JPWO2017145810A1 - 多結晶１３族元素窒化物からなる自立基板及びそれを用いた発光素子 - Google Patents

多結晶１３族元素窒化物からなる自立基板及びそれを用いた発光素子 Download PDF

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Abstract

【課題】略法線方向で特定結晶方位に配向した複数の単結晶粒子で構成される多結晶１３族元素窒化物自立基板において、自立基板の上面におけるピットを低減する。【解決手段】自立基板１２は、略法線方向で特定結晶方位に配向した複数の単結晶粒子で構成される。多結晶１３族元素窒化物が窒化ガリウム、窒化アルミニウム、窒化インジウムまたはこれらの混晶からなり、前記自立基板が上面及び底面を有しており、亜鉛とカルシウムとの少なくとも一方を含有しており、自立基板の上面の二乗平均粗さＲｍｓが３．０ｎｍ以下である。【選択図】 図１

Description

本発明は、多結晶１３族元素窒化物からなる自立基板及びそれを用いた発光素子に関する。
単結晶基板を用いた発光ダイオード（ＬＥＤ）等の発光素子として、サファイア（α−アルミナ単結晶）上に各種窒化ガリウム（ＧａＮ）層を形成したものが知られている。例えば、サファイア基板上に、ｎ型ＧａＮ層、ＩｎＧａＮ層からなる量子井戸層とＧａＮ層からなる障壁層とが交互積層された多重量子井戸層（ＭＱＷ）、及びｐ型ＧａＮ層が順に積層形成された構造を有するものが量産化されている。また、このような用途に適した積層基板も提案されている。例えば、特許文献１には、サファイア下地基板と、該基板上に結晶成長せしめて形成された窒化ガリウム結晶層とを含む、窒化ガリウム結晶積層基板が提案されている。
もっとも、サファイア基板上にＧａＮ層を形成する場合、ＧａＮ層は異種基板であるサファイアとの間で格子定数及び熱膨張率が一致しないため転位を生じやすい。また、サファイアは絶縁性材料であるため、その表面に電極を形成することができず、それ故、素子の表裏に電極を備えた縦型構造の発光素子を構成できない。そこで、窒化ガリウム（ＧａＮ）単結晶上に各種ＧａＮ層を形成したＬＥＤが注目されている。ＧａＮ単結晶基板であれば、ＧａＮ層と同種の材質であることから、格子定数及び熱膨張率が整合しやすく、サファイア基板を用いる場合よりも性能向上が期待できる。例えば、特許文献２には、厚みが２００μｍ以上の自立したｎ型窒化ガリウム単結晶基板が開示されている。
しかしながら、単結晶基板は一般的に面積が小さく且つ高価なものである。特に、大面積基板を用いたＬＥＤ製造の低コスト化が求められてきているが、大面積の単結晶基板を量産することは容易なことではなく、その製造コストはさらに高くなる。そこで、窒化ガリウム等の単結晶基板の代替材料となりうる安価な材料が望まれる。かかる要求を満たす多結晶窒化ガリウム自立基板が提案されている。例えば、特許文献４には、略法線方向で特定結晶方位に配向した複数の窒化ガリウム系単結晶粒子で構成される多結晶窒化ガリウム自立基板が開示されている。また、特許文献３には略法線方向で特定結晶方位に配向した複数の窒化ガリウム系単結晶粒子で構成される多結晶窒化ガリウム自立基板であって、基板表面の電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）の逆極点図マッピングによって測定した各窒化ガリウム系単結晶粒子の結晶方位が特定結晶方位から様々な角度で傾斜して分布し、その平均傾斜角が１〜１０°であることが記載されている。
特許文献３は、基板を構成する多結晶粒子の傾き角度（チルト角）を1°~10°に制御した配向GaN自立基板および発光素子を提供する。この発明は、基板表面の欠陥密度を低減可能な多結晶窒化ガリウム自立基板を提供し、多結晶窒化ガリウム自立基板を用いて高い発光効率が得られる発光素子を提供する。
特許文献５は、高抵抗かつ低欠陥であるZnドープGaN結晶およびその製法を提供する。結晶成長方法としてNaフラックス法を用い、フラックス中にZnを添加してGaN単結晶を結晶成長させる。
特許文献６は、窒化ガリウム単結晶の製造方法を提供する。Naと、アルカリまたはアルカリ土類金属からなる混合フラックス中で、ガリウムと窒素を反応させて窒化ガリウム単結晶を製造する。ただし、特許文献５、６は単結晶の育成を目的とするものである。
特開２０１２−１８４１４４ 特開２０１０−１３２５５６ ＷＯ ２０１５／１５１９０２Ａ１ 特許５７７０９０５ 特許５０３９８１３ 特許４００１１７０
配向多結晶焼結体上に例えばフラックス法で窒化ガリウム結晶をエピタキシャル成長させる場合、隣接する多結晶粒子の間に隙間を生じやすい。こうした隙間があると、加工後のウエハー表面に穴（ピット）が発生し、窒化ガリウム結晶上にLEDなどのデバイスを作製すると、電流リークなどの不良原因となり、歩留まり低下の原因になる。隙間のない部分でデバイスを作製すれば問題は起きないが、デバイスサイズが大きくなるにつれて、隙間を完全に避けるのが困難になり、デバイスの歩留まり低下の原因となる。
本発明の課題は、略法線方向で特定結晶方位に配向した複数の単結晶粒子で構成される多結晶１３族元素窒化物自立基板において、自立基板の上面におけるピットを低減することである。
本発明は、略法線方向で特定結晶方位に配向した複数の単結晶粒子で構成される多結晶１３族元素窒化物からなる自立基板であって、
前記多結晶１３族元素窒化物が窒化ガリウム、窒化アルミニウム、窒化インジウムまたはこれらの混晶からなり、前記自立基板が上面及び底面を有しており、亜鉛とカルシウムとの少なくとも一方を含有しており、前記上面の二乗平均粗さＲｍｓが３．０ｎｍ以下であることを特徴とする。
また、本発明は、前記自立基板、および
自立基板上に形成され、略法線方向に単結晶構造を有する複数の半導体単結晶粒子で構成される層を一以上有する発光機能層を備えた、発光素子に係るものである。
例えばフラックス法で１３族元素窒化物を液相エピタキシャル成長させるのに際して、フラックス中に種々の元素を添加して、成長した配向１３族元素窒化物結晶の緻密度を評価してみた。評価方法としては、配向１３族元素窒化物の上面を研磨加工し、最表面に開口したピットの頻度およびサイズを光学顕微鏡で観測すると共に、上面の二乗平均粗さＲｍｓを計測した。
この結果、配向１３族元素窒化物結晶に亜鉛とカルシウムとの少なくとも一方を含有させた場合に、結晶の緻密度が向上し、表面のピットが少なくなり、二乗平均粗さＲｍｓが低下することが判明した。配向１３族元素窒化物結晶に亜鉛やカルシウムを含有させた場合にピットが低減されるメカニズムは明確ではない。しかし、亜鉛やカルシウムを含有させた場合は、配向１３族元素窒化物の結晶粒径が、何も添加しない場合や、他の元素（リチウム、ゲルマニウムなど）を含有させた場合と比較して大きくなっている。このことから、結晶粒子の側面方向への結晶成長が促進され、結晶粒子間の隙間が埋められている可能性も考えられる。
そして、本発明によって、配向１３族元素窒化物結晶からなる自立基板の上面のピット数が減るため、これを下地基板にした半導体デバイス（LEDやパワーデバイスなど）の不良が抑制され、歩留まりが向上する。また、自立基板内の空隙が減少するため、光散乱が抑制され、光デバイスなどのデバイスを作製する場合の性能が向上する。
本発明の自立基板を用いて作製された縦型発光素子の一例を示す模式断面図である。 参考例１での多結晶１３族元素窒化物の上面の状態を示す走査型電子顕微鏡写真である。 実施例１での多結晶１３族元素窒化物の上面の状態を示す走査型電子顕微鏡写真である。 実施例２での多結晶１３族元素窒化物の上面の状態を示す走査型電子顕微鏡写真である。 参考例２での多結晶１３族元素窒化物の上面の状態を示す走査型電子顕微鏡写真である。 参考例３での多結晶１３族元素窒化物の上面の状態を示す走査型電子顕微鏡写真である。
（多結晶１３族元素窒化物からなる自立基板）
本発明の１３族元素窒化物基板は自立基板の形態を有しうる。本発明において「自立基板」とは、取り扱う際に自重で変形又は破損せず、固形物として取り扱うことのできる基板を意味する。本発明の自立基板は発光素子等の各種半導体デバイスの基板として使用可能であるが、それ以外にも、電極（ｐ型電極又はｎ型電極でありうる）、ｐ型層、ｎ型層等の基材以外の部材又は層として使用可能なものである。なお、以下の説明においては、主たる用途の一つである発光素子を例に本発明の利点を記述することがあるが、同様ないし類似の利点は技術的整合性を損なわない範囲内で他の半導体デバイスにも当てはまる。
本発明の自立基板は、略法線方向で特定結晶方位に配向した複数の１３族元素窒化物の単結晶粒子で構成されており、上面及び底面を有する。
好ましくは、自立基板の上面に露出している単結晶粒子の最表面における断面平均径ＤＴが１０μｍ以上である。
自立基板を構成する複数の単結晶粒子は、略法線方向で特定結晶方位に配向してなる。特定結晶方位は、１３族元素窒化物結晶の有しうるいかなる結晶方位（例えばｃ面、ａ面等）であってもよい。例えば、複数の単結晶粒子が略法線方向でｃ面に配向している場合、基板上面の各構成粒子はｃ軸を略法線方向に向けて（すなわちｃ面を基板上面に露出させて）配置されることとなる。
自立基板は、略法線方向に単結晶構造を有するのが好ましい。この場合、自立基板は、略法線方向に単結晶構造を有する複数の単結晶粒子で構成される板からなるということができる。すなわち、自立基板は、水平面方向に二次元的に連結されてなる複数の単結晶粒子で構成されており、それ故、略法線方向には単結晶構造を有しうる。したがって、自立基板は、全体としては単結晶ではないものの、局所的なドメイン単位では単結晶構造を有する。このような構成とすることで、発光機能や太陽電池等のデバイスを作製した場合に十分な特性を得ることができる。この理由は定かではないが、多結晶窒化ガリウム基板の透光性や光の取り出し効率による効果と考えられる。
また、ｐ型ないしｎ型ドーパントの導入により導電性を持たせた窒化ガリウムを基板とすることで、縦型構造の発光素子を実現することができ、それにより輝度を高めることができる。その上、面発光照明等に用いられる大面積な面発光素子も低コストで実現可能となる。
特に、本態様の自立基板を用いて縦型ＬＥＤ構造を作製する場合、自立基板を構成する複数の単結晶粒子が略法線方向に単結晶構造を有するため、電流パス中に高抵抗な粒界が存在しなくなり、その結果、好ましい発光効率が見込まれる。この点、法線方向にも粒界が存在する配向多結晶基板の場合には、縦型構造としても電流パス上に高抵抗な粒界が存在するため、発光効率が低くなるおそれがある。これらの観点から、本態様の自立基板は縦型ＬＥＤ構造にも好ましく用いることができる。また、電流パス中に粒界が存在しないことから、このような発光デバイスだけでなく、パワーデバイスや太陽電池等にも適用できる。
好ましくは、自立基板を構成する複数の単結晶粒子は、略法線方向に概ね揃った結晶方位を有する。「略法線方向に概ね揃った結晶方位」とは、必ずしも法線方向に完全に揃った結晶方位とは限らず、自立基板を用いた発光素子等のデバイスが所望のデバイス特性を確保できるかぎり、法線ないしそれに類する方向にある程度揃った結晶方位であってよいことを意味する。製法由来の表現をすれば、単結晶粒子は、自立基板の製造の際に下地基材として使用した配向多結晶焼結体の結晶方位に概ね倣って成長した構造を有するともいえる。「配向多結晶焼結体の結晶方位に概ね倣って成長した構造」とは、配向多結晶焼結体の結晶方位の影響を受けた結晶成長によりもたらされた構造を意味し、必ずしも配向多結晶焼結体の結晶方位に完全に倣って成長した構造であるとは限らず、自立基板を用いた発光素子等のデバイスが所望のデバイス特性を確保できるかぎり、配向多結晶焼結体の結晶方位にある程度倣って成長した構造であってよい。すなわち、この構造は配向多結晶焼結体と異なる結晶方位に成長する構造も含む。
その意味で、「結晶方位に概ね倣って成長した構造」との表現は「結晶方位に概ね由来して成長した構造」と言い換えることもでき、この言い換え及び上記意味は本明細書中の同種の表現に同様に当てはまる。したがって、そのような結晶成長はエピタキシャル成長によるものが好ましいが、これに限定されず、それに類する様々な結晶成長の形態であってもよい。いずれにしても、このように成長することで、自立基板は略法線方向に関しては結晶方位が概ね揃った構造とすることができる。
好ましくは、自立基板は、上面及び底面を有し、上面の電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）の逆極点図マッピングによって測定した各窒化ガリウム系単結晶粒子の結晶方位が特定結晶方位（例えばｃ軸、ａ軸等の方位）から様々な角度で傾斜して分布し、その平均傾斜角が０．１°以上であり、また１０°以下である。
なお、自立基板の基板上面（板面）と直交する断面の電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）の逆極点図マッピングを測定した場合においても、自立基板を構成する単結晶粒子の結晶方位は略法線方向で特定結晶方位に配向していることが確認可能である。しかし、基板法線方向と直交する板面方向では無配向である。即ち、単結晶粒子は略法線方向にのみ結晶方位が配向した構造であり、略法線方向を軸とした単結晶粒子のツイスト（結晶軸の回転）分布はランダムである。このような構造とすることで、自立基板を用いて発光機能や太陽電池等のデバイスを作製した場合に十分な特性を得ることができる。この理由は定かではないが、光の取り出し効率による効果と考えられる。
したがって、上記態様による自立基板は、法線方向に見た場合に単結晶と観察され、水平面方向の切断面で見た場合に粒界が観察される柱状構造の単結晶粒子の集合体であると捉えることも可能である。ここで、「柱状構造」とは、典型的な縦長の柱形状のみを意味するのではなく、横長の形状、台形の形状、及び台形を逆さにしたような形状等、種々の形状を包含する意味として定義される。もっとも、上述のとおり、自立基板は法線ないしそれに類する方向にある程度揃った結晶方位を有する構造であればよく、必ずしも厳密な意味で柱状構造である必要はない。柱状構造となる原因は、前述のとおり、自立基板の製造に用いられる配向多結晶焼結体の結晶方位の影響を受けて単結晶粒子が成長するためと考えられる。このため、柱状構造ともいえる単結晶粒子の断面の平均粒径（以下、断面平均径という）は成膜条件だけでなく、配向多結晶焼結体の板面の平均粒径にも依存するものと考えられる。自立基板を発光素子の発光機能層の一部として用いる場合、粒界があることにより断面方向の光の透過率が悪く、光が散乱ないし反射する。このため、法線方向に光を取り出す構造の発光素子の場合、粒界からの散乱光により輝度が高まる効果も期待される。
上述したとおり、本発明の自立基板を用いて縦型ＬＥＤ構造とする場合、発光機能層が形成されることになる自立基板上面と、電極が形成されることになる自立基板底面とは粒界を介さずに連通していることが好ましい。すなわち、自立基板の上面に露出している単結晶粒子が、自立基板の底面に粒界を介さずに連通してなるのが好ましい。粒界が存在すると通電時に抵抗をもたらすため、発光効率を低下させる要因となる。
ところで、自立基板の上面に露出している単結晶粒子の最表面における断面平均径ＤＴは、自立基板の底面に露出している単結晶粒子の最表面における断面平均径ＤＢと異なることが好ましい。こうすることで自立基板及びその構成粒子の結晶性が向上する。例えば、気相や液相を介したエピタキシャル成長を用いて１３族元素窒化物結晶を成長させる場合、成膜条件にもよるが、法線方向だけでなく、水平方向にも成長が生じる。このとき、成長の起点となる粒子やその上に作製した種結晶の品質にばらつきがあると、個々の単結晶の成長速度が異なり、高速成長する粒子が成長速度の遅い粒子を覆うようにして成長する場合がある。このような成長挙動をとる場合、基板底面側よりも、基板上面側の粒子の方が大粒径化しやすくなる。この場合、成長が遅い結晶は成長が途中で停止しており、ある一断面で観察すると法線方向にも粒界が観測されうる。しかし、基板上面に露出した粒子は基板底面と粒界を介さずに連通しており、電流を流す上での抵抗相はない。換言すれば、窒化ガリウム結晶を成膜後、基板上面側（製造時に下地基板である配向多結晶焼結体と接していた側と反対側）に露出した粒子は、粒界を介さずに底面に連通している粒子が支配的になるため、縦型構造のＬＥＤの発光効率を高める観点では基板上面側に発光機能層を作製することが好ましい。一方、基板底面側（製造時に下地基板である配向多結晶焼結体と接していた側）は基板上面側と連通していない粒子も混在するため、基板底面側に発光機能層を作製すると発光効率が低下するおそれがある。また、上述のとおり、このような成長挙動の場合は成長に伴って大粒径化するため、自立基板の表底面は窒化ガリウム結晶の粒径が大きい方が基板上面側、小さい方が基板底面側とも言い換えることができる。すなわち、自立基板において、縦型構造のＬＥＤの発光効率を高める観点では、１３族元素窒化物結晶の粒径が大きい側（基板上面側）に発光機能層を作製することが好ましい。なお、下地基板にｃ面等に配向した配向多結晶アルミナ焼結体を用いる場合、基板上面側（製造時に下地基板である配向多結晶アルミナ焼結体と接していた側と反対側）が１３族元素面となり、基板底面側（製造時に下地基板である配向多結晶アルミナ焼結体と接していた側）が窒素面となる。すなわち、自立基板の１３族元素面は、粒界を介さずに底面に連通している粒子が支配的となる。このため、縦型構造のＬＥＤの発光効率を高める観点では、１３族元素面側（基板上面側）に発光機能層を作製することが好ましい。
したがって、基板上面側の粒子が基板底面側の粒子より大粒径化するような成長挙動をとる場合、すなわち基板上面に露出している単結晶粒子の断面平均径が、基板底面に露出している単結晶粒子の断面平均径よりも大きいと、発光効率が高まるため好ましい（このことは、基板上面に露出している単結晶粒子の個数が、基板底面に露出している単結晶粒子の個数よりも少ないことが好ましいと言い換えることもできる）。
具体的には、自立基板の底面に露出している単結晶粒子の最表面における断面平均径（以下、基板底面の断面平均径ＤＢという）に対する、自立基板の上面に露出している単結晶粒子の最表面における断面平均径（以下、基板上面の断面平均径ＤＴという）の比ＤＴ／ＤＢが１．０よりも大きいのが好ましく、１．１以上であることが好ましく、より好ましくは１．５以上、さらに好ましくは２．０以上、特に好ましくは３．０以上、最も好ましくは５．０以上である。ただし、上記比ＤＴ／ＤＢが高すぎると逆に発光効率が低下する場合があるため、２０以下が好ましく、１０以下がさらに好ましい。発光効率が変化する原因は定かではないが、上記比ＤＴ／ＤＢが高いと大粒径化によって発光に寄与しない粒界面積が減少すること、あるいは大粒径化することで結晶欠陥が低減するためと考えられる。結晶欠陥が減少する原因も定かではないが、欠陥を含む粒子は成長が遅く、欠陥が少ない粒子は高速成長するためではないかとも考えられる。一方、上記比ＤＴ／ＤＢが高すぎると、基板上面及び基板底面間で連通する粒子（すなわち基板上面側に露出した粒子）は基板底面側付近では断面径が小さくなる。この結果、十分な電流パスが得られず発光効率が低下する原因となり得るとも考えられるが、その詳細は定かではない。
もっとも、自立基板を構成する柱状構造同士の界面は結晶性が低下するため、発光素子の発光機能層として用いる場合、発光効率が低下し、発光波長が変動し、発光波長がブロードになる可能性がある。このため、柱状構造の断面平均径は大きいほうが良い。具体的には、自立基板の上面に露出している単結晶粒子の最表面における断面平均径ＤＴは１０μｍ以上、好ましくは２０μｍ以上、より好ましくは５０μｍ以上、特に好ましくは７０μｍ以上、最も好ましくは１００μｍ以上である。自立基板の最表面（上面）における単結晶粒子の断面平均径の上限は特に限定されないが、１０００μｍ以下が現実的であり、より現実的には５００μｍ以下であり、さらに現実的には２００μｍ以下である。また、このような断面平均径の単結晶粒子を作製するには、自立基板の製造に用いられる、配向多結晶焼結体を構成する粒子の板面における焼結粒径を１０μｍ以上とするのが望ましく、より望ましくは１０μｍ〜１０００μｍ、さらに望ましくは１０μｍ〜８００μｍ、特に望ましくは１４μｍ〜５００μｍである。あるいは、自立基板の最表面（上面）における単結晶粒子の断面平均径を自立基板の底面の断面平均径よりも大きくすることを念頭に置く場合には、配向多結晶焼結体を構成する粒子の板面における焼結粒径を１０μｍ〜１００μｍとするのが望ましく、より望ましくは１４μｍ〜７０μｍである。
本発明においては、自立基板を構成する１３族元素窒化物が、亜鉛とカルシウムとの少なくとも一方を含有する。これによって、各単結晶の上面における表面穴（ピット）のサイズと数を低減することができる。そして、表面におけるピットのサイズおよび数は、二乗平均粗さＲｍｓを測定することによって評価することができることを見いだした。
すなわち、Ｒｍｓとは、二乗平均粗さを指す数値であり、自立基板上面の平均線から測定曲線までの偏差の二乗を平均した値の平方根に相当し、下記の式で算出されるものである。
Figure 2017145810
本発明者は、自立基板上面のピットの大きさと数を顕微鏡で観測して計数すると共に、同じ上面の二乗平均粗さＲｍｓを測定し、対比してみた。この結果、ピットサイズが大きく、ピットの頻度が高いほど、二乗平均粗さＲｍｓが大きくなることを見いだした。すなわち、配向１３族元素窒化物結晶の場合には、表面の二乗平均粗さＲｍｓがピットサイズおよび数を反映する指標として適切である。
こうした観点から、得られた自立基板の上面の二乗平均粗さＲｍｓを種々検討したところ、自立基板を構成する多結晶１３族元素窒化物中に亜鉛とカルシウムとの少なくとも一方を含有させることによって、上面のピットサイズおよび数を著しく低減できることを見いだした。具体的には、自立基板の上面の二乗平均粗さＲｍｓを３．０ｎｍ以下とできることを見いだした。
この理由は明確ではないが、以下のように考えることができる。すなわち、配向多結晶１３族元素窒化物に亜鉛とカルシウムとの一方または双方を添加すると、一部の単結晶粒子の成長が促進され、上面に近づくにつれて（単結晶粒子の成長が進むのにつれて）、結晶径が大きくなる傾向がある。この結果、得られた多結晶１３族元素窒化物の上面では隙間が生じにくくなり、表面穴（ピット）が著しく抑制されたものと考えられる。
特に、自立基板上に作製したデバイスの歩留まり向上の観点からは、ピットはサイズが小さく、また頻度が少ないことが好ましい。言い換えれば、窒化ガリウム自立基板上に作製したデバイスの歩留まり向上の観点からは、二乗平均粗さＲｍｓは小さいことが好ましい。本発明者らの検討の結果、自立基板の上面のＲｍｓが３．０ｎｍ以下である場合に、良好な歩留まりで半導体デバイスが作製できることがわかった。この観点からは、自立基板の上面のＲｍｓは２．０ｎｍ以下であることが更に好ましい。
本発明においては、多結晶１３族元素窒化物に、亜鉛とカルシウムとの少なくとも一方を含有させる。
ここで、多結晶１３族元素窒化物に亜鉛を含有させる場合には、本発明の効果の観点からは、亜鉛の含有量は、１ｘ１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上が好ましく、１ｘ１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上が特に好ましい。また、結晶成長速度の低下を防ぐためには、亜鉛の含有量は、１ｘ１０２０ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下が好ましく、５ｘ１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下が更に好ましい。
また、多結晶１３族元素窒化物にカルシウムを含有させる場合には、本発明の効果の観点からは、カルシウムの含有量は、５ｘ１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上が好ましく、１ｘ１０１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上が特に好ましい。また、融液組成物中の自然核発生抑制の観点からは、カルシウムの含有量は、１ｘ１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下が好ましく、５ｘ１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下が更に好ましい。
自立基板に亜鉛を含有させることによって、自立基板の厚さ方向および面内方向の比抵抗を上昇させることができるので、高電気抵抗が必要な用途に適した自立基板を提供可能となる。
例えば、自立基板の面内方向の比抵抗を５０Ω・ｃｍ以上、１×１０７Ω・ｃｍ以下とすることが可能である。この比抵抗は、更に、
５００Ω・ｃｍ以上とすることができ、また１×１０５Ω・ｃｍ以下とすることができる。
また、自立基板の厚さ方向の比抵抗は、５Ω・ｃｍ以上、１×１０７Ω・ｃｍ以下とすることができる。この比抵抗は、更に、１００Ω・ｃｍ以上とすることができ、また５×１０４Ω・ｃｍ以下とすることができる。
自立基板に亜鉛を含有させることによって、自立基板の比抵抗を全体的に高くできるのとともに、自立基板の面内方向の比抵抗の自立基板の厚さ方向の比抵抗に対する比率（面内方向の比抵抗／厚さ方向の比抵抗）を低くすることができる。この比率は、具体的には、１．３以上、１５以下とすることが可能である。
自立基板を構成する多結晶１３族元素窒化物は、亜鉛およびカルシウム以外に、更に、ｎ型ドーパント又はｐ型ドーパントでドープされていてもよく、この場合、多結晶１３族元素窒化物を、ｐ型電極、ｎ型電極、ｐ型層、ｎ型層等の基材以外の部材又は層として使用することができる。ｐ型ドーパントの好ましい例としては、ベリリウム（Ｂｅ）、マグネシウム（Ｍｇ）、ストロンチウム（Ｓｒ）、及びカドミウム（Ｃｄ）からなる群から選択される１種以上が挙げられる。ｎ型ドーパントの好ましい例としては、シリコン（Ｓｉ）、ゲルマニウム（Ｇｅ）、スズ（Ｓｎ）及び酸素（Ｏ）からなる群から選択される１種以上が挙げられる。
自立基板を構成する単結晶粒子は、バンドギャップの制御のため混晶化されていてもよい。好ましくは、自立基板を構成する多結晶１３族元素窒化物は、ＡｌＮ及びＩｎＮからなる群から選択される１種以上の結晶と混晶化された窒化ガリウムからなるものであってもよく、ｐ型ドーパント又はｎ型ドーパントがドープされていてもよい。
例えば、窒化ガリウムとＡｌＮの混晶であるＡｌｘＧａ１−ｘＮにＭｇをドーピングすることでｐ型基板、ＡｌｘＧａ１−ｘＮにＳｉをドーピングすることでｎ型基板として使用することができる。自立基板を発光素子の発光機能層として用いる場合、窒化ガリウムをＡｌＮと混晶化することでバンドギャップが広がり、発光波長を高エネルギー側にシフトさせることができる。また、窒化ガリウムをＩｎＮとの混晶（ＩｎｘＧａ１−ｘＮ）としてもよく、これによりバンドギャップが狭まり、発光波長を低エネルギー側にシフトさせることができる。
なお、自立基板を構成する１３族元素窒化物は、窒化ガリウム結晶または窒化ガリウム系混晶であることが好ましい。窒化ガリウム系混晶は、上述のように、ＡｌｘＧａ１−ｘＮ、ＩｎｘＧａ１−ｘＮで表されるが、この場合にｘは０．５以下であることが好ましく、０．２以下であることが更に好ましい。
自立基板は、直径５０．８ｍｍ（２インチ）以上の大きさを有するのが好ましく、より好ましくは直径１００ｍｍ（４インチ）以上であり、さらに好ましくは直径２００ｍｍ（８インチ）以上である。多結晶自立基板は大きければ大きいほど作製可能な素子の個数が増えるため、製造コストの観点で好ましく、面発光素子用との観点でも素子面積の自由度が増え面発光照明等への用途が広がる点で好ましく、その面積ないし大きさに上限は規定されるべきではない。なお、自立基板は上面視で円形状あるいは実質的に円形状であることが好ましいが、これに限定されない。円形状あるいは実質的に円形状ではない場合、面積として、２０２６ｍｍ２以上であることが好ましく、より好ましくは７８５０ｍｍ２以上であり、さらに好ましくは３１４００ｍｍ２以上である。もっとも、大面積を要しない用途については、上記範囲よりも小さい面積、例えば直径５０．８ｍｍ（２インチ）以下、面積換算で２０２６ｍｍ２以下としてもよい。
自立基板の厚さは基板に自立性を付与できる必要があり、２０μｍ以上が好ましく、より好ましくは１００μｍ以上であり、さらに好ましくは３００μｍ以上である。自立基板の厚さに上限は規定されるべきではないが、製造コストの観点では３０００μｍ以下が現実的である。
自立基板の上面に露出している単結晶粒子の最表面における断面平均径ＤＴに対する、自立基板の厚さＴの比として規定されるアスペクト比Ｔ／ＤＴが０．７以上であるのが好ましく、より好ましくは１．０以上であり、さらに好ましくは３．０以上である。このアスペクト比がＬＥＤとする場合に発光効率を高める観点から好ましい。発光効率が高まる原因として、高アスペクト比粒子の方が窒化ガリウム中の欠陥密度が低いこと、及び光の取り出し効率が高まること等が考えられるが、その詳細は定かではない。
これまでに述べたとおり、発光効率を高める観点では、（１）発光機能層は自立基板上面側（製造時に下地基板である配向多結晶焼結体に接していた側と反対側）に作製する方が良く、（２）自立基板底面の断面平均径ＤＢに対する基板上面の断面平均径ＤＴの比ＤＴ／ＤＢが適度な値をとるのが良く、（３）自立基板を構成する粒子の基板最表面における断面平均径が大きい方が良く、（４）自立基板を構成する粒子のアスペクト比Ｔ／ＤＴは大きい方が良い。上記（３）及び（４）の観点では断面平均径が大きく且つアスペクト比が大きい方が良く、言い換えると基板上面側の断面平均径が大きく且つ厚い多結晶１３族元素窒化物が好ましい。また、自立化の観点では自立基板の厚さは２０μｍ以上が好ましく、より好ましくは１００μｍ以上であり、さらに好ましくは３００μｍ以上である。しかし、前述したとおり、多結晶１３族元素窒化物の厚みが厚くなるとコスト的な観点では好ましくなく、自立する限り薄い方が好ましい。すなわち、自立基板の厚みとしては３０００μｍ以下が現実的であり、６００μｍ以下が好ましく、３００μｍ以下が好ましい。したがって、自立化させ且つ発光効率を高める観点とコスト的な観点を両立する厚みとしては５０〜５００μｍ程度が好ましく、３００〜５００μｍ程度が更に好ましい。
（製造方法）
本発明の窒化ガリウム自立基板は、（１）配向多結晶焼結体を用意し、（２）配向多結晶焼結体上に、窒化ガリウムからなる種結晶層を、配向多結晶焼結体の結晶方位に概ね倣った結晶方位を有するように形成し、（３）種結晶層上に、厚さ２０μｍ以上の窒化ガリウム系結晶から構成される層を、種結晶層の結晶方位に概ね倣った結晶方位を有するように形成し、（４）配向多結晶焼結体を除去して、窒化ガリウム自立基板を得ることにより製造することができる。
（配向多結晶焼結体の製造方法）
本発明の自立基板の製造に下地基材として用いる配向多結晶焼結体は、いかなる製造方法によって製造されたものであってもよく、特に限定されない。例えば特許文献３（ＷＯ２０１５／１５１９０２Ａ１）に記載される方法に基づいて作製されたものであってもよい。
本発明の好ましい態様による配向多結晶焼結体の製造方法は、以下に具体的に説明するように、（ａ）微細原料粉末層と、板状原料粒子の板面が前記微細原料粉末層の表面に沿うように配列された板状原料粉末層とが、交互に積層された積層体を作製する工程と、（ｂ）上記積層体を焼成する工程とを含むものである。
工程（ａ）で用いる微細原料粉末層は、微細原料粒子の集合体の層である。微細原料粉末は、平均粒径が板状原料粉末よりも小さい粉末である。微細原料粉末層は、微細原料粉末そのものを成形した層であってもよいし微細原料粉末に添加剤を加えたものを成形した層であってもよい。添加剤としては、例えば焼結助剤やグラファイト、バインダー、可塑剤、分散剤、分散媒などが挙げられる。成形方法は特に限定するものではないが、例えば、テープ成形、押出成形、鋳込み成形、射出成形、一軸プレス成形等が挙げられる。微細原料粉末層の厚みは、５〜１００μｍであることが好ましく、２０〜６０μｍであることがより好ましい。
工程（ａ）で用いる板状原料粉末層は、板状原料粒子の集合体の層である。板状原料粉末は、アスペクト比が３以上のものが好ましい。アスペクト比は、平均粒径／平均厚さである。ここで、平均粒径は、粒子板面の長軸長の平均値であり、平均厚さは、粒子の短軸長の平均値である。これらの値は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で板状原料粉末中の任意の粒子１００個を観察して決定する。板状原料粉末の平均粒径は、配向焼結体の高配向化の観点からは大きい方が好ましく、１．５μｍ以上が好ましく、５μｍ以上がより好ましく、１０μｍ以上が更に好ましく、１５μｍ以上が特に好ましい。但し、緻密化の観点からは小さい方が好ましく、３０μｍ以下が好ましい。こうしたことから、高配向と緻密化を両立するには平均粒径が１．５μｍ〜３０μｍであることが好ましい。板状原料粉末層は、板状原料粉末そのものの層であってもよいし板状原料粉末に添加剤を加えたものの層であってもよい。添加剤としては、例えば焼結助剤やグラファイト、バインダー、可塑剤、分散剤、分散媒などが挙げられる。板状原料粉末層は、板状原料粉末を構成する板状原料粒子の板面が微細原料粉末層の表面に沿うように配列されている。板状原料粉末は、単一粒子になっていることが好ましい。単一粒子になっていない場合には、配向度や傾斜角を悪化させることがある。粒子を単一にするには、分級処理、解砕処理及び水簸処理の少なくとも１つの処理を採用すればよいが、すべての処理を採用するのが好ましい。分級処理や解砕処理は、凝集等がある際に採用するのが好ましい。分級処理としては、気流分級等が挙げられる。解砕処理としては、ポット解砕、湿式微粒化方式等が挙げられる。水簸処理は、微粒粉が混入している際に採用するのが好ましい。
工程（ａ）で作製される積層体は、微細原料粉末層と板状原料粉末層とが交互に積層されたものである。積層体を作製する際、微細原料粉末の成形体の片面を板状原料粉末層で全面的に又は部分的に被覆した片面加工体を作製し、該片面加工体を利用して積層体を作製してもよい。あるいは、微細原料粉末の成形体の両面を板状原料粉末層で全面的に又は部分的に被覆した両面加工体を作製し、該両面加工体と未加工の成形体とを利用して積層体を作製してもよい。
片面加工体又は両面加工体は、微細原料粉末の成形体の片面又は両面に該成形体よりも厚みの薄い板状原料粉末の成形体を積層することにより作製してもよい。この場合、板状原料粉末の成形体は、板状原料粒子の板面がその成形体の表面に沿うようにテープ成形や印刷などによってせん断力を与えて成形したものを用いてもよい。あるいは、片面加工体又は両面加工体は、微細原料粉末の成形体の片面又は両面に板状原料粉末の分散液を印刷、スプレーコート、スピンコート又はディップコートすることにより作製してもよい。スプレーコート、スピンコート、ディップコートでは、強制的にせん断力を与えずとも、板状原料粒子の板面がその成形体の表面に沿うように配列する。成形体の表面に配列した板状原料粒子は、数個の板状原料粒子が重なっていてもよいが、他の板状原料粒子と重なっていないことが好ましい。
片面加工体を利用する場合、微細原料粉末層と板状原料粉末層とが交互に積層されるように片面加工体を積み重ねていけばよい。両面加工体を利用する場合、両面加工体と未加工の微細原料粉末の成形体とを交互に積層すればよい。なお、片面加工体と両面加工体の両方を利用して積層体を作製してもよいし、片面加工体と両面加工体と未加工の成形体とを利用して積層体を作製してもよい。
工程（ｂ）では、積層体を焼成する。この場合、焼成方法は特に限定されないが、加圧焼成や水素焼成が好ましい。加圧焼成としては、例えばホットプレス焼成やＨＩＰ焼成などが挙げられる。なお、加圧焼成前に常圧予備焼成を行ってもよい。ＨＩＰ焼成を行うときにはカプセル法を用いることもできる。ホットプレス焼成の場合の圧力は、５０ｋｇｆ／ｃｍ２以上が好ましく、２００ｋｇｆ／ｃｍ２以上がより好ましい。ＨＩＰ焼成の場合の圧力は、１０００ｋｇｆ／ｃｍ２以上が好ましく、２０００ｋｇｆ／ｃｍ２以上がより好ましい。焼成雰囲気は特に限定はないが、大気、窒素、Ａｒ等の不活性ガス、真空雰囲気下のいずれかが好ましく、窒素、Ａｒ雰囲気下が特に好ましく、窒素雰囲気が最も好ましい。
積層体は、微細原料粒子の集合体の層である微細原料粉末層と、板状原料粒子の板面が微細原料粉末層の表面に沿って配列された板状原料粉末層とが、交互に積層されたものである。積層体を焼成すると、板状原料粒子が種結晶（テンプレート）となり、微細原料粒子がマトリックスとなって、テンプレートがマトリックスを取り込みながらホモエピタキシャル成長する。そのため、得られる焼結体は配向度が高く、かつ、傾斜角が小さい配向焼結体となる。配向度と傾斜角は、板状原料粉末が微細原料粉末層の表面を覆う被覆率に依存する。この被覆率が１〜６０％（好ましくは１〜２０％、さらに好ましくは３〜２０％）のときに配向度が高く、傾斜角が小さくなる。また、配向度と傾斜角は、微細原料粉末層の厚みに依存する。微細原料粉末層の厚みが１０〜１００μｍ（より好ましくは１０〜１００μｍ、更に好ましくは２０〜６０μｍ）のときに配向度が高く、傾斜角は小さくなる。ここで、配向度は、Ｘ線回折プロファイルを用いてロットゲーリング法により求めたｃ面配向度を指し、傾斜角は、ＸＲＣ半値幅（ＸＲＣ・ＦＷＨＭ）を用いる。
配向多結晶焼結体の組成は特に限定されないが、配向多結晶アルミナ焼結体、配向多結晶酸化亜鉛焼結体、及び配向多結晶窒化アルミニウム焼結体から選択される１種であるのが好ましい。したがって、微細原料粉末及び板状原料粉末の主成分としては、例えば、アルミナ、ＺｎＯ、ＡｌＮなどが挙げられるが、このうちアルミナが好ましい。主成分がアルミナの場合、焼成温度（最高到達温度）は１８５０〜２０５０℃が好ましく、１９００〜２０００℃がより好まい。なお、「主成分」とは、粉末全体に占める質量割合が５０％（好ましくは６０％、より好ましくは７０％、更に好ましくは８０％）以上の成分のことをいう。
本態様の製造方法によって得られる配向焼結体は、ｃ面配向度が高く、傾斜角が小さいものである。例えば、Ｘ線回折プロファイルを用いてロットゲーリング法により求めたｃ面配向度が８０％以上（好ましくは９０％以上、より好ましくは９６％以上）のものを得ることが可能となる。また、傾斜角についていえば、Ｘ線ロッキングカーブ法を用いて測定したＸＲＣ・ＦＷＨＭは５°以下（好ましくは２．５°以下、より好ましくは１．５°以下、さらに好ましくは１．０°以下）のものを得ることが可能となる。
（種結晶層の形成）
配向多結晶焼結体上に、窒化ガリウムからなる種結晶層を、配向多結晶焼結体の結晶方位に概ね倣った結晶方位を有するように形成する。なお、「配向多結晶焼結体の結晶方位に概ね倣った結晶方位を有するように形成する」とは、配向多結晶焼結体の結晶方位の影響を受けた結晶成長によりもたらされた構造を意味し、必ずしも配向多結晶焼結体の結晶方位に完全に倣って成長した構造であるとは限らず、配向多結晶焼結体と異なる結晶方位に成長する構造も含む。種結晶層の作製方法は特に限定されないが、ＭＯＣＶＤ（有機金属気相成長法）、ＭＢＥ（分子線エピタキシー法）、ＨＶＰＥ（ハライド気相成長法）、スパッタリング等の気相法、Ｎａフラックス法、アモノサーマル法、水熱法、ゾルゲル法等の液相法、粉末の固相成長を利用した粉末法、及びこれらの組み合わせが好ましく例示される。例えば、ＭＯＣＶＤ法による種結晶層の形成は、４５０〜５５０℃にて低温ＧａＮ層を２０〜５０ｎｍ堆積させた後に、１０００〜１２００℃にて厚さ２〜４μｍのＧａＮ膜を積層させることにより行うのが好ましい。
（窒化ガリウム系結晶層の形成）
種結晶層上に、厚さ２０μｍ以上の窒化ガリウム系結晶から構成される層を、種結晶層の結晶方位に概ね倣った結晶方位を有するように形成する。窒化ガリウム系結晶から構成される層の形成方法は配向多結晶焼結体及び／又は種結晶層の結晶方位に概ね倣った結晶方位を有する限り特に限定がなく、ＭＯＣＶＤ、ＨＶＰＥ等の気相法、Ｎａフラックス法、アモノサーマル法、水熱法、ゾルゲル法等の液相法、粉末の固相成長を利用した粉末法、及びこれらの組み合わせが好ましく例示されるが、Ｎａフラックス法により行われるのが特に好ましい。Ｎａフラックス法によれば結晶性の高い厚肉の窒化ガリウム結晶層を種結晶層上に効率良く作製できる。Ｎａフラックス法による窒化ガリウム系結晶層の形成は、種結晶基板を設置した坩堝に金属Ｇａ、金属Ｎａ及び所望によりドーパントを含む融液組成物を充填し、窒素雰囲気中で８３０〜９１０℃、３．５〜４．５ＭＰａまで昇温加圧した後、温度及び圧力を保持しつつ回転することにより行うのが好ましい。保持時間は目的の膜厚によって異なるが、１０〜１００時間程度としてもよい。また、こうしてＮａフラックス法により得られた窒化ガリウム結晶を砥石で研削して板面を平坦にした後、ダイヤモンド砥粒を用いたラップ加工により板面を平滑化するのが好ましい。
（配向多結晶焼結体の除去）
配向多結晶焼結体を除去して、窒化ガリウム自立基板を得ることができる。配向多結晶焼結体を除去する方法は、特に限定されないが、研削加工、ケミカルエッチング、配向焼結体側からのレーザー照射による界面加熱（レーザーリフトオフ）、昇温時の熱膨張差を利用した自発剥離等が挙げられる。
（発光素子及びその製造方法）
上述した本発明による自立基板を用いて高品質の発光素子を作製することができる。前述のとおり、本発明による自立基板を用いて発光素子を構成することにより、高い発光効率を得ることができる。本発明の自立基板を用いた発光素子の構造やその作製方法は特に限定されるものではない。典型的には、発光素子は、自立基板に発光機能層を設けることにより作製され、この発光機能層の形成は、自立基板の結晶方位に概ね倣った結晶方位を有するように、略法線方向に単結晶構造を有する複数の半導体単結晶粒子で構成される層を一つ以上形成することに行われるのが好ましい。もっとも、多結晶自立基板を電極（ｐ型電極又はｎ型電極でありうる）、ｐ型層、ｎ型層等の基材以外の部材又は層として利用して発光素子を作製してもよい。素子サイズに特に規定はなく、５ｍｍ×５ｍｍ以下の小素子としてもよいし、１０ｃｍ×１０ｃｍ以上の面発光素子としてもよい。
図１に、本発明の一態様による発光素子の層構成を模式的に示す。図１に示される発光素子１０は、自立基板１２と、この基板上に形成される発光機能層１４とを備えてなる。発光機能層１４は、略法線方向に単結晶構造を有する複数の半導体単結晶粒子で構成される層を一以上有してなる。この発光機能層１４は、電極等を適宜設けて電圧を印加することによりＬＥＤ等の発光素子の原理に基づき発光をもたらすものである。特に、本発明の多結晶窒化ガリウム自立基板１２を用いることで、単結晶基板を用いた場合と同等の発光効率を有する発光素子を得ることも期待でき、大幅な低コスト化が実現できる。また、ｐ型ないしｎ型ドーパントの導入により導電性を持たせた１３族元素窒化物を自立基板とすることで、縦型構造の発光素子を実現することができ、それにより輝度を高めることができる。その上、大面積な面発光素子も低コストで実現可能となる。
発光機能層１４が基板１２上に形成される。発光機能層１４は、基板１２上の全面又は一部に設けられてもよいし、後述するバッファ層が基板１２上に形成される場合にはバッファ層上の全面又は一部に設けられてもよい。発光機能層１４は、略法線方向に単結晶構造を有する複数の半導体単結晶粒子で構成される層を一以上有してなり、電極及び／又は蛍光体を適宜設けて電圧を印加することによりＬＥＤに代表される発光素子の原理に基づき発光をもたらす公知の様々な層構成を採りうる。したがって、発光機能層１４は青色、赤色等の可視光を放出するものであってもよいし、可視光を伴わずに又は可視光と共に紫外光を発光するものであってもよい。発光機能層１４は、ｐ−ｎ接合を利用した発光素子の少なくとも一部を構成するのが好ましく、このｐ−ｎ接合は、図１に示されるように、ｐ型層１４ａとｎ型層１４ｃの間に活性層１４ｂを含んでいてもよい。このとき、活性層としてｐ型層及び／又はｎ型層よりもバンドギャップが小さい層を用いたダブルへテロ接合又はシングルへテロ接合（以下、ヘテロ接合と総称する）としてもよい。また、ｐ型層−活性層−ｎ型層の一形態として、活性層の厚みを薄くした量子井戸構造を採りうる。
量子井戸を得るためには活性層のバンドギャップがｐ型層及びｎ型層よりも小さくしたダブルへテロ接合が採用されるべきことは言うまでもない。また、これらの量子井戸構造を多数積層した多重量子井戸構造（ＭＱＷ）としてもよい。これらの構造をとることで、ｐ−ｎ接合と比べて発光効率を高めることができる。このように、発光機能層１４は、発光機能を有するｐ−ｎ接合及び／又はへテロ接合及び／又は量子井戸接合を備えたものであるのが好ましい。
したがって、発光機能層１４を構成する一以上の層は、ｎ型ドーパントがドープされているｎ型層、ｐ型ドーパントがドープされているｐ型層、及び活性層からなる群から選択される少なくとも一以上を含むものであることができる。ｎ型層、ｐ型層及び（存在する場合には）活性層は、主成分が同じ材料で構成されてもよいし、互いに主成分が異なる材料で構成されてもよい。
発光機能層１４を構成する各層の材質は、自立基板の結晶方位に概ね倣って成長し且つ発光機能を有するものであれば特に限定されないが、窒化ガリウム（ＧａＮ）系材料、酸化亜鉛（ＺｎＯ）系材料及び窒化アルミニウム（ＡｌＮ）系材料から選択される少なくとも１種以上を主成分とする材料で構成されるのが好ましく、ｐ型ないしｎ型に制御するためのドーパントを適宜含むものであってよい。特に好ましい材料は、自立基板と同種の材料である、窒化ガリウム（ＧａＮ）系材料である。また、発光機能層１４を構成する材料は、そのバンドギャップを制御するため、例えばＧａＮにＡｌＮ、ＩｎＮ等を固溶させた混晶としてもよい。また、直前の段落で述べたとおり、発光機能層１４は複数種の材料系からなるヘテロ接合としてもよい。例えば、ｐ型層に窒化ガリウム（ＧａＮ）系材料、ｎ型層に酸化亜鉛（ＺｎＯ）系材料を用いてもよい。また、ｐ型層に酸化亜鉛（ＺｎＯ）系材料、活性層とｎ型層に窒化ガリウム（ＧａＮ）系材料を用いてもよく、材料の組み合わせに特に限定はない。
発光機能層１４を構成する各層は、略法線方向に単結晶構造を有する複数の半導体単結晶粒子で構成される。すなわち、各層は、水平面方向に二次元的に連結されてなる複数の半導体単結晶粒子で構成されており、それ故、略法線方向には単結晶構造を有することになる。したがって、発光機能層１４の各層は、層全体としては単結晶ではないものの、局所的なドメイン単位では単結晶構造を有するため、発光機能を確保するのに十分な高い結晶性を有することができる。
好ましくは、発光機能層１４の各層を構成する半導体単結晶粒子は、基板１２である自立基板の結晶方位に概ね倣って成長した構造を有する。「多結晶１３族元素窒化物からなる自立基板の結晶方位に概ね倣って成長した構造」とは、多結晶１３族元素窒化物自立基板の結晶方位の影響を受けた結晶成長によりもたらされた構造を意味し、必ずしも自立基板の結晶方位に完全に倣って成長した構造であるとは限らず、所望の発光機能を確保できるかぎり、自立基板の結晶方位にある程度倣って成長した構造であってよい。すなわち、この構造は配向多結晶焼結体と異なる結晶方位に成長する構造も含む。その意味で、「結晶方位に概ね倣って成長した構造」との表現は「結晶方位に概ね由来して成長した構造」と言い換えることもできる。したがって、そのような結晶成長はエピタキシャル成長によるものが好ましいが、これに限定されず、それに類する様々な結晶成長の形態であってもよい。特にｎ型層、活性層、ｐ型層等を構成する各層が自立基板と同じ結晶方位に成長する場合は、自立基板から発光機能層の各層間でも略法線方向に関しては結晶方位が概ね揃った構造となり、良好な発光特性を得ることができる。すなわち、発光機能層１４も自立基板１２の結晶方位に概ね倣って成長する場合は、基板の垂直方向では方位が概ね一定になる。このため、法線方向は単結晶と同等の状態であり、ｎ型ドーパントを添加した自立基板を用いた場合、自立基板をカソードとした縦型構造の発光素子とすることができ、ｐ型ドーパントを添加した多結晶窒化ガリウム自立基板を用いた場合、自立基板をアノードとした縦型構造の発光素子とすることができる。
少なくとも発光機能層１４を構成するｎ型層、活性層、ｐ型層等の各層が同じ結晶方位に成長する場合は、発光機能層１４の各層は、法線方向に見た場合に単結晶と観察され、水平面方向の切断面で見た場合に粒界が観察される柱状構造の半導体単結晶粒子の集合体であると捉えることも可能である。ここで、「柱状構造」とは、典型的な縦長の柱形状のみを意味するのではなく、横長の形状、台形の形状、及び台形を逆さにしたような形状等、種々の形状を包含する意味として定義される。もっとも、上述のとおり、各層は自立基板の結晶方位にある程度倣って成長した構造であればよく、必ずしも厳密な意味で柱状構造である必要はない。柱状構造となる原因は、前述のとおり、自立基板１２の結晶方位の影響を受けて半導体単結晶粒子が成長するためと考えられる。このため、柱状構造ともいえる半導体単結晶粒子の断面の平均粒径（以下、断面平均径という）は成膜条件だけでなく、自立基板の板面の平均粒径にも依存するものと考えられる。発光機能層を構成する柱状構造の界面は発光効率や発光波長に影響を与えるが、粒界があることにより断面方向の光の透過率が悪く、光が散乱ないし反射する。このため、法線方向に光を取り出す構造の場合、粒界からの散乱光により輝度が高まる効果も期待される。
もっとも、発光機能層１４を構成する柱状構造同士の界面は結晶性が低下するため、発光効率が低下し、発光波長が変動し、発光波長がブロードになる可能性がある。このため、柱状構造の断面平均径は大きいほうが良い。好ましくは、発光機能層１４の最表面における半導体単結晶粒子の断面平均径は１０μｍ以上であり、より好ましくは１５μｍ以上、さらに好ましくは２０μｍ以上、特に好ましくは５０μｍ以上、最も好ましくは７０μｍ以上である。この断面平均径の上限は特に限定されないが、１０００μｍ以下が現実的であり、より現実的には５００μｍ以下であり、さらに現実的には２００μｍ以下である。また、このような断面平均径の半導体単結晶粒子を作製するには、自立基板を構成する単結晶粒子の基板の最表面における断面平均径を１０μｍ〜１０００μｍとするのが望ましく、より望ましくは１０μｍ以上である。
発光機能層１４の一部又は全てに窒化ガリウム（ＧａＮ）系以外の材料が用いられる場合には、自立基板１２と発光機能層１４の間に反応を抑制するためのバッファ層を設けてもよい。このようなバッファ層の主成分は特に限定されないが、酸化亜鉛（ＺｎＯ）系材料及び窒化アルミニウム（ＡｌＮ）系材料から選択される少なくとも１種以上を主成分とする材料で構成されるのが好ましく、ｐ型ないしｎ型に制御するためのドーパントを適宜含むものであってよい。
発光機能層１４を構成する各層が１３族元素窒化物で構成されるのが好ましい。例えば、自立基板１２上にｎ型窒化ガリウム層及びｐ型窒化ガリウム層を順に成長させてもよく、ｐ型窒化ガリウム層とｎ型窒化ガリウム層の積層順序は逆であってもよい。ｐ型窒化ガリウム層に使用されるｐ型ドーパントの好ましい例としては、ベリリウム（Ｂｅ）、マグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、ストロンチウム（Ｓｒ）、亜鉛（Ｚｎ）及びカドミウム（Ｃｄ）からなる群から選択される１種以上が挙げられる。また、ｎ型窒化ガリウム層に使用されるｎ型ドーパントの好ましい例としては、シリコン（Ｓｉ）、ゲルマニウム（Ｇｅ）、スズ（Ｓｎ）及び酸素（Ｏ）からなる群から選択される１種以上が挙げられる。また、ｐ型窒化ガリウム層及び／又はｎ型窒化ガリウム層は、ＡｌＮ及びＩｎＮからなる群から選択される１種以上の結晶と混晶化された窒化ガリウムからなるものであってもよく、ｐ型層及び／又はｎ型層はこの混晶化された窒化ガリウムにｐ型ドーパント又はｎ型ドーパントがドープされていてもよい。例えば、窒化ガリウムとＡｌＮの混晶であるＡｌｘＧａ１−ｘＮにＭｇをドーピングすることでｐ型層、ＡｌｘＧａ１−ｘＮにＳｉをドーピングすることでとしてｎ型層として使用することができる。窒化ガリウムをＡｌＮと混晶化することでバンドギャップが広がり、発光波長を高エネルギー側にシフトさせることができる。また、窒化ガリウムをＩｎＮとの混晶としてもよく、これによりバンドギャップが狭まり、発光波長を低エネルギー側にシフトさせることができる。ｐ型窒化ガリウム層とｎ型窒化ガリウム層との間に、両層のいずれよりもバンドギャップが小さいＧａＮ、又はＡｌＮ及びＩｎＮからなる群から選択される１種以上とＧａＮとの混晶からなる活性層を少なくとも有してもよい。活性層はｐ型層及びｎ型層とダブルへテロ接合された構造であり、この活性層を薄くした構成はｐ−ｎ接合の一態様である量子井戸構造の発光素子に相当し、発光効率をより一層高めることができる。また、活性層は両層のいずれか一方よりもバンドギャップが小さくＧａＮ、又はＡｌＮ及びＩｎＮからなる群から選択される１種以上とＧａＮとの混晶からなるものとしてもよい。このようなシングルヘテロ接合にても発光効率をより一層高めることができる。窒化ガリウム系バッファ層は、ノンドープのＧａＮ、又はｎ型若しくはｐ型ドーピングされたＧａＮからなるものであってもよいし、格子定数が近いＡｌＮ、ＩｎＮ、或いはＧａＮとＡｌＮ及びＩｎＮからなる群から選択される１種以上の結晶と混晶化されたものであってもよい。
もっとも、発光機能層１４は窒化ガリウム（ＧａＮ）系材料、酸化亜鉛（ＺｎＯ）系材料、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）系材料から選ばれる複数の材料系で構成してもよい。例えば多結晶窒化ガリウム自立基板１２上にｐ型窒化ガリウム層、ｎ型酸化亜鉛層を成長させてもよく、ｐ型窒化ガリウム層とｎ型酸化亜鉛層の積層順序は逆であってもよい。多結晶窒化ガリウム自立基板１２を発光機能層１４の一部として用いる場合は、ｎ型又はｐ型の酸化亜鉛層を形成してもよい。ｐ型酸化亜鉛層に使用されるｐ型ドーパントの好ましい例としては、窒素（Ｎ）、リン（Ｐ）、砒素（Ａｓ）、カーボン（Ｃ）、リチウム（Ｌｉ）、ナトリウム（Ｎａ）、カリウム（Ｋ）、銀（Ａｇ）及び銅（Ｃｕ）からなる群から選択される１種以上が挙げられる。また、ｎ型酸化亜鉛層に使用されるｎ型ドーパントの好ましい例としては、アルミニウム（Ａｌ）、ガリウム（Ｇａ）、インジウム（Ｉｎ）、硼素（Ｂ）、フッ素（Ｆ）、塩素（Ｃｌ）、臭素（Ｂｒ）、ヨウ素（Ｉ）及びシリコン（Ｓｉ）からなる群から選択される１種以上が挙げられる。
発光機能層１４及びバッファ層の成膜方法は、多結晶窒化ガリウム自立基板の結晶方位に概ね倣って成長する方法であれば特に限定されないが、ＭＯＣＶＤ、ＭＢＥ、ＨＶＰＥ、スパッタリング等の気相法、Ｎａフラックス法、アモノサーマル法、水熱法、ゾルゲル法等の液相法、粉末の固相成長を利用した粉末法、及びこれらの組み合わせが好ましく例示される。例えばＭＯＣＶＤ法を用いて窒化ガリウム系材料からなる発光機能層１４を作製する場合においては、少なくともガリウム（Ｇａ）を含む有機金属ガス（例えばトリメチルガリウム）と窒素（Ｎ）を少なくとも含むガス（例えばアンモニア）を原料として基板上にフローさせ、水素、窒素又はその両方を含む雰囲気等において３００〜１２００℃程度の温度範囲で成長させてもよい。この場合、バンドギャップ制御のためインジウム（Ｉｎ）、アルミニウム（Ａｌ）、ｎ型及びｐ型ドーパントとしてシリコン（Ｓｉ）及びマグネシウム（Ｍｇ）を含む有機金属ガス（例えばトリメチルインジウム、トリメチルアルミニウム、モノシラン、ジシラン、ビス−シクロペンタジエニルマグネシウム）を適宜導入して成膜を行ってもよい。
また、発光機能層１４及びバッファ層に窒化ガリウム系以外の材料を用いる場合は、自立基板上に種結晶層を成膜してもよい。種結晶層の成膜方法や材質に限定は無いが、結晶方位に概ね倣った結晶成長を促すものであればよい。例えば、酸化亜鉛系材料を発光機能層１４の一部又は全てに用いる場合、ＭＯＣＶＤ法、ＭＢＥ法、ＨＶＰＥ法、スパッタリング法等の気相成長法を用いて極薄い酸化亜鉛の種結晶を作製してもよい。
発光機能層１４の上に電極層１６及び／又は蛍光体層をさらに備えていてもよい。上述のとおり、導電性を有する多結晶窒化ガリウム自立基板１２を用いた発光素子は縦型構造を採ることができるため、図１に示されるように自立基板１２の底面にも電極層１８を設けることができるが、自立基板１２を電極そのものとして使用してもよく、その場合には自立基板１２にはｎ型ドーパントを添加されているのが好ましい。電極層１６，１８は公知の電極材料で構成すればよいが、発光機能層１４上の電極層１６は、ＩＴＯ等の透明導電膜、又は格子構造等の開口率が高い金属電極とすれば、発光機能層１４で発生した光の取り出し効率を上げられる点で好ましい。
発光機能層１４が紫外光を放出可能なものである場合には、紫外光を可視光に変換するための蛍光体層を電極層の外側に設けてもよい。蛍光体層は紫外線を可視光に変換可能な公知の蛍光成分を含む層であればよく特に限定されない。例えば、紫外光により励起されて青色光を発光する蛍光成分と、紫外光により励起されて青〜緑蛍光を発光する蛍光成分と、紫外光により励起されて赤色光を発光する蛍光成分とを混在させて、混合色として白色光を得るような構成とするのが好ましい。そのような蛍光成分の好ましい組み合わせとしては、（Ｃａ，Ｓｒ）５（ＰＯ４）３Ｃｌ：Ｅｕ、ＢａＭｇＡｌ１０Ｏ１７：Ｅｕ、及びＭｎ、Ｙ２Ｏ３Ｓ：Ｅｕが挙げられ、これらの成分をシリコーン樹脂等の樹脂中に分散させて蛍光体層を形成するのが好ましい。このような蛍光成分は上記例示物質に限定されるものではなく、他の紫外光励起蛍光体、例えばイットリウム・アルミニウム・ガーネット（ＹＡＧ）やシリケート系蛍光体、酸窒化物系蛍光体等の組み合わせでもよい。
一方、発光機能層１４が青色光を放出可能なものである場合には、青色光を黄色光に変換するための蛍光体層を電極層の外側に設けてもよい。蛍光体層は青色光を黄色光に変換可能な公知の蛍光成分を含む層であればよく特に限定されない。例えばＹＡＧ等の黄色発光する蛍光体との組み合わせたものとしてもよい。このようにすることで、蛍光体層を透過した青色発光と蛍光体からの黄色発光は補色関係にあるため、擬似的な白色光源とすることができる。なお、蛍光体層は、青色を黄色に変換する蛍光成分と、紫外光を可視光に変換するための蛍光成分との両方を備えることで、紫外光の可視光への変換と青色光の黄色光への変換との両方を行う構成としてもよい。
（用途）
本発明の自立基板は、上述した発光素子のみならず、各種電子デバイス、パワーデバイス、受光素子、太陽電池用ウェハー等の種々の用途に好ましく利用することができる。
（ピット評価方法）
研磨加工し、さらに洗浄を行った各例の窒化ガリウム自立基板の表面を、走査型電子顕微鏡（日立ハイテクノロジーズ社製Ｓ−３４００Ｎ）を用いて５０倍の倍率で観察し、ピットの大きさと頻度を計測した。また、窒化ガリウム自立基板の表面を、非接触表面形状測定機（Ｚｙｇｏ社製Ｎｅｗ Ｖｉｅｗ ７０００、対物レンズ×５倍、ソフトウエアＭｅｔｒｏＰｒｏ９．０．１０）を用い、１．４ｍｍ×１．０５ｍｍの観察視野でＲｍｓを算出した。ここで、Ｒｍｓとは、二乗平均粗さを指す数値であり、基板表面の平均線から測定曲線までの偏差の二乗を平均した値の平方根に相当し、下記の式で算出される。
Figure 2017145810
これらの結果を比較検討したところ、ピットサイズが大きく、ピットの頻度が高いほど、Ｒｍｓ値が大きくなることがわかった。すなわち、窒化ガリウム自立基板上に作製したデバイスの歩留まり向上の観点からは、ピットはサイズが小さく、また頻度が少ないことが好ましい。言い換えれば、窒化ガリウム自立基板上に作製したデバイスの歩留まり向上の観点からは、Ｒｍｓ値は小さいことが好ましい。本発明者らの検討の結果、Ｒｍｓが３．０ｎｍ以下である場合に、良好な歩留まりで半導体デバイスが作製できることがわかった。
（結晶中のＣａ、Ｚｎ濃度）
窒化ガリウム自立基板に含まれるＣａおよびＺｎの濃度測定はＳＩＭＳ（二次イオン質量分析法）によって行った。具体的には、ＣＡＭＥＣＡ社製ＩＭＳ−７ｆ装置を使用し、一次イオン種としてＯ２ ＋またはＣｓ＋を用い、加速電圧５ｋＶ〜１５ｋＶにて、２０×２０μｍあるいはφ３０μｍの領域における表面から深さ３μｍまでのＳＩＭＳ測定を行って、窒化ガリウム結晶中に含まれるＣａおよびＺｎの濃度を測定した。
（比抵抗）
比抵抗はホール測定法または２端子法により測定した。比抵抗測定用のサンプルを６ｍｍ×６ｍｍ×０．３５ｍｍのサイズに研磨加工した後、電気特性測定用のオーミック電極（Ｔｉ／Ａｌ）を真空蒸着法で形成した。ホール測定を行う場合は表面の４隅に電極を形成し、２端子法の場合は表裏両面に電極を形成して、室温で測定を行った。
以下、各例の自立基板の製造例と評価例とを示す。
（参考例１）
（１）ｃ面配向アルミナ焼結体の作製
微細アルミナ粉末（ＴＭ−ＤＡＲ（平均粒径０．１μｍ）、大明化学製）１００質量部に対し、酸化マグネシウム（５００Ａ、宇部マテリアルズ製）０．０１２５質量部（１２５質量ｐｐｍ）と、バインダーとしてポリビニルブチラール（品番ＢＭ−２、積水化学工業製）７．８質量部と、可塑剤としてジ（２−エチルヘキシル）フタレート（黒金化成製）３．９質量部と、分散剤としてトリオレイン酸ソルビタン（レオドールＳＰ−Ｏ３０、花王製）２質量部と、分散媒として２−エチルヘキサノールとを加えて混合した。分散媒の量は、スラリー粘度が２００００ｃＰとなるように調整した。このようにして調製されたスラリーを、ドクターブレード法によってＰＥＴフィルムの上に乾燥後の厚みが４０μｍとなるようにシート状に成形し、微細アルミナ粉末層とした。
次に、市販の板状アルミナ粉末（キンセイマテック製、グレードＹＦＡ１００３０）を気流分級機（日清エンジニアリング製ＴＣ−１５Ｎ）にて分級点を３μｍに設定して分級した。こうして粗大粒子が除去された板状アルミナ粉末をポット解砕機にて直径０．３ｍｍの玉石で２０時間解砕し、最後に水簸にて微粒粉末を除去した。得られた板状アルミナ粉末１００質量部に対し、分散媒としてイソプロピルアルコール５００質量部を加えた。得られた分散液（板状アルミナスラリー）を超音波分散機で５分間分散させた後、スプレーガン（タミヤ製スプレーワークーＨＧ エアーブラシワイド）にて、噴霧圧０．２ＭＰａ、噴射距離２０ｃｍにて上記微細アルミナ粉末層の片面に、噴霧し、片面加工体を得た。このとき、微細アルミナ粉末層の表面を板状アルミナ粉末が被覆する被覆率は１％であった。
なお、片面加工体の被覆率は、以下のようにして算出した。すなわち、微細アルミナ粉末層表面を光学顕微鏡で観察し、この観察写真を画像処理にて、板状アルミナ粉末の部分とそれ以外に切り分け、観察写真における微細アルミナ粉末層表面の面積に対する板状アルミナ粉末の面積の割合を、被覆率とした
得られた片面加工体を口径６０ｍｍの円形に切断した後、ＰＥＴフィルムから剥がし、噴霧した加工面が重ならないように６５層積層し、厚さ１０ｍｍのＡｌ板の上に載置した後、パッケージに入れて内部を真空にすることで真空パックとした。この真空パックを８５℃の温水中で１００ｋｇｆ／ｃｍ２の圧力にて静水圧プレスを行い、積層体を得た。
得られた積層体を脱脂炉中に配置し、６００℃で１０時間の条件で脱脂を行った。得られた脱脂体を黒鉛製の型を用い、ホットプレスにて窒素中、焼成温度（最高到達温度）１９７５℃で４時間、面圧２００ｋｇｆ／ｃｍ２の条件で焼成し、アルミナ焼結体を得た。なお、焼成温度から降温する際に１２００℃までプレス圧を維持し、１２００℃未満の温度域ではプレス圧をゼロに開放した。
このようにして得た焼結体をセラミックスの定盤に固定し、砥石を用いて＃２０００まで研削して板面を平坦にした。次いで、ダイヤモンド砥粒を用いたラップ加工により、板面を平滑化し、口径６０ｍｍ、厚さ０．５ｍｍの配向アルミナ焼結体を配向アルミナ基板として得た。砥粒のサイズを３μｍから０．５μｍまで段階的に小さくしつつ、平坦性を高めた。加工後の平均粗さＲａは４ｎｍであった。
（２）Ｇｅドープ窒化ガリウム自立基板の作製
（２ａ）種結晶層の成膜
次に、加工した配向アルミナ基板の上に、ＭＯＣＶＤ法を用いて種結晶層を形成した。具体的には、バッファ層としてサセプタ（susceptor）温度５３０℃、水素雰囲気中にて低温ＧａＮ層を３０ｎｍ堆積させた後に、窒素・水素雰囲気にてサセプタ温度１０５０℃まで昇温し厚さ３μｍのＧａＮ膜を積層させて種結晶基板を得た。
（２ｂ）Ｎａフラックス法によるＧｅドープＧａＮ層の成膜
上記工程で作製した種結晶基板を、内径８０ｍｍ、高さ４５ｍｍの円筒平底のアルミナ坩堝の底部分に設置し、次いで融液組成物をグローブボックス内で坩堝内に充填した。融液組成物の組成は以下のとおりである。
・金属Ｇａ：６０ｇ
・金属Ｎａ：６０ｇ
・四塩化ゲルマニウム：１．８５ｇ
このアルミナ坩堝を耐熱金属製の容器に入れて密閉した後、結晶育成炉の回転が可能な台上に設置した。窒素雰囲気中で８７０℃、３．５ＭＰａまで昇温加圧後、１００時間保持しつつ溶液を回転することで、撹拌しながら窒化ガリウム結晶を成長させた。結晶成長終了後、３時間かけて室温まで徐冷し、結晶育成炉から育成容器を取り出した。エタノールを用いて、坩堝内に残った融液組成物を除去し、窒化ガリウム結晶が成長した試料を回収した。得られた試料は、６０ｍｍの種結晶基板の全面上にＧｅドープ窒化ガリウム結晶が成長しており、結晶の厚さは約１．４ｍｍであった。クラックは確認されなかった。
こうして得られた試料の配向アルミナ基板部を砥石による研削加工により除去して、Ｇｅドープ窒化ガリウムの単体を得た。このＧｅドープ窒化ガリウム結晶の板面を＃６００及び＃２０００の砥石によって研削して板面を平坦にし、次いでダイヤモンド砥粒を用いたラップ加工により、板面を平滑化し、厚さ約３００μｍのＧｅドープ窒化ガリウム自立基板を得た。なお、平滑化加工においては、砥粒のサイズを３μｍから０．１μｍまで段階的に小さくしつつ、平坦性を高めた。窒化ガリウム自立基板表面の加工後の平均粗さＲａは０．２ｎｍであった。
（窒化ガリウム自立基板の断面平均径の評価）
窒化ガリウム自立基板の最表面におけるＧａＮ単結晶粒子の断面平均径を測定するため、自立基板の表面を走査電子顕微鏡にて画像を撮影した。視野範囲は、得られる画像の対角線に直線を引いた場合に、１０個から３０個の柱状組織と交わるような直線が引けるような視野範囲とした。得られた画像の対角線に２本の直線を任意に引き、直線が交わる全ての粒子に対し、個々の粒子の内側の線分の長さを平均したものに１．５を乗じた値を、窒化ガリウム自立基板の最表面におけるＧａＮ単結晶粒子の断面平均径とした。この結果、断面平均径は約１４０μｍであった。
（Ｇｅドープ窒化ガリウム自立基板のピット評価）
Ｇｅドープ窒化ガリウム自立基板の上面（最表面）走査型電子顕微鏡で観察したところ、一辺が５０μｍから２００μｍ程度の不定形のピットが散見された（図２参照）。非接触表面形状測定機（Ｚｙｇｏ社製Ｎｅｗ Ｖｉｅｗ ７０００）を用い、１．４ｍｍ×１．０５ｍｍの観察視野でＲｍｓを算出したところ、１５．０ｎｍであった。
（３）Ｇｅドープ窒化ガリウム自立基板を用いた発光素子の作製
（３ａ）ＭＯＣＶＤ法による発光機能層の成膜
ＭＯＣＶＤ法を用いて、窒化ガリウム自立基板上にｎ型層として１０５０℃でＳｉ原子濃度が５×１０１８／ｃｍ３になるようにドーピングしたｎ−ＧａＮ層を１μｍ堆積した。次に発光層として７５０℃で多重量子井戸層を堆積した。具体的にはＩｎＧａＮによる２．５ｎｍの井戸層を５層、ＧａＮによる１０ｎｍの障壁層を６層にて交互に積層した。次にｐ型層として９５０℃でＭｇ原子濃度が１×１０１９／ｃｍ３になるようにドーピングしたｐ−ＧａＮを２００ｎｍ堆積した。その後、ＭＯＣＶＤ装置から取り出し、ｐ型層のＭｇイオンの活性化処理として、窒素雰囲気中で８００℃の熱処理を１０分間行った。
（３ｂ）発光素子の作製
フォトリソグラフィープロセスと真空蒸着法とを用いて、窒化ガリウム自立基板のｎ−ＧａＮ層及びｐ−ＧａＮ層とは反対側の面にカソード電極としてのＴｉ／Ａｌ／Ｎｉ／Ａｕ膜をそれぞれ１５ｎｍ、７０ｎｍ、１２ｎｍ、６０ｎｍの厚みでパターニングした。その後、オーム性接触特性を良好なものとするために、窒素雰囲気中での７００℃の熱処理を３０秒間行った。さらに、フォトリソグラフィープロセスと真空蒸着法とを用いて、ｐ型層に透光性アノード電極としてＮｉ／Ａｕ膜をそれぞれ６ｎｍ、１２ｎｍの厚みにパターニングした。その後、オーム性接触特性を良好なものとするために窒素雰囲気中で５００℃の熱処理を３０秒間行った。さらに、フォトリソグラフィープロセスと真空蒸着法とを用いて、透光性アノード電極としてのＮｉ／Ａｕ膜の上面の一部領域に、アノード電極パッドとなるＮｉ／Ａｕ膜をそれぞれ５ｎｍ、６０ｎｍの厚みにパターニングした。こうして得られたウエハーを切断してチップ化し、さらにリードフレームに実装して、縦型構造の発光素子を得た。
（３ｃ）発光素子の評価
作製した素子から任意に選んだ２０個の個体について、カソード電極とアノード電極間に通電し、Ｉ−Ｖ測定を行ったところ、１０個について整流性が確認された。また、順方向の電流を流したところ、波長４５０ｎｍの発光が確認された。
（実施例１：Ｃａを含有させたＧｅドープ窒化ガリウム自立基板）
（１）Ｇｅドープ窒化ガリウム自立基板の作製
（１ａ）種結晶層の成膜
参考例１と同様の方法で配向アルミナ基板を作製し、ＭＯＣＶＤ法を用いて種結晶層を形成した。
（１ｂ）Ｃａ含有Ｎａフラックス法によるＧｅドープＧａＮ層の成膜
金属Ｃａを０．１ｇ添加した以外は参考例１と同様の方法でＧｅドープＧａＮ層を成膜した。得られた試料は、６０ｍｍの種結晶基板の全面上にＧｅドープ窒化ガリウム結晶が成長しており、結晶の厚さは約１．２ｍｍであった。クラックは確認されなかった。
参考例１と同じ方法を用いて研磨加工したＧｅドープ窒化ガリウム自立基板の表面を走査型電子顕微鏡で観察したところ、一辺が２０μｍから１００μｍ程度の不定形のピットがわずかに見られた（図３参照）。
非接触表面形状測定機（Ｚｙｇｏ社製Ｎｅｗ Ｖｉｅｗ ７０００）を用い、１．４ｍｍ×１．０５ｍｍの観察視野でＲｍｓを算出したところ、２．０ｎｍであった。走査型電子顕微鏡の画像から断面断面平均径を算出したところ、約１６０μｍであった。
参考例１と同様に作製した素子から任意に選んだ２０個の個体について、カソード電極とアノード電極間に通電し、Ｉ−Ｖ測定を行ったところ、１６個について整流性が確認された。また、順方向の電流を流したところ、波長４５０ｎｍの発光が確認された。
（実施例２：Ｚｎ含有窒化ガリウム自立基板）
（１）Ｚｎ含有多結晶窒化ガリウム自立基板の作製
（１ａ）種結晶層の成膜
参考例１と同様の方法で配向アルミナ基板を作製し、ＭＯＣＶＤ法を用いて種結晶層を形成した。
（１ｂ）Ｎａフラックス法によるＺｎドープＧａＮ層の成膜
四塩化ゲルマニウムの代わりに金属Ｚｎを０．５ｇ添加した以外は参考例１と同様の方法でＺｎドープＧａＮ層を成膜した。得られた試料は、６０ｍｍの種結晶基板の全面上にＺｎドープ窒化ガリウム結晶が成長しており、結晶の厚さは約１．０ｍｍであった。クラックは確認されなかった。
参考例１と同じ方法を用いて研磨加工したＺｎドープ窒化ガリウム自立基板の表面を走査型電子顕微鏡で観察したところ、一辺が２０μｍを越えるピットは見られなかった（図４参照）。
非接触表面形状測定機（Ｚｙｇｏ社製Ｎｅｗ Ｖｉｅｗ ７０００）を用い、１．４ｍｍ×１．０５ｍｍの観察視野でＲｍｓを算出したところ、０．６ｎｍであった。走査型電子顕微鏡の画像から断面断面平均径を算出したところ、約２００μｍであった。
（参考例２：Ｌｉ含有Ｇｅドープ窒化ガリウム自立基板）
（１）Ｇｅドープ多結晶窒化ガリウム自立基板の作製
（１ａ）種結晶層の成膜
参考例１と同様の方法で配向アルミナ基板を作製し、ＭＯＣＶＤ法を用いて種結晶層を形成した。
（１ｂ）Ｌｉ添加Ｎａフラックス法によるＧｅドープＧａＮ層の成膜
金属Ｌｉを０．１ｇ添加した以外は参考例１と同様の方法でＧｅドープＧａＮ層を成膜した。得られた試料は、６０ｍｍの種結晶基板の全面上にＧｅドープ窒化ガリウム結晶が成長しており、結晶の厚さは約０．８ｍｍであった。ウエハー内部に２本のクラックが確認された。
参考例１と同じ方法を用いて研磨加工したＧｅドープ窒化ガリウム自立基板の表面を走査型電子顕微鏡で観察したところ、一辺が２００μｍを超える不定形のピットが多数見られた（図５参照）。
非接触表面形状測定機（Ｚｙｇｏ社製Ｎｅｗ Ｖｉｅｗ ７０００）を用い、１．４ｍｍ×１．０５ｍｍの観察視野でＲｍｓを算出したところ、８０ｎｍであった。走査型電子顕微鏡の画像から断面断面平均径を算出したところ、約７０μｍであった。
参考例１と同様に作製した素子から任意に選んだ２０個の個体について、カソード電極とアノード電極間に通電し、Ｉ−Ｖ測定を行ったところ、整流性が確認されたのは４素子のみであった。順方向の電流を流したところ、波長４５０ｎｍの発光が確認された。
（参考例３：添加元素無しで育成した窒化ガリウム自立基板）
（１）アンドープ窒化ガリウム自立基板の作製
（１ａ）種結晶層の成膜
参考例１と同様の方法で配向アルミナ基板を作製し、ＭＯＣＶＤ法を用いて種結晶層を形成した。
（１ｂ）Ｎａフラックス法によるＧａＮ層の成膜
金属Ｇａと金属Ｎａ以外の添加元素を用いず、参考例１と同様の方法でアンドープＧａＮ層を成膜した。得られた試料は、６０ｍｍの種結晶基板の全面上に窒化ガリウム結晶が成長しており、結晶の厚さは約１．６ｍｍであった。クラックは確認されなかった。
参考例１と同じ方法を用いて研磨加工したアンドープ窒化ガリウム自立基板の表面を走査型電子顕微鏡で観察したところ、一辺が５０μｍから１００μｍ程度の不定形のピットが散見された（図６参照）。
非接触表面形状測定機（Ｚｙｇｏ社製Ｎｅｗ Ｖｉｅｗ ７０００）を用い、１．４ｍｍ×１．０５ｍｍの観察視野でＲｍｓを算出したところ、２３ｎｍであった。査型電子顕微鏡の画像から断面断面平均径を算出したところ、約１３０μｍであった。
参考例１と同様に作製した素子から任意に選んだ２０個の個体について、カソード電極とアノード電極間に通電し、Ｉ−Ｖ測定を行ったところ、８個について整流性が確認された。また、順方向の電流を流したところ、波長４５０ｎｍの発光が確認された。
（実施例３：Ca含有窒化ガリウム自立基板）
（１）窒化ガリウム自立基板の作製
（１ａ）種結晶層の成膜
参考例１と同様の方法で配向アルミナ基板を作製し、ＭＯＣＶＤ法を用いて種結晶層を形成した。
（１ｂ）Ｎａフラックス法によるＧａＮ層の成膜
金属Caを0.1ｇ添加した以外は参考例３と同様の方法でアンドープＧａＮ層を成膜した。得られた試料は、６０ｍｍの種結晶基板の全面上に窒化ガリウム結晶が成長しており、結晶の厚さは約１．３ｍｍであった。クラックは確認されなかった。
参考例１と同じ方法を用いて研磨加工したアンドープ窒化ガリウム自立基板の表面を走査型電子顕微鏡で観察したところ、一辺が３０μｍから１００μｍ程度の不定形のピットがわずかに見られた。非接触表面形状測定機（Ｚｙｇｏ社製Ｎｅｗ Ｖｉｅｗ ７０００）を用い、１．４ｍｍ×１．０５ｍｍの観察視野でＲｍｓを算出したところ、2.6ｎｍであった。査型電子顕微鏡の画像から断面断面平均径を算出したところ、約１５０μｍであった。
参考例１と同様に作製した素子から任意に選んだ２０個の個体について、カソード電極とアノード電極間に通電し、Ｉ−Ｖ測定を行ったところ、１５個について整流性が確認された。また、順方向の電流を流したところ、波長４５０ｎｍの発光が確認された。
なお、上述の各例について、融液中のＣａ濃度、Ｚｎ濃度、結晶中のＣａ濃度、Ｚｎ濃度を表１に示す。また、クラックの有無、断面平均径、ピット、Ｒｍｓ、素子の整流性、比抵抗を表２に示す。
Figure 2017145810
Figure 2017145810
（実施例４、５、６）
実施例２において、融液中に添加するＺｎの濃度を、表３に示すように種々変更した。そして、各例について、融液中のＺｎ濃度、結晶中のＺｎ濃度、クラックの有無、断面平均径、ピット、Ｒｍｓ、比抵抗を表３に示す。
Figure 2017145810

Claims (11)

  1. 略法線方向で特定結晶方位に配向した複数の単結晶粒子で構成される多結晶１３族元素窒化物からなる自立基板であって、
    前記多結晶１３族元素窒化物が窒化ガリウム、窒化アルミニウム、窒化インジウムまたはこれらの混晶からなり、前記自立基板が上面及び底面を有しており、亜鉛とカルシウムとの少なくとも一方を含有しており、前記上面の二乗平均粗さＲｍｓが３．０ｎｍ以下であることを特徴とする、自立基板。
  2. 更にゲルマニウムを含有することを特徴とする、請求項１記載の自立基板。
  3. 前記上面に露出している前記単結晶粒子の最表面における断面平均径ＤＴが１０μｍ以上であることを特徴とする、請求項１または２記載の自立基板。
  4. 前記底面に露出している前記単結晶粒子の最表面における断面平均径ＤＢに対する、前記上面に露出している前記単結晶粒子の最表面における断面平均径ＤＴの比ＤＴ／ＤＢが１．０を超えることを特徴とする、請求項３記載の自立基板。
  5. 前記上面に露出している前記単結晶粒子が、前記底面に粒界を介さずに連通してなる、請求項１〜４のいずれか一項に記載の自立基板。
  6. 前記１３族元素窒化物が窒化ガリウム系窒化物である、請求項１〜５のいずれか一項に記載の自立基板。
  7. 亜鉛を含有することを特徴とする、請求項１〜６のいずれか一つの請求項に記載の自立基板。
  8. 前記自立基板の面内方向の比抵抗が５０Ω・ｃｍ以上、１×１０７Ω・ｃｍ以下であることを特徴とする、請求項７記載の自立基板。
  9. 前記自立基板の厚さ方向の比抵抗が５Ω・ｃｍ以上、１×１０７Ω・ｃｍ以下であることを特徴とする、請求項７または８記載の自立基板。
  10. 前記自立基板の面内方向の比抵抗の前記自立基板の厚さ方向の比抵抗に対する比率（前記面内方向の比抵抗／前記厚さ方向の比抵抗）が１．３以上、１５以下であることを特徴とする、請求項７〜９のいずれか一つの請求項に記載の自立基板。
  11. 請求項１〜１０のいずれか一項に記載の自立基板、および
    前記自立基板上に形成され、略法線方向に単結晶構造を有する複数の半導体単結晶粒子で構成される層を一以上有する発光機能層
    を備えた、発光素子。
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