JP5749839B1 - β−Ｇａ２Ｏ３系単結晶基板 - Google Patents

Abstract

【課題】結晶構造のばらつきが小さい高品質のβ−Ｇａ２Ｏ３系単結晶基板を提供する。【解決手段】一実施の形態において、β−Ｇａ２Ｏ３系単結晶からなるβ−Ｇａ２Ｏ３系単結晶基であって、主面がβ−Ｇａ２Ｏ３系単結晶のｂ軸に平行な面であり、前記主面の中心を通る前記主面上の任意の直線上のΔωの最大値が０．７２６４以下であるβ−Ｇａ２Ｏ３系単結晶基板１を提供する。Δωは、前記直線上における、Ｘ線ロッキングカーブのピーク位置におけるＸ線の入射方向と前記主面のなす角度をωｓとして、前記ωｓとその測定位置との関係を表す曲線の最小二乗法による線形近似により求められる近似直線上の角度をωａとしたときの、前記測定位置の各位置における前記ωｓから前記ωａを減じた値の、最大値と最小値との差である。【選択図】図６

Description

本発明は、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板に関する。

従来、ＥＦＧ（Edge-defined Film-fed Growth）法を用いた平板状のＧａ_２Ｏ_３単結晶の成長方法が知られている（例えば、特許文献１参照）。

特許文献１によれば、ＳｉＯ_２をドーパント原料として用いて、ＳｉをＧａ_２Ｏ_３単結晶に添加する。ＳｉＯ_２は、Ｇａ_２Ｏ_３との融点の差が小さく、Ｇａ_２Ｏ_３単結晶の成長温度（Ｇａ_２Ｏ_３単結晶の原料の融点）における蒸気圧が低いため、Ｇａ_２Ｏ_３単結晶中のドーパント量の制御が容易である。

また、従来、ＦＺ（Floating Zone）法を用いた円柱状のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶の成長方法が知られている（例えば、特許文献２参照）。

特許文献２によれば、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｇｅ等を熱融解性調整用添加物としてβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶に添加する。熱融解性調整用添加物を添加することにより、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶の赤外線吸収特性が大きくなり、ＦＺ装置の光源からの赤外線をβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶が効率的に吸収するようになる。このため、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶の外径が大きい場合であっても、中心部と外側の温度差が小さくなり、中心部が凝固し難くなる。

特開２０１１−１９０１２７号公報 特開２００６−２７３６８４号公報

本発明の目的の１つは、結晶構造のばらつきが小さい高品質のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板を提供することにある。

本発明の一態様は、上記目的を達成するために、［１］〜［１０］のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板を提供する。

［１］β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶からなるβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板であって、主面が前記β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶のｂ軸に平行な面であり、前記主面の中心を通る前記主面上の任意の直線上のΔωの最大値が０．７２６４以下であり、前記Δωは、前記直線上における、Ｘ線ロッキングカーブのピーク位置におけるＸ線の入射方向と前記主面のなす角度をω_ｓとして、前記ω_ｓとその測定位置との関係を表す曲線の最小二乗法による線形近似により求められる近似直線上の角度をω_ａとしたときの、前記測定位置の各位置における前記ω_ｓから前記ω_ａを減じた値の、最大値と最小値との差である、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板。

［２］β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶からなるβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板であって、主面が前記β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶のｂ軸に平行な面であり、前記主面の中心を通る前記主面上の任意の直線上のαの最大値が０．１４１以下であり、前記αは、前記直線上における、Ｘ線ロッキングカーブのピーク位置におけるＸ線の入射方向と前記主面のなす角度をω_ｓとして、前記ω_ｓとその測定位置との関係を表す曲線の最小二乗法による線形近似により求められる近似直線上の角度をω_ａとしたときの、前記測定位置の各位置における前記ω_ｓから前記ω_ａを減じた値の絶対値の、平均値である、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板。

［３］前記任意の直線上のΔωのうち、前記β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶のｂ軸に垂直な直線上のΔωが最大である、前記［１］に記載のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板。

［４］前記任意の直線上のαのうち、前記β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶のｂ軸に垂直な直線上のαが最大である、前記［２］に記載のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板。

［５］ドーパントを含む、前記［１］〜［４］のいずれかに記載のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板。

［６］前記ドーパントがＩＶ族元素である、前記［５］に記載のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板。

［７］前記ドーパントがＳｎ又はＳｉである、前記［６］に記載のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板。

［８］前記主面が（−２０１）面、（１０１）面、又は（００１）面である、前記［１］〜［７］のいずれかに記載のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板。

［９］ｂ軸方向に育成された平板状のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶から切りだされた、前記［１］〜［８］のいずれかに記載のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板。

［１０］双晶面を含まない、又は双晶面と前記主面との交線に垂直な方向の最大幅が２インチ以上の双晶面を含まない領域を有する、前記［１］〜［９］のいずれかに記載のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板。

本発明によれば、結晶構造のばらつきが小さい高品質のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板を提供することができる。

図１は、第１の実施の形態に係るＥＦＧ結晶製造装置の垂直断面図である。 図２は、第１の実施の形態に係るβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶の成長中の様子を表す斜視図である。 図３は、種結晶を切り出すためのβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶を育成する様子を表す斜視図である。 図４は、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶から切り出したβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板とＸ線回折の測定位置を表す平面図である。 図５は、Ｘ線ロッキングカーブ測定の様子を模式的に表す図である。 図６（ａ）〜（ｃ）は、基板上の測定位置と、Ｘ線ロッキングカーブのピーク位置のωの値であるω_ｒとの関係を表す曲線とその最小二乗法による線形近似から求められた近似直線を表すグラフである。 図７（ａ）〜（ｃ）は、基板上の測定位置と、Ｘ線ロッキングカーブのピーク位置のωの値であるω_ｒとの関係を表す曲線とその最小二乗法による線形近似から求められた近似直線を表すグラフである。

〔実施の形態〕
（実施の形態の概要）
本実施の形態においては、種結晶を用いて、平板状のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶を育成する。この平板状のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶を後述する育成方法によって育成することにより、結晶構造のばらつきを小さくすることができる。

β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶における結晶構造のばらつきは、ｂ軸方向に垂直な方向に沿って最も大きくなる。このため、本実施の形態においては、平板状のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶から切り出したβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板の結晶構造のばらつきの評価指標として、主面に平行かつｂ軸方向に垂直な方向の結晶構造のばらつきを測定した。

（β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板の製造方法）
以下に、上記の結晶構造のばらつきが小さいβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１の製造方法の一例を記載する。

図１は、第１の実施の形態に係るＥＦＧ(Edge Defined Film Fed Growth)結晶製造装置１０の垂直断面図である。

ＥＦＧ結晶製造装置１０は、石英管１８内に設置されたＧａ_２Ｏ_３系融液３０を受容するルツボ１１と、このルツボ１１内に設置されたスリット１２ａを有するダイ１２と、ダイ１２の開口部１２ｂを含む上面を露出させるようにしてルツボ１１の開口部を閉塞する蓋１３と、種結晶３１を保持する種結晶保持具１４と、種結晶保持具１４を昇降可能に支持するシャフト１５と、ルツボ１１を載置するための支持台１６と、石英管１８の内壁に沿って設けられた断熱材１７と、石英管１８の周囲に設けられた高周波誘導加熱用の高周波コイル１９と、石英管１８及び断熱材１７を支持する基部２２と、基部２２に取り付けられた脚部２３とを有する。

ＥＦＧ結晶製造装置１０は、さらに、ルツボ１１上のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２が育成される領域を囲むように設けられたＩｒ等からなるアフターヒーター２０と、アフターヒーター２０上に蓋のように設けられたＩｒ等からなる反射板２１を有する。

ルツボ１１は、Ｇａ_２Ｏ_３系原料を溶解させて得られたＧａ_２Ｏ_３系融液３０を収容する。ルツボ１１は、Ｇａ_２Ｏ_３系融液３０を収容しうるＩｒ等の高い耐熱性を有する材料からなる。

ダイ１２は、ルツボ１１内のＧａ_２Ｏ_３系融液３０を毛細管現象により上昇させるためのスリット１２ａを有する。ダイ１２は、ルツボ１１と同様に、Ｉｒ等の高い耐熱性を有する材料からなる。

蓋１３は、ルツボ１１から高温のＧａ_２Ｏ_３系融液３０が蒸発することを防止し、蒸発物がルツボ１１外の部材に付着することを防ぐ。

高周波コイル１９は、石英管１８の周囲に螺旋状に配置され、図示しない電源から供給される高周波の電流により、ルツボ１１及びアフターヒーター２０を誘導加熱する。これにより、ルツボ内のＧａ_２Ｏ_３系原料が溶解してＧａ_２Ｏ_３系融液３０が得られる。

断熱材１７は、ルツボ１１の周囲に所定の間隔を有して設けられている。断熱材１７は、保温性を有し、誘導加熱されたルツボ１１等の急激な温度変化を抑制することができる。

アフターヒーター２０は、誘導加熱により発熱し、反射板２１は、アフターヒーター２０及びルツボ１１から発せられた熱を下方に反射する。アフターヒーター２０は、ホットゾーンの径方向（水平方向）の温度勾配を低減することができ、反射板２１は、ホットゾーンの結晶成長方向の温度勾配を低減することができることが、本願発明者により確認されている。

アフターヒーター２０及び反射板２１をＥＦＧ結晶製造装置１０に設けることにより、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２の転位密度を低減できる。このため、結晶構造のばらつきが小さいβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１をβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２から得ることができる。

図２は、第１の実施の形態に係るβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２の成長中の様子を表す斜視図である。図２においては、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２の周囲の部材の図示を省略する。

β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２を育成するには、まず、ルツボ１１内のＧａ_２Ｏ_３系融液３０をダイ１２のスリット１２ａを通してダイ１２の開口部１２ｂまで上昇させ、種結晶３１をダイ１２の開口部１２ｂにあるＧａ_２Ｏ_３系融液３０に接触させる。次に、Ｇａ_２Ｏ_３系融液３０に接触させた種結晶３１を鉛直方向に引き上げ、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２を成長させる。図２に示される結晶成長方向は、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２のｂ軸に平行な方向（ｂ軸方向）である。

β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２及び種結晶３１は、β−Ｇａ_２Ｏ_３単結晶、又は、Ａｌ、Ｉｎ等の元素が添加されたＧａ_２Ｏ_３単結晶である。例えば、Ａｌ及びＩｎが添加されたβ−Ｇａ_２Ｏ_３単結晶である（Ｇａ_ｘＡｌ_ｙＩｎ_{（１−ｘ−ｙ）}）_２Ｏ_３（０＜ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０＜ｘ＋ｙ≦１）単結晶であってもよい。Ａｌを添加した場合にはバンドギャップが広がり、Ｉｎを添加した場合にはバンドギャップが狭くなる。また、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２は、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｎｂ等の元素をドーパントとして含んでもよい。

種結晶３１は、双晶面を含まない、又はほぼ含まないβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶である。種結晶３１は、育成するβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２と幅及び厚さがほぼ等しい。このため、幅方向Ｗ及び厚さ方向Ｔに肩を広げることなく、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２を育成することができる。

β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２の育成は幅方向Ｗに肩を広げる工程を含まないため、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２の双晶化が抑えられる。なお、厚さ方向Ｔへの肩広げは、幅方向Ｗの肩広げと異なり、双晶が生じにくいため、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２の育成は厚さ方向Ｔに肩を広げる工程を含んでもよいが、厚さ方向Ｔへの肩広げを行わない場合は、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２のほぼ全体が基板を切り出すことのできる平板状の領域となり、基板製造のコストを低減することができるため、図２に示されるように、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２の厚さを確保するために厚さの大きい種結晶３１を用いて、厚さ方向Ｔへの肩広げを行わないことが好ましい。

種結晶３１の水平方向に向いた面３３の面方位と、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２の主面３４の面方位が一致する。このため、例えば、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２から主面の面方位が（−２０１）であるβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１を切り出す場合は、種結晶３１の面３３の面方位が（−２０１）である状態でβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２を育成する。

β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶は、（１００）面における劈開性が強く、結晶成長の肩広げの過程で（１００）面を双晶面（対称面）とする双晶が生じやすい。本実施の形態におけるβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２の結晶成長方向であるｂ軸方向は、（１００）面に平行であるため、双晶が発生した場合であっても、比較的大きな、例えば２インチ以上の、双晶を含まないβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板を切り出すことができる。また、双晶面と主面との交線に垂直な方向の最大幅が２インチ以上の双晶面を含まない領域を有するβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板を切り出すことができる。

次に、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２と同等の幅を有する幅広の種結晶３１を四角柱状の幅の小さい種結晶を用いて形成する方法について述べる。

図３は、種結晶３１を切り出すためのβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３６を育成する様子を表す斜視図である。

種結晶３１は、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３６の双晶面を含まない、又はほとんど含まない領域から切り出される。このため、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３６の幅（幅方向Ｗの大きさ）は、種結晶３１の幅よりも大きい。

また、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３６の厚さ（厚さ方向Ｔの大きさ）は、種結晶３１の厚さより小さくてもよいが、その場合は、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３６から直接種結晶３１を切り出すのではなく、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３６から切り出した種結晶を用いて厚さ方向Ｔに肩を広げて育成したβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶から種結晶３１を切り出す。

β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３６の育成には、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２の育成に用いられるＥＦＧ結晶製造装置１０とほぼ同じ構造のＥＦＧ結晶製造装置１００を用いることができるが、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３６の幅、又は幅と厚さがβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２と異なるため、ＥＦＧ結晶製造装置１００のダイ１１２の幅、又は幅と厚さは、ＥＦＧ結晶製造装置１０のダイ１２と異なる。ダイ１１２の開口部１１２ｂの大きさは、ダイ１２の開口部１２ｂと通常は等しいが、等しくなくてもよい。

種結晶３５は、育成するβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３６よりも幅の小さい四角柱状のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶である。

β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３６を育成するには、まず、ルツボ１１内のＧａ_２Ｏ_３系融液３０をダイ１１２のスリットを通してダイ１１２の開口部１１２ｂまで上昇させ、種結晶３５の水平方向の位置がダイ１２の幅方向Ｗの中心から幅方向Ｗにずれた状態で、種結晶３５をダイ１１２の開口部１１２ｂにあるＧａ_２Ｏ_３系融液３０に接触させる。このとき、より好ましくは、種結晶３５の水平方向の位置がダイ１１２の幅方向Ｗの端の上にある状態で、種結晶３５をダイ１１２の上面を覆うＧａ_２Ｏ_３系融液３０に接触させる。

次に、Ｇａ_２Ｏ_３系融液３０に接触させた種結晶３５を鉛直方向に引き上げ、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３６を成長させる。

育成するβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶が幅方向への肩広げ工程において双晶化するときは、種結晶に近い領域に双晶面が生じやすく種結晶から離れた位置では双晶面が生じにくい。

本実施の形態のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３６の育成方法は、このようなβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶の双晶化の性質を利用したものである。本実施の形態によれば、種結晶３５の水平方向の位置がダイ１２の幅方向Ｗの中心から幅方向Ｗにずれた状態でβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３６を成長させるため、種結晶３５の水平方向の位置がダイ１２の幅方向Ｗの中心にある状態でβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３６を成長させる場合と比較して、種結晶３５からの距離が大きい領域がβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３６中に生じる。このような領域には双晶面が生じにくいため、幅広の種結晶３１を切り出すことができる。

なお、上記の種結晶３５を用いたβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３６の育成、及びβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３６からの種結晶の切り出しには、特願２０１３−１０２５９９に開示された技術を適用することができる。

次に、育成したβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２からβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１を切り出す方法の一例について述べる。

まず、例えば、厚さが１８ｍｍのβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２を育成した後、単結晶育成時の熱歪緩和と電気特性の向上を目的とするアニールを行う。このアニールは、例えば、窒素等の不活性雰囲気において、１４００〜１６００℃の温度を６〜１０時間保持することにより行われる。

次に、種結晶３１とβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２の分離を行うため、ダイヤモンドブレードを用いて切断を行う。まず、カーボン系のステージに熱ワックスを介してβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２を固定する。切断機にステージに固定されたβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２をセッティングし、切断を行う。ブレードの粒度は＃２００〜＃６００（ＪＩＳＢ４１３１による規定）程度であることが好ましく、切断速度は毎分６〜１０ｍｍくらいが好ましい。切断後は、熱をかけてカーボン系ステージからβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２を取外す。

次に、超音波加工機やワイヤー放電加工機を用いてβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２の縁を円形に加工する。また、円形に加工されたβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２の縁にオリエンテーションフラットを形成してもよい。

次に、マルチワイヤーソーにより、円形に加工されたβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２を１ｍｍ程度の厚さにスライスし、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１を得る。この工程において、所望のオフセット角をつけてスライスを行うことができる。ワイヤーソーは固定砥粒方式のものを用いることが好ましい。スライス速度は毎分０．１２５〜０．３ｍｍ程度が好ましい。

β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２がｂ軸方向に育成された単結晶であるため、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２から切りだされるβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１の主面は、（−２０１）面、（１０１）面、（００１）面等のｂ軸に平行な面である。

次に、加工歪緩和、及び電気特性向上、透過性向上を目的とするアニールをβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１に施す。昇温時には酸素雰囲気でのアニールを行い、昇温後に温度を保持する間は窒素雰囲気等の不活性雰囲気に切替えてアニールを行う。保持温度は１４００〜１６００℃が好ましい。

次に、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１のエッジに所望の角度にて面取り（べベル）加工を施す。

次に、ダイヤモンドの研削砥石を用いて、所望の厚さになるまでβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１を研削する。砥石の粒度は＃８００〜１０００（ＪＩＳＢ４１３１による規定）程度であることが好ましい。

次に、研磨定盤とダイヤモンドスラリーを用いて、所望の厚さになるまでβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板を研磨する。研磨定盤は金属系やガラス系の材質のものが好ましい。ダイヤモンドスラリーの粒径は０．５μｍ程度が好ましい。

次に、ポリッシングクロスとＣＭＰ（Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｐｏｌｉｓｈｉｎｇ）用のスラリーを用いて、原子レベルの平坦性が得られるまでβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１を研磨する。ポリッシングクロスはナイロン、絹繊維、ウレタン等の材質のものが好ましい。スラリーにはコロイダルシリカを用いることが好ましい。ＣＭＰ工程後のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１の主面の平均粗さはＲａ０．０５〜０．１ｎｍくらいである。

（β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板の品質評価方法）
上記の方法等により得られたβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１に対して、Ｘ線ロッキングカーブ測定により結晶品質の評価を行う。この結晶品質の評価は、基板の主面に平行かつｂ軸に垂直な方向の結晶構造のばらつきの評価により行う。

図４は、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶から切り出したβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１とＸ線回折の測定位置を表す平面図である。図４にマーク「×」で示される測定点において、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶のｂ軸方向を軸として基板を回転させながらＸ線回折強度を測定し、Ｘ線ロッキングカーブを得る。
これらの測定点は、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１の主面の中心を通る主面上の直線であって、ｂ軸に垂直な直線の上に並んでいる。

図５は、Ｘ線ロッキングカーブ測定の様子を模式的に表す図である。Ｘ線発生装置２から発せられたＸ線のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１への入射方向（Ｘ線発生装置２からβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１の主面上の測定点へ向かう方向）のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１の主面に平行な成分は、上記の測定点が列ぶ直線と一致する。図５は、一例として、主面の面方位が（−２０１）であるβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１の主面の中心を通る［１０２］方向に平行な直線上を測定する場合の、Ｘ線の入射方向を示している。

図５中のωは、Ｘ線の入射方向とβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板２の主面の成す角度［ｄｅｇ］を表し、２θは、Ｘ線の入射方向と測定点からＸ線検出装置６へ向かう方向との成す角度である。Ｘ線ロッキングカーブ測定では、２θを固定した状態で、ブラッグの条件が満たされる角度の近傍でωを変化させることにより回折ピークを得る。

このＸ線回折測定をドーパントが添加されていないβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板（基板Ａとする）、仕込み濃度０．０３０ｍｏｌ％のＳｎがドーパントとして添加された２枚のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板（基板Ｂ、Ｃとする）、仕込み濃度０．０２０ｍｏｌ％のＳｉがドーパントとして添加された３枚のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板（基板Ｄ、Ｅ、Ｆとする）に対して行った。

なお、基板Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅは、上記のＥＦＧ結晶製造装置１０を用いてｂ軸方向に育成されたβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２から切りだされた基板であり、基板Ｆは、上記のＥＦＧ結晶製造装置１０からアフターヒーター２０及び反射板２１を除いた装置を用いて育成されたβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２から切りだされた基板である。また、基板Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅの主面は、いずれもｂ軸に平行な（−２０１）面である。

図６（ａ）〜（ｃ）、図７（ａ）〜（ｃ）は、基板上の測定位置と、角度ω_ｒ［ｄｅｇ］との関係を表す曲線とその近似直線を表すグラフである。図６（ａ）〜（ｃ）、図７（ａ）〜（ｃ）の横軸はｂ軸に垂直な方向の基板上の位置［ｍｍ］、縦軸は角度ω_ｒ［ｄｅｇ］を表す。

ここで、ω_ｒは、Ｘ線ロッキングカーブのピーク位置におけるωの値であるω_ｓから、ω_ｓの測定を行った直線上における平均値を減じた値である。ω_ｒを図６、７の縦軸として用いる理由は、各グラフをω_ｓの平均値が０°となるように規格化し、グラフ間の比較を容易にするためである。

図６（ａ）、（ｂ）、（ｃ）は、それぞれ基板Ａ、Ｂ、Ｃについての測定結果を表すグラフである。図７（ａ）、（ｂ）、（ｃ）は、それぞれ基板Ｄ、Ｅ、Ｆについての測定結果を表すグラフである。図６（ａ）〜（ｃ）、図７（ａ）〜（ｃ）のＸ線ロッキングカーブの回折ピークは、（−４０２）面における回折によるものである。

図６（ａ）〜（ｃ）、図７（ａ）〜（ｃ）から、各測定位置における、角度ω_ｒから近似直線上の角度（以下ω_ａと呼ぶ）を減じた値を求め、その最大値と最小値の差Δω［ｄｅｇ］を求める。また、各測定位置における、角度ω_ｒから角度ω_ａを減じた値を求め、その絶対値の平均値α［ｄｅｇ］を求める。なお、近似直線は、測定位置と角度ω_ｒとの関係を表す曲線の最小二乗法による線形近似により求められたものである。

なお、ω_ｒの代わりにω_ｓを用いてΔωを求めることもできる。すなわち、ω_ｓと測定位置との関係を表す曲線の最小二乗法による線形近似により近似直線を求め、各測定位置における、ω_ｓから近似直線上の角度ω_ａ減じた値を求め、それらの最大値と最小値の差からΔωを求めることができる。当然ながら、ω_ｒとω_ｓのどちらを用いても同じ値のΔωが得られる。同様に、ω_ｒの代わりにω_ｓを用いてαを求めることもできる。

ｂ軸に垂直な方向の角度ω_ｒのばらつきが小さいほど、このΔω、αが小さくなり、基板のｂ軸に垂直な方向の結晶構造のばらつきが小さいことを意味する。

なお、ＥＦＧ結晶製造装置１０を用いて育成されたβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２から切りだされた、Ｓｎがドーパントとして添加された複数のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板については、基板Ｂ、Ｃ以外の基板に対してもＸ線回折を行っており、基板Ｃは、それらの基板、基板Ｂ、及び基板Ｃのうちで最もΔω、αの値が大きかった基板である。

また、ＥＦＧ結晶製造装置１０を用いて育成されたβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２から切りだされた、Ｓｉがドーパントとして添加された複数のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板については、基板Ｄ、Ｅ以外の基板に対してもＸ線回折を行っており、基板Ｅは、それらの基板、基板Ｄ、及び基板Ｅのうちで最もΔω、αの値が大きかった基板である。

以下の表１に、各基板のΔω、αの数値を表す。

上述したように、基板Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆの主面は（−２０１）面であるが、ｂ軸に平行な面であれば、（１０１）面、（００１）面等の他の面であっても、同程度のΔω、αが得られる。

Ｓｎ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｐｂ等のＩＶ族元素は、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶のｎ型ドーパントとして適した元素である。ＩＶ族元素のうち、表１に示されていないＧｅ、Ｐｂをドーパントとして用いた場合、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板の結晶構造のばらつき（Δω、α）は、Ｓｉを用いた場合とほぼ等しくなる。

基板Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、ＥのΔω、αの値は、それぞれ０．７２６４以下、０．１４１以下であり、基板ＦのΔω、αの値よりも小さい。これは、基板Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅがアフターヒーター２０及び反射板２１を備えたＥＦＧ結晶製造装置１０を用いて育成されたβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２から切りだされたことによる。

基板Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅはｂ軸方向に育成されたβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２から切りだされた基板であるため、それらの主面上の、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２の育成方向であるｂ軸に垂直な直線上のΔω、αは、基板Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅの主面上の任意の直線（あらゆる直線）上のΔω、αの中で最大の値をとる。すなわち、例えば、ｂ軸に垂直な直線上のΔω、αがそれぞれ０．７２６４以下、０．１４１以下であれば、任意の直線上のΔω、αの最大値がそれぞれ０．７２６４以下、０．１４１以下であるといえる。

次に、基板の反りが与えるΔω、αの変化についての評価結果を示す。Δω、αは、基板面内の各部における結晶格子の傾きから得られるパラメータであるため、基板中の結晶構造のばらつき以外にも、基板の反りにより影響を受ける。本評価は、基板の反りに起因するΔω、αの変化が結晶構造のばらつきに起因するΔω、αの変化と比較して十分に小さく、Δω、αの値による結晶構造のばらつきの評価にほとんど影響を与えないことを示すためのものである。

まず、ＥＦＧ結晶製造装置１０を用いて育成されたβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２から切りだされた、仕込み濃度０．１０ｍｏｌ％のＳｎがドーパントとして添加された、主面の面方位が（−２０１）である５枚の基板（基板Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋとする）を用意し、各基板面内の位置ごとの表面の高さを測定する。この位置ごとの表面の高さのデータから、基板の反りの大きさの指標となる「Ｂｏｗ」と「Ｗａｒｐ」の値が求められる。

次に、各基板面内の位置ごとの表面の高さのデータから、各基板面内の位置ごとの傾きθを算出する。この傾きθは、Ｘ線ロッキングカーブ測定における角度ωに(θ°の)ズレをもたらす。基板面内の位置ごとの傾きθから、基板の反りに起因するΔω、αを求めることができる。

以下の表２に、基板Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋの反りの大きさを表すＢｏｗ及びＷａｒｐの数値と、各基板の反りに起因する、基板の主面の中心を通る主面上の直線であって、ｂ軸に垂直な直線上のΔω、αの数値を示す。

表２に示されるように、基板の反りに起因するΔω、αの数値は、表１に示される結晶構造のばらつきに起因するΔω、αの変化と比較して十分に小さく、Δω、αの値による結晶構造のばらつきの評価にほとんど影響を与えない。なお、このようなβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶３２から切りだされた基板の反りの大きさは、ドーパントの有無やドーパントの種類にほとんど依存しない。

（実施の形態の効果）
本実施の形態によれば、ドーパントを添加する場合であっても、結晶構造のばらつきが小さい高品質のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板を得ることができる。

以上、本発明の実施の形態を説明したが、本発明は、上記実施の形態に限定されず、発明の主旨を逸脱しない範囲内において種々変形実施が可能である。

また、上記に記載した実施の形態は特許請求の範囲に係る発明を限定するものではない。また、実施の形態の中で説明した特徴の組合せの全てが発明の課題を解決するための手段に必須であるとは限らない点に留意すべきである。

１…β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板、 ３２…β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶

Claims (10)

1. β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶からなるβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板であって、
   主面が前記β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶のｂ軸に平行な面であり、
   前記主面の中心を通る前記主面上の任意の直線上のΔωの最大値が０．７２６４以下であり、
   前記Δωは、前記直線上における、Ｘ線ロッキングカーブのピーク位置におけるＸ線の入射方向と前記主面のなす角度をω_ｓとして、前記ω_ｓとその測定位置との関係を表す曲線の最小二乗法による線形近似により求められる近似直線上の角度をω_ａとしたときの、前記測定位置の各位置における前記ω_ｓから前記ω_ａを減じた値の、最大値と最小値との差である、
   β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板。
2. β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶からなるβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板であって、
   主面が前記β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶のｂ軸に平行な面であり、
   前記主面の中心を通る前記主面上の任意の直線上のαの最大値が０．１４１以下であり、
   前記αは、前記直線上における、Ｘ線ロッキングカーブのピーク位置におけるＸ線の入射方向と前記主面のなす角度をω_ｓとして、前記ω_ｓとその測定位置との関係を表す曲線の最小二乗法による線形近似により求められる近似直線上の角度をω_ａとしたときの、前記測定位置の各位置における前記ω_ｓから前記ω_ａを減じた値の絶対値の、平均値である、
   β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板。
3. 前記任意の直線上のΔωのうち、前記β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶のｂ軸に垂直な直線上のΔωが最大である、
   請求項１に記載のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板。
4. 前記任意の直線上のαのうち、前記β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶のｂ軸に垂直な直線上のαが最大である、
   請求項２に記載のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板。
5. ドーパントを含む、
   請求項１〜４のいずれかに記載のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板。
6. 前記ドーパントがＩＶ族元素である、
   請求項５に記載のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板。
7. 前記ドーパントがＳｎ又はＳｉである、
   請求項６に記載のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板。
8. 前記主面が（−２０１）面、（１０１）面、又は（００１）面である、
   請求項１〜７のいずれかに記載のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板。
9. ｂ軸方向に育成された平板状のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶から切りだされた、
   請求項１〜８のいずれかに記載のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板。
10. 双晶面を含まない、又は双晶面と前記主面との交線に垂直な方向の最大幅が２インチ以上の双晶面を含まない領域を有する、
    請求項１〜９のいずれかに記載のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板。

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