JP6714760B2 - Ｇａ２Ｏ３系単結晶基板 - Google Patents

Description

本発明は、Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板に関する。

従来、酸化ガリウム単結晶の（１００）面を研磨する酸化ガリウム単結晶基板の製造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、酸化ガリウム単結晶の（１００）面を研磨して薄型化するラッピング加工と、平滑に研磨するポリッシング加工とを行い、更に化学機械研磨することで酸化ガリウム単結晶の（１００）面にステップとテラスとを形成することが可能である。

また、従来、チッピングやクラック、剥離等を無くした、酸化ガリウム基板の製造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、（１００）面に対して９０±５度で交わり、かつ（１００）面を除く面で構成される主面に対しても９０±５度で交わり、更に形成予定の酸化ガリウム基板の主面中心点を通る法線を回転軸として、回転角度にして±５度の誤差内で、第１のオリエンテーションフラットを主面の周縁部に形成し、更に酸化ガリウム基板の主面中心点を対称点にして、第２のオリエンテーションフラットを、第１のオリエンテーションフラットと点対称に配置されるように他方の主面周縁に形成し、次に、第１のオリエンテーションフラット及び第２のオリエンテーションフラットが残存するように酸化ガリウム単結晶を円抜き加工し、酸化ガリウム基板の直径をＷＤ、第１のオリエンテーションフラットと第２のオリエンテーションフラットのそれぞれの直径方向における奥行きをＯＬと表したとき、ＯＬが０．００３×ＷＤ以上０．０６７×ＷＤ以下の範囲となるように酸化ガリウム基板を製造することによりチッピングやクラック、剥離等をなくすことが可能である。

特開２００８−１０５８８３号公報 特開２０１３−６７５２４号公報

現在、半導体デバイスに使用されている半導体基板もしくは半導体支持基板は、Ｓｉ基板（立方晶系、ダイヤモンド構造）、ＧａＡｓ基板（立方晶系、閃亜鉛鉱型構造）、ＳｉＣ基板（立方晶系、六方晶系）、ＧａＮ基板（六方晶系、ウルツ鉱構造）、ＺｎＯ基板（六方晶系、ウルツ鉱構造）、サファイア基板（正確には菱面体晶であるが、一般的には六方晶で近似的に表される）等であり、これらは対称性の良い結晶系に属している。しかし、酸化ガリウム基板は、単斜晶系という対称性の良くない結晶系に属していることや劈開性が非常に強いことから形状性に優れた基板が安定的に製造できるかどうかもわからなかった。そのため、直径２インチのＧａ_２Ｏ_３単結晶基板を切り出した場合、当該基板中心の基準面に対する高さ（ＢＯＷ）、当該基板の基準面に対する最高点及び最低点の距離の絶対値の和（ＷＡＲＰ）、あるいは当該基板の平坦にされた裏面に対する当該基板の厚みむら（ＴＴＶ）が所定の値を超えることも考えられた。
また、特許文献１及び２に開示されている酸化ガリウム基板の製造方法では、商業的に使用される２インチサイズ以上での製造方法の記載がない。

本発明は、形状性に優れたＧａ_２Ｏ_３系単結晶基板を再現性よく安定的に提供することに目的を有する。

本発明の一態様は、上記目的を達成するために、［１］〜［３］のＧａ_２Ｏ_３系単結晶基板を提供する。

［１］Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶のｂ軸もしくはｃ軸に平行な主面を有し、前記ｂ軸もしくはｃ軸に垂直な方向の結晶構造のばらつきを抑制するＳｎを０．００３〜１．０ｍｏｌ％含有し、前記主面のＷＡＲＰが２５μｍ以下であるＧａ_２Ｏ_３系単結晶基板。

［２］前記主面のＢＯＷが−１３μｍ〜０である請求項１に記載のＧａ_２Ｏ_３系単結晶基板。

［３］Ｘ線回折のロッキングカーブ測定の半値幅が１７秒以下である［１］あるいは［２］に記載のＧａ_２Ｏ_３系単結晶基板。

本発明によれば、優れた形状性を有するＧａ_２Ｏ_３系単結晶基板を再現性よく安定的に提供することができる。

図１は、実施の形態に係るＥＦＧ結晶製造装置の一部の垂直断面図である。 図２は、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、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板において、３点基準平面を定義するための３点基準Ｒ１、Ｒ２、Ｒ３を示す説明図である。 図４は、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板において、ＢＯＷの測定基準を示す説明図である。 図５は、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板において、ＷＡＲＰの測定基準を示す説明図である。 図６は、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板において、ＴＴＶの測定基準を示す説明図である。 図７は、ＢＯＷとＷＡＲＰと基板形状の関係を示す説明図である。 図８は、本発明の実施の形態に係るβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板のＸ線回折ロッキングカーブに基づく半幅値（ＦＷＨＭ）を示すグラフである。 図９は、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶からβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板を製造する工程を示す説明図である。 図１０は、本発明の実施の形態に係るβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板を示す説明図である。

〔実施の形態〕
本実施の形態においては、種結晶を用いて、Ｓｎが添加された平板状のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶をｂ軸もしくはｃ軸方向に成長させる。これにより、ｂ軸もしくはｃ軸方向に垂直な方向の結晶品質のばらつきが小さいβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶を得ることができる。

従来、多くの場合、Ｇａ_２Ｏ_３結晶に添加される導電型不純物として、Ｓｉが用いられている。ＳｉはＧａ_２Ｏ_３結晶に添加される導電型不純物の中でＧａ_２Ｏ_３単結晶の成長温度における蒸気圧が比較的低く、結晶成長中の蒸発量が少ないため、Ｓｉ添加量の調整によるＧａ_２Ｏ_３結晶の導電性の制御が比較的容易である。

一方、ＳｎはＳｉよりもＧａ_２Ｏ_３単結晶の成長温度における蒸気圧が高く、結晶成長中の蒸発量が多いため、Ｇａ_２Ｏ_３結晶に添加される導電型不純物としては少々扱いづらい。

しかしながら、本発明の発明者等は、平板状のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶をｂ軸もしくはｃ軸方向に成長させるという特定の条件下において、Ｓｉを添加することにより、ｂ軸もしくはｃ軸方向の結晶構造は一定になるが、ｂ軸もしくはｃ軸に垂直な方向の結晶構造に大きなばらつきが生じるという問題を見出した。そして、本発明の発明者等は、Ｓｉの代わりにＳｎを添加することにより、その問題を解消できることを見出した。

（β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶の成長）
以下に、平板状のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶を成長させる方法の一例として、ＥＦＧ（Edge-defined film-fed growth）法を用いる場合の方法について説明する。なお、本実施の形態の平板状のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶の成長方法はＥＦＧ法に限られず、他の成長方法、例えば、マイクロＰＤ（pulling-down）法等の引き下げ法を用いてもよい。また、ブリッジマン法にＥＦＧ法のダイのようなスリットを有するダイを適用し、平板状のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶を育成してもよい。

図１は、本実施の形態に係るＥＦＧ結晶製造装置の一部の垂直断面図である。このＥＦＧ結晶製造装置１０は、Ｇａ_２Ｏ_３系融液１２を受容するルツボ１３と、このルツボ１３内に設置されたスリット１４ａを有するダイ１４と、スリット１４ａの開口部１４ｂを含むダイ１４の上部を露出させるようにルツボ１３の上面を閉塞する蓋１５と、β−Ｇａ_２Ｏ_３系種結晶（以下、「種結晶」という）２０を保持する種結晶保持具２１と、種結晶保持具２１を昇降可能に支持するシャフト２２とを有する。

ルツボ１３は、Ｇａ_２Ｏ_３系粉末を溶解させて得られたＧａ_２Ｏ_３系融液１２を収容する。ルツボ１３は、Ｇａ_２Ｏ_３系融液１２を収容しうる耐熱性を有するイリジウム等の材料からなる。

ダイ１４は、Ｇａ_２Ｏ_３系融液１２を毛細管現象により上昇させるためのスリット１４ａを有する。

蓋１５は、ルツボ１３から高温のＧａ_２Ｏ_３系融液１２が蒸発することを防止し、さらにスリット１４ａの上面以外の部分にＧａ_２Ｏ_３系融液１２の蒸気が付着することを防ぐ。

種結晶２０を下降させて、スリット１４ａの開口部１４ｂまで上昇したＧａ_２Ｏ_３系融液１２に接触させ、Ｇａ_２Ｏ_３系融液１２と接触した種結晶２０を引き上げることにより、平板状のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶２５を成長させる。β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶２５の結晶方位は種結晶２０の結晶方位と等しく、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶２５の結晶方位を制御するためには、例えば、種結晶２０の底面の面方位及び水平面内の角度を調整する。

図２は、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２中の面２６は、スリット１４ａのスリット方向と平行なβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶２５の主面である。成長させたβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶２５を切り出してβ−Ｇａ_２Ｏ_３系基板を形成する場合は、β−Ｇａ_２Ｏ_３系基板の所望の主面の面方位にβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶２５の面２６の面方位を一致させる。例えば、（−２０１）面を主面とするβ−Ｇａ_２Ｏ_３系基板を形成する場合は、面２６の面方位を（−２０１）とする。また、成長させたβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶２５は、新たなβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶を成長させるための種結晶として用いることができる。図１、２に示される結晶成長方向は、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶２５のｂ軸に平行な方向（ｂ軸方向）である。なお、Ｇａ_２Ｏ_３系基板の主面は、（−２０１）面に限定するものではなく、他の面であっても良い。

β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶２５及び種結晶２０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。

β−Ｇａ_２Ｏ_３系原料に、所望の濃度のＳｎが添加されるような量のＳｎ原料を加える。例えば、ＬＥＤ用基板を切り出すためのβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶２５を成長させる場合は、濃度０．００３ｍｏｌ％以上かつ１．０ｍｏｌ％以下のＳｎが添加されるような量のＳｎＯ_２をβ−Ｇａ_２Ｏ_３系原料に加える。濃度０．００３ｍｏｌ％未満の場合、導電性基板として十分な特性が得られない。また、１．０ｍｏｌ％を超える場合、ドーピング効率の低下、吸収係数増加、歩留低下等の問題が生じやすい。

以下に、本実施の形態のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶２５の育成条件の一例について述べる。

例えば、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶２５の育成は、窒素雰囲気下で行われる。

図１、２に示される例では、水平断面の大きさがＧａ_２Ｏ_３系単結晶２５とほぼ同じ大きさの種結晶２０を用いている。この場合、Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶２５の幅を広げる肩広げ工程を行わないため、肩広げ工程において発生しやすい双晶化を抑えることができる。

なお、この場合、種結晶２０は通常の結晶育成に用いられる種結晶よりも大きく、熱衝撃に弱いため、Ｇａ_２Ｏ_３系融液１２に接触させる前の種結晶２０のダイ１４からの高さは、ある程度低いことが好ましく、例えば、１０ｍｍである。また、Ｇａ_２Ｏ_３系融液１２に接触させるまでの種結晶２０の降下速度は、ある程度低いことが好ましく、例えば、１ｍｍ／ｍｉｎである。

種結晶２０をＧａ_２Ｏ_３系融液１２に接触させた後の引き上げるまでの待機時間は、温度をより安定させて熱衝撃を防ぐために、ある程度長いことが好ましく、例えば、１０ｍｉｎである。

ルツボ１３中の原料を溶かすときの昇温速度は、ルツボ１３周辺の温度が急上昇して種結晶２０に熱衝撃が加わることを防ぐために、ある程度低いことが好ましく、例えば、１１時間掛けて原料を溶かす。

（β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板の切り出し）
図３は、平板状に成長させられたβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶２５を切り出して形成されたβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１００を示す。当該基板１００は直径が２インチであり、後述するＢＯＷ及びＷＡＲＰを測定するための３点基準平面を形成するときの３点基準Ｒ１、Ｒ２、及びＲ３が、外周より直径の３％内側の位置であって１２０°の間隔で定義される。

次に、育成したβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶２５からβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１００を製造する方法の一例について述べる。

図９は、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板の製造工程の一例を表すフローチャートである。以下、このフローチャートを用いて説明する。

まず、例えば、平板状の部分の厚さが１８ｍｍのβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶２５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（ステップＳ１）。雰囲気は窒素雰囲気が好ましいが、アルゴンやヘリウム等の他の不活性雰囲気でもよい。アニール保持温度は１４００〜１６００℃の温度が好ましい。保持温度でのアニール時間は６〜１０時間程度が好ましい。

次に、種結晶２０とβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶２５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（ステップＳ２）。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２５を固定する。切断機にカーボン系ステージに固定されたβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶２５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２５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２５の縁を丸形に加工する（ステップＳ３）。また、縁の所望の場所にオリエンテーションフラットを形成することも可能である。

次に、マルチワイヤーソーにより、丸形に加工されたβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶２５を１ｍｍ程度の厚さにスライスし、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１００を得る（ステップＳ４）。この工程において、所望のオフセット角に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。

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１００に施す（ステップＳ５）。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に切替えてアニールを行う。温度を保持する間の雰囲気はアルゴンやヘリウム等の他の不活性雰囲気でも良い。保持温度は１４００〜１６００℃が好ましい。

次に、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１００のエッジに所望の角度にて面取り（べベル）加工を施す（ステップＳ６）。

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系単結晶基板を研削する（ステップＳ７）。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（ステップＳ８）。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１００の片方の面のみを研磨する（ステップＳ９）。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１００の主面の平均粗さＲａは０．０５〜１ｎｍくらいである。一方、主面の反対面の平均粗さＲａは、０．１μｍ以上である。

図１０は、上記の工程によりβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶２５から製造されたβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１００の写真である。β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１００は双晶を含まず、また、主面の平坦性に優れるため、透けて見えるβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１００の下の“β−Ｇａ_２Ｏ_３”の文字に途切れや歪みが見られない。

上記において、裏面ポリッシュを行わないため、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板の裏面（主面の反対面）は、前述したように０．１μｍ以上の表面の平均粗さＲａを有したβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１００として形成される。

表１は、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１００の試料１〜１４のＢＯＷ、ＷＡＲＰ、及びＴＴＶの測定結果を示す。

表１において、−１３μｍ≦ＢＯＷ≦０、ＷＡＲＰ≦２５μｍ、ＴＴＶ≦１０μｍを満たすβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１００が好ましい。

表１に示した測定結果、及びこの測定を行うための測定基準については以下に述べる。

図４は、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１００のＢＯＷの測定基準を示す。図４において、点線Ｒは、図３に示した基板１００の３点基準Ｒ１、Ｒ２、及びＲ３を通る平面によって定義される３点基準平面であり、ＢＯＷは基板１００の中心０の基準平面Ｒまでの垂直距離Ｈである。図４では、中心０が基準平面Ｒの下側に位置するので、ＢＯＷの値はマイナスになる。一方、基板１００の中心０が基準平面Ｒの上側に位置するときは、ＢＯＷの値はプラスになる。

図５は、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１００のＷＡＲＰの測定基準を示す。図５において、ＷＡＲＰは、３点基準平面Ｒに対する基板１００の最高点までの距離Ｄ１と、基準表面Ｒに対する基板１００の最低点までの距離Ｄ２とを測定し、これら測定値の絶対値の和から決定される。つまり、ＷＡＲＰ＝｜Ｄ１｜＋｜Ｄ２｜である。

図６は、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１００のＴＴＶの測定基準を示す。図６において、ＴＴＶは、吸着チャック（図示せず）による吸着によってβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板１００の裏面１００Ｂを平面とし、裏面１００Ｂから最高点までの距離Ｔ１から裏面１００Ｂから最低点までの距離Ｔ２を減算した値Ｔである。つまり、ＴＴＶ＝Ｔ＝｜Ｔ１−Ｔ２｜である。

図７は、ＢＯＷとＷＡＲＰと黒線で示す基板形状の関係を示す。ここで、ＢＯＷが正の値を有する場合は、基板１００が凸状に湾曲していることを表し、そのとき、ＷＡＲＰの値が大になれば、湾曲の度合が大きくなっていくのが一般的である。

また、ＢＯＷが０の場合、ＷＡＲＰが小さい値であれば、基板１００が平坦に近い形状であり、ＷＡＲＰが大きな値であれば基板１００の湾曲が中心を境にして反対方向になるのが一般的である。

また、ＢＯＷが負の場合、基板１００が凹状に湾曲していることを表し、そのとき、ＷＡＲＰの値が大になれば、湾曲の度合が大きくなっていくのが一般的である。

前述した表１において、試料１〜５について、ＢＯＷ、ＷＡＲＰ、及びＴＴＶの測定値を記載した。このＢＯＷ、ＷＡＲＰ、及びＴＴＶは、レーザー光の斜め入射方式に基づく平面度測定解析装置（コーニング・トロペル社製）によって測定した。

これらの試料１〜５について、（−４０２）のＸ線回折のロッキングカーブの測定により、結晶性が評価された。
図８は、その結晶性の評価の結果を示す。当該評価は、半値幅（ＦＷＨＭ）が１７秒という良好なものであった。

（実施の形態の効果）
本実施の形態によれば、双晶がなく、クラックや粒界が発生しない結晶性に非常に優れたβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶の育成が可能になった。そのため、スライスや丸加工、研磨条件の検討が可能となり、ＢＯＷ、ＷＡＲＰ、あるいはＴＴＶが所定の値を超えない、形状性に優れたβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板を初めて提供できるようになった。

一例として、Ｓｎを添加して、長さ６５．８ｍｍ、幅５２ｍｍ以上の平板状のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶を成長させることにより、種結晶からの距離が４０ｍｍの点を中心とする領域から、直径２インチの結晶品質に優れた導電性基板を得ることができる。

なお、本実施の形態の効果はＳｎの添加濃度には依らず、少なくとも１．０ｍｏｌ％まではβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶のｂ軸に垂直な方向の結晶構造のばらつきがほぼ変化しないことが確認されている。

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。

１０…ＥＦＧ結晶製造装置、 ２０…種結晶、 ２５…β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶
１００…β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶基板

Claims (3)

1. Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶のｂ軸もしくはｃ軸に平行な主面を有し、前記ｂ軸もしくはｃ軸に垂直な方向の結晶構造のばらつきを抑制するＳｎを０．００３〜１．０ｍｏｌ％含有し、前記主面のＷＡＲＰが２５μｍ以下であるＧａ_２Ｏ_３系単結晶基板。
2. 前記主面のＢＯＷが−１３μｍ〜０である請求項１に記載のＧａ_２Ｏ_３系単結晶基板。
3. Ｘ線回折のロッキングカーブ測定の半値幅が１７秒以下である請求項１あるいは２に記載のＧａ_２Ｏ_３系単結晶基板。