WO2016121853A1 - 自立基板、機能素子およびその製造方法 - Google Patents

自立基板、機能素子およびその製造方法 Download PDF

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隆史 吉野
克宏 今井
坂井　正宏
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    • H10D30/471—High electron mobility transistors [HEMT] or high hole mobility transistors [HHMT]
    • H10D30/475—High electron mobility transistors [HEMT] or high hole mobility transistors [HHMT] having wider bandgap layer formed on top of lower bandgap active layer, e.g. undoped barrier HEMTs such as i-AlGaN/GaN HEMTs
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Definitions

  • the present invention relates to a self-supporting substrate, a functional element, and a manufacturing method thereof.
  • a gallium nitride seed crystal is formed on an oriented polycrystalline substrate, and then a thick gallium nitride film is formed, thereby forming a plurality of gallium nitride single crystal particles having a single crystal structure in a substantially normal direction.
  • Patent Documents 1 and 2 Producing a polycrystalline gallium nitride free-standing substrate has been proposed.
  • GaN When GaN is grown on an oriented polycrystalline substrate by the Na flux method, or when GaN is grown by the Na flux method after forming a GaN seed crystal layer having a thickness of about several ⁇ m on the oriented polycrystalline substrate, Since the quality is sensitive to the quality of the oriented polycrystalline substrate and it is easy for idiomorphic to occur during crystal growth, it has been found that irregularities and voids are likely to occur on the surface. It has also been found that when GaN is grown on an oriented polycrystalline substrate by the Na flux method, the oriented polycrystalline substrate deteriorates. In addition, since the Na flux method has a slow growth rate, it takes a long time to increase the film thickness.
  • An object of the present invention is a self-supporting substrate made of a nitride such as gallium nitride, and it is possible to suppress unevenness of dislocation density on the surface of the self-supporting substrate, to suppress voids on the surface, and to improve productivity.
  • the present invention is a first nitride layer made of a nitride of one or more elements selected from the group consisting of gallium, aluminum and indium, grown by a hydride vapor phase growth method or an ammonothermal method, and A self-supporting substrate comprising a second nitride layer made of a nitride of one or more elements selected from the group consisting of gallium, aluminum and indium, grown on the first nitride layer by a sodium flux method,
  • a first nitride layer a plurality of single crystal particles extending between a pair of main surfaces of the first nitride layer are arranged
  • In the second nitride layer a plurality of single crystal particles extending between a pair of main surfaces of the second nitride layer are arranged,
  • the thickness of the first nitride layer is larger than the thickness of the second nitride layer.
  • a free-standing substrate made of a specific nitride such as gallium nitride can suppress unevenness of dislocation density on the surface of the free-standing substrate, suppress voids on the surface, and increase productivity.
  • FIG. 1 is a diagram schematically showing a self-supporting substrate 1 composed of an oriented polycrystalline substrate 4, a first nitride layer 3, and a second nitride layer 2.
  • FIG. FIG. 3 is a diagram schematically showing a free-standing substrate 5 composed of a first nitride layer 3 and a second nitride layer 2.
  • A is a figure which shows typically the self-supporting substrate 1 which consists of the oriented polycrystalline substrate 4, the 1st nitride layer 3, and the 2nd nitride layer 2,
  • (b) is oriented polycrystalline FIG.
  • FIG. 3 is a diagram schematically showing a self-supporting substrate 1A obtained by providing a selective growth mask 7 on a substrate 4 and providing a first nitride layer 3 and a second nitride layer 2 thereon.
  • A schematically shows a free-standing substrate 1B obtained by providing a processed portion 8 on an oriented polycrystalline substrate 4 and providing a first nitride layer 3 and a second nitride layer 2 thereon.
  • FIG. 2B is a diagram schematically showing a self-supporting substrate 5 including the first nitride layer 3 and the second nitride layer 2.
  • the crystal orientation of each crystal grain is generally oriented in the direction of the preferred crystal orientation, and is slightly inclined with respect to the preferred crystal orientation. .
  • a first nitride comprising a nitride of one or more elements selected from the group consisting of gallium, aluminum and indium on the oriented polycrystalline sintered body 4 by a hydride vapor phase growth method or an ammonothermal method. Layer 3 is grown.
  • the nitride may be gallium nitride, indium nitride, aluminum nitride, or a mixed crystal thereof.
  • each crystal particle 3a extends from the lower main surface 3b of the nitride layer 3 toward the upper main surface 3c so as to penetrate the nitride layer.
  • the direction in which each crystal grain extends is substantially the normal direction or the thickness direction X of the freestanding substrate.
  • Each crystal particle 3a is arranged in a direction (plane horizontal direction) Y substantially perpendicular to the thickness direction X of the freestanding substrate.
  • Each nitride single crystal particle 3a communicates from the main surface 3c of the first nitride layer 3 toward the main surface 3b without passing through a grain boundary.
  • the second nitride layer 2 is grown on the first nitride layer 3 by the sodium flux method.
  • the second nitride layer is also made of a nitride of one or more elements selected from the group consisting of gallium, aluminum and indium.
  • each crystal grain 2a extends from the lower main surface 2b of the nitride layer 2 toward the upper main surface 2c so as to penetrate the nitride layer 2.
  • the direction in which each crystal grain extends is substantially the normal direction or the thickness direction X of the freestanding substrate.
  • the crystal grains 2a are arranged in a direction (horizontal plane direction) Y substantially perpendicular to the thickness direction X of the freestanding substrate.
  • Each crystal grain 2a communicates from the upper main surface 2c of the second nitride layer 2 toward the lower main surface 2b without passing through a grain boundary.
  • each nitride layer the crystal orientation of each crystal grain is substantially aligned in a substantially normal direction (direction perpendicular to the surface of the free-standing substrate).
  • This is not necessarily a crystal orientation that is perfectly aligned in the normal direction, but as long as a device such as a light-emitting element using a self-supporting substrate can ensure the desired device characteristics, the crystal orientation is aligned to some extent in the normal or similar direction. It means that it may be.
  • each single crystal particle has a structure grown substantially following the crystal orientation of the oriented polycrystalline sintered body used as the base material during the production of the gallium nitride free-standing substrate. .
  • the “structure grown substantially following the crystal orientation of the oriented polycrystalline sintered body” means a structure brought about by crystal growth affected by the crystal orientation of the oriented polycrystalline sintered body, and is not necessarily oriented.
  • the crystal of the oriented polycrystalline sintered body is not necessarily a structure that has grown completely following the crystal orientation of the crystalline sintered body, as long as a device such as a light-emitting element using a self-supporting substrate can ensure the desired device characteristics. It may be a structure grown to some extent along the direction. That is, this structure includes a structure that grows in a different crystal orientation from the oriented polycrystalline sintered body. In that sense, the expression “a structure grown substantially following the crystal orientation” can be rephrased as “a structure grown substantially derived from the crystal orientation”.
  • Each nitride is observed as a single crystal when viewed in the normal direction X of the main surfaces 1a, 5a, and 5b of the self-supporting substrates 1 and 5, and is a cut surface in the plane horizontal direction Y (see FIGS. 1 and 2). It is an aggregate of single crystal grains in which grain boundaries are observed when viewed.
  • Each single crystal particle typically has an elongated shape, and more typically has a columnar structure.
  • the columnar structure specifically means that each particle does not mean only a typical vertically long columnar shape, but a horizontally long shape, a trapezoidal shape, a shape in which the trapezoid is inverted, etc. Defined as meaning encompassing various shapes.
  • the free-standing substrate may be a structure having a crystal orientation aligned to some extent in a normal line or a similar direction, and does not necessarily have a columnar structure in a strict sense.
  • each nitride layer it is not necessary for all single crystal grains to extend without interposing grain boundaries between the main surfaces of each nitride layer, and some single crystal grains are in the middle of the nitride layer. You may terminate with.
  • the oriented polycrystalline sintered body is composed of a sintered body including a large number of single crystal particles, and a large number of single crystal particles are oriented to some extent or highly in a certain direction.
  • the oriented polycrystalline sintered body is made of a metal oxide or a metal nitride, particularly preferably an oriented polycrystalline alumina sintered body.
  • the oriented polycrystalline sintered body has translucency.
  • the oriented crystal orientation of the oriented polycrystalline alumina sintered body is not particularly limited and may be a c-plane, a-plane, r-plane, m-plane, etc., from the viewpoint of lattice constant matching with a gallium nitride free-standing substrate. It is preferably oriented in the c-plane.
  • the degree of orientation on the plate surface is preferably 50% or more, more preferably 65% or more, further preferably 75% or more, particularly preferably 85%, and particularly preferably. It is 90% or more, and most preferably 95% or more.
  • This degree of orientation is calculated by the following equation by measuring an XRD profile when X-rays are irradiated to the plate surface of plate-like alumina using an XRD apparatus (for example, RINT-TTRIII manufactured by Rigaku Corporation). It is obtained by this.
  • the sintered particle size on the film forming surface of the particles constituting the oriented polycrystalline sintered body is preferably 0.3 ⁇ m to 1000 ⁇ m, more preferably 3 ⁇ m to 1000 ⁇ m, still more preferably 10 ⁇ m to 200 ⁇ m, and particularly preferably. 14 ⁇ m to 200 ⁇ m.
  • the self-supporting substrate of the present invention has at least a first nitride layer and a second nitride layer.
  • the “self-supporting substrate” means a substrate that can be handled as a solid material without being deformed or damaged by its own weight when handled.
  • the self-supporting substrate 1 may include an oriented polycrystalline sintered body 4 as shown in FIG. However, preferably, as shown in FIG. 2, the oriented polycrystalline sintered body 4 is removed to obtain a self-supporting substrate 5 composed of a first nitride layer and a second nitride layer.
  • the method for removing the oriented polycrystalline sintered body is not particularly limited, but is spontaneous, utilizing grinding, chemical etching, interfacial heating (laser lift-off) by laser irradiation from the oriented sintered body side, and thermal expansion difference during temperature rise Exfoliation and the like.
  • T is t To be bigger than.
  • T / t is preferably 2 or more, and more preferably 4 or more.
  • T / t is preferably 100 or less, and more preferably 10 or less.
  • the thickness t of the second nitride layer is preferably 10 ⁇ m or more, and preferably 50 ⁇ m or more. Further preferred. However, from the viewpoint of productivity of the second nitride layer, the thickness of the second nitride layer is preferably 200 ⁇ m or less, and more preferably 150 ⁇ m or less.
  • the first nitride layer is formed by the hydride vapor phase growth method or the ammonothermal method, the growth rate is fast and even if the oriented polycrystalline substrate deteriorates, it may be peeled off after the thick film growth.
  • the second nitride layer has no dislocation concentration region and less unevenness in the dislocation density distribution, so that dislocation unevenness on the free-standing substrate surface can be suppressed.
  • the strength required for the self-supporting substrate can be obtained by relatively increasing the thickness of the first nitride layer having a faster growth rate.
  • higher strength can be obtained by setting the thickness T of the first nitride layer to 100 ⁇ m or more. From this viewpoint, it is more preferable that the thickness T of the first nitride layer is 200 ⁇ m or more.
  • the single crystal particles 3 a in the first nitride layer 3, have a crystal orientation B substantially aligned in a substantially normal direction, and in the second nitride layer 2, The single crystal particles 2a have a crystal orientation C that is substantially aligned in a substantially normal direction.
  • the crystal orientation B of each single crystal particle 3a in the first nitride layer 3 generally follows the crystal orientation A of the uppermost crystal particle 4a of the oriented polycrystalline sintered body. Further, the crystal orientation C of each single crystal particle 2 a in the second nitride layer 2 generally follows the crystal orientation B of each single crystal particle 3 a in the first nitride layer 3.
  • the crystal orientations B and C of the single crystal particles measured by the inverse pole figure mapping of the electron beam backscatter diffraction method on the surface of the freestanding substrate are inclined at various angles from the specific crystal orientation L. It is distributed and its average inclination angle is 1 ⁇ 10 °.
  • a suitable specific crystal orientation L is c-plane or m-plane.
  • the crystal orientations B and C of each single crystal particle measured by the inverse pole figure mapping of the electron beam backscatter diffraction method on the surface of the self-standing substrate are formed with respect to the plane perpendicular direction (thickness direction) X. The angle is 5 ° or less.
  • the resistivity of the first nitride layer is lower than the resistivity of the second nitride layer. In a particularly preferred embodiment, the resistivity of the first nitride layer is 30 m ⁇ ⁇ cm or less.
  • the hydride vapor phase epitaxy method and ammonothermal method can be more highly doped than the sodium flux method, and can form a low-resistance nitride film. For this reason, the resistance of the first nitride layer having a larger thickness is made lower than that of the second nitride layer, whereby low resistance can be realized for the entire free-standing substrate.
  • Each nitride constituting each nitride layer of the gallium nitride free-standing substrate may not contain a dopant.
  • dopant means that an element added for the purpose of imparting some function or characteristic is not contained, and it is needless to say that inclusion of inevitable impurities is allowed.
  • each nitride layer constituting the free-standing substrate may be doped with an n-type dopant or a p-type dopant.
  • the self-supporting substrate can be used as a member or layer other than the base material such as a p-type electrode, an n-type electrode, a p-type layer, or an n-type layer.
  • Preferable examples of the p-type dopant include one or more selected from the group consisting of beryllium (Be), magnesium (Mg), calcium (Ca), strontium (Sr), zinc (Zn), and cadmium (Cd). It is done.
  • Preferable examples of the n-type dopant include one or more selected from the group consisting of silicon (Si), germanium (Ge), tin (Sn), and oxygen (O).
  • the cross-sectional average diameter of the crystal grains on the outermost surface 2c of the second nitride layer of the self-supporting substrate is preferably 0.3 ⁇ m or more, more preferably 3 ⁇ m or more, further preferably 20 ⁇ m or more, particularly preferably 50 ⁇ m or more, Most preferably, it is 70 micrometers or more.
  • the upper limit of the average cross-sectional diameter of the crystal grains on the outermost surface of the second nitride layer of the self-standing substrate is not particularly limited, but is practically 1000 ⁇ m or less, more realistically 500 ⁇ m or less, and more realistically. 200 ⁇ m or less.
  • the average particle size of the crystal particles on the surface of the nitride layer is measured by the following method. That is, the plate surface of the plate-like sintered body is polished and an image is taken with a scanning electron microscope.
  • the visual field range is a visual field range in which a straight line intersecting 10 to 30 particles can be drawn when a straight line is drawn on the diagonal line of the obtained image.
  • the self-supporting substrate preferably has a diameter of 50.8 mm (2 inches) or more, more preferably has a diameter of 100 mm (4 inches) or more, and more preferably has a diameter of 150 mm (6 inches) or more.
  • the self-standing substrate is preferably circular or substantially circular in top view, but is not limited thereto. If not a circular or substantially circular shape, as the area is preferably at 2026Mm 2 or more, more preferably 7850mm 2 or more, further preferably 17661Mm 2 or more. However, for applications that do not require a large area, the area may be smaller than the above range, for example, a diameter of 50.8 mm (2 inches) or less, and 2026 mm 2 or less in terms of area.
  • the thickness of the self-supporting substrate needs to be capable of imparting self-supporting property to the substrate, and is preferably 20 ⁇ m or more, more preferably 100 ⁇ m or more, and further preferably 300 ⁇ m or more.
  • the upper limit of the thickness of the free-standing substrate should not be specified, but 3000 ⁇ m or less is realistic from the viewpoint of manufacturing cost.
  • the present invention relates to a functional element comprising the self-supporting substrate and a functional layer made of a semiconductor formed on the self-supporting substrate.
  • the self-supporting substrate of the present invention can be used as a substrate for various semiconductor devices such as light-emitting elements, but in addition to this, an electrode (which may be a p-type electrode or an n-type electrode), a p-type layer, an n-type layer, etc. It can be used as a member or layer other than the base material.
  • an electrode which may be a p-type electrode or an n-type electrode
  • a p-type layer a p-type layer, an n-type layer, etc. It can be used as a member or layer other than the base material.
  • the single crystal particles constituting the semiconductor have a crystal orientation grown substantially following the preferred crystal orientation of the free-standing substrate.
  • the semiconductor constituting the functional layer is made of a nitride of one or more elements selected from the group consisting of gallium, aluminum and indium.
  • the first nitride layer 3 has a hydride atmosphere so as to have a preferential crystal orientation that substantially follows the preferential crystal orientation of the oriented polycrystalline sintered body 4. Grow by phase growth method or ammonothermal method. Then, the second nitride layer 4 is formed on the first nitride layer 3 by the sodium flux method so as to have a preferential crystal orientation that substantially follows the preferential crystal orientation of the first nitride layer 3. At this time, the thickness T of the first nitride layer 3 is made larger than the thickness t of the second nitride layer 2.
  • the oriented polycrystalline sintered body 4 is removed from the first nitride layer 3 as shown in FIG.
  • a selective growth mask 7 is formed on the oriented polycrystalline sintered body 4 as shown in FIG.
  • the first nitride layer 3 is grown by a hydride vapor phase epitaxy method or an ammonothermal method so as to have a preferential crystal orientation substantially following the preferential crystal orientation of the oriented polycrystalline sintered body 4.
  • the second nitride layer 4 is formed on the first nitride layer 3 by the sodium flux method so as to have a preferential crystal orientation that substantially follows the preferential crystal orientation of the first nitride layer, and the self-standing substrate 1A. Get.
  • the oriented polycrystalline sintered body 4 and the selective growth mask are removed from the first nitride layer 3 as shown in FIG.
  • the surface of the oriented polycrystalline sintered body 4 is processed as shown in FIG.
  • Reference numeral 8 denotes a processed portion, for example, a groove or a recess.
  • the first nitride layer 3 is grown by a hydride vapor phase epitaxy method or an ammonothermal method so as to have a preferential crystal orientation substantially following the preferential crystal orientation of the oriented polycrystalline sintered body 4.
  • the second nitride layer 4 is formed on the first nitride layer 3 by the sodium flux method so as to have a preferential crystal orientation that substantially follows the preferential crystal orientation of the first nitride layer, and the self-standing substrate 1A. Get.
  • the oriented polycrystalline sintered body 4 is removed from the first nitride layer 3 as shown in FIG.
  • the dislocation density distribution unevenness is reduced when the first nitride layer is formed by the hydride vapor phase growth method or the ammonothermal method. As a result, the unevenness of dislocation density is further reduced as a whole free-standing substrate. In addition, there is an effect of promoting the peeling of the oriented polycrystalline sintered body by utilizing the thermal expansion difference.
  • a functional element made of a semiconductor is provided on the self-supporting substrate so as to have a preferential crystal orientation substantially following the preferential crystal orientation of the self-supporting substrate.
  • the functional layer has a light emitting function, a rectifying function, and a power control function.
  • the group 13 element nitride grown by the sodium flux method emits fluorescence having a peak at 440 to 470 nm (blue fluorescence) when irradiated with light having a wavelength of 350 nm or less (for example, light from a mercury lamp).
  • group 13 element nitrides produced by hydride vapor phase epitaxy or ammonothermal methods emit yellow fluorescence when irradiated with light having a wavelength of 350 nm or less (peak wavelength is 540 to 580 nm).
  • the color of fluorescence emitted when irradiated with light having a wavelength of 350 nm or less distinguishes between group 13 element nitrides by the sodium flux method and group 13 element nitrides by the hydride vapor phase growth method or ammonothermal method. be able to.
  • Example 1 Preparation of c-plane oriented alumina sintered body
  • a plate-like alumina powder manufactured by Kinsei Matec Co., Ltd., grade 00700
  • a binder polyvinyl butyral: product number BM-2, manufactured by Sekisui Chemical Co., Ltd.
  • a plasticizer DOP: di (2-ethylhexyl) phthalate, Kurokin Kasei Co., Ltd.
  • a dispersant Rosidol SP-O30, manufactured by Kao Corporation
  • a dispersion medium 2-ethylhexanol
  • the amount of the dispersion medium was adjusted so that the slurry viscosity was 20000 cP.
  • the slurry prepared as described above was formed into a sheet shape on a PET film by a doctor blade method so that the thickness after drying was 20 ⁇ m.
  • the obtained tape was cut into a circular shape having a diameter of 50.8 mm (2 inches), 150 sheets were laminated, placed on an Al plate having a thickness of 10 mm, and then vacuum-packed. This vacuum pack was hydrostatically pressed in warm water at 85 ° C. at a pressure of 100 kgf / cm 2 to obtain a disk-shaped molded body.
  • the obtained molded body was placed in a degreasing furnace and degreased at 600 ° C. for 10 hours.
  • the obtained degreased body was fired in a nitrogen atmosphere at 1600 ° C. for 4 hours under a surface pressure of 200 kgf / cm 2 using a graphite mold.
  • the obtained sintered body was fired again by hot isostatic pressing (HIP) in argon at 1700 ° C. for 2 hours under a gas pressure of 1500 kgf / cm 2 .
  • HIP hot isostatic pressing
  • the sintered body thus obtained was fixed on a ceramic surface plate and ground to # 2000 using a grindstone to flatten the plate surface.
  • the surface of the plate was smoothed by lapping using diamond abrasive grains, and an oriented alumina sintered body having a diameter of 50.8 mm (2 inches) and a thickness of 1 mm was obtained as an oriented alumina substrate.
  • the flatness was improved while gradually reducing the size of the abrasive grains from 3 ⁇ m to 0.5 ⁇ m.
  • the average roughness Ra after processing was 1 nm.
  • the average particle diameter of the plate surface was measured with the following method.
  • the plate surface of the obtained oriented alumina substrate was polished and subjected to thermal etching at 1550 ° C. for 45 minutes, and then an image was taken with a scanning electron microscope.
  • the visual field range was such that a straight line intersecting 10 to 30 particles could be drawn when a straight line was drawn on the diagonal line of the obtained image.
  • the average particle size of the plate surface was 100 ⁇ m.
  • the substrate manufactured in the above process is put into an HVPE furnace, and metal gallium (Ga) on a source boat heated to 800 ° C. and hydrogen chloride (HCl) gas are reacted to generate gallium chloride (GaCl) gas.
  • HCl hydrogen chloride
  • gallium chloride gas ammonia (NH 3 ) gas as a source gas
  • hydrogen (H 2 ) as a carrier gas
  • a 40 nm gallium nitride buffer layer was first formed on an oriented alumina substrate heated to 550 ° C., and then heated to 1100 ° C. to form a thick gallium nitride film layer.
  • the growth rate was about 200 ⁇ m / hour, and the growth time was adjusted according to the design film thickness to obtain a desired film thickness.
  • a gallium nitride crystal was grown on the entire surface of a substrate having a diameter of 50.8 mm (2 inches), and no crack was confirmed.
  • the substrate prepared in the above step was placed on the bottom of a cylindrical flat bottom alumina crucible having an inner diameter of 80 mm and a height of 45 mm, and then the melt composition was filled in the crucible in a glove box.
  • the composition of the melt composition is as follows. ⁇ Metal Ga: 60g ⁇ Metal Na: 60g ⁇ Germanium tetrachloride: 1.85 g
  • the alumina crucible was placed on a table that can rotate the crystal growth furnace. After heating and pressurizing to 870 ° C. and 4.0 MPa in a nitrogen atmosphere, the solution was rotated to grow a gallium nitride crystal while stirring. The holding time was adjusted according to the design film thickness to obtain a desired film thickness. After completion of the crystal growth, it was gradually cooled to room temperature over 3 hours, and the growth vessel was taken out of the crystal growth furnace. The melt composition remaining in the crucible was removed using ethanol, and the sample on which the gallium nitride crystal was grown was collected. In the obtained sample, a Ge-doped gallium nitride crystal was grown on the entire surface of a 50.8 mm (2 inch) substrate, and the growth rate was about 10 ⁇ m / hour. Cracks were not confirmed.
  • the oriented alumina substrate was removed by grinding with a grindstone to obtain a self-supporting gallium nitride substrate.
  • the plate surface of this self-supporting substrate is ground with a # 600 and # 2000 grindstone to flatten the plate surface, and then smoothed by lapping using diamond abrasive grains, and the gallium nitride free-standing substrate having a thickness of about 400 ⁇ m Got.
  • the flatness was improved while gradually reducing the size of the abrasive grains from 3 ⁇ m to 0.1 ⁇ m.
  • reactive ion etching was performed to remove the work-affected layer, and a self-supporting substrate was finished.
  • the average roughness Ra after processing of the free-standing substrate surface was 0.2 nm.
  • the dislocation density was calculated by counting the dark spots on the outermost surface of the obtained free-standing substrate by cathodoluminescence (CL).
  • CL cathodoluminescence
  • the observation visual field was changed according to the number of observed dark spots, and the observation visual field was divided into 4 rows ⁇ 4 rows by 16 and the dislocation density distribution unevenness was compared based on the maximum value and the minimum value of the dislocation density.
  • the average value of dislocation density was also calculated. Furthermore, the presence or absence of a void having a size of 30 ⁇ m or more on the outermost surface was observed with a differential interference microscope.
  • Samples A to D shown in Table 1 were prepared, and the above experiment was performed for each.
  • the second nitride layer was not formed, but was stopped when the first nitride layer was formed by hydride vapor phase epitaxy, and Sample E was obtained.
  • the first nitride layer was not formed by the hydride vapor phase growth method, but only the second nitride layer was formed by the sodium flux method to obtain Sample F.
  • the total value of the thickness of the first nitride layer and the thickness of the second nitride layer was unified to 400 ⁇ m.
  • the surface of the first nitride layer formed by the hydride vapor phase growth method has a large variation in dislocation density and a large average value of the dislocation density, but no void was observed on the surface.
  • Sample F on the surface of the second nitride layer formed by the Na flux method without forming the first nitride layer, the variation in the dislocation density is small and the dislocation density is small. Although the average value was small, voids were observed on the surface.
  • Example 2 A self-supporting substrate was produced in the same manner as Sample C in Example 1. However, unlike Example 1, when forming the first nitride layer made of gallium nitride crystals by hydride vapor phase epitaxy, silicon tetrafluoride was used so that the doping amount was 2 ⁇ 10 19 cm ⁇ 3. The flow rate of (SiF 4 ) gas was adjusted, and Si was doped. Further, germanium tetrachloride was used as a dopant when forming the second nitride layer of gallium nitride by the sodium flux method.
  • the volume resistivity of the obtained self-supporting substrate was measured by Hall effect measurement. As a result, it was n-type and the volume resistivity was 7 m ⁇ ⁇ cm.
  • Example 3 A self-supporting substrate was produced in the same manner as Sample C in Example 1. However, unlike Example 1, Mg was doped when forming the first nitride layer made of gallium nitride crystals by hydride vapor phase epitaxy. Further, when the second gallium nitride layer was formed by the sodium flux method, Mg was doped.
  • the nitride layer of the obtained self-supporting substrate was measured by Hall effect measurement, it showed a p-type.
  • Example 4 A self-supporting substrate was produced in the same manner as Sample C in Example 1. However, unlike Example 1, zinc was doped when forming the first nitride layer made of gallium nitride crystals by hydride vapor phase epitaxy. Moreover, when forming the second nitride layer of gallium nitride by the sodium flux method, zinc was used as a dopant.
  • the volume resistivity of the first nitride layer was measured by Hall effect measurement, it was n-type and the volume resistivity was 5 ⁇ 10 5 ⁇ ⁇ cm, and the resistivity was increased. It was.
  • Example 5 An LED (light emitting diode) structure was formed on the surface of the second nitride layer of the free-standing substrate of Sample C obtained in Example 2 as follows.
  • an n-GaN layer doped to have a Si atom concentration of 5 ⁇ 10 18 / cm 3 at 1050 ° C. as an n-type layer on a free-standing substrate is formed to a thickness of 1 ⁇ m.
  • a multiple quantum well layer was formed as a light emitting layer at 750 ° C. Specifically, five 2.5 nm well layers made of InGaN and six 10 nm barrier layers made of GaN were alternately stacked.
  • Mg atom concentration was 1 ⁇ 10 19 / cm 3 was formed as a p-type layer. After that, it was taken out from the MOCVD apparatus and subjected to a heat treatment at 800 ° C. for 10 minutes in a nitrogen atmosphere as an activation process for Mg ions in the p-type layer.
  • Ti / Al / Ni / Au films serving as cathode electrodes are formed on the surface opposite to the n-GaN layer and the p-GaN layer of the free-standing substrate, respectively at 15 nm, 70 nm, and 12 nm. And patterning with a thickness of 60 nm. Thereafter, a heat treatment at 700 ° C. in a nitrogen atmosphere was performed for 30 seconds in order to improve the ohmic contact characteristics.
  • a Ni / Au film was patterned on the p-type layer as a light-transmitting anode electrode to a thickness of 6 nm and 12 nm, respectively. Thereafter, a heat treatment at 500 ° C. was performed for 30 seconds in a nitrogen atmosphere in order to improve the ohmic contact characteristics. Further, by using a photolithography process and a vacuum deposition method, a Ni / Au film serving as an anode electrode pad is formed to a thickness of 5 nm and 60 nm on a partial region of the upper surface of the Ni / Au film serving as a light-transmitting anode electrode, respectively. Patterned. The wafer thus obtained was cut into chips and mounted on a lead frame to obtain a light emitting device having a vertical structure.
  • Example 6 A functional element having a rectifying function was produced. That is, a Schottky barrier diode structure is formed on the surface of the second nitride layer of the free-standing substrate of Sample C obtained in Example 2 as follows, and an electrode is formed, thereby forming the diode. Obtained and confirmed the characteristics.
  • an n-GaN layer doped to have a Si atom concentration of 1 ⁇ 10 17 / cm 3 at 1050 ° C. as an n-type layer on a free-standing substrate is formed at 1 ⁇ m. Filmed.
  • a Ti / Al / Ni / Au film having a thickness of 15 nm, 70 nm, 12 nm, and 60 nm is formed as an ohmic electrode on the surface opposite to the n-GaN layer on the free-standing substrate. Patterned. Thereafter, a heat treatment at 700 ° C. in a nitrogen atmosphere was performed for 30 seconds in order to improve the ohmic contact characteristics.
  • a Ni / Au film as a Schottky electrode was patterned with a thickness of 6 nm and 80 nm on the n-GaN layer formed by the MOCVD method, respectively.
  • the wafer thus obtained was cut into chips and further mounted on a lead frame to obtain a rectifying device. (Evaluation of rectifying element) When IV measurement was performed, rectification characteristics were confirmed.
  • Example 7 A functional element having a power control function was produced.
  • a self-supporting substrate was fabricated in the same manner as Sample C obtained in Example 1. However, unlike Example 1, doping of impurities was not performed when forming the second nitride layer made of gallium nitride crystal by the Na flux method.
  • an Al 0.3 Ga 0.7 N / GaN HEMT structure was formed by MOCVD and an electrode was formed as follows. It was confirmed.
  • MOCVD metal organic chemical vapor deposition
  • a 3 ⁇ m-thick GaN layer having no impurities doped at 1050 ° C. was formed as an i-type layer on a free-standing substrate.
  • an Al 0.3 Ga 0.7 N layer having a thickness of 25 nm was formed as the functional layer at 1050 ° C.
  • an Al 0.3 Ga 0.7 N / GaN HEMT structure was obtained.
  • Ti / Al / Ni / Au films as source and drain electrodes were patterned with thicknesses of 15 nm, 70 nm, 12 nm, and 60 nm, respectively, using a photolithography process and a vacuum deposition method. Thereafter, a heat treatment at 700 ° C. in a nitrogen atmosphere was performed for 30 seconds in order to improve the ohmic contact characteristics. Furthermore, using a photolithography process and a vacuum deposition method, Ni / Au films were formed as gate electrodes with a thickness of 6 nm and 80 nm by Schottky junction, respectively, and patterned. The wafer thus obtained was cut into chips and mounted on a lead frame to obtain a power control function element.
  • Example 8 A self-supporting substrate was produced in the same manner as Sample C in Example 1. However, unlike Example 1, after obtaining an oriented alumina sintered body, a mask made of stripe-shaped SiO 2 was formed on the surface thereof. The mask width was 250 ⁇ m and the window width was 25 ⁇ m.
  • Example 9 A self-supporting substrate was produced in the same manner as Sample C in Example 1. However, unlike Example 1, after obtaining an oriented alumina sintered body, a mask made of stripe-shaped SiO 2 was formed on the surface thereof. The mask width was 100 ⁇ m and the window width was 100 ⁇ m. Next, the mask surface of the oriented alumina substrate was etched by 1 ⁇ m by reactive ion etching, and then the mask was removed with BHF to form periodic grooves on the substrate surface.

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Abstract

自立基板は、ハイドライド気相成長法またはアモノサーマル法で育成され、ガリウム、アルミニウムおよびインジウムからなる群より選ばれた一種以上の元素の窒化物からなる第一の窒化物層および、第一の窒化物層上にナトリウムフラックス法で育成され、ガリウム、アルミニウムおよびインジウムからなる群より選ばれた一種以上の元素の窒化物からなる第二の窒化物層を備える。第一の窒化物層において、第一の窒化物層の一対の主面間に延びる単結晶粒子が複数配列されており、第二の窒化物層において、第二の窒化物層の一対の主面間に延びる単結晶粒子が複数配列されており、第一の窒化物層の厚みが、第二の窒化物層の厚みよりも大きい。

Description

自立基板、機能素子およびその製造方法
　本発明は、自立基板、機能素子およびその製造方法に関するものである。
　配向多結晶基板上に窒化ガリウムの種結晶を形成し、その後に厚膜の窒化ガリウムを形成することにより、略法線方向に単結晶構造を有する複数の窒化ガリウム系単結晶粒子で構成される多結晶窒化ガリウム自立基板を作製することが提案されている（特許文献１、２）。
　なお、フラックス法によって融液内で１３族元素窒化物結晶を製造するのに際して、１３族元素原料、アルカリ金属とアルカリ土類金属の少なくとも一方の原料および液体のゲルマニウム原料の組成物を加熱することで融液を生成させることも提案されている（特許文献３）。
ＷＯ２０１４／１９２９１１　Ａ１ 特許第５７７０９０５号 特許第５３９６５６９号
　Ｎａフラックス法で配向多結晶基板上にＧａＮを成長させる場合、または配向多結晶基板上に厚み数μm程度のＧａＮ種結晶層を形成した後にＮａフラックス法でＧａＮを成長させる場合には、ＧａＮ結晶品質が配向多結晶基板の品質に敏感であり、結晶成長中に自形（idiomorphic）が発生し易いため、表面に凹凸やボイドが発生し易いことが判明した。また、Ｎａフラックス法で配向多結晶基板上にＧａＮを成長させると、配向多結晶基板が劣化することが判明した。これに加えて、Ｎａフラックス法は成長レートが遅いため、厚膜化に要する時間が長い。
　この一方、ＨＶＰＥ法（ハイドライド気相成長法）で配向多結晶基板上にＧａＮの厚膜を形成すると、ＧａＮ結晶の転位密度分布にムラが生じやすいことがわかった。
　本発明の課題は、窒化ガリウム等の窒化物からなる自立基板であって、自立基板表面の転位密度のムラを抑制し、表面におけるボイドを抑制できるようにし、また生産性を上げることである。
　本発明は、ハイドライド気相成長法またはアモノサーマル法で育成され、ガリウム、アルミニウムおよびインジウムからなる群より選ばれた一種以上の元素の窒化物からなる第一の窒化物層および、
　第一の窒化物層上にナトリウムフラックス法で育成され、ガリウム、アルミニウムおよびインジウムからなる群より選ばれた一種以上の元素の窒化物からなる第二の窒化物層を備える自立基板であって、
　第一の窒化物層において、第一の窒化物層の一対の主面間に延びる単結晶粒子が複数配列されており、
　前記第二の窒化物層において、前記第二の窒化物層の一対の主面間に延びる単結晶粒子が複数配列されており、
前記第一の窒化物層の厚みが、前記第二の窒化物層の厚みよりも大きいことを特徴とする。
　本発明によれば、特定の窒化ガリウム等の窒化物からなる自立基板であって、自立基板表面の転位密度のムラを抑制し、表面におけるボイドを抑制でき、また生産性を上げることができる。
配向性多結晶基板４、第一の窒化物層３および第二の窒化物層２からなる自立基板１を模式的に示す図である。 第一の窒化物層３および第二の窒化物層２からなる自立基板５を模式的に示す図である。 （ａ）は、配向性多結晶基板４、第一の窒化物層３および第二の窒化物層２からなる自立基板１を模式的に示す図であり、（ｂ）は、配向性多結晶基板４上に選択成長用マスク７を設け、その上に第一の窒化物層３および第二の窒化物層２を設けて得られた自立基板１Ａを模式的に示す図である。 （ａ）は、配向性多結晶基板４上に加工部分８を設け、その上に第一の窒化物層３および第二の窒化物層２を設けて得られた自立基板１Ｂを模式的に示す図であり、（ｂ）は、第一の窒化物層３および第二の窒化物層２からなる自立基板５を模式的に示す図である。
　図１に示すように、配向性多結晶焼結体４においては，各結晶粒子の結晶方位が優先結晶方位の方向に概ね配向しており、かつそれぞれ優先結晶方位に対して若干傾斜している。
　この配向性多結晶焼結体４上に、ハイドライド気相成長法またはアモノサーマル法によって、ガリウム、アルミニウムおよびインジウムからなる群より選ばれた一種以上の元素の窒化物からなる第一の窒化物層３を成長させる。この窒化物は、窒化ガリウム、窒化インジウム、窒化アルミニウムであってよく、またこれらの混晶であってよい。
　この窒化物層３では、各結晶粒子３ａが、窒化物層３の下側主面３ｂから上側主面３ｃへと向かって窒化物層を貫通するように延びている。各結晶粒子が延びる方向は、自立基板の略法線方向ないし厚み方向Ｘである。そして、各結晶粒子３ａは、自立基板の厚み方向Ｘと略垂直な方向（面水平方向）Ｙに向かって配列されている。各窒化物単結晶粒子３ａは、第一の窒化物層３の主面３ｃから主面３ｂへと向かって、粒界を介さずに連通してなる。
　第一の窒化物層３上にナトリウムフラックス法によって第二の窒化物層２を成長させる。第二の窒化物層も、ガリウム、アルミニウムおよびインジウムからなる群より選ばれた一種以上の元素の窒化物からなる。
　第二の窒化物層２では、各結晶粒子２ａが、窒化物層２の下側主面２ｂから上側主面２ｃへと向かって窒化物層２を貫通するように延びている。各結晶粒子が延びる方向は、自立基板の略法線方向ないし厚み方向Ｘである。そして、各結晶粒子２ａは、自立基板の厚み方向Ｘと略垂直な方向（面水平方向）Ｙに向かって配列されている。各結晶粒子２ａは、第二の窒化物層２の上側主面２ｃから下側主面２ｂへと向かって、粒界を介さずに連通している。
　本発明では、各窒化物層において、各結晶粒子の結晶方位が略法線方向（自立基板の面垂直方向）に概ね揃っている。これは、法線方向に完全に揃った結晶方位とは限らず、自立基板を用いた発光素子等のデバイスが所望のデバイス特性を確保できるかぎり、法線ないしそれに類する方向にある程度揃った結晶方位であってよいことを意味する。製法由来の表現をすれば、各単結晶粒子は、窒化ガリウム自立基板の製造の際時に下地基材として使用した配向多結晶焼結体の結晶方位に概ね倣って成長した構造を有するともいえる。
　「配向多結晶焼結体の結晶方位に概ね倣って成長した構造」とは、配向多結晶焼結体の結晶方位の影響を受けた結晶成長によりもたらされた構造を意味し、必ずしも配向多結晶焼結体の結晶方位に完全に倣って成長した構造であるとは限らず、自立基板を用いた発光素子等のデバイスが所望のデバイス特性を確保できるかぎり、配向多結晶焼結体の結晶方位にある程度倣って成長した構造であってよい。すなわち、この構造は配向多結晶焼結体と異なる結晶方位に成長する構造も含む。その意味で、「結晶方位に概ね倣って成長した構造」との表現は「結晶方位に概ね由来して成長した構造」と言い換えることもできる。
　各窒化物は、自立基板１、５の主面１ａ、５ａ、５ｂの法線方向Ｘに見た場合に単結晶と観察され、面水平方向Ｙ（図１、図２参照）の切断面で見た場合に粒界が観察される単結晶粒子の集合体である。各単結晶粒子は、典型的には細長い形状を有しており、更に典型的には柱状構造である。ただし、柱状構造とは、具体的には、各粒子は、典型的な縦長の柱形状のみを意味するのではなく、横長の形状、台形の形状、及び台形を逆さにしたような形状等、種々の形状を包含する意味として定義される。もっとも、上述のとおり、自立基板は法線ないしそれに類する方向にある程度揃った結晶方位を有する構造であればよく、必ずしも厳密な意味で柱状構造である必要はない。
　また、各窒化物層において、すべての単結晶粒子が各窒化物層の主面間に粒界を介在することなしに伸びている必要はなく、一部の単結晶粒子が窒化物層の途中で終端していてもよい。
　配向多結晶焼結体は、多数の単結晶粒子を含んで構成される焼結体からなり、多数の単結晶粒子が一定の方向にある程度又は高度に配向したものである。このように配向された多結晶焼結体を用いることで略法線方向に概ね揃った結晶方位を有する自立基板を作製可能であり、自立基板上に窒化物層をエピタキシャル成長又はこれに類する結晶成長により形成した場合、略法線方向に結晶方位が概ね揃った状態が実現される。
　好適な実施形態においては、配向多結晶焼結体が金属酸化物、金属窒化物からなっており、特に好ましくは配向多結晶アルミナ焼結体である。
　また、好適な実施形態においては、配向多結晶焼結体が透光性を有する。
　配向多結晶アルミナ焼結体の配向結晶方位は特に限定されるものではなく、ｃ面、ａ面、ｒ面又はｍ面等であってもよく、窒化ガリウム自立基板との格子定数マッチングの観点でｃ面に配向しているのが好ましい。配向度については、例えば、板面における配向度が５０％以上であるのが好ましく、より好ましくは６５％以上、さらに好ましくは７５％ 以上であり、特に好ましくは８５％であり、特により好ましくは９０％ 以上であり、最も好ましくは９５％以上である。この配向度は、ＸＲＤ装置（例えば、株式会社リガク製、ＲＩＮＴ－ＴＴＲＩＩＩ）を用い、板状アルミナの板面に対してＸ線を照射したときのＸＲＤプロファイルを測定し、以下の式により算出することにより得られるものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　また、配向多結晶焼結体を構成する粒子の成膜面における焼結粒径を０．３μｍ～１０００μｍとするのが望ましく、より望ましくは３μｍ～１０００μｍ、さらに望ましくは１０μｍ～２００μｍ、特に望ましくは１４μｍ～２００μｍである。
　本発明の自立基板は、少なくとも第一の窒化物層と第二の窒化物層を有している。本発明において「自立基板」とは、取り扱う際に自重で変形又は破損せず、固形物として取り扱うことのできる基板を意味する。
　自立基板１は、図１に示すように、配向性多結晶焼結体４を含んでいて良い。しかし、好ましくは、図２に示すように、配向性多結晶焼結体４を除去し、第一の窒化物層および第二の窒化物層からなる自立基板５を得る。
　配向多結晶焼結体を除去する方法は、特に限定されないが、研削加工、ケミカルエッチング、配向焼結体側からのレーザー照射による界面加熱（レーザーリフトオフ）、昇温時の熱膨張差を利用した自発剥離等が挙げられる。
　図３（ａ）（ｂ）および図４（ａ）に示すように、第一の窒化物層３の厚みをＴとし、前記第二の窒化物層の厚みをｔとしたとき、Ｔがｔよりも大きくなるようにする。これによって、第二の窒化物層の表面２ｃにおける転位密度のバラツキを低減できる。この観点からは、Ｔ／ｔは、２以上とすることが好ましく、Ｔ／ｔを４以上とすることが更に好ましい。
　一方、Ｔ／ｔが大きくなり過ぎると、第二の窒化物層の表面（露出面）における転位密度が全体として大きくなる傾向がある。このため、第二の窒化物層表面における転位密度を全体として小さくするという観点からは、Ｔ／ｔは、１００以下とすることが好ましく、１０以下とすることが更に好ましい。
　また、第二の窒化物層の表面（露出面）における転位密度を低減するという観点からは、第二の窒化物層の厚さｔは１０μm以上であることが好ましく、５０μm以上であることが更に好ましい。ただし、第二の窒化物層の生産性の観点からは、第二の窒化物層の厚さは、２００μm以下が好ましく、１５０μm以下が更に好ましい。
　第一の窒化物層は、ハイドライド気相成長法またはアモノサーマル法によって形成されているので、成長レートが速く、配向多結晶基板が劣化しても、厚膜成長後に剥離すればよい。
　第二の窒化物層は、転位の集中領域がなく、転位密度分布にムラが少ないので、自立基板表面における転位ムラを抑制できる。そして、成長レートのより早い第一の窒化物層の厚さを相対的に大きくすることで、自立基板に必要な強度を得ることができる。
　好適な実施形態においては、第一の窒化物層の厚さＴを１００μm以上とすることで、一層高い強度を得ることができる。この観点からは、第一の窒化物層の厚さＴを２００μm以上とすることが更に好ましい。
　好適な実施形態においては、第一の窒化物層３において、前記単結晶粒子３ａが、略法線方向に概ね揃った結晶方位Ｂを有しており、前記第二の窒化物層２において、前記単結晶粒子２ａが、略法線方向に概ね揃った結晶方位Ｃを有する。
　第一の窒化物層３における各単結晶粒子３ａの結晶方位Ｂは、配向多結晶焼結体の最上層の結晶粒子４ａの結晶方位Ａに概ね倣っている。また、第二の窒化物層２における各単結晶粒子２ａの結晶方位Ｃは、第一の窒化物層３における各単結晶粒子３ａの結晶方位Ｂに概ね倣っている。
　この場合、特に好ましくは，自立基板の表面の電子線後方散乱回折法の逆極点図マッピングによって測定した各単結晶粒子の結晶方位Ｂ、Ｃが、特定結晶方位Ｌから様々な角度で傾斜して分布し、その平均傾斜角が1～10°である。好適な特定結晶方位Ｌは、ｃ面またはｍ面である。
　また、特に好ましくは、自立基板の表面の電子線後方散乱回折法の逆極点図マッピングによって測定した各単結晶粒子の結晶方位Ｂ、Ｃが、面垂直方向（厚さ方向）Ｘに対してなす角度が５°以下である。
　また、好適な実施形態においては、第一の窒化物層の抵抗率が、第二の窒化物層の抵抗率よりも低い。特に好適な実施形態においては、第一の窒化物層の抵抗率が３０mΩ・cm以下である。
　ハイドライド気相成長法やアモノサーマル法の方が、ナトリウムフラックス法よりも、高濃度ドープが可能であり、低抵抗な窒化物を成膜可能である。このため、より厚さの大きい第一の窒化物層のほうを第二の窒化物層よりも低抵抗とすることによって、自立基板全体として低抵抗を実現できる。
　窒化ガリウム自立基板の各窒化物層を構成する各窒化物は、ドーパントを含まないものであってもよい。ここで、「ドーパントを含まない」とは何らかの機能ないし特性の付与を意図して添加された元素を含まないことを意味し、不可避不純物の含有が許容されるのはいうまでもない。
　あるいは、自立基板を構成する各窒化物層には、ｎ型ドーパント又はｐ型ドーパントがドープされていてもよい。この場合、自立基板を、ｐ型電極、ｎ型電極、ｐ型層、ｎ型層等の基材以外の部材又は層として使用することができる。
　ｐ型ドーパントの好ましい例としては、ベリリウム（Ｂｅ）、マグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、ストロンチウム（Ｓｒ）、亜鉛（Ｚｎ）及びカドミウム（Ｃｄ）からなる群から選択される１種以上が挙げられる。ｎ型ドーパントの好ましい例としては、シリコン（Ｓｉ）、ゲルマニウム（Ｇｅ）、スズ（Ｓｎ）及び酸素（Ｏ）からなる群から選択される１種以上が挙げられる。
　好ましくは、自立基板の第二の窒化物層の最表面２ｃにおける結晶粒子の断面平均径は、０．３μｍ以上が好ましく、３μｍ以上がより好ましく、２０μｍ以上が更に好ましく、５０μｍ以上が特に好ましく、最も好ましくは７０μｍ以上である。自立基板の第二の窒化物層の最表面における結晶粒子の断面平均径の上限は特に限定されないが、１０００μｍ以下が現実的であり、より現実的には５００μｍ以下であり、さらに現実的には２００μｍ以下である。
　結晶粒子の窒化物層表面における平均粒径は以下の方法により測定されるものである。すなわち、板状焼結体の板面を研磨し、走査電子顕微鏡にて画像を撮影する。視野範囲は、得られる画像の対角線に直線を引いた場合に、いずれの直線も１０個から３０個の粒子と交わるような直線が引けるような視野範囲とする。得られた画像の対角線に２本の直線を引いて、直線が交わる全ての粒子に対し、個々の粒子の内側の線分の長さを平均したものに１．５を乗じた値を板面の平均粒径とする。なお、板面の走査顕微鏡像で明瞭に焼結体粒子の界面を判別できない場合は、サーマルエッチング（例えば１５５０℃で４５分間）やケミカルエッチングによって界面を際立たせる処理を施した後に上記の評価を行ってもよい。
　自立基板は、直径５０．８ｍｍ（２インチ）以上の大きさを有するのが好ましく、より好ましくは直径１００ｍｍ（４インチ）以上であり、さらに好ましくは直径１５０ｍｍ（６インチ）以上である。
　自立基板は、上面視で円形状あるいは実質的に円形状であることが好ましいが、これに限定されない。円形状あるいは実質的に円形状ではない場合、面積として、２０２６ｍｍ２以上であることが好ましく、より好ましくは７８５０ｍｍ２以上であり、さらに好ましくは１７６６１ｍｍ２以上である。もっとも、大面積を要しない用途については、上記範囲よりも小さい面積、例えば直径５０．８ｍｍ（２インチ）以下、面積換算で２０２６ｍｍ２以下としてもよい。
　自立基板の厚さは、基板に自立性を付与できる必要があり、２０μｍ以上が好ましく、より好ましくは１００μｍ以上であり、さらに好ましくは３００μｍ以上である。自立基板の厚さに上限は規定されるべきではないが、製造コストの観点では３０００μｍ以下が現実的である。
　また、本発明は、前記自立基板と、この自立基板上に形成された半導体からなる機能層を備えていることを特徴とする、機能素子に係るものである。
　本発明の自立基板は、発光素子等の各種半導体デバイスの基板として使用可能であるが、それ以外にも、電極（ｐ型電極又はｎ型電極でありうる）、ｐ型層、ｎ型層等の基材以外の部材又は層として使用可能なものである。
　好適な実施形態においては、半導体を構成する単結晶粒子が、自立基板の優先結晶方位に概ね倣って成長した結晶方位を有する。
　また、好適な実施形態においては、機能層を構成する半導体が、ガリウム、アルミニウムおよびインジウムからなる群より選ばれた一種以上の元素の窒化物からなる。
　また、図３（ａ）に示すように、本発明方法では、第一の窒化物層３を、配向多結晶焼結体４の優先結晶方位に概ね倣った優先結晶方位を有するようにハイドライド気相成長法またはアモノサーマル法によって育成する。そして、第一の窒化物層３上に第二の窒化物層４を第一の窒化物層３の優先結晶方位に概ね倣った優先結晶方位を有するようにナトリウムフラックス法で形成する。この際、第一の窒化物層３の厚みＴを第二の窒化物層２の厚みｔよりも大きくする。
　好適な実施形態においては、図４（ｂ）に示すように第一の窒化物層３から配向多結晶焼結体４を除去する。
　また、好適な実施形態においては、図３（ｂ）に示すように，配向多結晶焼結体４上に選択成長用マスク７を形成する。
　この後に第一の窒化物層３を、配向多結晶焼結体４の優先結晶方位に概ね倣った優先結晶方位を有するようにハイドライド気相成長法またはアモノサーマル法によって育成する。次いで、第一の窒化物層３上に第二の窒化物層４を第一の窒化物層の優先結晶方位に概ね倣った優先結晶方位を有するようにナトリウムフラックス法で形成し、自立基板１Ａを得る。
　次いで、好適な実施形態においては、図４（ｂ）に示すように第一の窒化物層３から配向多結晶焼結体４と、選択成長用マスクを除去する。
　配向多結晶焼結体上に選択成長マスクを形成することによって、ハイドライド気相成長法やアモノサーマル法によって第一の窒化物層を形成する際に、転位密度分布のムラが低減するため、最終的に得られる自立基板全体として、転位密度のムラが一層低減する。また、熱膨張差を利用して、配向多結晶焼結体の剥離を促進する効果もある。
　また、好適な実施形態においては、図４（ａ）に示すように、配向多結晶焼結体４の表面を加工する。８は加工部分を示し、例えば溝や凹部になっている。
　次いで、第一の窒化物層３を、配向多結晶焼結体４の優先結晶方位に概ね倣った優先結晶方位を有するようにハイドライド気相成長法またはアモノサーマル法によって育成する。次いで、第一の窒化物層３上に第二の窒化物層４を第一の窒化物層の優先結晶方位に概ね倣った優先結晶方位を有するようにナトリウムフラックス法で形成し、自立基板１Ａを得る。
　好適な実施形態においては、図４（ｂ）に示すように第一の窒化物層３から配向多結晶焼結体４を除去する。
　配向多結晶焼結体上に加工部分を形成することによって、ハイドライド気相成長法やアモノサーマル法によって第一の窒化物層を形成する際に、転位密度分布のムラが低減するため、最終的に得られる自立基板全体として、転位密度のムラが一層低減する。また、熱膨張差を利用して、配向多結晶焼結体の剥離を促進する効果もある。
　また、本発明では、前記自立基板を作製した後、自立基板上に、自立基板の優先結晶方位に概ね倣った優先結晶方位を有するように半導体からなる機能層を設けることで機能素子を得る。
　好適な実施形態においては、機能層が発光機能、整流機能、電力制御機能を有する。
　第二の窒化物層をナトリウムフラックス法によって形成する際には、２５℃、大気圧で液状のゲルマニウム化合物を含有させる。これによって、転位密度の面内分布が著しく抑制される。
　ナトリウムフラックス法で成長した１３族元素窒化物は、波長３５０ｎｍ以下の光（例えば水銀ランプの光）を照射したときに、４４０～４７０ｎｍにピークを有する蛍光（青色の蛍光）を発する。これに対して、ハイドライド気相成長法やアモノサーマル法により作製した１３族元素窒化物は、波長３５０ｎｍ以下の光を照射すると、黄色の蛍光を発する（ピーク波長は５４０～５８０ｎｍ）。このため、波長３５０ｎｍ以下の光を照射したときに発する蛍光の色によって、ナトリウムフラックス法による１３族元素窒化物か、ハイドライド気相成長法やアモノサーマル法による１３族元素窒化物かを区別することができる。
（実施例１）
　（ｃ面配向性アルミナ焼結体の作製）
　原料として、板状アルミナ粉末（キンセイマテック株式会社製、グレード００６１０）を用意した。板状アルミナ粒子１００重量部に対し、バインダー（ポリビニルブチラール：品番ＢＭ－２、積水化学工業株式会社製）７重量部と、可塑剤（ＤＯＰ：ジ（２－エチルヘキシル）フタレート、黒金化成株式会社製）３．５重量部と、分散剤（レオドールＳＰ－Ｏ３０、花王株式会社製）２重量部と、分散媒（２－エチルヘキサノール）を混合した。分散媒の量は、スラリー粘度が２００００ｃＰとなるように調整した。上記のようにして調製されたスラリーを、ドクターブレード法によって、ＰＥＴフィルムの上に、乾燥後の厚さが２０μｍとなるように、シート状に成形した。得られたテープを口径５０．８ｍｍ（２インチ）の円形に切断した後１５０枚積層し、厚さ１０ｍｍのＡｌ板の上に載置した後、真空パックを行った。この真空パックを８５℃の温水中で、１００ｋｇｆ／ｃｍ２の圧力にて静水圧プレスを行い、円盤状の成形体を得た。
　得られた成形体を脱脂炉中に配置し、６００℃で１０時間の条件で脱脂を行った。得られた脱脂体を黒鉛製の型を用い、ホットプレスにて窒素中１６００℃で４時間、面圧２００ｋｇｆ／ｃｍ２の条件で焼成した。得られた焼結体を熱間等方圧加圧法（ＨＩＰ）にてアルゴン中１７００℃で２時間、ガス圧１５００ｋｇｆ／ｃｍ２の条件で再度焼成した。
  このようにして得た焼結体をセラミックスの定盤に固定し、砥石を用いて＃２０００まで研削して板面を平坦にした。次いで、ダイヤモンド砥粒を用いたラップ加工により、板面を平滑化し、口径５０．８ｍｍ（２インチ）、厚さ１ｍｍの配向アルミナ焼結体を配向アルミナ基板として得た。砥粒のサイズを３μｍから０．５μｍまで段階的に小さくしつつ、平坦性を高めた。加工後の平均粗さＲａは１ｎｍであった。
（配向性アルミナ基板の配向度の評価）
  得られた配向性アルミナ基板の配向度を確認するため、ＸＲＤ（Ｘ線回折）により本実験例における測定対象とする結晶面であるｃ面の配向度を測定した。ＸＲＤ装置（株式会社リガク製、ＲＩＮＴ－ＴＴＲ  ＩＩＩ）を用い、配向アルミナ基板の板面に対してＸ線を照射したときの２θ＝２０～７０°の範囲でＸＲＤプロファイルを測定した。ｃ面配向度は、以下の式により算出した。この結果、本実験例におけるｃ面配向度の値は９７％であった。
（配向性アルミナ基板の焼結体粒子の粒径評価）
  配向アルミナ基板の焼結体粒子について、板面の平均粒径を以下の方法により測定した。得られた配向アルミナ基板の板面を研磨し、１５５０℃で４５分間サーマルエッチングを行った後、走査電子顕微鏡にて画像を撮影した。視野範囲は、得られる画像の対角線に直線を引いた場合に、いずれの直線も１０個から３０個の粒子と交わるような直線が引けるような視野範囲とした。得られた画像の対角線に引いた２本の直線において、直線が交わる全ての粒子に対し、個々の粒子の内側の線分の長さを平均したものに１．５を乗じた値を板面の平均粒径とした。この結果、板面の平均粒径は１００μｍであった。
（ハイドライド気相成長法による窒化ガリウム層の成膜）
　上記工程で作製した基板をＨＶＰＥ炉に入れ、８００℃に加熱されたソースボート上の金属ガリウム（Ｇａ）と塩化水素（ＨＣｌ）ガスとを反応させることにより、塩化ガリウム（ＧａＣｌ）ガスを生成し、塩化ガリウムガスと、原料ガスとしてアンモニア（ＮＨ３）ガス、キャリアガスとしての水素（Ｈ２）とを、加熱された上記配向アルミナ基板の主表面に供給することにより、基板上で窒化ガリウム結晶を成長させた。結晶成長は、まず５５０℃に加熱された配向アルミナ基板上に窒化ガリウム緩衝層を４０ｎｍ形成した後、１１００℃まで昇温し窒化ガリウムの厚膜層を形成した。成長速度は約２００μｍ／時間で、設計膜厚に応じて成長時間を調整し、所望の膜厚を得た。得られた試料は、口径５０．８ｍｍ（２インチ）の基板の全面上に窒化ガリウム結晶が成長しており、クラックは確認されなかった。
（ナトリウムフラックス法によるＧｅドープ窒化ガリウム層の成膜）
  上記工程で作製した基板を、内径８０ｍｍ、高さ４５ｍｍの円筒平底のアルミナ坩堝の底部分に設置し、次いで融液組成物をグローブボックス内で坩堝内に充填した。融液組成物の組成は以下のとおりである。
・金属Ｇａ：６０ｇ
・金属Ｎａ：６０ｇ
・四塩化ゲルマニウム：１．８５ｇ
  このアルミナ坩堝を耐熱金属製の容器に入れて密閉した後、結晶育成炉の回転が可能な台上に設置した。窒素雰囲気中で８７０℃、４．０ＭＰａまで昇温加圧後、溶液を回転することで、撹拌しながら窒化ガリウム結晶を成長させた。保持時間は設計膜厚に応じて調整し、所望の膜厚を得た。結晶成長終了後、３時間かけて室温まで徐冷し、結晶育成炉から育成容器を取り出した。エタノールを用いて、坩堝内に残った融液組成物を除去し、窒化ガリウム結晶が成長した試料を回収した。得られた試料は、５０．８ｍｍ（２インチ）の基板の全面上にＧｅドープ窒化ガリウム結晶が成長しており、成長速度は約１０μｍ／時間であった。クラックは確認されなかった。
（配向性アルミナ基板の除去と表面加工）
  こうして得られた試料から、配向性アルミナ基板を砥石による研削加工により除去して、窒化ガリウムの自立基板を得た。この自立基板の板面を＃６００及び＃２０００の砥石によって研削して板面を平坦にし、次いでダイヤモンド砥粒を用いたラップ加工により、板面を平滑化し、厚さ約４００μｍの窒化ガリウム自立基板を得た。なお、平滑化加工においては、砥粒のサイズを３μｍから０．１μｍまで段階的に小さくしつつ、平坦性を高めた。最後に、反応性イオンエッチングを行い、加工変質層除去を行い、自立基板に仕上げた。自立基板表面の加工後の平均粗さＲａは０．２ｎｍであった。
（転位密度、ボイドの測定）
　ついで、カソードルミネッセンス（CL）によって、得られた自立基板の最表面のダークスポットをカウントすることにより、転位密度を算出した。観察されるダークスポットの数に応じて観察視野を変え、観察視野を４列×４列に１６分割し、転位密度の最大値と最小値から、転位密度分布のムラを比較した。また、転位密度の平均値も算出した。更に、最表面における大きさが３０μm以上のボイドの有無は微分干渉顕微鏡によって観察した。
　なお、表１に示すサンプルＡ～Ｄを作製し、それぞれについて上記の実験を行った。これとともに、前記において、第二の窒化物層を形成せず、ハイドライド気相成長法によって第一の窒化物層を形成したところで止め、サンプルＥとした。また、ハイドライド気相成長法による第一の窒化物層の形成を行わず、ナトリウムフラックス法によって第二の窒化物層のみを形成し、サンプルＦとした。なお、サンプルＡ～Ｆにおいて、第一の窒化物層の厚さと第二の窒化物層の厚さとの合計値は４００μｍに統一した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
　サンプルＥからわかるように、ハイドライド気相成長法で形成した第一の窒化物層の表面では、転位密度のバラツキが大きく、また転位密度の平均値も大きいが、表面にボイドは観察されなかった。一方、サンプルＦから分かるように、第一の窒化物層を形成せず、Ｎａフラックス法で形成した第二の窒化物層のみの場合の表面では、転位密度のバラツキが小さく、また転位密度の平均値も小さいが、表面にボイドが観察された。
　これに対して、本発明例（サンプルＡ～Ｄ）では、転位密度のバラツキが抑制され、表面のボイドが見られなかった。
（実施例２）
　実施例１のサンプルＣと同様にして、自立基板を作製した。
　ただし、実施例１と異なり、ハイドライド気相成長法によって窒化ガリウム結晶からなる第一の窒化物層を成膜する際に、ドープ量が２×１０１９ｃｍ－３となるように四フッ化ケイ素(ＳｉＦ4)ガスの流量を調整し、Ｓｉをドープした。また、ナトリウムフラックス法によって窒化ガリウム第二の窒化物層を成膜する際には、四塩化ゲルマニウムをドーパントとして用いた。
　得られた自立基板について、体積抵抗率をホール効果測定により測定したところ、n型であり、体積抵抗率は７mΩ・cmであった。
(実施例３)
　実施例１のサンプルＣと同様にして、自立基板を作製した。
　ただし、実施例１と異なり、ハイドライド気相成長法によって窒化ガリウム結晶からなる第一の窒化物層を成膜する際に、Ｍｇをドープした。また、ナトリウムフラックス法によって窒化ガリウム第二の窒化物層を成膜する際には、Ｍｇをドープした。
　得られた自立基板について、窒化物層をホール効果測定により測定したところ、ｐ型を示した。
(実施例４)
　実施例１のサンプルＣと同様にして、自立基板を作製した。
　ただし、実施例１と異なり、ハイドライド気相成長法によって窒化ガリウム結晶からなる第一の窒化物層を成膜する際に、亜鉛をドープした。また、ナトリウムフラックス法によって窒化ガリウム第二の窒化物層を成膜する際には、亜鉛をドーパントとして用いた。
　得られた自立基板について、第一の窒化物層の体積抵抗率をホール効果測定により測定したところ、n型であり、体積抵抗率は５×１０５Ω・cmであり、高抵抗率化していた。
(実施例５)
　実施例２で得られたサンプルCの自立基板の第二の窒化物層の表面に、以下のようにして、ＬＥＤ（発光ダイオード）構造を形成した。
（ＭＯＣＶＤ法による発光機能層の成膜）
  ＭＯＣＶＤ（有機金属化学的気相成長）法を用いて、自立基板上にｎ型層として１０５０℃でＳｉ原子濃度が５×１０１８／ｃｍ３になるようにドーピングしたｎ－ＧａＮ層を１μｍ成膜した。次に発光層として７５０℃で多重量子井戸層を成膜した。具体的にはＩｎＧａＮによる２．５ｎｍの井戸層を５層、ＧａＮによる１０ｎｍの障壁層を６層にて交互に積層した。次にｐ型層として９５０℃でＭｇ原子濃度が１×１０１９／ｃｍ３になるようにドーピングしたｐ－ＧａＮを２００ｎｍ成膜した。その後、ＭＯＣＶＤ装置から取り出し、ｐ型層のＭｇイオンの活性化処理として、窒素雰囲気中で８００℃の熱処理を１０分間行った。
（発光素子の作製）
  フォトリソグラフィープロセスと真空蒸着法とを用いて、自立基板のｎ－ＧａＮ層及びｐ－ＧａＮ層とは反対側の面にカソード電極としてのＴｉ／Ａｌ／Ｎｉ／Ａｕ膜をそれぞれ１５ｎｍ、７０ｎｍ、１２ｎｍ、６０ｎｍの厚みでパターニングした。その後、オーム性接触特性を良好なものとするために、窒素雰囲気中での７００℃の熱処理を３０秒間行った。さらに、フォトリソグラフィープロセスと真空蒸着法とを用いて、ｐ型層に透光性アノード電極としてＮｉ／Ａｕ膜をそれぞれ６ｎｍ、１２ｎｍの厚みにパターニングした。その後、オーム性接触特性を良好なものとするために窒素雰囲気中で５００℃の熱処理を３０秒間行った。さらに、フォトリソグラフィープロセスと真空蒸着法とを用いて、透光性アノード電極としてのＮｉ／Ａｕ膜の上面の一部領域に、アノード電極パッドとなるＮｉ／Ａｕ膜をそれぞれ５ｎｍ、６０ｎｍの厚みにパターニングした。こうして得られたウェハーを切断してチップ化し、さらにリードフレーム(lead frame)に実装して、縦型構造の発光素子を得た。
（発光素子の評価）
  カソード電極とアノード電極間に通電し、Ｉ－Ｖ測定を行ったところ、整流性が確認された。また、順方向の電流を流したところ、波長４５０ｎｍの発光が確認された。
(実施例６)
　整流機能を有する機能素子を作製した。
　すなわち、実施例２で得られたサンプルCの自立基板の第二の窒化物層の表面に、以下のようにして、ショットキーバリアダイオード構造を成膜し、電極を形成することで、ダイオードを得、特性を確認した。
（ＭＯＣＶＤ法による整流機能層の成膜）
　ＭＯＣＶＤ（有機金属化学的気相成長）法を用いて、自立基板上にｎ型層として１０５０℃でＳｉ原子濃度が１×１０１７／ｃｍ３になるようにドーピングしたｎ－ＧａＮ層を１μｍ成膜した。
（整流素子の作製）
  フォトリソグラフィープロセスと真空蒸着法とを用いて、自立基板上のｎ－ＧａＮ層とは反対側の面にオーミック電極としてＴｉ／Ａｌ／Ｎｉ／Ａｕ膜をそれぞれ１５ｎｍ、７０ｎｍ、１２ｎｍ、６０ｎｍの厚みでパターニングした。その後、オーム性接触特性を良好なものとするために、窒素雰囲気中での７００℃の熱処理を３０秒間行った。さらに、フォトリソグラフィープロセスと真空蒸着法とを用いて、ＭＯＣＶＤ法で成膜したｎ－ＧａＮ層にショットキー電極としてＮｉ／Ａｕ膜をそれぞれ６ｎｍ、８０ｎｍの厚みでパターニングした。こうして得られたウェハーを切断してチップ化し、さらにリードフレーム(lead frame)に実装して、整流素子を得た。
（整流素子の評価）
  Ｉ－Ｖ測定を行ったところ、整流特性が確認された。
(実施例７)
　電力制御機能を有する機能素子を作製した。
　実施例１で得られたサンプルCと同様にして、自立基板を作製した。ただし、実施例１と異なり、Ｎａフラックス法によって窒化ガリウム結晶からなる第二の窒化物層を成膜する際に、不純物のドーピングは行わなかった。このようにして得られた自立基板の第二の窒化物層の表面に、以下のようにして、MOCVD法でAl0.3Ga0.7N/GaN HEMT構造を成膜し、電極を形成し、トランジスタ特性を確認した。
（ＭＯＣＶＤ法による電力制御機能層の成膜）
  ＭＯＣＶＤ（有機金属化学的気相成長）法を用いて、自立基板上にｉ型層として１０５０℃で不純物ドーピングをしていないＧａＮ層を３μｍ成膜した。次に機能層として同じ１０５０℃でAl0.3Ga0.7N層を２５ｎｍ成膜した。これによりAl0.3Ga0.7N/GaN HEMT構造が得られた。
（電力制御機能素子の作製）
  フォトリソグラフィープロセスと真空蒸着法とを用いて、ソース電極及びドレイン電極としてのＴｉ／Ａｌ／Ｎｉ／Ａｕ膜をそれぞれ１５ｎｍ、７０ｎｍ、１２ｎｍ、６０ｎｍの厚みでパターニングした。その後、オーム性接触特性を良好なものとするために、窒素雰囲気中での７００℃の熱処理を３０秒間行った。さらに、フォトリソグラフィープロセスと真空蒸着法とを用いて、ゲート電極としてＮｉ／Ａｕ膜をそれぞれ６ｎｍ、８０ｎｍの厚みでショットキー接合にて形成し、パターニングした。こうして得られたウェハーを切断してチップ化し、さらにリードフレーム(lead frame)に実装して、電力制御機能素子を得た。
（電力制御機能素子の評価）
　Ｉ－Ｖ特性を測定したところ、良好なピンチオフ特性が確認され、最大ドレイン電流は８００ｍＡ／ｍｍ、最大相互コンダクタンス２６０ｍＳ／ｍｍ特性を得た。
(実施例８)
　実施例１のサンプルＣと同様にして自立基板を作製した。
　ただし、実施例１とは異なり、配向性アルミナ焼結体を得た後に、その表面に、ストライプ形状のＳｉＯ２からなるマスクを形成した。マスクの幅は250μmとし、ウィンドウ幅は25μmとした。
　得られた自立基板の表面について、転位密度分布をサンプルCと同様に算出したところ、最大転位密度／最小転位密度は20となり、転位密度分布が低減した。また、転位密度の平均値は、３．８×１０３ｃｍ－２であった。
(実施例９)
　実施例１のサンプルＣと同様にして自立基板を作製した。
　ただし、実施例１とは異なり、配向性アルミナ焼結体を得た後に、その表面に、ストライプ形状のＳｉＯ２からなるマスクを形成した。マスクの幅は100μmとし、ウィンドウ幅は100μmとした。次いで、反応性イオンエッチングによって、配向性アルミナ基板のマスク面を1μmエッチングし、次いでマスクをBHFで除去することにより、基板表面に周期的な溝を形成した。
　得られた自立基板の表面について、転位密度分布をサンプルCと同様に算出したところ、最大転位密度／最小転位密度は36となり、転位密度分布が低減した。また、転位密度の平均値は、５．８×１０３ｃｍ－２であった。

Claims (37)

  1. 　ハイドライド気相成長法またはアモノサーマル法で育成され、ガリウム、アルミニウムおよびインジウムからなる群より選ばれた一種以上の元素の窒化物からなる第一の窒化物層および、前記第一の窒化物層上にナトリウムフラックス法で育成され、ガリウム、アルミニウムおよびインジウムからなる群より選ばれた一種以上の元素の窒化物からなる第二の窒化物層を備える自立基板であって、
    　前記第一の窒化物層において、前記第一の窒化物層の一対の主面間に延びる単結晶粒子が複数配列されており、
    　前記第二の窒化物層において、前記第二の窒化物層の一対の主面間に延びる単結晶粒子が複数配列されており、
    前記第一の窒化物層の厚みが、前記第二の窒化物層の厚みよりも大きいことを特徴とする、自立基板。
  2. 　前記第一の窒化物層の厚みをＴとし、前記第二の窒化物層の厚みをｔとしたとき、Ｔ／ｔが２以上であることを特徴とする、請求項１記載の自立基板。
  3. 　前記Ｔ／ｔが４以上であることを特徴とする、請求項２記載の自立基板
  4. 　前記第一の窒化物層の厚みが１００μｍ以上であることを特徴とする、請求項１～３のいずれか一つの請求項に記載の自立基板。
  5. 　前記第一の窒化物層において、前記単結晶粒子が、略法線方向に概ね揃った結晶方位を有しており、前記第二の窒化物層において、前記単結晶粒子が、略法線方向に概ね揃った結晶方位を有する、請求項１～４のいずれか一つの請求項に記載の自立基板。
  6. 　前記自立基板の表面の電子線後方散乱回折法の逆極点図マッピングによって測定した各単結晶粒子の結晶方位が、特定結晶方位から様々な角度で傾斜して分布し、その平均傾斜角が1～10°である、請求項１～５のいずれか一つの請求項に記載の自立基板。
  7. 　前記特定結晶方位がｃ面またはｍ面であることを特徴とする、請求項６記載の自立基板。
  8. 　前記第一の窒化物層の抵抗率が、前記第二の窒化物層の抵抗率よりも低いことを特徴とする、請求項１～７のいずれか一つの請求項に記載の自立基板。
  9. 　前記第一の窒化物層の抵抗率が３０mΩ・cm以下であることを特徴とする、請求項８記載の自立基板。
  10. 　前記単結晶粒子にn型ドーパントまたはp型ドーパントがドープされている、請求項１～９のいずれか一つの請求項に記載の自立基板。
  11. 　前記単結晶粒子がドーパントを含まない、請求項１～９のいずれか一つの請求項に記載の自立基板。
  12. 　前記第二の窒化物層の前記単結晶粒子に亜鉛がドープされていることを特徴とする、請求項１～１０のいずれか一つの請求項に記載の自立基板。
  13. 　請求項１～１２のいずれか一つの請求項に記載の自立基板と、この自立基板上に形成された半導体からなる機能層を備えていることを特徴とする、機能素子
  14. 　前記半導体を構成する単結晶粒子が、前記自立基板の優先結晶方位に概ね倣って成長した結晶方位を有する、請求項１３記載の機能素子。
  15. 　前記機能層を構成する前記半導体が、ガリウム、アルミニウムおよびインジウムからなる群より選ばれた一種以上の元素の窒化物からなる、請求項１３または１４記載の機能素子。
  16. 　前記機能層が発光機能を有することを特徴とする、請求項１３～１５のいずれか一つの請求項に記載の機能素子。
  17. 　前記機能層が整流機能を有することを特徴とする、請求項１３～１５のいずれか一つの請求項に記載の機能素子。
  18. 　前記機能層が電力制御機能を有することを特徴とする、請求項１３～１５のいずれか一つの請求項に記載の機能素子。
  19. 　請求項１～１２のいずれか一つの請求項に記載の自立基板に、前記自立基板の優先結晶方位に概ね倣った優先結晶方位を有するように半導体からなる機能層を設ける工程を含む、機能素子の製造方法。
  20. 　前記機能層を構成する前記半導体が、ガリウム、アルミニウムおよびインジウムからなる群より選ばれた一種以上の元素の窒化物からなる、請求項１９記載の方法。
  21. 　前記機能層が発光機能を有することを特徴とする、請求項１９または２０記載の方法。
  22. 　前記機能層が整流機能を有することを特徴とする、請求項１９または２０記載の方法。
  23. 前記機能層が電力制御機能を有することを特徴とする、請求項１９または２０記載の方法。
  24. 　第一の窒化物層を、配向多結晶焼結体の優先結晶方位に概ね倣った優先結晶方位を有するようにハイドライド気相成長法またはアモノサーマル法によって育成し、前記第一の窒化物層がガリウム、アルミニウムおよびインジウムからなる群より選ばれた一種以上の元素の窒化物からなる工程、および
    　前記第一の窒化物層上に第二の窒化物層を前記第一の窒化物層の優先結晶方位に概ね倣った優先結晶方位を有するようにナトリウムフラックス法で形成し、前記第二の窒化物層が、ガリウム、アルミニウムおよびインジウムからなる群より選ばれた一種以上の元素の窒化物からなる工程
    を有しており、前記第一の窒化物層の厚みを前記第二の窒化物層の厚みよりも大きくすることを特徴とする、自立基板の製造方法。
  25. 　前記第一の窒化物層から前記配向多晶焼結体を除去することを特徴とする、請求項２４記載の方法。
  26. 　配向多結晶焼結体上に、選択成長用マスクを形成する工程、
    　第一の窒化物層を、前記配向多結晶焼結体の優先結晶方位に概ね倣った優先結晶方位を有するようにハイドライド気相成長法またはアモノサーマル法によって育成し、前記第一の窒化物層がガリウム、アルミニウムおよびインジウムからなる群より選ばれた一種以上の元素の窒化物からなる工程、および
    　前記第一の窒化物層上に第二の窒化物層を前記第一の窒化物層の優先結晶方位に概ね倣った優先結晶方位を有するようにナトリウムフラックス法で形成し、前記第二の窒化物層が、ガリウム、アルミニウムおよびインジウムからなる群より選ばれた一種以上の元素の窒化物からなる工程
    を有しており、前記第一の窒化物層の厚みを前記第二の窒化物層の厚みよりも大きくすることを特徴とする、自立基板の製造方法。
  27. 　前記第一の窒化物層から前記配向多結晶焼結体を除去することを特徴とする、請求項２６記載の方法。
  28. 　配向多結晶焼結体の表面を加工する工程、
    第一の窒化物層を、前記配向多結晶焼結体の優先結晶方位に概ね倣った優先結晶方位を有するようにハイドライド気相成長法またはアモノサーマル法によって育成し、前記第一の窒化物層がガリウム、アルミニウムおよびインジウムからなる群より選ばれた一種以上の元素の窒化物からなる工程、および
    　前記第一の窒化物層上に第二の窒化物層を前記第一の窒化物層の優先結晶方位に概ね倣った優先結晶方位を有するようにナトリウムフラックス法で形成し、前記第二の窒化物層が、ガリウム、アルミニウムおよびインジウムからなる群より選ばれた一種以上の元素の窒化物からなる工程
    を有しており、前記第一の窒化物層の厚みを前記第二の窒化物層の厚みよりも大きくすることを特徴とする、自立基板の製造方法。
  29. 　前記第一の窒化物層から前記配向多結晶焼結体を除去することを特徴とする、請求項２８記載の方法。
  30. 　前記配向多結晶焼結体の前記表面加工が周期的構造を有することを特徴とする、請求項２８または２９記載の方法。
  31. 　前記配向多結晶焼結体が配向多結晶アルミナ焼結体である、請求項２４～３０のいずれか一つの請求項に記載の方法。
  32. 　前記配向多結晶焼結体が透光性を有する、請求項２４～３１のいずれか一つの請求項に記載の方法。
  33. 　請求項２４～３２のいずれか一つの請求項に記載の方法によって前記自立基板を作製した後、前記自立基板上に、前記自立基板の優先結晶方位に概ね倣った優先結晶方位を有するように半導体からなる機能層を設ける工程を含む、機能素子の製造方法。
  34. 　前記機能層を構成する前記半導体が、ガリウム、アルミニウムおよびインジウムからなる群より選ばれた一種以上の元素の窒化物からなる、請求項３３記載の方法。
  35. 　前記機能層が発光機能を有することを特徴とする、請求項３３または３４記載の方法。
  36. 　前記機能層が整流機能を有することを特徴とする、請求項３３または３４記載の方法。
  37. 　前記機能層が電力制御機能を有することを特徴とする、請求項３３または３４記載の方法。
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