JP5938871B2 - ＧａＮ系膜の製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、主面の面積が大きく反りの小さいＧａＮ系膜が得られるＧａＮ系膜の製造方法に関する。
ＧａＮ系膜は、発光デバイス、電子デバイスなどの半導体デバイスの基板および半導体層として、好適に用いられる。かかるＧａＮ系膜を製造するための基板としては、その基板とＧａＮ系膜との間で、格子定数および熱膨張係数を一致させるまたは一致に近づける観点から、ＧａＮ基板が最も優れている。ところが、ＧａＮ基板は非常に高価であり、また、主面の直径が２インチを超える大口径のＧａＮ基板の入手は困難である。
このため、ＧａＮ系膜を成膜するための基板として、一般に、サファイア基板が用いられている。しかしながら、サファイア基板とＧａＮ結晶とでは、それらの格子定数および熱膨張係数が大きく異なる。
このため、サファイア基板とＧａＮ結晶との間の格子定数の不整合を緩和して結晶性が良好なＧａＮ結晶を成長させるために、たとえば、特開平０４−２９７０２３号公報（特許文献１）は、サファイア基板にＧａＮ結晶を成長させる際に、サファイア基板上にＧａＮバッファ層を形成し、そのＧａＮバッファ層上にＧａＮ結晶層を成長させることを開示する。
また、ＧａＮ結晶の熱膨張係数に近い熱膨張係数の基板を用いて反りの小さいＧａＮ膜を得るために、たとえば、特表２００７−５２３４７２号公報（特許文献２）は、中央層に対して互いにほぼ同一の熱膨張係数を有する各対の層を１対以上有し、全体的熱膨張係数がＧａＮ結晶の熱膨張係数とほぼ同一である複合支持基板を開示する。
特開平０４−２９７０２３号公報 特表２００７−５２３４７２号公報
上記の特開平０４−２９７０２３号公報（特許文献１）においては、ＧａＮ結晶成長中に転位などの結晶欠陥が会合消滅するためか、結晶成長方向に凹に反りながらＧａＮ結晶が成長する。
しかし、上記のようにサファイア基板の熱膨張係数はＧａＮ結晶の熱膨張係数に比べて非常に大きいため、成長したＧａＮ結晶は結晶成長後の冷却時に結晶成長方向に凸に大きく反り、結晶成長方向に凸に大きく反ったＧａＮ膜が得られる。ここで、サファイア基板の主面の直径を大きくするほど、そのＧａＮ結晶の上記冷却時における反りが大きくなる（具体的には、得られるＧａＮ膜の反りは、サファイア基板における主面の直径の２乗にほぼ比例する）。このため、主面の直径が大きくなるほど、反りの小さいＧａＮ膜を得ることは困難である。
また、上記の特表２００７−５２３４７２号公報（特許文献２）に開示された複合支持基板は、その熱膨張係数がＧａＮ結晶の熱膨張係数とほぼ同一であるため、その上に成長させるＧａＮ層の反りを小さくすることができる。しかしながら、かかる複合支持基板は、その構造が複雑であるため、その構造の設計が難しく、またその構造の形成が難しいことから、設計および製造のためのコストが非常に高くなり、ＧａＮ膜を製造するコストが非常に高くなる。
本発明は、上記問題点を解決して、主面の面積が大きく反りの小さいＧａＮ系膜を製造することが可能なＧａＮ系膜の製造方法を提供することを目的とする。
本発明は、主面内の熱膨張係数が、ＧａＮ結晶のａ軸方向の熱膨脹係数に比べて、０．８倍より大きく１．２倍より小さい支持基板と、支持基板の主面側に配置されている単結晶膜と、を含み、支持基板が酸化物を含む焼結体であり、単結晶膜がＧａＮ膜である複合基板を準備する工程と、複合基板における単結晶膜の主面上にＧａＮ系膜を成膜する工程と、を含むＧａＮ系膜の製造方法である。
本発明にかかるＧａＮ系膜の製造方法において、複合基板における支持基板は、アルミナとシリカとで形成されるＡｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2複合酸化物と、イットリア安定化ジルコニアと、を含むことができる。ここで、Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2複合酸化物およびイットリア安定化ジルコニアの全体に対するイットリア安定化ジルコニアの含有率を２０質量％以上４０質量％以下とすることができる。さらに、イットリア安定化ジルコニアに対するイットリアの含有率を５モル％以上とすることができる。また、ＧａＮ系膜を成膜する工程は、単結晶膜の主面上にＧａＮ系バッファ層を形成するサブ工程と、ＧａＮ系バッファ層の主面上にＧａＮ系単結晶層を形成するサブ工程と、を含むことができる。
本発明によれば、主面の面積が大きく反りの小さいＧａＮ系膜を製造することが可能なＧａＮ系膜の製造方法を提供することができる。
本発明にかかるＧａＮ系膜の製造方法の一例を示す概略断面図である。ここで、（Ａ）は複合基板を準備する工程を示し、（Ｂ）はＧａＮ系膜を成膜する工程を示す。 本発明にかかるＧａＮ系膜の製造方法に用いられる複合基板の準備する工程の一例を示す概略断面図である。ここで、（Ａ）は支持基板を準備するサブ工程を示し、（Ｂ）は下地基板上に単結晶膜を成膜するサブ工程を示し、（Ｃ）は支持基板に単結晶膜を貼り合わせるサブ工程を示し、（Ｄ）は単結晶膜から下地基板を分離するサブ工程を示す。
図１を参照して、本発明にかかるＧａＮ系膜の製造方法の一実施形態は、主面１１ｍ内の熱膨張係数が、ＧａＮ結晶のａ軸方向の熱膨脹係数に比べて、０．８倍より大きく１．２倍より小さい支持基板１１と、支持基板１１の主面１１ｍ側に配置されている単結晶膜１３と、を含み、単結晶膜１３は単結晶膜１３の主面１３ｍに垂直な軸に対して３回対称性を有する複合基板１０を準備する工程（図１（Ａ））と、複合基板１０における単結晶膜１３の主面１３ｍ上にＧａＮ系膜２０を成膜する工程（図１（Ｂ））と、を含む。ここで、ＧａＮ系膜とは、ＩＩＩ族元素としてＧａを含むＩＩＩ族窒化物で形成されている膜をいい、たとえばＧａxＩｎyＡｌ1-x-yＮ膜（ｘ＞０、ｙ≧０、ｘ＋ｙ≦１）が挙げられる。
本実施形態のＧａＮ系膜の製造方法によれば、主面内の熱膨張係数が、ＧａＮ結晶のａ軸方向の熱膨脹係数に比べて、０．８倍より大きく１．２倍より小さい支持基板と、支持基板の主面側に配置されている単結晶膜と、を含み、単結晶膜が結晶膜の主面に垂直な軸に対して３回対称性を有する複合基板を用いることにより、主面の面積が大きく（すなわち大口径で）反りの小さいＧａＮ系膜が得られる。
（複合基板の準備工程）
図１（Ａ）を参照して、本実施形態のＧａＮ系膜の製造方法は、主面１１ｍ内の熱膨張係数が、ＧａＮ結晶のａ軸方向の熱膨脹係数に比べて、０．８倍より大きく１．２倍より小さい支持基板１１と、支持基板１１の主面１１ｍ側に配置されている単結晶膜１３と、を含み、単結晶膜１３が単結晶膜１３の主面１３ｍに垂直な軸に対して３回対称性を有する複合基板１０を準備する工程を含む。
上記の複合基板１０は、主面１１ｍ内の熱膨張係数がＧａＮ結晶のａ軸方向の熱膨張係数と一致または近似する（具体的には、０．８倍より大きく１．２倍より小さい）支持基板１１と、支持基板１１の主面１１ｍ側に配置されている単結晶膜１３と、を含み、単結晶膜１３が単結晶膜１３の主面１３ｍに垂直な軸に対して３回対称性を有しているため、複合基板１０の単結晶膜１３の主面１３ｍ上に反りが小さく転位密度が低い大口径のＧａＮ系膜を成長させることができる。
複合基板１０の単結晶膜１３上に、反りが小さく転位密度が低い大口径のＧａＮ系膜を成長させる観点から、上記の複合基板１０に含まれる支持基板１１は、主面１１ｍ内の熱膨張係数が、ＧａＮ結晶のａ軸方向の熱膨脹係数に比べて、０．８倍より大きく１．２倍より小さいことが必要であり、０．９倍より大きく１．１５倍より小さいことが好ましく、０．９５倍より大きく１．１倍より小さいことがより好ましい。
ここで、支持基板１１は、主面１１ｍ内の熱膨張係数が、ＧａＮ結晶のａ軸方向の熱膨脹係数に比べて、０．８より大きく１．２倍より小さい基板であれば特に制限はなく、単結晶であっても、多結晶であっても、非結晶であってもよい。支持基板１１は、その原料の種類と比率とを変動することによりその熱膨張係数の調整が容易で上記の範囲内にある熱膨張係数が容易に得られること、ＧａＮ系薄膜成長雰囲気に対して耐性を持つこと、およびＧａＮ系薄膜成長後にフッ化水素酸（フッ酸）などの溶剤で選択的にエッチングすることが可能である観点から、酸化物を含む焼結体であることが好ましい。たとえば、Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系焼結体、ＭｇＯ−ＳｉＯ2焼結体、ＺｒＯ2−ＳｉＯ2焼結体、ＺｒＯ2−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2焼結体、Ｙ2Ｏ3−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2焼結体、Ｙ2Ｏ3−ＺｒＯ2−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2焼結体などが好ましく挙げられる。
また、支持基板１１は、アルミナ（Ａｌ2Ｏ3）とシリカ（ＳｉＯ2）で形成されるＡｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2複合酸化物と、イットリア安定化ジルコニア（Ｙ2Ｏ3安定化ＺｒＯ2、以下ＹＳＺともいう）と、を含むことが特に好ましい。Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2複合酸化物とＹＳＺ（イットリア安定化ジルコニア）とを含む支持基板１１は、フッ化水素酸（フッ酸）に溶解するとともに、複合基板１０の支持基板１１の主面側に配置されている単結晶膜１３上に結晶性の良好なＧａＮ系膜を成長させることができる。ここで、Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2複合酸化物には、特に制限はなく、ムライト（３Ａｌ2Ｏ3・２ＳｉＯ2〜２Ａｌ2Ｏ3・２ＳｉＯ2またはＡｌ6Ｏ13Ｓｉ2）などが好適である。
Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2複合酸化物とＹＳＺ（イットリア安定化ジルコニア）とを含む支持基板１１において、単結晶膜１３上に結晶性の良好なＧａＮ系膜を成長させる際にＧａＮ系膜に発生するクラックを抑制する観点から、Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2複合酸化物およびＹＳＺの全体に対するＹＳＺの含有率は、２０質量％以上４０質量％以下が好ましく、２５質量％以上３５質量％以下がより好ましい。さらに、上記と同様の観点から、ＹＳＺに対するイットリア（Ｙ2Ｏ3）の含有率は、５モル％以上が好ましく、６モル％以上５０モル％以下がより好ましい。
このとき、支持基板１１およびＧａＮ結晶の熱膨張係数は、一般に、それらの温度により大きく変動することから、如何なる温度または温度領域における熱膨張係数によって決めるかが重要である。本発明においては、複合基板上に反りの小さいＧａＮ系膜を製造することを目的とするものであり、室温から昇温させてＧａＮ系膜の成膜温度で複合基板上にＧａＮ系膜を成膜した後室温まで降温させて複合基板上に成膜されたＧａＮ系膜を取り出すことから、室温からＧａＮ系膜の成膜温度までにおける支持基板およびＧａＮ結晶の平均熱膨張係数を、それぞれ支持基板およびＧａＮ結晶の熱膨張係数として取り扱うことが適正と考えられる。しかしながら、ＧａＮ結晶は、不活性ガス雰囲気中においても、８００℃を超えると分解が起こる。このため、本発明においては、支持基板およびＧａＮ結晶の熱膨張係数は、室温（具体的に２５℃）から８００℃までにおける平均熱膨張係数により決定することにする。
また、複合基板１０の単結晶膜１３上に、反りが小さく転位密度が低い大口径のＧａＮ系膜を成長させる観点から、上記の複合基板１０に含まれる支持基板１１の主面１１ｍ側に配置される単結晶膜１３は、単結晶膜１３の主面１３ｍに垂直な軸に対して３回対称性を有することが必要であり、主面１３ｍが（０００１）面であるサファイア膜、主面１３ｍが（０００１）面であるＳｉＣ膜、主面１３ｍが（１１１）面であるＳｉ膜、主面１３ｍが（１１１）面であるＧａＡｓ膜などが好ましく挙げられる。ここで、単結晶膜が単結晶膜の主面に垂直な軸に対して３回対称性を有するとは、結晶幾何学的に厳密な３回対称性を有していることを意味するのではなく、実際のその単結晶膜において実質的な３回対称性を有していることを意味し、具体的には、その単結晶膜の結晶幾何学的に厳密な３回対称軸とその単結晶膜の主面に垂直な軸とのなす角度の絶対値が１０°以下であれば足りるという意味である。
なお、複合基板１０において、反りを小さく転位密度を低くする観点から、支持基板１１の主面１１ｍと単結晶膜１３の主面１３ｍとは実質的に平行であることが好ましい。ここで、２つの面が実質的に平行とは、それらの２つの面がなす角度の絶対値が１０°以下であることをいう。
また、複合基板１０の支持基板１１の主面１１ｍ側に単結晶膜１３を配置する方法には、特に制限はなく、支持基板１１の主面１１ｍに直接単結晶膜１３を成長させる方法（第１の方法）、支持基板１１の主面１１ｍに、下地基板の主面上に成膜させた単結晶膜１３を貼り合わせた後下地基板を除去する方法（第２の方法）、支持基板１１の主面１１ｍに単結晶（図示せず）を貼り合わせた後その単結晶を貼り合わせ面から所定の深さの面で分離することにより支持基板１１の主面１１ｍ上に単結晶膜１３を形成する方法（第３の方法）などが挙げられる。支持基板が多結晶の焼結体である場合には、上記の第１の方法が困難であるため、上記の第２および第３のいずれかの方法が好ましく用いられる。上記の第２の方法において、支持基板１１に単結晶膜１３を貼り合わせる方法には、特に制限はなく、支持基板１１の主面１１ｍに直接単結晶膜１３を貼り合わせる方法、支持基板１１の主面１１ｍに接着層１２を介在させて単結晶膜１３を貼り合わせる方法などが挙げられる。上記の第３の方法において、支持基板１１に単結晶を貼り合わせる方法には、特に制限はなく、支持基板１１の主面１１ｍに直接単結晶を貼り合わせる方法、支持基板１１の主面１１ｍに接着層１２を介在させて単結晶を貼り合わせる方法などが挙げられる。
上記の複合基板１０を準備する工程は、特に制限はないが、効率的に品質の高い複合基板１０を準備する観点から、たとえば、図２を参照して、上記の第２の方法においては、支持基板１１を準備するサブ工程（図２（Ａ））と、下地基板３０の主面３０ｎ上に単結晶膜１３を成膜するサブ工程（図２（Ｂ））と、支持基板１１と単結晶膜１３とを貼り合わせるサブ工程（図２（Ｃ））と、下地基板３０を除去するサブ工程（図２（Ｄ））と、含むことができる。
図２（Ｃ）では、支持基板１１と単結晶膜１３とを貼り合わせるサブ工程において、支持基板１１の主面１１ｍ上に接着層１２ａに形成し（図２（Ｃ１））、下地基板３０の主面３０ｎ上に成長させられた単結晶膜１３の主面１３ｎ上に接着層１２ｂを形成した（図２（Ｃ２））後、支持基板１１上に形成された接着層１２ａの主面１２ａｍと下地基板３０上に成膜された単結晶膜１３上に形成された接着層１２ｂの主面１２ｂｎとを貼り合わせることにより、接着層１２ａと接着層１２ｂとが接合して形成された接着層１２を介在させて支持基板１１と単結晶膜１３とが貼り合わされる（図２（Ｃ３））。しかし、支持基板１１と単結晶膜１３とが互いに接合可能なものであれば、支持基板１１と単結晶膜１３とを、接着層１２を介在させることなく直接貼り合わせることができる。
支持基板１１と単結晶膜１３とを貼り合わせる具体的な手法としては、特に制限はないが、貼り合わせ後高温でも接合強度を保持できる観点から、貼り合わせ面を洗浄しそのまま貼り合わせた後６００℃〜１２００℃程度に昇温して接合する直接接合法、貼り合わせ面を洗浄しプラズマやイオンなどで活性化させた後に室温（たとえば２５℃）〜４００℃程度の低温で接合する表面活性化法などが好ましく用いられる。
（ＧａＮ系膜の成膜工程）
図１（Ｂ）を参照して、本実施形態のＧａＮ系膜の製造方法は、複合基板１０における単結晶膜１３の主面１３ｍ上にＧａＮ系膜２０を成膜する工程を含む。
上記の複合基板の準備工程において準備された複合基板１０は、主面１１ｍ内の熱膨張係数がＧａＮ結晶のａ軸方向の熱膨張係数と一致または近似する（具体的には、０．８倍より大きく１．２倍より小さい）支持基板１１と、支持基板１１の主面１１ｍ側に配置されている単結晶膜１３と、を含み、単結晶膜１３が単結晶膜１３の主面１３ｍに垂直な軸に対して３回対称性を有しているため、複合基板１０の単結晶膜１３の主面１３ｍ上に反りが小さく転位密度が低い大口径のＧａＮ系膜２０を成膜することができる。
ＧａＮ系膜を成膜する方法には、特に制限はないが、転位密度が低いＧａＮ系膜を成膜する観点から、ＭＯＣＶＤ（有機金属化学気相堆積）法、ＨＶＰＥ（ハイドライド気相成長）法、ＭＢＥ（分子線エピタキシ）法、昇華法などの気相法、フラックス法、高窒素圧溶液法などの液相法などが好ましく挙げられる。
ＧａＮ系膜を成膜する工程は、特に制限はないが、転位密度が低いＧａＮ系膜を成膜する観点から、複合基板１０の単結晶膜１３の主面１３ｍ上にＧａＮ系バッファ層２１を形成するサブ工程と、ＧａＮ系バッファ層２１の主面２１ｍ上にＧａＮ系単結晶層２３を形成するサブ工程と、を含むことが好ましい。ここで、ＧａＮ系バッファ層２１とは、ＧａＮ系膜２０の一部分であり、ＧａＮ系膜２０の別の一部分であるＧａＮ系単結晶層２３の成長温度に比べて低い温度で成長させられる結晶性が低いまたは非結晶の層をいう。
ＧａＮ系バッファ層２１を形成することにより、ＧａＮ系バッファ層２１上に形成されるＧａＮ系単結晶層２３と単結晶膜１３との間の格子定数の不整合が緩和されるため、ＧａＮ系単結晶層２３の結晶性が向上しその転位密度が低くなる。この結果、ＧａＮ系膜２０の結晶性が向上しその転位密度が低くなる。
なお、単結晶膜１３上にＧａＮ系膜２０として、ＧａＮ系バッファ層２１を成長させることなく、ＧａＮ系単結晶層２３を成長させることもできる。かかる方法は、単結晶膜１３とその上に成膜するＧａＮ系膜２０との間の格子定数の不整合が小さい場合に好適である。
（参考例１）
１．ＧａＮ結晶の熱膨張係数の測定
ＨＶＰＥ法により成長させた、転位密度が１×１０6ｃｍ-2、Ｓｉ濃度が１×１０18ｃｍ-2、酸素濃度が１×１０17ｃｍ-2、炭素濃度が１×１０16ｃｍ-2のＧａＮ単結晶から、サイズが２×２×２０ｍｍ（長手方向がａ軸、長手方向に平行な面がｃ面およびｍ面のいずれかで構成され、面方位の精度は±０．１°以内）の評価用サンプルを切り出した。
上記の評価用サンプルについて、室温（２５℃）から８００℃まで昇温したときの平均熱膨張係数をＴＭＡ（熱機械分析）により測定した。具体的には、（株）リガク製ＴＭＡ８３１０を用いて示差膨張方式により窒素ガス流通雰囲気下で評価サンプルの熱膨張係数を測定した。かかる測定により得られたＧａＮ結晶のａ軸方向の２５℃から８００℃までにおける平均熱膨張係数αGaN-aは、５．８４×１０-6／℃であった。
２．複合基板の準備工程
（１）支持基板を準備するサブ工程
図２（Ａ）を参照して、支持基板１１の材料として、Ａｌ2Ｏ3とＳｉＯ2との所定のモル比の混合物をアルゴンガス雰囲気下一軸方向に５０ＭＰａの圧力をかけて１７００℃で１時間焼結させた市販の１３種類のＡｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系焼結体Ａ〜Ｍを準備した。かかる１３種類のＡｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系焼結体Ａ〜Ｍには、Ｘ線回折により確認したところ、いずれについても、Ａｌ6Ｏ13Ｓｉ2（ムライト）、Ａｌ2Ｏ3およびＳｉＯ2が存在していた。また、上記１３種類のＡｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系焼結体のそれぞれからサイズが２×２×２０ｍｍ（長手方向は焼結体から切り出される支持基板の主面に実質的に平行な方向）の測定用サンプルを切り出した。ここで、Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系焼結体は方向特異性がないため、切り出し方向は任意とした。それらの測定用サンプルについて、上記と同様にして、室温（２５℃）から８００℃まで昇温下時の平均熱膨張係数αSを測定した。
Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系焼結体Ａは、Ａｌ2Ｏ3とＳｉＯ2とのモル比が５３：４７であり、２５℃から８００℃までにおける平均熱膨張係数αS（以下、単に平均熱膨張係数αSという）が４．２×１０-6／℃であり、ＧａＮ結晶のａ軸方向の２５℃から８００℃までにおける平均熱膨張係数αGaN-a（以下、単に平均熱膨張係数αGaN-aという）に対する焼結体の熱膨張係数αSの比（以下、αS／αGaN-a比という）が０．７１９であった。Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系焼結体Ｂは、Ａｌ2Ｏ3とＳｉＯ2とのモル比が４５：５５であり、平均熱膨張係数αSが４．７×１０-6／℃であり、αS／αGaN-a比が０．８０５であった。Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系焼結体Ｃは、Ａｌ2Ｏ3とＳｉＯ2とのモル比が４０：６０であり、平均熱膨張係数αSが５．２×１０-6／℃であり、αS／αGaN-a比が０．８９０であった。Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系焼結体Ｄは、Ａｌ2Ｏ3とＳｉＯ2とのモル比が３６：６４であり、平均熱膨張係数αSが５．４×１０-6／℃であり、αS／αGaN-a比が０．９２５であった。Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系焼結体Ｅは、Ａｌ2Ｏ3とＳｉＯ2とのモル比が３５：６５であり、平均熱膨張係数αSが５．５×１０-6／℃であり、αS／αGaN-a比が０．９４２であった。Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系焼結体Ｆは、Ａｌ2Ｏ3とＳｉＯ2とのモル比が３４：６６であり、平均熱膨張係数αSが５．６×１０-6／℃であり、αS／αGaN-aが０．９５９であった。Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系焼結体Ｇは、Ａｌ2Ｏ3とＳｉＯ2とのモル比が３２：６８であり、平均熱膨張係数αSが５．７×１０-6／℃であり、αS／αGaN-a比が０．９７６であった。Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系焼結体Ｈは、Ａｌ2Ｏ3とＳｉＯ2とのモル比が２６：７４であり、平均熱膨張係数αSが６．１×１０-6／℃であり、αS／αGaN-a比が１．０４５であった。Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系焼結体Ｉは、Ａｌ2Ｏ3とＳｉＯ2とのモル比が２４：７６であり、平均熱膨張係数αSが６．４×１０-6／℃であり、αS／αGaN-a比が１．０９６であった。Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系焼結体Ｊは、Ａｌ2Ｏ3とＳｉＯ2とのモル比が２０：８０であり、平均熱膨張係数αSが６．６×１０-6／℃であり、αS／αGaN-a比が１．１３０であった。Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系焼結体Ｋは、Ａｌ2Ｏ3とＳｉＯ2とのモル比が１６：８４であり、平均熱膨張係数αSが７．０×１０-6／℃であり、αS／αGaN-a比が１．１９９であった。Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系焼結体Ｌは、Ａｌ2Ｏ3とＳｉＯ2とのモル比が１４：８６であり、平均熱膨張係数αSが７．２×１０-6／℃であり、αS／αGaN-a比が１．２３３であった。Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系焼結体Ｍは、Ａｌ2Ｏ3とＳｉＯ2とのモル比が９：９１であり、平均熱膨張係数αSが７．５×１０-6／℃であり、αS／αGaN-a比が１．２８４であった。
上記１３種類のＡｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系焼結体Ａ〜Ｍから、直径４インチ（１０１．６ｍｍ）で厚さ１ｍｍの支持基板をそれぞれ切り出して、それぞれの支持基板の両主面を鏡面に研磨して、支持基板Ａ〜Ｍとした。すなわち、支持基板Ａ〜Ｍの２５℃から８００℃までにおける平均熱膨張係数は、それぞれ対応するＡｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系焼結体Ａ〜Ｍの２５℃から８００℃までにおける平均熱膨張係数に等しい。結果を表１にまとめた。
（２）下地基板上に単結晶膜を成膜するサブ工程
図２（Ｂ）を参照して、下地基板３０として、鏡面に研磨された（１１１）面の主面３０ｎを有する直径５インチ（１２７ｍｍ）で厚さ０．５ｍｍのＳｉ基板を準備した。
上記のＳｉ基板（下地基板３０）の主面３０ｎ上に、単結晶膜１３として厚さ０．４μｍのＳｉＣ膜をＣＶＤ（化学気相堆積）法により成膜した。成膜条件は、原料ガスとしてＳｉＨ4ガスおよびＣ3Ｈ8ガスを使用し、キャリアガスとしてＨ2ガスを使用し、成膜温度１３００℃、成膜圧力は大気圧とした。なお、こうして得られたＳｉＣ膜（単結晶膜１３）の主面１３ｍは、（０００１）面からのオフ角が±１°以内の面方位を有しており、Ｓｉ原子面（（０００１）面）とＣ原子面（（０００−１）面）がモザイク状に混在していた。
（３）支持基板と単結晶膜とを貼り合わせるサブ工程
図２（Ｃ）中の（Ｃ１）を参照して、図２（Ａ）の支持基板Ａ〜Ｍ（支持基板１１）のそれぞれの主面１１ｍ上に厚さ２μｍのＳｉＯ2膜をＣＶＤ法により成膜した。次いで、支持基板Ａ〜Ｍ（支持基板１１）のそれぞれの主面１１ｍ上の厚さ２μｍのＳｉＯ2膜を、ＣｅＯ2スラリーを用いて研磨することにより、厚さ０．２μｍのＳｉＯ2層だけ残存させて、接着層１２ａとした。これにより、支持基板Ａ〜Ｍ（支持基板１１）のそれぞれの主面１１ｍの空隙が埋められ、平坦な主面１２ａｍを有する厚さ０．２μｍのＳｉＯ2層（接着層１２ａ）が得られた。
また、図２（Ｃ）中の（Ｃ２）を参照して、図２（Ｂ）のＳｉ基板（下地基板３０）上に成膜されたＳｉＣ膜（単結晶膜１３）の主面１３ｎを酸素雰囲気下１０００℃で酸化させてＳｉＣ膜（単結晶膜１３）の主面１３ｎ上に厚さ０．２μｍのＳｉＯ2層（接着層１２ｂ）を形成した。
次いで、図２（Ｃ）中の（Ｃ３）を参照して、支持基板Ａ〜Ｍ（支持基板１１）のそれぞれに形成されたＳｉＯ2層（接着層１２ａ）の主面１２ａｍおよびＳｉ基板（下地基板３０）上に成膜されたＳｉＣ膜（単結晶膜１３）上に形成されたＳｉＯ2層（接着層１２ｂ）の主面１２ｂｎをアルゴンプラズマにより清浄化および活性化させた後、ＳｉＯ2層（接着層１２ａ）の主面１２ａｍとＳｉＯ2層（接着層１２ｂ）の主面１２ｂｎとを貼り合わせて、窒素雰囲気下３００℃で２時間熱処理した。
（４）下地基板を除去するサブ工程
図２（Ｄ）を参照して、支持基板Ａ〜Ｍ（支持基板１１）の裏側（単結晶膜１３が貼り合わされていない側）の主面および側面をワックス４０で覆って保護した後、フッ化水素酸（フッ酸）および硝酸の混酸水溶液を用いて、エッチングによりＳｉ基板（下地基板３０）を除去した。こうして、支持基板Ａ〜Ｍ（支持基板１１）のそれぞれの主面１１ｍ側にＳｉＣ膜（単結晶膜１３）が配置された複合基板Ａ〜Ｍが得られた。
３．ＧａＮ系膜の成膜工程
図１（Ｂ）を参照して、複合基板Ａ〜Ｍ（複合基板１０）のＳｉＣ膜（単結晶膜１３）の主面１３ｍ（かかる主面は（０００１）面、（０００−１）面またはそれらの面が混在したものである。）上および直径４インチ（１０１．６ｍｍ）で厚さ１ｍｍのサファイア基板の主面（かかる主面は（０００１）面である）上に、それぞれＭＯＣＶＤ法によりＧａＮ膜（ＧａＮ系膜２０）を成膜した。ＧａＮ膜（ＧａＮ系膜２０）の成膜においては、原料ガスとしてＴＭＧ（トリメチルガリウム）ガスおよびＮＨ3ガスを使用し、キャリアガスとしてＨ2ガスを使用し、５００℃で厚さ０．１μｍのＧａＮバッファ層（ＧａＮ系バッファ層２１）を成長させ、次いで１０５０℃で厚さ５μｍのＧａＮ単結晶層（ＧａＮ系単結晶層２３）を成長させた。ここで、ＧａＮ単結晶層の成長速度は１μｍ／ｈｒであった。その後、複合基板Ａ〜Ｍおよびサファイア基板のそれぞれにＧａＮ膜が成膜されたウエハＡ〜ＭおよびＲを１０℃／ｍｉｎの速度で室温（２５℃）まで冷却した。
室温まで冷却後に成膜装置から取り出されたウエハＡ〜ＭおよびＲについて、ウエハの反り、ＧａＮ膜のクラック本数密度および転位密度を測定した。ここで、ウエハの反りの形状および反り量は、ＧａＮ膜の主面をＣｏｒｎｉｎｇ Ｔｒｏｐｅｌ社のＦＭ２００ＥＷａｆｅｒにより観察される光干渉縞により測定した。ＧａＮ膜のクラック本数密度は、ノマルスキー顕微鏡を用いて単位長さ当りのクラック本数を測定し、１本／ｍｍ未満を「極少」、１本／ｍｍ以上５本／ｍｍ未満を「少」、５本／ｍｍ以上１０本／ｍｍ未満を「多」、１０本／ｍｍ以上を「極多」と評価した。ＧａＮ膜の転位密度は、ＣＬ（カソードルミネッセンス）による暗点の単位面積当たりの個数を測定した。なお、本実施例においてＧａＮ膜に発生したクラックは、膜を貫通しない微小なものであった。
ウエハＡは、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が７００μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が極多であった。ウエハＢは、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が６５０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少であり、ＧａＮ膜の転位密度が４×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＣは、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が４００μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少であり、ＧａＮ膜の転位密度が３×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＤは、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が３５０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少であり、ＧａＮ膜の転位密度が２．５×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＥは、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が３２０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少であり、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＦは、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が２３０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が極少であり、ＧａＮ膜の転位密度が１×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＧは、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が２００μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が極少であり、ＧａＮ膜の転位密度が１×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＨは、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が１０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が極少であり、ＧａＮ膜の転位密度が１×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＩは、ＧａＮ膜側が凸状に反り、反り量が２０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が極少であり、ＧａＮ膜の転位密度が１×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＪは、ＧａＮ膜側が凸状に反り、反り量が１１０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少であり、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＫは、ＧａＮ膜側が凸状に反り、反り量が２３０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少であり、ＧａＮ膜の転位密度が３×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＬは、ＧａＮ膜側が凸状に反り、反り量が７４０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少であり、ＧａＮ膜の転位密度が４×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＭは、支持基板Ｍに割れが発生し、十分なＧａＮ膜が得られなかった。ウエハＲは、ＧａＮ膜側が凸状に反り、反り量が７５０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少であり、ＧａＮ膜の転位密度は４×１０ 8 ｃｍ-2であった。これらの結果を表１にまとめた。表１において、「−」は、その物性値が未測定であることを示す。
Figure 0005938871
表１を参照して、主面内の熱膨張係数αSがＧａＮ結晶のａ軸方向の熱膨張係数αGaN-aの０．８倍より大きく１．２倍より小さい（すなわち、０．８＜（αS／αGaN-a比）＜１．２）支持基板を有する複合基板を用いることにより（ウエハＢ〜Ｋ）、サファイア基板を用いる場合（ウエハＲ）に比べて、反りが極めて小さなＧａＮ膜を成膜することができた。また、ウエハにおけるＧａＮ膜の反りおよび転位密度をさらに低減する観点から、複合基板の支持基板の主面内の熱膨張係数αSは、ＧａＮ結晶のａ軸方向の熱膨張係数αGaN-aの０．９倍より大きく１．１５倍より小さいこと（すなわち、０．９＜（αS／αGaN-a比）＜１．１５）（ウエハＤ〜Ｊ）が好ましく、ＧａＮ結晶のａ軸方向の熱膨張係数αGaN-aの０．９５倍より大きく１．１０倍より小さいこと（すなわち、０．９５＜（αS／αGaN-a比）＜１．１０）（ウエハＦ〜Ｉ）がより好ましい。
（実施例２）
１．ＧａＮ結晶の熱膨張係数の測定
参考例１と同様にして測定したところ、ＧａＮ結晶のａ軸方向の２５℃から８００℃までにおける平均熱膨張係数αGaN-aは、５．８４×１０-6／℃であった。
２．複合基板の準備工程
（１）支持基板を準備するサブ工程
図２（Ａ）を参照して、支持基板１１の材料として、１気圧、１７００℃で１０時間焼結する常圧焼結および２０００気圧、１７００℃で１時間焼結するＨＩＰ（熱間等方位圧プレス）により製造された５７種類のＹＳＺ（イットリア安定化ジルコニア）−ムライト系焼結体Ａ０、Ｂ１〜Ｂ８、Ｃ１〜Ｃ８、Ｄ１〜Ｄ８、Ｅ１〜Ｅ８、Ｆ１〜Ｆ８、Ｇ１〜Ｇ８およびＨ１〜Ｈ８のそれぞれのＸ線回折によりＹ2Ｏ3、ＺｒＯ2およびムライト（３Ａｌ2Ｏ3・２ＳｉＯ2〜２Ａｌ2Ｏ3・２ＳｉＯ2、具体的にはＡｌ6Ｏ13Ｓｉ2）の存在の有無および比率を確認した。また、上記５７種類のＹＳＺ−ムライト系焼結体のそれぞれから、サイズが２×２×２０ｍｍ（長手方向は焼結体から切り出される支持基板の主面に実質的に平行な方向）の測定用サンプルを切り出した。ここで、ＹＳＺ−ムライト系焼結体は方向特異性がないため、切り出し方向は任意とした。それらの測定用サンプルについて、上記と同様にして、室温（２５℃）から８００℃まで昇温下時の平均熱膨張係数αSを測定した。
ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ａ０は、ＹＳＺおよびムライトの全体に対するＹＳＺの含有率（以下、ＹＳＺ含有率という）が０質量％、２５℃から８００℃までにおける平均熱膨張係数αS（以下、単に平均熱膨張係数αSという）が未測定であり、ＧａＮ結晶のａ軸方向の２５℃から８００℃までにおける平均熱膨張係数αGaN-a（以下、単に平均熱膨張係数αGaN-aという）に対する焼結体の熱膨張係数αSの比（以下、αS／αGaN-a比という）が非算出であった。
ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｂ１は、ＹＳＺ含有率が２０質量％、ＹＳＺに対するＹ2Ｏ3（イットリア）の含有率（以下、Ｙ2Ｏ3含有率という）が０モル％、平均熱膨張係数αSが４．４０×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が０．７５３であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｂ２は、ＹＳＺ含有率が２０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が３モル％、平均熱膨張係数αSが４．５８×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が０．７８４であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｂ３は、ＹＳＺ含有率が２０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が５モル％、平均熱膨張係数αSが４．６８×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が０．８０１であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｂ４は、ＹＳＺ含有率が２０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が６モル％、平均熱膨張係数αSが４．６９×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が０．８０３であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｂ５は、ＹＳＺ含有率が２０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が１０モル％、平均熱膨張係数αSが４．７２×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が０．８０８であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｂ６は、ＹＳＺ含有率が２０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が２０モル％、平均熱膨張係数αSが４．８１×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が０．８２３であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｂ７は、ＹＳＺ含有率が２０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が５０モル％、平均熱膨張係数αSが５．０６×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が０．８６６であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｂ８は、ＹＳＺ含有率が２０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が１００モル％、平均熱膨張係数αSが未測定であり、αS／αGaN-a比が非算出であった。
ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｃ１は、ＹＳＺ含有率が２５質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が０モル％、平均熱膨張係数αSが４．４８×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が０．７６７であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｃ２は、ＹＳＺ含有率が２５質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が３モル％、平均熱膨張係数αSが４．６２×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が０．７９１であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｃ３は、ＹＳＺ含有率が２５質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が５モル％、平均熱膨張係数αSが５．２６×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が０．９０１であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｃ４は、ＹＳＺ含有率が２５質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が６モル％、平均熱膨張係数αSが５．２７×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が０．９０３であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｃ５は、ＹＳＺ含有率が２５質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が１０モル％、平均熱膨張係数αSが５．３１×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が０．９０９であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｃ６は、ＹＳＺ含有率が２５質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が２０モル％、平均熱膨張係数αSが５．４０×１０-6／℃であり、αS／αGaN-a比が０．９２５であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｃ７は、ＹＳＺ含有率が２５質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が５０モル％、平均熱膨張係数αSが５．６９×１０-6／℃であり、αS／αGaN-a比が０．９７４であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｃ８は、ＹＳＺ含有率が２５質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が１００モル％、平均熱膨張係数αSが未測定であり、αS／αGaN-a比が非算出であった。
ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｄ１は、ＹＳＺ含有率が３０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が０モル％、平均熱膨張係数αSが４．５６×１０-6／℃、αS／αGaN-a 比が０．７８１であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｄ２は、ＹＳＺ含有率が３０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が３モル％、平均熱膨張係数αSが４．６５×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が０．７９６であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｄ３は、ＹＳＺ含有率が３０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が５モル％、平均熱膨張係数αSが５．５５×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が０．９５０であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｄ４は、ＹＳＺ含有率が３０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が６モル％、平均熱膨張係数αSが５．５６×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が０．９５２であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｄ５は、ＹＳＺ含有率が３０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が１０モル％、平均熱膨張係数αSが５．６０×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が０．９５９であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｄ６は、ＹＳＺ含有率が３０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が２０モル％、平均熱膨張係数αSが５．７０×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が０．９７６であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｄ７は、ＹＳＺ含有率が３０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が５０モル％、平均熱膨張係数αSが６．００×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が１．０２７であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｄ８は、ＹＳＺ含有率が３０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が１００モル％、平均熱膨張係数αSが未測定であり、αS／αGaN-a比が非算出であった。
ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｅ１は、ＹＳＺ含有率が３５質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が０モル％、平均熱膨張係数αSが４．７７×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が０．８１６であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｅ２は、ＹＳＺ含有率が３５質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が３モル％、平均熱膨張係数αSが４．８６×１０-6／℃であり、αS／αGaN-a比が０．８３２であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｅ３は、ＹＳＺ含有率が３５質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が５モル％、平均熱膨張係数αSが５．８０×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が０．９９３であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｅ４は、ＹＳＺ含有率が３５質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が６モル％、平均熱膨張係数αSが５．８１×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が０．９９５であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｅ５は、ＹＳＺ含有率が３５質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が１０モル％、平均熱膨張係数αSが５．８５×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が１．００２であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｅ６は、ＹＳＺ含有率が３５質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が２０モル％、平均熱膨張係数αSが５．９６×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が１．０２０であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｅ７は、ＹＳＺ含有率が３５質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が５０モル％、平均熱膨張係数αSが６．２７×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が１．０７４であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｅ８は、ＹＳＺ含有率が３５質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が１００モル％、平均熱膨張係数αSが未測定であり、αS／αGaN-a比が非算出であった。
ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｆ１は、ＹＳＺ含有率が４０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が０モル％、平均熱膨張係数αSが４．９７×１０-6／℃、αS／αGaN-a 比が０．８５１であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｆ２は、ＹＳＺ含有率が４０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が３モル％、平均熱膨張係数αSが５．０７×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が０．８６８であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｆ３は、ＹＳＺ含有率が４０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が５モル％、平均熱膨張係数αSが６．０５×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が１．０３６であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｆ４は、ＹＳＺ含有率が４０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が６モル％、平均熱膨張係数αSが６．０６×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が１．０３８であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｆ５は、ＹＳＺ含有率が４０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が１０モル％、平均熱膨張係数αSが６．１０×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が１．０４５であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｆ６は、ＹＳＺ含有率が４０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が２０モル％、平均熱膨張係数αSが６．２１×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が１．０６４であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｆ７は、ＹＳＺ含有率が４０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が５０モル％、平均熱膨張係数αSが６．５４×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が１．１２０であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｆ８は、ＹＳＺ含有率が４０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が１００モル％、平均熱膨張係数αSが未測定であり、αS／αGaN-a比が非算出であった。
ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｇ１は、ＹＳＺ含有率が７０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が０モル％、平均熱膨張係数αSが４．９９×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が０．８５４であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｇ２は、ＹＳＺ含有率が７０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が３モル％、平均熱膨張係数αSが５．０９×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が０．８７２であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｇ３は、ＹＳＺ含有率が７０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が５モル％、平均熱膨張係数αSが６．０７×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が１．０３９であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｇ４は、ＹＳＺ含有率が７０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が６モル％、平均熱膨張係数αSが６．０８×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が１．０４１であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｇ５は、ＹＳＺ含有率が７０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が１０モル％、平均熱膨張係数αSが６．１２×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が１．０４８であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｇ６は、ＹＳＺ含有率が７０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が２０モル％、平均熱膨張係数αSが６．２３×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が１．０６７であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｇ７は、ＹＳＺ含有率が７０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が５０モル％、平均熱膨張係数αSが６．５６×１０-6／℃、αS／αGaN-a比が１．１２３であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｇ８は、ＹＳＺ含有率が７０質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が１００モル％、平均熱膨張係数αSが未測定であり、αS／αGaN-a比が非算出であった。
ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｈ１は、ＹＳＺ含有率が１００質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が０モル％、平均熱膨張係数αSが未測定であり、αS／αGaN-a比が非算出であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｈ２は、ＹＳＺ含有率が１００質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が３モル％、平均熱膨張係数αSが未測定であり、αS／αGaN-a比が非算出であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｈ３は、ＹＳＺ含有率が１００質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が５モル％、平均熱膨張係数αSが未測定であり、αS／αGaN-a比が非算出であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｈ４は、ＹＳＺ含有率が１００質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が６モル％、平均熱膨張係数αSが未測定であり、αS／αGaN-a比が非算出であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｈ５は、ＹＳＺ含有率が１００質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が１０モル％、平均熱膨張係数αSが未測定であり、αS／αGaN-a比が非算出であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｈ６は、ＹＳＺ含有率が１００質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が２０モル％、平均熱膨張係数αSが未測定であり、αS／αGaN-a比が非算出であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｈ７は、ＹＳＺ含有率が１００質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が５０モル％、平均熱膨張係数αSが未測定であり、αS／αGaN-a比が非算出であった。ＹＳＺ−ムライト系焼結体Ｈ８は、ＹＳＺ含有率が１００質量％、Ｙ2Ｏ3含有率が１００モル％、平均熱膨張係数αSが未測定であり、αS／αGaN-a比が非算出であった。
上記５７種類のＹＳＺ−ムライト系焼結体から、直径４インチ（１０１．６ｍｍ）で厚さ１ｍｍの支持基板をそれぞれ切り出して、それぞれの支持基板の両主面を鏡面に研磨して、５７種類の支持基板Ａ０、Ｂ１〜Ｂ８、Ｃ１〜Ｃ８、Ｄ１〜Ｄ８、Ｅ１〜Ｅ８、Ｆ１〜Ｆ８、Ｇ１〜Ｇ８およびＨ１〜Ｈ８とした。すなわち、上記５７種類の支持基板についてのＹＳＺおよびムライトの全体に対するＹＳＺの含有率（ＹＳＺ含有率）、ＹＳＺに対するＹ2Ｏ3（イットリア）の含有率（Ｙ2Ｏ3含有率）２５℃から８００℃までにおける平均熱膨張係数は、それぞれ上記５７種類のＹＳＺ−ムライト系焼結体についてのＹＳＺ含有率、Ｙ2Ｏ3含有率および２５℃から８００℃までにおける平均熱膨張係数にそれぞれ等しい。結果を表２〜８にまとめた。表２〜８において、「−」は、その物性値が未測定または非算出であることを示す。
（２）下地基板上に単結晶膜を成膜するサブ工程
図２（Ｂ）を参照して、下地基板３０として、鏡面に研磨された（１１１）面の主面３０ｎを有する直径５インチ（１２７ｍｍ）で厚さ０．５ｍｍのＳｉ基板を準備した。
上記のＳｉ基板（下地基板３０）の主面３０ｎ上に、単結晶膜１３として厚さ０．４μｍのＧａＮ膜をＭＯＣＶＤ法により成膜した。成膜条件は、原料ガスとしてＴＭＧガスおよびＮＨ3ガスを使用し、キャリアガスとしてＨ2ガスを使用し、成膜温度１０００℃、成膜圧力は１気圧とした。なお、こうして得られたＧａＮ膜（単結晶膜１３）の主面１３ｍは、（０００１）面からのオフ角が±１°以内の面方位を有しており、Ｇａ原子面であった。
（３）支持基板と単結晶膜とを貼り合わせるサブ工程
図２（Ｃ）中の（Ｃ１）を参照して、図３（Ａ）の５７種類の支持基板Ａ０、Ｂ１〜Ｂ８、Ｃ１〜Ｃ８、Ｄ１〜Ｄ８、Ｅ１〜Ｅ８、Ｆ１〜Ｆ８、Ｇ１〜Ｇ８、Ｈ１〜Ｈ８（支持基板１１）のそれぞれの主面１１ｍ上に厚さ３００ｎｍのＳｉＯ2膜をＣＶＤ（化学気相堆積）法により成膜した。次いで、上記５７種類の支持基板（支持基板１１）のそれぞれの主面１１ｍ上の厚さ３００ｎｍのＳｉＯ2膜を、ＣｅＯ2スラリーを用いて研磨することにより、厚さ２７０ｎｍのＳｉＯ2層を残存させて、接着層１２ａとした。これにより、上記５７種類の支持基板（支持基板１１）のそれぞれの主面１１ｍの空隙が埋められ、平坦な主面１２ａｍを有する厚さ２７０ｎｍのＳｉＯ2層（接着層１２ａ）が得られた。
また、図２（Ｃ）中の（Ｃ２）を参照して、図２（Ｂ）のＳｉ基板（下地基板３０）上に成膜されたＧａＮ膜（単結晶膜１３）の主面１３ｎ上に厚さ３００ｎｍのＳｉＯ2膜をＣＶＤ法により成膜した。次いで、この厚さ３００ｎｍのＳｉＯ2膜を、ＣｅＯ2スラリーを用いて研磨することにより、厚さ２７０ｎｍのＳｉＯ2層だけ残存させて、接着層１２ｂとした。
次いで、図２（Ｃ）中の（Ｃ３）を参照して、上記５７種類の支持基板（支持基板１１）のそれぞれに形成されたＳｉＯ2層（接着層１２ａ）の主面１２ａｍおよびＳｉ基板（下地基板３０）上に成膜されたＧａＮ膜（単結晶膜１３）上に形成されたＳｉＯ2層（接着層１２ｂ）の主面１２ｂｎをアルゴンプラズマにより清浄化および活性化させた後、ＳｉＯ2層（接着層１２ａ）の主面１２ａｍとＳｉＯ2層（接着層１２ｂ）の主面１２ｂｎとを貼り合わせて、窒素雰囲気下３００℃で２時間熱処理した。
（４）下地基板を除去するサブ工程
図２（Ｄ）を参照して、上記５７種類の支持基板（支持基板１１）の裏側（単結晶膜１３が貼り合わされていない側）の主面および側面をワックス４０で覆って保護した後、１０質量％のフッ化水素酸（フッ酸）および５質量％の硝酸を含む混酸水溶液を用いて、エッチングによりＳｉ基板（下地基板３０）を除去した。こうして、上記５７種類の支持基板（支持基板１１）のそれぞれの主面１１ｍ側にＧａＮ膜（単結晶膜１３）が配置された５７種類の複合基板Ａ、Ｂ１〜Ｂ８、Ｃ１〜Ｃ８、Ｄ１〜Ｄ８、Ｅ１〜Ｅ８、Ｆ１〜Ｆ８、Ｇ１〜Ｇ８、Ｈ１〜Ｈ８（複合基板１０）が得られた。
３．ＧａＮ系膜の成膜工程
図１（Ｂ）を参照して、上記５７種類の複合基板（複合基板１０）のＧａＮ膜（単結晶膜１３）の主面１３ｍ（かかる主面は（０００１）面である。）上および直径４インチ（１０１．６ｍｍ）で厚さ１ｍｍのサファイア基板の主面（かかる主面は（０００１）面である。）上に、それぞれＭＯＣＶＤ法によりＧａＮ膜（ＧａＮ系膜２０）を成膜した。ＧａＮ膜（ＧａＮ系膜２０）の成膜においては、原料ガスとしてＴＭＧ（トリメチルガリウム）ガスおよびＮＨ3ガスを使用し、キャリアガスとしてＨ2ガスを使用し、５００℃で厚さ５０ｎｍのＧａＮバッファ層（ＧａＮ系バッファ層２１）を成長させ、次いで１０５０℃で厚さ５０ｎｍのＧａＮ単結晶層（ＧａＮ系単結晶層２３）を成長させた。ここで、ＧａＮ単結晶層の成長速度は１μｍ／ｈｒであった。その後、上記５７種類の複合基板のそれぞれにＧａＮ膜が成膜された５７種類のウエハＡ０、Ｂ１〜Ｂ８、Ｃ１〜Ｃ８、Ｄ１〜Ｄ８、Ｅ１〜Ｅ８、Ｆ１〜Ｆ８、Ｇ１〜Ｇ８およびＨ１〜Ｈ８を１０℃／ｍｉｎの速度で室温（２５℃）まで冷却した。
室温まで冷却後に成膜装置から取り出された上記５７種類のウエハについて、ウエハの反り、ＧａＮ膜のクラック本数密度および転位密度を測定した。ここで、ウエハの反りの形状および反り量は、ＧａＮ膜の主面をＣｏｒｎｉｎｇ Ｔｒｏｐｅｌ社のＦＭ２００ＥＷａｆｅｒを用いて観察される光干渉縞により測定した。ＧａＮ膜のクラック本数密度は、ノマルスキー顕微鏡を用いて単位長さ当りのクラック本数を測定し、１本／ｍｍ未満を「極少」、１本／ｍｍ以上５本／ｍｍ未満を「少」、５本／ｍｍ以上１０本／ｍｍ未満を「多」、１０本／ｍｍ以上を「極多」と評価した。ＧａＮ膜の転位密度はＣＬ（カソードルミネッセンス）による暗点の単位面積当たりの個数を測定した。なお、本実施例においてＧａＮ膜に発生したクラックは、膜を貫通しない微小なものであった。
ウエハＡ０は、ＧａＮ膜のクラック本数密度が極多であり、反り形状、反り量およびＧａＮ膜の転位密度が未測定であった。結果を表２にまとめた。
ウエハＢ１は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が６７０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が多、ＧａＮ膜の転位密度が５×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＢ２は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が６６０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が多、ＧａＮ膜の転位密度が５×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＢ３は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が６５５μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＢ４は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が６５０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＢ５は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が６４５μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＢ６は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が６１０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＢ７は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が４８０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＢ８は、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少であり、反り形状、反り量およびＧａＮ膜の転位密度が未測定であった。結果を表２にまとめた。
ウエハＣ１は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が６６５μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が多、ＧａＮ膜の転位密度が５×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＣ２は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が６５７μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が多、ＧａＮ膜の転位密度が５×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＣ３は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が３９０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＣ４は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が３８５μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＣ５は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が３８０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＣ６は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が３５０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＣ７は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が１８０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が極少、ＧａＮ膜の転位密度が１×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＣ８は、ＧａＮ膜のクラック数密度が少であり、反り形状、反り量およびＧａＮ膜の転位密度が未測定であった。結果を表３にまとめた。
ウエハＤ１は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が６６０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が多、ＧａＮ膜の転位密度が５×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＤ２は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が６５０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が多、ＧａＮ膜の転位密度が５×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＤ３は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が２５０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＤ４は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が２４０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＤ５は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が２３０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が極少、ＧａＮ膜の転位密度が１×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＤ６は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が１８０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が極少、ＧａＮ膜の転位密度が１×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＤ７は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が１０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＤ８は、ＧａＮ膜のクラック数密度が少であり、反り形状、反り量およびＧａＮ膜の転位密度が未測定であった。結果を表４にまとめた。
ウエハＥ１は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が６３０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が多、ＧａＮ膜の転位密度が５×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＥ２は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が５２０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が多、ＧａＮ膜の転位密度が５×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＥ３は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が１５０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＥ４は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が１２０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が極少、ＧａＮ膜の転位密度が１×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＥ５は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が１μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が極少、ＧａＮ膜の転位密度が１×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＥ６は、ＧａＮ膜側が凸状に反り、反り量が７μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＥ７は、ＧａＮ膜側が凸状に反り、反り量が１２μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＥ８は、ＧａＮ膜のクラック数密度が少であり、反り形状、反り量およびＧａＮ膜の転位密度が未測定であった。結果を表５にまとめた。
ウエハＦ１は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が５００μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が多、ＧａＮ膜の転位密度が５×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＦ２は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が４８０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が多、ＧａＮ膜の転位密度が５×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＦ３は、ＧａＮ膜側が凸状に反り、反り量が１０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＦ４は、ＧａＮ膜側が凸状に反り、反り量が１０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＦ５は、ＧａＮ膜側が凸状に反り、反り量が１１μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＦ６は、ＧａＮ膜側が凸状に反り、反り量が１２μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＦ７は、ＧａＮ膜側が凸状に反り、反り量が１１０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が少、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＦ８は、ＧａＮ膜のクラック数密度が少であり、反り形状、反り量およびＧａＮ膜の転位密度が未測定であった。結果を表６にまとめた。
ウエハＧ１は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が５１０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が極多、ＧａＮ膜の転位密度が５×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＧ２は、ＧａＮ膜側が凹状に反り、反り量が４９０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が極多、ＧａＮ膜の転位密度が５×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＧ３は、ＧａＮ膜側が凸状に反り、反り量が１０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が極多、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＧ４は、ＧａＮ膜側が凸状に反り、反り量が１１μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が極多、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＧ５は、ＧａＮ膜側が凸状に反り、反り量が１１μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が極多、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＧ６は、ＧａＮ膜側が凸状に反り、反り量が１２μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が極多、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＧ７は、ＧａＮ膜側が凸状に反り、反り量が１１０μｍであり、ＧａＮ膜のクラック本数密度が極多、ＧａＮ膜の転位密度が２×１０8ｃｍ-2であった。ウエハＧ８は、ＧａＮ膜のクラック数密度が極多であり、反り形状、反り量およびＧａＮ膜の転位密度が未測定であった。結果を表７にまとめた。
ウエハＨ１〜Ｈ８は、いずれも、ＧａＮ膜のクラック数密度が極多であり、反り形状、反り量およびＧａＮ膜の転位密度が未測定であった。結果を表８にまとめた。
Figure 0005938871
Figure 0005938871
Figure 0005938871
Figure 0005938871
Figure 0005938871
Figure 0005938871
Figure 0005938871
表２〜８を参照して、主面内の熱膨張係数αSがＧａＮ結晶の熱膨張係数αGaN-aの０．８倍より大きく１．２倍より小さい（すなわち、０．８＜（αS／αGaN-a比）＜１．２）支持基板を有する複合基板を用いることにより（ウエハＢ３〜Ｂ７、Ｃ３〜Ｃ７、Ｄ３〜Ｄ７、Ｅ１〜Ｅ７、Ｆ１〜Ｆ７およびＧ１〜Ｇ７）、反りが小さく転位密度が低く結晶性の良好なＧａＮ膜を成膜することができた。また、ＧａＮ膜の反りおよび転位密度をさらに低減する観点から、複合基板の支持基板の主面内の熱膨張係数αSは、ＧａＮ結晶の熱膨張係数αGaN-aの０．９倍より大きく１．１５倍より小さいこと（すなわち、０．９＜（αS／αGaN-a比）＜１．１５）（ウエハＣ３〜Ｃ７、Ｄ３〜Ｄ７、Ｅ３〜Ｅ７、Ｆ３〜Ｆ７およびＧ３〜Ｇ７）が好ましく、ＧａＮ結晶の熱膨張係数αGaN-aの０．９５倍より大きく１．１倍より小さいこと（すなわち、０．９５＜（αS／αGaN-a比）＜１．１）（ウエハＣ７、Ｄ３〜Ｄ７、Ｅ３〜Ｅ７、Ｆ３〜Ｆ６およびＧ３〜Ｇ６）がより好ましい。
また、表２〜表８から、上記５７種類の複合基板１０の上記５７種類の支持基板１１のＹＳＺ含有率およびＹ2Ｏ3含有率と上記５７種類の複合基板のＧａＮ単結晶層（ＧａＮ系単結晶層２３）上に成長させるＧａＮ膜（ＧａＮ系膜２０）のクラック本数密度との関係を表９にまとめた。
Figure 0005938871
表９を参照して、複合基板の支持基板に含まれるムライト（Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2複合酸化物）およびＹＳＺ（イットリア安定化ジルコニア）の全体に対するＹＳＺの含有率が２０質量％以上４０質量%以下のとき、より好ましくは２５質量％以上３５質量％以下のとき、複合基板のＧａＮ膜（単結晶膜）上に成膜したＧａＮ膜（ＧａＮ系膜）のクラック本数密度が著しく減少した。さらに、ＹＳＺに対するＹ2Ｏ3（イットリア）の含有率が５モル％以上のとき、より好ましくは６モル％以上５０モル％以下のとき、複合基板のＧａＮ膜（単結晶膜）上に成膜したＧａＮ膜（ＧａＮ系膜）のクラック本数密度が極めて著しく減少した。
なお、上記実施例においては、複合基板上に非ドーピングのＧａＮ膜を成膜した例を示したが、ドーピングによりｎ型またはｐ型の導電性が付与されたＧａＮ膜を成膜した場合、ドーピングにより比抵抗が高められたＧａＮ膜を成膜した場合にも、上記実施例とほぼ同一の結果が得られた。
また、ＧａＮ膜に替えてＧａxＩｎyＡｌ1-x-yＮ膜（ｘ＞０、ｙ≧０、ｘ＋ｙ≦１）などのＧａＮ系膜を成膜した場合にも上記実施例と同様の結果が得られた。特に、ＧａＮ膜に替えてＧａxＩｎyＡｌ1-x-yＮ膜（ｘ＞０．５、ｙ≧０、ｘ＋ｙ≦１）を成膜する場合には、上記実施例とほぼ同一の結果が得られた。
また、ＧａＮ系膜（具体的にはＧａxＩｎyＡｌ1-x-yＮ膜（ｘ＞０、ｙ≧０、ｘ＋ｙ≦１）など）は、Ｇａ、Ｉｎ、ＡｌなどのＩＩＩ族元素の組成比を変えて複数成膜することもできる。すなわち、ＧａＮ膜に替えてＧａxＩｎyＡｌ1-x-yＮ膜（ｘ＞０、ｙ≧０、ｘ＋ｙ≦１）などのＧａＮ系膜を、Ｇａ、Ｉｎ、ＡｌなどのＩＩＩ族元素の組成比を変えて、複数成膜することができる。
本発明の実施においては、ＧａＮ系膜の成膜の際にＥＬＯ（Epitaxial Lateral Overgrowth；ラテラル成長）技術などの公知の転位低減技術を適用できる。
また、複合基板にＧａＮ系膜を成膜した後に、複合基板の支持基板のみまたは複合基板全体（支持基板および単結晶膜）をエッチングにより除去してもよい。このとき、ＧａＮ系膜を別の支持基板に転写してもよい。
今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
１０ 複合基板、１１ 支持基板、１１ｍ，１２ｍ，１２ａｍ，１２ｂｎ，１３ｍ，１３ｎ，２１ｍ，２３ｍ，３０ｎ 主面、１２，１２ａ，１２ｂ 接着層、１３ 単結晶膜，２０ ＧａＮ系膜、２１ ＧａＮ系バッファ層、２３ ＧａＮ系単結晶層、３０ 下地基板、４０ ワックス。

Claims (5)

  1. 主面内の熱膨張係数が、ＧａＮ結晶のａ軸方向の熱膨脹係数に比べて、０．８倍より大きく１．２倍より小さい支持基板と、前記支持基板の主面側に配置されている単結晶膜と、を含み、前記支持基板が酸化物を含む焼結体であり、前記単結晶膜がＧａＮ膜である複合基板を準備する工程と、
    前記複合基板における前記単結晶膜の主面上にＧａＮ系膜を成膜する工程と、を含むＧａＮ系膜の製造方法。
  2. 前記複合基板における前記支持基板は、アルミナとシリカとで形成されるＡｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2複合酸化物と、イットリア安定化ジルコニアと、を含む請求項１に記載のＧａＮ系膜の製造方法。
  3. 前記Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2複合酸化物および前記イットリア安定化ジルコニアの全体に対する前記イットリア安定化ジルコニアの含有率は、２０質量％以上４０質量％以下である請求項２に記載のＧａＮ系膜の製造方法。
  4. 前記イットリア安定化ジルコニアに対するイットリアの含有率は、５モル％以上である請求項３に記載のＧａＮ系膜の製造方法。
  5. 前記ＧａＮ系膜を成膜する工程は、前記単結晶膜の主面上にＧａＮ系バッファ層を形成するサブ工程と、前記ＧａＮ系バッファ層の主面上にＧａＮ系単結晶層を形成するサブ工程と、を含む請求項１から請求項４のいずれか１項に記載のＧａＮ系膜の製造方法。
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