WO2016136547A1 - Ｃ面ＧａＮ基板 - Google Patents

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WO2016136547A1
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plane
plane gan
square
gan
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憲司 磯
悠貴 江夏
博充 木村
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三菱化学株式会社
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    • H01L21/02636—Selective deposition, e.g. simultaneous growth of mono- and non-monocrystalline semiconductor materials
    • H01L21/02647—Lateral overgrowth

Definitions

  • the present invention mainly relates to a C-plane GaN substrate.
  • GaN gallium nitride
  • GaN substrate which is a single crystal substrate composed only of GaN crystals
  • Nitride semiconductors are also called III-nitride compound semiconductors, nitride III-V compound semiconductors, GaN-based semiconductors, etc., and include GaN and some or all of GaN gallium in other periodic tables. Includes compounds substituted with Group 13 elements (B, Al, In, etc.).
  • One particularly useful GaN substrate is a C-plane GaN substrate having a main surface that is parallel or substantially parallel to the C-plane.
  • the C-plane GaN substrate has a gallium polar surface that is the main surface on the [0001] side and a nitrogen polar surface that is the main surface on the [000-1] side.
  • the gallium polar plane is mainly used to form nitride semiconductor devices.
  • Commercially produced C-plane GaN substrates use GaN crystals grown by the HVPE (hydride vapor phase epitaxy) method.
  • a c-axis oriented GaN film is grown by a MOVPE (metal organic chemical vapor deposition) method on a single crystal substrate having a composition different from that of GaN, such as a sapphire substrate or a GaAs substrate.
  • MOVPE metal organic chemical vapor deposition
  • a GaN template is used as a seed.
  • a GaN crystal is grown in the c-axis direction.
  • Patent Document 1 a growth mask for generating ELO (Epitaxial Lateral Overgrowth) is provided on the main surface of a seed substrate (Patent Document 1). According to this method, dislocations disappear due to the formation of dislocation loops when the crystals growing in the lateral direction are coreless.
  • Patent Document 2 discloses a method of generating surface pits accompanied with an inversion domain (a domain in which the polarity of the crystal is locally inverted) in a GaN crystal.
  • the growth direction of the GaN crystal is the [0001] direction (+ c direction), but in the inversion domain, it is the [000-1] direction ( ⁇ c direction). Dislocation defects that gather toward the surface pits are confined in the inversion domain.
  • One of the indicators for measuring the performance and reliability of semiconductor devices is current leakage during reverse bias.
  • a device with less leakage is more reliable.
  • group III nitride semiconductor devices where the main part of the device structure is composed of group III nitride semiconductor crystals, it is said that the crystal defect that is the main cause of current leakage during reverse bias is a screw dislocation (non-patented Document 1, Non-Patent Document 2).
  • the screw dislocation herein refers to a pure screw dislocation and does not include mixed dislocations (including a spiral component and an edge component).
  • the GaN substrate is mainly used as a substrate for a group III nitride semiconductor device.
  • a group III nitride semiconductor device having excellent reliability, it is desirable that the density of screw dislocations on the main surface of the GaN substrate used as the base is low. This is because the dislocation defects existing on the main surface of the GaN substrate are inherited by the group III nitride semiconductor crystal that is epitaxially grown thereon.
  • the GaN crystal with dislocations reduced by the ELO method disclosed in Patent Document 1 has a problem that it is difficult to process. Although the detailed reason is unknown, the GaN crystal grown so that the growing surface is a flat surface parallel to the C plane is prone to cracking when processing such as grinding and slicing is performed. This tendency becomes more remarkable when Si (silicon) is doped.
  • the C-plane GaN substrate manufactured from the GaN crystal including the inversion domain disclosed in Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2006-66496) has a disadvantage that a semiconductor device cannot be formed immediately above the inversion domain. That is, the nitride semiconductor device formed on such a C-plane GaN substrate is strongly restricted in shape and size.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and is formed from a GaN crystal grown so that surface pits are generated, but does not include an inversion domain and has a low density of screw dislocations in the gallium polar plane.
  • the main purpose is to provide a planar GaN substrate.
  • the screw dislocation herein means a pure screw dislocation that does not include mixed dislocations, and the same applies hereinafter unless otherwise specified.
  • Embodiments of the present invention include a C-plane GaN substrate, a nitride semiconductor device manufacturing method, and an epitaxial wafer described below.
  • a plurality of facet growth regions each having a closed ring shape are observed on the gallium polar plane, and the density of screw dislocations at any location on the gallium polar plane is less than 1 ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 , and C-plane GaN substrate having no inversion domain.
  • a high dislocation density portion having a dislocation density exceeding 1 ⁇ 10 7 cm ⁇ 2 and a low dislocation density portion having a dislocation density of less than 1 ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 are observed on the gallium polar surface.
  • An epitaxial wafer comprising the C-plane GaN substrate according to any one of [1] to [7] and at least one nitride semiconductor layer disposed on the C-plane GaN substrate.
  • a C-plane GaN substrate having a gallium polar surface A plurality of faceted growth regions each having a closed ring shape are observed on the gallium polar plane;
  • a high dislocation density portion having a dislocation density exceeding 1 ⁇ 10 7 cm ⁇ 2 and a low dislocation density portion having a dislocation density of less than 1 ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 are observed on the gallium polar plane. 10] or the C-plane GaN substrate according to [11].
  • An epitaxial wafer comprising the C-plane GaN substrate according to any one of [10] to [16] and at least one nitride semiconductor layer disposed on the C-plane GaN substrate.
  • a C-plane GaN substrate that is formed from a GaN crystal grown so as to generate surface pits but does not include an inversion domain and has a low density of screw dislocations in a gallium polar plane.
  • FIG. 1 is a drawing showing an example of a C-plane GaN substrate according to the present invention
  • FIG. 1 (a) is a perspective view
  • FIG. 1 (b) is a side view
  • FIG. 2 is a diagram for explaining how facet growth regions are formed.
  • FIG. 3 is a drawing showing an example of dot mask arrangement.
  • FIG. 3 (a) shows a square lattice arrangement
  • FIG. 3 (b) shows a triangular lattice arrangement.
  • 4A and 4B are diagrams showing examples of lattice patterns.
  • FIG. 4A shows a square lattice
  • FIG. 4B shows a triangular lattice.
  • FIG. 5 is a diagram illustrating an example of the mixing of dot masks having different dimensions.
  • FIG. 5 is a diagram illustrating an example of the mixing of dot masks having different dimensions.
  • FIG. 6 is a diagram illustrating an example of a net pattern.
  • FIG. 7 is a diagram illustrating an example of a dot pattern.
  • FIG. 8 shows an example of a complicated pattern.
  • FIG. 9 is a plan view showing a virtual grid drawn on the gallium polar surface of the C-plane GaN substrate.
  • the crystal axis parallel to [0001] is called c-axis
  • the crystal axis parallel to ⁇ 10-10> is called m-axis
  • the crystal axis parallel to ⁇ 11-20> is called a-axis.
  • the crystal plane orthogonal to the c-axis is referred to as C-plane
  • the crystal plane orthogonal to the m-axis is referred to as M-plane
  • the crystal plane orthogonal to the a-axis is referred to as A-plane.
  • the crystal axes, crystal planes, crystal orientations, etc. of GaN crystals are meant unless otherwise specified.
  • C-plane GaN substrate typically has a disk shape as shown in FIG. 1A is a perspective view, and FIG. 1B is a side view.
  • a C-plane GaN substrate 10 has a gallium polar surface 11 that is a main surface on the [0001] side, a nitrogen polar surface 12 that is a main surface on the [000-1] side, and a side surface 13. is doing.
  • the diameter of the C-plane GaN substrate 10 is 45 mm or more, and is usually 305 mm or less. Typical diameters are 45-55 mm (about 2 inches), 95-105 mm (about 4 inches), 145-155 mm (about 6 inches), 195-205 mm (about 8 inches), and the like.
  • the thickness is preferably 250 ⁇ m or more, more preferably 300 ⁇ m or more. Depending on the diameter, it can be made even thicker. Chamfering for smoothing the boundary between the gallium polar surface 11 and the side surface 13 can be appropriately performed as necessary. The same applies to the boundary between the nitrogen polar surface 12 and the side surface 13.
  • the C-plane GaN substrate 10 can be further provided with an orientation flat for indicating the crystal orientation, and a marking such as an index flat for easy identification of the gallium polar face 11 and the nitrogen polar face 12. Can be provided.
  • the main surface of the C-plane GaN substrate 10 may be parallel to the C-plane of the GaN crystal, but is preferably inclined slightly from the C-plane. This angle of inclination is called the off angle.
  • the preferred tilt direction when the gallium polar plane is tilted from the (0001) plane is a direction within a range of ⁇ 5 degrees centered on the ⁇ 10-10> direction, or centered on the ⁇ 11-20> direction. The direction is within ⁇ 5 degrees.
  • the absolute value of the off angle is usually 0.1 degree or more, preferably 0.2 degree or more, and is usually 10 degrees or less, preferably 2 degrees or less, more preferably 1 degree or less.
  • the GaN crystal constituting the C-plane GaN substrate of the present invention is manufactured by growing GaN in the c-axis direction on a seed.
  • a dot mask is provided on the surface of the seed, and as a result, at the initial stage of growth, as shown in FIG. 2A, pits are formed on the growth surface of the GaN crystal (the surface of the GaN crystal being grown). appear.
  • An inclined facet that is a facet other than the C-plane facet is exposed inside the pit.
  • the inclined facet is inclined with respect to the C plane.
  • Inclined facets are not limited, but, for example, ⁇ nn-2nk ⁇ facets such as ⁇ 11-22 ⁇ facets and ⁇ 11-21 ⁇ facets, ⁇ 10-11 ⁇ facets and ⁇ 10-12 ⁇ ⁇ N0-nk ⁇ facets, such as facets (where n and k are integers).
  • the facet exposed in the portion other than the pit is a C-plane facet.
  • a GaN crystal including a facet growth portion fg and a C-plane growth portion cg is formed as shown in FIG.
  • the facet growth part fg is a part formed by growth on the inclined facet
  • the C-plane growth part cg is a part formed by growth on the C-plane facet. Note that when the GaN crystal actually grows, the dimensions of the pits are not constant as shown in FIG. Perhaps due to local environmental differences, some pits grow with the growth of the GaN crystal and some pits become smaller.
  • a C-plane substrate having a facet growth region Rf and a C-plane growth region Rc on the main surface is obtained as shown in FIG.
  • the facet growth region Rf is a region where the facet growth portion fg is exposed
  • the C-plane growth region Rc is a region where the C-plane growth portion cg is exposed.
  • the facet growth part fg and the C-plane growth part cg are exposed on both the gallium polar face and the nitrogen polar face.
  • the contour of the facet growth region is a closed ring shape reflecting the shape of the pits formed on the growth surface of the GaN crystal.
  • the facet growth region Rf often has a contour shape close to a circle, but may have a distorted shape in a portion where pit coalescence or the like occurs during crystal growth.
  • a GaN crystal grown with a dot mask on the surface of the seed to form a facet growth part is less prone to cracking than a GaN crystal consisting only of the C-plane growth part, and grinding, slicing, etc.
  • the present inventors have found that they can sufficiently withstand. Although the detailed reason is not clear, dislocation groups are generated when a GaN crystal is grown so that pits are formed on the dot mask, and as a result, the stress may be relaxed. According to observations by the present inventors, the dislocation group is generated in the very vicinity of the dot mask, and the scale of the generated dislocation group tends to be reduced when the size of the dot mask is reduced.
  • the plurality of facet growth regions observed on the main surface of the C-plane GaN substrate of the present invention are all facet growth regions not accompanied by an inversion domain. Therefore, the C-plane GaN substrate of the present invention has an advantage that there are few restrictions on the shape and size of the nitride semiconductor device that can be formed thereon.
  • the C-plane GaN substrate of the present invention at least some of the plurality of facet growth regions observed on the main surface may be regularly arranged. This structure is related to the method of generating surface pits used when growing the GaN crystal constituting the substrate. As described above, the GaN crystal constituting the C-plane GaN substrate of the present invention is grown on a seed having a dot mask on the surface.
  • One surface pit is generated at the top of each dot mask. Therefore, when the dot masks are regularly arranged, pits regularly arranged like the dot mask are generated on the growth surface of GaN. The arrangement of the pits is reflected in the arrangement of facet growth portions formed in the GaN crystal, and further reflected in the arrangement of facet growth regions on the main surface of the C-plane GaN substrate.
  • the regular arrangement of the facet growth regions that can be observed on the main surface of the C-plane GaN substrate of the present invention is that when the GaN crystal constituting the substrate is grown, the dot mask is regularly arranged on the surface. It is a remnant that the seeds used were used. Therefore, a portion where the facet growth region is arranged in the square lattice can be observed on the main surface of the C-plane GaN substrate including the GaN crystal grown using the seed in which the dot mask is arranged in the square lattice.
  • the C-plane GaN substrate including a GaN crystal grown using a seed in which a mask is arranged in a triangular lattice, a portion in which facet growth regions are arranged in a triangular lattice can be observed.
  • the square lattice arrangement is the arrangement shown in FIG. 3A, and the dots are arranged at the lattice positions of the square lattice.
  • a square lattice is a lattice pattern in which squares of the same size are combined as shown in FIG.
  • the lattice position is a position where the straight lines constituting the lattice pattern intersect.
  • the triangular lattice arrangement is the arrangement shown in FIG. 3B, and the dots are arranged at the lattice positions of the triangular lattice.
  • the triangular lattice is a lattice pattern in which equilateral triangles having the same size are combined as shown in FIG. Pits are generated by the action of the dot mask in the initial stage of crystal growth.
  • the facet growth regions observed on the main surface of the C-plane GaN substrate of the present invention are often not only all but regularly arranged. In one example, there may be no regularity in the arrangement of facet growth regions observed on the main surface of the C-plane GaN substrate of the present invention.
  • the shape and arrangement of the facet growth region on the main surface of the C-plane GaN substrate can be examined using, for example, a fluorescence microscope. When visible light observation is performed with a fluorescence microscope, the facet growth region appears dark and the C-plane growth region appears bright.
  • the shape and arrangement of the facet growth region can also be known from the carrier concentration mapping image obtained based on the microscopic Raman spectroscopic measurement. In the facet growth region, the carrier concentration tends to increase from the center toward the outer periphery, so on the carrier concentration mapping image, the contour of each facet growth region in the part where a plurality of facet growth regions are in contact with each other Can be observed.
  • the etching rate is slightly different between the facet growth region and the C-plane growth region, when CMP or etching is included in the main surface finishing process, a nanoscale step may occur between the facet growth region and the C-plane growth region. is there.
  • the shape and arrangement of the facet growth region can be examined from a differential interference microscope image or an optical image obtained using a surface inspection apparatus for a semiconductor wafer.
  • the total area of all facet growth regions existing on the main surface is preferably 70% or more of the area of the main surface.
  • the ratio is more preferably 80% or more, and still more preferably 90% or more.
  • the facet area existing on the main surface includes not only those derived from the pits generated by the action of the dot mask described above, but also pits generated spontaneously regardless of the action of the dot mask. Origins can also be included.
  • the oxygen concentration in the facet growth region may be 5 ⁇ 10 17 cm ⁇ 3 or more, and further 1 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 or more.
  • the oxygen concentration here means an oxygen concentration measured at a depth of about 1 ⁇ m from the surface.
  • Such oxygen concentration can be measured by dynamic SIMS (Secondary Ion Mass Spectroscopy).
  • An n-type impurity such as silicon (Si) or germanium (Ge) may be added to the C-plane GaN substrate of the present invention to compensate for the lack of carrier concentration in the C-plane growth region.
  • the concentration of silicon in the C-plane growth region can reach 10 18 cm ⁇ 3 level.
  • the electrical resistivity of the C-plane GaN substrate of the present invention is usually 0.1 ⁇ cm or less, preferably 0.05 ⁇ cm or less, more preferably 0.02 ⁇ cm or less. Doping so that the electrical resistivity is less than 0.001 ⁇ cm may reduce the crystallinity and thermal conductivity of the GaN crystal.
  • the dislocation density in the gallium polar plane of the C-plane GaN substrate can be examined by forming etch pits corresponding to the dislocations and counting the etch pits using an SEM (scanning electron microscope).
  • Etch pits corresponding to dislocations can be formed, for example, by etching for 2 hours using 89% sulfuric acid heated to 270 ° C. as an etchant. It is well known to those skilled in the art that the type of dislocation can be discriminated by the size of the etch pit. Large etch pits are derived from screw dislocations and small etch pits are derived from edge dislocations. Intermediate size etch pits result from mixed dislocations.
  • the ratio of the diameters of the etch pits derived from the screw dislocation, mixed dislocation, and edge dislocation is approximately 5: 2: 1. Therefore, it is also possible to obtain the density of each of the screw dislocation, mixed dislocation, and edge dislocation.
  • the density of screw dislocations at any location on the gallium polar plane is less than 1 ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 . This is because, when a C-plane GaN substrate is etched under the above conditions, the number of etch pits corresponding to the screw dislocations contained in the square region (N ) Divided by the area of the square area (10 ⁇ 4 cm 2 ), the density of screw dislocations (N ⁇ 10 4 cm ⁇ 2 ) is less than 1 ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 . In a more preferred embodiment, the density of screw dislocations anywhere on the gallium polar face is less than 8 ⁇ 10 5 cm ⁇ 2 and even less than 5 ⁇ 10 5 cm ⁇ 2 .
  • the etching observed in the section is usually in more than half of the sections.
  • the number of pits is less than 1000.
  • more than half of the sections have a dislocation density of less than 1 ⁇ 10 7 cm ⁇ 2 .
  • the number of observed etch pits is less than 10 in 1% or more of all sections, that is, the dislocation density is less than 1 ⁇ 10 5 cm ⁇ 2 .
  • the screw dislocation density at an arbitrary location on the gallium polar plane is less than 1 ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 , even in a high dislocation density portion where the dislocation density exceeds 1 ⁇ 10 7 cm ⁇ 2. Is below 1 ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 . Even in the high dislocation density portion where the density of dislocation defects is locally increased, the density of the screw dislocations is such a low value. Therefore, the C-plane GaN substrate of the present invention has excellent reliability in nitriding. It is possible to form a physical semiconductor device.
  • the C-plane GaN substrate can be evaluated by a more simplified method. For example, a 1 cm ⁇ 1 cm square region on the gallium polar surface can be sampled at a rate of one location per 4 cm 2 , and the density of screw dislocations in each square region can be examined. An example will be described with reference to FIG. (I) On the gallium polar surface of the C-plane GaN substrate to be evaluated, a virtual grid is drawn in which a square is a 2 cm ⁇ 2 cm square. (Ii) One square area of 1 cm ⁇ 1 cm is selected from each square of the virtual grid drawn in (i) above.
  • the helical dislocation density of such a C-plane GaN substrate can be evaluated to be sufficiently low in practical use, and it is considered that a nitride semiconductor device having excellent reliability can be formed on the C-plane GaN substrate.
  • the density of screw dislocations at any location in the region is less than 8 ⁇ 10 5 cm ⁇ 2 , or even 5 ⁇ 10 5. It can be less than cm ⁇ 2 .
  • a method for producing a C-plane GaN substrate that can be suitably used for producing the C-plane GaN substrate of the present invention will be described below.
  • Seed preparation A GaN template is prepared by growing a c-axis oriented GaN film on a C-plane sapphire substrate by MOVPE. The size (diameter) of the GaN template may be appropriately selected according to the size of the C-plane GaN substrate to be manufactured. Next, a selective growth mask is formed on the main surface (GaN film surface) of the GaN template.
  • the material of the selective growth mask is not particularly limited as long as it can inhibit the growth start of the GaN crystal, and is, for example, a metal oxide, nitride, or oxynitride. Preferred examples are silicon oxide, silicon nitride and silicon oxynitride.
  • the selective growth mask is formed by forming a thin film having a thickness of 50 to 150 nm made of the above-described material by a method such as plasma CVD, vacuum deposition, or sputtering, and then patterning the thin film using a photolithography and etching technique. To do.
  • the selective growth mask is formed in a hybrid pattern in which a first pattern that is a pattern formed by a dot mask and a second pattern that is finer than the first pattern are overlapped.
  • the first pattern will be described. If the maximum width of the dot mask is 10 ⁇ m, pits can be generated on the surface of the GaN crystal grown on the seed by its action.
  • the maximum width of the dot mask can be 15 ⁇ m or more, further 30 ⁇ m or more, and further 50 ⁇ m or more.
  • the maximum width of the dot mask here is the width in the direction in which the width is maximum. For example, since the width of a circle is constant regardless of direction, the maximum width of a circle is equal to its diameter. The maximum width of a regular polygon with an even number of sides is equal to the diameter of its circumscribed circle.
  • the shape of the dot mask is, for example, a circle or a regular polygon, but is not limited. The influence of the shape of the dot mask on the shape of the surface pit generated above it has not been confirmed. However, in order to prevent the occurrence of abnormal growth, a circular shape or a shape close to a circular shape (for example, regular hexagon, regular octagon, regular dodecagon, etc.) is preferable.
  • the maximum width of the dot mask is usually 200 ⁇ m or less, preferably 150 ⁇ m or less, more preferably 100 ⁇ m or less. If the dot mask is too large, it will cause abnormal growth of the GaN crystal.
  • the arrangement of the dot masks in the first pattern is preferably a square lattice arrangement shown in FIG. 3A or a triangular lattice arrangement shown in FIG. 3B, but is not limited thereto. It is not essential that the dot masks have uniform dimensions. For example, dot masks having different dimensions may be mixed as shown in FIG. In FIG. 5A, two types of large and small dot masks are arranged at every other lattice position of a square lattice.
  • FIG. 5B is an example of a pattern in which there are a large dot mask and a small dot mask among the dot masks arranged in a triangular lattice.
  • the area ratio of the dot mask is about 2%.
  • the interval between the closest lattice positions in the square lattice, that is, the length of one side of the square as the unit lattice may be set to 632 ⁇ m.
  • the second pattern is a pattern provided in a blank portion (a portion without a dot mask) of the first pattern, and is a finer pattern than the first pattern.
  • An example of the second pattern is a net pattern.
  • a specific example of the net pattern is shown in FIG. 6A shows a triangular lattice net, FIG. 6B shows a rhombus lattice net, and FIG. 6C shows a hexagonal lattice net.
  • the opening is circular.
  • the net pattern in FIG. 6 (e) has hexagonal openings that are all 120 ° inside angles but are not regular hexagons.
  • the second pattern is a dot pattern.
  • a specific example of the dot pattern is shown in FIG.
  • the dot arrangements in FIGS. 7A to 7C are all triangular lattice arrangements, but the dot shapes are different.
  • the hexagons are not regular hexagons, and in FIG. A regular hexagon, which is a regular triangle in FIG.
  • each dot is in point contact with an adjacent dot.
  • the dot pattern may be a pattern in which the dot arrangement is a hexagonal lattice arrangement, a pattern in which the dot shape is a circle, a dodecagon, or the like. There is no limitation on the combination of dot arrangement and shape.
  • the second pattern may be a complicated pattern as shown in FIG.
  • the second pattern is a finer pattern than the first pattern.
  • the period of the second pattern is preferably 1/10 or less, more preferably 1/15 or less of the period of the first pattern. Furthermore, regardless of the period of the first pattern, the period of the second pattern is preferably 30 ⁇ m or less, more preferably 20 ⁇ m or less.
  • the width of the lines or dots constituting the second pattern can be set to one third or less, more preferably one fifth or less, and even one tenth or less of the width of the dot mask constituting the first pattern. . Whatever the width of the dot mask constituting the first pattern is, the width of the line or dot constituting the second pattern is preferably 5 ⁇ m or less, more preferably 3 ⁇ m or less.
  • the width of the line or dot constituting the second pattern is usually 0.5 ⁇ m or more, preferably 1 ⁇ m or more. If this width is too small, the cost of the photolithography process is increased, and the probability that a defect is generated in the second pattern is increased. Defects generated in the second pattern cause abnormal growth of the GaN crystal.
  • the period and the width of the lines or dots constituting the pattern are within the above-mentioned preferable range, and the aperture ratio (area ratio of the aperture in the second pattern) is 50% or less. Furthermore, it is preferable to make it 40% or less.
  • the aperture ratio of the second pattern is strongly related to the density of screw dislocations generated in the GaN crystal. On the other hand, for edge dislocations and mixed dislocations, the relationship between the density and the aperture ratio of the second pattern is not as strong as the screw dislocations.
  • the lower limit of the aperture ratio of the second pattern is 20%, and if it is lower than that, abnormal growth called crystal polymorphism tends to occur when a GaN crystal is grown on the seed.
  • GaN crystal 2.1 A GaN crystal is grown in the c-axis direction by the HVPE method, using the GaN template prepared in step 1 above, which has a selective growth mask on the main surface as a seed.
  • the HVPE apparatus an apparatus equipped with a hot wall type quartz reactor can be preferably used.
  • HCl (hydrochloric acid) gas is supplied to a Ga boat installed in the reactor, and HCl and metal Ga are reacted to generate GaCl gas.
  • This GaCl gas is reacted with NH 3 (ammonia) gas supplied into the reactor through a separate pipe, and the produced GaN is epitaxially grown on a seed placed at another location in the reactor.
  • NH 3 ammonia
  • the growth temperature in the initial stage of growth including the start of growth is preferably 980 ° C. or higher. More preferably, it is 985 degreeC or more. When the growth temperature is low, inversion domains are likely to be formed. In particular, at 970 ° C. or lower, inversion domains may be formed on all dot masks.
  • the growth temperature after the generation of pits on the growth surface may be set so as to maintain the state in which pits exist, and is not limited, but is preferably 980 to 1100 ° C.
  • the GaN crystal is usually grown until the distance from the bottom of the pit formed on the growth surface to the seed surface is 1 mm or more. There is no particular upper limit to the growth thickness, and the growth may be performed until the distance becomes 5 mm or more.
  • a growing GaN crystal may be doped with oxygen without intentionally supplying an oxygen-containing gas. It is in the facet growth part that oxygen is taken in. Therefore, it can be said that the above-described dot mask provided on the seed surface is also effective as a means for uniformly oxygen-doped GaN crystals. This is because if the dot mask is arranged evenly on the seed surface, pits are generated evenly on the surface of the GaN crystal grown on the seed mask, and a facet growth portion is formed without deviation.
  • oxygen gas O 2
  • a liner tube made of BN (boron nitride), SiC (silicon carbide) or the like is arranged in the reactor, and a seed is arranged inside thereof. Oxygen-containing gas generated from the reactor is prevented from reaching the seed.
  • chlorosilane SiH 3 Cl, SiH 2 Cl 2 , SiHCl 3 , SiCl 4
  • fluorosilane As a doping gas to the reactor.
  • the GaN crystal is doped with germanium, it is preferable to supply tetrachlorogermane (GeCl 4 ) as a doping gas to the reactor.
  • the supply of HCl gas to the Ga boat is stopped, the heating of the reactor is stopped, the growth of the GaN crystal is stopped, and the temperature of the reactor is lowered to room temperature.
  • the aperture ratio of the second pattern provided on the selective growth mask is 40% or less, the grown GaN crystal tends to be spontaneously separated from the seed while the temperature of the seed is lowered to room temperature.
  • the GaN crystal does not spontaneously separate from the seed, it is separated using a known means as appropriate, such as sawing, polishing, laser lift-off, etching, or the like.
  • GaN crystal grown in 2.2 is subjected to grinding or core drilling to manufacture an ingot having a cylindrical outer periphery.
  • this ingot is sliced parallel or substantially parallel to the C-plane using a wire saw slicer or an inner peripheral blade slicer to obtain a disk-shaped wafer.
  • one or both of the main surfaces of the obtained wafer are finished to a flat and smooth surface suitable for epitaxially growing a nitride semiconductor thin film thereon.
  • the damage layer is removed and smoothed by CMP (Chemical Mechanical Polishing) for epitaxial growth of nitride semiconductors.
  • CMP Chemical Mechanical Polishing
  • a suitable surface can be obtained.
  • processing by RIE Reactive Ion Etching
  • the damage layer on the nitrogen polar surface can be removed by wet or dry etching.
  • the nitrogen polar surface may become a matte surface by etching.
  • An epitaxial wafer can be obtained by epitaxially growing at least one nitride semiconductor layer on the C-plane GaN substrate of the present invention.
  • a nitride semiconductor device structure can be formed with the at least one nitride semiconductor layer.
  • nitride semiconductor devices There are no limitations on the types of nitride semiconductor devices that can be formed. Specific examples include light-emitting devices such as light-emitting diodes and laser diodes, rectifiers, bipolar transistors, field-effect transistors, and electronic devices such as HEMT (High Electron Mobility Transistor).
  • the C-plane GaN substrate of the present invention may be used as a semiconductor electrode in an electrochemical device such as an artificial photosynthesis device.
  • a GaN template was prepared by epitaxially growing a c-axis oriented GaN film having a thickness of about 3 ⁇ m on a C-plane sapphire substrate having a diameter of 76 mm by the MOVPE method.
  • the surface of the GaN film is a gallium polar surface.
  • An SiN x film having a thickness of 800 mm is deposited on the surface of this GaN template by a plasma CVD method, and then the SiN x film is patterned by using a normal photolithography and dry etching technique to selectively grow.
  • a mask was formed.
  • the pattern of the selective growth mask was a hybrid pattern in which the following first pattern and second pattern were overlaid.
  • the first pattern was a pattern in which regular hexagonal dot masks with a maximum width of 115 ⁇ m were arranged in a square lattice.
  • the distance between the closest lattice positions that is, the length of one side of the square as a unit lattice was set to 800 ⁇ m. Therefore, the number density of the dot mask was 156 cm ⁇ 2 and the area ratio of the dot mask in the selective growth mask was 1.35%.
  • the second pattern was a triangular lattice net pattern with a line width of 4 ⁇ m, and the period was set so that the aperture ratio was 48%.
  • a GaN crystal was grown on the GaN template by the HVPE method. An HVPE apparatus equipped with a hot wall type quartz reactor was used. The outer peripheral portion of the GaN template was covered with a ring, and only a region with a diameter of 70 mm in the main surface was exposed.
  • the growth temperature is 980 ° C.
  • the reactor pressure is 101 kPa
  • the NH 3 partial pressure is 10.4 kPa
  • the GaCl partial pressure is 1.1 kPa
  • the H 2 partial pressure is 65.2 kPa
  • the N 2 partial pressure is 24.7 kPa.
  • the growth temperature was increased from 980 ° C. to 1005 ° C. while continuing to supply the source gas and the carrier gas.
  • a GaN crystal was grown for 49 hours under conditions of a growth temperature of 1005 ° C., a reactor pressure of 101 kPa, an NH 3 partial pressure of 7.2 kPa, a GaCl partial pressure of 1.1 kPa, an H 2 partial pressure of 67.1 kPa, and an N 2 partial pressure of 25.6 kPa.
  • Grew. At this stage, dichlorosilane was also supplied into the reactor as a silicon doping gas.
  • the reactor temperature was lowered to room temperature, and the grown GaN crystal was taken out. Since the seed was broken apart and fixed to the grown GaN crystal, it was necessary to apply a strong force to peel off the seed.
  • the outer peripheral portion of the GaN crystal after the seed fragments were peeled off was processed into a cylindrical shape and then sliced to obtain a C-plane wafer having a diameter of 5 cm (2 inches). After removing the damage layer on the nitrogen polar surface of the C-plane wafer by alkaline etching, grinding, lapping and CMP were sequentially performed on the gallium polar surface to complete the C-plane GaN substrate.
  • the C-plane GaN substrate of Experiment 1 was etched for 2 hours using 89% sulfuric acid heated to 270 ° C. as an etchant.
  • the gallium polar surface after etching was observed by SEM, there were a portion where the number of etch pits observed in a 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m square region exceeded 1000 and a portion where the number was less than 100.
  • the dislocation density in the former part exceeds 1 ⁇ 10 7 cm ⁇ 2
  • the dislocation density in the latter part is less than 1 ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 .
  • the density of the screw dislocation was examined and found to be 8 ⁇ 10 5 cm ⁇ 2 at the maximum.
  • Experiment 2 The same GaN template as used in Experiment 1 was prepared, and a selective growth mask was formed on the GaN film of the GaN template in the same procedure as in Experiment 1. However, the second pattern of the selective growth mask was changed to a triangular lattice net pattern having a line width of 3 ⁇ m and an aperture ratio of 39%. Next, a GaN crystal was grown on the GaN template provided with a selective growth mask on the GaN film by the HVPE method. The same growth apparatus as in Experiment 1 was used, and the growth conditions were the same as in Experiment 1. After completing the growth of the GaN crystal, the reactor temperature was lowered to room temperature, and the grown GaN crystal was taken out.
  • the grown GaN crystal could be separated from the GaN template with almost no external force applied.
  • This GaN crystal was processed in the same procedure as in Experiment 1 to obtain a C-plane GaN substrate having a diameter of 5 cm (2 inches). Similar to the C-plane GaN substrate of Experiment 1, in the C-plane GaN substrate of Experiment 2, many cones were densely formed on the nitrogen polar surface by etching, whereas cones were formed on the gallium polar surface. It was not observed at all.
  • Experiment 3 The same GaN template as used in Experiment 1 was prepared, and a selective growth mask was formed on the GaN film of the GaN template in the same procedure as in Experiment 1.
  • the first pattern and the second pattern of the selective growth mask were changed as follows.
  • the first pattern was a pattern in which regular hexagonal dots having a maximum width of 23 ⁇ m were arranged in a square lattice. The distance between the closest lattice positions, that is, the length of one side of the square as the unit lattice was 200 ⁇ m. Therefore, the number density of the dot mask was 2496 cm ⁇ 2 and the area ratio of the dot mask in the selective growth mask was 0.9%.
  • the second pattern was a triangular lattice net pattern having a line width of 3 ⁇ m and an aperture ratio of 39%.
  • a GaN crystal was grown on the GaN template provided with a selective growth mask on the GaN film by the HVPE method.
  • the same growth apparatus as in Experiment 1 was used, and the growth conditions were the same as in Experiment 1.
  • the reactor temperature was lowered to room temperature, and the grown GaN crystal was taken out.
  • the grown GaN crystal could be separated from the GaN template with almost no external force applied.
  • This GaN crystal was processed in the same procedure as in Experiment 1 to obtain a C-plane GaN substrate having a diameter of 5 cm (2 inches). Similar to the C-plane GaN substrate of Experiment 1, in the C-plane GaN substrate of Experiment 3, many cones were densely formed on the nitrogen polar surface by etching, whereas cones were formed on the gallium polar surface. It was not observed at all.
  • Experiment 4 The same GaN template as used in Experiment 1 was prepared, and a selective growth mask was formed on the GaN film of the GaN template in the same procedure as in Experiment 1. However, the first pattern and the second pattern of the selective growth mask were changed as follows.
  • the first pattern was a pattern in which regular hexagonal dots having a maximum width of 35 ⁇ m were arranged in a square lattice. The distance between the closest lattice positions, that is, the length of one side of the square as the unit lattice was 200 ⁇ m. Therefore, the number density of the dot mask was 2496 cm ⁇ 2 , and the area ratio of the dot mask in the selective growth mask was 1.9%.
  • the second pattern was a triangular lattice net pattern having a line width of 3 ⁇ m and an aperture ratio of 39%.
  • a GaN crystal was grown on the GaN template provided with a selective growth mask on the GaN film by the HVPE method.
  • the same growth apparatus as in Experiment 1 was used, and the growth conditions were the same as in Experiment 1.
  • the reactor temperature was lowered to room temperature, and the grown GaN crystal was taken out.
  • the grown GaN crystal could be separated from the GaN template with almost no external force applied.
  • This GaN crystal was processed in the same procedure as in Experiment 1 to obtain a C-plane GaN substrate having a diameter of 5 cm (2 inches). Similar to the C-plane GaN substrate of Experiment 1, in the C-plane GaN substrate of Experiment 4, many cones were densely formed on the nitrogen polar surface by etching, whereas cones were formed on the gallium polar surface. It was not observed at all.
  • Experiment 5 The same GaN template as used in Experiment 1 was prepared, and a selective growth mask was formed on the GaN film of the GaN template in the same procedure as in Experiment 1. However, the first pattern and the second pattern of the selective growth mask were changed as follows.
  • the first pattern was a pattern in which regular hexagonal dots having a maximum width of 81 ⁇ m were arranged in a square lattice. The distance between the closest lattice positions, that is, the length of one side of the square as the unit lattice was 400 ⁇ m. Therefore, the number density of the dot mask was 624 cm ⁇ 2 , and the area ratio of the dot mask in the selective growth mask was 2.6%.
  • the second pattern was a triangular lattice net pattern with a line width of 2.5 ⁇ m and an aperture ratio of 34%.
  • a GaN crystal was grown on the GaN template provided with a selective growth mask on the GaN film by the HVPE method.
  • the same growth apparatus as in Experiment 1 was used, and the growth conditions were the same as in Experiment 1.
  • the reactor temperature was lowered to room temperature, and the grown GaN crystal was taken out.
  • the grown GaN crystal could be separated from the GaN template with almost no external force applied.
  • This GaN crystal was processed in the same procedure as in Experiment 1 to obtain a C-plane GaN substrate having a diameter of 5 cm (2 inches). Similar to the C-plane GaN substrate of Experiment 1, in the C-plane GaN substrate of Experiment 5, many cones were densely formed on the nitrogen polar surface by etching, whereas cones were formed on the gallium polar surface. It was not observed at all.
  • Experiment 6 The same GaN template as used in Experiment 1 was prepared, and a selective growth mask was formed on the GaN film of the GaN template in the same procedure as in Experiment 1. However, the second pattern of the selective growth mask was omitted. As in Experiment 1, the first pattern was a pattern in which regular hexagonal dots with a maximum width of 115 ⁇ m were arranged in a square lattice, and the distance between nearest lattice positions, that is, the length of one side of a square as a unit lattice was 800 ⁇ m. Since the second pattern was omitted, the selective growth mask was a pattern including only a dot mask arranged in a square lattice. Next, a GaN crystal was grown on the GaN template provided with a selective growth mask on the GaN film by the HVPE method. The same growth apparatus as in Experiment 1 was used, and the growth conditions were the same as in Experiment 1.
  • the grown GaN crystal was processed in the same procedure as in Experiment 1 to obtain a C-plane GaN substrate having a diameter of 5 cm (2 inches). Similar to the C-plane GaN substrate of Experiment 1, in the C-plane GaN substrate of Experiment 6, many cones were densely formed on the nitrogen polar surface by etching, whereas cones were formed on the gallium polar surface. It was not observed at all. When the gallium polar surface of the C-plane GaN substrate in Experiment 6 was observed with a fluorescence microscope, there were a plurality of facet growth regions each having a closed ring shape. The total area of the facet growth regions exceeded 80% of the area of the gallium polar face.
  • Experiment 7 The same GaN template as used in Experiment 1 was prepared, and a selective growth mask was formed on the GaN film of the GaN template in the same procedure as in Experiment 1. However, the second pattern of the selective growth mask was changed to a triangular lattice net pattern having a line width of 2 ⁇ m and an aperture ratio of 71%. Next, a GaN crystal was grown on the GaN template provided with a selective growth mask on the GaN film by the HVPE method. The same growth apparatus as in Experiment 1 was used, and the growth conditions were the same as in Experiment 1. After completing the growth of the GaN crystal, the reactor temperature was lowered to room temperature, and the grown GaN crystal was taken out. Since the seed was broken apart and fixed to the grown GaN crystal, it was necessary to apply a strong force to peel off the seed.
  • the GaN crystal after peeling off the seed fragments was processed in the same procedure as in Experiment 1 to obtain a C-plane GaN substrate having a diameter of 5 cm (2 inches). Similar to the C-plane GaN substrate of Experiment 1, in the C-plane GaN substrate of Experiment 7, many cones were densely formed on the nitrogen polar surface by etching, whereas cones were formed on the gallium polar surface. It was not observed at all. When the gallium polar surface of the C-plane GaN substrate in Experiment 7 was observed with a fluorescence microscope, there were a plurality of facet growth regions each having a closed ring shape. The total area of the facet growth regions exceeded 80% of the area of the gallium polar face.

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Abstract

　表面ピットが発生するように成長させたＧａＮ結晶から形成されるが、反転ドメインを含まず、しかも、ガリウム極性面における螺旋転位の密度が低いＣ面ＧａＮ基板を提供する。各々が閉環形状を有する複数のファセット成長領域がガリウム極性面に観察され、該ガリウム極性面上の任意の場所における螺旋転位の密度が１×１０6ｃｍ-2未満であり、かつ、反転ドメインを有さない、Ｃ面ＧａＮ基板が提供される。転位密度が１×１０7ｃｍ-2を超える高転位密度部と、転位密度が１×１０6ｃｍ-2未満の低転位密度部とが、該ガリウム極性面に観察されてもよい。

Description

Ｃ面ＧａＮ基板
　本発明は、主としてＣ面ＧａＮ基板に関する。
　ＧａＮ（窒化ガリウム）はIII－V 族化合物半導体の一種であり、六方晶系に属するウルツ鉱型の結晶構造を備える。
　近年、ＧａＮ結晶のみで構成された単結晶基板であるＧａＮ基板が、窒化物半導体デバイス用の基板として注目されている。
　窒化物半導体は、III 族窒化物系化合物半導体、窒化物系III－V 族化合物半導体、ＧａＮ系半導体などとも呼ばれ、ＧａＮを含む他、ＧａＮのガリウムの一部または全部を他の周期表第１３族元素（Ｂ、Ａｌ、Ｉｎ等）で置換した化合物を含む。
　特に有用なＧａＮ基板のひとつが、Ｃ面と平行または略平行な主表面を持つＣ面ＧａＮ基板である。
　Ｃ面ＧａＮ基板は、［０００１］側の主表面であるガリウム極性面と、［０００－１］側の主表面である窒素極性面とを有している。窒化物半導体デバイスの形成に使用されるのは、今のところ主にガリウム極性面である。
　商業的に生産されているＣ面ＧａＮ基板には、ＨＶＰＥ（ハイドライド気相エピタキシー）法によって成長されたＧａＮ結晶が使用されている。
　ＨＶＰＥ法によるＧａＮ結晶の成長では、サファイア基板、ＧａＡｓ基板等の、ＧａＮとは組成を異にする単結晶基板上に、ＭＯＶＰＥ（有機金属気相成長）法でｃ軸配向ＧａＮ膜を成長させてなるＧａＮテンプレートが、シードとして使用される。該ＧａＮテンプレート上で、ＧａＮ結晶はｃ軸方向に成長される。
　ＨＶＰＥ法で成長されるＧａＮ結晶の転位密度を低減するための、様々な手法が提案されている。
　典型例では、シード基板の主表面に、ＥＬＯ（Epitaxial Lateral Overgrowth）を発生させるための成長マスクが設けられる（特許文献１）。この方法によれば、横方向に成長する結晶同士がコアレスする際に、転位ループの形成による転位の消滅が起こる。
　特開２００６－６６４９６号公報（特許文献２）には、ＧａＮ結晶に反転ドメイン（結晶の極性が局所的に反転したドメイン）を伴う表面ピットを発生させる方法が開示されている。反転ドメイン以外において、ＧａＮ結晶の成長方向は［０００１］方向（＋ｃ方向）であるが、反転ドメインでは［０００－１］方向（－ｃ方向）である。表面ピットに向かって集まる転位欠陥が、反転ドメインに閉じ込められるという。
　半導体デバイスの性能や信頼性を測る指標のひとつに、逆バイアス時の電流リークがある。リークの少ないデバイスの方が、信頼性に優れる。デバイス構造の要部がIII族窒化物半導体結晶で構成されたIII族窒化物半導体デバイスにおいて、逆バイアス時の電流リークの主な原因となる結晶欠陥は螺旋転位であるといわれている（非特許文献１、非特許文献２）。ここでいう螺旋転位とは、純粋な螺旋転位をいい、混合転位（螺旋成分と刃状成分を含む）を含まない。
特開平１０－３１２９７１号公報 特開２００６－６６４９６号公報
J. W. Hsu, et al., Applied Physics Letters, Vol. 81, pp.79-81 (2002) B. S. Simpkins, et al., Journal of Applied Physics, Vol. 94,pp. 1448-1453 (2003)
　ＧａＮ基板は、主にIII族窒化物半導体デバイス用の基板として用いられる。信頼性に優れたIII族窒化物半導体デバイスを形成するには、下地に用いるＧａＮ基板の主表面における螺旋転位の密度が低いことが望ましいと考えられる。なぜなら、ＧａＮ基板の主表面に存在する転位欠陥は、その上にエピタキシャル成長するIII族窒化物半導体結晶に引き継がれるからである。
　前述の特許文献１（特開平１０－３１２９７１）に開示された、ＥＬＯ法によって転位を低減したＧａＮ結晶は、加工が難しいという問題がある。詳細な理由は不明だが、成長中の表面がＣ面に平行な平坦面となるように成長させたＧａＮ結晶は、研削、スライス等の加工を行ったときにクラックが入り易いのである。この傾向は、Ｓｉ（ケイ素）ドープしたとき更に顕著となる。
　前述の特許文献２（特開２００６－６６４９６）に開示された、反転ドメインを含むＧａＮ結晶から製造されたＣ面ＧａＮ基板には、反転ドメインの直上に半導体デバイスを形成できないという不都合がある。つまり、かかるＣ面ＧａＮ基板の上に形成される窒化物半導体デバイスは、形状および寸法上の制約を強く受ける。
　本発明は上記事情に鑑みなされたものであり、表面ピットが発生するように成長させたＧａＮ結晶から形成されるが、反転ドメインを含まず、しかも、ガリウム極性面における螺旋転位の密度が低いＣ面ＧａＮ基板を提供することを主たる目的とするものである。ここでいう螺旋転位は、混合転位を含まない、純粋な螺旋転位を意味し、以下においても特に断らない限り同じとする。
　本発明の実施形態には、以下に記載するＣ面ＧａＮ基板、窒化物半導体デバイスの製造方法およびエピタキシャルウエハが含まれる。
［１］各々が閉環形状を有する複数のファセット成長領域がガリウム極性面に観察され、該ガリウム極性面上の任意の場所における螺旋転位の密度が１×１０6ｃｍ-2未満であり、かつ、反転ドメインを有さない、Ｃ面ＧａＮ基板。
［２］前記ガリウム極性面上の任意の場所における螺旋転位の密度が８×１０5ｃｍ-2未満である、前記［１］に記載のＣ面ＧａＮ基板。
［３］転位密度が１×１０7ｃｍ-2を超える高転位密度部と、転位密度が１×１０6ｃｍ-2未満の低転位密度部とが、前記ガリウム極性面に観察される、前記［１］または［２］に記載のＣ面ＧａＮ基板。
［４］前記ガリウム極性面全体を一区画が１００μｍ角の正方形となるよう区分したとき、全区画の１％以上において転位密度が１×１０5ｃｍ-2未満である、前記［３］に記載のＣ面ＧａＮ基板。
［５］酸素ドープされている、前記［１］～［４］のいずれかに記載のＣ面ＧａＮ基板。
［６］ケイ素およびゲルマニウムのいずれか一方または両方でドープされている、前記［１］～［５］のいずれかに記載のＣ面ＧａＮ基板。
［７］表面にドットマスクが配置されたシードを用いて成長されたＧａＮ結晶を含む、前記［１］～［６］のいずれかに記載のＣ面ＧａＮ基板。
［８］前記［１］～［７］のいずれかに記載のＣ面ＧａＮ基板を準備するステップと、該準備したＣ面ＧａＮ基板上に少なくともひとつの窒化物半導体層をエピタキシャル成長させるステップとを含む、窒化物半導体デバイスの製造方法。
［９］前記［１］～［７］のいずれかに記載のＣ面ＧａＮ基板と、該Ｃ面ＧａＮ基板上に配置された少なくともひとつの窒化物半導体層と、を有するエピタキシャルウエハ。
［１０］ガリウム極性面を有するＣ面ＧａＮ基板であって、
各々が閉環形状を有する複数のファセット成長領域がガリウム極性面に観察されること、
ガリウム極性面上に、ひとマスが２ｃｍ×２ｃｍの正方形である仮想的なグリッドを描いたとき、該グリッドの各マスに少なくともひとつ、１ｃｍ×１ｃｍの正方形領域であって当該領域内の任意の場所における螺旋転位の密度が１×１０6ｃｍ-2未満である正方形領域が存在すること、および、
反転ドメインを有さないこと
を特徴とする、Ｃ面ＧａＮ基板。
［１１］前記グリッドの各マスに少なくともひとつ、１ｃｍ×１ｃｍの正方形領域であって当該領域内の任意の場所における螺旋転位の密度が８×１０5ｃｍ-2未満である正方形領域が存在する、前記［１０］に記載のＣ面ＧａＮ基板。
［１２］転位密度が１×１０7ｃｍ-2を超える高転位密度部と、転位密度が１×１０6ｃｍ-2未満の低転位密度部とが、ガリウム極性面に観察される、前記［１０］または［１１］に記載のＣ面ＧａＮ基板。
［１３］ガリウム極性面全体を一区画が１００μｍ角の正方形となるよう区分したとき、全区画の１％以上において転位密度が１×１０5ｃｍ-2未満である、前記［１２］に記載のＣ面ＧａＮ基板。
［１４］酸素ドープされている、前記［１０］～［１３］のいずれかに記載のＣ面ＧａＮ基板。
［１５］ケイ素およびゲルマニウムのいずれか一方または両方でドープされている、前記［１０］～［１４］のいずれかに記載のＣ面ＧａＮ基板。
［１６］表面にドットマスクが配置されたシードを用いて成長されたＧａＮ結晶を含む、前記［１０］～［１５］のいずれかに記載のＣ面ＧａＮ基板。
［１７］前記［１０］～［１６］のいずれかに記載のＣ面ＧａＮ基板を準備するステップと、該準備したＣ面ＧａＮ基板上に少なくともひとつの窒化物半導体層をエピタキシャル成長させるステップとを含む、窒化物半導体デバイスの製造方法。
［１８］前記［１０］～［１６］のいずれかに記載のＣ面ＧａＮ基板と、該Ｃ面ＧａＮ基板上に配置された少なくともひとつの窒化物半導体層と、を有するエピタキシャルウエハ。
　本発明によれば、表面ピットが発生するように成長させたＧａＮ結晶から形成されるが、反転ドメインを含まず、しかも、ガリウム極性面における螺旋転位の密度が低いＣ面ＧａＮ基板が提供される。
図１は、本発明のＣ面ＧａＮ基板の一例を示す図面であり、図１（ａ）は斜視図、図１（ｂ）は側面図である。 図２は、ファセット成長領域がどのようにして形成されるかを説明する図面である。 図３は、ドットマスクの配置例を示す図面であり、図３（ａ）は正方格子配置を、図３（ｂ）は三角格子配置を、それぞれ表す。 図４は、格子パターンの例を示す図面であり、図４（ａ）は正方格子を、図４（ｂ）は三角格子を、それぞれ表す。 図５は、寸法の異なるドットマスクの混在の態様を例示する図面である。 図６は、ネットパターンの例を示す図面である。 図７は、ドットパターンの例を示す図面である。 図８は、複雑なパターンの例を示す図面である。 図９は、Ｃ面ＧａＮ基板のガリウム極性面に仮想的なグリッドを描いたところを示す平面図である。
　ＧａＮ結晶では、［０００１］に平行な結晶軸がｃ軸、＜１０－１０＞に平行な結晶軸がｍ軸、＜１１－２０＞に平行な結晶軸がａ軸と呼ばれる。また、ｃ軸に直交する結晶面がＣ面、ｍ軸に直交する結晶面がＭ面、ａ軸に直交する結晶面がＡ面と呼ばれる。
　以下において、結晶軸、結晶面、結晶方位等に言及する場合には、特に断らない限り、ＧａＮ結晶の結晶軸、結晶面、結晶方位等を意味するものとする。
　以下では、具体的な実施形態に即して本発明を詳細に説明する。
１．Ｃ面ＧａＮ基板
　本発明のＣ面ＧａＮ基板は、典型的には図１に示すように、円盤の形状を有する。図１（ａ）は斜視図であり、図１（ｂ）は側面図である。
　図１を参照すると、Ｃ面ＧａＮ基板１０は、［０００１］側の主表面であるガリウム極性面１１と、［０００－１］側の主表面である窒素極性面１２と、側面１３とを有している。
　Ｃ面ＧａＮ基板１０の直径は４５ｍｍ以上であり、通常は３０５ｍｍ以下である。
　典型的な直径は、４５～５５ｍｍ（約２インチ）、９５～１０５ｍｍ（約４インチ）、１４５～１５５ｍｍ（約６インチ）、１９５～２０５ｍｍ（約８インチ）等である。
　Ｃ面ＧａＮ基板には、ハンドリングに不都合が生じない程度の強度が求められるので、その厚さは好ましくは２５０μｍ以上、より好ましくは３００μｍ以上である。直径に応じて、更に厚くすることもできる。
　ガリウム極性面１１と側面１３との境界を滑らかにするための面取りは、必要に応じて適宜行うことができる。窒素極性面１２と側面１３との境界についても同じである。
　Ｃ面ＧａＮ基板１０には、更に、結晶の方位を表示するオリエンテーション・フラットを設けることができる他、ガリウム極性面１１と窒素極性面１２の識別を容易にするためにインデックス・フラット等のマーキングを設けることができる。
　Ｃ面ＧａＮ基板１０の主表面は、ＧａＮ結晶のＣ面と平行であってもよいが、好ましくは、Ｃ面から僅かに傾斜させた方がよい。この傾斜の角度をオフ角という。
　ガリウム極性面を（０００１）面から傾斜させる場合の、好ましい傾斜方向は、＜１０－１０＞方向を中心とする±５度の範囲内の方向、または、＜１１－２０＞方向を中心とする±５度の範囲内の方向である。オフ角の絶対値は、通常０．１度以上、好ましくは０．２度以上であり、また、通常１０度以下、好ましくは２度以下、より好ましくは１度以下である。
　本発明のＣ面ＧａＮ基板においては、各々が閉環形状を有する複数のファセット成長領域がガリウム極性面に観察される。
　ファセット成長領域の定義と、ファセット成長領域がどのようにして形成されるのかについて、図２を参照して説明する。
　本発明のＣ面ＧａＮ基板を構成するＧａＮ結晶は、シード上でＧａＮをｃ軸方向に成長させることにより製造される。シードの表面にはドットマスクが設けられ、その作用によって、成長の最初期段階に、図２（ａ）に示すように、ＧａＮ結晶の成長面（成長途中にあるＧａＮ結晶の表面）にピットが発生する。
　ピットの内部には、Ｃ面ファセット以外のファセットである、傾斜ファセットが露出する。傾斜ファセットは、Ｃ面に対し傾斜している。傾斜ファセットは、限定されるものではないが、例えば、｛１１－２２｝ファセットや｛１１－２１｝ファセットのような｛ｎｎ－２ｎｋ｝ファセットや、｛１０－１１｝ファセットや｛１０－１２｝ファセットのような｛ｎ０－ｎｋ｝ファセットである（ここで、ｎ、ｋは整数である）。
　ピット以外の部分に露出するファセットは、Ｃ面ファセットである。
　成長面にピットが存在する状態を保ちながら成長させると、図２（ｂ）に示すように、ファセット成長部ｆｇとＣ面成長部ｃｇを含むＧａＮ結晶が形成される。ファセット成長部ｆｇは、傾斜ファセット上での成長によって形成された部分であり、Ｃ面成長部ｃｇは、Ｃ面ファセット上での成長により形成された部分である。
　注記すると、実際にＧａＮ結晶が成長するときには、ピットの寸法は図２（ｂ）に示すように一定ではなく、変化し得る。恐らくは局所的な環境の違いによって、あるピットはＧａＮ結晶の成長とともに大きくなり、また、あるピットは小さくなるということが起こる。
　ファセット成長部ｆｇとＣ面成長部ｃｇを含むＧａＮ結晶を加工すると、図２（ｃ）に示すように、主表面にファセット成長領域ＲｆとＣ面成長領域Ｒｃを有するＣ面基板が得られる。ファセット成長領域Ｒｆはファセット成長部ｆｇが露出した領域であり、Ｃ面成長領域ＲｃはＣ面成長部ｃｇが露出した領域である。ファセット成長部ｆｇとＣ面成長部ｃｇは、ガリウム極性面にも窒素極性面にも露出する。
　以上に説明した形成メカニズムから理解されるように、ファセット成長領域の輪郭は、ＧａＮ結晶の成長面に形成されるピットの形状を反映して、閉環形状となる。ファセット成長領域Ｒｆは、円に近い輪郭形状を持つものが多いが、結晶成長中にピット同士の合体等が起こった部分等では、歪んだ形状となることもある。
　シードの表面にドットマスクを設けて、ファセット成長部が形成されるように成長させたＧａＮ結晶は、Ｃ面成長部のみからなるＧａＮ結晶と比べてクラックが発生し難く、研削、スライス等の加工にも十分耐え得ることを、本発明者等は見出している。
　詳細な理由は明らかでないが、ドットマスク上にピットが生じるようにＧａＮ結晶を成長させると転位群が発生するので、その結果として応力が緩和されるのかも知れない。本発明者等が観察したところによれば、転位群はドットマスクのごく近傍で発生し、ドットマスクの寸法を小さくすると発生する転位群の規模が小さくなる傾向がある。
　本発明のＣ面ＧａＮ基板の主表面に観察される複数のファセット成長領域は、いずれも反転ドメインを付随しないファセット成長領域である。それ故に、本発明のＣ面ＧａＮ基板は、その上に形成し得る窒化物半導体デバイスの形状および寸法の制約が少ないという利点を有する。
　本発明のＣ面ＧａＮ基板では、主表面に観察される複数のファセット成長領域の少なくとも一部が規則的に配置されていてもよい。この構造は、基板を構成するＧａＮ結晶を成長させる際に用いられる、表面ピットの発生方法と関係している。
　前述の通り、本発明のＣ面ＧａＮ基板を構成するＧａＮ結晶は、表面にドットマスクが設けられたシード上に成長される。表面ピットは、各ドットマスクの上部にひとつずつ発生する。従って、ドットマスクを規則的に並べた場合には、ドットマスクと同様に規則的に並んだピットが、ＧａＮの成長面に発生する。
　このピットの配置が、ＧａＮ結晶中に形成されるファセット成長部の配置に反映され、更には、Ｃ面ＧａＮ基板の主表面におけるファセット成長領域の配置に反映される。
　このように、本発明のＣ面ＧａＮ基板の主表面に観察され得る、ファセット成長領域の規則的な配置は、基板を構成するＧａＮ結晶を成長させる際に、表面にドットマスクが規則的に配置されたシードが用いられたことの名残なのである。
　従って、ドットマスクが正方格子配置されたシードを用いて成長されたＧａＮ結晶を含むＣ面ＧａＮ基板の主表面には、ファセット成長領域が正方格子配置された部分が観察され得るし、また、ドットマスクが三角格子配置されたシードを用いて成長されたＧａＮ結晶を含むＣ面ＧａＮ基板の主表面には、ファセット成長領域が三角格子配置された部分が観察され得る。
　ここで、正方格子配置とは図３（ａ）に示す配置であり、ドットは正方格子の格子位置に配置される。正方格子とは、図４（ａ）に示すように、同じ大きさの正方形が組み合わされた格子パターンである。格子位置とは、格子パターンを構成する直線が交差する位置のことである。
　三角格子配置とは図３（ｂ）に示す配置であり、ドットは三角格子の格子位置に配置される。三角格子とは、図４（ｂ）に示すように、同じ大きさの正三角形が組み合わされた格子パターンである。
　ドットマスクの作用でピットが発生するのは、結晶成長の最初期段階であり、発生したピットの一部には、その後の結晶成長の過程で消失するものもあれば、隣のピットと合体して大型化するものもある。そのため、本発明のＣ面ＧａＮ基板の主表面に観察されるファセット成長領域は、全てではなく、一部のみが規則的に配置されている場合が多い。一例では、本発明のＣ面ＧａＮ基板の主表面に観察されるファセット成長領域の配置に、何らの規則性も見いだせないことがあり得る。
　Ｃ面ＧａＮ基板の主表面におけるファセット成長領域の形状と配置は、例えば、蛍光顕微鏡を用いて調べることができる。蛍光顕微鏡で可視光観察を行った場合、ファセット成長領域は暗く見え、Ｃ面成長領域は明るく見える。
　顕微ラマン分光測定に基づいて得られるキャリア濃度マッピング像からも、ファセット成長領域の形状と配置を知ることができる。ファセット成長領域内では、中央部から外周部に向かってキャリア濃度が高くなる傾向があるので、キャリア濃度マッピング像上では、複数のファセット成長領域が互いに接している部分における、各ファセット成長領域の輪郭を観察することができる。
　ファセット成長領域とＣ面成長領域ではエッチングレートが僅かに異なるので、主表面の仕上げ工程にＣＭＰまたはエッチングが含まれるとき、ファセット成長領域とＣ面成長領域の間にナノスケールの段差が生じる場合がある。かかる段差が生じたＣ面ＧａＮ基板では、微分干渉顕微鏡像や、半導体ウエハ用の表面検査装置を用いて得られる光学像から、ファセット成長領域の形状と配置を調べることができる。
　本発明のＣ面ＧａＮ基板において、主表面に存在する全てのファセット成長領域の面積の総和は、好ましくは、該主表面の面積の７０％以上である。該比率は、より好ましくは８０％以上であり、更に好ましくは９０％以上である。
　主表面に存在するファセット領域の中には、前述のドットマスクの作用で発生したピットに由来したものが含まれるだけではなく、該ドットマスクの作用によらずに、自発的に発生したピットに由来するものも含まれ得る。
　本発明のＣ面ＧａＮ基板において、ファセット成長領域における酸素濃度は、５×１０17ｃｍ-3以上、更には１×１０18ｃｍ-3以上であり得る。一方、Ｃ面成長領域の酸素濃度を１０17ｃｍ-3台まで高くすることは困難である。
　ここでいう酸素濃度は、表面から約１μｍの深さで測定される酸素濃度を意味している。かかる酸素濃度は、ダイナミックＳＩＭＳ（Secondary Ion Mass Spectroscopy）によって測定することができる。
　本発明のＣ面ＧａＮ基板には、Ｃ面成長領域におけるキャリア濃度不足を補うために、ケイ素（Ｓｉ）、ゲルマニウム（Ｇｅ）等のｎ型不純物を添加してもよい。例えばケイ素は、Ｃ面成長領域における濃度が１０18ｃｍ-3台に達し得る。
　本発明のＣ面ＧａＮ基板の電気抵抗率は、通常０．１Ωｃｍ以下であり、好ましくは０．０５Ωｃｍ以下、より好ましくは０．０２Ωｃｍ以下である。電気抵抗率が０．００１Ωｃｍ未満となる程のドーピングは、ＧａＮ結晶の結晶性や熱伝導率を低下させる可能性がある。
　Ｃ面ＧａＮ基板のガリウム極性面における転位密度は、転位に対応するエッチピットを形成し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いてそのエッチピットを数えることにより、調べることができる。
　転位に対応するエッチピットは、例えば、２７０℃に加熱した８９％硫酸をエッチャントに用いた２時間のエッチングによって形成することができる。
　転位の種類をエッチピットの大きさにより判別し得ることは、当業者にはよく知られている。大きなエッチピットは螺旋転位に由来し、小さなエッチピットは刃状転位に由来する。中間的な大きさのエッチピットは混合転位に由来する。上記エッチング条件を用いた場合、螺旋転位、混合転位および刃状転位のそれぞれに由来するエッチピットの直径の比は、略５：２：１となる。
　従って、螺旋転位、混合転位および刃状転位のそれぞれの密度を求めることも可能である。
　本発明の好ましい実施形態に係るＣ面ＧａＮ基板では、ガリウム極性面上の任意の場所における螺旋転位の密度が１×１０6ｃｍ-2未満である。これは、Ｃ面ＧａＮ基板を上記条件でエッチングした場合、そのガリウム極性面から１００μｍ角の正方形領域をどのように選んでも、該正方形領域内に含まれる螺旋転位に対応するエッチピットの数（Ｎ）を該正方形領域の面積（１０-4ｃｍ2）で除算して得られる螺旋転位の密度（Ｎ×１０4ｃｍ-2）が、１×１０6ｃｍ-2未満であることを意味する。
　より好ましい実施形態において、ガリウム極性面上の任意の場所における螺旋転位の密度は８×１０5ｃｍ-2未満、更には５×１０5ｃｍ-2未満である。
　上記条件でエッチングした本発明のＣ面ＧａＮ基板において、そのガリウム極性面全体を一区画が１００μｍ角の正方形となるように区分した場合、通常、半数を超える区画において、区画内に観察されるエッチピットの数は１０００個未満である。言い換えると、転位密度が１×１０7ｃｍ-2未満の区画が半数を超える。
　更に、１００μｍ角の正方形の区画の中には、観察されるエッチピットの数が１０００個を超える区画もあれば、１００個を下回る区画もあるのが普通である。すなわち、本発明のＣ面ＧａＮ基板のガリウム極性面には、転位密度が１×１０7ｃｍ-2を超える高転位密度部と、転位密度が１×１０6ｃｍ-2未満の低転位密度部とがあってもよい。
　好適例では、全区画のうち１％以上において、観察されるエッチピットの数が１０個未満、すなわち、転位密度が１×１０5ｃｍ-2未満である。
　ガリウム極性面上の任意の場所における螺旋転位の密度が１×１０6ｃｍ-2未満であるとは、転位密度が１×１０7ｃｍ-2を超える高転位密度部においても、螺旋転位の密度は１×１０6ｃｍ-2を下回るということである。
　転位欠陥の密度が局所的に高くなった高転位密度部においてすら、螺旋転位の密度がこのように低い値であるが故に、本発明のＣ面ＧａＮ基板上には、信頼性に優れた窒化物半導体デバイスを形成することが可能である。
　実用的には、より簡略化した方法でＣ面ＧａＮ基板の評価を行うこともできる。例えば、４ｃｍ2あたり１箇所の割合で、ガリウム極性面上の１ｃｍ×１ｃｍの正方形領域をサンプリングし、各正方形領域内における螺旋転位の密度を調べることができる。
　一例を、図９を参照して説明すると次のようである。
（i）評価すべきＣ面ＧａＮ基板のガリウム極性面上に、ひとマスが２ｃｍ×２ｃｍの正方形である、仮想的なグリッドを描く。
（ii）上記（i）で描いた仮想的なグリッドの各マスから、１ｃｍ×１ｃｍの正方形領域をひとつ選ぶ。ここで、かかる正方形領域を、ガリウム極性面の外縁からの距離が３ｍｍ未満の部分を含まないように選べないマス目は、サンプリングの対象外としてよい。また、この１ｃｍ×１ｃｍの正方形領域は、明らかに異常が認められる部分を含まないように選ぶことができる。
（iii）上記（ii）で選んだ各正方形領域における螺旋転位の密度を調べる。
　本発明の実施形態には、このようにサンプリングした１ｃｍ×１ｃｍの正方形領域の全てにおいて、当該領域内の任意の場所における螺旋転位の密度が１×１０6ｃｍ-2未満であるＣ面ＧａＮ基板が含まれる。かかるＣ面ＧａＮ基板の螺旋転位密度は、実用上十分に低いと評価でき、そのＣ面ＧａＮ基板上には、信頼性に優れた窒化物半導体デバイスを形成することが可能と考えられる。
　好適な実施形態においては、上記要領でサンプリングした全ての１ｃｍ×１ｃｍの正方形領域において、当該領域内の任意の場所における螺旋転位の密度が８×１０5ｃｍ-2未満、更には５×１０5ｃｍ-2未満であり得る。
２．Ｃ面ＧａＮ基板の製造方法
　本発明のＣ面ＧａＮ基板の製造に好適に用い得る、Ｃ面ＧａＮ基板の製造方法を以下に記す。
２．１．シードの準備
　Ｃ面サファイア基板上にＭＯＶＰＥ法でｃ軸配向ＧａＮ膜を成長させてなる、ＧａＮテンプレートを準備する。ＧａＮテンプレートの寸法（直径）は、製造しようとするＣ面ＧａＮ基板の寸法に応じて適宜選択すればよい。
　次いで、ＧａＮテンプレートの主表面（ＧａＮ膜表面）に選択成長マスクを形成する。選択成長マスクの材料は、ＧａＮ結晶の成長開始を阻害し得るものであればよく、例えば、金属の酸化物、窒化物または酸窒化物である。好適例は酸化ケイ素、窒化ケイ素および酸窒化ケイ素である。
　選択成長マスクは、上記材料からなる厚さ５０～１５０ｎｍの薄膜を、プラズマＣＶＤ、真空蒸着、スパッタリング等の方法で形成した後、該薄膜をフォトリソグラフィおよびエッチングの技法を用いてパターニングすることにより形成する。
　選択成長マスクは、ドットマスクが形成するパターンである第１パターンと、第１パターンより微細なパターンである第２パターンとを重ね合せた、混成パターンに形成する。
　まず、第１パターンについて説明する。
　ドットマスクは、その最大幅が１０μｍあれば、その作用によって、シード上に成長するＧａＮ結晶の表面にピットを発生させることができる。ドットマスクの最大幅は１５μｍ以上、更には３０μｍ以上、更には５０μｍ以上とすることができる。
　ここでいうドットマスクの最大幅とは、幅が最大となる方向の幅のことである。例えば、円の幅は方向によらず一定なので、円の最大幅はその直径に等しい。辺の数が偶数の正多角形の最大幅は、その外接円の直径と等しい。
　ドットマスクの形状は、例えば、円形または正多角形であるが、限定されるものではない。ドットマスクの形状が、その上方に発生する表面ピットの形状に与える影響は確認されていない。しかし、異常成長の発生を防ぐうえでは、円形または円形に近い形状（例えば、正六角形、正八角形、正十二角形等）が好ましい。
　ドットマスクの最大幅は、通常２００μｍ以下、好ましくは１５０μｍ以下、更に好ましくは１００μｍ以下である。ドットマスクが大き過ぎる場合、ＧａＮ結晶の異常成長の原因となる。
　第１パターンにおけるドットマスクの配置は、好ましくは、図３（ａ）に示す正方格子配置や図３（ｂ）に示す三角格子配置であるが、限定されるものではない。
　ドットマスクの寸法が均一であることは必須ではなく、例えば図５に示すように、寸法の異なるドットマスクを混在させてもよい。図５（ａ）では、大小２種類のドットマスクが、正方格子の格子位置に１個おきに配置されている。図５（ｂ）は、三角格子配置されたドットマスクの中に、大きなドットマスクと小さなドットマスクがあるパターンの一例である。
　選択成長マスクに占めるドットマスクの面積比が高く、例えば１０％を超える場合、シード上に成長させるＧａＮに結晶多形（polytype）と呼ばれる異常が生じ易い。従って、第１パターンを設計する際には、ドットマスクの寸法を上記の好ましい範囲内としつつ、該面積比が５％以下、更には２％以下、更には１％以下となるように、ドットの数密度を調整することが望ましい。
　例えば、直径１００μｍの円形ドットマスクを正方格子配置する場合、ドットマスク１個の面積が７．８５×１０-5ｃｍ2であるから、その数密度（＝格子位置の密度）を２５０ｃｍ-2とすれば、ドットマスクの面積比は約２％となる。ドットマスクの数密度を２５０ｃｍ-2とするには、正方格子における最近接格子位置間の間隔、つまり、単位格子である正方形の一辺の長さを、６３２μｍとすればよい。
　次に、第２パターンについて説明する。
　第２パターンは、前述の通り、第１パターンの余白部分（ドットマスクが無い部分）に設けるパターンであり、第１パターンより微細なパターンである。
　第２パターンの一例は、ネットパターンである。ネットパターンの具体例を図６に示す。図６（ａ）は三角格子ネット、図６（ｂ）は菱形格子ネット、図６（ｃ）は六角格子ネットを、それぞれ示す。図６（ｄ）のネットパターンでは、開口部が円形である。図６（ｅ）のネットパターンは、内角が全て１２０°であるが正六角形ではない、六角形の開口部を有している。
　第２パターンの他の一例は、ドットパターンである。ドットパターンの具体例を図７に示す。図７（ａ）～（ｃ）におけるドットの配置はいずれも三角格子配置であるが、ドットの形状が異なっており、図７（ａ）では正六角形ではない六角形、図７（ｂ）では正六角形、図７（ｃ）では正三角形である。図７（ｃ）では、ドットの各々が、隣接するドットと点接触している。
　ドットパターンは、図７に示すものの他、ドットの配置が六角格子配置であるパターン、ドットの形状が円形、十二角形等であるパターン等、であってもよい。ドットの配置と形状の組合せに限定はない。
　更に、第２パターンは、図８に示すような複雑なパターンであってもよい。
　第２パターンは、第１パターンよりも微細なパターンである。
　第２パターンの周期は、第１パターンの周期の好ましくは１０分の１以下、更には１５分の１以下である。
　更に、第１パターンの周期とは関係なく、第２パターンの周期は３０μｍ以下、更には２０μｍ以下であることが好ましい。
　第２パターンを構成するラインまたはドットの幅は、第１パターンを構成するドットマスクの幅の３分の１以下、更には５分の１以下、更には１０分の１以下とすることができる。
　第１パターンを構成するドットマスクの幅がいかなる値であろうと、第２パターンを構成するラインまたはドットの幅は、５μｍ以下、更には３μｍ以下であることが好ましい。
　一方で、第２パターンを構成するラインまたはドットの幅は、通常０．５μｍ以上、好ましくは１μｍ以上である。この幅が小さ過ぎる場合、フォトリソグラフィ工程のコストが高くなる他、第２パターンに欠陥が生じる確率が高くなる。第２パターンに発生した欠陥は、ＧａＮ結晶の異常成長の原因となる。
　第２パターンの設計にあたっては、その周期と、パターンを構成するラインまたはドットの幅を、上記の好ましい範囲内とするとともに、開口率（第２パターンに占める開口部の面積比）を５０％以下、更には４０％以下とすることが好ましい。
　本発明者等が見出しているところによれば、第２パターンの開口率は、ＧａＮ結晶に発生する螺旋転位の密度との関連性が強い。一方、刃状転位および混合転位については、その密度と第２パターンの開口率との関連性が螺旋転位ほどには強くない。
　第２パターンの開口率の下限は２０％であり、それよりも低くすると、シード上にＧａＮ結晶を成長させたときに、結晶多形と呼ばれる異常成長が発生し易い。
２．２．ＧａＮ結晶の成長
　上記２．１．で準備した、主表面に選択成長マスクを配置したＧａＮテンプレートをシードに用いて、ＨＶＰＥ法でＧａＮ結晶をｃ軸方向に成長させる。
　ＨＶＰＥ装置としては、ホットウォール型石英リアクターを備えるものを好ましく使用できる。リアクター内に設置したＧａボートにＨＣｌ（塩酸）ガスを供給し、ＨＣｌと金属Ｇａを反応させてＧａＣｌガスを生成させる。このＧａＣｌガスと、別途配管を通してリアクター内に供給されるＮＨ3（アンモニア）ガスとを反応させ、生成するＧａＮをリアクター内の別の場所に設置したシード上にエピタキシャル成長させる。
　成長開始時を含む成長初期段階の成長温度は、好ましくは９８０℃以上とする。より好ましくは９８５℃以上である。成長温度が低いと反転ドメインが形成され易くなり、特に９７０℃以下では全てのドットマスク上に反転ドメインが形成される場合がある。
　成長面にピットが発生した後の成長温度は、ピットが存在する状態が維持されるように設定すればよく、限定されるものではないが、好ましくは９８０～１１００℃である。
　ＧａＮ結晶は、通常、成長面に形成されたピットの底からシード表面までの距離が１ｍｍ以上となるまで、成長させる。成長厚さに特に上限はなく、該距離が５ｍｍ以上となるまで成長させてもよい。
　石英リアクターを用いた場合、酸素含有ガスを意図的に供給しなくても、成長するＧａＮ結晶が酸素でドープされる場合がある。酸素が取り込まれるのは、ファセット成長部である。従って、シード表面に設ける前述のドットマスクは、ＧａＮ結晶を均一に酸素ドープするための手段としても有効といえる。シード表面にドットマスクを偏りなく配置すれば、その上に成長するＧａＮ結晶の表面に偏りなくピットが発生し、ひいては、偏りなくファセット成長部が形成されるからである。
　オートドーピングだけに頼ったのではＧａＮ結晶の酸素濃度が不足するという場合は、リアクター内に酸素ガス（Ｏ2）を供給する。反対に、ＧａＮ結晶の酸素濃度を下げる必要がある場合には、リアクター内にＢＮ（窒化ホウ素）、ＳｉＣ（炭化ケイ素）等からなるライナー管を配置し、その内側にシードを配置することによって、リアクターから発生する酸素含有ガスがシードに達することを妨げる。
　ＧａＮ結晶をケイ素でドープする場合は、ドーピングガスとしてクロロシラン（ＳｉＨ3Ｃｌ、ＳｉＨ2Ｃｌ2、ＳｉＨＣｌ3、ＳｉＣｌ4）またはフルオロシランをリアクターに供給することが好ましい。ＧａＮ結晶をゲルマニウムでドープする場合は、ドーピングガスとしてテトラクロロゲルマン（ＧｅＣｌ4）をリアクターに供給することが好ましい。
　所定の成長時間が経過したら、ＧａボートへのＨＣｌガスの供給を停止するとともに、リアクターの加熱を停止して、ＧａＮ結晶の成長を止め、リアクターの温度を室温まで降下させる。
　選択成長マスクに設ける前述の第２パターンの開口率を４０％以下にすると、シードの温度が室温に下がる間に、成長したＧａＮ結晶がシードから自発的に分離する傾向がある。ＧａＮ結晶がシードから自発的に分離しない場合は、ソーイング、研磨、レーザー・リフトオフ、エッチング等、公知の手段を適宜使用して分離させる。
２．３．ＧａＮ結晶の加工
　円盤形状のＣ面ＧａＮ基板を作製する場合、上記２．２で成長させたＧａＮ結晶に、研削加工またはコアドリル加工を行い、外周部を円筒形としたインゴットを作製する。次いで、ワイヤソー・スライサーまたは内周刃スライサーを用いて、このインゴットをＣ面に平行または略平行にスライスし、円盤形のウエハを得る。
　更に、得られたウエハの主表面の一方または両方を、その上に窒化物半導体薄膜をエピタキシャル成長させるのに適した、平坦で平滑な表面に仕上げる。
　ガリウム極性面と窒素極性面のいずれであっても、研削、ラッピングを順次施して平坦化した後、ＣＭＰ（Chemical Mechanical Polishing）によってダメージ層除去および平滑化を行うことにより、窒化物半導体のエピタキシャル成長に適した表面とすることができる。ＣＭＰに加えて、あるいはＣＭＰに代えて、ＲＩＥ（Reactive Ion Etching）による加工を行ってもよい。
　窒化物半導体のエピタキシャル成長に使用することを予定していない主表面からも、ダメージ層は取り除くことが望ましい。窒素極性面のダメージ層は、ウェットまたはドライエッチングにより取り除くことが可能である。エッチングによって窒素極性面はマット面になる場合がある。
３．Ｃ面ＧａＮ基板の用途
　本発明のＣ面ＧａＮ基板上に、少なくともひとつの窒化物半導体層をエピタキシャル成長させて、エピタキシャルウエハを得ることができる。その際、その少なくともひとつの窒化物半導体層で、窒化物半導体デバイス構造を形成することができる。
　形成し得る窒化物半導体デバイスの種類に限定はなく、具体例としては、発光ダイオード、レーザダイオードなどの発光デバイス、整流器、バイポーラトランジスタ、電界効果トランジスタ、ＨＥＭＴ（High Electron Mobility Transistor）などの電子デバイス、温度センサ、圧力センサ、放射線センサ、可視光検出器、紫外光検出器などのセンサ、ＳＡＷ（Surface Acoustic Wave）デバイス、振動子、共振子、発振器、ＭＥＭＳ（Micro Electro Mechanical Systems）部品、電圧アクチュエータ、太陽電池などが挙げられる。
　本発明のＣ面ＧａＮ基板は、人工光合成デバイス等の電気化学デバイスにおける半導体電極としても使用できる可能性がある。
４．実験結果
４．１．実験１
　直径７６ｍｍのＣ面サファイア基板上に、ＭＯＶＰＥ法によって厚さ約３μｍのｃ軸配向ＧａＮ膜をエピタキシャル成長させてなる、ＧａＮテンプレートを準備した。ＧａＮ膜の表面はガリウム極性面である。
　このＧａＮテンプレートのＧａＮ膜の表面に、プラズマＣＶＤ法によって厚さ８００ÅのＳｉＮx膜を堆積させた後、通常のフォトリソグラフィおよびドライエッチングの技法を用いて該ＳｉＮx膜をパターニングして、選択成長マスクを形成した。
　選択成長マスクのパターンは、次の第１パターンと第２パターンを重ね合せた混成パターンとした。
　第１パターンは、最大幅１１５μｍの正六角形ドットマスクが、正方格子配置されたパターンとした。最近接格子位置間の距離、すなわち、単位格子である正方形の一辺の長さは８００μｍとした。従って、ドットマスクの数密度は１５６ｃｍ-2であり、選択成長マスクに占めるドットマスクの面積比は１．３５％であった。
　第２パターンは、ライン幅４μｍの三角格子ネットパターンとし、開口率が４８％となるように、その周期を設定した。
　選択成長マスクの形成後、上記ＧａＮテンプレート上にＨＶＰＥ法でＧａＮ結晶を成長させた。ＨＶＰＥ装置は、ホットウォール型石英リアクターを備えるものを使用した。ＧａＮテンプレートは、外周部をリングで覆い、主表面内の直径７０ｍｍの領域だけを露出させた。
　エピタキシャル成長の開始から１５分間は、成長温度９８０℃、リアクター圧力１０１ｋＰａ、ＮＨ3分圧１０．４ｋＰａ、ＧａＣｌ分圧１．１ｋＰａ、Ｈ2分圧６５．２ｋＰａ、Ｎ2分圧２４．７ｋＰａという条件を用いた。
　次いで、原料ガスおよびキャリアガスの供給を続けながら、成長温度を９８０℃から１００５℃まで上昇させた。
　次いで、成長温度１００５℃、リアクター圧力１０１ｋＰａ、ＮＨ3分圧７．２ｋＰａ、ＧａＣｌ分圧１．１ｋＰａ、Ｈ2分圧６７．１ｋＰａ、Ｎ2分圧２５．６ｋＰａという条件で、４９時間、ＧａＮ結晶を成長させた。この段階では、ケイ素ドーピングガスとしてジクロロシランもリアクター内に供給した。
　ＧａＮ結晶の成長完了後、リアクター温度を室温まで下げて、成長したＧａＮ結晶を取り出した。シードはバラバラに割れており、成長したＧａＮ結晶に固着していたので、強く力を加えて剥ぎ取る必要があった。
　シードの破片を剥ぎ取った後のＧａＮ結晶の外周部を円筒形に加工し、次いでスライスすることにより、直径５ｃｍ（２インチ）のＣ面ウエハを得た。このＣ面ウエハの窒素極性面のダメージ層をアルカリエッチングによって除去した後、ガリウム極性面にグラインディング、ラッピングおよびＣＭＰを順次施して、Ｃ面ＧａＮ基板を完成させた。
　上記アルカリエッチングでは、８０℃に加熱したＫＯＨ水溶液をエッチャントに用い、処理時間は３０分間とした。該エッチング後の基板をＳＥＭ観察したところ、窒素極性面には多数のコーンが密に形成されていたのに対し、ガリウム極性面にはコーンが全く形成されていなかった。このことから、このＣ面ＧａＮ基板には反転ドメインが存在しないことが確認できた。
　次いで、作製したＣ面ＧａＮ基板について、各種の評価を行った。
　実験１のＣ面ＧａＮ基板のガリウム極性面には、蛍光顕微鏡で観察すると、各々が閉環形状を有する複数のファセット成長領域が存在していた。ファセット成長領域の面積の総和は、ガリウム極性面の面積の８０％を超えていた。
　ファセット成長領域における酸素濃度は、１０18ｃｍ-3台に達していた。
　Van der Pauw法で測定した実験１のＣ面ＧａＮ基板の電気抵抗率は、１×１０-2Ω・ｃｍと２×１０-2Ω・ｃｍの間であった。
　更に、２７０℃に加熱した８９％硫酸をエッチャントに用いて、実験１のＣ面ＧａＮ基板に２時間のエッチングを行った。
　エッチング後のガリウム極性面をＳＥＭ観察すると、１００μｍ×１００μｍの正方形領域内に観察されるエッチピットの数が１０００個を超える部分と、１００個未満である部分とが存在していた。前者の部分における転位密度は１×１０7ｃｍ-2を超えており、後者の部分における転位密度は１×１０6ｃｍ-2未満である。
　転位密度が１×１０7ｃｍ-2を超えている部分において、螺旋転位の密度を調べたところ、最大でも８×１０5ｃｍ-2であった。
４．２．実験２
　実験１で用いたものと同じＧａＮテンプレートを準備し、実験１と同様の手順で、そのＧａＮテンプレートのＧａＮ膜上に選択成長マスクを形成した。ただし、選択成長マスクの第２パターンを、ライン幅３μｍ、開口率３９％の三角格子ネットパターンに変更した。
　次いで、ＧａＮ膜上に選択成長マスクを設けたＧａＮテンプレートの上に、ＨＶＰＥ法でＧａＮ結晶を成長させた。実験１と同じ成長装置を使用し、成長条件も実験１と同じとした。
　ＧａＮ結晶の成長完了後、リアクター温度を室温まで下げて、成長したＧａＮ結晶を取り出した。成長したＧａＮ結晶は、殆ど外力を加えることなしに、ＧａＮテンプレートから分離させることができた。
　このＧａＮ結晶を、実験１と同様の手順で加工し、直径５ｃｍ（２インチ）のＣ面ＧａＮ基板を得た。実験１のＣ面ＧａＮ基板と同じように、この実験２のＣ面ＧａＮ基板においても、エッチングによって窒素極性面には多数のコーンが密に形成されたのに対し、ガリウム極性面にはコーンが全く観察されなかった。
　実験２のＣ面ＧａＮ基板のガリウム極性面を蛍光顕微鏡で観察すると、各々が閉環形状を有する複数のファセット成長領域が存在していた。ファセット成長領域の面積の総和は、ガリウム極性面の面積の８０％を超えていた。
　２７０℃に加熱した８９％硫酸をエッチャントに用いて２時間のエッチングを行った後の、実験２のＣ面ＧａＮ基板のガリウム極性面をＳＥＭ観察すると、１００μｍ×１００μｍの正方形領域内に観察されるエッチピットの数が１０００個を超える部分と、１００個未満である部分とが存在していた。前者の部分、すなわち転位密度が１×１０7ｃｍ-2を超えている部分において、螺旋転位の密度を調べたところ、最大でも１．４×１０5ｃｍ-2であった。
４．３．実験３
　実験１で用いたものと同じＧａＮテンプレートを準備し、実験１と同様の手順で、そのＧａＮテンプレートのＧａＮ膜上に選択成長マスクを形成した。ただし、選択成長マスクの第１パターンと第２パターンを次のように変更した。
　第１パターンは、最大幅２３μｍの正六角形ドットが正方格子配置されたパターンとした。最近接格子位置間の距離、すなわち、単位格子である正方形の一辺の長さは２００μｍとした。従って、ドットマスクの数密度は２４９６ｃｍ-2であり、選択成長マスクに占めるドットマスクの面積比は０．９％であった。
　第２パターンは、実験２と同じく、ライン幅３μｍ、開口率３９％の三角格子ネットパターンとした。
　次いで、ＧａＮ膜上に選択成長マスクを設けたＧａＮテンプレートの上に、ＨＶＰＥ法でＧａＮ結晶を成長させた。実験１と同じ成長装置を使用し、成長条件も実験１と同じとした。
　ＧａＮ結晶の成長完了後、リアクター温度を室温まで下げて、成長したＧａＮ結晶を取り出した。成長したＧａＮ結晶は、殆ど外力を加えることなしに、ＧａＮテンプレートから分離させることができた。
　このＧａＮ結晶を、実験１と同様の手順で加工し、直径５ｃｍ（２インチ）のＣ面ＧａＮ基板を得た。
　実験１のＣ面ＧａＮ基板と同じように、この実験３のＣ面ＧａＮ基板においても、エッチングによって窒素極性面には多数のコーンが密に形成されたのに対し、ガリウム極性面にはコーンが全く観察されなかった。
　実験３のＣ面ＧａＮ基板のガリウム極性面を蛍光顕微鏡で観察すると、各々が閉環形状を有する複数のファセット成長領域が存在していた。ファセット成長領域の面積の総和は、ガリウム極性面の面積の８０％を超えていた。
　２７０℃に加熱した８９％硫酸をエッチャントに用いて２時間のエッチングを行った後の、実験３のＣ面ＧａＮ基板のガリウム極性面をＳＥＭ観察すると、１００μｍ×１００μｍの正方形領域内に観察されるエッチピットの数が１０００個を超える部分と、１００個未満である部分とが存在していた。前者の部分、すなわち転位密度が１×１０7ｃｍ-2を超えている部分において、螺旋転位の密度を調べたところ、最大でも２×１０5ｃｍ-2であった。
４．４．実験４
　実験１で用いたものと同じＧａＮテンプレートを準備し、実験１と同様の手順で、そのＧａＮテンプレートのＧａＮ膜上に選択成長マスクを形成した。ただし、選択成長マスクの第１パターンと第２パターンを次のように変更した。
　第１パターンは、最大幅３５μｍの正六角形ドットが正方格子配置されたパターンとした。最近接格子位置間の距離、すなわち、単位格子である正方形の一辺の長さは２００μｍとした。従って、ドットマスクの数密度は２４９６ｃｍ-2であり、選択成長マスクに占めるドットマスクの面積比は１．９％であった。
　第２パターンは、実験２と同じく、ライン幅３μｍ、開口率３９％の三角格子ネットパターンとした。
　次いで、ＧａＮ膜上に選択成長マスクを設けたＧａＮテンプレートの上に、ＨＶＰＥ法でＧａＮ結晶を成長させた。実験１と同じ成長装置を使用し、成長条件も実験１と同じとした。
　ＧａＮ結晶の成長完了後、リアクター温度を室温まで下げて、成長したＧａＮ結晶を取り出した。成長したＧａＮ結晶は、殆ど外力を加えることなしに、ＧａＮテンプレートから分離させることができた。
　このＧａＮ結晶を、実験１と同様の手順で加工し、直径５ｃｍ（２インチ）のＣ面ＧａＮ基板を得た。
　実験１のＣ面ＧａＮ基板と同じように、この実験４のＣ面ＧａＮ基板においても、エッチングによって窒素極性面には多数のコーンが密に形成されたのに対し、ガリウム極性面にはコーンが全く観察されなかった。
　実験４のＣ面ＧａＮ基板のガリウム極性面を蛍光顕微鏡で観察すると、各々が閉環形状を有する複数のファセット成長領域が存在していた。ファセット成長領域の面積の総和は、ガリウム極性面の面積の８０％を超えていた。
　２７０℃に加熱した８９％硫酸をエッチャントに用いて２時間のエッチングを行った後の、実験４のＣ面ＧａＮ基板のガリウム極性面をＳＥＭ観察すると、１００μｍ×１００μｍの正方形領域内に観察されるエッチピットの数が１０００個を超える部分と、１００個未満である部分とが存在していた。前者の部分、すなわち転位密度が１×１０7ｃｍ-2を超えている部分において、螺旋転位の密度を調べたところ、最大でも４×１０5ｃｍ-2であった。
４．５．実験５
　実験１で用いたものと同じＧａＮテンプレートを準備し、実験１と同様の手順で、そのＧａＮテンプレートのＧａＮ膜上に選択成長マスクを形成した。ただし、選択成長マスクの第１パターンと第２パターンを次のように変更した。
　第１パターンは、最大幅８１μｍの正六角形ドットが正方格子配置されたパターンとした。最近接格子位置間の距離、すなわち、単位格子である正方形の一辺の長さは４００μｍとした。従って、ドットマスクの数密度は６２４ｃｍ-2であり、選択成長マスクに占めるドットマスクの面積比は２．６％であった。
　第２パターンは、ライン幅２．５μｍ、開口率３４％の三角格子ネットパターンとした。
　次いで、ＧａＮ膜上に選択成長マスクを設けたＧａＮテンプレートの上に、ＨＶＰＥ法でＧａＮ結晶を成長させた。実験１と同じ成長装置を使用し、成長条件も実験１と同じとした。
　ＧａＮ結晶の成長完了後、リアクター温度を室温まで下げて、成長したＧａＮ結晶を取り出した。成長したＧａＮ結晶は、殆ど外力を加えることなしに、ＧａＮテンプレートから分離させることができた。
　このＧａＮ結晶を、実験１と同様の手順で加工し、直径５ｃｍ（２インチ）のＣ面ＧａＮ基板を得た。
　実験１のＣ面ＧａＮ基板と同じように、この実験５のＣ面ＧａＮ基板においても、エッチングによって窒素極性面には多数のコーンが密に形成されたのに対し、ガリウム極性面にはコーンが全く観察されなかった。
　実験５のＣ面ＧａＮ基板のガリウム極性面を蛍光顕微鏡で観察すると、各々が閉環形状を有する複数のファセット成長領域が存在していた。ファセット成長領域の面積の総和は、ガリウム極性面の面積の８０％を超えていた。
　２７０℃に加熱した８９％硫酸をエッチャントに用いて２時間のエッチングを行った後の、実験５のＣ面ＧａＮ基板のガリウム極性面をＳＥＭ観察すると、１００μｍ×１００μｍの正方形領域内に観察されるエッチピットの数が１０００個を超える部分と、１００個未満である部分とが存在していた。前者の部分、すなわち転位密度が１×１０7ｃｍ-2を超えている部分において、螺旋転位の密度を調べたところ、最大でも３×１０5ｃｍ-2であった。
４．６．実験６
　実験１で用いたものと同じＧａＮテンプレートを準備し、実験１と同様の手順で、そのＧａＮテンプレートのＧａＮ膜上に選択成長マスクを形成した。ただし、選択成長マスクの第２パターンを省略した。
　第１パターンは実験１と同じく、最大幅１１５μｍの正六角形ドットが正方格子配置されたパターンとし、最近接格子位置間の距離、すなわち、単位格子である正方形の一辺の長さは８００μｍとした。
　第２パターンを省略したので、選択成長マスクは、正方格子配置されたドットマスクのみを含むパターンとなった。
　次いで、ＧａＮ膜上に選択成長マスクを設けたＧａＮテンプレートの上に、ＨＶＰＥ法でＧａＮ結晶を成長させた。実験１と同じ成長装置を使用し、成長条件も実験１と同じとした。
　成長させたＧａＮ結晶を、実験１と同様の手順で加工し、直径５ｃｍ（２インチ）のＣ面ＧａＮ基板を得た。
　実験１のＣ面ＧａＮ基板と同じように、この実験６のＣ面ＧａＮ基板においても、エッチングによって窒素極性面には多数のコーンが密に形成されたのに対し、ガリウム極性面にはコーンが全く観察されなかった。
　実験６のＣ面ＧａＮ基板のガリウム極性面を蛍光顕微鏡で観察すると、各々が閉環形状を有する複数のファセット成長領域が存在していた。ファセット成長領域の面積の総和は、ガリウム極性面の面積の８０％を超えていた。
　２７０℃に加熱した８９％硫酸をエッチャントに用いて２時間のエッチングを行った後の、実験６のＣ面ＧａＮ基板のガリウム極性面をＳＥＭ観察すると、螺旋転位の密度が２．８×１０6ｃｍ-2に達している箇所が見出された。
４．７．実験７
　実験１で用いたものと同じＧａＮテンプレートを準備し、実験１と同様の手順で、そのＧａＮテンプレートのＧａＮ膜上に選択成長マスクを形成した。ただし、選択成長マスクの第２パターンを、ライン幅２μｍ、開口率７１％の三角格子ネットパターンに変更した。
　次いで、ＧａＮ膜上に選択成長マスクを設けたＧａＮテンプレートの上に、ＨＶＰＥ法でＧａＮ結晶を成長させた。実験１と同じ成長装置を使用し、成長条件も実験１と同じとした。
　ＧａＮ結晶の成長完了後、リアクター温度を室温まで下げて、成長したＧａＮ結晶を取り出した。シードはバラバラに割れており、成長したＧａＮ結晶に固着していたので、強く力を加えて剥ぎ取る必要があった。
　シードの破片を剥ぎ取った後のＧａＮ結晶を、実験１と同様の手順で加工し、直径５ｃｍ（２インチ）のＣ面ＧａＮ基板を得た。実験１のＣ面ＧａＮ基板と同じように、この実験７のＣ面ＧａＮ基板においても、エッチングによって窒素極性面には多数のコーンが密に形成されたのに対し、ガリウム極性面にはコーンが全く観察されなかった。
　実験７のＣ面ＧａＮ基板のガリウム極性面を蛍光顕微鏡で観察すると、各々が閉環形状を有する複数のファセット成長領域が存在していた。ファセット成長領域の面積の総和は、ガリウム極性面の面積の８０％を超えていた。
　２７０℃に加熱した８９％硫酸をエッチャントに用いて２時間のエッチングを行った後の、実験７のＣ面ＧａＮ基板のガリウム極性面をＳＥＭ観察すると、螺旋転位の密度が２×１０6ｃｍ-2に達している箇所が見出された。
　以上、本発明を具体的な実施形態に即して説明したが、各実施形態は例として提示されたものであり、本発明の範囲を限定するものではない。本明細書に記載された各実施形態は、発明の趣旨を逸脱しない範囲内で、様々に変形することができ、かつ、実施可能な範囲内で、他の実施形態により説明された特徴と組み合わせることができる。
１０　ＧａＮ基板
１１　ガリウム極性面
１２　窒素極性面
１３　側面

Claims (18)

  1. 各々が閉環形状を有する複数のファセット成長領域がガリウム極性面に観察され、該ガリウム極性面上の任意の場所における螺旋転位の密度が１×１０6ｃｍ-2未満であり、かつ、反転ドメインを有さない、Ｃ面ＧａＮ基板。
  2. 前記ガリウム極性面上の任意の場所における螺旋転位の密度が８×１０5ｃｍ-2未満である、請求項１に記載のＣ面ＧａＮ基板。
  3. 転位密度が１×１０7ｃｍ-2を超える高転位密度部と、転位密度が１×１０6ｃｍ-2未満の低転位密度部とが、前記ガリウム極性面に観察される、請求項１または２に記載のＣ面ＧａＮ基板。
  4. 前記ガリウム極性面全体を、一区画が１００μｍ角の正方形となるよう区分したとき、全区画の１％以上において転位密度が１×１０5ｃｍ-2未満である、請求項３に記載のＣ面ＧａＮ基板。
  5. 酸素ドープされている、請求項１～４のいずれか一項に記載のＣ面ＧａＮ基板。
  6. ケイ素およびゲルマニウムのいずれか一方または両方でドープされている、請求項１～５のいずれか一項に記載のＣ面ＧａＮ基板。
  7. 表面にドットマスクが配置されたシードを用いて成長されたＧａＮ結晶を含む、請求項１～６のいずれか一項に記載のＣ面ＧａＮ基板。
  8. 請求項１～７のいずれか一項に記載のＣ面ＧａＮ基板を準備するステップと、該準備したＣ面ＧａＮ基板上に少なくともひとつの窒化物半導体層をエピタキシャル成長させるステップとを含む、窒化物半導体デバイスの製造方法。
  9. 請求項１～７のいずれか一項に記載のＣ面ＧａＮ基板と、該Ｃ面ＧａＮ基板上に配置された少なくともひとつの窒化物半導体層と、を有するエピタキシャルウエハ。
  10. ガリウム極性面を有するＣ面ＧａＮ基板であって、
    各々が閉環形状を有する複数のファセット成長領域がガリウム極性面に観察されること、
    ガリウム極性面上に、ひとマスが２ｃｍ×２ｃｍの正方形である仮想的なグリッドを描いたとき、該グリッドの各マスに少なくともひとつ、１ｃｍ×１ｃｍの正方形領域であって当該領域内の任意の場所における螺旋転位の密度が１×１０6ｃｍ-2未満である正方形領域が存在すること、および、
    反転ドメインを有さないこと
    を特徴とする、Ｃ面ＧａＮ基板。
  11. 前記グリッドの各マスに少なくともひとつ、１ｃｍ×１ｃｍの正方形領域であって当該領域内の任意の場所における螺旋転位の密度が８×１０5ｃｍ-2未満である正方形領域が存在する、請求項１０に記載のＣ面ＧａＮ基板。
  12. 転位密度が１×１０7ｃｍ-2を超える高転位密度部と、転位密度が１×１０6ｃｍ-2未満の低転位密度部とが、ガリウム極性面に観察される、請求項１０または１１に記載のＣ面ＧａＮ基板。
  13. ガリウム極性面全体を一区画が１００μｍ角の正方形となるよう区分したとき、全区画の１％以上において転位密度が１×１０5ｃｍ-2未満である、請求項１２に記載のＣ面ＧａＮ基板。
  14. 酸素ドープされている、請求項１０～１３のいずれか一項に記載のＣ面ＧａＮ基板。
  15. ケイ素およびゲルマニウムのいずれか一方または両方でドープされている、請求項１０～１４のいずれか一項に記載のＣ面ＧａＮ基板。
  16. 表面にドットマスクが配置されたシードを用いて成長されたＧａＮ結晶を含む、請求項１０～１５のいずれか一項に記載のＣ面ＧａＮ基板。
  17. 請求項１０～１６のいずれか一項に記載のＣ面ＧａＮ基板を準備するステップと、該準備したＣ面ＧａＮ基板上に少なくともひとつの窒化物半導体層をエピタキシャル成長させるステップとを含む、窒化物半導体デバイスの製造方法。
  18. 請求項１０～１６のいずれか一項に記載のＣ面ＧａＮ基板と、該Ｃ面ＧａＮ基板上に配置された少なくともひとつの窒化物半導体層と、を有するエピタキシャルウエハ。
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