WO2014123171A1 - ＧａＮ基板及びＧａＮ基板の製造方法 - Google Patents

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gan
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crystal substrate
crystal
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英雄 会田
奈津子 青田
憲次朗 池尻
聖祐 金
浩司 小山
秀俊 武田
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並木精密宝石株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B25/00—Single-crystal growth by chemical reaction of reactive gases, e.g. chemical vapour-deposition growth
    • C30B25/02—Epitaxial-layer growth
    • C30B25/18—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate
    • C30B25/186—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate being specially pre-treated by, e.g. chemical or physical means
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/40—AIIIBV compounds wherein A is B, Al, Ga, In or Tl and B is N, P, As, Sb or Bi
    • C30B29/403—AIII-nitrides
    • C30B29/406—Gallium nitride
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L33/00—Semiconductor devices having potential barriers specially adapted for light emission; Processes or apparatus specially adapted for the manufacture or treatment thereof or of parts thereof; Details thereof
    • H01L33/005—Processes
    • H01L33/0062—Processes for devices with an active region comprising only III-V compounds
    • H01L33/0066—Processes for devices with an active region comprising only III-V compounds with a substrate not being a III-V compound
    • H01L33/007—Processes for devices with an active region comprising only III-V compounds with a substrate not being a III-V compound comprising nitride compounds
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L33/00—Semiconductor devices having potential barriers specially adapted for light emission; Processes or apparatus specially adapted for the manufacture or treatment thereof or of parts thereof; Details thereof
    • H01L33/02—Semiconductor devices having potential barriers specially adapted for light emission; Processes or apparatus specially adapted for the manufacture or treatment thereof or of parts thereof; Details thereof characterised by the semiconductor bodies
    • H01L33/26—Materials of the light emitting region
    • H01L33/30—Materials of the light emitting region containing only elements of Group III and Group V of the Periodic Table
    • H01L33/32—Materials of the light emitting region containing only elements of Group III and Group V of the Periodic Table containing nitrogen

Definitions

  • the present invention relates to a GaN substrate and a method for manufacturing the GaN substrate.
  • Gallium nitride (GaN) crystals that make up light-emitting diode (LED) elements are metalorganic vapor phase epitaxy (MOVPE: Metal-Organic Vapor Phase I Epitaxy) and hydride vapor phase growth (HVPE) ) Or the like is used to perform epitaxial growth on the underlying substrate.
  • MOVPE Metal-Organic Vapor Phase I Epitaxy
  • HVPE hydride vapor phase growth
  • the growth of the GaN crystal is once interrupted, and patterning is performed on the base substrate using a mask made of SiO 2 or the like, and the GaN crystal is grown again.
  • a growth part and a non-growth part are provided. Dislocation propagation can be stopped by the mask, and dislocations can be bent by lateral growth of the GaN crystal. Therefore, even if the growth thickness of the GaN crystal is thin, it is possible to obtain a GaN crystal with a reduced dislocation density. Furthermore, by reducing the growth thickness of the GaN crystal, it is possible to suppress the occurrence of cracks in the growth of the GaN crystal.
  • Such selective growth methods include ELOG (Epitaxial Lateral OverGrowth) method, FACELO (Facet-Controlled ELO) method, VAS (Void-Assisted Separation) method, and DEEP (Dislocation Elimination by the Epitaxial growth with inverse-pyramidal Pits) method.
  • ELOG Epitaxial Lateral OverGrowth
  • FACELO Fet-Controlled ELO
  • VAS Vehicle-Assisted Separation
  • DEEP Dislocation Elimination by the Epitaxial growth with inverse-pyramidal Pits
  • the thermal expansion coefficients of the base substrate and the GaN crystal in the heteroepitaxial growth method are different, distortion occurs during cool-down after the heteroepitaxial growth, and warpage occurs in the grown GaN crystal and the base substrate. Since there is a limit to the amount of physical warpage of the GaN crystal, the GaN crystal is shattered when the warpage finally reaches a critical value. In the case of a thickness of about several ⁇ m such as an LED element, the critical value is not reached, but for the purpose of manufacturing a bulk GaN substrate, the thickness of the GaN crystal that must be grown greatly exceeds the critical value. There is a self-separation method as a method for the distortion caused by such warpage.
  • the self-separation method is a method of naturally separating the epitaxially grown GaN crystal and the base substrate.
  • a technique for separating the base substrate and the GaN crystal using the stress generated when the growth of the GaN crystal is completed and cooled to room temperature has been reported, and examples thereof include a nano-pendeo method.
  • nanopatterning and etching are performed on a GaN thin film crystal at the initial stage of epitaxial growth to form a nanoscale needle, for example, and a bulk GaN crystal is regrown on the needle.
  • the GaN crystal obtained by the selective growth method has a problem that the dislocation density distribution is non-uniform. Since the dislocation propagation is stopped with a mask during the growth of GaN crystal, the dislocation is bent, the dislocation is collected in a specific part, etc., the distribution of low dislocation density is not uniform over the entire surface of the GaN crystal, but is concentrated locally. It becomes non-uniform. In the process of manufacturing a device using a GaN substrate made of such a GaN crystal, only a specific part of the GaN substrate can be used and it cannot be used over the entire surface of the GaN substrate. It will be reduced. Further, it is a costly method because it is necessary to interrupt the growth of the GaN crystal once and perform patterning of the mask by photolithography or the like.
  • a technique such as nanoimprinting is required for producing a nanoscale needle, which is expensive.
  • a mask for nano patterning is required, and a nano imprint technique is required to produce the mask, which makes the manufacturing process complicated and expensive.
  • the self-separation method cannot achieve 100% reliable separation.
  • Nano patterning or the like needs to be uniformly applied to the entire surface of the base substrate, but the patterning technique of lithography generates not a little pattern loss. Since stress for self-separation does not act on the pattern loss portion, cracks may occur starting from the pattern loss portion. For this reason, yield is reduced.
  • the prior art has problems in terms of non-uniform dislocation density distribution, complicated GaN crystal or GaN substrate manufacturing process, higher cost, and reduced yield.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and a GaN substrate made of a GaN crystal having a substantially uniform dislocation density distribution can be easily produced at low cost and at a high yield without using a complicated process. It is an object to provide a technology that can be manufactured.
  • the above-mentioned subject is achieved by the following present invention. That is, (1)
  • the GaN substrate of the present invention is a GaN substrate made of a GaN crystal, and is characterized in that the distribution of dislocation density over the entire surface of the GaN substrate is substantially uniform.
  • a single crystal substrate is irradiated with a laser to form an amorphous portion inside the single crystal substrate,
  • a GaN substrate is manufactured by forming a GaN crystal on one side of a single crystal substrate.
  • the amorphous portion is provided in a plurality of patterns that are linear with respect to the planar direction of the single crystal substrate,
  • the pitch between each pattern is 0.5mm
  • the volume ratio of the total volume of the amorphous part to the volume of the single crystal substrate is preferably 0.10% or 0.20%.
  • the amorphous portion is provided in a plurality of patterns that are linear with respect to the planar direction of the single crystal substrate,
  • the pitch between each pattern is 1.0 mm
  • the volume ratio of the total volume of the amorphous part to the volume of the single crystal substrate is preferably 0.05% or 0.10%.
  • the distribution of local dislocation density on the surface of the GaN substrate at each thickness is prevented at any thickness, and the GaN Substantially uniform dislocation density on the surface of the substrate 1 is achieved. Therefore, in the process of manufacturing an element or device using a GaN substrate, it becomes possible to manufacture the element or device anywhere on the surface of the GaN substrate, and the GaN substrate can be used over the entire surface.
  • the dislocation density distribution of the GaN crystal is made substantially uniform without using a mask or the like on the GaN crystal growth surface of the base substrate. Since it can be formed, the manufacturing process can be simplified and the cost can be reduced. Furthermore, it is possible to prevent the generation of cracks in the GaN crystal and manufacture the GaN crystal with a high yield.
  • the dislocation density distribution of the GaN crystal is further substantially improved. Can be formed uniformly.
  • FIG. 8B is a diagram showing a plurality of linear patterns. Is a plan view showing a stripe shape formed horizontally with respect to the orientation flat surface of the single crystal substrate.
  • FIG. 8 (c) is a combination of the patterns shown in FIG. 8 (a) and FIG. 8 (b).
  • FIG. 8D is a plan view showing a lattice shape, and FIG. 8D shows that a plurality of regular hexagons of the same size are overlapped with any one of regular hexagons adjacent to the regular hexagon. It is a top view which shows the shape arrange
  • FIG. 9A is a diagram showing a state before the start of growth, FIG.
  • FIG. 9B is a diagram showing a state in which a low-temperature buffer layer is formed
  • FIG. 9C is a diagram in which a GaN crystal is formed. It is a figure which shows a state. It is an external appearance photograph of the GaN substrate concerning this example. It is a photograph of the GaN crystal concerning a comparative example.
  • the shape in the planar direction of the GaN substrate according to the present invention is not particularly limited, and may be, for example, a square shape, etc., but for example, a circular shape is used from the viewpoint of easy use in the manufacturing process of various known elements such as LED elements.
  • a circular shape provided with an orientation flat surface (orientation flat surface) as shown in FIG. 1 is preferable.
  • the diameter of the GaN substrate 1 is preferably 50 mm or more, more preferably 75 mm or more, from the viewpoint of increasing the size. It is still more preferable that it is above.
  • the upper limit of the diameter is not particularly limited, but is preferably 300 mm or less from a practical viewpoint.
  • the surface 2 of the GaN substrate 1 has a surface area of at least 2 cm 2 . More preferably, it has a surface area of more than 15 cm 2 from the viewpoint of enlargement.
  • the thickness t of the GaN substrate 1 can be arbitrarily set, but is preferably 5.0 mm or less, more preferably 3.0 mm or less, and further preferably 2.0 mm or less.
  • the lower limit value of the thickness t is not particularly limited, but is preferably 0.05 mm or more and more preferably 0.1 mm or more from the viewpoint of securing the rigidity of the GaN substrate 1.
  • the GaN substrate 1 is made of gallium nitride (GaN) crystal, and GaN single crystal is more preferable. Further, it is assumed that there are no cracks.
  • GaN gallium nitride
  • the GaN substrate according to the present invention allows dislocations to occur over the entire surface of the substrate.
  • the distribution of dislocation density over the entire surface of the GaN substrate is characterized by being substantially uniform.
  • the “dislocation density” refers to the number of dislocation lines per unit area of the surface 2 reaching the surface 2 of the GaN substrate 1. Dislocation lines cannot be discerned visually, but are detected by measuring with a transmission electron microscope (TEM), atomic force microscope (AFM), or cathodoluminescence (CL) image. I can do it. Alternatively, etch pits corresponding to dislocations can be generated by immersing the surface 2 of the GaN substrate 1 in a heated mixed solution of phosphoric acid and sulfuric acid. Dislocations may be detected by measuring the distribution of this etch pit with a TEM, AFM, or CL image.
  • TEM transmission electron microscope
  • AFM atomic force microscope
  • CL cathodoluminescence
  • substantially uniform means that a distribution of dislocation density occurs over the entire surface 2 of the GaN substrate 1, and dislocations are randomly and uniformly distributed on the surface 2. Any distribution of dislocation density per cm 2 on the surface 2 means that the distribution falls within a certain numerical range. Therefore, the present invention does not indicate that the dislocation density distribution is completely constant regardless of the position on the surface 2 of the GaN substrate 1, but measures the dislocation density distribution per 1 cm 2 of the surface 2 to the last. However, it is meant to be within a certain numerical range.
  • the certain numerical range is determined by each of the elements and devices to be manufactured and the manufacturing processes thereof, and thus cannot be determined uniformly.
  • the upper limit varies depending on the element and device to be manufactured and cannot be determined uniformly.
  • a GaN substrate having a low dislocation density is required as the light emitting wavelength of the target light emitting element becomes shorter.
  • a laser diode (LD: Laser Diode) requires a substrate having a lower dislocation density than an LED element.
  • the local dislocation density distribution on the surface 2 of the GaN substrate 1 is prevented at each thickness t regardless of the thickness t.
  • Substantially uniform dislocation density at the surface 2 is achieved. Therefore, in the manufacturing process of elements and devices using the GaN substrate 1, it becomes possible to manufacture elements and devices anywhere on the surface 2 of the GaN substrate 1, and the GaN substrate 1 is used over the entire surface 2. I can do it.
  • the dislocation density per 1 cm 2 of the surface 2 of the GaN substrate 1 is desirably 3.0 ⁇ 10 7 or more and 5.0 ⁇ 10 7 or less.
  • the epitaxial growth of the GaN substrate proceeds and the GaN substrate 1 is formed thick, whereby a self-supporting GaN substrate is obtained.
  • the “self-supporting substrate” or “self-supporting substrate” in the present invention refers to a substrate not only capable of holding its own shape but also having a strength that does not cause inconvenience in handling.
  • the thickness of the substrate is preferably 0.2 mm or more.
  • the upper limit of the thickness of the self-supporting substrate is preferably 1 mm or less.
  • the dislocation density per 1 cm 2 of the surface 2 of the GaN substrate 1 is preferably 0.9 ⁇ 10 7 or more and 1.5 ⁇ 10 7 or less.
  • the dislocation density per 1 cm 2 of the surface 2 is 0.9 ⁇ 10 7 or more and 1.5 ⁇ 10 7 or less.
  • the dislocation density on the surface 2 can be substantially uniformed regardless of the thickness.
  • the conductivity type of the GaN substrate 1 should be appropriately controlled according to the target element or device, and cannot be determined uniformly.
  • Examples of conductivity types applicable to elements and devices include n-type doped with Si, S, O, etc., p-type doped with Mg, Zn, etc., In-GaN, Fe-Cr, etc.
  • the absolute value of the carrier concentration of the GaN substrate 1 should be appropriately controlled according to the target element or device, and therefore cannot be determined uniformly.
  • the front surface of the GaN substrate 1 is lapped, polished, and subjected to CMP processing.
  • the back surface of the GaN substrate 1 is lapped and / or polished.
  • the front lapping and polishing are mainly applied to achieve a flat substrate shape, and the back lapping is mainly applied to achieve a desired thickness t.
  • the front surface is the surface 2 and has a substantially uniform dislocation density distribution. Therefore, the back surface may have a higher dislocation density than the front surface, and the distribution of dislocation density may not be substantially uniform on the back surface.
  • the surface 2 is preferably a flat mirror surface, and the surface roughness Ra of the surface 2 is preferably such that an element or device can be formed.
  • the front surface of the GaN substrate 1 is preferably a (0001) Group 3 surface. This is because GaN-based crystals are highly polar and the group 3 surface is more chemically and thermally stable than the group 5 surface (nitrogen surface), making it easier to fabricate elements and devices.
  • a single crystal substrate is prepared as a base substrate for epitaxial growth used for manufacturing a GaN substrate according to the present invention.
  • the material of the base substrate any known single crystal material capable of forming an amorphous portion by laser irradiation can be used.
  • Si, GaAs, quartz, or SiC can be particularly preferably used.
  • quartz or glass may be used.
  • a sapphire single crystal substrate is particularly preferable because it is stable even in a high temperature range of 1000 ° C. or higher, which is the growth temperature of GaN crystals, and does not react with H 2 , NH 3 , or HCl, which are source gases or atmospheric gases for GaN crystal growth. .
  • a single crystal substrate having at least one surface mirror-polished is used.
  • the GaN substrate is grown on the mirror-polished surface side in the subsequent epitaxial growth step.
  • a single crystal substrate whose both surfaces are mirror-polished may be used, and any one of the surfaces can be arbitrarily used as a growth surface of the GaN substrate. This polishing may be performed so that one surface for crystal growth is smooth to the extent that it can be epitaxially grown.
  • the surface roughness Ra be 0.1 nm or less. Further, it is assumed that there are no cracks.
  • the crystal growth surface of the GaN substrate is preferably a C plane.
  • the present invention is not limited to the C surface, and surfaces other than the C surface such as the R surface, the M surface, and the A surface can be used.
  • the shape of the single crystal substrate in the planar direction is not particularly limited, and may be, for example, a square shape, etc., but a circular shape is preferable from the viewpoint of easy use in the manufacturing process of various known elements such as LED elements, in particular, It is preferably a circular shape provided with an orientation flat surface.
  • the diameter of the single crystal substrate is preferably 50 mm or more, more preferably 75 mm or more, from the viewpoint of increasing the size. It is still more preferable that it is above.
  • the upper limit of the diameter is not particularly limited, but is preferably 300 mm or less from a practical viewpoint.
  • the surface of the single crystal substrate has a surface area of at least 2 cm 2 . More preferably, it has a surface area of more than 15 cm 2 from the viewpoint of enlargement.
  • the thickness of the single crystal substrate is preferably 5.0 mm or less, more preferably 3.0 mm or less, and further preferably 2.0 mm or less.
  • the lower limit of the thickness is not particularly limited, but is preferably 0.05 mm or more and more preferably 0.1 mm or more from the viewpoint of ensuring the rigidity of the single crystal substrate.
  • the shape of the single crystal substrate is a circular shape or a circular shape provided with an orientation flat surface
  • the thickness is preferably 0.3 mm or more, and the diameter exceeds 150 mm. In some cases, the thickness is preferably 0.5 mm or more.
  • GaN substrate manufacturing method is applied not only when a different substrate is used as a base substrate, but also when a GaN substrate is used as the base substrate.
  • the method for producing a GaN substrate of the present invention includes a single crystal substrate, an amorphous portion formed in the thickness direction of the single crystal substrate by laser irradiation to the single crystal substrate, and a GaN crystal formed on one side of the single crystal substrate And a GaN substrate.
  • a single crystal substrate in which one surface serving as a growth surface is a polishing surface
  • laser irradiation to the single crystal substrate is performed through the polishing surface.
  • the surface of the single crystal substrate on the laser irradiation side is in a mirror state. In order to make the laser-irradiated surface into a mirror state, for example, mirror polishing can be performed.
  • amorphous is defined as a portion that is amorphous and does not have a crystal structure completely. Further, the “amorphous portion” refers to a part of a single crystal substrate made of amorphous, which is formed by locally heating a partial region inside the thickness direction of the single crystal substrate.
  • this amorphous portion As a method for forming this amorphous portion, a method of irradiating the laser 5 from the laser irradiation device 4 to the single crystal substrate 3 as shown in FIG. 4 is used. In this case, due to multiphoton absorption of atoms present in the laser irradiated region, the region is locally heated, and some modification such as a change in crystal structure or crystallinity occurs in the surrounding region. Thus, the amorphous portion 6 is formed. That is, the GaN substrate 1 according to the present invention is manufactured through at least the process of forming the amorphous portion 6 in the thickness d direction of the single crystal substrate 3 by laser irradiation on the single crystal substrate 3.
  • laser irradiation may be performed under any irradiation conditions as long as the amorphous portion 6 can be formed inside the single crystal substrate 3, but energy can be concentrated within a short time width. From the viewpoint that a high peak output can be obtained, it is preferable to use a pulsed laser that emits laser light intermittently and within the ranges shown in 1) and 2) below. 1) Laser wavelength: 200nm to 5000nm 2) Pulse width: femtosecond order to nanosecond order (1 fs to 1000 ns)
  • the laser wavelength and the pulse width are the light transmittance / light absorption due to the material of the single crystal substrate 3 to be irradiated with the laser, and the size / pattern accuracy of the amorphous portion 6 formed in the single crystal substrate 3. It is appropriately selected in consideration of a laser device that can be used practically. However, in laser irradiation, it is particularly preferable to select the irradiation conditions shown in A and B below.
  • the irradiation condition A a laser having a shorter wavelength than the irradiation condition B is used. For this reason, when laser irradiation is performed under the same conditions other than the laser wavelength and the pulse width, the laser processing time can be shortened in the irradiation condition A than in the irradiation condition B.
  • the wavelength of the laser to be used is a wavelength longer than the absorption edge wavelength of the single crystal substrate 3 to be irradiated with the laser.
  • the irradiation condition B can be used.
  • ⁇ Pulse width 50ns to 200ns
  • Repetition frequency 10kHz to 500kHz
  • Irradiation energy 3 ⁇ J-30 ⁇ J
  • Laser spot size 0.5 ⁇ m to 4.0 ⁇ m
  • Sample stage scanning speed 50 mm / s to 1000 mm / s (more preferably 100 mm / s to 1000 mm / s)
  • the laser irradiation to the single crystal substrate 3 is performed in a state where the single crystal substrate 3 is fixed to a sample stage (not shown). Fixing is preferably performed so that the warp of the single crystal substrate 3 can be corrected, for example, by vacuum suction or the like. Then, a laser 5 is irradiated by a laser irradiation device 4 from the mirror surface side of the single crystal substrate 3 fixed to the sample stage. At this time, the laser 5 is condensed inside the single crystal substrate 3 in the thickness d direction, and the laser irradiation device 4 and the single crystal substrate 3 are relatively moved in the horizontal direction, whereby a spot-like amorphous portion is obtained. 6 is formed in a continuous line shape.
  • the spot-like amorphous portion 6 is formed only in the portion irradiated with the laser 5 instantaneously, and the size thereof depends on the spot size of the laser 5, the laser intensity, and the pulse width.
  • the spot size, laser power, pulse width, and the like of the laser 5 the size and the degree of modification of the amorphous portion 6 with respect to the planar direction and thickness direction of the single crystal substrate 3 can be controlled.
  • the length of the spot-like amorphous portion 6 formed in a line shape is determined by the relative movement speed of the laser irradiation device 4 with respect to the single crystal substrate 3 (for example, when the sample stage is movable, the sample stage is scanned). Speed) and the repetition frequency of the laser 5 are appropriately selected, and the plurality of amorphous portions 6 in the plane direction of the single crystal substrate 3 can be controlled at intervals.
  • a pattern of at least one kind of amorphous portion 6 constituting the amorphous portion 6 is formed at a desired position in the thickness direction of the single crystal substrate 3.
  • the single crystal substrate 3 may be warped by forming the amorphous portion 6 in a region on one side half in the thickness d direction. Further, by forming a total of two amorphous portions 6 in each of the upper and lower half side regions in the thickness d direction, the amorphous portion 6 is formed in a single layer, so that, for example, as shown in FIG. Can also be formed. Furthermore, as shown in FIG. 6, by forming the amorphous portion 6 in the central region in the thickness d direction, it can be said that the single crystal substrate 3 is not warped before and after the amorphous portion 6 is formed.
  • FIG. 8 is a plan view showing an example of the arrangement pattern shape of the amorphous portions 6 with respect to the planar direction of the single crystal substrate 3.
  • the planar shape of the single crystal substrate 3 is a circular shape having an orientation flat surface.
  • 2 shows an example of the arrangement pattern shape of the amorphous portion 6 in FIG.
  • the arrangement pattern shape of the amorphous portion 6 is, for example, a stripe shape in which a plurality of linear patterns are formed perpendicularly or parallel to the orientation flat surface of the single crystal substrate 3 (FIG. 8A, FIG. 8 (b)) is exemplified.
  • the width W shown in FIG. 8A represents the pitch between lines.
  • FIG. 8A represents the pitch between lines.
  • FIG. 8 (c) a lattice shape combining the linear patterns of FIG. 8 (a) and FIG. 8 (b), or a linear pattern as shown in FIG. 8 (d).
  • the regular hexagons of the same size are regularly arranged such that all six vertices of the regular hexagon are always overlapped with any one of the regular hexagons adjacent to the regular hexagon.
  • the linear pattern in FIG. 8D is composed of a linear pattern perpendicular to the orientation flat surface and linear patterns of 30 ° and 150 ° with respect to the orientation flat surface.
  • the pitch W between the plurality of linear patterns is preferably in the range of 50 ⁇ m to 2000 ⁇ m (0.05 mm to 2 mm), and more preferably in the range of 100 ⁇ m to 1000 ⁇ m (0.1 mm to 1 mm).
  • the pitch W to 50 ⁇ m or more it is possible to suppress an increase in the time required for laser processing more than necessary, and by setting the pitch W to 2000 ⁇ m or less, the warp of the single crystal substrate 3 can be corrected more reliably.
  • the length 7 of the amorphous portion 6 with respect to the thickness d direction of the single crystal substrate 3 is determined depending on the spot size of the laser 5, the irradiation energy (laser power / repetition frequency), and the pulse width, and usually several ⁇ m. Within the range of tens of ⁇ m.
  • the growth method of the GaN crystal is not particularly limited, and a known method can be used.
  • the growth method include a liquid phase film formation method such as a plating method, but a vapor phase film formation method such as a sputtering method or a CVD method (Chemical Vapor Deposition) is preferably used. Further, it is more preferable to use a vapor phase film forming method such as MOVPE method, HVPE method, MBE method (Molecular BeamyEtaxy). Note that the epitaxial growth includes homoepitaxial growth and heteroepitaxial growth including the same composition or mixed crystal.
  • FIG. 9 is a schematic explanatory view showing an epitaxial growth process of a GaN crystal.
  • a sapphire substrate is used as the underlying single crystal substrate 3, and the sapphire substrate is first thermally cleaned (FIG. 9 (a)), and then the sapphire substrate is nitrided to bring the sapphire substrate to near room temperature. After cooling to about 25 ° C, air exposure was performed. Next, the low temperature buffer layer 8 is grown (FIG. 9B). Subsequently, a GaN crystal 9 is grown (FIG. 9 (c)). After the growth of the GaN crystal 9, the single crystal substrate 3 and the GaN crystal 9 are cooled to near room temperature (about 25 ° C.).
  • the GaN substrate 1 By separating the GaN crystal 9 thus obtained as a self-supporting GaN substrate 1 from the single crystal substrate 3 as a base substrate, the GaN substrate 1 can be obtained without using a complicated process such as mask formation. . In consideration of the case of obtaining a self-supporting GaN substrate 1 after being separated from the base substrate after the growth of the GaN crystal, it is preferable to use the HVPE method having a high crystal growth rate as the growth method of the GaN crystal.
  • the growth rate, morphology, and crystal quality of the GaN crystal may be selectively optimized by appropriately selecting the NH 3 flow rate, the HCl flow rate, and the growth temperature.
  • Dislocations propagating in the growth direction during the growth of the GaN crystal have a high density at the bottom of the GaN crystal (that is, near the interface with the single crystal substrate 3 or in the case of FIG. 9 near the interface with the low temperature buffer layer 8). Occurs. However, as the growth of GaN crystals progresses, collisions between dislocations naturally occur with the progress, and the collided dislocations disappear. If dislocations accumulate, dislocations that collide with each other disappear, or dislocation loops are formed and the progress in the thickness t direction stops, so that the dislocation density can be reduced.
  • the single crystal substrate 3 is separated from the GaN crystal 9 and removed. Separation of the GaN crystal 9 and the single crystal substrate 3 can be performed by an arbitrary method. The removal of the single crystal substrate 3 can be performed by removing the single crystal substrate 3, removing a part or all of the single crystal substrate 3, removing including the low-temperature buffer layer 8, or adjacent to all of the single crystal substrate 3 and the single crystal substrate 3. Removal of a part of the GaN crystal may be included. Examples of the separation method include mechanical grinding, chemical etching, interface decomposition, interface destruction (for example, laser lift-off, etc.), or any method suitable for a specific single crystal substrate 3 material.
  • Laser lift-off means that the single crystal substrate 3 is transmitted through but is irradiated with high-power ultraviolet laser light having a wavelength that is absorbed by the GaN crystal from the single crystal substrate side to melt near the interface with the GaN crystal. It is a method of separating. In addition, physical etching using a charged beam or a neutral beam may be performed.
  • the front surface of the GaN substrate 1 is lapped and / or polished.
  • the surface 2 that is the front surface of the GaN substrate 1 is preferably a flat mirror surface.
  • the reason for this is that the surface of the as-growth GaN substrate has a large number of large irregularities such as hillocks and minute irregularities. These are the morphology and film when the epitaxial layer is grown on the surface 2. This is because not only the thickness, the composition, etc. are not uniform, but also the exposure accuracy of the photolithography process is lowered in the manufacturing process of elements and devices.
  • the depth of the surface layer of the GaN crystal before mirror polishing should be a depth obtained by adding at least the constant thickness and the mirror polishing allowance.
  • the surface of the GaN substrate obtained as described above was confirmed by a CL image, as shown in FIG. 2 or FIG. 3, dislocations occurred over the entire surface of the GaN substrate, but the entire surface of the GaN substrate was observed. It was confirmed that the distribution of dislocation density throughout was substantially uniform. Note that the thickness t of the GaN substrate in FIG. 2 was 50 ⁇ m, and the dislocation density per 1 cm 2 of the surface was 4.7 ⁇ 10 7 . On the other hand, the thickness t of the GaN substrate in FIG. 3 was 200 ⁇ m, and the dislocation density per 1 cm 2 of the surface was 1.0 ⁇ 10 7 .
  • the dislocation density distribution of the GaN crystal can be formed substantially uniformly without using a mask or the like on the GaN crystal growth surface of the base substrate. Therefore, the manufacturing process can be simplified and the cost can be reduced.
  • the thickness t can be increased without using the selective growth method, uniform dislocation annihilation occurs as the growth thickness increases, and the distribution of dislocation density becomes substantially uniform.
  • a GaN crystal is grown on one side of the single crystal substrate 3 in which the amorphous portion 6 is formed inside, the principle of why the critical thickness causing cracks can be increased is unknown.
  • Etc. by forming the GaN crystal through the laser irradiation process inside the single crystal substrate which is the base substrate, the thickness of the GaN crystal formed on the base substrate surface is greatly reduced to a practical, that is, self-supporting thickness It was found for the first time that it could be increased.
  • the amorphous portion 6 is provided in a plurality of linear patterns, the pitch W between the patterns is 0.5 mm, and the volume ratio of the total volume of the amorphous portion 6 to the volume of the single crystal substrate 3 is 0.10.
  • the volume ratio is set to 0.10% or 0.20% in two ways is that 0.10% is the volume ratio when an amorphous part is formed as shown in FIG. 5 or FIG. 6, for example, and 0.20% is the figure. This is because the volume ratio in the case where two amorphous portions are formed as shown in FIG.
  • the volume ratio of the total volume of the amorphous portion 6 to the volume of the single crystal substrate 3 is set to 0.05% or 0.10%, so that the GaN crystal It becomes possible to form the dislocation density distribution substantially more uniformly.
  • the reason why the volume ratio is set to 0.05% or 0.10% in two ways is that 0.05% is the volume ratio when an amorphous portion is formed as shown in FIG. 5 or FIG. This is because the volume ratio in the case where two amorphous portions are formed as shown in FIG.
  • a sapphire single crystal substrate having a single layer GaN crystal formed on one side was prepared by the following procedure. First, a sapphire single crystal substrate is irradiated with laser from the GaN crystal non-growth surface side, and approximately 1500 amorphous portions are formed at a pitch of 100 ⁇ m in the linear pattern shown in FIG. A single crystal substrate was produced. Further, two amorphous portions were formed in the thickness direction of the sapphire single crystal substrate, and the length of each amorphous portion was 50 ⁇ m.
  • a circular sapphire single crystal substrate with an orientation flat surface (diameter: 2 inches (50 mm), thickness: 430 ⁇ m) was used.
  • the sapphire single crystal substrate has one surface mirror-polished and has a surface roughness Ra of 0.1 nm.
  • the GaN crystal is formed with this mirror-polished one surface as the growth surface.
  • One side was set to C side.
  • the non-growth surface of the single crystal substrate was mirror polished.
  • the sapphire single crystal substrate was fixed by vacuum adsorption with the surface on which the GaN crystal is formed as the lower surface side.
  • an amorphous portion was formed by performing laser irradiation under the following irradiation conditions from the GaN crystal non-growth surface side.
  • the sapphire single crystal substrate was fixed on the sample stage so that the vertical scanning direction of the sample stage coincided with the orientation flat of the sapphire single crystal substrate.
  • the sample stage was scanned in the vertical direction and the horizontal direction with respect to the laser irradiation apparatus, and an amorphous portion was formed so as to have a linear pattern with respect to the planar direction of the sapphire single crystal substrate.
  • ⁇ Laser wavelength 1048 nm
  • Pulse width 1000fs or less
  • Repetition frequency 100kHz
  • Irradiation energy 3 ⁇ J
  • Laser spot size 4 ⁇ m
  • Scanning speed of sample stage 400mm / s
  • a GaN crystal was formed in a single layer structure on the growth surface of the sapphire single crystal substrate.
  • the specific growth conditions are as follows, and the processes were performed in the order of (1) to (5) shown below.
  • (2) Nitriding treatment Nitriding treatment was performed at a substrate temperature of 1050 ° C. for about 240 seconds, and the sapphire substrate was cooled to near room temperature and then exposed to the atmosphere.
  • FIG. 10 shows an appearance photograph of the obtained GaN substrate.
  • FIG. 10 shows an appearance photograph of the obtained GaN substrate.
  • FIG. 10 in the case of a GaN substrate grown using a sapphire single crystal substrate having an amorphous portion formed therein, no cracks were observed even with a thickness of 200 ⁇ m. Therefore, it was found that the effect of high yield can be obtained.
  • the dislocation density and distribution per cm 2 on the surface of the GaN substrate in FIG. 10 are expressed as 8 locations on the surface of the GaN substrate (2 locations near the center of the GaN substrate, 3 locations near the periphery of the GaN substrate, 3 ) ⁇ 0.99 ⁇ 10 7 , 0.99 ⁇ 10 7 , 1.0 ⁇ 10 7 , 1.1 ⁇ 10 7 , 1.2 ⁇ 10 7 , 1.2 ⁇ 10 7 , 1.3 ⁇ 10 7 , and 1.5 ⁇
  • the result was 10 7 . Therefore, it was confirmed that the dislocation density was reduced while maintaining a substantially uniform distribution with the thickness to be grown.
  • a comparative example will be described.
  • an amorphous portion was not formed on the sapphire single crystal substrate, and a GaN crystal was formed in a single layer structure on the growth surface of such a sapphire single crystal substrate.
  • the same operating conditions as in the examples were set except that the amorphous part was not formed and the thickness of the GaN crystal to be grown was changed to 10 to 20 ⁇ m.
  • FIG. 11 shows a photograph of the GaN crystal obtained in the comparative example. As shown in FIG. 11, when a GaN crystal was grown on a sapphire substrate with no amorphous part formed, the GaN crystal was shattered into pieces with a thickness of 10 to 20 ⁇ m due to strain generated during cool-down.

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Abstract

【課題】転位密度の分布が実質的に均一なGaN結晶から成るGaN基板を、複雑な工程を用いることなく簡単に低コストで、且つ高歩留まりで製造できる技術を提供する。 【解決手段】単結晶基板の内部にレーザを照射して、単結晶基板の内部にアモルファス部分を形成し、次に、単結晶基板の片面にGaN結晶を形成してGaN基板を作製する。作製されたGaN基板の表面の全面に亘る転位密度の分布は、実質的に均一である。アモルファス部分は単結晶基板の平面方向に対して直線状の複数のパターンで設けられ、各パターン間のピッチが0.5ｍｍの場合は、単結晶基板の体積に対してアモルファス部分の総体積が占める体積比は0.10%又は0.20%であり、各パターン間のピッチが1.0ｍｍの場合は、単結晶基板の体積に対してアモルファス部分の総体積が占める体積比は0.05%又は0.10%である。

Description

ＧａＮ基板及びＧａＮ基板の製造方法
　本発明は、GaN基板及びGaN基板の製造方法に関するものである。
　発光ダイオード（LED：Light Emitting Diode）素子を構成する窒化ガリウム（GaN）結晶は、有機金属気相成長法（MOVPE：Metal-Organic Vapor Phase Epitaxy）、ハイドライド気相成長法（HVPE：Hydride Vapour Phase Epitaxy）等の気相成長法を用いて、下地基板上にエピタキシャル成長を行うことにより得られる。
　しかしサファイア基板等を下地基板として用いるとヘテロエピタキシャル成長法となり、下地基板とGaN結晶の格子定数が整合しないため、良質のGaN結晶をエピタキシャル成長により得ることは困難であり、GaN結晶中には多くの結晶欠陥が含まれていた。結晶欠陥は素子特性の向上を阻害する原因となるので、これまでGaN結晶中の結晶欠陥を低減する検討が行われてきた。結晶欠陥が少ないGaN結晶を得る方法として、選択成長法がある。
　選択成長法は下地基板上に薄いGaN結晶を成長させた後、一度GaN結晶の成長を中断し、SiO2などから成るマスクを使用して下地基板上にパターニングを施し、再度GaN結晶を成長させる際に、成長部分と非成長部分とを設ける方法である。マスクによって転位の伝搬を止めることができ、またGaN結晶の横方向成長によって転位を曲げることも出来る。この為、GaN結晶の成長厚さが薄くとも、転位密度が低減されたGaN結晶を得ることが可能となる。更にGaN結晶の成長厚さが薄くなることにより、GaN結晶成長におけるクラック発生頻度を抑えることも出来る。このような選択成長法としてはELOG（Epitaxial Lateral OverGrowth）法、FACELO（Facet-Controlled ELO）法、VAS（Void-Assisted Separation）法、及びDEEP（Dislocation Elimination by the Epitaxial growth with inverse-pyramidal Pits）法などが報告されている（例えば、FACELO法に関しては非特許文献１参照）。
　また、ヘテロエピタキシャル成長法の下地基板とGaN結晶との熱膨張係数も異なるため、ヘテロエピタキシャル成長後のクールダウン時に歪みが生じ、この歪みによって成長したGaN結晶及び下地基板には反りが発生する。GaN結晶が物理的に反れる量には限界があるため、最終的に反りが臨界値に達した時点でGaN結晶は粉々に砕けてしまう。LED素子などの数μｍ程度の厚みの場合では臨界値に達することは無いが、バルクGaN基板の製造を目的とした場合、成長させなければならないGaN結晶の厚みは臨界値を大きく上回ってしまう。このような反りによる歪みに対する方法として、セルフセパレーション法がある。
　セルフセパレーション法は、エピタキシャル成長したGaN結晶と下地基板を、自然分離する方法である。GaN結晶の成長が完了し室温へ冷却する際に発生する応力を利用して下地基板とGaN結晶を分離させる技術が報告されており、ナノペンデオ（Nano Pendeo）法等が挙げられる。分離のためには冷却時に応力が作用しやすい物理的に弱い部分を作製する必要がある。ナノペンデオ法ではエピタキシャル成長初期のGaN薄膜結晶にナノパターニングとエッチングを行って、例えばナノスケールのニードルを形成し、そのニードル上にバルク体のGaN結晶を再成長させる。GaN結晶の再成長時に、下地基板とGaN結晶との間に、ニードル高さ分の隙間を残しておくことで、応力がかかった際にニードルが折れ、下地基板とGaN結晶を分離させることが可能となる（例えば、ニードルによるセルフセパレーション法に関しては、特許文献１参照）。
Yoshiaki HONDA, Transmission Electron Microscopy Investigation of Dislocations in GaN Layer Grown by Facet-Controlled Epitaxial Lateral Overgrowth, (2001)
特表２００９－５２２８２２
　しかしながら選択成長法で得られるGaN結晶は、転位密度の分布が不均一になるという課題がある。GaN結晶の成長時に転位の伝搬をマスクで止める、転位を曲げる、転位を特定の部分に集める等行っているため、低転位密度の分布はGaN結晶全面で均一とは成らず、局部に集中し不均一となる。このようなGaN結晶から成るGaN基板を使用するデバイスの作製工程では、GaN基板の特定部分しか使用できずGaN基板全面に亘って使用することが出来ないので、GaN基板全体の使用可能な範囲が低減してしまう。またGaN結晶の成長を一度中断し、フォトリソグラフィなどでマスクのパターニングなどを行う必要があるため、コストが掛かる方法であった。
　またセルフセパレーション法においても、ナノスケールのニードル作製の為に、ナノインプリントなどの技術を必要とするためコストが掛かる。更にナノパターニング用のマスクが必要となり、そのマスクを作製するためにナノインプリント技術が必要となるため、製造工程が複雑かつ高価となる。
　また、セルフセパレーション法は100％確実に分離が達成できるわけでない。ナノパターニングなどが下地基板全面に均一に施されている必要性があるが、リソグラフィのパターニング技術ではパターンロスが少なからず発生する。そのパターンロス部分ではセルフセパレーションのための応力付加が作用しない為、そのパターンロス部分を起点としてクラックが生じる場合がある。このため歩留まり低減を引き起こす。
　このように、従来技術は転位密度の分布の不均一化、GaN結晶又はGaN基板の製造工程の複雑化、高コスト化、歩留まりの低減といった点で課題が有った。
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、転位密度の分布が実質的に均一なGaN結晶から成るGaN基板を、複雑な工程を用いることなく簡単に低コストで、且つ高歩留まりで製造できる技術を提供することを課題とする。
　前記課題は、以下の本発明により達成される。即ち、
　（１）本発明のGaN基板は、GaN結晶から成るGaN基板であり、GaN基板の表面の全面に亘る転位密度の分布が、実質的に均一であることを特徴とする。
　（２）本発明のGaN基板の製造方法は、単結晶基板の内部にレーザを照射して、単結晶基板の内部にアモルファス部分を形成し、
　次に、単結晶基板の片面にGaN結晶を形成してGaN基板を作製することを特徴とする。
　（３）本発明のGaN基板の製造方法の一実施形態は、アモルファス部分が、単結晶基板の平面方向に対して直線状の複数のパターンで設けられ、
　各パターン間のピッチが0.5ｍｍであり、
　単結晶基板の体積に対してアモルファス部分の総体積が占める体積比が、0.10%又は0.20%であることが好ましい。
　（４）本発明のGaN基板の製造方法の他の実施形態は、アモルファス部分が、単結晶基板の平面方向に対して直線状の複数のパターンで設けられ、
　各パターン間のピッチが1.0ｍｍであり、
　単結晶基板の体積に対してアモルファス部分の総体積が占める体積比が、0.05%又は0.10%であることが好ましい。
　請求項１記載の発明（即ち、前記（１）の発明）に依れば、如何なる厚さであっても各々の厚さにおいてGaN基板の表面で局部的な転位密度の分布が防止され、GaN基板１の表面での転位密度の実質的な均一化が達成される。従って、GaN基板を使用する素子やデバイスの作製工程において、GaN基板の表面の何処ででも素子やデバイスを作製することが可能となり、GaN基板をその表面の全面に亘って使用することが出来る。
　更に、請求項２記載の発明（即ち、前記（２）の発明）に依れば、下地基板のGaN結晶成長面にマスクなどを使わずとも、GaN結晶の転位密度分布を実質的に均一に形成することが可能となるので、製造工程を簡素化且つ低コスト化することが出来る。更に、GaN結晶へのクラック発生を防止して、GaN結晶を高歩留まりで製造することも可能となる。
　更に、請求項３又は４記載の発明（即ち、前記（３）又は（４）の発明）に依れば、請求項２記載の発明の効果に加えて、GaN結晶の転位密度分布を更に実質的に均一に形成することが可能となる。
本実施形態に係るGaN基板の一例を示す斜視図である。 本実施形態に係るGaN基板の表面における、転位の分布を示すCL像の一例である。 本実施形態に係るGaN基板の表面における、転位の分布を示すCL像の他の例である。 本実施形態の単結晶基板へのレーザ照射工程の一例を示す、模式説明図である。 アモルファス部分を厚さ方向において片面側半分の領域に形成した、本実施形態の単結晶基板へのレーザ照射工程の他の例を示す、模式説明図である。 アモルファス部分を厚さ方向の中央領域に形成した、本実施形態の単結晶基板へのレーザ照射工程の他の例を示す、模式説明図である。 アモルファス部分を厚さ方向に亘って上下半分ずつの片側領域にそれぞれ一層ずつ計二層形成した、本実施形態の単結晶基板へのレーザ照射工程の他の例を示す、模式説明図である。 単結晶基板の平面方向に対するアモルファス部分の配置パターン形状の一例を示す平面図である。ここで図８(a)は、直線状の複数のパターンを、単結晶基板のオリフラ面に対して垂直に形成したストライプ形状を示す平面図であり、図８(b)は、直線状の複数のパターンを、単結晶基板のオリフラ面に対して水平に形成したストライプ形状を示す平面図であり、図８(c)は、図８(a)および図８(b)に示すパターンを組み合わせた格子形状を示す平面図であり、図８(d)は、同一サイズの複数の正六角形を、正六角形の６つの頂点全てが当該正六角形に隣接する正六角形のいずれか一つの頂点と必ず重なり合うように規則的に配置した形状を示す平面図である。 GaN結晶のエピタキシャル成長工程を示す模式説明図である。ここで、図９(a)は成長開始前の状態を示す図であり、図９(b)は低温バッファ層を形成した状態を示す図であり、図９(c)はGaN結晶を形成した状態を示す図である。 本実施例に係るGaN基板の外観写真である。 比較例に係るGaN結晶の写真である。
　以下、図１～図３を参照して、本発明に係る窒化ガリウム（GaN）基板を詳細に説明する。本発明に係るGaN基板の平面方向の形状は特に限定されるものではなく、例えば方形等でもよいが、例えばLED素子などの公知の各種素子の製造工程での使用が容易という観点から円形状が好ましく、特に図１に示すようにオリフラ面（オリエンテーションフラット面）が設けられた円形状であることが好ましい。
　GaN基板１の形状が円形状またはオリフラ面が設けられた円形状である場合、大型化という観点からGaN基板１の直径は50ｍｍ以上であることが好ましく、75ｍｍ以上であることがより好ましく、150ｍｍ以上であることが更に好ましい。なお、直径の上限値は特に限定されないが、実用上の観点から300ｍｍ以下が好ましい。
　従って、GaN基板１の表面２は、少なくとも２ｃｍ2の表面積を有する。更に大型化という観点からより好ましくは、15ｃｍ2を超える表面積を有する。
　また、GaN基板１の厚さtは任意に設定可能であるが、5.0ｍｍ以下であることが好ましく、3.0ｍｍ以下であることがより好ましく、2.0ｍｍ以下が更に好ましい。厚さtの下限値は特に限定されないが、GaN基板１の剛性を確保する観点から0.05ｍｍ以上であることが好ましく、0.1ｍｍ以上であることがより好ましい。
　GaN基板１は、窒化ガリウム（GaN）結晶から成り、GaN単結晶がより好ましい。更に、クラックが無いものとする。
　一方で、図２、図３より本発明に係るGaN基板は、基板表面の全面に亘って転位が発生していることを許容する。しかしながらGaN基板の表面の全面に亘る転位密度の分布が、実質的に均一であることを特徴とする。
　ここで本発明において、「転位密度」とは、GaN基板１の表面２に到達している、表面２の単位面積当たりの転位線の数を指すものとする。転位線は目視では判別できないが、透過型電子顕微鏡（TEM：Transmission Electron Microscope）、原子間力顕微鏡（AFM：Atomic Force Microscope）、或いはカソードルミネッセンス（CL：Cathode Luminescence）像で測定することにより検出することが出来る。或いは、加熱した燐酸と硫酸の混合液にGaN基板１の表面２を浸漬することで、転位に対応するエッチピットを生じさせることが出来る。このエッチピットの分布をTEM、AFM、或いはCL像で測定して、転位を検出しても良い。
　更に本発明において、「実質的に均一」とは、GaN基板１の表面２の全面に亘って転位密度の分布が発生しており、且つ表面２に転位がランダムで均一に分布していて、表面２の如何なる１ｃｍ2当たりの転位密度の分布を計測しても、一定の数値範囲に収まることを指す。従って本発明では、GaN基板１の表面２上の位置によらず転位密度の分布が完全に一定であることを指すものではなく、あくまで表面２の如何なる１ｃｍ2当たりの転位密度の分布を計測しても、一定の数値範囲に収まることを指すものである。ここで、一定の数値範囲とは、製造する素子やデバイス、及びそれらの製造工程により各々で決まるため、一律には決められない。
　GaN基板１の転位密度の絶対値は、低ければ低いほど良いが、その上限値は作製する素子やデバイスにより異なり、一律に決めることは出来ない。例えば発光素子の場合、目的とする発光素子の発光波長が短くなるほど、低転位密度のGaN基板が要求される。また、LED素子よりもレーザダイオード（LD：Laser Diode）の方が、より転位密度の低い基板が要求されるという違いがある。
　以上のように、本発明のGaN基板１に依れば、如何なる厚さであっても各々の厚さtにおいてGaN基板１の表面２で局部的な転位密度の分布が防止され、GaN基板１の表面２での転位密度の実質的な均一化が達成される。従って、GaN基板１を使用する素子やデバイスの作製工程において、GaN基板１の表面２の何処ででも素子やデバイスを作製することが可能となり、GaN基板１をその表面２の全面に亘って使用することが出来る。
　なお、GaN基板１と異なる結晶の下地基板を用いたGaN基板成長の初期段階では、下地基板とGaN基板のヘテロエピタキシャル成長界面で多数の転位が発生する。従って、GaN基板１の厚さtが50μｍ（0.05ｍｍ）の場合は、GaN基板１の表面２の１ｃｍ2当たりの転位密度は3.0×107以上5.0×107以下であることが望ましい。
　更に、GaN基板のエピタキシャル成長が進行し、GaN基板１が厚く形成されることで、自立したGaN基板が得られる。ここで本発明における「自立した基板」又は「自立基板」とは、自らの形状を保持できるだけでなく、ハンドリングに不都合が生じない程度の強度を有する基板を指す。このような強度を有するためには、基板の厚さは0.2ｍｍ以上とするのが好ましい。また素子やデバイス形成後の劈開の容易性等を考慮して、自立基板の厚さの上限は１ｍｍ以下とするのが好ましい。
　自立基板が得られる程度までGaN基板のエピタキシャル成長が進行すると、その進行に伴い転位どうしの衝突が自然に発生し、衝突した転位どうしは消滅する。従って、自立基板が得られる程度までGaN基板１の厚さtが形成されると、計測される転位密度は前記初期段階よりも減少する。よって、GaN基板１の厚さtが200μｍ（0.2ｍｍ）の場合は、GaN基板１の表面２の１ｃｍ2当たりの転位密度は0.9×107以上1.5×107以下であることが望ましい。
　前述の通り、厚さtが50μｍ（0.05ｍｍ）の場合の、表面２の１ｃｍ2当たりの転位密度は3.0×107以上5.0×107以下となる。従ってt＝50μｍでの転位密度の変動値は、パーセンテージで表すと約167%となる。一方、厚さtが200μｍ（0.2ｍｍ）の場合の、表面２の１ｃｍ2当たりの転位密度は0.9×107以上1.5×107以下となる。t＝200μｍでの転位密度の変動値は、パーセンテージで表すと、やはり約167%となり、t＝50μｍでの転位密度の変動値と一定の数値範囲に収まることが分かる。以上から、本発明のGaN基板１に依れば、如何なる厚さであっても表面２での転位密度の実質的な均一化が達成される。
　GaN基板１の導電型は、目的とする素子やデバイスに合わせて適宜制御すべきであり、一律に決めることは出来ない。素子やデバイスに適用可能な導電型としては、例えばSi、S、O等をドープしたn型や、MgやZn等をドープしたp型、In-GaN、又はFeやCr等をドープしたりｎ型とｐ型のドーパントを同時にドープしたりした半絶縁性が挙げられる。また、GaN基板１のキャリア濃度の絶対値も、目的とする素子やデバイスに合わせて適宜制御すべきであるから、一律に決めることはできない。
　GaN基板１の前面は、ラッピング、研磨、およびCMP加工が施される。一方、GaN基板１の裏面はラッピングかつ／または研磨が施される。前面のラッピングおよび研磨は、主に平坦な基板形状を達成するために施され、裏面のラッピングは、主に所望の厚さtを達成するために施される。前面が表面２となり、実質的に均一な転位密度の分布を有する。従って裏面は前面よりも高い転位密度を有しても良く、転位密度の分布は、裏面では実質的に均一でなくても良い。表面２は平坦な鏡面であることが望ましく、更に表面２の表面粗さRaは、素子やデバイス形成が可能な程度が望ましいので、0.1ｎｍ以下に形成することが好ましい。
　更に、GaN基板１の前面は(0001)の３族面であるのが望ましい。GaN系の結晶は極性が強く、３族面の方が５族面（窒素面）より化学的及び熱的に安定で、素子やデバイスの作製が容易だからである。
　次に、図４～図６を参照して、本発明に係る窒化ガリウム（GaN）基板の製造方法を詳細に説明する。まず、本発明に係るGaN 基板の製造に用いられるエピタキシャル成長用の下地基板として単結晶基板を用意する。下地基板の材質としては、レーザの照射によりアモルファス部分の形成が可能な公知の単結晶材料であれば何れも利用できるが、例えば、サファイア、窒化物半導体、Si、GaAs、水晶、SiC等が挙げられる。後述する照射条件Ａを採用する場合、特にSi、GaAs、水晶またはSiCを好適に用いることが出来る。また、単結晶基板ではなく、石英やガラス等でも良い。
　その中でも特にサファイア単結晶基板は、GaN結晶の成長温度である1000℃以上の高温域でも安定で、GaN結晶成長の原料ガスや雰囲気ガスであるH2やNH3、HClとも反応しないため、好ましい。
　また単結晶基板は少なくとも片面が鏡面研磨されたものが用いられる。この場合、後のエピタキシャル成長工程においてGaN基板は、鏡面研磨された面側に成長形成される。なお、必要に応じて両面が鏡面研磨された単結晶基板を用いても良く、任意に何れか一方の面をGaN基板の成長面として利用できる。この研磨は結晶成長させる片面が、エピタキシャル成長可能な程度まで平滑となるように行われれば良く、目安としては、表面粗さRaが0.1ｎｍ以下に形成することが好ましい。更に、クラックが無いものとする。
　更に、単結晶基板にサファイア基板を用いる場合、GaN基板の結晶成長面として好ましくはC面が挙げられる。しかし、C面に限定されずR面、M面、A面など、C面以外の面も使用可能である。
　単結晶基板の平面方向の形状は特に限定されるものではなく、例えば方形等でもよいが、例えばLED素子などの公知の各種素子の製造工程での使用が容易という観点から円形状が好ましく、特にオリフラ面が設けられた円形状であることが好ましい。 
　単結晶基板の形状が円形状またはオリフラ面が設けられた円形状である場合、大型化という観点から単結晶基板の直径は50ｍｍ以上であることが好ましく、75ｍｍ以上であることがより好ましく、150ｍｍ以上であることが更に好ましい。なお、直径の上限値は特に限定されないが、実用上の観点から300ｍｍ以下が好ましい。
　従って、単結晶基板の表面は、少なくとも２ｃｍ2の表面積を有する。更に大型化という観点からより好ましくは、15ｃｍ2を超える表面積を有する。
　また、単結晶基板の厚さは、5.0ｍｍ以下であることが好ましく、3.0ｍｍ以下であることがより好ましく、2.0ｍｍ以下であることが更に好ましい。厚さの下限値は特に限定されないが、単結晶基板の剛性を確保する観点から0.05ｍｍ以上であることが好ましく、0.1ｍｍ以上であることがより好ましい。なお単結晶基板の形状が、円形状またはオリフラ面が設けられた円形状である場合、直径が50ｍｍ以上150ｍｍ以下のときは、厚さは0.3ｍｍ以上であることが好ましく、直径が150ｍｍを超えるときは、厚さは0.5ｍｍ以上が好ましい。
　なお、GaN結晶から成るGaN基板１を下地基板に用いて、その下地基板の片面に、新たなGaN結晶を成長、形成する方法もある。この場合、理論的にはGaN結晶成長後の冷却時に反りの問題が発生しないが、実際には下地基板と成長により形成されるGaN結晶とでは互いの結晶特性に少なからず差異が生じることが多く、実際には反りが発生する。従って、本発明に係るGaN基板の製造方法は、異種基板を下地基板として用いる場合のみならず、下地基板にGaN基板を用いる場合にも適用される。
　本発明のGaN基板の製造方法は、単結晶基板と、単結晶基板に対するレーザ照射により単結晶基板の厚さ方向の内部に形成されるアモルファス部分、及び単結晶基板の片面に形成されるGaN結晶から成るGaN基板と、を含んでいる。なお、成長面となる片面が研磨面である単結晶基板を用いる場合、単結晶基板に対するレーザ照射は研磨面を通じて行われることが特に好ましい。またレーザ照射を行う場合、単結晶基板のレーザ照射される側の面は鏡面状態であることが特に好ましい。レーザ照射される面を鏡面状態とするためには、例えば、鏡面研磨を実施することができる。
　なお本発明において「アモルファス」とは、非晶質であって結晶構造を完全に有さない部分と定義する。更に「アモルファス部分」とは、単結晶基板の厚さ方向の内部の一部の領域を局所的に加熱することにより形成される、アモルファスから成る単結晶基板の一部を指す。
　このアモルファス部分の形成方法としては、図４に示すように単結晶基板３に対してレーザ照射装置４からレーザ５を照射する方法が用いられる。この場合、レーザ照射された領域に存在する原子の多光子吸収により、当該領域が局所的に加熱され、周囲の領域に対して結晶構造や結晶性の変化等の何がしかの変性が生じることで、アモルファス部分６が形成される。即ち、本発明に係るGaN基板１は、単結晶基板３に対するレーザ照射により、単結晶基板３の厚さd方向の内部にアモルファス部分６を形成する工程を、少なくとも経ることにより製造される。 
－レーザ照射条件－ 
　なおレーザの照射は、単結晶基板３の内部にアモルファス部分６が形成できるのであれば、如何様な照射条件で実施してもよいが、短い時間幅の中にエネルギーを集中させることが出来るため、高いピーク出力が得ることができるという点で、断続的にレーザ光を出すパルスレーザを用いて、下記１）および２）に示す範囲内で実施することが好ましい。１）レーザ波長：200ｎｍ～5000ｎｍ 
２）パルス幅：フェムト秒オーダー～ナノ秒オーダー（１fs～1000ns） 
　ここでレーザ波長やパルス幅は、レーザ照射の対象となる単結晶基板３の材質に起因する光透過性／光吸収性や、単結晶基板３内に形成されるアモルファス部分６のサイズ・パターン精度、実用上利用可能なレーザ装置等を考慮して適宜選択される。しかしながら、レーザ照射に際しては、特に下記Ａ、Ｂに示す照射条件を選択することが好ましい。 
＜照射条件Ａ＞ 
・レーザ波長：200ｎｍ～400ｎｍ 
・パルス幅：ナノ秒オーダー（１ns～1000ns）。なお、より好ましくは、10ns～15ns。
＜照射条件Ｂ＞ 
・レーザ波長：400ｎｍ～2000ｎｍ 
・パルス幅：フェムト秒オーダー～ピコ秒オーダー（１fs～1000ps）。なお、より好ましくは、200fs～800fs。
　なお照射条件Ａでは照射条件Ｂよりも、レーザ波長がより短波長域のレーザを利用する。このため、レーザ波長およびパルス幅以外のその他の条件を同一として、レーザ照射を実施した場合、照射条件Ｂよりも照射条件Ａの方がレーザ加工時間を短縮できる。また、使用するレーザの波長は、レーザ照射の対象となる単結晶基板３の吸収端波長よりも長波長域の波長を選択することが好適である。 
　ここで単結晶基板３がSi基板の場合は、前記照射条件Ｂが利用できる。この場合、レーザ波長以外のその他の条件としては、例えば、実用性や量産性等の観点から、以下に示す範囲内で選択することが好ましい。
・パルス幅：50ns～200ns
・繰り返し周波数：10kHz～500kHz
・照射エネルギー：３μJ～30μJ
・レーザのスポットサイズ：0.5μｍ～4.0μｍ
・試料ステージの走査速度：50ｍｍ/s～1000ｍｍ/s（より好ましくは100ｍｍ/s～1000ｍｍ/s）
　単結晶基板３へのレーザ照射は、単結晶基板３を不図示の試料ステージに固定した状態で実施される。なお固定は、例えば真空吸着等により単結晶基板３の反りを矯正できるように実施することが好ましい。そして、試料ステージに固定された単結晶基板３の鏡面側から、レーザ照射装置４によりレーザ５を照射する。この際、単結晶基板３の厚さd方向の内部にレーザ５を集光させると共に、レーザ照射装置４と単結晶基板３とを水平方向に相対的に移動させることで、スポット状のアモルファス部分６が連続的につながったライン状に形成される。 
　局所的に見るとスポット状のアモルファス部分６は、レーザ５が瞬間的に照射された部分にのみ形成され、その大きさは、レーザ５のスポットサイズ、レーザ強度およびパルス幅に依存する。レーザ５のスポットサイズ、レーザパワー、パルス幅等を適宜選択することで、単結晶基板３の平面方向や厚さ方向に対するアモルファス部分６のサイズや変性度合等を制御できる。また、ライン状に形成されるスポット状のアモルファス部分６の長さは、単結晶基板３に対するレーザ照射装置４の相対的な移動速度（例えば、試料ステージが移動可能な場合は、試料ステージの走査速度）、レーザ５の繰り返し周波数を適宜選択することにより、単結晶基板３の平面方向に対する複数個のアモルファス部分６を間隔的に制御することができる。 
　これらライン状に形成されたアモルファス部分６を複数本組み合わせることで、単結晶基板３の厚さ方向の所望の位置にアモルファス部分６を構成する少なくとも１種類のアモルファス部分６のパターンを形成する。
　アモルファス部分６のパターン形状、形成位置、長さ等の条件を最適化することによって、単結晶基板３全体の応力をコントロールし、単結晶基板の反り形状および／または反り量を精密に制御することができる。図５に示すように、アモルファス部分６を厚さd方向において片面側半分の領域に形成することで、単結晶基板３に反りを形成してもよい。また、アモルファス部分６を厚さd方向に亘って上下半分ずつの片側領域にそれぞれ一層ずつ計二層形成することにより、例えば図７に示すように、反りを解消した平板状の単結晶基板３を形成することも可能となる。更に、図６に示すように、厚さd方向の中央領域にアモルファス部分６を形成することにより、アモルファス部分６の形成前後で単結晶基板３に反りを発生させないということも出来る。
　図８は、単結晶基板３の平面方向に対するアモルファス部分６の配置パターン形状の一例を示す平面図であり、具体的には、単結晶基板３の平面形状がオリフラ面を有する円形状である場合におけるアモルファス部分６の配置パターン形状の一例を示したものである。アモルファス部分６の配置パターン形状は、図８に示すように、例えば直線状の複数のパターンを、単結晶基板３のオリフラ面に対して垂直または平行に形成したストライプ形状（図８(a)、図８(b)）が挙げられる。なお、図８(a)に示す幅Ｗは、ライン間のピッチを表す。又は図８(c)に示すように、図８(a)と図８(b)の直線状のパターンを組み合わせた格子形状や、図８(d)に示すように直線状のパターンを組み合わせて、同一サイズの複数の正六角形を、正六角形の６つの頂点全てが当該正六角形に隣接する正六角形のいずれか一つの頂点と必ず重なり合うように規則的に配置した形状が挙げられる。図８(d)の直線状のパターンは、オリフラ面に対して垂直な直線状のパターンと、オリフラ面に対して30°および150°の直線状のパターンから構成される。
　直線状の複数のパターン間のピッチＷは、50μｍ～2000μｍ（0.05ｍｍ～２ｍｍ）の範囲内であることが好ましく、100μｍ～1000μｍ（0.1ｍｍ～１ｍｍ）の範囲内であることがより好ましい。ピッチを50μｍ以上とすることにより、レーザ加工に要する時間が必要以上に増大するのを抑制でき、また、ピッチＷを2000μｍ以下とすることにより、単結晶基板３の反りをより確実に矯正できる。 
　また、単結晶基板３の厚さd方向に対するアモルファス部分６の長さ７は、レーザ５のスポットサイズ、照射エネルギー（レーザパワー／繰り返し周波数）、パルス幅に依存して決定され、通常は数μｍ～数十μｍの範囲内である。
　次に、この単結晶基板３の片面にGaN結晶を成長させて形成する。GaN結晶の成長方法は特に限定されず公知の方法が利用できる。成長法としてはメッキ法等の液相成膜法も挙げられるが、スパッタリング法やCVD法（Chemical Vapor Deposition）等の気相成膜法を用いることが好ましい。更に、MOVPE法、HVPE法、MBE法（Molecular Beam Epitaxy）等の気相成膜法を利用することがより好ましい。なおエキタピシャル成長とは、同一組成または混晶を含むホモエキタピシャル成長、ヘテロエキタピシャル成長を含む。
　図９は、GaN結晶のエピタキシャル成長工程を示す模式説明図である。 具体例としては、下地用の単結晶基板３としてサファイア基板を用い、はじめにサファイア基板のサーマルクリーニングを行い（図９(a)）、次に、サファイア基板の窒化処理を行い、サファイア基板を室温近傍（約25℃）まで冷却後大気暴露を実施した。次に低温バッファ層８の成長を行う（図９(b)）。続いて、GaN結晶９を成長させる（図９(c)）。GaN結晶９の成長後、単結晶基板３とGaN結晶９を室温近傍（約25℃）まで冷却する。
　このように得られたGaN結晶９を自立したGaN基板１として、下地基板である単結晶基板３から分離することによって、マスク形成などの複雑な工程を用いることなくGaN基板１を得ることが出来る。なお、GaN結晶の成長後に下地基板から分離して、自立したGaN基板１を得る場合を考慮すると、GaN結晶の成長方法には、結晶成長速度の速いHVPE法を用いることが好ましい。
　HVPE法を用いるときに、GaN結晶の成長速度、モルフォロジ、及び結晶品質は、NH3流量、HCl流量および成長温度を適切に選択することによって、選択的に最適化すればよい。
　GaN結晶の成長中にその成長方向に伝播してくる転位は、GaN結晶の底部（即ち単結晶基板３との界面付近、又は図９の場合は低温バッファ層８との界面付近）に高密度に発生する。しかしながらGaN結晶の成長が進行すると、その進行に伴い転位どうしの衝突が自然に発生し、衝突した転位どうしは消滅する。転位が集積すれば、互いにぶつかった転位が消滅する、或いは転位ループを形成して厚みt方向への進行が止まるので、転位密度を減少させることが出来る。
　次に単結晶基板３はGaN結晶９から分離されて除去される。GaN結晶９と単結晶基板３の分離は、任意の方法によって実行できる。単結晶基板３の除去には、単結晶基板３の排除、単結晶基板３の一部もしくは全ての除去、低温バッファ層８を含む除去、または単結晶基板３の全ておよび単結晶基板３に隣接するGaN結晶の一部の除去を含んでもよい。分離方法としては、機械研削、化学エッチング、界面分解、界面破壊（例えばレーザリフトオフなど）、または特定の単結晶基板３材質に相応しい任意の方法が含まれる。
　レーザリフトオフとは、単結晶基板３は透過するが、GaN結晶では吸収されるような波長の高出力の紫外線レーザ光を、単結晶基板側から照射して、GaN結晶との界面付近を融解して分離する方法である。この他にも、荷電ビーム又は中性ビームによる物理的エッチングを行っても良い。
　次にGaN基板１の前面に、ラッピング、研磨、およびCMP加工が施される。一方、GaN基板１の裏面はラッピングかつ／または研磨が施される。GaN基板１の前面である表面２は、平坦な鏡面であることが望ましい。その理由としてas-growthのGaN基板の表面には、ヒロック等の大きな凹凸や、微少な凹凸が多数存在しており、これらは、表面２上にエピタキシャル層を成長させたときのモフォロジや、膜厚、組成等を不均一にする要因となるばかりでなく、素子やデバイスの作製工程においても、フォトリソグラフィ工程の露光精度を落とす要因となるためである。
　鏡面を研磨加工で得ようとすると、GaN結晶の表面から数μｍ～数百μｍを削り落とす必要がある。本発明においては、研磨で表面層を削り落とした後でも、転位密度分布の実質的に均一な層部分を残す必要がある。従って、表面２を研磨仕上げする場合、研磨代を見越して、結晶成長時に転位密度分布が実質的に均一な層部分をあらかじめ一定厚みで成長させておく必要がある。従って、GaN結晶の表面層の鏡面研磨前の深さは、少なくとも前記一定厚みと鏡面研磨代を足した深さとすべきである。
　以上のようにして得られたGaN基板の表面をCL像で確認したところ、図２または図３に示すように、GaN基板表面の全面に亘って転位が発生しているものの、表面の全面に亘る転位密度の分布が、実質的に均一であることが確認された。なお、図２におけるGaN基板の厚さtは50μｍであり、表面１ｃｍ2当たりの転位密度は4.7×107であった。一方、図３におけるGaN基板の厚さtは200μｍであり、表面１ｃｍ2当たりの転位密度は1.0×107であった。
　以上のように、本発明のGaN基板の製造方法に依れば、下地基板のGaN結晶成長面にマスクなどを使わずとも、GaN結晶の転位密度分布を実質的に均一に形成することが可能となるので、製造工程を簡素化且つ低コスト化することが出来る。
　選択成長法を使わずに厚さtの増加が可能なため、成長厚さの増加に伴う均一な転位消滅が生じ転位密度の分布が実質的に均一となる。内部にアモルファス部分６を形成した単結晶基板３の片面にGaN結晶を成長させた場合、何故クラックを生ずる臨界値の厚さを増加させることが出来るのかその原理は不明であるが、本発明者等は下地基板である単結晶基板内部へのレーザ照射工程を通じたGaN結晶形成を行うことで、下地基板表面に形成するGaN結晶の厚さを実用可能な、つまり自立可能な厚さにまで大幅に増大させられることを初めて見出した。
　なお、アモルファス部分６を直線状の複数のパターンで設け、各パターン間のピッチＷを0.5ｍｍとし、更に単結晶基板３の体積に対して、アモルファス部分６の総体積が占める体積比を、0.10%又は0.20%と設定することにより、GaN結晶の転位密度分布を実質的に更に均一に形成することが可能となる。前記体積比を0.10%又は0.20%と二通りに設定している理由は、0.10%が例えば図５又は図６に示すようにアモルファス部分を一層形成した場合の体積比であり、0.20%が図７に示すようにアモルファス部分を二層形成した場合の体積比をそれぞれ示しているからである。
　また、各パターン間のピッチＷを1.0ｍｍとした場合は、単結晶基板３の体積に対してアモルファス部分６の総体積が占める体積比を、0.05%又は0.10%と設定すれば、GaN結晶の転位密度分布を実質的に更に均一に形成することが可能となる。前記体積比を0.05%又は0.10%と二通りに設定している理由は、0.05%が例えば図５又は図６に示すようにアモルファス部分を一層形成した場合の体積比であり、0.10%が図７に示すようにアモルファス部分を二層形成した場合の体積比をそれぞれ示しているからである。
　以下に本発明の実施例を説明するが、本発明は以下の実施例にのみ限定されるものではない。
＜＜レーザ照射の実施例＞＞ 
　評価用サンプルとしてサファイア単結晶基板の片面に、１層構成のGaN結晶が形成されたものを以下の手順で作製した。まず、サファイア単結晶基板におけるGaN結晶非成長面側からレーザを照射し、図８(d)に示す直線状のパターンで約1500本のアモルファス部分をピッチ100μｍで形成して、アモルファス部分を有するサファイア単結晶基板を作製した。更にアモルファス部分は、サファイア単結晶基板の厚さ方向において２本形成し、各アモルファス部分の長さは50μｍとした。
－サファイア単結晶基板－ 
　サファイア単結晶基板としては、オリフラ面付きの円形状のサファイア単結晶基板（直径：２インチ（50ｍｍ）、厚さ：430μｍ）を用いた。なお、このサファイア単結晶基板は、片面が鏡面研磨されたものであり、表面粗さRaは0.1ｎｍとされている。GaN結晶はこの鏡面研磨された片面を成長面として形成される。また、片面はC面に設定した。
－アモルファス部分の形成条件－ 
　単結晶基板のGaN結晶非成長面には鏡面研磨を施した。次に、平坦な試料ステージ上に、GaN結晶が形成される面を下面側として、真空吸着によりサファイア単結晶基板を固定した。この状態で、前記GaN結晶非成長面側から、以下の照射条件にてレーザ照射を行うことでアモルファス部分を形成した。なお、レーザ照射に際しては、試料ステージの縦方向の走査方向がサファイア単結晶基板のオリフラと一致するように、試料ステージ上にサファイア単結晶基板を固定した。そして、レーザ照射装置に対して、試料ステージを縦方向および横方向に走査し、サファイア単結晶基板の平面方向に対して直線状のパターンとなるように、アモルファス部分を形成した。 
・レーザ波長：1048ｎｍ
・パルス幅：1000fs以下
・繰り返し周波数：100kHz
・照射エネルギー：３μJ
・レーザのスポットサイズ：４μｍ
・試料ステージの走査速度：400ｍｍ/s 
－GaN結晶および成長条件－ 
　サファイア単結晶基板の成長面には、GaN結晶を１層構成で形成した。なお、具体的な成長条件は以下の通りであり、以下に示す（１）～（５）の順にプロセスを実施した。 （１）サーマルクリーニング 
　サファイア単結晶基板をHVPE装置内に配置した後、成長面のサーマルクリーニングを、基板温度1050℃にて約600秒間実施した。 
（２）窒化処理
　基板温度1050℃にて約240秒間窒化処理を行い、サファイア基板を室温近傍まで冷却後大気暴露を実施した。
（３）低温バッファ層の形成 
　成膜時の基板温度を600℃とし、膜厚が７ｎｍとなるまで低温バッファ層を形成した。
（４）GaN結晶の形成 
　成長時の基板温度を1045℃とし、成膜レート30μｍ/sにて厚さが200μｍとなるまでGaN結晶を形成した。 
（５）クールダウン 
　片面にGaN結晶を形成したサファイア基板を室温近傍まで冷却後、GaN結晶からGaN基板を得た。得られたGaN基板は、オリフラ面付きの円形状で、直径２インチ（50ｍｍ）、厚さ：200μｍであった
（評価結果） 
－転位密度とその分布およびクラック発生有無の評価－ 
　図１０に、得られたGaN基板の外観写真を示す。図１０で示されるように、内部にアモルファス部分を形成したサファイア単結晶基板を用いて成長形成したGaN基板の場合、200μｍの厚さでもクラックの発生は認められなかった。従って、高歩留まりの効果も得られることが分かった。
　更に、図１０のGaN基板表面の１ｃｍ2当たりの転位密度と分布を、GaN基板表面の８箇所（GaN基板中心付近で２箇所、GaN基板周縁寄りで３箇所、中心と周縁との間で３箇所）に亘ってCL像で測定したところ、0.99×107、0.99×107、1.0×107、1.1×107、1.2×107、1.2×107、1.3×107、及び1.5×107、との結果が得られた。従って、成長される厚さと共に実質的に均一な分布を保ったまま転位密度の低減が成されていることが確認された。 
比較例
　次に比較例を説明する。比較例ではサファイア単結晶基板にアモルファス部分は形成せず、このようなサファイア単結晶基板の成長面に、GaN結晶を１層構成で形成した。なお、アモルファス部分を非形成とし、更に成長形成するGaN結晶の厚さを10～20μｍに変更した以外は、実施例と同一の実施条件に設定した。
（評価結果） 
　図１１に、比較例で得られたGaN結晶の写真を示す。図１１に示すように、アモルファス部分非形成のサファイア基板にGaN結晶を成長させた場合、10～20μｍの厚さでGaN結晶はクールダウン時に発生する歪みにより粉々に砕けた。
　　　１　　　GaN基板
　　　２　　　GaN基板の表面
　　　３　　　単結晶基板
　　　４　　　レーザ照射装置
　　　５　　　レーザ
　　　６　　　アモルファス部分
　　　７　　　アモルファス部分の長さ
　　　８　　　低温バッファ層
　　　９　　　GaN結晶
　　　t　 　　GaN基板の厚さ
　　　d　 　　単結晶基板の厚さ

Claims (4)

  1. 　GaN結晶から成るGaN基板であり、
    　前記GaN基板の表面の全面に亘る転位密度の分布が、実質的に均一であることを特徴とするGaN基板。
  2. 　単結晶基板の内部にレーザを照射して、前記単結晶基板の内部にアモルファス部分を形成し、
    　次に、前記単結晶基板の片面にGaN結晶を形成してGaN基板を作製することを特徴とするGaN基板の製造方法。
  3. 　前記アモルファス部分が、前記単結晶基板の平面方向に対して直線状の複数のパターンで設けられ、
    　各パターン間のピッチが0.5ｍｍであり、
    　前記単結晶基板の体積に対して前記アモルファス部分の総体積が占める体積比が、0.10%又は0.20%であることを特徴とする請求項２記載のGaN基板の製造方法。
  4. 　前記アモルファス部分が、前記単結晶基板の平面方向に対して直線状の複数のパターンで設けられ、
    　各パターン間のピッチが1.0ｍｍであり、
    　前記単結晶基板の体積に対して前記アモルファス部分の総体積が占める体積比が、0.05%又は0.10%であることを特徴とする請求項２記載のGaN基板の製造方法。
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