WO2012067015A1 - ＧａＮ系膜の製造方法 - Google Patents

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WO2012067015A1
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gan
film
thermal expansion
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ysz
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一成 佐藤
裕紀 関
上松　康二
喜之 山本
松原　秀樹
藤原　伸介
吉村　雅司
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住友電気工業株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a method of manufacturing a GaN-based film that can obtain a GaN-based film having a large principal surface area and small warpage.
  • a GaN-based film is suitably used as a substrate and a semiconductor layer of a semiconductor device such as a light emitting device or an electronic device.
  • a GaN substrate is most excellent from the viewpoint of matching or approaching the lattice constant and the thermal expansion coefficient between the substrate and the GaN-based film.
  • the GaN substrate is very expensive, and it is difficult to obtain a large-diameter GaN substrate having a main surface diameter exceeding 2 inches.
  • a sapphire substrate is generally used as a substrate for forming a GaN-based film.
  • the sapphire substrate and the GaN crystal have greatly different lattice constants and thermal expansion coefficients.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 04-297023 discloses a GaN crystal on a sapphire substrate in order to alleviate the mismatch of the lattice constant between the sapphire substrate and the GaN crystal and to grow a GaN crystal having good crystallinity.
  • a GaN buffer layer is formed on a sapphire substrate and a GaN crystal layer is grown on the GaN buffer layer.
  • Japanese Translation of PCT International Publication No. 2007-523472 discloses substantially the same thermal expansion as the central layer.
  • a composite support substrate having one or more pairs of layers each having a coefficient and having an overall coefficient of thermal expansion that is substantially the same as the coefficient of thermal expansion of the GaN crystal.
  • the coefficient of thermal expansion of the sapphire substrate is very large compared to the coefficient of thermal expansion of the GaN crystal, so that the grown GaN crystal warps convexly in the crystal growth direction during cooling after crystal growth, and the crystal growth direction
  • a GaN film having a large convex curvature is obtained.
  • the warpage of the GaN crystal during the cooling increases (specifically, the warpage of the obtained GaN film is 2 times the diameter of the main surface of the sapphire substrate). Almost proportional to the power). For this reason, it is difficult to obtain a GaN film with a small warp as the diameter of the main surface increases.
  • the composite support substrate disclosed in the above Japanese translation of PCT publication No. 2007-523472 has a thermal expansion coefficient substantially the same as that of the GaN crystal, so that the warpage of the GaN layer grown thereon is reduced. be able to.
  • the structure of such a composite support substrate is complicated, it is difficult to design the structure, and it is difficult to form the structure, so the cost for designing and manufacturing becomes very high, and the GaN film is manufactured. The cost to do is very high.
  • An object of the present invention is to solve the above-mentioned problems and to provide a method for producing a GaN-based film capable of producing a GaN-based film having a large principal surface area and small warpage.
  • a support substrate having a thermal expansion coefficient in the main surface larger than 0.8 times and smaller than 1.2 times the thermal expansion coefficient in the a-axis direction of the GaN crystal, Preparing a composite substrate having a three-fold symmetry with respect to an axis perpendicular to the main surface of the single crystal film, and a composite substrate, And a step of forming a GaN-based film on the main surface of the single crystal film.
  • the area of the main surface of the single crystal film in the composite substrate can be 45 cm 2 or more.
  • the support substrate in the composite substrate can be a sintered body containing an oxide.
  • the support substrate in the composite substrate can include an Al 2 O 3 —SiO 2 composite oxide formed of alumina and silica, and yttria-stabilized zirconia.
  • the content of yttria-stabilized zirconia with respect to the whole of the Al 2 O 3 —SiO 2 composite oxide and yttria-stabilized zirconia can be 20% by mass or more and 40% by mass or less.
  • the step of forming the GaN-based film includes a sub-step of forming a GaN-based buffer layer on the main surface of the single crystal film and a sub-step of forming a GaN-based single crystal layer on the main surface of the GaN-based buffer layer. And can be included.
  • the present invention it is possible to provide a GaN-based film manufacturing method capable of manufacturing a GaN-based film having a large main surface area and small warpage.
  • FIG. 1 It is a schematic sectional drawing which shows an example of the manufacturing method of the GaN-type film
  • (A) shows a step of preparing a composite substrate
  • (B) shows a step of forming a GaN-based film.
  • (A) shows a sub-process for preparing a support substrate
  • (D) shows a sub-process for separating the base substrate from the single crystal film.
  • the thermal expansion coefficient in the main surface 11m is 0.8 times the thermal expansion coefficient in the a-axis direction of the GaN crystal.
  • a support substrate 11 that is larger and smaller than 1.2 times, and a single crystal film 13 disposed on the main surface 11 m side of the support substrate 11, and the single crystal film 13 is perpendicular to the main surface 13 m of the single crystal film 13.
  • a step of preparing a composite substrate 10 having a three-fold symmetry with respect to an arbitrary axis (FIG. 1A), and a step of forming a GaN-based film 20 on the main surface 13m of the single crystal film 13 of the composite substrate 10 (FIG. 1B).
  • the GaN-based film refers to a film formed of a group III nitride containing Ga as a group III element.
  • a Ga x In y Al 1-xy N film (x> 0, y ⁇ 0, x + y ⁇ 1).
  • the support substrate has a thermal expansion coefficient in the main surface that is greater than 0.8 times and less than 1.2 times the thermal expansion coefficient in the a-axis direction of the GaN crystal.
  • a single crystal film disposed on the main surface side of the support substrate, and using a composite substrate in which the single crystal film has a three-fold symmetry with respect to an axis perpendicular to the main surface of the crystal film A GaN-based film having a large principal surface area (ie, a large diameter) and small warpage can be obtained.
  • the thermal expansion coefficient in the main surface 11m is 0.8 times larger than the thermal expansion coefficient in the a-axis direction of the GaN crystal.
  • the thermal expansion coefficient in the main surface 11 m matches or approximates the thermal expansion coefficient in the a-axis direction of the GaN crystal (specifically, greater than 0.8 times and less than 1.2 times).
  • the support substrate 11 and the single crystal film 13 disposed on the main surface 11m side of the support substrate 11 are included, and the single crystal film 13 is three times symmetrical with respect to an axis perpendicular to the main surface 13m of the single crystal film 13 Therefore, a large-diameter GaN-based film with low warpage and low dislocation density can be grown on the main surface 13 m of the single crystal film 13 of the composite substrate 10.
  • the support substrate 11 included in the composite substrate 10 has a thermal expansion within the main surface 11m.
  • the coefficient needs to be larger than 0.8 times and smaller than 1.2 times compared with the thermal expansion coefficient in the a-axis direction of the GaN crystal, preferably larger than 0.9 times and smaller than 1.15 times, More preferably, it is larger than 0.95 times and smaller than 1.1 times.
  • the support substrate 11 is not particularly limited as long as the thermal expansion coefficient in the main surface 11m is a substrate larger than 0.8 and smaller than 1.2 times the thermal expansion coefficient in the a-axis direction of the GaN crystal. It may be single crystal, polycrystal, or amorphous.
  • the support substrate 11 can easily adjust the thermal expansion coefficient by changing the type and ratio of the raw material, and can easily obtain the thermal expansion coefficient within the above range. From the standpoint of having resistance and being able to selectively etch with a solvent such as hydrofluoric acid (hydrofluoric acid) after growth of the GaN-based film, a sintered body containing an oxide is preferable.
  • Preferable examples include an O 3 —Al 2 O 3 —SiO 2 sintered body and a Y 2 O 3 —ZrO 2 —Al 2 O 3 —SiO 2 sintered body.
  • the support substrate 11 includes an Al 2 O 3 —SiO 2 composite oxide formed of alumina (Al 2 O 3 ) and silica (SiO 2 ), yttria stabilized zirconia (Y 2 O 3 stabilized ZrO 2 , (Hereinafter also referred to as YSZ).
  • a support substrate 11 containing Al 2 O 3 —SiO 2 composite oxide and YSZ (yttria-stabilized zirconia) is dissolved in hydrofluoric acid (hydrofluoric acid), and the main surface side of the support substrate 11 of the composite substrate 10.
  • a GaN-based film with good crystallinity can be grown on the single crystal film 13 disposed on the substrate.
  • the Al 2 O 3 —SiO 2 composite oxide is not particularly limited, and mullite (3Al 2 O 3 .2SiO 2 to 2Al 2 O 3 .SiO 2 or Al 6 O 13 Si 2 ) is preferable. is there.
  • the content of YSZ with respect to the entire Al 2 O 3 —SiO 2 composite oxide and YSZ is preferably 20% by mass or more and 40% by mass or less, and more preferably 25% by mass or more and 35% by mass or less. preferable.
  • the content of yttria (Y 2 O 3 ) with respect to YSZ is preferably 5 mol% or more, and more preferably 6 mol% or more and 50 mol% or less.
  • the purpose of the present invention is to produce a GaN-based film having a small warp on a composite substrate, and the GaN-based film is formed on the composite substrate at the film formation temperature of the GaN-based film by raising the temperature from room temperature. After the film formation, the temperature is lowered to room temperature and the GaN-based film formed on the composite substrate is taken out, so that the average thermal expansion coefficient of the support substrate and the GaN crystal from room temperature to the deposition temperature of the GaN-based film is supported. It is considered appropriate to handle it as the thermal expansion coefficient of the substrate and the GaN crystal.
  • the thermal expansion coefficients of the support substrate and the GaN crystal are determined by the average thermal expansion coefficient from room temperature (specifically 25 ° C.) to 800 ° C.
  • the single crystal film 13 is required to have three-fold symmetry with respect to an axis perpendicular to the main surface 13m of the single crystal film 13, and the sapphire film whose main surface 13m is the (0001) plane, the main surface Preferred are an SiC film in which 13m is the (0001) plane, an Si film in which the main surface 13m is the (111) plane, a GaAs film in which the main surface 13m is the (111) plane, and the like.
  • the fact that the single crystal film has a three-fold symmetry with respect to an axis perpendicular to the main surface of the single crystal film means that the crystal has a strict three-fold symmetry in terms of crystal geometry. Rather, it means that the actual single crystal film has a substantial three-fold symmetry.
  • the main surface 11 m of the support substrate 11 and the main surface 13 m of the single crystal film 13 are substantially parallel from the viewpoint of reducing warpage and reducing dislocation density.
  • two surfaces being substantially parallel means that the absolute value of the angle formed by these two surfaces is 10 ° or less.
  • the method for disposing the single crystal film 13 on the main surface 11m side of the support substrate 11 of the composite substrate 10 is not particularly limited, and a method for growing the single crystal film 13 directly on the main surface 11m of the support substrate 11 (first step). 1), a method of removing the base substrate after bonding the single crystal film 13 formed on the main surface of the base substrate to the main surface 11m of the support substrate 11 (second method), and the support substrate 11 A single crystal (not shown) is bonded to the main surface 11m of the support substrate 11, and then the single crystal is separated from the bonded surface at a predetermined depth to form a single crystal film 13 on the main surface 11m of the support substrate 11.
  • a forming method (third method) is exemplified.
  • the first method is difficult, and therefore any one of the second and third methods is preferably used.
  • the method for bonding the single crystal film 13 to the support substrate 11 is not particularly limited.
  • the method for bonding the single crystal film 13 directly to the main surface 11m of the support substrate 11, For example, a method in which the single crystal film 13 is bonded to the main surface 11m with the adhesive layer 12 interposed.
  • the method for attaching the single crystal to the support substrate 11 is not particularly limited, and the method of attaching the single crystal directly to the main surface 11m of the support substrate 11 or the main surface 11m of the support substrate 11 may be used. Examples thereof include a method of bonding single crystals with the adhesive layer 12 interposed.
  • the step of preparing the composite substrate 10 is not particularly limited, but from the viewpoint of efficiently preparing a composite substrate 10 with high quality, for example, referring to FIG.
  • a sub-process for bonding the crystal film 13 (FIG. 2C) and a sub-process for removing the base substrate 30 (FIG. 2D) can be included.
  • an adhesive layer 12a is formed on the main surface 11m of the support substrate 11 (FIG. 2C1).
  • the support substrate 11 and the single crystal film 13 are bonded to each other with the intervening layer (FIG. 2 (C3)).
  • the support substrate 11 and the single crystal film 13 can be directly bonded together without the adhesive layer 12 interposed.
  • a specific method for bonding the support substrate 11 and the single crystal film 13 is not particularly limited, but from the viewpoint of maintaining the bonding strength even at a high temperature after bonding, the bonded surface is washed and bonded as it is.
  • Direct bonding method in which bonding is performed by raising the temperature to about °C to 1200 °C, surface activation for bonding at a low temperature of about room temperature (for example, 25 °C) to 400 °C after cleaning the bonded surfaces and activating with plasma or ions The method is preferably used.
  • the GaN-based film manufacturing method of this embodiment includes a step of forming a GaN-based film 20 on the main surface 13 m of the single crystal film 13 in the composite substrate 10.
  • the thermal expansion coefficient in the main surface 11m matches or approximates the thermal expansion coefficient in the a-axis direction of the GaN crystal (specifically, 0.8 times).
  • a single crystal film 13 disposed on the main surface 11 m side of the support substrate 11, and the single crystal film 13 is formed on the main surface 13 m of the single crystal film 13. Since it has three-fold symmetry with respect to the vertical axis, a large-diameter GaN-based film 20 with a small warpage and a low dislocation density is formed on the main surface 13 m of the single crystal film 13 of the composite substrate 10. Can do.
  • the method for forming a GaN-based film is not particularly limited. From the viewpoint of forming a GaN-based film having a low dislocation density, the MOCVD (metal organic chemical vapor deposition) method and the HVPE (hydride vapor phase epitaxy) method are used. Preferred examples include gas phase methods such as MBE (molecular beam epitaxy) method and sublimation method, liquid phase methods such as flux method and high nitrogen pressure solution method.
  • MOCVD metal organic chemical vapor deposition
  • HVPE hydrogen vapor phase epitaxy
  • the step of forming the GaN-based film is not particularly limited, but from the viewpoint of forming a GaN-based film having a low dislocation density, the GaN-based buffer layer 21 is formed on the main surface 13m of the single crystal film 13 of the composite substrate 10. It is preferable to include a sub-process for forming and a sub-process for forming the GaN-based single crystal layer 23 on the main surface 21 m of the GaN-based buffer layer 21.
  • the GaN-based buffer layer 21 is a part of the GaN-based film 20 and has a crystallinity that is grown at a temperature lower than the growth temperature of the GaN-based single crystal layer 23 that is another part of the GaN-based film 20. Refers to a low or amorphous layer.
  • the lattice constant mismatch between the GaN-based single crystal layer 23 and the single crystal film 13 formed on the GaN-based buffer layer 21 is alleviated.
  • the crystallinity of the crystal layer 23 is improved and the dislocation density is lowered.
  • the crystallinity of the GaN-based film 20 is improved and the dislocation density is lowered.
  • the GaN-based single crystal layer 23 can also be grown as the GaN-based film 20 on the single-crystal film 13 without growing the GaN-based buffer layer 21. Such a method is suitable when the lattice constant mismatch between the single crystal film 13 and the GaN-based film 20 formed thereon is small.
  • Example 1 Measurement of thermal expansion coefficient of GaN crystal Dislocation density 1 ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 , Si concentration 1 ⁇ 10 18 cm ⁇ 2 , oxygen concentration 1 ⁇ 10 17 cm ⁇ 2 , carbon concentration grown by HVPE method Is a 1 ⁇ 10 16 cm ⁇ 2 GaN single crystal, the size is 2 ⁇ 2 ⁇ 20 mm (the longitudinal direction is a-axis, the plane parallel to the longitudinal direction is composed of either c-plane or m-plane, A sample for evaluation having an accuracy of within ⁇ 0.1 ° was cut out.
  • the average thermal expansion coefficient when it heated up from room temperature (25 degreeC) to 800 degreeC was measured by TMA (thermomechanical analysis). Specifically, the thermal expansion coefficient of the evaluation sample was measured in a nitrogen gas flow atmosphere by a differential expansion method using TMA8310 manufactured by Rigaku Corporation. The average thermal expansion coefficient ⁇ GaN-a from 25 ° C. to 800 ° C. in the a-axis direction of the GaN crystal obtained by such measurement was 5.84 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C.
  • Step of preparing composite substrate (1) Sub-step of preparing support substrate Referring to FIG. 2A, as a material of support substrate 11, a mixture of Al 2 O 3 and SiO 2 in a predetermined molar ratio is argon gas. Thirteen commercially available Al 2 O 3 —SiO 2 sintered bodies A to M were prepared by sintering at 1700 ° C. for 1 hour under a pressure of 50 MPa in a uniaxial direction. These 13 kinds of Al 2 O 3 —SiO 2 sintered bodies A to M were confirmed by X-ray diffraction, and all of them were Al 6 O 13 Si 2 (mullite), Al 2 O 3 and SiO 2. Existed.
  • Each of the 13 types of Al 2 O 3 —SiO 2 sintered bodies has a size of 2 ⁇ 2 ⁇ 20 mm (the longitudinal direction is a direction substantially parallel to the main surface of the support substrate cut out from the sintered body). Samples for measurement were cut out. Here, since the Al 2 O 3 —SiO 2 sintered body has no direction specificity, the cutting direction is arbitrary. With respect to these measurement samples, the average thermal expansion coefficient ⁇ S when the temperature was raised from room temperature (25 ° C.) to 800 ° C. was measured in the same manner as described above.
  • the molar ratio of Al 2 O 3 to SiO 2 is 53:47, and the average thermal expansion coefficient ⁇ S (hereinafter simply referred to as “25 ° C. to 800 ° C.”).
  • the average thermal expansion coefficient ⁇ S is 4.2 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., and the average thermal expansion coefficient ⁇ GaN-a (hereinafter simply referred to as “average”) from 25 ° C. to 800 ° C. in the a-axis direction of the GaN crystal.
  • the ratio of the average thermal expansion coefficient ⁇ S of the sintered body to the thermal expansion coefficient ⁇ GaN-a (hereinafter referred to as ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio) was 0.719.
  • the molar ratio of Al 2 O 3 and SiO 2 is 45:55, and the average thermal expansion coefficient ⁇ S is 4.7 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C. Yes, the ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio was 0.805.
  • the Al 2 O 3 —SiO 2 based sintered body C has a molar ratio of Al 2 O 3 and SiO 2 of 40:60 and an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 5.2 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C. Yes, the ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio was 0.890.
  • the molar ratio of Al 2 O 3 to SiO 2 is 36:64, and the average thermal expansion coefficient ⁇ S is 5.4 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C.
  • the ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio was 0.925.
  • the molar ratio of Al 2 O 3 and SiO 2 is 35:65, and the average thermal expansion coefficient ⁇ S is 5.5 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C. Yes, the ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio was 0.942.
  • the molar ratio of Al 2 O 3 and SiO 2 is 34:66, and the average thermal expansion coefficient ⁇ S is 5.6 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C. Yes, ⁇ S / ⁇ GaN-a was 0.959.
  • the molar ratio of Al 2 O 3 and SiO 2 is 32:68, and the average thermal expansion coefficient ⁇ S is 5.7 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C. Yes, the ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio was 0.976.
  • the molar ratio of Al 2 O 3 and SiO 2 is 26:74, and the average thermal expansion coefficient ⁇ S is 6.1 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C.
  • the ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio was 1.045.
  • the molar ratio of Al 2 O 3 and SiO 2 is 24:76, and the average thermal expansion coefficient ⁇ S is 6.4 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C.
  • the ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio was 1.096.
  • the molar ratio of Al 2 O 3 to SiO 2 is 20:80, and the average thermal expansion coefficient ⁇ S is 6.6 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C. Yes, the ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio was 1.130.
  • the Al 2 O 3 —SiO 2 sintered body K has a molar ratio of Al 2 O 3 to SiO 2 of 16:84 and an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 7.0 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C. Yes, the ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio was 1.199.
  • the molar ratio of Al 2 O 3 and SiO 2 is 14:86, and the average thermal expansion coefficient ⁇ S is 7.2 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C. Yes, the ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio was 1.233.
  • the molar ratio of Al 2 O 3 and SiO 2 is 9:91, and the average thermal expansion coefficient ⁇ S is 7.5 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C. Yes, the ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio was 1.284.
  • the base substrate 30 has a diameter of 5 inches (having a (111) principal surface 30n polished to a mirror surface). 127 mm) and a 0.5 mm thick Si substrate was prepared.
  • an SiC film having a thickness of 0.4 ⁇ m was formed as a single crystal film 13 by a CVD (chemical vapor deposition) method.
  • the film formation conditions were as follows: SiH 4 gas and C 3 H 8 gas were used as source gases, H 2 gas was used as a carrier gas, the film formation temperature was 1300 ° C., and the film formation pressure was atmospheric pressure.
  • the main surface 13m of the SiC film (single crystal film 13) thus obtained has a plane orientation with an off angle within ⁇ 1 ° from the (0001) plane, and the Si atomic plane ((0001) plane) ) And C atomic plane ((000-1) plane) were mixed in a mosaic pattern.
  • each of the main substrates A to M (supporting substrate 11) in FIG. A SiO 2 film having a thickness of 2 ⁇ m was formed on the surface 11 m by the CVD method.
  • the SiO 2 film having a thickness of 2 ⁇ m on the main surface 11 m of each of the supporting substrates A to M (supporting substrate 11) is polished by using CeO 2 slurry, so that only the SiO 2 layer having a thickness of 0.2 ⁇ m is obtained.
  • the adhesive layer 12a was made to remain.
  • the voids of the main surfaces 11m of the support substrates A to M (support substrate 11) were filled, and a 0.2 ⁇ m thick SiO 2 layer (adhesive layer 12a) having a flat main surface 12am was obtained. .
  • the main surface 12bn of the SiO 2 layer (adhesive layer 12b) formed on the SiC film (single crystal film 13) formed on the substrate 30) is cleaned and activated by argon plasma, and then the SiO 2 layer
  • the main surface 12am of the (adhesive layer 12a) and the main surface 12bn of the SiO 2 layer (adhesive layer 12b) were bonded together and heat-treated at 300 ° C. for 2 hours in a nitrogen atmosphere.
  • GaN-based film formation step Referring to FIG. 1B, the main surface 13m of the SiC film (single crystal film 13) of the composite substrates A to M (composite substrate 10) (the main surface is the (0001) surface, (000-1) surface or a mixture of these surfaces.) Main surface of a sapphire substrate with a diameter of 4 inches (101.6 mm) and a thickness of 1 mm (the main surface is the (0001) surface) A GaN film (GaN-based film 20) was formed thereon by MOCVD.
  • GaN-based film 20 In the formation of the GaN film (GaN-based film 20), TMG (trimethylgallium) gas and NH 3 gas are used as the source gas, H 2 gas is used as the carrier gas, and the thickness is 0.1 ⁇ m at 500 ° C.
  • a GaN buffer layer (GaN-based buffer layer 21) was grown, and then a GaN single crystal layer (GaN-based single crystal layer 23) having a thickness of 5 ⁇ m was grown at 1050 ° C.
  • the growth rate of the GaN single crystal layer was 1 ⁇ m / hr.
  • wafers A to M and R each having a GaN film formed on each of composite substrates A to M and sapphire substrate were cooled to room temperature (25 ° C.) at a rate of 10 ° C./min.
  • the warpage of the wafer, the number of cracks in the GaN film, and the dislocation density were measured.
  • the shape and amount of warpage of the wafer were measured by optical interference fringes observed on the main surface of the GaN film by FM200EWafer of Corning Tropel.
  • the number density of cracks in the GaN film is determined by measuring the number of cracks per unit length using a Nomarski microscope. “Less” is less than 1 / mm, “Less” is 5 or less than 5 / mm.
  • the book / mm or more and less than 10 / mm was evaluated as “many”, and the book / mm or more was evaluated as “very many”.
  • the dislocation density of the GaN film was measured by the number of dark spots per unit area by CL (cathode luminescence). In this example, the cracks generated in the GaN film were minute ones that did not penetrate the film.
  • the wafer F was warped concavely on the GaN film side, the warpage amount was 230 ⁇ m, the crack number density of the GaN film was extremely small, and the dislocation density of the GaN film was 1 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • the wafer G warped in a concave shape on the GaN film side, the warpage amount was 200 ⁇ m, the crack number density of the GaN film was extremely small, and the dislocation density of the GaN film was 1 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • the wafer I was warped convexly on the GaN film side, the warpage amount was 20 ⁇ m, the crack number density of the GaN film was extremely small, and the dislocation density of the GaN film was 1 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • the wafer K was warped convexly on the GaN film side, the warpage amount was 230 ⁇ m, the crack number density of the GaN film was small, and the dislocation density of the GaN film was 3 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • the wafer L was warped convexly on the GaN film side, the warpage amount was 740 ⁇ m, the crack number density of the GaN film was small, and the dislocation density of the GaN film was 4 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • the wafer M cracks occurred in the support substrate M, and a sufficient GaN film could not be obtained.
  • the wafer R was warped convexly on the GaN film side, the warpage amount was 750 ⁇ m, the crack number density of the GaN film was small, and the dislocation density of the GaN film was 4 ⁇ 10 cm ⁇ 2 . These results are summarized in Table 1. In Table 1, “-” indicates that the physical property value is not measured.
  • the thermal expansion coefficient ⁇ S in the main surface is larger than 0.8 times and smaller than 1.2 times the thermal expansion coefficient ⁇ GaN-a in the a-axis direction of the GaN crystal (ie, 0.8 ⁇ ( ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio) ⁇ 1.2)
  • a composite substrate having a supporting substrate warpage is extremely small compared to the case of using a sapphire substrate (wafer R).
  • a GaN film could be formed.
  • the thermal expansion coefficient ⁇ S in the main surface of the support substrate of the composite substrate is equal to the thermal expansion coefficient ⁇ GaN-a in the a-axis direction of the GaN crystal.
  • ⁇ GaN -a It is preferably larger than 0.9 times and smaller than 1.15 times (that is, 0.9 ⁇ ( ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio) ⁇ 1.15) (wafers D to J), and the a-axis direction of the GaN crystal
  • the coefficient of thermal expansion of ⁇ GaN -a is larger than 0.95 times and smaller than 1.10 times (that is, 0.95 ⁇ ( ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio) ⁇ 1.10) (wafers F to I) Is more preferable.
  • Example 2 Measurement of Thermal Expansion Coefficient of GaN Crystal
  • the average thermal expansion coefficient ⁇ GaN-a of the GaN crystal in the a-axis direction from 25 ° C. to 800 ° C. is 5.84 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C.
  • the size is 2 ⁇ 2 ⁇ 20 mm (the longitudinal direction is a direction substantially parallel to the main surface of the support substrate cut out from the sintered body).
  • the cutting direction is arbitrary.
  • the average thermal expansion coefficient ⁇ S when the temperature was raised from room temperature (25 ° C.) to 800 ° C. was measured in the same manner as described above.
  • the YSZ-mullite-based sintered body A0 has a YSZ content of 0% by mass (hereinafter referred to as YSZ content) relative to the whole of YSZ and mullite, and an average thermal expansion coefficient ⁇ S (hereinafter, referred to as 25 ° C. to 800 ° C.).
  • the average thermal expansion coefficient ⁇ S is simply unmeasured, and the average thermal expansion coefficient ⁇ GaN-a (hereinafter simply referred to as the average thermal expansion coefficient ⁇ GaN) from 25 ° C. to 800 ° C. in the a-axis direction of the GaN crystal.
  • the ratio of the thermal expansion coefficient alpha S of the sintered body with respect to) that -a hereinafter, referred to as ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio) were non-calculated.
  • the YSZ-mullite sintered body B1 has a YSZ content of 20% by mass, a Y 2 O 3 (yttria) content with respect to YSZ (hereinafter referred to as Y 2 O 3 content) of 0 mol%, and an average thermal expansion.
  • the coefficient ⁇ S was 4.40 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., and the ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio was 0.753.
  • the YSZ-mullite sintered body B2 has a YSZ content of 20 mass%, a Y 2 O 3 content of 3 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 4.58 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 0.784.
  • the YSZ-mullite sintered body B3 has a YSZ content of 20 mass%, a Y 2 O 3 content of 5 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 4.68 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 0.801.
  • the YSZ-mullite sintered body B4 has a YSZ content of 20 mass%, a Y 2 O 3 content of 6 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 4.69 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 0.803.
  • the YSZ-mullite sintered body B5 has a YSZ content of 20 mass%, a Y 2 O 3 content of 10 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 4.72 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 0.808.
  • the YSZ-mullite sintered body B6 has a YSZ content of 20 mass%, a Y 2 O 3 content of 20 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 4.81 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 0.823.
  • the YSZ-mullite sintered body B7 has a YSZ content of 20 mass%, a Y 2 O 3 content of 50 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 5.06 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 0.866.
  • the YSZ-mullite sintered body B8 has a YSZ content of 20% by mass, a Y 2 O 3 content of 100 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S not measured, and an ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio. Was not calculated.
  • the YSZ-mullite sintered body C1 has a YSZ content of 25 mass%, a Y 2 O 3 content of 0 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 4.48 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 0.767.
  • the YSZ-mullite sintered body C2 has a YSZ content of 25 mass%, a Y 2 O 3 content of 3 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 4.62 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 0.791.
  • the YSZ-mullite sintered body C3 has a YSZ content of 25 mass%, a Y 2 O 3 content of 5 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 5.26 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 0.901.
  • the YSZ-mullite sintered body C4 has a YSZ content of 25 mass%, a Y 2 O 3 content of 6 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 5.27 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 0.903.
  • the YSZ-mullite sintered body C5 has a YSZ content of 25 mass%, a Y 2 O 3 content of 10 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 5.31 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 0.909.
  • the YSZ-mullite sintered body C6 has a YSZ content of 25 mass%, a Y 2 O 3 content of 20 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 5.40 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., The S / ⁇ GaN-a ratio was 0.925.
  • the YSZ-mullite sintered body C7 has a YSZ content of 25 mass%, a Y 2 O 3 content of 50 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 5.69 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., The S / ⁇ GaN-a ratio was 0.974.
  • the YSZ-mullite sintered body C8 has a YSZ content of 25% by mass, a Y 2 O 3 content of 100 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S not measured, and an ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio. Was not calculated.
  • the YSZ-mullite sintered body D1 has a YSZ content of 30 mass%, a Y 2 O 3 content of 0 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 4.56 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio) was 0.781.
  • the YSZ-mullite sintered body D2 has a YSZ content of 30 mass%, a Y 2 O 3 content of 3 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 4.65 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 0.796.
  • the YSZ-mullite sintered body D3 has a YSZ content of 30 mass%, a Y 2 O 3 content of 5 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 5.55 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 0.950.
  • the YSZ-mullite sintered body D4 has a YSZ content of 30 mass%, a Y 2 O 3 content of 6 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 5.56 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 0.952.
  • the YSZ-mullite sintered body D5 has a YSZ content of 30 mass%, a Y 2 O 3 content of 10 mol%, an average coefficient of thermal expansion ⁇ S of 5.60 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 0.959.
  • the YSZ-mullite sintered body D6 has a YSZ content of 30 mass%, a Y 2 O 3 content of 20 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 5.70 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 0.976.
  • the YSZ-mullite sintered body D7 has a YSZ content of 30 mass%, a Y 2 O 3 content of 50 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 6.00 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 1.027.
  • the YSZ-mullite sintered body D8 has a YSZ content of 30% by mass, a Y 2 O 3 content of 100 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S not yet measured, and an ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio. Was not calculated.
  • the YSZ-mullite sintered body E1 has a YSZ content of 35% by mass, a Y 2 O 3 content of 0 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 4.77 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 0.816.
  • the YSZ-mullite sintered body E2 has a YSZ content of 35% by mass, a Y 2 O 3 content of 3 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 4.86 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., The S / ⁇ GaN-a ratio was 0.832.
  • the YSZ-mullite sintered body E3 has a YSZ content of 35 mass%, a Y 2 O 3 content of 5 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 5.80 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 0.993.
  • the YSZ-mullite sintered body E4 has a YSZ content of 35 mass%, a Y 2 O 3 content of 6 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 5.81 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 0.995.
  • the YSZ-mullite sintered body E5 has a YSZ content of 35 mass%, a Y 2 O 3 content of 10 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 5.85 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 1.002.
  • the YSZ-mullite sintered body E6 has a YSZ content of 35 mass%, a Y 2 O 3 content of 20 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 5.96 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 1.020.
  • the YSZ-mullite sintered body E7 has a YSZ content of 35 mass%, a Y 2 O 3 content of 50 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 6.27 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 1.074.
  • the YSZ-mullite sintered body E8 has a YSZ content of 35% by mass, a Y 2 O 3 content of 100 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S not yet measured, and an ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio. Was not calculated.
  • the YSZ-mullite sintered body F1 has a YSZ content of 40 mass%, a Y 2 O 3 content of 0 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 4.97 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio) was 0.851.
  • the YSZ-mullite sintered body F2 has a YSZ content of 40 mass%, a Y 2 O 3 content of 3 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 5.07 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 0.868.
  • the YSZ-mullite sintered body F3 has a YSZ content of 40 mass%, a Y 2 O 3 content of 5 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 6.05 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 1.036.
  • the YSZ-mullite sintered body F4 has a YSZ content of 40 mass%, a Y 2 O 3 content of 6 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 6.06 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 1.038.
  • the YSZ-mullite sintered body F5 has a YSZ content of 40 mass%, a Y 2 O 3 content of 10 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 6.10 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 1.045.
  • the YSZ-mullite sintered body F6 has a YSZ content of 40 mass%, a Y 2 O 3 content of 20 mol%, an average coefficient of thermal expansion ⁇ S of 6.21 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 1.064.
  • the YSZ-mullite sintered body F7 has a YSZ content of 40 mass%, a Y 2 O 3 content of 50 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 6.54 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 1.120.
  • the YSZ-mullite sintered body F8 has a YSZ content of 40% by mass, a Y 2 O 3 content of 100 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S not measured, and an ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio. Was not calculated.
  • the YSZ-mullite sintered body G1 has a YSZ content of 70% by mass, a Y 2 O 3 content of 0 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 4.99 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 0.854.
  • the YSZ-mullite sintered body G2 has a YSZ content of 70 mass%, a Y 2 O 3 content of 3 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 5.09 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 0.872.
  • the YSZ-mullite sintered body G3 has a YSZ content of 70 mass%, a Y 2 O 3 content of 5 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 6.07 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 1.039.
  • the YSZ-mullite sintered body G4 has a YSZ content of 70% by mass, a Y 2 O 3 content of 6 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 6.08 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 1.041.
  • the YSZ-mullite sintered body G5 has a YSZ content of 70 mass%, a Y 2 O 3 content of 10 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 6.12 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 1.048.
  • the YSZ-mullite sintered body G6 has a YSZ content of 70 mass%, a Y 2 O 3 content of 20 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 6.23 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 1.067.
  • the YSZ-mullite sintered body G7 has a YSZ content of 70 mass%, a Y 2 O 3 content of 50 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S of 6.56 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C., ⁇ S / The ⁇ GaN-a ratio was 1.123.
  • the YSZ-mullite sintered body G8 has a YSZ content of 70% by mass, a Y 2 O 3 content of 100 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S not yet measured, and an ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio. Was not calculated.
  • the YSZ-mullite sintered body H1 has a YSZ content of 100% by mass, a Y 2 O 3 content of 0 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S not yet measured, and an ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio. Was not calculated.
  • the YSZ-mullite sintered body H2 has a YSZ content of 100 mass%, a Y 2 O 3 content of 3 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S not yet measured, and an ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio. Was not calculated.
  • the YSZ-mullite sintered body H3 has a YSZ content of 100 mass%, a Y 2 O 3 content of 5 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S not yet measured, and an ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio. Was not calculated.
  • the YSZ-mullite sintered body H4 has a YSZ content of 100 mass%, a Y 2 O 3 content of 6 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S not yet measured, and an ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio. Was not calculated.
  • the YSZ-mullite sintered body H5 has a YSZ content of 100 mass%, a Y 2 O 3 content of 10 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S not yet measured, and an ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio. Was not calculated.
  • the YSZ-mullite sintered body H6 has a YSZ content of 100% by mass, a Y 2 O 3 content of 20 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S not measured, and an ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio. Was not calculated.
  • the YSZ-mullite-based sintered body H7 has a YSZ content of 100% by mass, a Y 2 O 3 content of 50 mol%, an average thermal expansion coefficient ⁇ S not measured, and an ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio. Was not calculated.
  • the YSZ-mullite sintered body H8 has a YSZ content of 100% by mass, a Y 2 O 3 content of 100% by mole, an average coefficient of thermal expansion ⁇ S not measured, and an ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio. Was not calculated.
  • support substrates each having a diameter of 4 inches (101.6 mm) and a thickness of 1 mm were cut out, and both main surfaces of each support substrate were polished into mirror surfaces to obtain 57 types.
  • the average thermal expansion coefficients up to 800 ° C. are respectively the YSZ content, the Y 2 O 3 content and the average thermal expansion coefficient from 25 ° C. to 800 ° C. for the 57 types of YSZ-mullite sintered bodies. equal.
  • the results are summarized in Tables 2-8. In Tables 2 to 8, “-” indicates that the physical property value is not measured or not calculated.
  • the base substrate 30 has a diameter of 5 inches (having a (111) principal surface 30n polished to a mirror surface). 127 mm) and a 0.5 mm thick Si substrate was prepared.
  • a GaN film having a thickness of 0.4 ⁇ m was formed as a single crystal film 13 on the main surface 30n of the Si substrate (underlying substrate 30) by MOCVD.
  • the film formation conditions were as follows: TMG gas and NH 3 gas were used as the source gas, H 2 gas was used as the carrier gas, the film formation temperature was 1000 ° C., and the film formation pressure was 1 atm.
  • the main surface 13m of the GaN film (single crystal film 13) thus obtained has a plane orientation with an off angle of ⁇ 1 ° from the (0001) plane, and is a Ga atomic plane.
  • the main surface 12am of the SiO 2 layer (adhesive layer 12a) formed on each of the 57 types of support substrates (support substrate 11) and the Si substrate After the main surface 12bn of the SiO 2 layer (adhesive layer 12b) formed on the GaN film (single crystal film 13) formed on the base substrate 30) is cleaned and activated by argon plasma, SiO 2
  • the main surface 12am of the layer (adhesive layer 12a) and the main surface 12bn of the SiO 2 layer (adhesive layer 12b) were bonded together and heat-treated at 300 ° C. for 2 hours in a nitrogen atmosphere.
  • GaN-based film formation step Referring to FIG. 1B, the main surface 13m of the GaN film (single crystal film 13) of the 57 types of composite substrates (composite substrate 10) (the main surface is the (0001) surface) And a GaN film (GaN-based film) by MOCVD on the main surface of a sapphire substrate having a diameter of 4 inches (101.6 mm) and a thickness of 1 mm (the main surface is the (0001) surface). 20) was deposited.
  • GaN-based film 20 In the formation of the GaN film (GaN-based film 20), TMG (trimethylgallium) gas and NH 3 gas are used as source gases, H 2 gas is used as a carrier gas, and a GaN buffer having a thickness of 50 nm at 500 ° C. A layer (GaN-based buffer layer 21) was grown, and then a GaN single crystal layer (GaN-based single crystal layer 23) having a thickness of 50 nm was grown at 1050 ° C. Here, the growth rate of the GaN single crystal layer was 1 ⁇ m / hr.
  • H8 was cooled to room temperature (25 ° C.) at a rate of 10 ° C./min.
  • the warpage of the wafer, the number of cracks in the GaN film, and the dislocation density were measured.
  • the shape and amount of warpage of the wafer were measured by optical interference fringes observed on the main surface of the GaN film using Corning Tropel's FM200EWafer.
  • the number density of cracks in the GaN film is determined by measuring the number of cracks per unit length using a Nomarski microscope, and “less” is less than 1 / mm, and “small” is 5 or less than 5 / mm.
  • the book / mm or more and less than 10 / mm was evaluated as “many”, and the book / mm or more was evaluated as “very many”.
  • the dislocation density of the GaN film was measured by the number of dark spots per unit area by CL (cathode luminescence). In this example, the cracks generated in the GaN film were minute ones that did not penetrate the film.
  • the wafer A0 had an extremely large number of cracks in the GaN film, and the warpage shape, the warpage amount, and the dislocation density of the GaN film were not measured. The results are summarized in Table 2.
  • the wafer B1 warped in a concave shape on the GaN film side the warpage amount was 670 ⁇ m, the crack number density of the GaN film was large, and the dislocation density of the GaN film was 5 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • Wafer B2 warped in a concave shape on the GaN film side the amount of warpage was 660 ⁇ m, the crack number density of GaN film was large, and the dislocation density of GaN film was 5 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • Wafer B5 warped in a concave shape on the GaN film side the amount of warpage was 645 ⁇ m, the crack number density of the GaN film was small, and the dislocation density of the GaN film was 2 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • Wafer B7 warped in a concave shape on the GaN film side the warpage amount was 480 ⁇ m, the crack number density of GaN film was small, and the dislocation density of GaN film was 2 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • wafer B8 the crack number density of the GaN film was small, and the warp shape, the warp amount, and the dislocation density of the GaN film were not measured. The results are summarized in Table 2.
  • the wafer C1 was warped concavely on the GaN film side, the warpage amount was 665 ⁇ m, the crack number density of the GaN film was large, and the dislocation density of the GaN film was 5 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • the wafer C2 was warped concavely on the GaN film side, the warpage amount was 657 ⁇ m, the crack number density of the GaN film was large, and the dislocation density of the GaN film was 5 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • Wafer C5 warped in a concave shape on the GaN film side the amount of warpage was 380 ⁇ m, the crack number density of GaN film was small, and the dislocation density of GaN film was 2 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • the crack number density of the GaN film was small, and the warp shape, the warpage amount, and the dislocation density of the GaN film were not measured. The results are summarized in Table 3.
  • the wafer D1 was warped concavely on the GaN film side, the warpage amount was 660 ⁇ m, the crack number density of the GaN film was large, and the dislocation density of the GaN film was 5 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • the wafer D2 warped in a concave shape on the GaN film side, the warpage amount was 650 ⁇ m, the crack number density of the GaN film was large, and the dislocation density of the GaN film was 5 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • the crack number density of the GaN film was small, and the warpage shape, the warpage amount, and the dislocation density of the GaN film were not measured. The results are summarized in Table 4.
  • the wafer E1 was warped concavely on the GaN film side, the warpage amount was 630 ⁇ m, the crack number density of the GaN film was large, and the dislocation density of the GaN film was 5 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • the wafer E2 was warped concavely on the GaN film side, the warpage amount was 520 ⁇ m, the crack number density of the GaN film was large, and the dislocation density of the GaN film was 5 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • the wafer E5 warped in a concave shape on the GaN film side, the warpage amount was 1 ⁇ m, the crack number density of the GaN film was minimal, and the dislocation density of the GaN film was 1 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • the wafer E6 was warped convexly on the GaN film side, the warpage amount was 7 ⁇ m, the crack number density of the GaN film was small, and the dislocation density of the GaN film was 2 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • the crack number density of the GaN film was small, and the warpage shape, the warpage amount, and the dislocation density of the GaN film were not measured. The results are summarized in Table 5.
  • the wafer F1 was warped concavely on the GaN film side, the warpage amount was 500 ⁇ m, the crack number density of the GaN film was large, and the dislocation density of the GaN film was 5 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • the wafer F5 was warped convexly on the GaN film side, the warpage amount was 11 ⁇ m, the crack number density of the GaN film was small, and the dislocation density of the GaN film was 2 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • the wafer F6 warped in a convex shape on the GaN film side, the warpage amount was 12 ⁇ m, the crack number density of the GaN film was small, and the dislocation density of the GaN film was 2 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • the crack number density of the GaN film was small, and the warpage shape, the warpage amount, and the dislocation density of the GaN film were not measured. The results are summarized in Table 6.
  • the wafer G1 was warped concavely on the GaN film side, the warpage amount was 510 ⁇ m, the crack number density of the GaN film was extremely large, and the dislocation density of the GaN film was 5 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • the wafer G2 warped in a concave shape on the GaN film side, the warpage amount was 490 ⁇ m, the crack number density of the GaN film was extremely large, and the dislocation density of the GaN film was 5 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • the wafer G3 was warped convexly on the GaN film side, the warpage amount was 10 ⁇ m, the crack number density of the GaN film was extremely large, and the dislocation density of the GaN film was 2 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • the wafer G4 was warped convexly on the GaN film side, the warpage amount was 11 ⁇ m, the crack density of the GaN film was extremely large, and the dislocation density of the GaN film was 2 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • the wafer G5 was warped convexly on the GaN film side, the warpage amount was 11 ⁇ m, the crack number density of the GaN film was extremely large, and the dislocation density of the GaN film was 2 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • the wafer G6 warped in a convex shape on the GaN film side the warpage amount was 12 ⁇ m, the crack density of the GaN film was extremely large, and the dislocation density of the GaN film was 2 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • Wafer G7 warped in a convex shape on the GaN film side the warpage amount was 110 ⁇ m, the crack number density of GaN film was extremely large, and the dislocation density of GaN film was 2 ⁇ 10 8 cm ⁇ 2 .
  • the crack number density of the GaN film was extremely large, and the warpage shape, the warpage amount, and the dislocation density of the GaN film were not measured. The results are summarized in Table 7.
  • the thermal expansion coefficient ⁇ S in the main surface is larger than 0.8 times and smaller than 1.2 times the thermal expansion coefficient ⁇ GaN-a of the GaN crystal (that is, 0.8 ⁇ ( ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio) ⁇ 1.2)
  • a composite substrate having a supporting substrate wafers B3 to B7, C3 to C7, D3 to D7, E1 to E7, F1 to F7 and G1 to G7
  • a GaN film having low warpage, low dislocation density and good crystallinity could be formed.
  • the thermal expansion coefficient ⁇ S in the main surface of the support substrate of the composite substrate is greater than 0.9 times the thermal expansion coefficient ⁇ GaN-a of the GaN crystal. 1.15 times smaller (that is, 0.9 ⁇ ( ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio) ⁇ 1.15) (wafers C3 to C7, D3 to D7, E3 to E7, F3 to F7, and G3 to G7) ) And preferably has a thermal expansion coefficient ⁇ GaN-a larger than 0.95 times and smaller than 1.1 times (that is, 0.95 ⁇ ( ⁇ S / ⁇ GaN-a ratio) ⁇ 1.1). (Wafer C7, D3-D7, E3-E7, F3-F6 and G3-G6) are more preferred.
  • Table 9 summarizes the relationship with the crack number density of the GaN film (GaN-based film 20) grown on the single crystal layer 23).
  • the content of YSZ with respect to the whole of mullite (Al 2 O 3 —SiO 2 composite oxide) and YSZ (yttria stabilized zirconia) contained in the support substrate of the composite substrate is 20% by mass or more and 40% by mass.
  • the ratio is less than or equal to%, more preferably between 25% by mass and 35% by mass, the crack density of the GaN film (GaN-based film) formed on the GaN film (single crystal film) of the composite substrate is significantly reduced.
  • the film is formed on the GaN film (single crystal film) of the composite substrate.
  • the number density of cracks in the GaN film (GaN-based film) was extremely remarkably reduced.
  • GaN-based film such as a Ga x In y Al 1-xy N film (x> 0, y ⁇ 0, x + y ⁇ 1) is formed instead of the GaN film, the same result as in the above embodiment is obtained. Obtained. In particular, when a Ga x In y Al 1-xy N film (x> 0.5, y ⁇ 0, x + y ⁇ 1) is formed in place of the GaN film, almost the same result as in the above example is obtained. It was.
  • a GaN-based film (specifically, Ga x In y Al 1-xy N film (x> 0, y ⁇ 0, x + y ⁇ 1), etc.) is a composition ratio of group III elements such as Ga, In, and Al. It is also possible to form a plurality of films by changing. That is, a GaN-based film such as a Ga x In y Al 1-xy N film (x> 0, y ⁇ 0, x + y ⁇ 1) is used instead of the GaN film, and the composition ratio of group III elements such as Ga, In, and Al A plurality of films can be formed by changing the above.
  • a known dislocation reduction technique such as an ELO (Epitaxial-Lateral-Overgrowth) technique can be applied when forming a GaN-based film.
  • ELO Epi-Lateral-Overgrowth
  • the GaN-based film may be transferred to another support substrate.
  • 10 composite substrate 11 support substrate, 11m, 12m, 12am, 12bn, 13m, 13n, 21m, 23m, 30n main surface, 12, 12a, 12b adhesive layer, 13 single crystal film, 20 GaN-based film, 21 GaN-based buffer Layer, 23 GaN-based single crystal layer, 30 base substrate, 40 wax.

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Abstract

　本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）を成膜する工程と、を含む。これにより、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系膜の製造方法が提供される。

Description

ＧａＮ系膜の製造方法
　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、ある局面に従えば、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、複合基板における単結晶膜の主面の面積を４５ｃｍ2以上とすることができる。また、複合基板における支持基板を、酸化物を含む焼結体とすることができる。また、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を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系膜成長雰囲気に対して耐性を持つこと、およびＧａＮ系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系焼結体、ＺｒＯ2－ＳｉＯ2系焼結体、ＺｒＯ2－Ａｌ2Ｏ3－ＳｉＯ2系焼結体、Ｙ2Ｏ3－Ａｌ2Ｏ3－ＳｉＯ2系焼結体、Ｙ2Ｏ3－ＺｒＯ2－Ａｌ2Ｏ3－ＳｉＯ2系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・ＳｉＯ2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結晶の平均の熱膨張係数を、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（具体的には２５℃）から８００℃までにおける平均の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。
　（実施例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の熱膨張係数を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℃までにおける平均の熱膨張係数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の熱膨張係数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℃までにおける平均の熱膨張係数αS（以下、単に平均の熱膨張係数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℃までにおける平均の熱膨張係数αGaN-a（以下、単に平均の熱膨張係数αGaN-aという）に対する焼結体の平均の熱膨張係数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、平均の熱膨張係数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、平均の熱膨張係数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、平均の熱膨張係数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、平均の熱膨張係数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、平均の熱膨張係数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、平均の熱膨張係数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、平均の熱膨張係数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、平均の熱膨張係数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、平均の熱膨張係数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、平均の熱膨張係数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、平均の熱膨張係数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、平均の熱膨張係数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℃までにおける平均の熱膨張係数は、それぞれ対応するＡｌ2Ｏ3－ＳｉＯ2系焼結体Ａ～Ｍの２５℃から８００℃までにおける平均の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４×１０ｃｍ-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 JPOXMLDOC01-appb-T000001
　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
　実施例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℃までにおける平均の熱膨張係数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・ＳｉＯ2、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の熱膨張係数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℃までにおける平均の熱膨張係数αS（以下、単に平均の熱膨張係数αSという）が未測定であり、ＧａＮ結晶のａ軸方向の２５℃から８００℃までにおける平均の熱膨張係数αGaN-a（以下、単に平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数αSが４．５６×１０-6／℃、αS／αGaN-a比という）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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数αSが４．９７×１０-6／℃、αS／αGaN-a比という）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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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％、平均の熱膨張係数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）および２５℃から８００℃までにおける平均の熱膨張係数は、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℃までにおける平均の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２（Ａ）の５７種類の支持基板Ａ、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Ａ、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 JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　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 JPOXMLDOC01-appb-T000009
　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請求の範囲によって示され、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 (7)

  1. 　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、前記支持基板（１１）の主面（１１ｍ）側に配置されている単結晶膜（１３）と、を含み、前記単結晶膜（１３）が前記単結晶膜（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）を準備する工程と、
    　前記複合基板（１０）における前記単結晶膜（１３）の主面（１３ｍ）上にＧａＮ系膜（２０）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（１０）における前記単結晶膜（１３）の主面（１３ｍ）の面積が４５ｃｍ2以上である請求項１に記載のＧａＮ系膜の製造方法。
  3. 　前記複合基板（１０）における前記支持基板（１１）は、酸化物を含む焼結体である請求項１に記載のＧａＮ系膜の製造方法。
  4. 　前記複合基板（１０）における前記支持基板（１１）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。
  5. 　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４に記載のＧａＮ系膜の製造方法。
  6. 　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５に記載のＧａＮ系膜の製造方法。
  7. 　前記ＧａＮ系膜（２０）を成膜する工程は、前記単結晶膜（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、前記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、を含む請求項１に記載のＧａＮ系膜の製造方法。
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