線状の結晶欠陥集合領域Ｈに隣接して、ファセット面斜面を有して、成長するにあたり、結晶欠陥集合領域Ｈを谷間として、その両側にそのファセット面を維持することによって、そのファセット面を通して転位が結晶欠陥集合領域Ｈへ集合し、結晶欠陥集合領域Ｈの境界部Ｋまたはその内部Ｓを転位の消滅場所あるいは蓄積場所として成長し、その結果として転位を低減することを特徴とする単結晶窒化ガリウムの結晶成長方法である。

実際は、複数本の結晶欠陥集合領域Ｈを有して成長すると考えられる。その際には、次のように記述される。間隔をおいて互いに平行な複数本の、幅を持った直線状の結晶欠陥集合領域Ｈに隣接して、長手方向に伸びた帯状のファセット面斜面を有し、それを維持して成長することで、転位を低減することを特徴とする単結晶窒化ガリウムの結晶成長方法である。

さらに、結晶欠陥集合領域Ｈと、ファセット面との関係を明らかにすると、下記の様に書ける。間隔をおいて互いに平行な複数本の、幅を持った直線状の結晶欠陥集合領域Ｈに隣接して、長手方向に伸びた帯状のファセット面斜面を有し、それを維持して成長するにあたり、その配置は、結晶欠陥集合領域Ｈを谷間として、その両側にファセット面を有して成長することにより、転位を低減することを特徴とする単結晶窒化ガリウムの結晶成長方法である。

さらに具体的に、結晶欠陥集合領域Ｈを谷間として、その両側にファセット面を有して成長するには、次のような場合がある。間隔をおいて互いに平行な複数本の、幅を持った直線状の結晶欠陥集合領域Ｈに隣接して、長手方向に伸びた帯状のファセット面斜面を有し、それを維持して成長するにあたり、ファセット面により形成される形状は、長手方向に伸びた左右対称のプリズム型であることを特徴とする単結晶窒化ガリウムの結晶成長方法である。

この際に、プリズム結晶の頂上に水平な面を有した左右対称のプリズム型であっても良い。

この際の、ファセット面指数は、次のようである。平均的な結晶成長方向がｃ軸方向であり、直線状の結晶欠陥集合領域Ｈの方向が＜１−１００＞である場合は、ファセット面は、｛ｋｋ−２ｋｎ｝（ｋ、ｎは整数）である。

その中でも、頻度の高いファセット面は、｛１１−２２｝であることが多い。また、直線状の結晶欠陥集合領域Ｈの方向は、＜１−１００＞でも良いが、＜１１−２０＞である事も可能である。よって、平均的な結晶成長方向がｃ軸方向であり、直線状の結晶欠陥集合領域Ｈの方向が＜１１−２０＞であり、ファセット面は、｛ｋ−ｋ０ｎ｝（ｋ、ｎは整数）である。

その場合の代表的なファセット面は、｛１−１０１｝である。

プリズム結晶の頂上に水平な面を有した左右対称のプリズム型である場合、平均的な結晶成長方向がｃ軸方向であり、直線状の結晶欠陥集合領域Ｈの方向が＜１−１００＞あるいは＜１１−２０＞のどちらかであり、ファセット面が｛１１−２２｝、｛１−１０１｝、｛ｋｋ−２ｋｎ｝、｛ｋ−ｋ０ｎ｝（ｋ、ｎは整数）のいずれかである時、その頂上の水平な面は（０００１）面である。また、この水平な面は幅を持った直線状とならず、幅が変動し、ゆらいだ形状となる場合もある。

これらの結晶成長において、厚く結晶成長した場合および成長条件等によっては本来幅を持った直線状である結晶欠陥集合領域Ｈが、完全な直線でなく幅を持ち、破線状に途切れる場合がある。この場合においても、結晶欠陥集合領域Ｈの両側のファセット面により、転位は結晶欠陥集合領域Ｈの近傍に集められる。しかし、結晶欠陥集合領域Ｈが直線状ではなく幅をもち、破線状に途切れているため、途切れた箇所では、転位は結晶欠陥集合領域Ｈからはみ出して存在する。このような結晶欠陥集合領域Ｈが直線状ではなく幅をもち、破線状に途切れた場合においても、転位の閉じ込めの効果は認められる。よって、本発明にはこのような場合も含む。
以上で、低転位単結晶部のファセット面について、述べてきたが、次に、欠陥集合領域について記述する。欠陥集合領域については様々なバリエーションがある。幅を持った直線状の結晶欠陥集合領域Ｈは多結晶である場合がある。

それ以外の場合について述べる。幅を持った直線状の結晶欠陥集合領域Ｈは、その両側の単結晶領域部のファセット面斜面に比べて、角度が浅いファセット面を有して成長する場合がある。

しかもその場合、幅を持った直線状の結晶欠陥集合領域Ｈは、その境界を、その両側の単結晶領域部のファセット面と角度が浅いファセット面との境界と一致して成長する事が多い。

また、欠陥集合領域の特徴として、幅を持った直線状の結晶欠陥集合領域Ｈは、その境界に面状欠陥を有して成長する場合が多い。

また、幅を持った直線状の結晶欠陥集合領域Ｈは、その境界の両側において結晶軸が微傾斜して成長する場合がある。

結晶欠陥集合領域Ｈは、角度の浅いファセット面を有して成長した領域と一致するが、さらに幅を持った直線状の結晶欠陥集合領域Ｈは、その両側の境界の内側に角度の浅いファセット面の両側からの整合部を有して成長することも多い。

そして、その下にはその整合部の下に面状欠陥を有して成長する事も多い。

さらに、最も不思議な現象であるが、非常に重要な現象として、反転現象がある。ＧａＮは［０００１］軸において極性を持つ。即ち、（０００１）面と（０００−１）面とで物性が異なる。この反転が、この欠陥集合領域で発生する場合が多いのは大変興味深い。即ち、幅を持った直線状の結晶欠陥集合領域Ｈは、それに隣接するファセット面部とはｃ軸を反転して成長する場合がある。

即ち、結晶欠陥集合領域Ｈは、［０００−１］軸を主軸として成長し、それに隣接するファセット面部は、［０００１］軸を主軸として成長するということである。

この場合は、直線状の結晶欠陥集合領域Ｈの方向が＜１−１００＞の時、角度の浅いファセット面は、｛１１−２−５｝または｛１１−２−６｝として成長する。

反転現象が起きない場合は、直線状の結晶欠陥集合領域Ｈの方向が＜１−１００＞であり、角度の浅いファセット面は、｛１１−２５｝または｛１１−２６｝として成長する。

次に結晶組織の寸法について述べる。直線状の結晶欠陥集合領域Ｈの幅は、１μｍから２００μｍで効果を発すると考えられる。

小さい方では１μｍから原理的には可能である。上限は２００μｍと考える。これは、あまりに大きくなりすぎると、様々な結晶状の乱れが生じてくるために、実験上から上限は２００μｍとした。また、低欠陥単結晶領域Ｚの幅は、１０μｍから２０００μｍであるとした。

これは、下限は１０μｍ程度から実現可能と見積もられ、上限は実験上あまりに大きく取りすぎると、ファセット面の乱れや結晶欠陥の発生等が生じてくるために、このような上限を設けた。

また、実際の基板として適用するためには、幅を持った直線状の結晶欠陥集合領域Ｈを、規則正しく等間隔で並べ、それらの間に低欠陥単結晶領域Ｚを有して成長することが必要である。その際に、幅を持った直線状の結晶欠陥集合領域Ｈが等間隔で並ぶピッチが２０μmから２０００μmとする。理由は、先ほどの低欠陥単結晶領域Ｚの幅の制限と同じ理由である。

さて次に、如何に結晶欠陥集合領域Ｈを作成するかについて述べていく。下地基板上に、幅を持った直線状のマスクを形成し、そのマスク上で結晶欠陥集合領域Ｈを成長し、それ以外の場所においては低欠陥単結晶領域Ｚを成長する事を基本プロセスとする。

実際は、このマスクは下地基板上に幅を持った直線状のマスクを複数本互いに平行に等間隔で形成し、その上から窒化ガリウムを成長する事で実現する。

さらにこのマスクの上で起きる現象については、次の様に記述される。下地基板上で、マスクの無い場所では、マスクに隣接して長手方向に伸びたファセット面を有した単結晶領域が成長し、マスクの上では、当該ファセット面よりも浅い角度を有したファセット面が成長する事が多い。

この場合マスクの材質について下記のように記述出来る。即ち、マスクはＳｉＯ_２あるいはＳｉ_３Ｎ_４である。

又は、マスクはＰｔあるいはＷである。

あるいは、マスクは多結晶ＡｌＮあるいは多結晶ＧａＮであっても良い。

更に、マスクは表面に多結晶ＧａＮの析出したＳｉＯ_２でも良い。これら列挙したマスクはいずれも結晶欠陥集合領域Ｈの作製に効果がある。

また、実際の製造プロセスとして、下記が挙げられる。
下地基板上にＧａＮからなるエピタキシャル層を作成した後で、マスク層を形成し、当該マスク層を部分的にエッチングし、所定の形状にパターニングしたものを欠陥集合領域部を形成する場所に配置した後、その上からＧａＮを成長するもの。

下地基板上に直接マスク層を形成し、当該マスク層を部分的にエッチングし、所定の形状にパターニングしたものを欠陥集合領域Ｈを形成する場所に配置し、その上からＧａＮを成長するもの。この場合は、一旦低温バッファ層を成長した後に高温エピ成長する場合と、直接高温エピ成長する場合との両方があり得る。

またマスクの作成に当たり、欠陥集合領域部を発生させるための下地基板上に設置するマスクとして、マスク層を所定の形状にパターニングする際に、当該領域以外の領域において、エピタキシャル・ラテラル・オーバーグロースを行うためのパターンを同時に形成して、結晶成長を行う事も可能である。

作成するマスクについては、次のような制限があり得る。直線状の結晶欠陥集合領域Ｈを形成するためのマスクの幅ｈは１０μｍから２５０μｍである。

幅を持った直線状の結晶欠陥集合領域Ｈを形成するためのマスクが等間隔で並ぶピッチが、２０μｍから２０００μｍである。

このようにして結晶成長したＧａＮ結晶は、次のようなプロセスで基板に製造される。即ち、結晶成長において、幅を持った直線状の欠陥集合領域部を有して成長し、単結晶部Ｚ、Ｙと欠陥集合領域Ｈとの境界Ｋおよび内部Ｓを、単結晶部Ｚ、Ｙの転位の蓄積あるいは消滅場所として成長することで、単結晶部Ｚ、Ｙの転位を低減し、得られた結晶を機械加工した後、研磨を施し平坦な表面を有した基板とする。

あるいは、結晶成長時の成長表面において、ファセット面からなる谷を形成し、幅を持った直線状の欠陥集合領域Ｈを谷の底に有して成長することで、その周りの単結晶部Ｚ、Ｙの転位を低減し、得られた結晶を機械加工した後、研磨を施し平坦な表面を有した基板とする。

また、機械加工として、スライス加工、研削加工、ラッピング加工のうち少なくとも一つを含む。

また、ここまで述べてきた、下地基板としては、ＧａＮ、サファイア、ＳｉＣ、スピネル、ＧａＡｓ、Ｓｉを用いる事が出来る。

このようにして作成された窒化ガリウム単結晶基板は、次のようなものである。表面に、幅を持ち直線状に伸びた低欠陥単結晶領域Ｚを有し、その両側に境界線を介して幅を持った結晶欠陥集合領域Ｈを有し、その結晶欠陥集合領域Ｈも両側に境界線を有している単結晶窒化ガリウム基板である。欠陥集合領域Ｈは両側に境界線Ｋ、Ｋをもち、直線状の広がりをもつ低欠陥単結晶領域Ｚの両側に欠陥集合領域Ｈが接合したＨＺＨの構造を表面に有する。

あるいはまた、表面にほぼ直線状に伸びた境界線を両側に持ち、かつ、幅を持った低欠陥単結晶領域Ｚを有し、それに接して、ほぼ直線状に伸びた境界線を両側に持ち、かつ、幅を持った結晶欠陥集合領域Ｈを有し、それらが、互いに接して交互に並び、規則正しく等間隔で複数回繰り返して存在する単結晶窒化ガリウム基板である。これはＨＺＨＺＨＺ…と繰り返す構造が表面にあるような基板である。

基板の表面に存在する低欠陥単結晶領域Ｚと、結晶欠陥集合領域Ｈが、基板表面にほぼ垂直にそれぞれ基板内部にわたって存在している単結晶窒化ガリウム基板である。先述のＺＨ構造が表面だけでなく内部へも延長しておりＺは有限の幅ｚをもつ平面、Ｈも有限の幅ｈをもつ平面であり、境界Ｋも平面である。

また、表面に存在する低欠陥単結晶領域Ｚと、結晶欠陥集合領域Ｈが、基板表面にほぼ垂直にそれぞれ基板内部にわたって存在しており、基板内部においてもそれらの領域が互いに接して交互に並び、規則正しく等間隔で複数回繰り返して存在する単結晶窒化ガリウム基板である。これはＨＺＨＺＨＺ…と繰り返す構造が表面にも内部にもあるような基板である。

表面に存在する、幅を持ち直線状に伸びた低欠陥単結晶領域Ｚのほぼ中央に、幅を持ちほぼ直線状に伸びた、比抵抗の異なる領域が存在する単結晶窒化ガリウム基板である。これは比抵抗が高いＣ面成長領域Ｙが低欠陥単結晶領域Ｚの中間にあり、ＨＺＹＺＨとなる構造を有する基板だということをいっている。特に、欠陥集合領域のＧａＮ結晶のｃ軸の極性が反転した場合、ファセット面の形状制御はうまくいく。極性が反転した場合、結晶成長速度が遅くなるという要因が寄与していると考えられる。

また、表面に繰り返して存在する、幅を持ち直線状に伸びた低欠陥単結晶領域Ｚのほぼ中央に、幅を持ちほぼ直線状に伸びた、比抵抗の異なる領域が存在する単結晶窒化ガリウム基板である。これはＨＺＹＺＨＺＹＺＨＺＹＺＨ…という繰り返し周期構造が表面に存在する。

ここに述べたように、結晶成長時に表面にＣ面の鏡面部を有して成長した場合、他の領域の｛１１−２２｝面を有して成長した領域に比べ、比抵抗が大きくなる傾向がある。これは、面指数が異なることにより、不純物の取り込み効率が異なるためである。単結晶で低転位の部分が、低欠陥単結晶領域ＺとＣ面成長領域Ｙと２種類あるが、Ｃ面成長領域Ｙで比抵抗が高い理由を述べている。Ｃ面成長よりもファセット成長の方が電気伝導度の高い基板が得られる。成長してみればいずれもＣ面形成で方位は同一なのであるが、成長の方向が違うのでそのような比抵抗の相違が発生する。

表面に存在する、幅を持ち直線状に伸びた低欠陥単結晶領域Ｚのほぼ中央に、幅を持ちほぼ直線状に伸びた、比抵抗の異なる領域が存在し、基板表面にほぼ垂直に、低欠陥単結晶領域Ｚに伴って、基板内部にわたって存在している単結晶窒化ガリウム基板である。

表面に繰り返して存在する、幅を持ち直線状に伸びた低欠陥単結晶領域Ｚのほぼ中央に、幅を持ちほぼ直線状に伸びた、比抵抗の異なる領域が存在し、基板表面にほぼ垂直に、低欠陥単結晶領域Ｚに伴って、基板内部にわたって存在している単結晶窒化ガリウム基板である。

基板表面に存在する、低欠陥単結晶領域Ｚと結晶欠陥集合領域Ｈが、基板表面から裏面まで貫通して存在する単結晶窒化ガリウム基板である。

基板表面に低欠陥単結晶領域Ｚ、結晶欠陥集合領域Ｈ、Ｃ面成長領域Ｙが存在する中、結晶欠陥集合領域Ｈのみが幅をもった直線状ではなく、幅を持ち破線状に途切れている場合もある。この場合には低欠陥単結晶領域Ｚにおいて十分な低転位な領域が得られる。
次に欠陥集合領域について記述する。
結晶欠陥集合領域Ｈは多結晶からなり、接する低欠陥単結晶領域Ｚとの境界に結晶粒界を有する単結晶窒化ガリウム基板である。

しかし、結晶欠陥集合領域Ｈは、むしろ単結晶状態の場合が多い。結晶欠陥集合領域Ｈは単結晶からなり、接する低欠陥単結晶領域Ｚとの間で、境界に面状欠陥を有する単結晶窒化ガリウム基板である。

ある場合には、結晶欠陥集合領域Ｈは単結晶からなり、領域内部に貫通転位群を有する単結晶窒化ガリウム基板であることもある。

またある場合には、結晶欠陥集合領域Ｈは単結晶からなり、領域内部に貫通転位群および面状欠陥を有する単結晶窒化ガリウム基板であることもある。

更にまた結晶欠陥集合領域Ｈは単結晶からなり、接する低欠陥単結晶領域Ｚとの間で、結晶軸が微傾斜している単結晶窒化ガリウム基板であることもある。

結晶欠陥集合領域Ｈは単結晶からなり、接する低欠陥単結晶領域Ｚとの間で、境界に面状欠陥を有し、領域内部に貫通転位群、面状欠陥を有する単結晶窒化ガリウム基板である場合もある。

或いは結晶欠陥集合領域Ｈは単結晶からなり、接する低欠陥単結晶領域Ｚとの間で、境界に面状欠陥を有し、領域内部に長手方向に伸びた１層の面状欠陥を有する単結晶窒化ガリウム基板であることもある。

基板表面が、（０００１）面を主面とする単結晶窒化ガリウム基板である場合もある。

更に結晶欠陥集合領域Ｈは接する低欠陥単結晶領域Ｚとは、ｃ軸が反転している単結晶からなる単結晶窒化ガリウム基板である場合もある。

また結晶欠陥集合領域Ｈは、接する低欠陥単結晶領域Ｚとは、ｃ軸が反転している単結晶からなり、かつ、接する低欠陥単結晶領域Ｚとの間で、境界に面状欠陥を有する単結晶窒化ガリウム基板である場合もある。

或いは結晶欠陥集合領域Ｈは、接する低欠陥単結晶領域Ｚとは、ｃ軸が反転している単結晶からなり、結晶欠陥集合領域Ｈ内部Ｓに、貫通転位群を有する単結晶窒化ガリウム基板であることもある。

また結晶欠陥集合領域Ｈは、接する低欠陥単結晶領域Ｚとは、ｃ軸が反転している単結晶からなり、結晶欠陥集合領域Ｈ内部Ｓに、貫通転位群および面状欠陥を有する単結晶窒化ガリウム基板である場合もある。

更にまた結晶欠陥集合領域Ｈは、接する低欠陥単結晶領域Ｚとは、ｃ軸が反転している単結晶からなり、かつ、結晶欠陥集合領域Ｈは、接する低欠陥単結晶領域Ｚとの間で、結晶軸方向が微傾斜している単結晶窒化ガリウム基板であることもある。

更に結晶欠陥集合領域Ｈは、接する低欠陥単結晶領域Ｚとは、ｃ軸が反転している単結晶からなり、接する低欠陥単結晶領域Ｚとの間で、境界に面状欠陥を有し、結晶欠陥集合領域Ｈ内部に、貫通転位群、面状欠陥を有する単結晶窒化ガリウム基板である場合もある。

また結晶欠陥集合領域Ｈは、接する低欠陥単結晶領域Ｚとは、ｃ軸が反転している単結晶からなり、接する低欠陥単結晶領域Ｚとの間で、境界に面状欠陥を有し、結晶欠陥集合領域Ｈ内部に、長手方向に伸びた１面の面状欠陥を有する単結晶窒化ガリウム基板である場合もある。

更にまた結晶欠陥集合領域Ｈは、接する低欠陥単結晶領域Ｚとは、ｃ軸が反転している単結晶からなり、低欠陥単結晶部は、基板表面の主面が（０００１）面であり、結晶欠陥集合領域Ｈは、基板表面の主面が（０００−１）面である単結晶窒化ガリウム基板である場合もある。

また、基板表面の、低欠陥単結晶領域Ｚおよび結晶欠陥集合領域Ｈの長手方向の結晶方位は、＜１−１００＞である単結晶窒化ガリウム基板である。あるいは、＜１１−２０＞であっても良い。

基板内部において、面として存在する低欠陥単結晶領域Ｚおよび結晶欠陥集合領域Ｈの分布面は、＜１−１００＞方向および＜０００１＞方向に平行である単結晶窒化ガリウム基板である場合もある。

基板内部において、面として存在する低欠陥単結晶領域Ｚおよび結晶欠陥集合領域Ｈの分布面は、＜１１−２０＞方向および＜０００１＞方向に平行である単結晶窒化ガリウム基板である場合もある。

低欠陥単結晶領域の幅が、１０μｍから２０００μｍである単結晶窒化ガリウム基板である。これはＣ面成長領域Ｙが存在しない場合はそのとおり低欠陥単結晶領域Ｚの幅ｚを意味するが、Ｃ面成長領域Ｙが存在する場合は２ｚ＋ｙを意味する。低欠陥単結晶領域ＺもＣ面成長領域Ｙの低欠陥で単結晶だからである。

低欠陥単結晶領域の幅が、１００μｍから８００μｍである単結晶窒化ガリウム基板である。これもＣ面成長領域Ｙが存在しない場合はそのとおり低欠陥単結晶領域Ｚの幅ｚを意味するが、Ｃ面成長領域Ｙが存在する場合は２ｚ＋ｙを意味する。

結晶欠陥集合領域Ｈの幅が、１μｍから２００μｍである単結晶窒化ガリウム基板である。

或いは結晶欠陥集合領域Ｈの幅が、１０μｍから８０μｍである単結晶窒化ガリウム基板である。

また低欠陥単結晶領域Ｚの平均貫通転位密度が、５×１０^６ｃｍ^−２以下である単結晶窒化ガリウム基板である。

低欠陥単結晶領域Ｚにおいて、結晶欠陥集合領域Ｈの近傍３０μｍの領域で、やや貫通転位密度が高く３×１０^７ｃｍ^−２以下であることが多い。
低欠陥単結晶領域Ｚの貫通転位密度が、結晶欠陥集合領域Ｈとの境界付近で最も高く、境界から離れるに従って減少していく単結晶窒化ガリウム基板である。

或いは基板表面において、段差を有し、結晶欠陥集合領域Ｈがやや窪んでいる単結晶窒化ガリウム基板である。

或いはまた段差部の窪みの深さは、１μｍ以下である単結晶窒化ガリウム基板である。

単結晶窒化ガリウム基板を表裏を逆にし、裏側を表側として基板を使用する場合、次のような窒化ガリウム基板となる。すなわち、結晶欠陥集合領域Ｈは、接する低欠陥単結晶領域Ｚとは、ｃ軸が反転している単結晶からなり、低欠陥単結晶部は、基板表面の主面が（０００−１）面であり、結晶欠陥集合領域Ｈは、基板表面の主面が（０００１）面である単結晶窒化ガリウム基板である。

或いは基板表面において、段差を有し、低欠陥単結晶領域Ｚがやや窪んでいる単結晶窒化ガリウム基板である。

幅を持った直線状の結晶欠陥集合領域Ｈが、規則正しく、等間隔ｐで並び、それらの間に低欠陥単結晶領域を有する単結晶窒化ガリウム基板である。この低欠陥単結晶領域は、低欠陥で単結晶である低欠陥単結晶領域Ｚ、あるいは低欠陥単結晶領域Ｚと低欠陥単結晶で高比抵抗のＣ面成長領域Ｙの三重層ＺＹＺからなる。

幅を持った直線状の結晶欠陥集合領域Ｈが等間隔で並ぶ、ピッチが、２０μｍから２０００μｍである単結晶窒化ガリウム基板である。

好ましくは、幅を持った直線状の結晶欠陥集合領域Ｈが等間隔で並ぶピッチが、１００μｍから１２００μｍである単結晶窒化ガリウム基板である。

以上述べてきた単結晶窒化ガリウム基板を用いて作成された半導体レーザデバイスを作成することが出来る。

通常ピット周りに出現するファセットが｛１１−２２｝、｛１−１０１｝であると述べた。すでに述べたようにａ軸長さをａで、ｃ軸長さをｃで表現すると、｛１−１０１｝面のＣ面に対する傾き角は、ｔａｎ^−１（３^１／２ａ／２ｃ）である。｛１１−２２｝面のＣ面に対する傾き角は、ｔａｎ^−１（ａ／ｃ）である。

｛１１−２２｝のＣ面に対する傾き角Θ_ａは、ａ＝０．３１８９２ｎｍ、ｃ＝０．５１８５０ｎｍであるから、ｔａｎ^−１（３^１／２ａ／２ｃ）＝２８．０４３゜である。

｛１−１０１｝のＣ面に対する傾き角Θ_ｍは、ｔａｎ^−１（ａ／ｃ）＝３１．５９４゜である。

図９（ａ）のように＜１−１００＞方向に延びるストライプマスクを設けた場合、Ｖ溝を構成するファセット面は（１１−２２）と（−１−１２２）面である。そのＣ面に対する傾斜角Θ_ａは２８゜である。

Ｖ溝の深さをＶ、結晶欠陥集合領域Ｈの幅をｈとするとファセット面（１１−２２）、（−１−１２２）の広がりはＶcosecΘ_ａであり、ファセット面のＣ面への投影はｚ＝ＶcotΘ_ａによって与えられる。

結晶欠陥集合領域Ｈ、Ｃ面成長領域Ｙのピッチをｐとすると、それは結晶欠陥集合領域Ｈの幅ｈと、ファセット面のＣ面への投影幅が二つ分とＣ面成長領域Ｙの幅ｙを加えたものに等しい。

ｐ＝ｈ＋ｙ＋２ｚ＝ｈ＋ｙ＋２ＶcotΘ_ａ

結晶欠陥集合領域Ｈの幅ｈはストライプマスクの幅ｓによってほぼ決まり、ストライプマスクのピッチｐも初めの設計によって決まる。結晶欠陥集合領域Ｈの幅ｈが１μｍ〜２００μｍで、ピッチｐは２０μｍ〜２０００μｍで、ｙ＋２ｚが１０〜２０００μｍであるということを述べた。

ストライプマスクの幅ｓとピッチｐを与えるので結晶欠陥集合領域Ｈ幅ｈが大体決まり、ＨＺＹＺＨＺＹＺ…の周期のピッチはマスクピッチｐに等しいから既に決まっている。

Ｖ溝の深さＶが浅いうちは、Ｃ面成長領域Ｙの幅ｙが有限値をとる。しかしＶ溝の深さＶが深くなるとＣ面成長領域Ｙが消失（ｙ＝０）する。Ｃ面成長領域Ｙが消失する臨界のＶ溝深さをＶ_ｃとすると、それは

（＜１−１００＞方向のＶ溝の場合）
Ｖ_ｃ＝（ｐ−ｈ）tanΘ_ａ／２＝０．３０７（ｐ−ｈ）

（＜１１−２０＞方向のＶ溝の場合）
Ｖ_ｃ＝（ｐ−ｈ）tanΘ_ｍ／２＝０．２６６（ｐ−ｈ）

によって与えられる。つまりＶ溝の深さＶが決まれば平坦部（Ｃ面成長領域Ｙ）の幅ｙが決まるということである。

そしてＶ溝の深さＶをＶ＞Ｖ_ｃとしてファセット成長させればＣ面成長領域Ｙの面積を０にし平坦部のない山谷構造が形成される筈である。しかし後に述べる実施例では全てＣ面成長領域Ｙの幅ｙは有限値をとり（ｙ＞０）、Ｖ＜Ｖ_ｃであるようになっている。

後に述べる実施例１のサンプルＡでは、ｓ＝５０μｍ、ｈ＝４０μｍ、ｐ＝４００μｍ、ｙ＝３０μｍ、厚さＴ＝１２５０μｍである。この値を用いると、Ｖ溝の深さは、Ｖ＝１００μｍで、臨界深さはＶ_ｃ＝１１０μｍである。低欠陥単結晶領域Ｚの幅はｚ＝１６５μｍとなる。

結晶を厚く成長させてＧａＮ結晶の厚みＴをＶ_ｃより大きくしてもＶ溝はそれに応じて深くなるのではなく、臨界深さＶ_ｃよりも浅いようである。
また、本発明では低コストで窒化ガリウム結晶を製造する方法をも開示する。厚く結晶成長させてインゴットを作製しスライスする方法である。すなわち、これまでに説明してきた方法により、結晶成長表面に長手方向に伸びた帯状の斜面からなるファセット面を形成し、そのファセット面を両側にもつ谷間の底部に結晶欠陥集合領域Ｈを形成し、それらの形状を維持して連続して成長させ、結晶欠陥集合領域Ｈの周囲の低欠陥単結晶領域ＺやＣ面成長領域Ｙの転位を引き込み低減した結晶を厚く成長させインゴットとし、当該結晶をスライス加工することにより多数枚の窒化ガリウム結晶基板を得ることができる。
また、このインゴット作製においては、本発明による窒化ガリウム結晶基板を種結晶として用いることもできる。本発明による窒化ガリウム結晶基板を種結晶として結晶成長した場合、種結晶の結晶欠陥集合領域Ｈの上には新たに結晶欠陥集合領域Ｈが引き継がれ、低欠陥単結晶領域ＺやＣ面成長領域Ｙの上には新たに低欠陥単結晶領域ＺやＣ面成長領域Ｙが成長することが分った。ただ、興味深いことには、Ｃ面成長領域Ｙの位置は種結晶とその上に結晶成長した部分とは必ずしも一致しないことが判明した。これは、低欠陥単結晶領域ＺとＣ面成長領域Ｙは結晶構造としては全く同じ結晶構造のものであるためと考えられる。結晶中の不純物濃度が異なるのみである。このようにして本発明による窒化ガリウム結晶基板を種結晶として、その上に厚く成長したインゴットを作製し、当該結晶をスライス加工することにより多数枚の窒化ガリウム結晶を得ることができる。
この内容を実際の結晶のファセット面観察から記述すると次のようになる。本発明による単結晶窒化ガリウム基板を種結晶として、その上に窒化ガリウムを成長させ、種結晶の結晶欠陥集合領域Ｈの上には浅い角度を有したファセット面からなるピットの底を形成し、底には結晶欠陥集合領域Ｈが形成され、また、低欠陥単結晶領域ＺおよびＣ面成長領域Ｙの上にはファセット面からなる斜面または水平なファセット面が形成され、低欠陥単結晶領域ＺまたはＣ面成長領域Ｙを成長させることでインゴットを作製し、当該結晶をスライス加工することにより多数枚の窒化ガリウム結晶を得ることができる。

［実施例１（サファイヤ基板；サファイヤ基板；図１０）］
本発明のＧａＮ基板を製造する方法（実施例１）を述べる。製造工程を図１０に示した。下地基板としてサファイヤＣ面基板４１を使用した。図１０（１）はサファイヤ基板４１を図示している。サファイヤは三方晶系（Hexagonal symmetry）であり、ＧａＮも同じ晶系に属する。既に実用化されているＬＥＤ、ＬＤでは専らサファイヤＣ面基板が用いられている。

サファイヤ基板４１に予めＭＯＣＶＤ法（有機金属ＣＶＤ法）によって、厚さ約２μｍのＧａＮエピ層４２を設けた。図１０（２）にこの状態の断面図を示す。エピ層４２の表面はＧａＮのＣ面になる。

ＧａＮエピ層４２の上面に、厚さ１００ｎｍのＳｉＯ_２膜を一様に成膜した。フォトリソグラフィによってストライプ状のマスクパターン４３を形成した。図１０（３）にこの状態の断面図を示す。ＳｉＯ_２被覆部分４３は同じ幅の帯状であり等間隔に並ぶ。ＧａＮが露呈した露呈部分４８も帯状で等間隔に並んでいる。幅やピッチや方向が相違する５種類の異なるストライプパターンＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅを形成して比較した。パターンＡ〜Ｄは、ストライプの長手方向がＧａＮエピ層４２の＜１−１００＞方向とした。つまり｛１１−２０｝面（Ａ面）に平行である。パターンＥは、ストライプの長手方向が＜１１−２０＞方向とした。つまり｛１−１００｝面（Ｍ面）に平行である。ストライプ（被覆部４３）幅をｓとし、マスクのないＧａＮエピ層の露呈部幅をｔとする。パターンのピッチをｐとする。ｐ＝ｓ＋ｔである。

パターンＡ ストライプ幅ｓ＝５０μｍ；ピッチｐ＝４００μｍ；ｔ＝３５０μｍ
パターンＢ ストライプ幅ｓ＝２００μｍ；ピッチｐ＝４００μｍ；ｔ＝２００μｍ
パターンＣ ストライプ幅ｓ＝２μｍ；ピッチｐ＝２０μｍ；ｔ＝１８μｍ
パターンＤ ストライプ幅ｓ＝３００μｍ；ピッチｐ＝２０００μｍ；ｔ＝１７００μｍ
パターンＥ ストライプ幅ｓ＝５０μｍ；ピッチｐ＝４００μｍ；ｔ＝３５０μｍ

それぞれのストライプパターンＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅをもつ試料をサンプルＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅと呼ぶことにする。

（１）サンプルＡ、サンプルＢの成長
ストライプパターンＡをもつサンプルＡと、ストライプパターンＢを持つサンプルＢの上にＨＶＰＥ法によってＧａＮ結晶を成長させた。ＨＶＰＥ装置において、縦長の反応炉は内部上方にＧａメタルを収容したＧａボートを有し、下方には基板を上向きに戴置したサセプタが設けられる。サセプタの上にサファイヤＣ面基板４１を設置する。ここでは、サセプタＡとサセプタＢをサセプタに載せて同じ条件でＧａＮ成長させる。

反応炉の上方から水素ガス（Ｈ_２）と塩化水素（ＨＣｌ）ガスをＧａボートに供給するようになっており、アンモニアガス（ＮＨ_３）と水素ガスをサセプタに載せた基板の直近へ供給できるようになっている。水素ガスはキャリヤガスである。

実施例１では、反応炉は常圧としてＧａボートは８００℃以上に加熱した。サファイヤ基板は１０５０℃に加熱した。ＧａとＨＣｌの反応で一旦ＧａＣｌが合成される。ＧａＣｌが下降して基板付近に至りアンモニアガスと反応する。反応生成物であるＧａＮが、ＧａＮエピタキシャル層露呈部４８やマスク４３の上に堆積する。

エピ層の成長条件は次の通りである。
成長温度 １０５０℃
ＮＨ_３分圧 ０．３ａｔｍ （３０ｋＰａ）
ＨＣｌ分圧 ０．０２ａｔｍ（ ２ｋＰａ）
成長時間 １０時間

この成長の結果、マスクパターンＡ、マスクパターンＢの上に、約１２５０μｍ厚みのＧａＮエピ層をもったサンプルＡ、サンプルＢが得られた。図１０（４）はその状態を示している。

［サンプルＡの観察（ＳＥＭ、ＴＥＭ、ＣＬ）］
まずサンプルＡについて表面を顕微鏡観察した。サンプルＡは、その表面が平行なＶ溝４４の集合よりなる。Ｖ溝４４はファセット面４６、４６で構成される。つまり多数の正三角形のプリズムを横にして並べたような表面形状を有する。Ｖ溝４４の間には平坦部４７が存在することもある。平坦部４７はＣ面に平行である。平坦部４７とその直下の部分をＣ面成長領域と呼ぶこともある。
Ｖ溝４４の底４９は初めに設けたストライプマスク４３と上下方向で常に合致する。つまりＶ溝底４９がマスク４３の上に形成される。マスク位置によってＶ溝底部を正確に指定することができる。露呈部４８の上に、Ｖ溝４４のファセット面４６と平坦部４７が成長するのである。

サンプルＡの表面に現れるＶ溝４４のピッチは４００μｍであった。それは初めのストライプマスク４３のピッチｐと同一である。つまりマスク位置の上に谷が来るように、４００μｍピッチの山と谷が交互に連続するファセット面の集合となっている。プリズム（Ｖ溝）を形成するファセット面の多くは｛１１−２２｝面をもつものであった。＜１−１００＞方向（｛１１−２０｝面に平行）にストライプを形成したから、ファセット面はストライプの方向に平行だということがわかる。
隣接するプリズム状ファセット面４６、４６の間には平坦部４７が見られる。これはＣ面に平行で（（０００１）面）鏡面である。幅は３０μｍ程度であった。Ｖ溝４４を構成するファセット面４６、４６の間のＶ溝底４９には前記のファセットより浅い角度の別のファセット面が存在している事が分かった。
サンプルＡを劈開面｛１−１００｝で基板ごとに劈開し、その断面を観察した。観察手段は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）、カソードルミネセンス（ＣＬ）、蛍光顕微鏡によった。

この観察の結果Ｖ溝４４の底４９に、ある程度の幅をもってｃ軸方向（成長方向）に伸びている、他の部分と区別できる部分４５があることが分かった（後に欠陥集合領域Ｈと命名する部分）。その区別可能な成長方向（ｃ軸方向）に伸びる部分（欠陥集合領域Ｈ）４５は幅が４０μｍ程であって、ＣＬにおいて、他の領域に比べて暗いコントラストになり、明確に他の部分と区別できた。さらに様様の部分で劈開することによって、この区別可能なｃ軸方向延長部分が三次元的に厚さを持った面状領域として結晶中に存在している事が分かった。つまり結晶の厚さ方向とマスクストライプの方向に延びる面状の領域なのである。面状の領域は平行に等間隔に並ぶ。

さらにサンプルＡをＣＬ（カソードルミネセンス）とＴＥＭ（透過電子顕微鏡）によってより詳細に分析した。その結果転位の挙動がこの部分（欠陥集合領域Ｈ）と他の部分と著しく相違する事が分かった。つまり暗い線状の境界線５０によって囲まれた部分４８には数多くの転位が存在した。１０^８〜１０^９ｃｍ^−２もの高転位密度を有するところもあった。さらに（ＣＬで見て）暗い線状の境界線５０（後に結晶粒界Ｋであることがわかる）は転位の集合体であることが分かった。この境界線５０は場所によっては転位がつらなり面状欠陥として存在している箇所もあった。このサンプルＡにおいて境界線の両側の結晶方位に有意の差は認められなかった。つまり境界線５０の両側部分の結晶方位はほぼ同一であろうと考えられる。

（ＣＬで見て）暗い境界線５０（結晶粒界Ｋ）の外側の領域（低欠陥単結晶領域ＺとＣ面成長領域Ｙ）においては、転位密度は極めて低い。つまり境界線を境に転位密度は著しい非対称性を示す。境界線より外側は低転位密度になっている。境界線の極近くでは、１０^６〜１０^７ｃｍ^−２の中程度の転位密度の部分が存在するものの境界線５０から離れるにしたがって転位密度は急激に減少する。境界線５０から１００μｍ程度も離れる（低欠陥単結晶領域Ｚ）と、転位密度は１０^４〜１０^５ｃｍ^−２にも低下している。場所によっては境界線の近くでも転位密度は１０^４〜１０^５ｃｍ^−２である部分もある。境界線５０の外部（低欠陥単結晶領域Ｚ）ではこのようにＶ溝４４の底４９から離れるに従って転位密度は下がってゆく。

ファセット面の山の部分は平坦面４７となっている。それはＣ面に平行である。その直下の部分も転位は低い。その部分をＣ面成長領域Ｙと呼ぶ。転位は低く抵抗率が高い。低欠陥単結晶領域Ｚは抵抗率が低いので、その点でＣ面成長領域Ｙとは違う。これら種類の領域はすべて面状の領域であり、ストライプ方向と結晶厚み方向に延びている。だからストライプと直交する方向に交互に存在するということになる。面の記号で書くと、

…ＹＺＨＺＹＺＨＺＹＺＨＺＹＺＨＺＹＺＨ…

というような繰り返しになる。低欠陥単結晶領域ＺとＣ面成長領域Ｙでの転位は少ないが、その転位はほとんどがＣ面に平行に延びている。Ｃ面に平行であってしかも中心の欠陥集合領域Ｈの方向へ向かって伸びている。しかも低欠陥単結晶領域Ｚ、Ｃ面成長領域Ｙの転位密度は成長初期でかなり高いが、成長の進行とともに転位密度が次第に低くなってゆくことがわかった。さらに境界線外部（低欠陥単結晶領域ＺとＣ面成長領域Ｙ）は単結晶であることがわかった。

つまりそれらの事実はこういうことを示唆している。境界線５０の外側の欠陥は成長とともにファセット面成長によってＶ溝底４９（欠陥集合領域Ｈ）へと掃きよせられて、境界線５０とその内部（欠陥集合領域Ｈ）に蓄積される。そのために境界線５０外部（低欠陥単結晶領域Ｚ、Ｃ面成長領域Ｙ）での転位密度は減少し、境界線とその内部（欠陥集合領域Ｈ）での転位密度は高い。

境界線の外部といっても煩雑であるから、その性質をとって単結晶低転位領域と呼ぶことにしたい。しかし境界線外部といっても二つの区別できる領域がある。つまりＶ溝４４の傾斜壁（ファセット面）４６が通過した部分Ｚと、Ｖ溝（谷）の隙間の平坦部４７が通過した部分Ｙは相違するものである。ファセット面４６直下部分Ｚはファセットに従って成長したことによって低転位になり単結晶である。だからここを「低欠陥単結晶領域Ｚ」と呼ぶことにする。

平坦な部分４７（Ｃ面に平行な鏡面部分）の直下の部分Ｙはもっとも低転位であって綺麗な結晶質の領域である。これはファセット面が通過した部分でないがファセット面の影響によって低転位化した部分である。ストライプマスクの幅や間隔によってＶ溝で覆われない余分の部分が残ることがある。そのような残留部分は（Ｃ面の鏡面）平坦部４７に続いて成長した部分であるがやはり低転位であり単結晶であることがわかった。しかしＣ面成長するから電気抵抗が高い。ここはＣ面成長するのでＣ面成長領域Ｙと呼ぶことにする。

注意すべきことがある。低欠陥単結晶領域Ｚも欠陥集合領域ＨもＣ面が最終的な表面となりその点でＣ面成長領域Ｙと同一の結晶方位をもつ。しかし低欠陥単結晶領域Ｚと欠陥集合領域Ｈの成長面はＣ面でなくファセット面である。それで電気抵抗の著しい差が出てくる。低欠陥単結晶領域ＺとＣ面成長領域Ｙは結晶が低転位であり単結晶である点は共通である。

さらにこの欠陥集合領域Ｈと、Ｖ溝４４内のファセット面４６の関係について詳細に検討した。このプリズム（Ｖ溝の山に着目したもの）を形成するファセット面は｛１１−２２｝面が主流となっている。先に述べたように、谷（Ｖ溝）底４９にはこれらのファセット面４６に対してやや角度の浅いファセット面が存在することもある。角度が浅いというのは４番目の指数ｎが２より大きいということである。浅いファセット面から下部に向かって、欠陥集合領域Ｈがｃ軸方向に伸びていた。

サンプルＡ、Ｂにおいて、浅いファセット面(谷底)４９が欠陥集合領域Ｈを形成していることが明らかになった。つまり欠陥集合領域Ｈは境界５０、５０と浅いファセット４９によって囲まれておりファセット面４６の上昇とともにｃ軸方向に成長してゆく。

さらに角度の浅いファセット面は、Ｖ溝（谷）４４の底４９の両側から形成されている。角度の浅いファセット面はＶ溝の中央（谷底にあたる）で合体しその部分で角度をもった底を形成する。この角度をもった底４９の部分が最も高い転位欠陥密度をもつということが分かった。

そのような事実から、転位は、ファセット面｛１１−２２｝面によってＶ溝（谷）４４に集められ、欠陥集合領域Ｈを形成し、さらに谷底４９により高密度に集められるということがわかった。

本発明は常にファセット４６を保持しながら成長させることによって、ファセット面４６が作る谷４４の底４９に付随して、欠陥集合領域Ｈを成長させ、周囲の転位を引き込み、欠陥集合領域Ｈの内部Ｓおよび境界面Ｋで転位を消滅させるかあるいは蓄積する。つまり欠陥集合領域Ｈを転位の消滅蓄積場所としている。そのような巧妙なメカニズムによって本発明は欠陥集合領域Ｈの周囲の低欠陥単結晶領域Ｚ、Ｃ面成長領域Ｙの転位を低減しているということがわかる。

［サンプルＢの観察（ＳＥＭ、ＴＥＭ、ＣＬ）］
サンプルＢについてもＳＥＭ、ＴＥＭ、ＣＬによって表面や劈開面を観察した。その結果はサンプルＡに似たようなものである。

大きな違いは、ファセット面谷間４４の欠陥集合領域Ｈの幅ｈであった。サンプルＡでは欠陥集合領域Ｈの幅ｈ_Ａは４０μｍであったが、サンプルＢでは欠陥集合領域Ｈの幅ｈ_Ｂは１９０μｍ程度と広かった。これらはほぼストライプマスクの幅（ｓ_Ａ＝５０μｍ、ｓ_Ｂ＝２００μｍ）と合致している。これからマスクの直上にマスク幅と同じ幅の欠陥集合領域Ｈが形成されるということがわかる。

サンプルＡの欠陥集合領域Ｈは均一であったが、サンプルＢの欠陥集合領域Ｈは直線状（表面で）だが内部はかなり不均一であった。サンプルＢの欠陥集合領域Ｈの表面には、角度の浅いファセット面だけでなくて多結晶状の突起も数多く見られて、乱れた状態となっていた。

さらにサンプルＢの欠陥集合領域Ｈを詳細に調べた。欠陥集合領域Ｈには、周囲の単結晶領域Ｚ、Ｙに対して微傾斜している領域がある事が分かった。さらに欠陥集合領域Ｈの内部において、幾つかの結晶方位の異なる部分領域があることもわかった。部分領域の結晶方位はそれぞれ微傾斜していた。サンプルＢの欠陥集合領域Ｈは、転位欠陥や面状欠陥を含み、微傾斜したグレインを含むという事も分かった。

［サンプルＡ、サンプルＢの加工］
サンプルＡ、サンプルＢの基板を研削加工した。まず、裏面のサファイヤ基板を研削加工で削り落とした。その後、表面を研削加工し平板な基板状とした。そのあと研磨加工して、平坦な表面を有するＧａＮ基板とした。直径１インチ程度の大きさのＧａＮ基板が得られた。平坦なＧａＮ基板のサンプルＡ、Ｂは図１０（５）のような形状になる。

このＧａＮ基板は、表面を（０００１）面、Ｃ面とする基板である。基板自体は透明で平坦である。しかし基板表面のＣＬ像を観察すると、結晶成長の履歴がコトラストの違いとして観察できる。

ＧａＮのバンド端に近い波長の３６０ｎｍの光でＣＬ観察すると、サンプルＡ、Ｂともに直線状に伸びた欠陥集合領域Ｈが４００μｍピッチで規則正しく並んでいるという事が分かった。これはマスク４３のピッチと同じである。

また欠陥集合領域Ｈは暗いコントラストとして見える事が多いが、場所によっては明るいコントラストとなり必ずしも一定していない。

明るいと言い暗いと言ってもＣＬ像のことであり肉眼観察では全く一様であり透明平坦である。顕微鏡観察でも透明であり平坦である。ＣＬ像として初めて明るい、暗いという差異がでてくるのである。

直線状に伸びた欠陥集合領域Ｈの両側のファセット４６に続いて成長した低欠陥単結晶領域Ｚは、帯状の明るいコントラストとして観察される。その明るいコントラストの帯状の領域（低欠陥単結晶領域Ｚ）の中央に暗いコントラストの筋状の部分が観察された。この筋状の暗いコントラストの部分はＣ面を維持して成長した部分（Ｃ面成長領域Ｙ）である。

通常、ＣＬ像においては、｛１１−２２｝面で成長した領域は明るいコントラストとして見え、（０００１）面で成長した領域は暗いコントラストとして観察される。つまり３種類の区別できる領域に対しＣＬ像では、

欠陥集合領域Ｈ…明（一部で暗）
低欠陥単結晶領域Ｚ…明
Ｃ面成長領域Ｙ…暗
という対応がある。

欠陥集合領域Ｈは三次元的に厚さを有した板状をしておりｃ軸方向（とストライプの方向）に伸びている。欠陥集合領域Ｈは基板結晶の表裏を貫通して基板表面に垂直に伸びるものとして存在している。

しかしながらもちろん基板に穴が開いている訳ではない。基板は一様な充填物である。ＣＬによって初めて見える結晶組織状の記述である。

図１０（５）に示すように、平坦な基板形状になっているから、貫通転位密度などは測定容易である。ＣＬ像、エッチＶ溝（谷）、ＴＥＭによって観察することができる。その中でもＣＬ像で観察するのが最も容易である。

ＣＬ像では貫通転位は暗い点として観察される。サンプルＢ、サンプルＡの基板で、欠陥集合領域Ｈの内部に多くの貫通転位が集中している事が分かった。欠陥集合領域Ｈの境界に転位が集合して線状に並んでいるということも分かった。

これは三次元的には面状欠陥に相当する。欠陥集合領域ＨはＣＬでも境界面Ｋ５０が暗いコントラストで明確に区別される。境界Ｋは面状欠陥、あるいは転位の集合部で作られている。

欠陥集合領域Ｈは、ストライプマスク幅５０μｍのサンプルＡでは４０μｍ幅でストライプ状であった。欠陥集合領域Ｈはマスク幅２００μｍのサンプルＢでは約１９０μｍ幅でストライプ状であった。

サンプルＡ、サンプルＢともに欠陥集合領域Ｈの外側（低欠陥単結晶領域Ｚ、Ｃ面成長領域Ｙ）は、転位は少なく、欠陥集合領域Ｈから離れるにしたがって転位密度は減少する。場所によっては、欠陥集合領域Ｈからすぐに転位密度が激減するところもある。低欠陥単結晶領域Ｚ、Ｃ面成長領域Ｙにおいて平均の転位密度は５×１０^６ｃｍ^−２以下であった。

Ｃ面成長領域、低欠陥単結晶領域では転位は少ないが、存在する転位はＣ面に平行で欠陥集合領域Ｈに向けて走っているものが多い。転位は欠陥集合領域Ｈに吸収され一部消滅し残りは蓄積されるのでその他の領域（低欠陥単結晶領域Ｚ、Ｃ面成長領域Ｙ）で転位が低くなるのだと考えられる。本発明の基板は、このように欠陥集合領域Ｈを有することで、転位密度を低減した基板である。

サンプルＡ、ＢのＧａＮ基板をＫＯＨ水溶液に漬け温度を上げてエッチングした。このエッチングはＧａ面はエッチングされにくくＮ面はエッチングされ易いという異方性がある。

その結果欠陥集合領域Ｈが選択的にエッチングされ易いという部分が存在した。その他のＣ面成長領域Ｙ、低欠陥単結晶領域Ｚはエッチングされにくかった。欠陥集合領域Ｈにはエッチングされ易い部位とされにくい部位があった。

ということは欠陥集合領域Ｈは、エッチングされにくいＧａ面である（０００１）面だけではなくて、エッチングされやすいＮ（窒素）面である（０００−１）面となっている部分もある、ということである。Ｃ面成長領域Ｙや低欠陥単結晶領域ＺはＧａ面（０００１）面ばかりでエッチングされにくい。

欠陥集合領域は一部極性が反転しており窒素面（０００−１）が出ているからＫＯＨによってエッチングされ易いところが一部に出現したのであろう。このように欠陥集合領域Ｈには極性が一部反転した部位も存在する。

サンプルＡ（マスク幅５０μｍ）、サンプルＢ（マスク幅２００μｍ）のＧａＮ基板は基本的な性質は共通である。先述のようにもっとも大きい相違は欠陥集合領域Ｈの幅ｈである（ｈ_Ａ＝４０μｍ、ｈ_Ｂ＝１９０μｍ）。それはストライプマスク（ＳｉＯ_２）の幅ｈによって予め決めることができる。

基板面積をできるだけ有効に利用するためには、転位の多い欠陥集合領域Ｈを小さくし、Ｃ面成長領域Ｙ、低欠陥単結晶領域Ｚを大きくするのが得策である。また欠陥集合領域Ｈの幅ｈが大きすぎると、内部に異常欠陥を含み易いので好ましくない。

しかしあまりに欠陥集合領域Ｈを小さくしようと（マスク幅ｓを狭く）しすぎると、欠陥集合領域Ｈがそもそも形成されないということがある。そうなるとファセット成長によって欠陥を掃き集めるということができず、Ｃ面成長領域Ｙや低欠陥単結晶領域Ｚができず転位密度を下げることができない。

［サンプルＣ（ストライプマスク幅ｓ＝２μｍ、ピッチＰ＝２０μｍ）の成長］
２μｍ幅、２０μｍピッチ（ｓ＝２μｍ、ｐ＝２０μｍ）のストライプマスクを持つパターンＣについてＧａＮ成長を行った。前述のサンプルＡ、Ｂと同様にＨＶＰＥ法で成長させようとした。

すると２μｍ幅のストライプマスク４３（ＳｉＯ_２）がＧａＮによって埋まってしまいファセット成長させても、ファセット面をもつＶ溝がストライプマスク４３から発生するというような関係にならなかった。だからストライプマスク４３によってＶ溝４４の中心（底）４９を規定することができずランダムなファセットの分布となってしまった。Ｖ溝（谷）の位置の制御ができずそれは問題である。

そこでＨＶＰＥ法をやめ、ＭＯＣＶＤ法により遅い成長速度によってＧａＮ結晶を成長させた。成長速度を落とすのはストライプマスク（ＳｉＯ_２）４３からＶ溝４４（谷底４９）を立ち上がらせるためである。

ＭＯＣＶＤ法は金属Ｇａを使わず、Ｇａを含む有機金属（ＴＭＧ、ＴＥＧ等）を原料とする。ここでは、ガス原料として、トリメチルガリウム（ＴＭＧ；３族ガス）とアンモニアガス（ＮＨ_３；５族ガス）と水素ガス（Ｈ_２；キャリヤガス）を用いる。

反応炉のサセプタにサンプルＣを置いて１０３０℃に加熱し、原料ガスを常圧で３族：５族比＝１：２０００で供給してＧａＮの成長を行った。成長速度は４μｍ／ｈであり、成長時間は３０時間であった。ファセット面を有する１２０μｍ程度の厚みのＧａＮ層を成長させることができた。

これによってストライプマスク４３の直上に底４９をもつファセットよりなるＶ溝（谷）４４表面のＧａＮ結晶成長が行われた。Ｖ溝（谷）４４の底４９がストライプマスク４３の位置に合致した。ストライプマスク４３の配置によりＶ溝（谷）４４配置の制御が可能である。Ｖ溝（谷）４４の底４９には欠陥集合領域Ｈが連続して成長していた。

サンプルＣにおいてはマスク幅ｓは２μｍと極めて小さいが、Ｖ溝（谷）底４９にできた欠陥集合領域Ｈもそれにつれて小さくて幅ｈは１μｍ程度であった。つまりこのように細いストライプマスクでもファセットよりなるＶ溝を所定の位置に形成できるということである。透過電子顕微鏡観察によって、欠陥集合領域Ｈによる、欠陥集合領域Ｈ、低欠陥単結晶領域Ｚの転位低減効果を確認した。
欠陥集合領域Ｈが極めて小さいというところがサンプルＣの特徴である。ＨＶＰＥでは不可能でも成長速度の遅いＭＯＣＶＤ法を使うことによって細いマスクと同じ配置の細い欠陥集合領域Ｈの線状分布を得る事ができることを確認した。

［サンプルＤ（ストライプ幅ｓ＝３００μｍ、ピッチｐ＝２０００μｍ）の成長］
３００μｍ幅、２０００μｍピッチのストライプマスクを有するパターンＤについてＧａＮ成長を行った。これはマスク幅ｓが大きくピッチｐも大きい例である。前述のサンプルＡ、Ｂと同様にＨＶＰＥ法で成長させた。ＨＶＰＥの成長条件は次の通りである。

成長温度 １０３０℃
ＮＨ_３分圧 ２．５×１０^−２ａｔｍ（２．５ｋＰａ）
成長時間 ３０時間

この成長によって、厚さ４．４ｍｍのＧａＮ厚膜結晶が得られた。サンプルＤにおいては、ストライプの方向に長く伸びたファセット面からなる山谷（Ｖ溝）構造が表面に現れた。ファセット４６よりなるＶ溝４４の底部４９には欠陥集合領域Ｈが規則正しく並んでいた。欠陥集合領域Ｈの位置は、初めのＧａＮ膜の上に形成したストライプマスク４３の位置と正しく一致した。

しかしながら、Ｖ溝（谷）を構成するファセット形状には崩れかかったところも多かった。またマスクに対応して規則正しく配列しているファセットからなる山の部分に直径の小さいピットや小さい山が発生することもあり状況は必ずしも良好でない。

欠陥集合領域Ｈは２０００μｍピッチで存在しそれは当初のストライプマスク４３のピッチｐと等しい。そのような規則正しい位置に固定されたプリズム状の山は正しい形状を保っていた。しかし形が崩れ、端部分やファセット面の斜面が平面でなく別異のファセットが出た部分もあった。また山の頂上にあるＣ面成長領域Ｙの面積にばらつきがあった。

しかし欠陥集合領域Ｈは所定の位置にちゃんと存在していた。欠陥集合領域Ｈの幅ｈは約２５０μｍであった。このように、欠陥集合領域Ｈの幅ｈは成長厚さｄの増加とともに減少してゆく傾向があった。

また、傾向として、欠陥集合領域Ｈの幅ｈを大きく設定し過ぎると、欠陥集合領域Ｈの内部に異形状の多結晶領域が出現する。その異形状多結晶が転位の乱れを引き起こしそれが欠陥集合領域Ｈを越えて、低欠陥単結晶領域ＺやＣ面成長領域Ｙにまで広がる場合があるので注意しなければならない。

たとえ型くずれしていても所定位置にある欠陥集合領域Ｈの周りには、Ｃ面成長領域Ｙ、低欠陥単結晶領域Ｚが生成される。その部分の平均の転位密度は５×１０^６ｃｍ^−２以下であり低転位であった。よってファセット面が崩れていてもマスクに基づく欠陥集合領域Ｈの存在による転位低減機構は良好に機能していることがわかる。

しかしファセット面の形状が大きく乱れた所では、転位が筋状になって集合して存在している領域があった。

サンプルＡ〜Ｄによる実験によって、
欠陥集合領域Ｈの幅ｈは２μｍ〜２００μｍ、
欠陥集合領域を与えるストライプマスクの幅ｓは２μｍ〜３００μｍ、
欠陥集合領域のピッチｐは２０μｍ〜２０００μｍ
という範囲で、充分に本発明の効果を得る事ができる、ということが明白になった。

［サンプルＥ（ストライプ方向＜１１−２０＞；幅ｓ＝５０μｍ、ピッチｐ＝４００μｍ）の成長］
＜１１−２０＞方向に伸びる５０μｍ幅、４００μｍピッチのストライプマスクを有するパターンＥについてＧａＮ成長を行った。これはマスク幅ｓ、ピッチｐはサンプルＡと同一であるが、ストライプの伸びる方向が＜１−１００＞でない。サンプルＥにおいて、ストライプの延長方向が＜１１−２０＞であるのでストライプ延長方向は劈開面｛１−１００｝に平行である。

パターンＡとはマスク方位が異なるだけで後の条件は同じとした。
前述のサンプルＡと同じ条件でＨＶＰＥによって成長させた。ＨＶＰＥの成長条件は次の通りである。

成長温度 １０５０℃
ＮＨ３分圧 ０．３ａｔｍ（３０ｋＰａ）
ＨＣｌ分圧 ２．０×１０^−２ａｔｍ（２．０ｋＰａ）
成長時間 １０時間

このパターンは成長速度が遅くて１０時間の成長によって平均厚みが８００μｍ程度のＧａＮ厚膜が得られた。このパターンＥではストライプ状の結晶の合体が起こりにくいという傾向があった。そのために成長速度が遅くなり８００μｍのあまり厚くないＧａＮ結晶が得られた。

場所によっては、結晶の合体が発生しておらず、ストライプ状の結晶間で、隙間が非常に深いところもあった。厚さについても分布があって、均一な成長でない。ファセット面についてもばらつきが大きい。必ずしも、所定のファセット面が結晶表面の全面を覆うということもないようであった。

しかしながら調査の結果、結晶が合体して、ＧａＮの厚膜結晶の形状を保っているところでは、多少形状が乱れたファセット面の谷間の底に欠陥集合領域Ｈが見られ本発明の形状を保っていた。また直線状の欠陥集合領域Ｈが存在しているところでは、その位置はストライプ状マスクパターンの設定位置に存在していた。

欠陥集合領域Ｈの結晶性を分析したところ、それは多結晶からなることが分かった。この点で、サンプルＥはこれまでのサンプルＡ〜Ｄと少し違う。

さらに透過電子顕微鏡で、結晶中の転位分布を調べた。多結晶からなる欠陥集合領域Ｈの外側の、低欠陥単結晶領域Ｚ、Ｃ面成長領域Ｙでは転位密度が非常に小さいということが分かった。欠陥集合領域Ｈの近くでは７×１０^６ｃｍ^−２という所もあったが、多結晶の欠陥集合領域Ｈから離れるに従って転位密度は減少し、低欠陥単結晶領域Ｚ、Ｃ面成長領域Ｙでの平均の転位密度は５×１０^６ｃｍ^−２以下であり低転位であった。最も低い転位密度は５×１０^５ｃｍ^−２であった。

サンプルＥの結果から、ストライプ方向が＜１１−２０＞であっても、本発明の効果が認められた。ストライプ方向が＜１−１００＞方向の場合（サンプルＡ〜Ｄ）に比較してなお問題があるが、それらの問題も今後の改良によって解決されるであろう。

［実施例２（ＧａＡｓ、Ｓｉ、サファイヤ基板；パターンＡ、Ｈ（Ａ＋ＥＬＯ）；図１１）］
次の三種類の異種材料基板を準備した。
イ．ＧａＡｓ基板（１１１）Ａ面
ロ．Ｃ面（０００１）サファイヤ基板
ハ．（１１１）面Ｓｉ基板

Ｓｉはダイヤモンド構造の立方晶系である。ＧａＡｓは閃亜鉛鉱構造（Zinc Blende）型の立方晶系である。ＧａＮは六方晶系である。そのＣ面は３回回転対称性をもつ。立方晶系は（１１１）面だけが３回対称性をもつ。それでＳｉとＧａＡｓは三回対称性の（１１１）面の基板を用いる。ＧａＡｓの（１１１）面はＧａ面とＡｓ面の区別がある。ここではＧａ面を使う。Ａ面というのは３族面でここではＧａ面である。サファイヤは三方晶系でＧａＮと同じ晶系である。ｃ軸方向に成長させるためサファイヤはＣ面（０００１）をもつ単結晶を基板とする。

図１１（１）〜（３）に異種基板の上にＧａＮを成長させる方法を図示した。実施例１では異種基板４１の上に薄いＧａＮ層を付けてからマスク（ＳｉＯ_２）を形成したが、実施例２では初めから異種材料下地基板５１の上にマスク材を付けてストライプマスク５３を形成する。つまり直接異種基板５１に０．１μｍ厚みのＳｉＯ_２層を形成しフォトリソグラフィによってパターンＡのストライプマスクを作製した。

この実施例２ではパターンＡとは異なるパターンＩをも用いる。新しいパターンＩはパターンＡのマスクを使うがそのマスクのない部分にエピタキシャルラテラルオーバーグロース（epitaxial lateral overgrowth）のパターンを同時に形成した。このＥＬＯパターンは、直径２μｍの円形開口部が４μｍピッチで正三角形の頂点に来るように六回対称に配置したものである。正三角形の辺がストライプに平行であるように方位を決めた。ＥＬＯパターンは、ストライプパターンよりずっと繰り返し周期の小さいパターンである。つまりパターンＩはパターンＡにＥＬＯ（ラテラル成長）マスクを重ね合わせたハイブリッド型である。

パターンＡ ストライプ幅ｓ＝５０μｍ、ピッチｐ＝４００μｍ
パターンＩ パターンＡ（５０μｍｓ、４００μｍｐ）＋ＥＬＯマスク（２μｍ×４μｍ；六回対称）

異種基板の上に直接にマスクパターンを乗せるからその方位は、ＧａＮ結晶の方位によって定義できない。異種基板の方位によって定義する必要がある。ＧａＡｓ基板の場合は、ストライプ長手方向が＜１１−２＞方向とした。サファイヤ基板の場合はストライプ長手方向が＜１１−２０＞方向とした。Ｓｉ基板の場合は＜１１−２＞方向とした。こうして基板の違うものとパターンの違うもので４種類のサンプルＦ〜Ｉを作製した。それぞれのサンプルは次のようなものである。

サンプルＦ；直接にパターンＡを設けた（１１１）ＧａＡｓ基板
サンプルＧ；直接にパターンＡを設けた（０００１）サファイヤ基板
サンプルＨ；直接にパターンＡを設けた（１１１）Ｓｉ基板
サンプルＩ；直接にパターンＩ（パターンＡ＋ＥＬＯ）を設けた（１１１）ＧａＡｓ基板

これらの試料のマスクを付けた状態は図１１（１）に示す。サンプルＦ〜Ｉについて実施例１と同じようにＨＶＰＥ法によってＧａＮの層を形成した。ＨＶＰＥ法は反応炉の上方にＧａボートを有し、下方に基板を乗せるためのサセプタを有する。上方から水素ガスとＨＣｌガスをＧａボートに供給してＧａＣｌを生成し、ＧａＣｌが下方へ流れ加熱された基板に接触する部位においてアンモニアを供給してＧａＣｌとの反応によってＧａＮを合成する方法である。マスクの上へＧａＮバッファ層を低温で成長したのち高温でＧａＮエピ層を厚く成長させる。ＧａＮについて２段階の成長をさせる。

（１．ＧａＮバッファ層の成長）
ＧａＡｓ、サファイヤ、Ｓｉ基板などの上にＧａＮバッファ層を次の条件でＨＶＰＥ法により成長させた。低温でバッファ層を設けるのは通常よく行うことである。

アンモニア分圧 ０．２ａｔｍ （２０ｋＰａ）
ＨＣｌ分圧 ２×１０^−３ａｔｍ（２００Ｐａ）
成長温度 ４９０℃
成長時間 １５分
バッファ層厚み ５０ｎｍ

（２．ＧａＮエピ層の成長）
低温成長したバッファ層の上にＨＶＰＥ法により高温でエピ層をもうける。
アンモニア分圧 ０．２ａｔｍ （２０ｋＰａ）
ＨＣｌ分圧 ２．５×１０^−２ａｔｍ（２５００Ｐａ）
成長温度 １０１０℃
成長時間 １１時間
エピ層厚み 約１４００μｍ（１．４ｍｍ）

サンプルＦ〜Ｉともに厚みは１．４μｍで透明のＧａＮ単結晶厚膜が得られた。外見は実施例１のサンプルと同様である。透明であってガラスのような感じがする。ファセット成長しており表面はファセットの集合で構成されている。正三角形に近いプリズムを横にして多数並べたような山と谷が交代する形状となっている。しかも山と谷が等しいピッチで規則正しく配列していることが分かった。この規則配列は基板上に形成したマスクの位置と合致していた。ファセット面の谷間のピッチは約４００μｍでストライプマスクのピッチ４００μｍと同一であった。つまり４００μｍのピッチで山と谷を交互にして表面を敷き詰めた形になっている。透明であるが表面の規則正しい凹凸（Ｖ溝（谷））は顕微鏡観察でもよくわかる。

サンプルＦ〜Ｉ表面のプリズムを形成するファセット面５６は、｛１１−２２｝面が中心となっていることが判った。隣り合う二つの｛１１−２２｝面５６が作る山の頂上５７には、２０〜４０μｍ程度の幅の鏡面状の（０００１）面が見られた。そして、さらに、隣り合う二つのファセット｛１１−２２｝面が作る谷の底５９には、これらのファセット面５６に対して、やや角度の浅いファセット面が存在していることが、判明した。以上のように外見は、実施例１のサンプルＡと、全く同様な形態であった。

その後、この４種類の基板（サンプルＦ〜Ｉ）に、研削加工を行った。まず、裏面のＧａＡｓ基板、Ｓｉ基板、サファイア基板をそれぞれ研削加工で削り落とした。その後、表面を研削加工し、平板な基板状とした。ＧａＡｓ基板（サンプルＦ、Ｉ）、Ｓｉ基板（サンプルＨ）の方が、サファイア基板（サンプルＧ）よりも加工は容易であった。そのあと、研磨加工を施し、平坦な表面を有した基板とした。直径が２インチ程度の窒化ガリウム基板が得られた。図１１（３）にその断面図を示す。

これらのＧａＮ基板は、表面を（０００１）面、Ｃ面とする基板であり、基板自体は平坦で透明である。基板表面に欠陥集合領域Ｈが規則正しく、直線状に並んでおり、その形状はストライプ形であり、幅ｈは４０μｍ程度であった。閉じた欠陥集合領域部Ｈの外側に低欠陥単結晶領域Ｚ、Ｃ面成長領域Ｙが存在する。横方向に、ＺＨＺＹＺＨＺＹＺＨ…のように並ぶ。

低欠陥単結晶領域Ｚ、Ｃ面成長領域Ｙでは転位は少なく、欠陥集合領域Ｈから離れるに従って、転位密度は減少する。場所によっては、閉じた欠陥集合領域Ｈの境界から、転位は激減するところがあることも確認した。閉じた欠陥集合領域Ｈの外側の低欠陥単結晶領域Ｚ、Ｃ面成長領域Ｙの平均的な転位密度は、サンプルＦ〜Ｉのいずれも５×１０^６ｃｍ^−２以下であった。具体的には、

サンプルＦ：３×１０^６ｃｍ^−２
サンプルＧ：２×１０^６ｃｍ^−２
サンプルＨ：３×１０^６ｃｍ^−２
サンプルＩ：９×１０^５ｃｍ^−２

という転位密度であった。ＥＬＯマスクを併用したサンプルＩで最も転位密度が低くなっている。サンプルＦ〜Ｉにおいて、ストライプ状の閉じた欠陥集合領域Ｈは実施例１のサンプルＡと同様な状況であった。サンプルＦ、Ｇ、Ｈ、Ｉにおいても、ちょうどストライプマスク５３の直上に欠陥集合領域Ｈが存在する。欠陥集合領域Ｈを谷間５９として、幅を持った直線状のファセット面５６が、欠陥集合領域Ｈの両側に隣接して成長することにより、転位が欠陥集合領域部Ｈに集められていることが判った。

また、これらサンプルＦ〜Ｉは、表面に幅を持った直線状の欠陥集合領域Ｈが蛍光顕微鏡等で観察できたが、これらの欠陥集合領域Ｈは、基板を厚さ方向に貫通して、基板の裏側にも到達していることが観察された。

さらに、ＥＬＯマスクを併用したサンプルＩについて、詳細に調査してみた。硫酸、硝酸の混酸で、２００℃の温度でエッチングを試みたところ、サンプルＩの表面では、欠陥集合領域Ｈのみがストライプ状にエッチングされ、陥没部となった。

しかし、その裏側においては、反対に欠陥集合領域Ｈはほとんど変化が無く、低欠陥単結晶領域Ｚ、Ｃ面成長領域Ｙが、エッチングされ、陥没部となった。このエッチング方法によっては、（０００１）面のＧａ面はエッチングされにくく、（０００−１）面の窒素（Ｎ）面は、エッチングされやすいということが解っている。これらの現象は、この欠陥集合領域Ｈのみが、極性が反転して、Ｇａ面（０００１）で成長するところを窒素面（０００−１）で成長していることを示している。

よって、サンプルＩにおいて、欠陥集合領域Ｈに相当する、やや浅い角度を有して成長している領域は、反転して、ファセット面（１１−２−５）または、（１１−２−６）面として−ｃ軸方向＜０００−１＞に成長したと考えられる。

ところで、（１１１）面ＧａＡｓを基板とするサンプルＦについては、２枚作製した。一枚（Ｆ１）は、先程説明したように、良好な基板として作製された。

しかしながら、その内の別の１枚（Ｆ２）においては、谷間を有したプリズム型のファセット面５６を形成していない領域があった。本来あるべき欠陥集合領域Ｈにおける谷間の代わりに、ファセット面からなる逆１２角錐形をしたピットが、一列に並んで存在している領域があった。

もっとも谷間５９を有したプリズム型のファセット面５６を有している場所もあったが、しかしその場合でも、ＣＬ像での評価の結果、１対のファセット面５６で形成された谷間５４の底５９には、存在するはずの欠陥集合領域部Ｈが、存在していないことが判明した。谷底５９の直下に欠陥集合領域Ｈが不在である理由は不明であるが、このようなサンプルＦ２が作製されたのは事実である。

何らかの理由で、欠陥集合領域Ｈが形成されず、その結果、プリズム型に分布したファセット面が形成されない領域が発生したものと考えられる。欠陥集合領域Ｈがないから表面に角錐型ピットができるし、プリズム状の構造ができないところもあるのである。直線状に続くＶ溝の変わりに離散的なピットが数多く現れるのではストライプマスクを利用した本発明の目的に沿わない。原因を追求しなければならない。

そこで、このサンプル（Ｆ２）を詳細に調査した。ファセット面からなるピットが並んでいる領域には、ピットの底の中央に集められている転位の束が、広い領域にわたって広がっていることが判明した。サンプルＦ２の表面の転位密度を測定すると、７×１０^６ｃｍ^−２であり、Ｖ溝５４の底５９に続く欠陥集合領域Ｈを有して成長した場合に比較して、転位密度が高かった。

また、面状欠陥の存在も確認され、この面状欠陥は、ピット中央から互いに６０°の角度を持って存在しており、ピット中心から１００μｍ以上にわたって伸びて存在している場合もあることが判った。それは先願のピット構造を示す図１（ｂ）の面状欠陥１０と同様の構造であった。さらには、欠陥集合領域Ｈを有しない、プリズム型のファセット面を有した領域においても、プリズムの底に、線状に転位群が並んでおり、３次元的に表現すると、面状欠陥も出現していることが判った。

以上に述べたように、サンプルＦ２のように欠陥集合領域Ｈが消失している場合は、ファセット面からなるプリズム型のファセット形成部において、この形状の維持が行われず、形が崩れ去ることが明確になった。

また、転位の消滅、蓄積機構として働く欠陥集合領域Ｈが形成されない場合、転位の集合が理想的に行われず、転位が広がり、さらに面状欠陥が出現する場合がある事が判った。欠陥集合領域Ｈが重要だということはサンプルＦ２から良く分かる。

たとえ、プリズム型にファセット面が整列していたとして、転位が効果的に集合されず、低欠陥領域を形成することができず、本発明の効果を、十分に得ることができない。このように、ファセット面からなるプリズム型配置の底部に欠陥集合領域Ｈを有して成長する事は、本発明の効果を生かすためには必須の条件である。

［実施例３（マスク種類による相違）］
（マスクの種類；ＳｉＮ、Ｐｔ、Ｗ、ＳｉＯ_２）
次にマスク材料の違いによる影響を調べた。面方位（１１１）Ａ面を有したＧａＡｓ基板を複数枚準備した。このＧａＡｓ基板表面に、直接、

厚さ０．１５μｍのＳｉ_３Ｎ_４薄膜を形成したもの（Ｊ）、
厚さ０．２μｍのＰｔ薄膜を形成したもの（Ｋ）、
厚さ０．２μｍのＷ薄膜を形成したもの（Ｌ）、
厚さ０．１μｍのＳｉＯ_２薄膜上に厚さ０．２μｍのＧａＮを形成したもの（Ｍ）、厚さ０．１μｍのＳｉＯ_２薄膜上に厚さ０．２μｍのＡｌＮを形成したもの（Ｎ）を準備した。

Ｍについては、ＳｉＯ_２薄膜／ＧａＡｓ基板の上に、ＭＯＣＶＤによって、ＧａＮを低温（６００℃）で成長した。Ｎについては、ＳｉＯ_２薄膜／ＧａＡｓ基板上にＡｌＮを低温（７００℃）で成長した。ＧａＮ、ＡｌＮの結晶状態は、微細な多結晶状態であった。Ｍ、Ｎとも合計の膜厚は０．３μｍ程度である。

その後、Ｓｉ_３Ｎ_４薄膜、Ｐｔ薄膜、Ｗ薄膜、ＧａＮ／ＳｉＯ_２薄膜、ＡｌＮ／ＳｉＯ_２薄膜をフォトリソグラフィーによって、パターン形成した。そのパターンは、実施例１で説明したストライプ型のパターンＡ（Ｓ＝５０μｍ、ｐ＝４００μｍ）を使用した。いずれもパターンのストライプの方向（長手方向）が、ＧａＡｓ基板の＜１１−２＞方向になるようにした。

これらの４種類の薄膜を、Ｘ線回折により、調査した。Ｓｉ_３Ｎ_４薄膜は非晶質、Ｐｔ薄膜は多結晶、Ｗ薄膜は多結晶であった。ＳｉＯ_２薄膜は通常は非晶質であるが、その上に多結晶のＧａＮ、ＡｌＮを成長したものは、微細な多結晶であった。

以上で作製したサンプルは、下記の５種類であり、下記のようにサンプルＪ〜Ｎと呼ぶことにする。製造プロセスは図１１に示したものと同様である。

サンプルＪ：直接パターンＡを形成したＳｉ_３Ｎ_４薄膜付きＧａＡｓ基板
サンプルＫ：直接パターンＡを形成したＰｔ薄膜付きＧａＡｓ基板
サンプルＬ：直接パターンＡを形成したＷ薄膜付きＧａＡｓ基板
サンプルＭ：直接パターンＡを形成したＧａＮ／ＳｉＯ_２薄膜付きＧａＡｓ基板
サンプルＮ：直接パターンＡを形成したＡｌＮ／ＳｉＯ_２薄膜付きＧａＡｓ基板

その後、その基板上にＨＶＰＥ法により、ＧａＮの成長を行った。本実施例３におけるＨＶＰＥ法は、実施例１、実施例２と同じものである。本実施例３では、実施例２と同じく、まず、最初に低温バッファ層を形成する。成長方法は、実施例２とほぼ同じである。

（バッファ層の成長条件）
成長温度 約４９０℃
ＮＨ_３分圧 ０．２ａｔｍ （２０ｋＰａ）
ＨＣｌ分圧 ２×１０^−３ａｔｍ（０．２ｋＰａ）
成長時間 ２０分
膜厚 ６０ｎｍ

バッファ層は６０ｎｍ程度の厚みしかないから、パターン厚み（１５０ｎｍ〜３００ｎｍ）より薄い。バッファ層はマスクには付かず、ＧａＡｓ基板だけに形成される。

その後昇温し１０３０℃の高温にて、ＧａＮエピタキシャル層を成長させた。エピタキシャル層の成長条件については、下記の通りである。
（エピ層の成長）

成長温度 １０３０℃
ＮＨ₃分圧 ０．２５ａｔｍ （２５ｋＰａ）
ＨＣｌ分圧 ２．５×１０^−２ａｔｍ（２．５ｋＰａ）
成長時間 １３時間

その結果、厚さ平均約１．９ｍｍのＧａＮ単結晶厚膜が得られた。サンプルＪ、Ｋ、Ｌ、Ｍ、Ｎの５種類のサンプルは、外見上は、ほとんど同様な表面形態を有していた。

これらのサンプルＪ〜Ｎは、表面がファセット面で構成されており、正３角形に近いプリズムを横にして等ピッチで規則正しく多数並べたような形状となっていることが、顕微鏡観察によりわかった。この規則配置の位置は、全く、当初の基板上に形成したストライプのマスクの位置と一致しており、ファセット面の谷間５４の底５９が、ストライプマスクの位置５３と合致していることが判明した（図１１）。さらに、このファセット面の谷間５４のピッチは、約４００μｍあり、ストライプマスクのピッチ（ｐ＝４００μｍ）と等しい。４００μｍのピッチで山と谷を交互にしてファセット面を敷き詰めた形になっている。

このプリズムを形成するファセット面５６は、主に｛１１−２２｝面であることが判った。隣り合う二つの｛１１−２２｝面が作る山の頂上には、３０〜５０μｍ程度の幅の鏡面状の（０００１）面が見られた（Ｃ面成長領域Ｙ）。

さらに、サンプルＪ、Ｌ、Ｍ、Ｎにおいては、隣り合う二つの｛１１−２２｝面が作る谷の底５９には、これらのファセット面５６に対して、やや角度の浅いファセット面が存在していることが判明した。以上のように外見は実施例１のサンプルＡと全く同様な形態であった。

しかし、サンプルＫに関しては、Ｖ溝５４の底５９に、ごつごつした凹凸が見られた。単結晶的なファセット面が見られない領域がほとんどであった。

その後、この５種類の基板に、研削加工を行った。裏面のＧａＡｓ基板をそれぞれ研削加工で削り落とし、その後、表面を研削加工し、平板な基板状とした。そのあと、研磨加工を施し、平坦な表面を有した基板とした。直径が２インチ程度のＧａＮ基板が得られた。

これらの窒化ガリウム基板は、表面を（０００１）面（Ｃ面）とする基板である。基板自体は平坦で透明である。

基板表面に欠陥集合領域Ｈが規則正しく、幅を持ったストライプ状に、直線的に、＜１−１００＞方向に向かって並んでおり、それらの相互の間隔は、４００μｍである。また、欠陥集合領域Ｈの幅ｈは、大抵、約４０μｍ程度であった。これらは下地のストライプマスクに対応している。

しかし、サンプルＫにおいては、欠陥集合領域部の形状は、所々、４０μｍ幅から逸脱して、ふくらんだり、あるいは、縮んだりして、安定していないところも多かった。

カソードルミネッセンス（ＣＬ）で転位密度を測定した。欠陥集合領域Ｈの外側（低欠陥単結晶領域Ｚ、Ｃ面成長領域Ｙ）では、転位は少なく、閉じた欠陥集合領域部Ｈから離れるに従って、転位密度が減少しているのを確認した。場所によっては、閉じた欠陥集合領域部Ｈの境界から、転位は激減するところがあることも確認した。閉じた欠陥集合領域Ｈの外側の低欠陥単結晶領域Ｚ、Ｃ面成長領域Ｙの平均的な、転位密度はいずれも５×１０^６ｃｍ^−２以下であった。具体的には、

サンプルＪ：３×１０^６ｃｍ^−２
サンプルＫ：４×１０^６ｃｍ^−２
サンプルＬ：３×１０^６ｃｍ^−２
サンプルＭ：１×１０^６ｃｍ^−２
サンプルＮ：２×１０^６ｃｍ^−２

という転位密度であった。サンプルＪ、Ｌ、Ｍ、Ｎにおいては、欠陥集合領域Ｈの状況も、実施例１のサンプルＡと、同様な状況である。サンプルＪ、Ｌ、Ｍ、Ｎにおいても、ストライプマスク上に欠陥集合領域Ｈが存在し、欠陥集合領域Ｈを谷間として、幅を持った直線状のファセット面５６が、欠陥集合領域Ｈの両側に隣接して成長することにより、転位が欠陥集合領域Ｈに集められていることが、判った。

また、これらサンプルは表面に幅を持った直線状の欠陥集合領域Ｈを蛍光顕微鏡等で観察できた。これらの欠陥集合領域Ｈは基板を厚さ方向に貫通して、基板の裏側にも到達していることが観察された。

透過電子顕微鏡やカソードルミネッセンス等による評価の結果、サンプルＪ、Ｌ、Ｍ、Ｎにおいては、ファセット面５６で形成された谷間５９に存在する欠陥集合領域Ｈは単結晶であることが解った。

サンプルＭ、Ｎにおいても、マスク表面が多結晶でＧａＮやＡｌＮであるにもかかわらず、単結晶状態にあることが分った。これはマスク上にて、浅い角度を有したファセット面が横方向成長をする事を示している。

また、サンプルＪ、Ｍについて、この欠陥集合領域Ｈを調査した。その結果、欠陥集合領域Ｈはそれ自体単結晶であるがその他の部分にくらべｃ軸が反転していることが判明した。即ち、低欠陥単結晶領域Ｚ、Ｃ面成長領域Ｙにおいては、基板表面は（０００１）面（つまりＧａ面）となっているが、欠陥集合領域は（０００−１）面（つまり窒素面）となっている事が判明した。そのため、欠陥集合領域Ｈと低欠陥単結晶領域Ｚの界面６０には、明確な粒界Ｋが存在し、粒界Ｋで、効率的に転位の消滅、蓄積がなされると考えられる。

一方、サンプルＫについては、基板表面のＣＬ像をとり観察したところ、他のサンプルと少し状況が異なることが判明した。即ち、欠陥集合領域Ｈが多結晶状であることが判った。ＣＬ像、およびＴＥＭにより構造を解析すると、この閉じた欠陥集合領域Ｈは様々な形態があることが判った。

Ｋ_１；多結晶であり、いくつか複数の結晶粒からなる場合。
Ｋ_２；結晶粒は、一個であるが、その周りの単結晶領域とは異なる結晶方位を有する場合。
Ｋ_３；周りの単結晶領域（低欠陥単結晶領域ＺとＣ面成長領域Ｙ）とは、＜０００１＞軸のみ合致するが、異なる結晶方位を有する場合

などがあった。このように、サンプルＫは様々な、多結晶の欠陥集合領域Ｈを有することが判った。

しかしながら、このサンプルＫにおいても、幅を持ったファセット面５６が欠陥集合領域Ｈを谷間５９としてその両側に形成され、横になったプリズム状を呈し、これらの形状を維持しながら成長することによって、転位が欠陥集合領域Ｈに集められており、それによって転位の低減がなされている。また、サンプルＫにおいても欠陥集合領域Ｈは、あらかじめ形成したマスクの位置と一致している。だからサンプルＫも、本発明の実施様態の一つである。

サンプルＫにおいて特に顕著に現れた多結晶からなる欠陥集合領域Ｈについては、実は、極わずかな箇所においては、他のサンプル例えばサンプルＡやサンプルＪ等においても認められた。それがサンプルＫにおいては特に顕著であった。

このサンプルＫにおいて顕著に現れる多結晶からなる欠陥集合領域Ｈは、成長初期に、ストライプマスク上に形成されたＧａＮからなるポリ結晶が、基板から成長してきたＧａＮ単結晶より先に延びて、角度の浅いファセット面に埋め込まれる前に、既に十分に伸びていたために発生するに至ったからであると考えられる。

実施例１〜３で述べたサンプルＡ〜ＮのＧａＮ基板について、ストライプマスク幅ｓ、結晶欠陥集合領域Ｈの幅ｈ、マスクピッチｐ、Ｃ面成長領域Ｙの幅ｙ、ＧａＮ成長膜の膜厚Ｔを下記の表１に示した。単位はμｍである。

［実施例４（ＧａＮ粒子を種とする）；図１２、１３、１４］
次に本発明にかかる実施例４を説明する。
使用したのは二種類のサンプルで、一つは実施例１においてパターンＡを用いて作製したＧａＮ基板であり、既に下地基板が除去されて表面加工が施され、研磨もなされており、基板上にエピタキシャル成長が実施できる準備が整ったものである。これをサンプルＯとする。

もう一つのサンプルは、これも実施例１と同じプロセスで作製されたものでサファイア基板上にあらかじめＭＯＣＶＤにより厚さ２μｍのＧａＮエピ成長層を設け、その表面に０．１μｍのＳｉＯ_２薄膜を成膜し、フォトリソグラフィーによってパターン形成したものである。この場合のパターンは実施例１におけるパターンＡとする。これをサンプルＰとする。

これらサンプルＯとサンプルＰを用いて、同時にこれらの上にＧａＮエピタキシャル成長層を厚付けした。成長法はこれまでの実施例と同じＨＶＰＥ法である。反応炉に基板をセットした後、キャリアガスはＨ_２ガスとし、昇温し、１０３０℃の高温にてＧａＮエピタキシャル層を成長させた。エピタキシャル層の成長条件については下記の通り実施した。なお、サンプルＯ、サンプルＰの基板径はともに３０ｍｍ径である。

成長温度 １０３０℃
ＮＨ_３分圧 ０．２５ａｔｍ（２５ｋＰａ）
ＨＣｌ分圧 ２．０×１０^−２ａｔｍ（２．０ｋＰａ）
成長時間 ８０時間

その結果、双方ともに厚さが１０ｍｍ程度のＧａＮ結晶インゴットが得られた（図１２（２））。この二つのインゴットをそれぞれＯインゴット、Ｐインゴットと呼ぶ。これらのインゴットは、双方ともに同様の表面形態を有して成長していた。すなわち、これらのサンプルはファセット面で構成されており、概略、正三角形に近いプリズムを横にして多数並べたような形状となっている。ほぼ等ピッチで規則正しく配列している。この規則配置の位置は、ファセット面の谷間がストライプマスクの位置と合致しているためである。このファセット面の谷間のピッチはストライプマスクのピッチと同じ約４００μｍで、山と谷を交互にしてファセット面を敷き詰めた形になっている。しかし、形状は実施例１と比べると乱れが多いようである。

このプリズムを形成するファセット面は、{１１−２２}面が中心となっている。隣り合う二つの{１１−２２}面が作る山の頂点には、幅を持った鏡面状の（０００１）面がみられた。そして、さらに隣り合う二つの{１１−２２}面が作る谷の底には、実施例１に見られたようなこれらファセット面に対してやや角度の浅いファセット面は形状の乱れもあり観察が困難であった。

特に注目すべきはＯインゴットである。パターンは特に設けず、既に作製したＧａＮ基板の上にさらに成長を行っただけであるのに、成長後の表面形態はパターン形成したのと同等の表面形態になっていたことである。

さらに、これらのインゴットの端を縦に切断し断面を観察した。その結果、Ｏインゴットにおいて種結晶の結晶欠陥集合領域Ｈの上には結晶欠陥集合領域Ｈが引き継がれて成長し、低欠陥単結晶領域ＺやＣ面成長領域Ｙの上には、成長界面で必ずしも一致しないが低欠陥単結晶領域ＺまたはＣ面成長領域Ｙのどちらかが成長していることがわかった。もちろん、結晶欠陥集合領域Ｈの領域にはファセット面からなる斜面の谷底に位置している。

これら二種類のインゴットにスライス加工を施し、多数枚のＧａＮ基盤を切り出した後、表面研削加工、研磨加工を施した。スライス加工にはワイヤーソーを用いた。その結果、それぞれのインゴットから９枚ずつのＧａＮ基板が得られた。
図１２（３）にその一部を図示する。

これらの基板は、成長の終りの２〜３枚は異物欠陥等が見られたが、成長初期の６〜７枚は良好であった。これらの基板は表面を（０００１）面、つまりＣ面とする基板であり、基板自体は平坦で透明である。ＣＬ像を撮って観察してみると、基板表面に結晶欠陥集合領域Ｈが４００μｍピッチで規則正しく＜１−１００＞方向に並んでいた。

しかし、インゴットの成長の後半部の数枚においては、サンプルを詳細に評価してみると、本来幅をもった直線状に存在している結晶欠陥集合領域Ｈが必ずしも直線状になっていないことが判明した。直線に途切れがみられ、または破線状に存在していた。もちろん、結晶欠陥集合領域Ｈは明確に境界をもち、周りの低欠陥単結晶領域Ｚとは明らかに区別される。さらに、詳細にＣＬ像により解析を行った。その結果、転位は本来直線状にあるべき結晶欠陥集合領域Ｈの位置に直線状に集合して存在しているが、実際の結晶欠陥集合領域Ｈが途切れあるいは破線状に存在しているため、転位は結晶欠陥集合領域Ｈをはみ出して存在していることがわかった。しかし、さらに詳細なＣＬ観察の結果、このような転位のはみ出しは、低欠陥単結晶領域Ｚの転位分布に特に大きな影響を与えないことが分かった。

この結晶欠陥集合領域Ｈの途切れや破線状化は、厚く成長させた場合やある特定の成長条件で成長させた場合によくみられる。この結晶欠陥集合領域Ｈの途切れや破線状化は容認してよいと思われる。しかし、結晶欠陥集合領域Ｈが完全に消失してしまうとファセット面からなる斜面の形状が維持できなくなり、本発明の効果を失うことになる。結晶欠陥集合領域Ｈの途切れおよび破線状化を図１３および図１４に示した。

以上のように、結晶欠陥集合領域Ｈの途切れや破線状化はみられるものの、結晶欠陥集合領域部の外側では転位は少なく、閉じた結晶欠陥集合領域部から離れるに従って転位密度は減少する。結晶欠陥集合領域Ｈの近傍３０μｍくらい離れた領域では３×１０^７ｃｍ^−２程度の領域が見られたが、場所によっては結晶欠陥集合領域Ｈの境界から転位は激減するところもあることを確認した。転位密度の低いところでは、１×１０^５ｃｍ^−２以下の領域もある。結晶欠陥集合領域部の外側の平均的な転位密度は何れも５×１０^６ｃｍ^−２以下であり、実用的なＧａＮ基板として使用に耐えうるものであった。
この方法は、結晶成長の生産性向上につながる有効な製造方法であると考えられる。

本発明の方法によって、転位の集合した欠陥集合領域Ｈの位置を正確に制御し、低転位の窒化ガリウム基板を作製することができる。また本発明のＧａＮ基板は、転位を規則正しく特定の狭い部分に集合させてあり、デバイスの重要部分に使用する部分（低欠陥単結晶領域ＺとＣ面成長領域Ｙ）では低転位で単結晶である。ＩｎＧａＮ青紫レーザダイオード（ＬＤ）などの低転位ＧａＮ基板として最適のものを与える。

本発明者が特許文献４において提案した表面にファセット面からなるピットを形成し維持しながらＧａＮを結晶成長させるファセット成長法においてファセットは平均的な成長方向とは別にピットの内向きに成長するので転位がファセット稜線に掃き寄せられるということを説明するための斜視図。（ａ）はファセット面が内向きに成長し転位が稜線に集まりピット底へ溜まることを示す斜視図。（ｂ）はピット底に溜まった転位の間に強い斥力が生ずるから六方へ放射状に広がった面状欠陥が形成されることを説明する斜視図。 本発明者が特許文献４において提案した表面にファセット面からなるピットを形成し維持しながらＧａＮを結晶成長させるファセット成長法においてファセットは平均的な成長方向とは別にピットの内向きに成長するので成長とともに転位がファセット稜線に掃き寄せられ、さらにピット底の多重点に集中するということを説明するためのピットの平面図。 本発明者が特許文献４において提案した表面にファセット面からなるピットを形成し維持しながらＧａＮを結晶成長させるファセット成長法においてファセットは平均的な成長方向とは別にピットの内向きに成長するので成長とともに転位がファセット稜線に掃き寄せられ、さらにピット底の多重点に集中し底に続く転位の集合束を縦長に形成するということを説明するためのピットの断面図。（１）は成長とともにピット底へ転位が集中して縦方向に伸びる転位束を形成することを説明する断面図。（２）は成長とともにピット底へ転位が集中して縦方向に伸びる転位束を形成するのであるが被覆するものがなく転位集合開放系であり転位相互には強い斥力が働くので一旦集合した転位がばらけてきて周りに広がりモヤモヤ状の転位の拡散が起こることを説明する断面図。 表面にファセット面からなるＶ溝（谷）を形成し維持しながらＧａＮを結晶成長させ、ファセットは平均的な成長方向とは別にＶ溝（谷）の内向きに成長し、成長とともに転位がファセット稜線に掃き寄せられさらにＶ溝（谷）底の多重点に集中し底に続く閉じた転位の集合束である欠陥集合領域Ｈを縦長に形成し、境界Ｋによって囲まれた内部Ｓを有する欠陥集合領域Ｈの閉じた空間に転位を集結させるので転位が再びばらけることがないという本発明のＧａＮ成長方法の概略を説明するためのＶ溝（谷）の断面図。（１）は成長とともにＶ溝（谷）底へ転位が集中して縦方向に伸びる閉じた欠陥集合領域Ｈに転位束を集結させることを説明する断面図。（２）は成長とともにＶ溝（谷）底が上昇するが常に底へ欠陥集合領域Ｈが付随して転位を吸収してゆくことを説明する断面図。 基板上に直線状に伸びるマスクを設け、その上にファセットを維持しながらＧａＮを成長させることによってマスク上に欠陥集合領域Ｈとファセット面よりなるＶ溝を位置させ、それに隣接する基板露呈部の上には低欠陥単結晶領域Ｚとファセット面を位置させて成長させる本発明のＧａＮ結晶成長値方法を説明するための断面図。図５（ａ）は欠陥集合領域Ｈの上にあたるファセット面谷底まで上部からのファセット面が連続し浅い傾斜のファセット面が形成されない場合を図示している。図５（ｂ）は欠陥集合領域Ｈの上にあたるファセット面谷底まで上部からのファセット面に連続して浅い傾斜のファセット面が形成される場合を示している。ファセット面の境界と欠陥集合領域Ｈの境界Ｋが合致することを示す。 基板上に直線状に伸びるマスクを設け、その上にファセットを維持しながらＧａＮを成長させることによってマスク上に欠陥集合領域Ｈとファセット面よりなるＶ溝を位置させ、それに隣接する基板露呈部の上には低欠陥単結晶領域Ｚとファセット面を位置させて成長させる本発明のマスクを用いるＧａＮ結晶成長方法を説明するための平面図。図６（ａ）は下地基板に平行等間隔の直線状で幅をもつストライプマスクを形成した状態の平面図。図６（ｂ）は下地基板に平行等間隔の直線状で幅をもつストライプマスクを形成した上にＧａＮをエピタキシャル成長させることによってできた欠陥集合領域Ｈと、低欠陥単結晶領域ＺとＣ面成長領域Ｙが順に現れるＺＨＺＹＺＨＺＹＺ…構造を有する本発明のＧａＮ厚膜の平面図。 下地基板に平行等間隔の直線状で幅をもつストライプマスクを形成した上にＧａＮをエピタキシャル成長させることによってできたファセットよりなる山谷構造（プリズム構造）と、ファセットの下に続く低欠陥単結晶領域Ｚと、谷底に続く欠陥集合領域Ｈと、欠陥集合領域Ｈと、低欠陥単結晶領域ＺとＣ面成長領域Ｙが順に現れるＺＨＺＹＺＨＺＹＺ…の周期構造を形成するようにした、本発明にかかるＧａＮ単結晶製造方法を示す斜視図。 下地基板に平行等間隔の直線状で幅をもつストライプマスクを形成した上にＧａＮをエピタキシャル成長させることによってできた欠陥集合領域Ｈと、低欠陥単結晶領域ＺとＣ面成長領域Ｙが順に現れるＺＨＺＹＺＨＺＹＺ…構造を有する本発明にかかるＧａＮ基板の斜視図。 下地基板に平行等間隔の直線状で幅をもつストライプマスクを形成した上にＧａＮをエピタキシャル成長させることによってできた欠陥集合領域Ｈと、低欠陥単結晶領域ＺとＣ面成長領域Ｙが順に現れるＺＨＺＹＺＨＺＹＺ…構造を有する本発明に係るＧａＮ厚膜の平面図。図９（ａ）はＧａＮ結晶の＜１−１００＞方向に平行な長手方向のストライプマスクを設けてエピタキシャル成長して得られたＧａＮ厚膜の表面に現れる＜１−１００＞方向に平行なＺＨＺＹＺＨＺＹＺ…構造を示す。図９（ｂ）はＧａＮ結晶の＜１１−２０＞方向に平行な長手方向のストライプマスクを設けてエピタキシャル成長して得られたＧａＮ厚膜の表面に現れる＜１１−２０＞方向に平行なＺＨＺＹＺＨＺＹＺ…構造を示す。 サファイヤ基板上に薄いＧａＮエピタキシャル層を成長させ、その上に直線状に伸びるストライプマスクを設けその上にファセットを維持しながらＧａＮを成長させることによってマスク上に欠陥集合領域Ｈとファセット面よりなるＶ溝を位置させ、それに隣接する基板露呈部の上には低欠陥単結晶領域Ｚとファセット面を位置させ、研削研磨して平坦なＧａＮ基板を製造する実施例１のＧａＮ結晶基板製造方法を説明するための断面図。図１０（１）はサファイヤ基板、図１０（２）はサファイヤ基板の上に薄いＧａＮエピ層を成長したもの、図１０（３）はその上にストライプマスクを形成したものである。図１０（４）はファセット面を維持しながらＧａＮを成長させた状態の断面図、図１０（５）は下地基板を除去し表面のプリズム状凹凸を除去し表裏面を平滑に研磨したＧａＮ基板の断面図である。 下地基板上に直接に直線状に伸びるストライプマスクを設けその上にファセットを維持しながらＧａＮを成長させることによってマスク上に欠陥集合領域Ｈとファセット面よりなるＶ溝を位置させ、それに隣接する基板露呈部の上には低欠陥単結晶領域Ｚとファセット面を位置させ、研削研磨して平坦なＧａＮ基板を製造する実施例２、３のＧａＮ結晶基板製造方法を説明するための断面図。図１１（１）は下地基板にストライプマスクを設けたもの、図１１（２）はストライプマスク／下地基板の上にファセット面を維持しながら厚いＧａＮエピ層を成長したもの、図１１（３）は下地基板を除去し表面のプリズム状凹凸を除去し表裏面を平滑に研磨したＧａＮ基板の断面図である。 実施例１により作製したＧａＮ基板を種結晶として、その上にファセットを維持しながらＧａＮを成長させることによってマスク上に欠陥集合領域Ｈとファセット面よりなるＶ溝を位置させ、それに隣接する基板露呈部の上には低欠陥単結晶領域Ｚとファセット面を位置させ、研削研磨して平坦なＧａＮ基板を製造する実施例４のＧａＮ結晶基板製造方法を説明するための断面図。図１２（１）は既に低転位成長したＧａＮ基板を種結晶として用いたもの、図１２（２）は種結晶の上にファセット面を維持しながら厚いＧａＮエピ層を成長させたもの、図１２（３）は下地基板を除去し表面のプリズム状凹凸を除去し表裏面を平滑に研磨したＧａＮ基板の断面図である。 実施例４の成長方法にて成長したＧａＮインゴットをスライス加工しＣＬ像観察を行ったところ、成長後半部にあたるＧａＮ基板の結晶欠陥集合領域Ｈに途切れ状態、もしくは破線状が見られることを示す平面図。 実施例４の成長方法にて成長したＧａＮインゴットをスライス加工しＣＬ像観察を行ったところ、成長後半部にあたるＧａＮ基板の結晶欠陥集合領域Ｈに途切れ状態、もしくは破線状が見られることを示す縦断面図。

符号の説明

Ｈ 欠陥集合領域
Ｚ 低欠陥単結晶領域
Ｙ Ｃ面成長領域
Ｋ 欠陥集合領域の境界
Ｓ 欠陥集合領域の内部
ｈ 欠陥集合領域の幅
ｚ 低欠陥単結晶領域の幅
ｙ Ｃ面成長領域の幅
ｓ マスク幅
ｔ 露呈部幅
ｐ マスクピッチ
２ ＧａＮ結晶
４ ピット
６ ファセット
７ 平坦面
８ 稜線
９ 内向き成長方向
１０ 面状欠陥
１１ 線状転位集合欠陥部
１２ ＧａＮ結晶
１４ ピット
１５ 転位集合束
１６ ファセット
１７ 平坦面
２１ 下地基板
２２ ＧａＮ結晶
２３ ストライプマスク
２４ Ｖ溝（谷）
２５ 欠陥集合領域（Ｈ）
２６ ファセット
２７ 平坦面
２８ Ｃ面成長領域（Ｙ）
２９ Ｖ溝（谷）底
３０ 欠陥集合領域の境界（Ｋ）
４１ サファイヤ基板
４２ ＧａＮエピ層
４３ ストライプマスク
４４ Ｖ溝（谷）
４５ 欠陥集合領域（Ｈ）
４６ ファセット
４７ 平坦面
４８ ＧａＮ露呈部分
４９ Ｖ溝（谷）底
５０ 境界（Ｋ）
５１ 下地基板
５３ ストライプマスク
５４ Ｖ溝（谷）
５５ 欠陥集合領域（Ｈ）
５６ ファセット
５７ 平坦面
５９ Ｖ溝（谷）底
６０ 境界（Ｋ）

Claims (11)

1. 表面と裏面と厚みを有し、直線状に伸び表裏面に貫通し幅を持ち幅方向の両側に境界線Ｋ、Ｋを有し内部に転位を集合させた結晶欠陥集合領域Ｈと、直線状に伸び表裏面に貫通し境界線Ｋを介して結晶欠陥集合領域Ｈに接し幅を持ち結晶欠陥集合領域Ｈよりも転位密度の低い低欠陥単結晶領域Ｚと、低欠陥単結晶領域Ｚのほぼ中央にあって直線状に伸び表裏面に貫通し幅を持ち結晶欠陥集合領域Ｈよりも転位密度が低く低欠陥単結晶領域Ｚより比抵抗が高いＣ面成長領域Ｙとがあり、ＨＺＹＺの構造を持ち、Ｃ面成長領域Ｙは幅が一定でなくバラツキを有し、厚み方向及び面に平行な方向にゆらいでいることを特徴とする単結晶窒化ガリウム基板。
2. 結晶欠陥集合領域Ｈが、多結晶或いは低欠陥単結晶領域Ｚと異なる方位の単結晶、或いは低欠陥単結晶領域Ｚとはｃ軸が反転している単結晶であることを特徴とする請求項１に記載の単結晶窒化ガリウム基板。
3. 下地基板の上に直線状に伸び幅が１０μｍ〜２５０μｍのマスクをピッチが２０μｍ〜２０００μｍになるよう複数本平行に設け、マスク端から立ち上がるファセットを形成し、ファセットを最後まで維持しながら窒化ガリウム結晶を気相成長させ、マスクの上には欠陥を集結させた結晶欠陥集合領域Ｈを成長させ、マスクで覆われない部分においてはファセットに続き結晶欠陥集合領域Ｈより低転位密度の低欠陥単結晶領域Ｚと、Ｃ面に続くＣ面成長領域Ｙを成長させ、直線状に伸び幅をもつ低欠陥単結晶領域Ｚと、直線状に伸び幅を持ち幅方向の両側に境界線Ｋ、Ｋを有し境界線Ｋを介して低欠陥単結晶領域Ｚに接する結晶欠陥集合領域Ｈと、低欠陥単結晶領域Ｚのほぼ中央に幅を持つＣ面成長領域Ｙとを成長させ、Ｃ面成長領域Ｙの幅が厚み方向及び面に平行な方向にバラツキを有し、ゆらぎながら成長させることを特徴とする単結晶窒化ガリウムの結晶成長方法。
4. 表面上の一方向と厚み方向に直線状に伸び幅を持つ平面状の低欠陥単結晶領域Ｚのほぼ中央に、表面上の同一方向と厚み方向に直線状に伸び表裏に貫通し幅を持つ低欠陥で単結晶であるがＺより比抵抗の高いＣ面成長領域Ｙが存在し、基板表面にほぼ垂直に低欠陥単結晶領域Ｚに挟まれて基板内部から表裏面にわたって存在し、低欠陥で単結晶である３つの領域ＺＹＺが一組になって結晶欠陥集合領域Ｈ、Ｈによって挟まれておりＨＺＹＺＨの構造を持ちＣ面成長領域Ｙの幅が厚み方向及び面に平行な方向に揺らいでいる事を特徴とする請求項１に記載の単結晶窒化ガリウム基板。
5. 表面上の一方向と厚み方向に直線状に伸び幅を持つ平面状の低欠陥単結晶領域Ｚのほぼ中央に、表面上の同一方向と厚み方向に直線状に伸び表裏に貫通し幅を持つ低欠陥で単結晶であるがＺより比抵抗の高いＣ面成長領域Ｙが存在し、基板表面にほぼ垂直に低欠陥単結晶領域Ｚに挟まれて基板内部から表裏面にわたって存在し、低欠陥で単結晶である３つの領域ＺＹＺが一組になって結晶欠陥集合領域Ｈ、Ｈによって挟まれた構造ＨＺＹＺＨＺＹＺ…が基板全体において規則正しく複数回繰り返して存在しＣ面成長領域Ｙの幅が厚み方向及び面に平行な方向に揺らいでいる事を特徴とする請求項２に記載の単結晶窒化ガリウム基板。
6. 表面と裏面を有し、欠陥を多数蓄積し幅をもち表裏に貫通し直線状の結晶欠陥集合領域Ｈが、表面の一方向に規則正しく、等間隔ｐで並び、結晶欠陥集合領域Ｈ、Ｈの間に、低欠陥で単結晶である低欠陥単結晶領域Ｚ、或いは低欠陥で単結晶である低欠陥単結晶領域Ｚと低欠陥単結晶で低欠陥単結晶領域Ｚよりも高い比抵抗のＣ面成長領域Ｙの三重層ＺＹＺが挟まれており、表裏に伸びるＨＺＨＺ…或いは表裏に伸びるＨＺＹＺＨＺＹＨ…構造が等間隔ｐで幅方向に繰り返しＣ面成長領域Ｙの幅が厚み方向及び面に平行な方向に揺らいでいる事を特徴とする請求項２に記載の単結晶窒化ガリウム基板。
7. 幅を持ち表裏面に貫通する直線状の結晶欠陥集合領域Ｈが幅方向に等間隔で並ぶピッチｐが２０μｍから２０００μｍであることを特徴とする請求項６に記載の単結晶窒化ガリウム基板。
8. 幅を持ち表裏面に貫通する直線状の結晶欠陥集合領域Ｈの幅が１μｍ〜２００μｍであることを特徴とする請求項７に記載の単結晶窒化ガリウム基板。
9. 基板の上に、幅が１０μｍ〜２５０μｍの直線状のマスクをピッチが２０μｍ〜２０００μｍになるよう平行に複数本形成し、ＧａＮ結晶を気相成長させ、マスク端から立ち上がりマスクに覆われない露呈部にかけて傾斜する平行なファセットを形成し、傾斜方向の異なる隣接するファセットとファセットの間には平坦なＣ面を形成し、マスクの上にはマスクの両側から続くファセットの谷を形成し、ファセットとＣ面を維持しながらＧａＮ結晶を成長させ、マスクの上で谷の下に多数の転位を含む結晶欠陥集合領域Ｈを形成し、マスクに覆われない基板の上でファセットの下に結晶欠陥集合領域Ｈより転位密度の低い低欠陥単結晶領域Ｚを形成し、マスクに覆われない基板の上でＣ面の下に結晶欠陥集合領域Ｈより転位密度の低い低欠陥単結晶領域Ｚより比抵抗の高いＣ面成長領域Ｙを形成し、基板面と平行な方向に幅を持ち基板面に平行に伸びる直線状の結晶欠陥集合領域Ｈと、幅を持ち基板面と結晶欠陥集合領域Ｈに平行に直線状に伸びる低転位で単結晶の低欠陥単結晶領域Ｚと、幅を持ち基板面と結晶欠陥集合領域Ｈに平行で直線状に伸びるＣ面成長領域Ｙと、幅を持ち基板面と結晶欠陥集合領域Ｈに平行に直線状に伸びる低転位で単結晶の低欠陥単結晶領域Ｚとが基板面に平行でマスクと垂直の方向に隣接してなるＨＺＹＺの繰り返し構造を形成し、結晶成長の終わりまでファセットを維持し、近接する低欠陥単結晶領域Ｚ、Ｃ面成長領域Ｙに存在した転位を結晶成長の進行とともにファセット底の結晶欠陥集合領域Ｈへ引きつけ、結晶欠陥集合領域Ｈの境界面Ｋまたは内部Ｓを転位の消滅場所或いは蓄積場所として窒化ガリウム結晶を成長させることによって隣接する低欠陥単結晶領域Ｚの転位を低減させるようにし、Ｃ面成長領域Ｙは厚み方向、マスク平行方向にその幅が変化することを特徴とする単結晶窒化ガリウムの結晶成長方法。
10. 基板の上に、基板表面に平行に直線状に伸びる幅を持った複数の結晶欠陥集合領域Ｈと、その間にあって基板面と平行に伸びる低欠陥単結晶領域Ｚと、低欠陥単結晶領域Ｚのほぼ中間にあって基板表面に平行に直線状に伸び幅を持ったＣ面成長領域ＹとからなるＨＺＹＺＨ構造を等間隔ｐで幅方向に繰り返し設けＣ面成長領域Ｙは厚み方向、マスク平行方向にその幅が変化することを特徴とする請求項９に記載の単結晶窒化ガリウムの結晶成長方法。
11. 基板の上に、結晶欠陥集合領域Ｈと低欠陥単結晶領域Ｚ、Ｃ面成長領域ＹがＺＹＺＨＺＹＺＨ…構造をなすように等間隔ｐで並ぶピッチｐが２０μｍ〜２０００μｍである事を特徴とする請求項１０に記載の単結晶窒化ガリウムの結晶成長方法。