JP5418437B2

JP5418437B2 - 単結晶ＧａＮ基板

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Publication number: JP5418437B2
Application number: JP2010175231A
Authority: JP
Inventors: 健作元木; 仁笠井; 拓司岡久
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 2010-08-04
Filing date: 2010-08-04
Publication date: 2014-02-19
Anticipated expiration: 2020-07-10
Also published as: JP2010254576A

Description

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−ザ（ＬＤ）などの発光デバイスなどに用いられる単結晶ＧａＮ基板の製造方法、及びそれにより得られる単結晶ＧａＮ基板に関する。

窒化物系半導体を用いた発光デバイスは、青色ＬＥＤに関しては、すで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ヤ（Ａｌ_２Ｏ_３）を用いていた。サファイヤ基板の上にＧａＮ、ＧａＩｎＮの薄膜をエピ成長させていた。サファイヤはＧａＮの成長に適し、非常に安定な基板材料である。この点はサファイヤの優れた点である。

しかしサファイヤは非常に硬い材料である。しかもＬＤで共振器を作る時に好都合な劈開性がない。自然劈開しないから機械的にウエハを切断してチップに分割しなければならない。発光ダイオード製造工程ではダイシング工程でコスト高を招くという欠点がある。半導体レ−ザ製造においては劈開による反射面（共振器）を作製できないので品質面での問題およびコスト高を招いていた。

またサファイヤは、絶縁性の基板である。サファイヤを基板とするＬＥＤは、通常のＬＥＤのように、デバイスの上下で電極をとることができない。プロセス的にも、エッチングによってチップの一部を除き、下層部の面出しをして電極を設け、デバイスを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い導電層を成長させる必要がある。これらの工程が工程数、工程時間を増加させコスト高を招いていた。さらに同一面に電極を２箇所形成する必要性があり大きいチップ面積を必要とする。この点からもコスト増を招いていた。

サファイヤ基板にはこのような難点があるので、ＧａＮ系発光素子の基板として、ＳｉＣ基板利用の可能性が提案された。ＳｉＣは劈開性がある。自然劈開によってＬＥＤのチップへの分割は容易になる。半導体レ−ザの共振器を自然劈開によって形成できる。また導電性があるからチップの上下に電極を配分できる。だからプロセス的により便利である。しかしながらＳｉＣ基板は極めて高価である。製造量も少なく供給に難点がある。それ以上にＳｉＣ基板には結晶品質に問題があって、ＧａＮ系半導体の基板としては最適でない。

サファイヤもそうなのであるが、ＳｉＣのような異質の基板を用いると、ＧａＮと基板材料との間の格子定数のミスマッチが、エピタキシャル層中に転位などの欠陥を数多く導入するという問題がある。現に現在市販されているサファイヤ基板を用いたデバイスのＧａＮエピタキシャル層中には１×１０^９ｃｍ^−２程度の夥しい数の転位が存在すると言われている。

サファイヤに比べ多少転位密度が小さいながらも、ＳｉＣ基板を用いる場合は、１×１０^８ｃｍ^−２程度以上の転位が存在すると言われている。大量の転位はＬＥＤとしては実用化に大きな支障にはなっていない。が、電流密度が格段に大きい半導体レ−ザ（ＬＤ）の場合は、これらの欠陥が半導体レ−ザの長寿命化を阻害する原因になることが明らかになってきた。
これらの理由から、サファイヤ基板、ＳｉＣ基板は青色発光素子（ＬＥＤ、ＬＤ）の基板としてなお最適でないことがわかる。

最も理想的な基板はＧａＮ単結晶である。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全くなくなる。しかもＧａＮは劈開性を有し、導電性も得られる。まことに好都合であるはずである。しかしながら結晶製造技術がなお熟していない。デバイス製造のための基板として使用できる実用的なサイズを持ったＧａＮ単結晶基板を製造することが困難である。

平衡状態を保ちつつ超高圧下でＧａＮ結晶の合成が可能だと言われている。しかし大きいＧａＮ結晶を超高圧下で合成できない。だからこの方法では大型のＧａＮ基板を作ることができない。商業ベースでのＧａＮ基板供給はこの方法では実現できない。

上述の技術的な問題点を検討した結果、サファイヤ基板上で窓付きのマスク層を通してＧａＮを気相成長させ、転位欠陥を低減する方法が提案されている。（非特許文献１、非特許文献２）

さらに、本発明者は既にＧａＡｓ基板上で窓付きのマスク層を通してＧａＮを気相成長し、さらにＧａＮ基板を得る方法を発明した。（特許文献１及び特許文献２）

これによれば比較的低い結晶欠陥密度の広い面積のＧａＮ結晶を成長させることができる、と言う。これをエピタキシャルラテラルオーバーグロース（ＥｐｉｔａｘｉａｌＬａｔｅｒａｌＯｖｅｒｇｒｏｗｔｈ：ＥＬＯ）と言う。ここでは単にラテラル成長法と言う。

具体的には、ＨＶＰＥなどの気相合成法によりＧａＡｓ基板上にストライプ窓や円形窓を多数有するマスクを形成し、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ってＧａＮ基板を得るという方法である。

図１によってＨＶＰＥ法を説明する。縦長の炉１の内部上方にＧａボート２が設けられる。これにはＧａ融液３が収容される。炉１の下方にはサセプタ４が昇降回転自在に設けられる。サセプタ４の上にＧａＡｓ基板５が戴置される。炉１の周囲にはヒ−タ６があって炉１を加熱する。炉１の上方にあるガス導入口７から水素ガスとＨＣｌガスの混合ガスが導入される。ＨＣｌがＧａと反応してＧａＣｌを合成しＧａＣｌがガス状となって下方へ流れる。ガス導入口８から水素ガスとＮＨ_３ガスの混合ガスが導入される。これはＧａＣｌと反応してＧａＮを合成しＧａＡｓ基板５の上に堆積する。排ガスはガス出口９から排除される。

ラテラル成長法について図２〜図４によって説明する。これは特許文献１、特許文献２に詳しく述べられている。ＧａＡｓ（１１１）基板の上に窓付きマスクを形成し窓を通してＧａＮをエピ成長させる。図２は四角窓付きのマスクをＧａＡｓ基板上に形成したものの平面図である。ＧａＡｓウエハ（基板）１０の表面の全体を薄いマスク１１によって被覆する。マスク１１の材料はＧａＮがその上に直接に成長しないような性質を持つものを使用する。マスク１１には規則正しく窓１２が開いている。窓は隣接する３つの窓が正三角形を形成するような位置に設ける。窓はある方向に間隔Ｌを置いて配列される。隣接する列との間隔は３^１／２Ｌ／２であり、隣接列の窓はＬ／２だけ列方向にずれている。これは四角窓であるが、丸窓を設ける場合もある。

図３はマスクにストライプ状窓を開けたものを示す。これも前例と同じでＧａＡｓ基板１０の上にＧａＮが成長しないマスク１１を被覆し、窓１２を正三角形の頂点の位置に設けたものである。違うのは窓の形状である。これは長方形状の窓を開けてマスクとなっている。ストライプ窓と呼んでいる。

このようなマスクを付けてから前述のＨＶＰＥ法などによってＧａＡｓウエハ１０の上にＧａＮを成長させる。図４はＧａＡｓ基板上のＧａＮの堆積の様子を示す。図４（１）はマスク１１を設けたＧａＡｓ基板１０の断面を示す。成長前の状態である。ＧａＮを合成するとＧａＡｓが露呈している窓の部分にのみ選択的にＧａＮ層が成長する。マスクはＧａＮの成長を阻む作用がありその上に成長できない。図４（２）のようにマスク１１の高さよりも高く成長すると角錐状のＧａＮ隆起部１３になってゆく。これは｛１１−２２｝面を持つ角錐である。

細線は貫通転位１４を示す。層の成長とともに転位１４は成長方向に延びて行く。転位が、積み重なってゆく層を貫通して延びて行くので貫通転位と言う。貫通転位１４は上向きに延びる。結晶の方位は下地のＧａＡｓによって決まるがマスク列方向が［１０−１０］に、マスク列と直交する方向が［１−２１０］方向である。成長の方向は［０００１］でありこれはｃ軸成長である。

それ以上に層が厚くなるとマスクの上にはみ出てゆく。優先的に現れる傾斜面は｛１１−２２｝面である。基板面に平行でない明確な面指数を持った面であるからファセット面と言う。図４（３）に示す通りである。これはマスクの上に成長しているのでなくＧａＮ隆起層１３の横から水平にＧａＮが成長しているのである。この間では水平延長層１５の高さはしばらく一定である。マスク１１を越えて成長させるのでオーバーグロースという命名をしている。貫通転位１４も横へ延びる。

窓から横方向へはみ出してマスク上を成長した部分において、貫通転位が非常に小さいということが非特許文献１、非特許文献２によって報告されている。通常ｃ軸方向に成長する場合、転位もｃ軸方向に延びる。ところがマスク窓から垂直方向（ｃ軸方向）に成長した後、横方向に成長するに当たり、転位の向きが垂直方向から水平方向へ転換され、特に横方向に成長した領域でＣ面（０００１）に垂直な方向の貫通転位が減少することを非特許文献１、非特許文献２は主張している。

やがて窓と隣接窓の中点でＧａＮ水平延長層１５のファセット面１６｛１１−２２｝面が衝突する。さらに横方向成長することによって隣接窓から発生した水平延長層が合体する。合体することによって｛１１−２２｝ファセット面１６が消失する。合体した部分に転位の集積する面状欠陥部１７ができる。ファセット面１６が消えた後、Ｃ面（０００１）面において、二次元的な成長が行われ鏡面状の成長が進行する。以後、ＧａＮ層１８は上向きに成長する。細い貫通転位は再び上向きに延び始める。この貫通転位については後ほど再び説明する。

上向き（ｃ軸方向）のエピタキシャル成長が進行し膜厚が１４０μｍ程度に増加すると面状欠陥部１６が消滅するということも報告されている(非特許文献１、非特許文献２)。

図５は同じＧａＮ層成長を図示している。図５（１）は窓付きマスク１１をＧａＡｓ基板（１１１）１０に形成した状態である。ＧａＮのエピタキシャル成長を長時間持続するとマスク１１の高さを大きく越えてＧａＮインゴット１８が成長してゆく。これが図５（２）で示した状態である。成長方向は［０００１］方向であり上面は（０００１）面つまりＣ面である。上面は平坦の部分もあるが多少の凹凸もあってよい。厚いＧａＮインゴット１８が成長できると炉から取り外して、ＧａＡｓ基板１０、マスク１１を除去する。インゴット１８をＣ面（成長面）に平行にスライスしてＣ面を表面とする数多くのＧａＮウエハ（基板）を得る。さらにウエハを研削加工、研磨加工してミラーウエハ１９とする。これらのウエハはＣ面を持つウエハである。劈開面はＣ面に直交するからチップ切断、ＬＤ共振器作製に有利である。

図５の手法はＧａＡｓ基板から直接にＧａＮウエハを作るものであるが別の方法もある。

特許文献３は図５の工程で製造したＧａＮ基板１９を種結晶としてＨＶＰＥ法などでさらにＧａＮ結晶を成長させてＧａＮインゴットを作製し、インゴットを薄く切ってＧａＮ基板（ウエハ）を量産する方法である。これもＣ面の種結晶にｃ軸方向［０００１］にＧａＮを結晶成長させて、インゴットを得て、（０００１）面に平行に切断してＣ面のウエハを得るものである。

本発明者のこれらの新しい方法によって、ＧａＮ単結晶基板を商業ベースで製造することが初めて可能になった。

そのようにして作製したＧａＮ基板にはなお問題があった。最大の問題は、基板表面に貫通転位が残るということであった。成長表面が、平面状で成長する場合、貫通転位は消えることなく結晶表面に垂直に延びていく。結晶層の成長とともに、貫通転位自身も垂直方向に成長するのである。その結果、成長表面には常に貫通転位が存在する。

通常のラテラルオーバーグロースでは、成長方向が横向きに変換される成長初期においては、マスク上の成長部分に貫通転位の少ない領域ができる(図４（４）)。
それは結構なのであるが、そのまま低転位でない。さらに上向きに厚く数十μｍ以上の成長を行うと貫通転位は上向きに延長方向を転ずる。厚さ１４０μｍでは面状欠陥部１７が消滅する。つまり、集約された貫通転位が分散し数を増やすように働く。だからエピ層の厚さの増加とともに、転位が広がってゆく。表面は平坦な鏡面であるが、転位密度は増える。

積層部の厚みが数ｃｍになると、通常１×１０^７ｃｍ^−２程度の大きい貫通転位密度を有する転位群が表面上に存在するようになる。転位の向きが横向きになって一旦減少した転位密度が縦方向成長になり膜厚が増えると転位が再び増えてゆく。そのような高い転位密度を持つＧａＮ基板の上にエピタキシャル成長によってレ−ザを形成した場合、転位から劣化が進行し、長寿命化は困難である。

そこで本発明者はこのような成長様式を詳しく検討した。以降の記述において、通常のｃ軸方向エピ成長で現れる平坦な（０００１）面、すなわちＣ面での二次元的成長と傾斜面を持つ成長を区別するため、Ｃ面以外のファセット面を端にファセット面と呼びＣ面は成長面と言う。図４（４）のように膜厚が６μｍ程度でマスク上でファセット面｛１１−２２｝面が合体する。ここで転位密度が減少する。合体して平坦成長面（Ｃ面）を鏡面に維持しつつ成長させる。最終の膜厚が０．２ｍｍ〜０．６ｍｍのものを作製し、それぞれの試料について転位密度を測定した。

ラテラルオーバーグロースによって転位密度は減少したが、それでも１×１０^７ｃｍ^−２を越える値である。この原因は、マスク上の合体部（図４（４））で一旦集合して転位密度が減るが、膜厚の増大とともに、転位束がばらばらになって再び転位密度が増大するのだと考えられる。

二次元的な（鏡面を維持した）成長をするかぎり転位はｃ軸方向に伸び続ける。一旦発生した転位は消滅しない。二次元的な成長には転位消滅機構はないのである。そこで積極的に転位を消滅させる方法を開発する必要があった。本発明者は、転位の消滅機構を結晶中に設けたまま結晶成長させる方法が可能ではないか？と考えた。その結果次の発明を想到した。

特許文献４は、ＧａＮ基板において、低転位化をはかるために成長表面を平面状態（鏡面）ではなく、三次元的なファセット構造を作り、ファセット構造を埋め込まないで成長するようにしたものである。ファセットを埋め込まないで成長することにより、特にファセットによるピットを形成することによって、転位をピット部分に集中させ、全体を低転位化する巧妙な成長方法である。

この発明は、ファセット構造をＧａＮ表面に持たせ、ファセット面を利用して、ラテラル成長により転位を移動させ、例えばピット底の芯部に転位を集める。それにより結晶内全体を、低転位化するものである。これはまことに巧みな方法であって転位を纏めて束にすることによって、みかけの転位密度を減少させている。転位自体が消滅するのでないが、集約されるので転位密度が著しく減少しているようにみえる。

しばらく従来技術の説明から離れる。
［結晶方位の指定］
ＧａＮは六方晶系であり結晶方位の指定方法がやや難しい。本発明は六方晶系の方位に関する表現をいくつも使う。混乱があってはいけない。ここで結晶方位について簡単に説明する。六方晶系の場合１２０度をなす３つの軸のうち二つをａ軸、ｂ軸と呼び、これらの軸と直交する軸をｃ軸と言う。３つの軸は等価な軸であるから残りの軸をここでは例えばｄ軸と言うことにする。３つの面指数を用いる表現法と、４つの面指数を用いる表現法がある。ここでは４面指数による表現を用いる。ａ軸の長さをａとしｃ軸の長さをｃとする。ａ／ｃの比は六方晶系でも物質によって異なる。

面指数の定義を述べる。原点に最も近い１枚目の結晶面が３つの等価な軸ａ、ｂ，ｄをａ／ｈ、ｂ／ｋ、ｄ／ｍで切り、ｃ軸をｃ／ｎで切る場合に面指数を（ｈｋｍｎ）によって表現する。指数ｈ、ｋ、ｍ、ｎは整数である。面指数を表現する場合括弧の中にカンマを打たない。図６はａｂｄ平面での面指数の定義を示す。ここでは面はａ軸、ｂ軸を正の半直線上で切り、ｄ軸を負の半直線上で切っている。この図でわかるように、ｈ、ｋ、ｍがすべて正、全て負ということはない。

丸括弧（・・・・）は個別の面の表現である。波括弧｛・・・・｝は集合面の表現である。六方晶系結晶の対称操作の全てによって相互に変換できる個別の面の全てを集合表現の面指数で表すことができる。角括弧［・・・・］は個別の方位を示す。鍵括弧＜・・・・＞は集合的な方位を表現する。同じ面指数を持つ面と方位は常に直交する。
｛ｈｋｍｎ｝と書いた場合、ｎは独特の方位（ｃ軸方位）であるが、前の３つｈｋｍは交換可能である。結晶に６回対称性があり、またある結晶によっては反転対称性があるものもある。ｈ，ｋ，ｍを循環的に交換した｛ｈｋｍｎ｝、｛ｋｍｈｎ｝、｛ｍｈｋｎ｝・・・・などは同じ面の集合を表現している。ところがｎは独特で循環的に動かすともはや別の面方位である。ｈ，ｋ，ｍとｎは別に考えることができる。

また３つの同一平面内の面指数ｈ、ｋ、ｍは本来２つの指数で表記できるものであって、完全に独立でない。常に総和が０であるという性質がある。

ｈ＋ｋ＋ｍ＝０（１）

図７によって証明する。Ｏは原点、ＯＢ、ＯＤはｂ軸、ｄ軸に取った点でＯＢ＝ＯＤとする。ＯＨは−ａ軸とＢＤの交点である。∠ＯＢＨ＝∠ＯＤＨ＝３０゜である。Ｈを通る直線とＯＢ、ＯＤの交点をＥ、Ｆとする。ＥＨＦが面を表現している。ＯＥ＝Ｙ、ＯＦ＝Ｚ、ＯＨ＝−Ｘとする（−Ｘ＞０）。∠ＤＨＦ＝θとする。∠ＯＦＨ＝３０゜−θ、∠ＯＥＨ＝３０゜＋θ、∠ＯＨＦ＝９０゜＋θ、∠ＯＨＥ＝９０゜−θ。正弦定理より

−Ｘ＝Ｙｓｉｎ∠ＯＥＨ／ｓｉｎ∠ＯＨＥ
＝Ｙｓｉｎ（３０゜＋θ）／ｓｉｎ（９０゜−θ）
−Ｘ＝Ｚｓｉｎ∠ＯＦＨ／ｓｉｎ∠ＯＨＦ
＝Ｚｓｉｎ（３０゜−θ）／ｓｉｎ（９０゜＋θ）

であるから、

−Ｘ／Ｙ−Ｘ／Ｚ＝ｓｉｎ（３０゜＋θ）／ｓｉｎ（９０゜−θ）
＋ｓｉｎ（３０゜−θ）／ｓｉｎ（９０゜＋θ）
＝｛ｓｉｎ（３０゜＋θ）＋ｓｉｎ（３０゜−θ）｝／ｃｏｓθ
＝２ｓｉｎ３０゜＝１

となり、
１／Ｘ＋１／Ｙ＋１／Ｚ＝０
となる。Ｘ＝ａ／ｈ、Ｙ＝ｂ／ｋ、Ｚ＝ｄ／ｍであるが長さに関して、ａ＝ｂ＝ｄであるから、

ｈ＋ｋ＋ｍ＝０

である。
簡単のためｃ軸に平行な面（ｎ＝０）を考える。面｛ｈｋｍ０｝の面間隔ｄは、

によって与えられる。ｈ，ｋ，ｍは二次元の指数であるが、あたかも三次元の指数のような形になる。但し係数（３／２）^１／２が付く点が三次元の場合と相違する。
ｃ軸に平行な二つの面（ｈｋｍ０）、（ｓｔｕ０）がある場合それらの面の成す角（交角）Θの余弦ｃｏｓΘは

によって計算することができる。つまりｃ軸に平行な二つの面（ｈｋｍ０）、（ｓｔｕ０）があってそれらが互いに直交する場合、

ｈｓ＋ｋｔ＋ｍｕ＝０（４）

だということである。

法線がｃ軸に平行な面（０００ｎ）はＣ面と表現する。全ての整数で定義される（ｈｋｍ０）面は、Ｃ面と直交する。Ｃ面と直交する面群（ｈｋｍ０）の中で互いに直交する面は式（４）を満足する。面指数が負の整数の場合数字の上に上線を引いて負であることを表現するのが結晶学の習わしである。しかし明細書では上線を付けることができないから、前に−符号を付けて負整数であることを示す。

図８のように（１−１００）面と、（１１−２０）面は直交する。この二つの面は本発明において重要な役割を持つ。｛１−１００｝面は集合的にＭ面と言う。｛１１−２０｝面は集合的にＡ面と呼ばれる。Ｍ面といっても個別には６つの面がある。（１−１００）、（１０−１０）、（０１−１０）、（−１１００）、（−１０１０）、（０−１１０）である。これらの面は正六角形の６辺をなすように並ぶことができる。だから隣接するＭ面相互は１２０度の角度をなす。Ｍ面といっても平行（１８０度）なものもあり、１２０度の角度、６０度の角度をなすものがある。Ｍ面だけで正六角形を形成できる。

同様に、Ａ面｛１１−２０｝といっても６つの個別面があり、相互に平行（１８０度）、１２０度、６０度の角度をなす。Ａ面の集合だけで正六角形を作ることができる。

Ｍ面とＡ面の全てが直交するのではなくて、（１−１００）面と（１１−２０）面のような特別の組のＭ面とＡ面が直交する。一般にはＭ面とＡ面の成す角度は３０度、９０度、１５０度、２１０度、２７０度、３３０度である。

つまり６つのＡ面と６つのＭ面によって正１２角形を構成することができる。Ａ面をｃ軸に対して傾けた面｛１１−２ｎ｝の集合は正六角錐を作ることができる。Ｍ面をｃ軸に対して傾けた面｛１−１０ｎ｝の集合は正六角錐を形成できる。Ａ面とＭ面を傾けた｛１１−２ｎ｝、｛１−１０ｎ｝の集合は正１２角錐を作ることができる。

特願平９−２９８３００号公報特願平１０−９００８号公報特願平１０−１０２５４６号公報特願平１１−２７３８８２号公報

碓井彰「ハイドライドＶＰＥによる厚膜ＧａＮ結晶の成長」電子情報通信学会論文誌ｖｏｌ．Ｊ８１−Ｃ−ＩＩ，Ｎｏ．１，ｐ５８−６４（１９９８年１月）酒井朗、碓井彰「ＧａＮ選択横方向成長による転位密度の低減」応用物理第６８巻第７号、ｐ７７４−７７９（１９９９）

本発明者は、特許文献４によってファセット面を生成し保持しながらＧａＮを成長させることによって低転位化する成長方法を提案したと述べた。しかしながらこの方法によると、ファセット状ピットの底に当たる部分に、転位の集中が生じる。その結果、立体的にピット底に相当する部分の下にずっと連なって、高密度転位部分の束が存在するようになる。それ以外の部分では低転位の良好な領域が存在する。

このように広い面積において、低転位領域が存在するというメリットを有するものの、局所的に高密度転位の存在する領域が残る。これが為に、既に述べたように、デバイス特性を低下させ製品歩留まりを下げる。また劈開性阻害の要因となる。
これらの問題を解決するには、根本的に貫通転位密度を小さくし、かつ基板表面においても、転位の束の存在をなくす必要がある。

成長面が、平面状でなくファセットからなるピットを伴ったまま成長した場合、ピットの底には平均的な成長面と垂直方向に、転位の束からなる貫通転位の束が存在する。

その結果貫通転位の存在する領域には、狭いながらも転位が集中的に存在していることになる。レ−ザデバイス構造をそのＧａＮ基板の上に作製した場合、ある限られた割合であるが、寿命の短いレ−ザデバイスが製造されてしまうということになる。

もう一つの重大な問題は「劈開の乱れ」ということである。貫通転位の束が局所的に存在すると、その部分に大きな応力集中がおこる。基板状にレ−ザ素子を製造するウエハプロセスの後に基板の劈開を行った時、劈開面がきれいな平面になりにくい。基板面に垂直な縦筋の入った劈開面になる。単結晶なのだから劈開面は本来きれいな鏡面であるべきである。しかしファセットを利用して強制的に転位を集約したＧａＮ基板では劈開面が乱れやすく、鏡面になりにくい傾向がある。

劈開面の乱れは、転位集約によって生じたランダムな応力分布によって引き起こされると考えられる。折角ＧａＮを基板に使ってＬＥＤ、ＬＤを作っても劈開面があまりに乱れすぎている場合には、さらに切断端面を研磨しなければならない。工程が増えてしまい、サファイヤより優れているとはもはや言えない。劈開のあるＧａＮを採用した甲斐もないことである。

これらの問題をすべて解決するために、根本的に貫通転位密度を小さくし、かつ基板表面においても、転位の束の存在をなくすことが必要である。貫通転位の束がなくなると、劈開時の劈開面の乱れもなくなるはずである。

貫通転位密度が小さく、かつ基板表面においても転位の束が存在せず、劈開面の乱れを起こさないＧａＮ基板の製造方法およびＧａＮ基板を提供することが本発明の目的である。

本発明は、成長させたＧａＮ単結晶インゴットを結晶成長方向ｇ或いは転位の延びるｑ方向と平行な面Ｓでスライス加工して基板を作製する。結晶成長方向ｇ或いは転位延長方向ｑと平行な切断面Ｓで切ることによって基板表面の貫通転位を低減する。貫通転位が表面に平行に走るような方向に基板を切ると表面に露呈した貫通転位密度が減る。

本発明はつまり、貫通転位方向と表面を一致させることによって表面に出た貫通転位を減らす。基板内部にはたくさんの貫通転位があっても表面に出た貫通転位密度は低い。内部の転位はデバイス作製に影響しないから、表面の貫通転位を減らせばデバイス作製用基板として好適に使用できる。

目的は表面貫通転位の低減であり、手段はｇ或いはｑに平行にＧａＮ単結晶インゴットを切断して基板とすることである。「ｇ平行Ｓ」あるいは「ｑ平行Ｓ」ということによって本発明を端的に表現できる。ここで記号「‖」によって表記するものと約束する。本発明は

ｑ‖Ｓ（５）
ｇ‖Ｓ（６）

によって表現することができる。ｑやｇは一次元の直線であり、面Ｓは２次元である。だからｑと平行なＳといってもＳは固定されない。ｑの廻りの１８０度の回転の自由度がある。これは切断面Ｓの選択の幅を広げ有利である。

結晶成長方向ｇによって貫通転位の延長方向ｑが確率的に等方的にばらつく場合と、一様に決まる場合がある。確率的に等方的にばらつく場合は貫通転位延長方向ｑを定義できない。その場合は本発明を適用できない。
しかしながら、貫通転位の延長方向ｑが一様に決まらないまでも、等方的にばらつく訳ではなく、ある同一平面内でばらつく場合は、方位に制限がある。このように同一平面内でｑがばらつく場合は、ｑ‖ＳとなるＳは、存在することになる。よって、このような場合は本発明を適用できる。
また、貫通転位の延長方向ｑが、一様に決まらないまでも、ばらつきの中で、確率的に平均的に、ある方位を向いていれば、これも方位に制限ができる。このため、平均的にはｑ‖ＳとなるＳは、存在することになる。よって、このような場合にも本発明は適用できる。しかしながら、その場合の貫通転位の密度は、そのばらつきの中での方位の揃い方に大きく依存する。

また、貫通転位の延びる方向ｑが一様に決まれば貫通転位延長方向ｑを定義できる。だから（５）式に従って切断の方向を決めることができる。であれば成長方向に拘らず、「ｑ‖Ｓ」という切断方向Ｓを採用できる。貫通転位の延長方向ｑが確率的に変動するか？一義的に決まるかというのは結晶成長方向ｇに依存する。貫通転位方向ｑが一義的に決まる結晶方位に関しては本発明を適用しｑ‖Ｓによって切断面を決めることができる。

図９は従来法のＧａＮインゴット切断を説明する。図９（１）のようにＧａＮ単結晶インゴットを上向き（ｃ軸方向）に成長させると、貫通転位も上向き（ｃ軸方向）に延びる。従来は図９（２）のように成長面（Ｃ面）に平行にインゴットを切断していた。図９（３）のような基板（ウエハ）が得られるが、基板面はＣ面であり貫通転位の延長方向ｑは面に垂直である。ために図９（４）のようにＧａＮ基板表面には夥しい転位密度が現れた。

図１０は本発明の切断を説明するものである。図１０（１）のように結晶成長方向に貫通転位が延長している。結晶成長面と貫通転位は直交する。本発明は切断面Ｓを貫通転位に平行とする。ｑ‖Ｓである。すると図１０（２）のようにＧａＮ基板（ウエハ）の表面に平行に貫通転位が走るようになる。図１０（３）のように表面での転位密度が減少する。内部に転位密度がたくさんあるとしても表面の密度は見かけ上減少するのである。実際に転位密度が減ったのでないが表面に現れる転位は減少するのである。デバイスを作る場合、表面の転位密度が重要で内部の転位はどうでもよいということは既に述べた。また劈開における劈開面の凸凹という問題も解決される。図９（４）と図１０（３）が従来例と本発明の違いを簡明に示している。

さらに進んで結晶成長方向ｇと貫通転位延長方向ｑが合致すれば（ｇ＝ｑ）、成長方向ｇと切断面Ｓを平行にするというように本発明の思想を表現することもできる。つまりｇ‖Ｓであるが、これが前記の（６）式である。

そのような場合、図１０（１）は、結晶成長方向ｇに平行に切断しているというようにも解釈できる。本発明はこの場合も含むのである。だからｑ＝ｇならば、ｑ‖Ｓでもｇ‖Ｓでも同じである。

同じなら一つの表現で済むではないか？とも思うが必ずしもそうでない。単結晶インゴットを作った場合、成長方向ｇはわかっている。しかし貫通転位の延長方向ｑというのは容易にわからない。基板に切り出してエッチングして転位を出して、その方向を見定める必要がある。だから直ちにわかる成長方向ｇによって発明を定義すると実際的により便利である。

しかし本発明はもちろんｇ≠ｑでも適用できて、その場合は、（５）式のｑ‖Ｓを優先する。

ここで転位密度の「低減」という言葉について念のために説明する。切断方位を変えたからといって内在的に既に存在する転位密度が減少する筈はない。すでに存在したものは、切断面方位に拘らず存在し続けるからである。もちろんそうである。そうであるが、表面に露出した転位密度が減少すると言っているのである。そしてデバイス作製には表面転位が問題で内在的な転位は無関係と言ってよい。また図１０（２）のように貫通転位延長方向と基板面が平行だから自然劈開面が乱れるということもない。貫通転位密度の問題は簡単である。貫通転位と垂直な面での転位密度がＥとする。これは単位面積を切る貫通転位の数である。その面に対してφだけ傾いた面を切る貫通転位の数はｃｏｓφに比例する。だから転位密度はＥｃｏｓφになる。貫通転位延長方向に平行に切るというのだからφ＝９０度である。ｃｏｓ９０゜＝０である。つまり本発明の切断面において転位密度が減少するのは数学的に明白なのである。いわば当たり前である。

さらに幸いな事に、ＧａＮの結晶面のうち、３つの面は、ｑ＝ｇとなるということを本発明者は発見した。つまり結晶成長方向ｇが貫通転位延長方向ｑに等しい方向が３つあるということが分かった。その３つの方向をｃ方向、ｍ方向、ａ方向と呼ぶ。それらに直角の面をＣ面、Ｍ面、Ａ面とする。それは

Ｍ＝｛１−１００｝、Ａ＝｛１１−２０｝、Ｃ＝｛０００１｝（７）

である。対応する方向はｍ＝＜１−１００＞、ａ＝＜１１−２０＞、ｃ＝＜０００１＞である。これらのｃ、ｍ、ａの方向に結晶成長をすると、ｇ＝ｑであるから、結晶成長方向ｇに平行に切断面Ｓを決めることができる。

さらに好都合なことに、適当な組み合わせをとると、それら３つの面は直交する。これはまことに便利な性質である。それが本発明によりいっそうの高い汎用性を与えるのである。六方晶系であるから、対称操作によって互いに変換される面は等価である。先に述べたようにＭ面といっても６つの面がある。Ａ面も６つの面がある。Ｃ面は２面ある。全てのＡ面とＣ面は直交する。全てのＭ面とＣ面は直交する。任意のＡ面は二つのＭ面と直交する。任意のＭ面は二つのＡ面と直交する。だから「適当な組み合わせをとると」Ａ面とＭ面は直交するのである。図１１はそのような組み合わせを示す。ＧａＮは六方晶系であるが、このように低面指数の３つの面が互いに直交するという意外な性質がある。本発明はこの性質をも巧みに利用する。

これら３方向以外にもｇ＝ｑとなる成長方向が存在するかもしれない。本発明はそのような成長方向にも適用することができる。それはもちろんである。しかし、これら３面でｇ＝ｑであって、しかも互いに直交するというのは本発明に得難い利点を与える。

成長といってもどの方向にでも容易にＧａＮが成長するわけではない。上記の低面指数の３面は、いずれも容易にＧａＮ結晶成長を起こさせる面である。つまりＭ面にもＡ面にもＣ面にもＧａＮ単結晶を成長させることができる。だから成長方向ｇとしてこれら３面の方向を採用できる。つまり好ましい結晶成長方向ｇとして

ｇ＝ｍ、ａ、ｃ（８）

とすることができるのである。成長の容易さからこのような組み合わせが便利である。

反対に所望される基板の方位から切断面が制限されるということもある。どのような方位の基板でもよいというのではない。デバイスを作製するための基礎になる基板だから、低面指数のＣ面基板、Ｍ面基板、Ａ面基板が主に要求される。

ＧａＮの劈開面はＣ面、Ｍ面である。だからＡ面基板にデバイスを作ると対向する２辺が劈開面になりＬＤの共振器を自然の劈開で作製できる。Ｃ面基板を用いても対向辺に劈開面があるが３方向に劈開面があり、これがかえって不便ということも有り得る。

Ｍ面は直交するＣ面が劈開面である。また、表面状態はより良好なものが作製できる可能性がある。だから好ましい切断面Ｓは

Ｓ＝Ｍ、Ａ、Ｃ（９）
である。

図１２は、成長方向ｇと平行に切断して基板とするという本発明の思想を簡明に示す。成長方向ｇをｍ、ａ、ｃのいずれかにして、切断面Ｓをそれに直交するＭ、Ａ、Ｃの何れかにすると成長容易な方向に結晶成長し、需要の多い方位の基板を作製できる。

以上が本発明の基本形である。しかし、なんと言っても本発明の真骨頂は、多段成長による転位低減にある。図１０（２）のように転位が表面平行になった基板を種結晶としてその上にＧａＮを成長させると、もともと転位が少なく、成長結晶の転位は種結晶の転位を承継するのであるから、成長結晶の転位は少なくなる。だから本発明の方法によって、ｑ＝Ｓまたはｇ＝Ｓで切りとった基板を種結晶にして二度目のＧａＮ成長を行ったとき、その成長では非常に低転位のインゴットを成長させることが可能となる。つまり１段成長と２段成長で成長の方向を９０゜変えることによって転位を削減できる。この転位減少は、見かけの減少ではない。実際に発生する転位が減少するのである。だから本発明の本領は２回目以後の成長において遺憾なく発揮されると言える。図１２において、１段目の成長方向ｇに対し、これと直交するｗ方向に２段目の結晶成長を行うことによって、真の低転位の結晶を得る事ができる。

これは２段成長であるが、３段成長、４段成長も可能である。その度に結晶成長方向と平行に切断して基板を作り、種結晶として直交する方位のインゴットを作って、さらに成長方向と平行に切断して基板を作る、ということを繰り返すことができる。２つの面では単に反復繰り返しになるが、３つの面が直交面として存在するから、成長方向の組み合わせに豊かなバラエティをもたらすことができる。

以下に、本発明者がこの発明をなすに至った経緯を述べる。
ＧａＮの結晶成長において、結晶成長方向に転位も延びてゆく事が多い。例えば、青色ＬＥＤを製造するため通常行われているサファイヤ基板の上のＧａＮエピ成長もその通りである。Ｃ面上に成長し、主にｃ軸方向に多くの転位が延びて存在している。

これらのことから考えて、本発明者は、貫通転位を減少させるためには、結晶成長方向、つまり転位が延びる方向に平行な面で切断して基板を作製することが有効だろうということに思い至った。

ある特定の面内で転位が存在するような状況を作り、その面に平行な面で切断加工して、基板表面に貫通転位が少ない基板を製造する、これが本発明の根本思想である。

これはまことに斬新な着想である。結晶成長方向と平行に結晶を切断して基板を切り出すなどということはこれまで誰が想到しただろうか？類例のない結晶切断の方向であろう。

本発明は成長方向と平行な方向に基板を切りだして基板表面に存在する転位を低減させる。より特定していえばＭ面、Ａ面、Ｃ面での相互の成長方向の変換によって転位減少効果を得ている。

つまり、｛０００１｝面方向にＧａＮ単結晶を成長させて｛１−１００｝面或いは｛１１−２０｝面に平行にスライス加工して低転位密度の｛１−１００｝面或いは｛１１−２０｝面のＧａＮ単結晶基板を製造する（ｃ；Ａ、ｃ；Ｍ）。或いは｛１−１００｝面方向にＧａＮ単結晶を成長させて｛０００１｝面或いは｛１１−２０｝面に平行にスライス加工して低転位密度の｛０００１｝面或いは｛１１−２０｝面のＧａＮ単結晶基板を製造する（ｍ；Ｃ、ｍ；Ａ）。或いは｛１１−２０｝面方向にＧａＮ単結晶を成長させて｛０００１｝面或いは｛１−１００｝面に平行にスライス加工して低転位密度の｛０００１｝面或いは｛１−１００｝面のＧａＮ単結晶基板を製造する（ａ；Ｃ、ａ；Ｍ）。

さらにこうしてできた単結晶を種結晶としてさらに結晶成長を行う。２段階あるいは３段階の結晶成長を行うこともある。低転位種結晶から成長するのでより転位密度の低いインゴットを得る事ができる。

本発明によって貫通転位密度の小さい、広いＧａＮ単結晶基板を製造できる。貫通転位の束の集積がなくなるから、劈開した時劈開面の乱れが起こらない。本発明のＧａＮ基板をＧａＩｎＮ系ＬＤの基板とした時に、自然劈開によって共振器を形成することができる。ＧａＩｎＮ系ＬＤやＬＥＤの基板とするとチップの上下に電極を配置できる。電極によって占められる面積を節減することができる。またＬＤ、ＬＥＤを作製したときサファイヤのように２回ワイヤボンディングする必要はない。ＧａＩｎＮ系のＬＤ、ＬＥＤの基板とする場合、現在のサファイヤ基板に比べて格段に優れている。

図１はＨＶＰＥ装置の概略断面図。図２はＧａＮをラテラルオーバーグロース成長させるためＧａＡｓ基板の上にマスクを形成し正方形窓をあけた状態の平面図。図３はＧａＮをラテラルオーバーグロース成長させるためＧａＡｓ基板の上にマスクを形成しストライプ窓をあけた状態の平面図。図４はラテラルオーバーグロース成長において、ＧａＡｓ基板の上にＧａＮが堆積してゆく様子を示す断面図。図４（１）はＧａＡｓ基板にマスクを被覆し窓をあけた状態。図４（２）は窓の部分にＧａＮが堆積した状態。図４（３）は窓から横方向にＧａＮが成長してゆく状態を示す。図４（４）は横方向成長層が合体して、さらに上向きの成長に変換された状態を示す。図５はラテラルオーバーグロース成長において、ＧａＡｓ基板の上にＧａＮが堆積してゆく様子を示す断面図。図５（１）はＧａＡｓ基板にマスクを被覆し窓をあけた状態。図５（２）は窓を大きく越えて厚いエピ層が成長して厚みのあるＧａＮインゴットになった状態を示す。図５（３）はインゴットを成長方向に垂直に切って基板とした状態を示す。図６は六方晶系の結晶系においてＣ面上での１２０゜の角度をなす３軸ａ、ｂ、ｄを切る距離によって面方位ｈ、ｋ、ｍを定義することを説明する図。図７は六方晶系の同一面上での３つの面方位ｈ、ｋ、ｍの和が０であることを証明するための図。図８は六方晶系の結晶系において、（１−１００）面と（１１−２０）面を示す図。図９はｃ軸方向に成長させてＣ面に平行に切断して基板とする従来の成長・切断法を説明する図。図１０は任意の方向に成長させて成長方向と平行な切断面で切断して基板とする本発明の成長・切断法を説明する図。図１１は適当な面を選ぶとＡ面＝｛１１−２０｝面、Ｍ面＝｛１−１００｝面、Ｃ面＝｛０００１｝面が互いに直交するということを説明し、本発明がＡ面、Ｃ面、Ｍ面の相互の成長方向の変換によって実現されることを説明するための結晶面の斜視図。図１２は結晶成長方向ｇと切断面Ｓを平行にして基板を切り出すことによって貫通転位の表面での密度を低減する本発明の手法を端的に示すための結晶面の斜視図。図１３は本発明がＡ面、Ｃ面、Ｍ面の相互の成長方向の相互変換によって実現されることを視覚的に区別できるように矢印をａ、ｃ、ｍ方向に対応させることを説明する定義の図。図１４は成長方向と切断面の方向を平行にすることによって転位密度を減少させる本発明において、一段階成長において可能な結晶の成長方向と基板面の組み合わせ関係が６つあり、それを前記の定義による矢印によって表現したダイヤグラム。図１５は成長方向と切断面の方向を平行にすることによって転位密度を減少させる本発明において、２段階成長において全て成長方向が異なるものとして可能な結晶の成長方向と基板面の組み合わせ関係が１２あり、それを前記の定義による矢印によって表現したダイヤグラム。図１６は成長方向と切断面の方向を平行にすることによって転位密度を減少させる本発明において、３段階成長において全て成長方向が異なるものとして可能な結晶の成長方向と基板面の組み合わせ関係が２４あり、それを前記の定義による矢印によって表現したダイヤグラム。図１７は２段階成長において１段階は成長方向が異なり、２段階は成長方向が同一だとして可能な結晶の成長方向と基板面の組み合わせ関係が６あり、それを前記の定義による矢印によって表現したダイヤグラム。図１８は２段階成長において１段階は成長方向が同一で、２段階は成長方向が異なるものとして可能な結晶の成長方向と基板面の組み合わせ関係が６あり、それを前記の定義による矢印によって表現したダイヤグラム。図１９は実施例１の結晶成長・基板切断において方位の変化を示すダイヤグラム。図２０は実施例２の結晶成長・基板切断において方位の変化を示すダイヤグラム。図２１は実施例３の結晶成長・基板切断において方位の変化を示すダイヤグラム。図２２は実施例４の結晶成長・基板切断において方位の変化を示すダイヤグラム。図２３は実施例５の結晶成長・基板切断において方位の変化を示すダイヤグラム。

本発明の手法は、ＨＶＰＥ法、ＭＯＣＶＤ法、昇華法などの、ＧａＮの気相合成法において適用することができる。しかし貫通転位が成長方向と平行に延びるという性質を巧みに利用するのが本発明の骨子であるから、気相合成法以外のＧａＮ結晶成長法にも本発明を適用することができる。高圧溶融法によるＧａＮの合成においても適用可能で汎用性の高い技術思想である。

本発明の基本的概念は、ＧａＮ単結晶の成長に於ける結晶成長方向ｇ或いは転位の延びる方向ｑと平行な面でスライス加工して基板を作製することとして、基板表面の貫通転位を低減する、ということである。

まず、結晶成長の方向と、転位の延びる方向との関係であるが、発明者らの研究の結果から、次のような関係がある事が明らかになった。

これはインゴット結晶から（０００１）面、（１−１００）面、（１１−２０）面を表面とする面方位を持った結晶サンプルを切り出し、それらを種結晶として、そのサンプル上にさらに成長を行い、特定面における結晶成長の状況を把握した。ＧａＮは六方晶系であるから面指数が４つあり直観的に分かりにくいので、これらの面には名前が付いている。（０００１）面はＣ面と言う。（１−１００）面はＭ面と呼ぶ。（１１−２０）面はＡ面と言う。この明細書において面指数の代わりに、時にこれらの符号を使い関係を分かりやすくする。

その結晶成長方向と、転位の向きを透過型電子顕微鏡を使用して、確認した。その結果（０００１）、（１−１００）、（１１−２０）面のサンプルのそれぞれにおいて、結晶面に対して垂直に鏡面状の結晶成長がなされた。

結晶成長と平均的な転位の延びる向きとの関係は次のようであった。
（１）結晶成長方向：＜０００１＞、転位延長方向：＜０００１＞（Ｃ面）
（２）結晶成長方向：＜１−１００＞、転位延長方向：＜１−１００＞（Ｍ面）
（３）結晶成長方向：＜１１−２０＞、転位延長方向：＜１１−２０＞（Ａ面）
上記の（１）、（２）、（３）のように、Ｃ面、Ｍ面、Ａ面成長の場合、結晶内の転位の延びる方向（転位延長方向ｑと呼ぶ）は結晶成長方向ｇと平均的に大体同じ方向であった。

本発明はこの性質（ｇ＝ｑ）を利用して基板の貫通転位の低減化を図る。ただし（１１−２０）面においては、成長条件によっては、ファセット面が出やすい傾向があったが、条件を適当に選ぶ事によって上記の結果が得られる。

しかしながら、その他の面方位への成長の場合、必ずしも結晶内の転位の向き（転位延長方向）は、結晶成長方向と同じにはならない。下記のようなものの存在が確認された。

（４）結晶成長方向：＜１−１０１＞Ｒ面方向、転位延長方向＜１−１００＞
（５）結晶成長方向：＜１１−２２＞Ｆ面方向、転位延長方向＜１１−２０＞

これら（Ｒ面、Ｆ面方向成長の場合）は結晶成長方向と転位延長方向（ｇ≠ｑ）が食い違う。本発明はこれらの方位の成長は利用しないと言うのではない。そうではなくて、ｑ≠ｇの場合は、ｑを優先して、転位延長方向と平行な切断面Ｓによってインゴットを切断して基板とするのである。本発明はそのようなｑ≠ｇの場合でも適用できる。要するに転位延長方向ｑが一義的に定義できればよい。これらの場合も多段成長が可能であるが、転位延長方向に平行に切るとＭ面とＡ面結晶に還元される。だから以後の説明のどこかへ合流することになる。だからこれら（４）、（５）の例については以後は述べない。

より実用的に言えば、本発明は、Ｃ、Ｍ、Ａ面の３面の成長において、転位延長方向ｑと結晶成長方向ｇが一致するという性質を利用し転位が走る方向にインゴットを切断して貫通転位の少ない基板を得るということにある。
例えば前述の（１）、（２）、（３）の例の状況において、ｇ方向（ｇ＝ｍ、ａ、ｃ）にＧａＮの結晶成長させインゴットを作製し、結晶成長方向ｇ、すなわち、転位の延びる方向ｑに平行（Ｓ面）にインゴットを切り出してウエハ（Ｓ面＝Ａ、Ｍ、Ｃ）とする。これによって表面の貫通転位が減少したＧａＮ基板を得る事ができる。それは１段階の成長である。

それ以外に本発明は多段階成長にも適用でき多段階成長において効果が大きい。成長方向ｇに平行に切り出した低転位の基板を種結晶として厚いＧａＮインゴットを成長させ成長方向と平行に切断して低転位化したＧａＮ基板を得る。これを何段階も繰り返すと転位の継承を禁止して低転位化することができる。

本発明はかなり複雑であって実施例も数多く相互の関係を直観的に理解しにくい。理解を助けるために、ここで簡単な表記法を定義する。これによれば本発明の幾多の実施例の関連が分かりやすい。

薄い基板の場合、表面の面方位をアルファベット大文字で表現する。厚いインゴットを成長させる場合の結晶成長の方向をアルファベット小文字で表現する。つまり基板＝大文字、インゴット＝小文字によって表現する。例えば”Ｘｘ”というと、Ｘ面を持つ種結晶の上にｘ方向に厚く結晶成長するという工程、あるいはその工程でできたＸ面を成長面とするインゴットを意味する。

種結晶とその上のエピタキシャル成長の方位は必ず一致するから大文字とそれに続く小文字は合致しなければならない。Ｘｙ、Ｙｚ…のようなものは禁止される。

そしてスライス加工を”；”によって表現する。スライス加工の方向を；に続くアルファベット大文字によって表現する。たとえば”Ｘｘ；Ｙ”というと、Ｘ面を持つ種結晶の上にｘ方向に厚くエピタキシャル成長して成長表面がＸ面であるインゴットを作り、これをＹ面方向にスライス加工してＹ面を持つ薄い基板（ウエハ）を作るという工程、あるいはそれでできた基板を簡潔に表現している。
これは積演算が可能である。

”Ｘｘ；Ｙｙ”というと、Ｘ面を持つ種結晶の上にｘ方向に厚くエピタキシャル成長して成長表面がＸ面であるインゴットを作り、これをＹ面平行にスライス加工してＹ面を持つ薄い基板（ウエハ）を得て、さらにＹ面基板を種結晶としてｙ方向にエピ成長して成長表面がＹ面であるインゴットを得るという工程、あるいはＹ面を持つインゴットを意味するものとする。

”Ｘｘ；Ｙｙ；Ｚ”というと、Ｘ面を持つ種結晶の上にｘ方向に厚くエピタキシャル成長して成長表面がＸ面であるインゴットを作り、これをＹ面平行にスライス加工してＹ面を持つ薄い基板（ウエハ）を得て、さらにＹ面基板を種結晶としてｙ方向にエピ成長して成長表面がＹ面であるインゴットを得て、これをＺ面平行にスライス加工してＺ面を持つ基板（ウエハ）を作るという工程、あるいはその工程でできた基板を表現するものとする。

”Ｘｘ；Ｙｙ；Ｚｚ”というと、Ｘ面を持つ種結晶の上にｘ方向に厚くエピタキシャル成長して成長表面がＸ面であるインゴットを作り、これをＹ面平行にスライス加工してＹ面を持つ薄い基板（ウエハ）を得て、さらにＹ面基板を種結晶としてｙ方向にエピ成長して成長表面がＹ面であるインゴットを得て、これをＺ面平行にスライス加工してＺ面を持つ基板（ウエハ）を作り、これを種結晶としてｚ方向にエピタキシャル成長してＺ面を成長表面に持つインゴットを作る工程、あるいはその工程でできたインゴットを表現するものとする。以下同様である。

この表記を使うと、Ｃ面種結晶の上にｃ方向に厚くエピ成長しＣ面平行にスライス加工して複数のＣ面の基板を作製する従来のＧａＮ基板製造方法は、簡潔にＣｃ；Ｃと表現することができる。スライス加工において、ｃ；Ｃのように、；の前と後ろが同一だから貫通転位の低減効果がない。従来法＝Ｃｃ；Ｃだというように記憶すれば本発明の相違点はすぐにわかるであろう。
本発明は結局のところスライス加工の；において前と後ろの方位が異なり、転位方向とスライス加工後の切断表面方向が同一になるから貫通転位低減の効果があるのである。そのために結晶成長方向と転位延長方向が合致しなければならないから方位は先述のＣ、Ｍ、Ａに限られる。つまり本発明の骨子は簡単にいえば

ｘ；Ｙ（ｘ≠ｙ）（１０）

という式に尽きる。これが本発明を端的に表現している。成長面（Ｘ）と切断面（Ｙ）が違うということである。これによって貫通転位密度を減らしているのである。これに対して従来法はｘ；Ｘだということである。

以下、３つの面Ｍ、Ａ、Ｃの相互の変換だけに話を限局する。大文字のＭ、Ａ、Ｃは面方位、面、基板を意味する。小文字ｍ、ａ、ｃは成長方向、インゴット（結晶）あるいはその方向の成長を意味するものとする。また図形によってこれら成長方向の変換を直感的に表現するようにする。

図１３のように下向きの３種類の矢印によって成長方向を表現する。ｍ＝＜１−１００＞を左下向きの矢印とする。ａ＝＜１１−２０＞を右下向きの矢印とする。ｃ＝＜０００１＞を下向きの矢印とする。矢印は成長の進行を示す。多段階成長の場合は下へ下へと成長方向を示す矢印が連続する。このような結晶成長の変換を示すものを結晶成長ダイヤグラムと呼ぶ。図１４〜図１８は本発明の主な結晶成長のダイヤグラムである。

一段階の成長と一回のスライス加工によって基板を作る場合、本発明は次の６つ（３×２）の場合に限られる。これを図１４に示す。

（１）ｍ；Ａ（２）ａ；Ｍ
（３）ａ；Ｃ（４）ｍ；Ｃ
（５）ｃ；Ｍ（６）ｃ；Ａ（１１）

転位低減効果は、；の前後のアルファベットが異なるということによって表現される。この６つは基本形である。つまり本発明によって否定されているのはｃ；Ｃ、ａ；Ａ、ｍ；Ｍの３つである。特に従来法はｃ；Ｃである。

例えば(1)Ｍｍ；ＡというのはＭ面種結晶｛１−１００｝面を使ってｍ方向のエピ成長をしてＭ面を成長表面に持つインゴットを作り、Ａ面（｛１１−２０｝面）に平行にスライス加工し、Ａ面を持つ基板を作ったということである。この６つの場合の中で特にＣとＭ、ＣとＡが製造の容易さから重要である。つまり製造の容易さからは次の４つが有望である。

（６）ｃ；Ａ（５）ｃ；Ｍ、
（４）ｍ；Ｃ（３）ａ；Ｃ（１２）

この４つを以下において、ＣＡタイプ（６）、ＣＭタイプ（５）、ＭＣタイプ（４）、ＡＣタイプ（３）と呼ぶことがある。式（１１）にはこの他に１段階成長としてＭＡタイプ（１）とＡＭ（２）タイプが含まれる。この二つも興味深い組み合わせであるが、実際の成長工程では使いにくいから以後はあまり述べない。

一段階成長で６つの場合があるから、２段階成長だとそれに続く異なる２方位が可能なので６×２＝１２の異なる成長方法がある。例えば２段階成長の純粋形の１２の場合を次に挙げる。これのダイヤグラムを図１５に示す。

（７）ｃ；Ａａ；Ｍ（８）ｃ；Ａａ；Ｃ（９）ｃ；Ｍｍ；Ａ
（１０）ｃ；Ｍｍ；Ｃ（１１）ｍ；Ｃｃ；Ａ（１２）ｍ；Ｃｃ；Ｍ
（１３）ｍ；Ａａ；Ｃ（１４）ｍ；Ａａ；Ｍ（１５）ａ；Ｃｃ；Ｍ
（１６）ａ；Ｃｃ；Ａ（１７）ａ；Ｍｍ；Ｃ（１８）ａ；Ｍｍ；Ａ

ただし種結晶とインゴット結晶の組み合わせは常にＭｍ、Ｃｃ、Ａａというように同一であるから、図面では単純にｍ、ｃ、ａと描く。これらは等しく２回の転位低減の効果がある。しかし実際に結晶成長する場合は、ｃ軸方向に成長させることが多いので、このうち特に重要なのは

（７）ｃ；Ａａ；Ｍ（８）ｃ；Ａａ；Ｃ
（９）ｃ；Ｍｍ；Ａ（１０）ｃ；Ｍｍ；Ｃ（１４）

である。最終のウエハとしてＣ面ウエハが要求される事が多いので、さらに重要なのは

（８）ｃ；Ａａ；Ｃ（１０）ｃ；Ｍｍ；Ｃ（１５）

の２つである。

３段階成長だと、６×２×２＝２４の異なる成長方法がある。これを図１６に示す。

（１９）ｃ；Ａａ；Ｍｍ；Ｃ（２０）ｃ；Ａａ；Ｃｃ；Ｍ（２１）ｃ；Ｍｍ；Ａａ；Ｃ
（２２）ｃ；Ｍｍ；Ｃｃ；Ｍ（２３）ｍ；Ｃｃ；Ａａ；Ｍ（２４）ｍ；Ｃｃ；Ｍｍ；Ａ
（２５）ｍ；Ａａ；Ｃｃ；Ａ（２６）ｍ；Ａａ；Ｍｍ；Ｃ（２７）ａ；Ｃｃ；Ｍｍ；Ａ
（２８）ａ；Ｃｃ；Ａａ；Ｃ（２９）ａ；Ｍｍ；Ｃｃ；Ａ（３０）ａ；Ｍｍ；Ａａ；Ｃ
（３１）ｃ；Ａａ；Ｍｍ；Ａ（３２）ｃ；Ａａ；Ｃｃ；Ａ（３３）ｃ；Ｍｍ；Ａａ；Ｍ
（３４）ｃ；Ｍｍ；Ｃｃ；Ａ（３５）ｍ；Ｃｃ；Ａａ；Ｃ（３６）ｍ；Ｃｃ；Ｍｍ；Ｃ
（３７）ｍ；Ａａ；Ｃｃ；Ｍ（３８）ｍ；Ａａ；Ｍｍ；Ａ（３９）ａ；Ｃｃ；Ｍｍ；Ｃ
（４０）ａ；Ｃｃ；Ａａ；Ｍ（４１）ａ；Ｍｍ；Ｃｃ；Ｍ（４２）ａ；Ｍｍ；Ａａ；Ｍ
（１６）

これらはスライス加工で必ず転位方向にスライス加工する純粋形の場合である。これだと２段階、３段階の貫通転位低減効果がある。
しかし、それだけではない。一度転位低減化すれば、その他の段においては転位低減しなくてもよいということも言える。その場合は何れかのスライス加工において；の前後が等しいアルファベット大小文字になるｃ；Ｃ、ａ；Ａ、ｍ；Ｍをも許すことになる。

そうであれば本発明は、２段階成長の場合３×３×３−３＝２４、３段成長の場合３×３×３×３−３＝７８の種類の製造方法、基板を含むことになる。２段階成長の場合の２４の組み合わせというのは、式（１３）の１２の他に１２組があるということである。

１段階目に転位低減効果があり２段階目は転位低減効果がないというようなものに限ると（これは結局１段階成長の場合に還元されるわけである。）次の６つになる。図１７にこれを示す。

（４３）ｃ；Ａａ；Ａ（４４）ｃ；Ｍｍ；Ｍ（４５）ｍ；Ｃｃ；Ｃ
（４６）ａ；Ｃｃ；Ｃ（４７）ａ；Ｍｍ；Ｍ（４８）ｍ；Ａａ；Ａ
（１７）

１段階目に転位低減効果がなく２段階目は転位低減効果があるというようなものに限ると、次の６つになる。図１８にこれを示す。

（４９）ｃ；Ｃｃ；Ａ（５０）ｃ；Ｃｃ；Ｍ（５１）ｍ；Ｍｍ；Ｃ
（５２）ａ；Ａａ；Ｃ（５３）ａ；Ａａ；Ｍ（５４）ｍ；Ｍｍ；Ａ（１８）

この場合も最初の成長の方向はｃ軸方向であることが多いので、その意味で重要なのは４つである。するとＣ面成長から出発するとすれば式（１５）と合わせて

（８）ｃ；Ａａ；Ｃ（１０）ｃ；Ｍｍ；Ｃ
（４３）ｃ；Ａａ；Ａ（４４）ｃ；Ｍｍ；Ｍ
（４９）ｃ；Ｃｃ；Ａ（５０）ｃ；Ｃｃ；Ｍ（１９）

が重要だということになる。上の２つは２回の転位低減効果があり、下の４つは１回の転位低減効果がある。

クレーム自体かなり複雑である。簡単には相互の関係を理解できない。そこでクレームに挙げられたものがどれに当たるのかを「請・・・」と略記し理解を容易にしよう。後ろに付けたのはダイヤグラムに付した番号である。

１〜４＝ｍ；Ａ（１）ａ；Ｍ（２）ａ；Ｃ（３）ｍ；Ｃ（４）ｃ；Ｍ（５）ｃ；Ａ（６）
５＝ｍ；Ｃ（４）請２，３
６＝ａ；Ｃ（３）請４，５
７＝Ｍｍ；Ｃ（４）
８×７＝ｃ；Ｍｍ；Ｃ（１０）（５８）
９×７＝ｍ；Ｍｍ；Ｃ（５１）

１０＝Ａａ；Ｃ（３）
１１×１０＝ｃ；Ａａ；Ｃ（８）
１２×１０＝ａ；Ａａ；Ｃ
１３＝ｃ；Ｍ（５）請６，７
１４＝Ｃｃ；Ｍ（５）
１５×１４＝Ａａ；Ｃｃ；Ｍ（１５）Ｍｍ；Ｃｃ；Ｍ（１２）
１６×１４＝Ｃｃ；Ｃｃ；Ｍ（５０）
１７＝ｃ；Ａ（６）請８，９

１８＝Ｃｃ；Ａ（６）
１９×１８＝Ａａ；Ｃｃ；Ａ（１６）Ｍｍ；Ｃｃ；Ａ（１１）
２０×１８＝Ｃｃ；Ｃｃ；Ａ（４９）
２１〜２６＝ｍ；Ａ（１）ａ；Ｍ（２）ａ；Ｃ（３）ｍ；Ｃ（４）ｃ；Ｍ（５）ｃ；Ａ（６）
２７、２８＝ｍ；Ｃ（４）
２９、３０＝ａ；Ｃ（３）
３１、３２＝ｃ；Ｍ（５）
３３、３４＝ｃ；Ａ（６）
３７＝ｃ；Ａａ；Ａ（４３）ａ；Ｍｍ；Ｍ（４７）ｍ；Ｃｃ；Ｃ（４５）
ｃ；Ｍｍ；Ｍ（４４）ｍ；Ａａ；Ａ（４８）ａ；Ｃｃ；Ｃ（４６）
３８＝ｃ；Ａａ；Ａ（４３）ａ；Ｍｍ；Ｍ（４７）ｍ；Ｃｃ；Ｃ（４５）
ｃ；Ｍｍ；Ｍ（４４）ｍ；Ａａ；Ａ（４８）ａ；Ｃｃ；Ｃ（４６）
３９＝ｍ；Ｃｃ；Ｃ（４５）
４０＝ａ；Ｃｃ；Ｃ（４６）
４１＝ｃ；Ｍｍ；Ｍ（４４）

本発明が提案する基板において、表面に平行に転位が走っている。だから表面に露呈している貫通転位の数が減少する。これはｃ；Ｍ、ｍ；Ａ、ａ；Ｃ、ｃ；Ａ、ａ；Ｍ、ｍ；Ｃの６つの場合を意味している。
また転位の走る方向は主に定まった一方向であり、それによって貫通転位が少なくなるのである。これも同じことでｃ；Ｍ、ｍ；Ａ、ａ；Ｃ、ｃ；Ａ、ａ；Ｍ、ｍ；Ｃの６つの組を意味している。

より具体的な本発明のＧａＮ基板の方位の組み合わせについて述べよう。成長方向と切り出し面の方向によって４つのタイプ、イ、ロ、ハ、ニが可能である。

イ．｛１−１００｝／｛０００１｝のＭＣタイプ（ｍ；ＣとＭｍ；Ｃ）
結晶成長面が｛１−１００｝面であり、結晶成長方向と平行な（０００１）面でスライス加工した（０００１）面を有する単結晶ＧａＡｓ基板の製造方法。
その種結晶は｛１−１００｝面を有する。ＧａＮ基板の表面は｛０００１｝面で、貫通転位方向は｛１−１００｝である。

ロ．｛１１−２０｝／｛０００１｝のＡＣタイプ（ａ；ＣとＡａ；Ｃ）
結晶成長面が｛１１−２０｝面であり、結晶成長方向と平行な（０００１）面でスライス加工した（０００１）面を有する単結晶ＧａＡｓ基板の製造方法。

その種結晶は｛１１−２０｝面を有する。ＧａＮ基板の表面は｛０００１｝面で、貫通転位方向は｛１１−２０｝である。
ハ．｛０００１｝／｛１−１００｝のＣＭタイプ（ｃ；ＭとＣｃ；Ｍ）

結晶成長面が｛０００１｝面であり、結晶成長方向と平行な｛１−１００｝面でスライス加工した｛１−１００｝面を有する単結晶ＧａＡｓ基板の製造方法。

その種結晶は｛０００１｝面を有する。ＧａＮ基板の表面は｛１−１００｝面で、貫通転位方向は｛０００１｝である。

ニ．｛０００１｝／｛１１−２０｝のＣＡタイプ（ｃ；ＡとＣｃ；Ａ）
結晶成長面が｛０００１｝面であり、結晶成長方向と平行な｛１１−２０｝面でスライス加工した｛１１−２０｝面を有する単結晶ＧａＡｓ基板の製造方法。

その種結晶は｛０００１｝面を有する。ＧａＮ基板の表面は｛１１−２０｝面で、貫通転位方向は｛０００１｝である。

イ（｛１−１００｝／｛０００１｝）ＭＣタイプの種結晶の作製方法（Ｍｍ）
ＧａＮ結晶を、｛１−１００｝面方向（ｍ）に結晶成長させる場合に必要な｛１−１００｝面を有する種結晶（Ｍ）は次のようにして製造する。
イの１．（０００１）面を成長面として成長させたＧａＮ結晶から、成長方向と平行な｛１−１００｝面で切り出すことによって製造できる。先ほどの表記法でｃ；Ｍである。
イの２．｛１−１００｝面を成長面として成長させたＧａＮ結晶から、成長方向と垂直に｛１−１００｝面で切り出すことによって製造できる。先ほどの表記ではｍ；Ｍである。
イの１の種結晶の場合、ファセット面からなるピットの形成が見られる場合があるが、ピット底への転位集中が起きても、切り出した｛１−１００｝面の貫通転位は高くないので問題はない。
貫通転位密度の小さな種結晶から成長した結晶は、転位密度が小さい。さらにその後、成長方向に平行（転位の延びる方向）に切り出した場合、さらに小さな貫通転位密度になることが期待できる。

ロ（｛１１−２０｝／｛０００１｝）ＡＣタイプの種結晶の作製方法（Ａａ）
ＧａＮ結晶を、｛１１−２０｝面方向（ａ）に結晶成長させる場合に必要な｛１１−２０｝面を有する種結晶（Ａ）は次のようにして製造する。
ロの１．（０００１）面を成長面として成長させたＧａＮ結晶から、成長方向と平行な｛１１−２０｝面で切り出すことによって製造できる（ｃ；Ａ）。
ロの２．｛１１−２０｝面を成長面として成長させたＧａＮ結晶から、成長方向と垂直に｛１１−２０｝面で切り出すことによって製造できる（ａ；Ａ）。
ロの１の種結晶の場合、ファセット面からなるピットの形成が見られる場合があるが、ピット底への転位集中がおきても、切り出した｛１１−２０｝面の貫通転位は高くないので問題はない。
貫通転位密度の小さな種結晶から成長した結晶は、転位密度が小さい。さらにその後、成長方向に平行（転位の延びる方向）に切り出した場合、さらに小さな貫通転位密度になることが期待できる。

ハ（｛０００１｝／｛１−１００｝）ＣＭタイプの種結晶の作製方法（Ｃｃ）
ＧａＮ結晶を、｛０００１｝面方向（ｃ）に結晶成長させる場合に必要な｛０００１｝面を有する種結晶（Ｃ）は次のようにして製造する。
ハの１．｛１１−２０｝面を成長面として成長させたＧａＮ結晶から、成長方向と平行な｛０００１｝面で切り出すことによって製造できる（ａ；Ｃ）。
ハの２．｛１−１００｝面を成長面として成長させたＧａＮ結晶から、成長方向と平行な｛０００１｝面で切り出すことによって製造できる（ｍ；Ｃ）。
ハの３．｛０００１｝面を成長面として成長させたＧａＮ結晶から、成長方向と垂直に｛０００１｝面で切り出すことによって製造できる（ｃ；Ｃ）。
ハの１、ハの２の種結晶の製造方法自体（ａ；Ｃ、ｍ；Ｃ）が本発明の技術思想の実施に他ならず、種結晶自体にも相当な低貫通転位密度が期待される。その上に本発明の思想によって、あるいは本発明の思想によらず、厚い結晶インゴットをエピタキシャル成長させる。
貫通転位密度の小さな種結晶から成長した結晶は、転位密度が小さい。さらにその後、成長方向に平行（転位の延びる方向）に切り出した場合、さらに小さな貫通転位密度になることが期待できる。

ニ．（｛０００１｝／｛１１−２０｝）ＣＡタイプの種結晶の作製方法（Ｃｃ）
ＧａＮ結晶を、｛０００１｝面方向（ｃ）に結晶成長させる場合に必要な｛０００１｝面を有する種結晶（Ｃ）は次のようにして製造する。
ニの１．｛１１−２０｝面を成長面として成長させたＧａＮ結晶から、成長方向と平行な｛０００１｝面で切り出すことによって製造できる（ａ；Ｃ）。
ニの２．｛１−１００｝面を成長面として成長させたＧａＮ結晶から、成長方向と平行な｛０００１｝面で切り出すことによって製造できる（ｍ；Ｃ）。
ニの３．｛０００１｝面を成長面として成長させたＧａＮ結晶から、成長方向と垂直に｛０００１｝面で切り出すことによって製造できる（ｃ；Ｃ））。
ニの１、ニの２の種結晶の製造方法自体（ａ；Ｃｍ；Ｃ）が本発明の技術思想の実施に他ならず、種結晶自体にも相当な低貫通転位密度が期待される。
貫通転位密度の小さな種結晶から成長した結晶は、転位密度が小さい。さらにその後、成長方向に平行（転位の延びる方向）に切り出した場合、さらに小さな貫通転位密度になることが期待できる。

こうして得られたＧａＮ基板は次のような特徴を有する基板となる。
［イ．ＭＣタイプ（ｍ；Ｃ）（４）］
基板表面が｛０００１｝面であり、基板内に主に＜１−１００＞方向に転位が走って存在しており、これによって低転位化がなされた単結晶ＧａＮ基板。
［ロ．ＡＣタイプ（ａ；Ｃ）（３）］
基板表面が｛０００１｝面であり、基板内に主に＜１１−２０＞方向に転位が走って存在しており、これによって低転位化がなされた単結晶ＧａＮ基板。
［ハ．ＣＭタイプ（ｃ；Ｍ）（５）］
基板表面が｛１−１００｝面であり、基板内に主に＜０００１＞方向に転位が走って存在しており、これによって低転位化がなされた単結晶ＧａＮ基板。
［ニ．ＣＡタイプ（ｃ；Ａ）（６）］
基板表面が｛１１−２０｝面であり、基板内に主に＜０００１＞方向に転位が走って存在しており、これによって低転位化がなされた単結晶ＧａＮ基板。

これらの発明によるＧａＮ基板表面での貫通転位を測定した。貫通転位密度が１×１０^６ｃｍ^−２以下であることを確認した。

なお、これらの発明は、表面の貫通転位を低減したＧａＮ結晶を種結晶に用いて、ＧａＮ結晶を製造するときにも適用することができる。

つまり種結晶自体を製造するのに本発明を用い、種結晶から大きい単結晶を作る場合にも本発明を重ねて適用するということが可能である。２段階成長をすると言っているのである。二重に本発明の転位低減機構を用いる。だから２重に貫通転位を減らすことができる。前記の表現では、

ｃ；Ａａ；Ｃｃ；Ｍｍ；Ｃｃ；Ａａ；Ｍｃ；Ｍｍ；Ａ
ｍ；Ａａ；Ｃｍ；Ａａ；Ｍｍ；Ｃｃ；Ａｍ；Ｃｃ；Ｍ
ａ；Ｃｃ；Ｍａ；Ｃｃ；Ａａ；Ｍｍ；Ｃａ；Ｍｍ；Ａ

の１２種類の場合がある。これらはいずれも同じ効果がある。しかし実際にはＧａＡｓなど異物質を基板に使ってｃ軸方向に最初の成長を行う事が多い。するとこの１２の中でも実際に重要なのは、

ｃ；Ｍｍ；Ｃｃ；Ｍｍ；Ａｃ；Ａａ；Ｃｃ；Ａａ；Ｍ

の４種類である。しかも出来上がった基板自体にもＣ面を持つ基板が要求されることが多い。その場合には、さらに絞られて、２段階転位減少機構を持つ場合は

ｃ；Ｍｍ；Ｃｃ；Ａａ；Ｃ
の２種類に絞られるのである。

しかし２重の成長において１回だけ本発明の思想を適用するということも可能である。結晶成長方向と平行な面でスライス加工することにより、スライス加工面で基板表面を貫通する貫通転位を低減したＧａＮ単結晶を種結晶として、或いは基板内部において基板表面に平行に主に一方向の転位が走って存在する単結晶ＧａＮ基板を種結晶として用い、その種結晶上の成長において、成長方向と垂直な面でスライス加工することによって、低転位のＧａＮ基板が得られる。本発明の思想からすると中途半端であるが、１回の低転位化で十分な場合もある。前記の表現では、

ｃ；Ａａ；Ａｃ；Ｍｍ；Ｍ
ｍ；Ａａ；Ａｍ；Ｃｃ；Ｃ
ａ；Ｃｃ；Ｃａ；Ｍｍ；Ｍ

の６種類である。

これは本発明によって既に低転位になっている結晶を種結晶として利用して、その種結晶上に成長させて製造した結晶を成長方向と垂直な面でスライス加工することによって低転位の基板を製造することができる。最終のスライス加工時においては、貫通転位が表面に垂直に走り、必ずしも好ましくないが、種結晶での貫通転位が低減しているから、比較的低転位のＧａＮ基板を得る事ができるのである。

具体的には、結晶成長面が｛１−１００｝であり、結晶成長方向と平行な（０００１）面でスライス加工した単結晶や、結晶成長面が｛１１−２０｝面であり、結晶成長方向と平行な（０００１）面でスライス加工した単結晶を種結晶として利用する。これら（０００１）面を持つ種結晶を使って＜０００１＞方向に結晶成長させ（｛０００１｝面を成長面として）成長させ、その成長方向と垂直な｛０００１｝面でスライス加工することによって、比較的低転位のＧａＮ結晶を得ることができる。

また、結晶成長面が（０００１）面であり、その結晶成長方向と平行な｛１−１００｝面でスライス加工した単結晶を種結晶として、その上に｛１−１００｝面を成長面として、ＧａＮ単結晶を成長させ、成長方向と垂直な｛１−１００｝面でスライス加工することによって比較的低転位のＧａＮ結晶を得る事ができる。

本発明の結晶成長方法は、気相成長法を利用できる。例えば、ＨＶＰＥ（ＨｙｄｒｉｄｅＶａｐｏｒＰｈａｓｅＥｐｉｔａｘｙ）、ＭＯＣＶＤ法（ＭｅｔａｌｌｏｒｇａｎｉｃＣｈｅｍｉｃａｌＶａｐｏｒＤｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、有機金属塩化物気相成長法(ＭｅｔａｌｌｏｒｇａｎｉｃＣｈｌｏｒｉｄｅＶａｐｏｒＰｈａｓｅＥｐｉｔａｘｙ)、昇華法（Ｓｕｂｌｉｍａｔｉｏｎｍｅｔｈｏｄ）がＧａＮ成長に適している。本発明は気相成長法を基本とするが、必ずしも気相成長法に限定されるものではない。超高圧化で合成する超高圧合成法を適用して本発明のＧａＮ結晶を作製することもできる。

気相成長法のうちでも、最も簡便であって、成長速度が速いと考えられるＨＶＰＥ法による場合について本発明の実施例を幾つか述べる。成長方法はＭＯＣＶＤ法でも昇華法でも有機金属塩化物気相成長法でもよい。いずれにも適用できる。

ＨＶＰＥ法というのは、ホットウオール型の炉内において、上流部でＧａメタルと、ＨＣｌガスを反応させ、ＧａＣｌガスを合成し、基板付近において新たに流されたＮＨ_３ガスとＧａＣｌガスとの反応により、基板上にＧａＮを成長させる方法である。

実施例は５つあるが、よく似ており違いが分かりにくく関係が複雑である。予め前記の表記法で実施例を分類しておこう。図１９〜図２３に実施例１〜５の場合のダイヤグラムを示す。

実施例１（５５）ｃ；Ａ（６）（５６）ｃ；Ｍ（５）（５７）ｃ；Ｃ
実施例２（５８）ｃ；Ｍｍ；Ｃ（１０）（５９）ｃ；Ｍｍ；Ｍ（６８）ｃ；Ｍｍ；Ａ（６９）ｃ；Ｍｍ；Ａａ；Ｃ
実施例３（６０）ｃ；Ａａ；Ｃ（８）（６１）ｃ；Ａａ；Ａ（７０）ｃ；Ａａ；Ｍ（７１）ｃ；Ａａ；Ｍｍ；Ｃ
実施例４（６２）ｃ；Ｍｍ；Ｃｃ；Ｍ（６３）ｃ；Ｍｍ；Ｃｃ；Ａ
（６４）ｃ；Ｍｍ；Ｃｃ；Ｃ
実施例５（６５）ｃ；Ａａ；Ｃｃ；Ａ（６６）ｃ；Ａａ；Ｃｃ；Ｍ
（６７）ｃ；Ａａ；Ｃｃ；Ｃ

実施例１で種結晶ＡとＭとＣを作る。実施例２は実施例１の種結晶Ｍからインゴットｍを成長させ基板Ｃ、Ｍを切り出す。実施例３は実施例１の種結晶Ａからインゴットａを成長させ基板Ｃ、Ａを切り出す。実施例４は実施例２の基板Ｃからインゴットｃを作り基板Ｃ、Ｍ、Ａを切り出す。実施例５は実施例３の基板Ｃからインゴットｃを作り基板Ｃ、Ｍ、Ａを切り出す。

［実施例１：種結晶の作製（ｃ；Ａ、ｃ；Ｍ、ｃ；Ｃ）］
まずは、ＧａＡｓ基板からＧａＮをｃ軸方向に成長させて、Ａ面、Ｍ面、Ｃ面を持つＧａＮ種結晶を作製する。

（イ）基板
結晶成長を始めるべき基板として、ＧａＡｓ基板を用いる。ＧａＡｓ基板を用いてＧａＮを成長させる場合、ＧａＮが六方晶系でＧａＡｓが立方晶系であるから対称性をあわせるために、ＧａＡｓの（１１１）面を持つ基板を用いることにする。

（ロ）ＳｉＯ_２マスク
ＧａＡｓ（１１１）基板の全面に、プラズマＣＶＤ法によって、０．１μｍ厚みのＳｉＯ_２膜をマスクとして形成した。その後、フォトリソグラフィによってマスクに窓を明けた。

（ハ）窓の形成
マスク窓はストライプ型や、ドット型など様々の形状が可能である。ここではドット状の窓を形成した。ドット型窓は直径２μｍ程度の寸法で、ＧａＡｓ基板の＜１１−２＞方向に４μｍピッチで複数個１列に配置し、このドット列から＜１−１０＞方向に３．５μｍ離れた部位にやはり＜１１−２＞方向に４μｍピッチでドット窓を複数個１列に配置した。ただし隣接行でドット列を列方向に２μｍずらしている。つまり任意の最近接の３つのドット窓が１辺４μｍの正三角形を構成するような二次元的な広がりを持つ窓配置としたのである。マスクはこのような窓を繰り返し設けたものである（図２）。

（ニ）ＨＶＰＥ装置
その後、マスクを形成したＧａＡｓ基板状にＨＶＰＥ法（図１）によってＧａＮの成長を行った。常圧の反応炉の内部にＧａメタルのボートが設けられる。Ｇａメタルは溶融状態にある。その下方のサンプルの上に（１１１）ＧａＡｓ基板が置かれている。キャリヤガスはすべて水素ガスＨ_２とする。使用するガスはＨＣｌガス（Ｈ_２＋ＨＣｌ）と、ＮＨ_３ガス（Ｈ_２＋ＮＨ_３）である。

８００℃以上に加熱されたＧａメタルボートにＨＣｌガスを流す。ＨＣｌガスとＧａが反応して、ＧａＣｌガスが合成される。このガスが加熱された基板近くに流れると基板付近に流されているＮＨ_３ガスと反応して、ＧａＮとなりＧａＡｓ基板上にＧａＮの層を形成する。

このＨＶＰＥ装置は長時間の成長が可能な装置になっている。ＧａＮ膜の成長速度は遅く、しかもかなり厚いＧａＮ結晶を成長させる必要があるからである。

（ホ）ＧａＮバッファ層形成
次の条件で８０ｎｍのＧａＮバッファ層を形成した。
成長温度約５００℃（約７７３Ｋ）
ＮＨ_３ガス分圧０．２ａｔｍ（２０ｋＰａ）
ＨＣｌガス分圧２×１０^−３ａｔｍ（０．２ｋＰａ）
成長時間３０分
膜厚８０ｎｍ

この段階では、マスク窓のＧａＡｓ基板表面にＧａＮバッファ層が成長する（マスク厚みは１００ｎｍで、バッファ層厚みは８０ｎｍ）。バッファ層は低温で成長させＧａＡｓとＧａＮの格子定数の不整合を調整する作用がある。

（ヘ）ＧａＮエピタキシャル層の形成
さらにその上へ高温でＧａＮエピ層を成長させる。条件は次のとおりである。
成長温度１０２０℃（１２９３Ｋ）
ＮＨ_３ガス分圧０．３ａｔｍ（３０ｋＰａ）
ＨＣｌガス分圧２×１０^−２ａｔｍ（２ｋＰａ）
成長時間約１８０時間
膜厚３ｃｍ

こうして高さが約３ｃｍのＧａＮインゴットを成長させることができた。このＧａＮインゴットの成長方向はｃ軸方向であり、成長面はＣ面（０００１）面である。長く延びたインゴットは小文字のアルファベットで表現することにする。これはＣ面を持つインゴットでＧａＡｓからヘテロエピタキシャル成長した第１世代のインゴットであるから、”ｃ_１”というように表記できる。

成長面を顕微鏡で観察すると、｛１１−２２｝面、｛１−１０２｝面などからなる逆六角錐、逆十二角錐からなるファセットからなる成長ピットが形成されており、その成長ピットの底には、成長面と垂直方向に転位の集合した束が存在しているという事が分かった。

つまり、この結晶中には、成長方向であるｃ軸方向［０００１］に転位が延びているということを確認した。

（ト）種結晶の作製（ｃ_１→Ｍ_１、Ａ_１、Ｃ_１）
３ｃｍもの厚みを持つので、この（０００１）成長面を持つこのインゴットから様々の方位を持つ種結晶を切り出すことができる。ここでは次の３種類の面方位を持つ種結晶を切り出した。

（１）主面を｛１−１００｝とする種結晶（Ｍ_１とする）（５６）
（２）主面を｛１１−２０｝面とする種結晶（Ａ_１とする）（５５）
（３）主面を｛０００１｝面とする種結晶（Ｃ_１とする）（５７）

ＧａＮインゴットは（０００１）面を表面にしているから、表面と平行に切り出す従来法であるとＣ_１基板を切り出すだけであった。ところが本発明はそのような常識を覆して表面に直角に切り出し、Ｍ_１とＡ_１のような基板をも作製している。前述の表記法ではｃ；Ｍとｃ；Ａに当たる。

これらの種結晶はＧａＡｓ基板を元にしてエピタキシャル成長して作った第１世代のものであるから、”１”というサフィックスを付ける。これらの種結晶Ｍ_１、Ａ_１、Ｃ_１の評価を行った。

（チ）種結晶の評価
［種結晶Ｃ_１の評価（ｃ；Ｃ）］
主面を｛０００１｝面とする種結晶Ｃ_１については、貫通転位の存在をＥＰＤ（ＥｔｃｈＰｉｔＤｅｎｓｉｔｙ）によって評価した。ただし、本来の転位と測定されたピットとの関係は充分に明らかにはなっていない。エッチピットを表面に出すためにウエットエッチングを行った。エッチャントは燐酸と硫酸の混酸である。種結晶を温度２５０℃でエッチングすると表面にピットが現れる。

顕微鏡で観察すると、転位の集合束の部分で大きなピットが発生していることがわかった。それ以外の部分ではエッチピット密度は相当に低いということが分かった。

カソードルミネッセンス（ＣＬ）によって結晶を評価すると、転位の束のある位置とこのエッチングによって現れたピットの位置が完全に一致するという事が分かった。

検出されたピットは、転位の束に相当する直径１０μｍ〜２０μｍ径の相当に大きなピットから、１μｍ程度の直径の小さなピットも見られた。

このように貫通転位の存在に分布があるため、貫通転位密度としては、１つの数値によって表現する事は困難である。

しかし、これらのピットを大小の規模を無視して数えてエッチピットを求めると５×１０^５ｃｍ^−２の程度であった。従来のＧａＮ結晶の転位密度は１０^７ｃｍ^−２以上であったから、それに比較して極めてＥＰＤが少なくなっているということが確認された。

［種結晶Ｍ_１の評価（ｃ；Ｍ）］
主面を｛１−１００｝面とする種結晶Ｍ_１についても同様の方法でＥＰＤを測定した。これもかなりピットが低減しているということがわかった。
ただし種結晶Ｍ_１には、［０００１］方向にピット列が存在しているということが確認された。そのピット列は１列でなく、かなり密集した複数の列からなる。反面ピット列とピット列の間にはピットの全く存在しない領域が見られた。ピットの存在しない領域の幅は場所によって異なるが、平均２００μｍ程度であった。

［種結晶Ａ_１の評価（ｃ；Ａ）］
主面を｛１１−２０｝面とする種結晶Ａ_１についても同様の方法でＥＰＤを測定した。これもかなりピットが低減しているということがわかった。
ただし種結晶Ａ_１には、［０００１］方向にピット列が存在しているということが確認された。そのピット列は１列でなく、かなり密集した複数の列からなる。反面ピット列とピット列の間にはピットの全く存在しない領域が見られた。ピットの存在しない領域の幅は、場所によって異なるが、平均２００μｍ程度であった。

これらの種結晶Ｃ_１、Ａ_１、Ｍ_１の内、Ａ_１とＭ_１を種結晶として用いて次にＧａＮインゴットを作製する。そうするとインゴットを切断することによって多数の基板を製造することができる。

実施例２は種結晶Ｍ_１を、実施例３は種結晶Ａ_１を出発原料としてＧａＮインゴットを作製するようにしたものである。

種結晶Ｃ_１を出発原料とする場合は本発明のカテゴリに含まれない。だからこの種結晶Ｃ_１を原料とするものについてはここでは述べない。しかし種結晶Ｃが全て否定されるではない。後で説明するが本発明の手法によって一旦貫通転位を低減した種結晶Ｃは出発原料とすることができるのである。

［実施例２；ＧａＮインゴットｍ_２の作製（種結晶Ｍ_１を使って：ｃ；Ｍｍ）］
実施例１で作った主面を｛１−１００｝面とするＧａＮ種結晶Ｍ_１を用いて下記のようなＧａＮインゴット（ｍ_２）を作製した。このインゴットはＧａＮ成長としては２世代になるから”２”というサフィックスを付した。先述の表記法ではｃ；Ｍｍという成長である。

実施例１の種結晶製造のためのインゴットの成長と同じＨＶＰＥ炉を用いて結晶成長を行った。キャリヤガスは全てＨ_２ガスである。用いるガスはＮＨ_３ガス（ＮＨ_３＋Ｈ_２）、ＨＣｌガス（Ｈ_２＋ＨＣｌ）である。成長条件は

成長温度１０２０℃（１２９３Ｋ）
ＮＨ_３ガス分圧０．３ａｔｍ（３０ｋＰａ）
ＨＣｌガス分圧２×１０^−２ａｔｍ（２ｋＰａ）
成長時間約１８０時間
膜厚２．５ｃｍ

であった。成長方向は種結晶の主面｛１−１００｝面（Ｍ面）に垂直な＜１−１００＞方向（ｍ方向という）である。よって最終的な成長表面は｛１−１００｝面であった。表面状態は鏡面であった。インゴットｍ_２の高さは約２．５ｃｍであった。

（ａ）（Ｃ面を持つ）Ｃ_ｍ２基板の作製（ｃ；Ｍｍ；Ｃ）（５８）
このインゴットｍ_２を内周刃スライサーにより、成長方向＜１−１００＞に平行かつ（０００１）面に平行の方向にスライスして基板を切り出した。つまり貫通転位と平行にスライス加工したのである。
前述の表記法に従えば、これはｃ；Ｍｍ；Ｃということである。種結晶Ｍ_１から作られた第２世代の基板であるから履歴を含ませてこれをＣ_ｍ２基板と書くことにする。こうして｛０００１｝面（Ｃ面）を表面に持つＧａＮ単結晶基板２５枚を切り出すことができた。

それらのＧａＮ基板（Ｃ_ｍ２）は厚さ０．７ｍｍで、２５ｍｍ×３０ｍｍ程度の１インチサイズの基板であった。その後、これらの基板を研磨加工した。その結果表面に加工変質層を持たない、半導体基板として使用可能な基板が得られた。

Ｃ_ｍ２基板について評価を実施した。基板Ｃ_ｍ２の基板面（０００１）Ｇａ面をカソードルミネッセンスにより評価した。種結晶Ｍ_１を切り出すべき当初のＧａＮ結晶ｃ_１の（０００１）面に見られたような転位の集合はいっさい見られず表面の状態は改善されている事が分かった。ＥＰＤを測定することによって同じ基板を評価した。初めの種結晶（Ｃ面）とは違って、１０μｍ〜２０μｍ径の大きいピットは全く観察されなかった。ピットは全て直径が１μｍ以下の小さなピットであった。しかもＥＰＤは１×１０^４ｃｍ^−２程度であって非常な低転位密度であった。

この基板Ｃ_ｍ２をＴＥＭ（透過型顕微鏡）により観察した。その結果これらの基板Ｃ_ｍ２においては、（０００１）面上には殆ど貫通転位が存在しないという事が分かった。転位の数は少ないがそれらの転位は、基板面である（０００１）面と平行である＜１−１００＞方向（ｍ方向）に主に走っているという事が判明した。インゴットの成長方向がｍ方向であり貫通転位の延長方向がこれに一致しているのである。貫通転位が基板表面に平行に走るので、基板表面における貫通転位は著しく低減している。

すなわち、Ｃ_ｍ２は基板表面である（０００１）面（Ｃ面）に平行（ｍ方向）に転位が走って存在する事によって、基板表面の貫通転位を低減した基板であると言える。また、この転位の走る方向（ｍ方向）は、ＧａＮ結晶の成長方向（ｍ方向）であり、この基板Ｃ_ｍ２は結晶成長の成長方向（ｍ方向）と平行な面でスライスした基板と言える。

（ｂ）（Ｍ面を持つ）Ｍ_ｍ２基板の作製（ｃ；Ｍｍ；Ｍ）（５９）
また種結晶Ｍ_１を使用してｍ方向に成長させたＧａＮインゴットｍ_２を、｛１−１００｝面でスライス加工して同じ基板を多数作製した。これは初めから書くと、ｃ；Ｍｍ；Ｍである。ＧａＮの成長を２回繰り返しており、Ｍ基板を種結晶としているからこれはＭ_ｍ２と書く事ができる。このＭ_ｍ２基板が充分に低転位であることを確かめた。

（ｃ）（Ａ面を持つ）Ａ_ｍ２基板の作製（ｃ；Ｍｍ；Ａ）（６８）
また種結晶Ｍ_１を使用してｍ方向に成長させたＧａＮインゴットｍ_２を、｛１１−２０｝面でスライス加工して同じ基板を多数作製した。これは初めから書くと、ｃ；Ｍｍ；Ａである。ＧａＮの成長を２回繰り返しており、Ｍ基板を種結晶としているからこれはＡ_ｍ２と書く事ができる。このＡ_ｍ２基板が充分に低転位であることを確かめた。

（ｄ）（Ｃ面を持つ）Ｃ_ａ３基板の作製（ｃ；Ｍｍ；Ａａ；Ｃ）（６９）
２回の成長によって作製した（ｃ）の基板Ａ_ｍ２を種結晶として、さらに＜１１−２０＞方向（ａ方向）へＧａＮ単結晶を成長させてＧａＮインゴットａ_３を複数個作製した。さらにこれを（０００１）面でスライス加工してＣ面を持つ多数の（０００１）ＧａＮ基板Ｃ_ａ３を作った。これはＡ基板を元にして作ったＣ基板であり３回の成長で作ったものだからＣ_ａ３と書ける。これは初めから書くとｃ；Ｍｍ；Ａａ；Ｃということになる。このＣ_ａ３基板は充分に低転位であることを確かめた。

［実施例３；ＧａＮインゴットａ_２の作製（種結晶Ａ_１を使って：ｃ；Ａａ）］
実施例１で作った主面を｛１１−２０｝面とするＧａＮ種結晶Ａ_１を用いて下記のようなＧａＮインゴット（ａ_２）を作製した。このインゴットはＧａＮ成長としては２世代になるから”２”というサフィックスを付した。先述の表記法ではｃ；Ａａという成長である。
実施例１の種結晶製造のためのインゴットの成長と同じＨＶＰＥ炉を用いて結晶成長を行った。キャリヤガスは全てＨ_２ガスである。用いるガスはＮＨ_３ガス（ＮＨ_３＋Ｈ_２）、ＨＣｌガス（Ｈ_２＋ＨＣｌ）である。成長条件は

であった。成長方向は種結晶の主面｛１１−２０｝面（Ａ面）に垂直な＜１１−２０＞方向（ａ方向という）である。よって最終的な成長表面は｛１１−２０｝面であった。表面状態は、鏡面の部分もあるが、｛１−１００｝面からなるファセットも有する面であった。インゴットａ_２の高さは約２．５ｃｍであった。

（ａ）（Ｃ面を持つ）Ｃ_ａ２基板の作製（ｃ；Ａａ；Ｃ）（６０）
このインゴットａ_２を内周刃スライサーにより、成長方向＜１１−２０＞（ａ方向）に平行かつ（０００１）面に平行の方向にスライスしてＣ面を持つ基板を切り出した。つまり貫通転位と平行にスライス加工したのである。

前述の表記法に従えば、これはｃ；Ａａ；Ｃということである。種結晶Ａ_１から作られた第２世代の基板であるから履歴を含ませてこれをＣ_ａ２基板と書くことにする。こうして｛０００１｝面（Ｃ面）を表面に持つＧａＮ単結晶基板２５枚を切り出すことができた。

それらのＧａＮ基板（Ｃ_ａ２）は厚さ０．７ｍｍで、２５ｍｍ×３０ｍｍ程度の１インチサイズの基板であった。その後、これらの基板を研磨加工した。その結果表面に加工変質層を持たない、半導体基板として使用可能な基板Ｃ_ａ２が得られた。

Ｃ_ａ２基板について評価を実施した。基板Ｃ_ａ２の基板面（０００１）Ｇａ面をカソードルミネッセンスにより評価した。種結晶Ａ_１を切り出すべき当初のＧａＮ結晶ｃ_１の（０００１）面に見られたような転位の集合はいっさい見られず表面の状態は改善されている事が分かった。

ＥＰＤを測定することによって同じ基板を評価した。当初のＧａＮ結晶ｃ_１の（０００１）面（Ｃ面）とは違って、１０μｍ〜２０μｍ径の大きいピットは全く観察されなかった。ピットは全て直径が１μｍ以下の小さなピットであった。しかもＥＰＤは４×１０^４ｃｍ^−２程度であって非常な低転位密度であった。

この基板Ｃ_ａ２をＴＥＭ（透過型顕微鏡）により観察した。その結果これらの基板Ｃ_ａ２においては、（０００１）面上には殆ど貫通転位が存在しないという事が分かった。転位の数は少ないがそれらの転位は、基板面である（０００１）面と平行である＜１１−２０＞方向（ａ方向）に主に走っているという事が判明した。インゴットの成長方向がａ方向であり貫通転位の延長方向がこれに一致しているのである。貫通転位が基板表面に平行に走るので、基板表面における貫通転位は著しく低減している。

すなわち、Ｃ_ａ２は基板表面である（０００１）面（Ｃ面）に平行（ａ方向）に転位が走って存在する事によって、基板表面の貫通転位を低減した基板であると言える。また、この転位の走る方向（ａ方向）は、ＧａＮ結晶の成長方向（ａ方向）であり、この基板は結晶成長の成長方向（ａ方向）と平行な面でスライスした（０００１）基板と言える。

（ｂ）（Ａ面を持つ）Ａ_ａ２基板の作製（ｃ；Ａａ；Ａ）（６１）
また種結晶Ａ_１を使用してａ方向に成長させたＧａＮインゴットａ_２を、｛１１−２０｝面でスライス加工して同じ基板を多数作製した。これは初めから書くと、ｃ；Ａａ；Ａである。ＧａＮの成長を２回繰り返しており、Ａ基板を種結晶としているからこれはＡ_ａ２と書く事ができる。このＡ_ａ２基板が充分に低転位であることを確かめた。

（ｃ）（Ｍ面を持つ）Ｍ_ａ２基板の作製（ｃ；Ａａ；Ｍ）（７０）
また種結晶Ａ_１を使用してａ方向に成長させたＧａＮインゴットａ_２を、｛１−１００｝面でスライス加工して同じ基板を多数作製した。これは初めから書くと、ｃ；Ａａ；Ｍである。

ＧａＮの成長を２回繰り返しており、Ａ基板を種結晶としているからこれはＭ_ａ２と書く事ができる。このＭ_ａ２基板が充分に低転位であることを確かめた。

（ｄ）（Ｃ面を持つ）Ｃ_ｍ３基板の作製（ｃ；Ａａ；Ｍｍ；Ｃ）（７１）
２回の成長によって作製した基板Ｍ_ａ２を種結晶として、さらに＜１−１００＞方向（ｍ方向）へＧａＮ単結晶を成長させてＧａＮインゴットｍ_３を複数個作製した。さらにこれを（０００１）面でスライス加工してＣ面を持つ多数の（０００１）ＧａＮ基板Ｃ_ｍ３を作った。これはＭ基板を元にして作ったＣ基板であり３回の成長で作ったものだからＣ_ｍ３と書ける。これは初めから書くとｃ；Ａａ；Ｍｍ；Ｃということになる。このＣ_ｍ３基板は充分に低転位であることを確かめた。

［実施例４；ＧａＮインゴットｃ_３の作製（種結晶Ｃ_２を使って：ｃ；Ｍｍ；Ｃｃ）］
実施例２（ａ）で作った主面を（０００１）面とするＧａＮ種結晶Ｃ_ｍ２を用いて＜０００１＞方向（ｃ方向）に成長させ下記のようなＧａＮインゴット（ｃ_３）を作製した。このインゴットはＧａＮ成長としては３世代になるから”３”というサフィックスを付した。先述の表記法ではｃ；Ｍｍ；Ｃｃという成長である。

成長温度１０２０℃（１２９３Ｋ）
ＮＨ_３ガス分圧０．３ａｔｍ（３０ｋＰａ）
ＨＣｌガス分圧２×１０^−２ａｔｍ（２ｋＰａ）
成長時間約１８０時間
膜厚３ｃｍ

であった。成長方向は種結晶の主面（０００１）面（Ｃ面）に垂直な＜０００１＞方向（ｃ方向）である。最終的な成長表面は（０００１）面であった。表面状態はやや成長ピットが存在する鏡面である。インゴットｃ_３の高さは約３ｃｍであった。

（ａ）（Ｃ面を持つ）Ｃ_ｃ３基板の作製（ｃ；Ｍｍ；Ｃｃ；Ｃ）（６４）
このインゴットｃ_３を内周刃スライサーにより、成長方向（０００１）面に垂直の方向にスライスして基板（Ｃ基板）を３０枚切り出した。つまり貫通転位を横切る方向にスライス加工したのである。

前述の表記法に従えば、これはｃ；Ｍｍ；Ｃｃ；Ｃということである。種結晶Ｃ_２から作られた第３世代の基板であるから履歴を含ませてこれをＣ_ｃ３基板と書くことにする。こうして｛０００１｝面（Ｃ面）を表面に持つＧａＮ（Ｃ_ｃ３）単結晶基板３０枚を切り出すことができた。

それらのＧａＮ基板（Ｃ_ｃ３）は厚さ０．７ｍｍで、３０ｍｍ×３０ｍｍ程度の１インチサイズの基板であった。その後、これらの基板を研磨加工した。その結果表面に加工変質層を持たない、半導体基板として使用可能な基板が得られた。

Ｃ_ｃ３基板について評価を実施した。基板Ｃ_ｃ３の基板面（０００１）Ｇａ面をカソードルミネッセンスにより評価した。種結晶Ｍ_１を切り出すべき当初のＧａＮ結晶ｃ_１の（０００１）面に見られたような転位の集合はいっさい見られず表面の状態は改善されている事が分かった。

ＥＰＤを測定することによって同じ基板を評価した。初めの種結晶Ｍ_１を切り出すべき当初のＧａＮ結晶ｃ_１の（０００１）面（Ｃ面）とは違って、１０μｍ〜２０μｍ径の大きいピットは全く観察されなかった。ピットは全て直径が１μｍ以下の小さなピットであった。しかもＥＰＤは１×１０^４ｃｍ^−２程度であって非常な低転位密度であった。

この基板Ｃ_ｃ３をＴＥＭ（透過型顕微鏡）により観察した。その結果これらの基板Ｃ_ｃ３においては、（０００１）面上には殆ど貫通転位が存在しないという事が分かった。転位の数は少ないがそれらの転位は、基板面である（０００１）面と平行である＜１−１００＞方向（ｍ方向）＜１１−２０＞方向（ａ方向）にも殆ど貫通転位が走っていないという事が判明した。

低転位の理由は次のように考えられる。基板表面に貫通転位が走っている低転位のＣ面基板Ｃ_ｍ２（ｃ；Ｍｍ；Ｃ）を種結晶としてｃ方向＜０００１＞方向に成長させ低貫通転位の状態を＜０００１＞方向に転写した構造のインゴットｃ_３（ｃ；Ｍｍ；Ｃｃ）からＣ面でスライス加工した基板Ｃ_ｃ３（ｃ；Ｍｍ；Ｃｃ；Ｃ）だからである。よって、基板Ｃ_ｃ３には、表面の貫通転位密度は低く、表面平行に走る転位も少ない。理想的な基板である。

（ｂ）（Ｍ面を持つ）Ｍ_ｃ３基板の作製（ｃ；Ｍｍ；Ｃｃ；Ｍ）（６２）
このインゴットｃ_３を内周刃スライサーにより、成長方向＜０００１＞に平行な｛１−１００｝面に平行にスライス加工して｛１−１００｝面を持つ３０枚の基板Ｍを切り出した。つまり貫通転位に平行にスライス加工したのである。これは本発明の思想にそう切り方である。

前述の表記法に従えば、これはｃ；Ｍｍ；Ｃｃ；Ｍということである。種結晶Ｃ_２から作られた第３世代の基板であるから履歴を含ませてこれをＭ_ｃ３基板と書くことにする。こうして｛１−１００｝面（Ｍ面）を表面に持つＧａＮ単結晶基板３０枚を切り出すことができた。

それらのＧａＮ基板（Ｍ_ｃ３）は厚さ０．７ｍｍで、３０ｍｍ×２５ｍｍ程度の１インチサイズの基板であった。その後、これらの基板を研磨加工した。その結果表面に加工変質層を持たない、半導体基板として使用可能な基板Ｍ_ｃ３が得られた。

Ｍ_ｃ３基板について評価を実施した。基板Ｍ_ｃ３の基板面｛１−１００｝面をカソードルミネッセンス（ＣＬ）により評価した。種結晶Ｍ_１を切り出すべき当初のＧａＮ結晶ｃ_１の（０００１）面に見られたような転位の集合はいっさい見られず表面の状態は改善されている事が分かった。

ＥＰＤを測定することによって同じ基板Ｍ_ｃ３の｛１−１００｝面を評価した。初めの種結晶Ｍ_１を切り出すべき当初のＧａＮ結晶ｃ_１の（０００１）面（Ｃ面）とは違って、１０μｍ〜２０μｍ径の大きいピットは全く観察されなかった。ピットは全て直径が１μｍ以下の小さなピットであった。しかもＥＰＤは８×１０^３ｃｍ^−２程度であって非常な低転位密度であった。

この基板Ｍ_ｃ３の｛１−１００｝面をＴＥＭ（透過型顕微鏡）により観察した。その結果これらの基板Ｍ_ｃ３においては、｛１−１００｝面上には殆ど貫通転位が存在しないという事が分かった。転位の数は少なく、少ない転位は基板面｛１−１００｝に平行に走っていることが判明した。このために表面の低密度は大きく低減している。

低転位の理由は次のように考えられる。基板表面に貫通転位が走っている低転位のＣ面基板Ｃ_ｍ２（ｃ；Ｍｍ；Ｃ）を種結晶としてｃ方向＜０００１＞方向に成長させ低貫通転位の状態を＜０００１＞方向に転写した構造のインゴットｃ_３（ｃ；Ｍｍ；Ｃｃ）から成長方向と平行なＭ面でスライス加工した基板Ｍ_ｃ３（ｃ；Ｍｍ；Ｃｃ；Ｍ）だからである。よって、基板Ｍ_ｃ３には、表面の貫通転位密度は低く、表面平行に走る転位も少ない。理想的な基板である。

（ｃ）（Ａ面を持つ）Ａ_ｃ３基板の作製（ｃ；Ｍｍ；Ｃｃ；Ａ）（６３）
このインゴットｃ_３を内周刃スライサーにより、成長方向＜０００１＞に平行な｛１１−２０｝面に平行にスライス加工して｛１１−２０｝面を持つ３０枚の基板Ａを切り出した。つまり貫通転位に平行にスライス加工したのである。これは本発明の思想にそう切り方である。

前述の表記法に従えば、これはｃ；Ｍｍ；Ｃｃ；Ａということである。種結晶Ｃ_２から作られた第３世代の基板であるから履歴を含ませてこれをＡ_ｃ３基板と書くことにする。こうして｛１１−２０｝面（Ａ面）を表面に持つＧａＮ単結晶基板３０枚を切り出すことができた。
それらのＧａＮ基板（Ａ_ｃ３）は厚さ０．７ｍｍで、３０ｍｍ×２５ｍｍ程度の１インチサイズの基板であった。その後、これらの基板を研磨加工した。その結果表面に加工変質層を持たない、半導体基板として使用可能な基板Ａ_ｃ３が得られた。

Ａ_ｃ３基板について評価を実施した。基板Ａ_ｃ３の基板面｛１１−２０｝面をカソードルミネッセンス（ＣＬ）により評価した。種結晶Ｍ_１を切り出すべき当初のＧａＮ結晶ｃ_１の（０００１）面に見られたような転位の集合はいっさい見られず表面の状態は改善されている事が分かった。

ＥＰＤを測定することによって同じ基板Ａ_ｃ３の｛１１−２０｝面を評価した。初めの種結晶Ｍ_１を切り出すべき当初のＧａＮ結晶ｃ_１の（０００１）面（Ｃ面）とは違って、１０μｍ〜２０μｍ径の大きいピットは全く観察されなかった。ピットは全て直径が１μｍ以下の小さなピットであった。しかもＥＰＤは１×１０^４ｃｍ^−２程度であって非常な低転位密度であった。

この基板Ａ_ｃ３の｛１１−２０｝面をＴＥＭ（透過型顕微鏡）により観察した。その結果これらの基板Ａ_ｃ３においては、｛１１−２０｝面上には殆ど貫通転位が存在しないという事が分かった。転位の数は少なく、少ない転位は基板面｛１１−２０｝に平行に走っていることが判明した。このために表面の低密度は大きく低減している。

低転位の理由は次のように考えられる。基板表面に貫通転位が走っている低転位のＣ面基板Ｃ_ｍ２（ｃ；Ｍｍ；Ｃ）を種結晶としてｃ方向＜０００１＞方向に成長させ低貫通転位の状態を＜０００１＞方向に転写した構造のインゴットｃ_３（ｃ；Ｍｍ；Ｃｃ）から成長方向と平行なＡ面でスライス加工した基板Ａ_ｃ３（ｃ；Ｍｍ；Ｃｃ；Ａ）だからである。よって、基板Ａ_ｃ３には、表面の貫通転位密度は低く、表面平行に走る転位も少ない。理想的な基板である。

［実施例５；ＧａＮインゴットｃ_３の作製（種結晶Ｃ_２を使って：ｃ；Ａａ；Ｃｃ）］
実施例３で作った主面を（０００１）面とするＧａＮ種結晶Ｃ_ａ２を用いて＜０００１＞方向（ｃ方向）に成長させ下記のようなＧａＮインゴット（ｃ_３）を作製した。このインゴットはＧａＮ成長としては３世代になるから”３”というサフィックスを付した。先述の表記法ではｃ；Ａａ；Ｃｃという成長である。

成長温度１０２０℃（１２９３Ｋ）
ＮＨ_３ガス分圧０．３ａｔｍ（３０ｋＰａ）
ＨＣｌガス分圧２×１０^−２ａｔｍ（２ｋＰａ）
成長時間約１８０時間
膜厚２．７ｃｍ

であった。成長方向は種結晶の主面（０００１）面（Ｃ面）に垂直な＜０００１＞方向（ｃ方向）である。最終的な成長表面は（０００１）面であった。表面状態はやや成長ピットが存在する鏡面である。インゴットｃ_３の高さは約２．７ｃｍであった。このようなインゴットを複数個成長させた。

（ａ）（Ｃ面を持つ）Ｃ_ｃ３基板の作製（ｃ；Ａａ；Ｃｃ；Ｃ）（６７）
このインゴットｃ_３を内周刃スライサーにより、成長方向（０００１）面に垂直の方向にスライスして基板（Ｃ基板）を３０枚切り出した。つまり貫通転位を横切る方向にスライス加工したのである。
前述の表記法に従えば、これはｃ；Ａａ；Ｃｃ；Ｃということである。種結晶Ｃ_２から作られた第３世代の基板であるから履歴を含ませてこれをＣ_ｃ３基板と書くことにする。こうして｛０００１｝面（Ｃ面）を表面に持つＧａＮ（Ｃ_ｃ３）単結晶基板３０枚を切り出すことができた。

それらのＧａＮ基板（Ｃ_ｃ３）は厚さ０．７ｍｍで、３０ｍｍ×２５ｍｍ程度の１インチサイズの基板であった。その後、これらの基板を研磨加工した。その結果表面に加工変質層を持たない、半導体基板として使用可能な基板が得られた。

Ｃ_ｃ３基板について評価を実施した。基板Ｃ_ｃ３の基板面（０００１）Ｇａ面をカソードルミネッセンス（ＣＬ）により評価した。種結晶Ａ_１を切り出すべき当初のＧａＮ結晶ｃ_１の（０００１）面に見られたような転位の集合はいっさい見られず表面の状態は改善されている事が分かった。

ＥＰＤを測定することによって同じ基板を評価した。初めの種結晶Ａ_１を切り出すべき当初のＧａＮ結晶ｃ_１の（０００１）面（Ｃ面）とは違って、１０μｍ〜２０μｍ径の大きいピットは全く観察されなかった。ピットは全て直径が１μｍ以下の小さなピットであった。ピットは＜１１−２０＞の方向に並ぶ傾向があることが分かった。しかもＥＰＤは５×１０^４ｃｍ^−２程度であって低転位密度であった。

この基板Ｃ_ｃ３をＴＥＭ（透過型顕微鏡）により観察した。その結果これらの基板Ｃ_ｃ３においては、（０００１）面上には殆ど貫通転位が存在しないという事が分かった。転位の数は少ないしそれだけでなく、基板面にも殆ど貫通転位が走っていないという事が判明した。このために基板面内での転位密度は大きく減少している。

低転位の理由は次のように考えられる。基板表面に貫通転位が走っている低転位のＣ面基板Ｃ_ａ２（ｃ；Ａａ；Ｃ）を種結晶としてｃ方向＜０００１＞方向に成長させ低貫通転位の状態を＜０００１＞方向に転写した構造のインゴットｃ_３（ｃ；Ａａ；Ｃｃ）からＣ面でスライス加工した基板Ｃ_ｃ３（ｃ；Ａａ；Ｃｃ；Ｃ）だからである。よって、基板Ｃ_ｃ３には、表面の貫通転位密度は低く、表面平行に走る転位も少ない。理想的な基板である。

（ｂ）（Ｍ面を持つ）Ｍ_ｃ３基板の作製（ｃ；Ａａ；Ｃｃ；Ｍ）（６６）
このインゴットｃ_３を内周刃スライサーにより、成長方向［０００１］に平行な｛１−１００｝面（Ｍ面）に平行にスライス加工して｛１−１００｝面を持つ３０枚の基板Ｍを切りだした。つまり貫通転位に平行にスライス加工したのである。これは本発明の思想にそう切り方である。

前述の表記法に従えばこれはｃ；Ａａ；Ｃｃ；Ｍということである。種結晶Ｃ_２から作られた第３世代の基板であるから履歴を含ませてこれをＭ_ｃ３基板と書くことにする。こうして｛１−１００｝面（Ｍ面）を表面に持つＧａＮ単結晶基板３０枚を切り出すことができた。

Ｍ_ｃ３基板について評価を実施した。基板Ｍ_ｃ３の基板面｛１−１００｝をカソードルミネッセンス（ＣＬ）により評価した。種結晶Ａ_１を切り出すべき当初のＧａＮ結晶ｃ_１の（０００１）面に見られたような転位の集合はいっさい見られず表面の状態は改善されている事が分かった。

ＥＰＤを測定することによって同じ基板Ｍ_ｃ３の｛１−１００｝面を評価した。初めの種結晶Ａ_１を切り出すべき当初のＧａＮ結晶ｃ_１の（０００１）面（Ｃ面）とは違って、１０μｍ〜２０μｍ径の大きいピットは全く観察されなかった。ピットは全て直径が１μｍ以下の小さなピットであった。しかもＥＰＤは１×１０^４ｃｍ^−２程度であって低転位密度であった。

この基板Ｍ_ｃ３の｛１−１００｝面をＴＥＭ（透過型顕微鏡）により観察した。その結果これらの基板Ｍ_ｃ３においては、｛１−１００｝面上には殆ど貫通転位が存在しないという事が分かった。転位の数は少なく、少数の転位は基板面｛１−１００｝面に平行に走っていることが判明した。このために表面の低密度は大きく低減している。

低転位の理由は次のように考えられる。基板表面に貫通転位が走っている低転位のＣ面基板Ｃ_ａ２（ｃ；Ａａ；Ｃ）を種結晶としてｃ方向＜０００１＞方向に成長させ低貫通転位の状態を＜０００１＞方向に転写した構造のインゴットｃ_３（ｃ；Ａａ；Ｃｃ）から成長方向と平行なＭ面でスライス加工した基板Ｍ_ｃ３（ｃ；Ａａ；Ｃｃ；Ｍ）だからである。よって、基板Ｍ_ｃ３には、表面の貫通転位密度は低く、表面平行に走る転位も少ない。理想的な基板である。

（ｃ）（Ａ面を持つ）Ａ_ｃ３基板の作製（ｃ；Ａａ；Ｃｃ；Ａ）（６５）
このインゴットｃ_３を内周刃スライサーにより、成長方向＜０００１＞に平行な｛１１−２０｝面に平行にスライス加工して｛１１−２０｝面を持つ３０枚の基板Ａを切り出した。つまり貫通転位に平行にスライス加工したのである。これは本発明の思想にそう切り方である。

前述の表記法に従えばこれはｃ；Ａａ；Ｃｃ；Ａということである。種結晶Ｃ_２から作られた第３世代の基板であるから履歴を含ませてこれをＡ_ｃ３基板と書くことにする。こうして｛１１−２０｝面（Ａ面）を表面に持つＧａＮ単結晶基板３０枚を切り出すことができた。
それらのＧａＮ基板（Ａ_ｃ３）は厚さ０．７ｍｍで、３０ｍｍ×２５ｍｍ程度の１インチサイズの基板であった。その後、これらの基板を研磨加工した。その結果表面に加工変質層を持たない、半導体基板として使用可能な基板Ａ_ｃ３が得られた。

Ａ_ｃ３基板について評価を実施した。基板Ａ_ｃ３の基板面｛１１−２０｝面をカソードルミネッセンス（ＣＬ）により評価した。種結晶Ａ_１を切り出すべき当初のＧａＮ結晶ｃ_１の（０００１）面に見られたような転位の集合はいっさい見られず表面の状態は改善されている事が分かった。

ＥＰＤを測定することによって同じ基板Ａ_ｃ３の｛１１−２０｝面を評価した。初めの種結晶Ａ_１を切り出すべき当初のＧａＮ結晶ｃ_１の（０００１）面（Ｃ面）とは違って、１０μｍ〜２０μｍ径の大きいピットは全く観察されなかった。ピットは全て直径が１μｍ以下の小さなピットであった。しかもＥＰＤは２×１０^４ｃｍ^−２程度であって非常な低転位密度であった。

低転位の理由は次のように考えられる。基板表面に貫通転位が走っている低転位のＣ面基板Ｃ_ａ２（ｃ；Ａａ；Ｃ）を種結晶としてｃ方向＜０００１＞方向に成長させ低貫通転位の状態を＜０００１＞方向に転写した構造のインゴットｃ_３（ｃ；Ａａ；Ｃｃ）から成長方向と平行なＡ面でスライス加工した基板Ａ_ｃ３（ｃ；Ａａ；Ｃｃ；Ａ）だからである。よって、基板Ａ_ｃ３には、表面の貫通転位密度は低く、表面平行に走る転位も少ない。理想的な基板である。

１炉
２Ｇａボート
３Ｇａ融液
４サセプタ
５ＧａＡｓ基板
６ヒ−タ
７ガス導入口
８ガス導入口
９ガス排出口
１０ＧａＡｓウエハ
１１マスク
１２窓
１３隆起部
１４転位
１５水平延長層
１６ファセット面
１７面状欠陥部
１８ＧａＮエピ層（インゴット）
１９ＧａＮ基板（ミラーウエハ）
Ｓ切断面
ｇ結晶成長方向
ｑ転位延長方向

Claims

基板内部において、基板表面に平行に、主に一方向に転位が走って存在し、ＥＰＤで評価した基板表面での貫通転位密度が１×１０^６ｃｍ^−２以下であり、かつカソードルミネッセンス観察したときに転位の集合が見られないことを特徴とする単結晶ＧａＮ基板。
基板表面が｛０００１｝面であり、基板内に主に＜１−１００＞方向に転位が走っていることを特徴とする請求項１に記載の単結晶ＧａＮ基板。
基板表面が｛０００１｝面であり、基板内に主に＜１−１００＞方向に転位が走って存在することにより、基板表面での貫通転位を減少したことを特徴とする請求項１に記載の単結晶ＧａＮ基板。
基板表面が｛０００１｝面であり、基板内に主に＜１１−２０＞方向に転位が走って存在することを特徴とする請求項１に記載の単結晶ＧａＮ基板。
基板表面が｛０００１｝面であり、基板内に主に＜１１−２０＞方向に転位が走って存在することにより、基板表面での貫通転位を減少したことを特徴とする請求項１に記載の単結晶ＧａＮ基板。
基板表面が｛１−１００｝面であり、基板内に主に＜０００１＞方向に転位が走って存在することを特徴とする請求項１に記載の単結晶ＧａＮ基板。
基板表面が｛１−１００｝面であり、基板内に主に＜０００１＞方向に転位が走って存在することにより、基板表面の貫通転位を減少したことを特徴とする請求項１に記載の単結晶ＧａＮ基板。
基板表面が｛１１−２０｝面であり、基板内に主に＜０００１＞方向に転位が走って存在することを特徴とする請求項１に記載の単結晶ＧａＮ基板。
基板表面が｛１１−２０｝面であり、基板内に主に＜０００１＞方向に転位が走って存在することにより、基板表面での貫通転位を減少したことを特徴とする請求項１に記載の単結晶ＧａＮ基板。