WO2021064817A1 - 下地基板及びその製造方法 - Google Patents

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WO2021064817A1
WO2021064817A1 PCT/JP2019/038607 JP2019038607W WO2021064817A1 WO 2021064817 A1 WO2021064817 A1 WO 2021064817A1 JP 2019038607 W JP2019038607 W JP 2019038607W WO 2021064817 A1 WO2021064817 A1 WO 2021064817A1
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WO
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substrate
film
layer
plane
orientation
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Application number
PCT/JP2019/038607
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English (en)
French (fr)
Inventor
福井　宏史
守道 渡邊
吉川　潤
Original Assignee
日本碍子株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C16/00—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes
    • C23C16/22—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes characterised by the deposition of inorganic material, other than metallic material
    • C23C16/30—Deposition of compounds, mixtures or solid solutions, e.g. borides, carbides, nitrides
    • C23C16/40—Oxides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/16—Oxides
    • C30B29/22—Complex oxides
    • C30B29/24—Complex oxides with formula AMeO3, wherein A is a rare earth metal and Me is Fe, Ga, Sc, Cr, Co or Al, e.g. ortho ferrites

Definitions

  • the present invention relates to a base substrate used for crystal growth of a nitride or oxide of a Group 13 element and a method for producing the same.
  • GaN gallium nitride
  • MQW multiple quantum well layer in which a quantum well layer composed of an InGaN layer and a barrier layer composed of a GaN layer are alternately laminated, and a p-type GaN layer are sequentially laminated and formed. Is mass-produced.
  • ⁇ -Ga 2 O 3 corundum phase type ⁇ -gallium oxide
  • ⁇ -Ga 2 O 3 has a large bandgap of 5.3 eV, and is expected as a material for power semiconductor devices.
  • Patent Document 1 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2014-72533
  • Patent Document 2 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2016-25256 contains an n-type semiconductor layer containing a crystalline oxide semiconductor having a corundum structure as a main component and an inorganic compound having a hexagonal crystal structure as a main component.
  • a semiconductor device provided with a p-type semiconductor layer and electrodes in an embodiment, ⁇ -Ga 2 O 3 having a corundum structure which is a semi-stable phase as an n-type semiconductor layer is mounted on a c-plane sapphire substrate as a p-type semiconductor. It is disclosed that an ⁇ -Rh 2 O 3 film having a hexagonal crystal structure is formed as a layer to produce a diode.
  • the a-axis length (4.754 ⁇ ) of sapphire ( ⁇ -Al 2 O 3 ) and the a-axis length (4) of ⁇ -Ga 2 O 3 are formed. .983 ⁇ ) differs by about 4.8%, and this difference is the main cause of crystal defects.
  • Non-Patent Document 1 Applied Physics Express, vol.9, pages 071101-1 to 071101-4
  • Non-Patent Document 2 as a substrate for forming a alpha-Ga2 O3 film, a substrate obtained by forming an alpha-Cr 2 O 3 film as a buffer layer is disclosed on sapphire.
  • Non-Patent Document 1 and Non-Patent Document 2 are insufficient for application to power semiconductors that require high dielectric breakdown electric field characteristics, and further reduces crystal defects. It is desirable to do. Even when ⁇ -Cr 2 O 3 as disclosed in Non-Patent Document 2 is formed as a buffer layer, it is insufficient for application to a power semiconductor that requires high dielectric breakdown electric field characteristics, and further crystal defects are added. It is desirable to reduce it.
  • ⁇ -Cr 2 O 3 film is used as the buffer layer, lattice mismatch occurs between ⁇ -Cr 2 O 3 and ⁇ -Ga 2 O 3, and a thin buffer layer is formed on sapphire by heteroepitaxial growth. Therefore, the buffer layer contains large crystal defects. It is presumed that this is the reason why crystal defects cannot be sufficiently reduced.
  • the semiconductor film has a large warp, cracks are likely to occur and there is a risk of breakage during handling. That is, when a functional layer is formed on a semiconductor film having a large warp by a film forming method such as mist CVD, the film thickness and film quality may be distributed. Therefore, a semiconductor film having a small warp is desired.
  • Crystal defects and warpage of the ⁇ -Ga 2 O 3 system semiconductor film composed of such ⁇ -Ga 2 O 3 and ⁇ -Ga 2 O 3 system solid solutions are greatly affected by the quality of the underlying substrate used for film formation. ..
  • the present inventors now have a corundum-type crystal structure in which the surface on the side used for crystal growth of a nitride or oxide of a Group 13 element has an a-axis length and / or a c-axis length larger than that of sapphire. It is provided with an alignment layer composed of a material, and the alignment layer is composed of a material containing Ti and / or Fe in ⁇ -Cr 2 O 3 , and the molar ratio of Cr, Ti and Fe in this material is determined.
  • ⁇ -Ga 2 O 3 or ⁇ -Ga 2 O 3 system solid solution by using the above-mentioned base substrate, there are few crystal defects and the warp is small, ⁇ -Ga 2 O 3 or ⁇ -Ga 2 O.
  • a semiconductor layer composed of a three- system solid solution can be formed.
  • an object of the present invention is a material comprising an alignment layer used for crystal growth of a nitride or oxide of a Group 13 element, and the alignment layer contains ⁇ -Cr 2 O 3 with Ti and / or Fe.
  • the present invention is a base substrate provided with an orientation layer used for crystal growth of an ⁇ -Ga 2 O 3 system semiconductor film.
  • the alignment layer is composed of a material containing Ti and / or Fe in ⁇ -Cr 2 O 3 , and the molar ratio of Cr, Ti and Fe in the material is determined.
  • the method for manufacturing the base substrate is the method for manufacturing the base substrate.
  • the process of preparing the sapphire substrate and The surface of the sapphire substrate is composed of a material containing Ti and / or Fe in ⁇ -Cr 2 O 3 , and the molar ratio of Cr, Ti and Fe in the material is determined.
  • a method comprising a step of heat-treating the sapphire substrate and the alignment precursor layer at a temperature of 1000 ° C. or higher.
  • AD aerosol deposition
  • the base substrate according to the present invention is a base substrate provided with an orientation layer used for crystal growth of nitrides or oxides of Group 13 elements. That is, the base substrate is used the semiconductor layer composed of a nitride or oxide of a Group 13 element in the alignment layer (in particular ⁇ -Ga 2 O 3 based semiconductor film) for crystal growth.
  • Group 13 elements are Group 13 elements according to the periodic table formulated by IUPAC (International Union of Pure and Applied Chemistry). Specifically, boron (B), indium (Al), and gallium (Ga). ), Indium (In), Thallium (Tl) and Nihonium (Nh).
  • the nitrides and oxides of Group 13 elements are typically gallium nitride (GaN) and ⁇ -gallium oxide ( ⁇ -Ga 2 O 3 ).
  • the orientation layer has a structure in which the crystal orientations are substantially aligned in the substantially normal direction. With such a configuration, it is possible to form a semiconductor layer having excellent quality, particularly excellent orientation, on the semiconductor layer. That is, when the semiconductor layer is formed on the oriented layer, the crystal orientation of the semiconductor layer generally follows the crystal orientation of the oriented layer. Therefore, the semiconductor film can be used as the alignment film by forming the base substrate with the alignment layer.
  • the orientation layer may be a polycrystal, a mosaic crystal (a set of crystals whose crystal orientations are slightly deviated), or a single crystal.
  • the oriented layer is polycrystalline, it is preferable that the oriented layer is a biaxially oriented layer in which the twist direction (that is, the rotation direction about the normal of the substrate oriented substantially perpendicular to the substrate surface) is also substantially aligned.
  • the surface on the side used for crystal growth of the oriented layer (hereinafter, may be simply referred to as "surface” or “aligned layer surface”) is composed of a material containing Ti and / or Fe in ⁇ -Cr 2 O 3.
  • the molar ratio of Cr, Ti and Fe in the material containing Ti and / or Fe in ⁇ -Cr 2 O 3 is determined.
  • the alignment layer provided on the base substrate of the present invention preferably contains a predetermined amount of Al in addition to Ti and / or Fe.
  • a method using a film-forming gas containing a halogen gas such as chlorine or bromine is generally used. Although it depends on the film formation conditions, when the alignment layer is exposed to such a film formation gas, the surface of the alignment layer is etched, causing a defect in crystal growth, and pits may be formed in the semiconductor layer formed on the alignment layer.
  • the inclusion of Al in the alignment layer increases the stability of the surface of the alignment layer with respect to these film-forming gases and suppresses the above-mentioned problems.
  • the Al content is preferably set to the above-mentioned molar ratio.
  • the contents of Ti, Fe and Al in the alignment layer can be determined by using a known method, and for example, EDS, EPMA, D-SIMS, TOF-SIMS and GD-MS can be used.
  • the half-value width of the X-ray locking curve (hereinafter referred to as the XRC half-value width) of the (104) plane of the corundum-type crystal structure on the surface used for crystal growth of the alignment layer of the base substrate of the present invention is 500 arcsec.
  • the following is preferable, and 150 arcsec.
  • the following is more preferable, and 100 arcsec.
  • the following is more preferable, and 50 arcsec.
  • the following are particularly preferable, and most preferably 40 arcsec. It is as follows.
  • a method for evaluating the crystallinity of a material a method is known in which XRC measurement of the (006) plane and the (104) plane of a corundum type crystal structure is carried out and the evaluation is performed in the half price range.
  • the XRC full width at half maximum also reflects crystal defects, mosaic properties and the amount of warpage of the material.
  • the XRC full width at half maximum of the (104) plane of the corundum-type crystal structure includes various defects such as penetrating blade-shaped dislocations and penetrating spiral dislocations, tilt (tilt of the crystal axis in the growth direction), and twist (rotation of the crystal axis in the surface surface).
  • the quality of the oriented layer is suitable as an evaluation method. Therefore, if the XRC half-price width is within the above range, the oriented layer has few crystal defects, low mosaic properties (less domains), and small warpage, and as a result, ⁇ - on such an oriented layer.
  • a high-quality semiconductor film in which crystal defects and mosaic properties do not propagate inside the semiconductor film and the warp is small can be obtained.
  • the XRC profile of the (104) plane of the corundum-type crystal structure on the surface used for crystal growth of the alignment layer can be measured using a general XRD apparatus.
  • a general XRD apparatus For example, when a Bruker-AXS D8-DISCOVER is used as the XRD apparatus, 2 ⁇ , ⁇ , ⁇ and ⁇ are adjusted to perform shafting so that the peak of the (104) plane of the corundum type crystal structure appears, and then the tube is used.
  • This measurement is preferably performed after converting CuK ⁇ rays into parallel monochromatic light with a Ge (022) asymmetric reflection monochromator.
  • the half width in the XRC profile of the (104) plane of the corundum type crystal structure is peak-searched after smoothing the profile using XRD analysis software (Made by Bruker-AXS, "LEPTOS” Ver4.03). It can be decided by.
  • the XRC half width of the (006) plane of the corundum type crystal structure on the surface used for crystal growth of the alignment layer is also small, preferably 50 arcsec. Hereinafter, more preferably, 40 arcsec. It is as follows.
  • the XRC half-value width of the (006) plane of the corundum-type crystal structure may be the same as the half-value width peculiar to the X-ray source used for the measurement, but there is no problem, but in reality, 30 arcsec. The above is preferable.
  • the XRC full width at half maximum of the (006) plane of the corundum crystal structure reflects information on penetrating spiral dislocations, tilts, warpage and domains.
  • the XRC full width at half maximum is within the above range, there are few crystal defects, the mosaic property is small (the number of domains is small), and the warp is also small. As a result, a semiconductor film is formed on such an oriented layer. In this case, crystal defects and domains do not propagate inside the semiconductor film, and a higher quality semiconductor film can be obtained.
  • the XRC profile of the (006) plane of the corundum-type crystal structure with respect to the surface on the side used for crystal growth of the alignment layer can also be measured using a general XRD apparatus.
  • the crystal defect density on the surface of the surface used for crystal growth of the alignment layer is preferably 1.0 ⁇ 10 6 / cm 2 or less, more preferably 1.0 ⁇ 10 5 / cm. It is 2 or less, more preferably 4.0 ⁇ 10 3 / cm 2 or less, and particularly preferably 1.0 ⁇ 10 3 / cm 2 or less.
  • the crystal defect density is extremely low deposition surface, without crystal defects propagate to the ⁇ -Ga 2 O 3 based semiconductor film formed thereon, a high-quality semiconductor film excellent in dielectric breakdown electric field characteristics Obtainable.
  • the lower limit of the crystal defect density is not particularly limited, and a lower limit is preferable.
  • the crystal defect refers to a through-blade dislocation, a through-spiral dislocation, a through-mixed dislocation, and a basal plane dislocation
  • the crystal defect density is the total of each dislocation density.
  • the basal plane dislocation is a problem when the semiconductor film has an off-angle, and is not a problem because the surface of the semiconductor film is not exposed when there is no off-angle.
  • the penetrating blade dislocations are 3 ⁇ 10 4 / cm 2
  • the penetrating spiral dislocations are 6 ⁇ 10 4 / cm 2
  • the penetrating mixed dislocations are 4 ⁇ 10 4 / cm 2
  • the crystal defect density is 1.3. It becomes ⁇ 10 5 / cm 2.
  • the crystal defect density on the surface of the oriented layer used for crystal growth can be evaluated by planar TEM observation (plan view).
  • plane TEM observation When performing plane TEM observation, it can be performed using a general transmission electron microscope. For example, when a Hitachi H-90001UHR-I is used as a transmission electron microscope, TEM observation may be performed at an acceleration voltage of 300 kV.
  • a sample is cut out so as to include the surface on the side used for crystal growth of the alignment layer, and eight or more regions with a measurement field of view of 4.1 ⁇ m ⁇ 3.1 ⁇ m can be observed around the measurement field of view. It may be processed by ion milling so that the thickness of is 150 nm.
  • the crystal defect density can be evaluated from the planar TEM image of the surface of the test piece thus obtained.
  • the entire alignment layer is made of a material having a corundum-type crystal structure. By doing so, it is possible to reduce crystal defects in the alignment layer and the semiconductor layer.
  • the alignment layer is preferably formed on the surface of the sapphire substrate.
  • the ⁇ -Al 2 O 3 constituting the sapphire substrate has a corundum-type crystal structure, and by configuring the alignment layer with a material having a corundum-type crystal structure, the crystal structure can be made the same as that of the sapphire substrate.
  • the crystal defects in the alignment layer are reduced because the crystal defects in the semiconductor layer formed on the crystal defects are also reduced. This is because when a large amount of crystal defects are present in the alignment layer, the crystal defects are inherited by the semiconductor layer formed on the crystal defects, and as a result, crystal defects are also generated in the semiconductor layer.
  • the thickness of the alignment layer is preferably 10 ⁇ m or more, more preferably 40 ⁇ m or more.
  • the upper limit of the thickness is not particularly limited, but is typically 1000 ⁇ m or less.
  • the reason for this is not clear, but it is thought that the crystal defects generated in the lower part of the alignment layer do not reach the surface of the thick alignment layer and disappear.
  • the alignment layer thicker, it is expected that after the semiconductor layer is formed on the alignment layer, the semiconductor layer can be peeled off and the underlying substrate can be reused.
  • the alignment layer is formed on the sapphire substrate, it is preferable that an inclined composition region whose composition changes in the thickness direction exists in the alignment layer.
  • the inclined composition region is composed of a solid solution of ⁇ -Al 2 O 3 and a material constituting the surface of the oriented layer on the side used for crystal growth, and the solid solution amount of ⁇ -Al 2 O 3 is sapphire. It is preferable to provide a region (inclined composition region) having an inclined composition that decreases from the substrate side toward the surface side of the alignment layer.
  • Graded composition region is preferably composed of a solid solution containing ⁇ -Al 2 O 3 and ⁇ -Cr 2 O 3, in particular, the ⁇ -Al 2 O 3 and ⁇ -Cr 2 O 3 containing Ti and / or Fe It is preferably composed of a solid solution. That is, it is desirable that the alignment layer is formed on the surface of the sapphire substrate, but the stress due to the difference in lattice constant (a-axis length and / or c-axis length) between the sapphire substrate and the alignment layer is relaxed, and the occurrence of crystal defects is suppressed.
  • the a-axis length and / or c-axis length is different between the front surface and the back surface of the alignment layer, and it is preferable that the front surface has a larger a-axis length and / or c-axis length than the back surface of the alignment layer.
  • Such an inclined composition region can be formed by heat-treating the sapphire substrate and the orientation precursor layer at a temperature of 1000 ° C. or higher in the production of the base substrate described later. That is, when the heat treatment is performed at such a high temperature, a reaction occurs at the interface between the sapphire substrate and the alignment precursor layer, and the Al component in the sapphire substrate diffuses into the alignment precursor layer, or the component in the alignment precursor layer becomes. It diffuses into the sapphire substrate. As a result, an inclined composition region in which the solid solution amount of ⁇ -Al 2 O 3 changes in the thickness direction is formed. A thicker inclined composition region is preferable because stress due to a difference in lattice constant is more likely to be relaxed.
  • the thickness of the inclined composition region is preferably 5 ⁇ m or more, more preferably 20 ⁇ m or more.
  • the upper limit of the thickness is not particularly limited, but is typically 1000 ⁇ m or less.
  • the orientation layer changes in the thickness direction, which is located near the surface and has a stable composition in the thickness direction, and is located far from the surface. It has an inclined composition region.
  • the composition stable region is a region in which the change in the content ratio of each metal element is less than 1.0 at%
  • the inclined composition region is a region in which the change in the content ratio of each metal element is 1.0 at% or more. ..
  • the composition stable region and the inclined composition region can be determined as follows. First, a cross-sectional sample of the alignment layer is prepared, energy dispersive X-ray analysis (EDS) is performed at any 10 locations near the surface of the alignment layer, and the average value of the detected metal element content ratio (at%) is calculated.
  • EDS energy dispersive X-ray analysis
  • the region from the surface to the thickness of 2 ⁇ m can be assigned to either the composition stable region or the inclined composition region.
  • the attribution of the area between the points can be determined.
  • the region between the point having a thickness of 24 ⁇ m and the point having a thickness of 26 ⁇ m from the surface can be determined to be assigned by calculating the average value of the metal element content ratio at each point and comparing them. Then, for example, when Al is contained in the alignment layer, it is more preferable that the Al concentration in the inclined composition region decreases in the thickness direction toward the composition stable region.
  • the material having a corundum-type crystal structure is a material containing Fe and / or Ti in ⁇ -Cr 2 O 3 , or ⁇ -Al 2 O 3, and Fe and / or Ti in ⁇ -Cr 2 O 3. It is preferably a solid solution of a material containing. Particularly preferably, the graded composition region is composed of a solid solution containing the material and ⁇ -Al 2 O 3 containing Fe and / or Ti to ⁇ -Cr 2 O 3.
  • the material constituting the alignment layer is not particularly limited as long as it has orientation with respect to the surface of the base substrate, and is, for example, c-axis orientation, a-axis orientation, or m-axis orientation. By doing so, when the semiconductor layer is formed on the base substrate, the semiconductor film can be oriented in the c-axis orientation film, the a-axis alignment film, or the m-axis alignment film.
  • the orientation layer is preferably a heteroepitaxial growth layer.
  • both the sapphire substrate and the alignment layer have a corundum-type crystal structure. Therefore, when these lattice constants are close to each other, the crystal plane of the alignment layer is sapphire during heat treatment.
  • Epitaxial growth may occur in which the substrate is arranged according to the crystal orientation of the substrate. By epitaxially growing the oriented layer in this way, it becomes possible to inherit the high crystallinity and crystal orientation peculiar to a single crystal of the sapphire substrate to the oriented layer.
  • the arithmetic mean roughness Ra on the surface of the alignment layer is preferably 1 nm or less, more preferably 0.5 nm or less, and further preferably 0.2 nm or less.
  • the base substrate has an area of preferably 20 cm 2 or more, more preferably 70 cm 2 or more, and further preferably 170 cm 2 or more on one side thereof.
  • the upper limit of the size is not particularly limited, but is typically 700 cm 2 or less on one side.
  • the substrate of the present invention preferably further includes a support substrate on the side opposite to the front surface (that is, the back surface side) of the alignment layer.
  • the base substrate of the present invention can be a base substrate including a support substrate and an alignment layer provided on the support substrate.
  • the support substrate is preferably a corundum single crystal such as a sapphire substrate or Cr 2 O 3 , and a sapphire substrate is particularly preferable.
  • a corundum single crystal as the support substrate, it is possible to serve as a seed crystal for heteroepitaxial growth of the oriented layer. Further, by forming the structure including the corundum single crystal in this way, it is possible to obtain a semiconductor layer having excellent quality.
  • the corundum single crystal has characteristics such as excellent mechanical properties, thermal properties, and chemical stability.
  • sapphire has a high thermal conductivity of 42 W / m ⁇ K at room temperature and is excellent in thermal conductivity. Therefore, by using a base substrate provided with a sapphire substrate, it is possible to improve the thermal conductivity of the entire substrate. As a result, when a semiconductor layer is formed on the substrate, it is expected that the temperature distribution in the substrate surface will be suppressed from becoming non-uniform, and a semiconductor layer having a uniform film thickness can be obtained. .. Further, although the sapphire substrate has a large area, it is easily available, the overall cost can be reduced, and a semiconductor layer having a large area can be obtained.
  • the sapphire substrate used as the support substrate may have any orientation plane. That is, it may have a-plane, c-plane, r-plane, and m-plane, and may have a predetermined off-angle with respect to these planes. Further, sapphire to which a dopant is added may be used in order to adjust the electrical characteristics. Known dopants can be used as such dopants.
  • a semiconductor layer composed of nitrides or oxides of Group 13 elements by using the orientation layer of the base substrate according to the present invention.
  • Known methods can be used for forming the semiconductor layer, but various CVD methods, HVPE methods, sublimation methods, MBE methods, PLD methods, sputtering methods and other vapor phase film formation methods, hydrothermal methods, Na flux methods and the like can be used. Any of the liquid phase film formation methods is preferable.
  • the CVD method include a thermal CVD method, a plasma CVD method, a mist CVD method, an MO (organic metal) CVD method, and the like. Among these, the mist CVD method, the hydrothermal method, or the HVPE method is particularly preferable for forming the semiconductor layer composed of the oxide of the group 13 element.
  • the base substrate of the present invention may be in the form of a self-standing substrate with a single alignment layer, or may be in the form of a base substrate with a support substrate such as a sapphire substrate. Therefore, if necessary, the alignment layer may be finally separated from a support substrate such as a sapphire substrate.
  • the separation of the support substrate may be performed by a known method and is not particularly limited. For example, a method of applying a mechanical impact to separate the oriented layer, a method of applying heat to separate the oriented layer using thermal stress, a method of applying vibration such as ultrasonic waves to separate the oriented layer, and a method of separating unnecessary parts.
  • the alignment layer may be installed on another support substrate after the sapphire substrate is separated.
  • the material of the other support substrate is not particularly limited, but a suitable material may be selected from the viewpoint of material physical characteristics. For example, from the viewpoint of thermal conductivity, metal substrates and substrates such as Cu, ceramic substrates such as SiC and AlN, and the like can be mentioned.
  • a sapphire substrate is prepared, (b) a predetermined orientation precursor layer is prepared, and (c) the orientation precursor layer is heat-treated on the sapphire substrate to at least the sapphire substrate. It can be preferably produced by converting a nearby portion into an alignment layer and, if desired, subjecting it to processing such as (d) grinding or polishing to expose the surface of the alignment layer.
  • the alignment precursor layer is to be a seed layer by heat treatment, ⁇ -Cr 2 O 3 in the Ti and / or material containing Fe or ⁇ -Cr 2 O 3 by heat treatment to be described later, Ti and / or Fe Includes a material that is a material containing.
  • the orientation precursor layer may contain trace components in addition to the material having a corundum-type crystal structure.
  • the growth of the alignment layer can be promoted by using the sapphire substrate as a seed crystal. That is, the high crystallinity and crystal orientation orientation peculiar to a single crystal of a sapphire substrate are inherited by the alignment layer.
  • a sapphire substrate is prepared.
  • the sapphire substrate used may have any orientation plane. That is, it may have a-plane, c-plane, r-plane, and m-plane, and may have a predetermined off-angle with respect to these planes.
  • c-plane sapphire since it is c-axis oriented with respect to the surface, an oriented layer oriented c-axis can be easily heteroepitaxially grown on the c-axis oriented layer.
  • a sapphire substrate to which a dopant has been added in order to adjust the electrical characteristics. Known dopants can be used as such dopants.
  • orientation precursor layer is prepared.
  • the method for forming the orientation precursor layer is not particularly limited, and a known method can be adopted. Examples of methods for forming the orientation precursor layer include AD (aerosol deposition) method, sol-gel method, hydrothermal method, sputtering method, thin-film deposition method, various CVD (chemical vapor deposition) methods, HVPE method, PLD method, etc. Examples include the CVT (chemical vapor deposition) method and the sublimation method.
  • Examples of the CVD method include a thermal CVD method, a plasma CVD method, a mist CVD method, an MO (organic metal) CVD method, and the like.
  • a method may be used in which a molded product of the orientation precursor is prepared in advance and the molded product is placed on a sapphire substrate.
  • Such a molded product can be produced by molding the material of the orientation precursor by a method such as tape molding or press molding.
  • the aerosol deposition (AD) method various CVD methods, or sputtering methods are preferable.
  • AD aerosol deposition
  • various CVD methods various CVD methods
  • sputtering methods are preferable.
  • the sputtering method it is possible to form a film using a target made of the same material as the alignment precursor layer, but it is also possible to use a reactive sputtering method in which a metal target is used to form a film in an oxygen atmosphere. it can.
  • a method of placing the molded product prepared in advance on sapphire is also preferable as a simple method, but since the orientation precursor layer is not dense, a process of densification is required in the heat treatment step described later.
  • the method using a polycrystalline body prepared in advance as the orientation precursor layer requires two steps, a step of preparing the polycrystalline body and a step of heat treatment on the sapphire substrate. Further, in order to improve the adhesion between the polycrystal and the sapphire substrate, it is necessary to take measures such as keeping the surface of the polycrystal sufficiently smooth.
  • known conditions can be used for either method, a method of directly forming an orientation precursor layer using the AD method and a method of placing a prefabricated molded product on a sapphire substrate will be described below. ..
  • the AD method is a technology in which fine particles and fine particle raw materials are mixed with gas to form an aerosol, and this aerosol is jetted at high speed from a nozzle to collide with a substrate to form a film, which is said to be able to form a densified film at room temperature. It has characteristics.
  • FIG. 1 shows an example of a film forming apparatus (aerosol deposition (AD) apparatus) used in such an AD method.
  • the film forming apparatus 20 shown in FIG. 1 is configured as an apparatus used in the AD method of injecting raw material powder onto a substrate in an atmosphere of atmospheric pressure lower than atmospheric pressure.
  • the film forming apparatus 20 includes an aerosol generation unit 22 that generates an aerosol of a raw material powder containing a raw material component, and a film forming unit 30 that injects the raw material powder onto a sapphire substrate 21 to form a film containing the raw material component.
  • the aerosol generation unit 22 includes an aerosol generation chamber 23 that stores raw material powder and receives a carrier gas supply from a gas cylinder (not shown) to generate an aerosol, and a raw material supply pipe 24 that supplies the generated aerosol to the film forming unit 30.
  • the aerosol generation chamber 23 and the aerosol in the aerosol are provided with a vibration exciter 25 that vibrates at a frequency of 10 to 100 Hz.
  • the film-forming unit 30 has a film-forming chamber 32 that injects aerosols onto the sapphire substrate 21, a substrate holder 34 that is arranged inside the film-forming chamber 32 and fixes the sapphire substrate 21, and a substrate holder 34 on the X-axis-Y-axis. It is equipped with an XY stage 33 that moves in a direction. Further, the film forming section 30 includes an injection nozzle 36 in which a slit 37 is formed at the tip thereof to inject aerosol into the sapphire substrate 21, and a vacuum pump 38 for reducing the pressure in the film forming chamber 32.
  • the AD method can control the film thickness, film quality, etc. depending on the film forming conditions.
  • the form of the AD film is easily affected by the collision rate of the raw material powder with the substrate, the particle size of the raw material powder, the aggregated state of the raw material powder in the aerosol, the injection amount per unit time, and the like.
  • the collision speed of the raw material powder with the substrate is affected by the differential pressure between the film forming chamber 32 and the injection nozzle 36, the opening area of the injection nozzle, and the like. If appropriate conditions are not used, the coating may become a green compact or form pores, so it is necessary to appropriately control these factors.
  • the raw material powder of the orientation precursor can be molded to prepare the molded product.
  • the orientation precursor layer is a press molded body.
  • the press-molded product can be produced by press-molding the raw material powder of the orientation precursor based on a known method.
  • the raw material powder is placed in a mold, preferably 100 to 400 kgf / cm 2 , more preferably 150. It may be produced by pressing at a pressure of about 300 kgf / cm 2.
  • the molding method is not particularly limited, and in addition to press molding, tape molding, casting molding, extrusion molding, doctor blade method, and any combination thereof can be used.
  • additives such as a binder, a plasticizer, a dispersant, and a dispersion medium are appropriately added to the raw material powder to form a slurry, and the slurry is passed through a narrow slit-shaped discharge port to form a sheet. It is preferable to discharge and mold.
  • the thickness of the molded product formed into a sheet is not limited, but is preferably 5 to 500 ⁇ m from the viewpoint of handling. Further, when a thick orientation precursor layer is required, a large number of these sheet molded products may be stacked and used as a desired thickness.
  • the portion near the sapphire substrate becomes an orientation layer by the subsequent heat treatment on the sapphire substrate.
  • the molded product may contain trace components such as a sintering aid in addition to the material having or bringing about a corundum-type crystal structure.
  • (C) Heat treatment of the alignment precursor layer on the sapphire substrate The sapphire substrate on which the alignment precursor layer is formed is heat-treated at a temperature of 1000 ° C. or higher. By this heat treatment, at least a portion of the alignment precursor layer near the sapphire substrate can be converted into a dense alignment layer. Further, this heat treatment enables heteroepitaxial growth of the oriented layer. That is, by forming the alignment layer with a corundum material containing Ti and / or Fe in ⁇ -Cr 2 O 3 , heteroepitaxial growth in which the sapphire substrate is used as a seed crystal during heat treatment is generated. At that time, the crystals are rearranged, and the crystals are arranged according to the crystal plane of the sapphire substrate.
  • the crystal axes of the sapphire substrate and the alignment layer can be aligned.
  • the sapphire substrate and the alignment layer can both be oriented in the c-axis with respect to the surface of the base substrate.
  • this heat treatment makes it possible to form an inclined composition region in a part of the alignment layer. That is, during the heat treatment, a reaction occurs at the interface between the sapphire substrate and the alignment precursor layer, and the Al component in the sapphire substrate diffuses into the alignment precursor layer and / or the component in the alignment precursor layer is in the sapphire substrate.
  • a gradient composition region composed of a solid solution containing ⁇ -Al 2 O 3 is formed.
  • the orientation precursor layer is in a non-oriented state at the time of its production, that is, it is an amorphous or non-oriented polycrystal, and it is preferable to cause crystal rearrangement using sapphire as a seed crystal during this heat treatment step. By doing so, it is possible to effectively reduce the crystal defects that reach the surface of the alignment layer. The reason for this is not clear, but it is thought that the crystal defects generated in the lower part of the alignment layer are likely to be annihilated.
  • the heat treatment is not particularly limited as long as a material containing Ti and / or Fe in ⁇ -Cr 2 O 3 is obtained and heteroepitaxial growth using a sapphire substrate as a seed occurs, and a known heat treatment furnace such as a tube furnace or a hot plate is used. Can be carried out at. Further, in addition to these heat treatments under normal pressure (pressless), pressure heat treatments such as hot press and HIP, and combinations of normal pressure heat treatments and pressure heat treatments can also be used.
  • the heat treatment conditions can be appropriately selected depending on the material used for the alignment layer.
  • the heat treatment atmosphere can be selected from air, vacuum, nitrogen and an inert gas atmosphere.
  • the preferred heat treatment temperature also varies depending on the material used for the alignment layer, but is preferably 1000 to 2000 ° C, more preferably 1200 to 2000 ° C, for example.
  • the heat treatment temperature and holding time are related to the thickness of the alignment layer generated by heteroepitaxial growth and the thickness of the inclined composition region formed by diffusion with the sapphire substrate. It can be adjusted as appropriate depending on the size and the like. However, when a prefabricated molded product is used as an orientation precursor layer, it is necessary to sinter and densify it during heat treatment, and atmospheric firing at high temperature, hot pressing, HIP, or a combination thereof is preferable. ..
  • the surface pressure is preferably 50 kgf / cm 2 or more, more preferably 100 kgf / cm 2 or more, particularly preferably 200 kgf / cm 2 or more, the upper limit is not particularly limited.
  • the firing temperature is also not particularly limited as long as sintering, densification, and heteroepitaxial growth occur, but is preferably 1000 ° C. or higher, more preferably 1200 ° C. or higher, further preferably 1400 ° C. or higher, and particularly preferably 1600 ° C. or higher.
  • the firing atmosphere can also be selected from atmosphere, vacuum, nitrogen and an inert gas atmosphere.
  • the firing jig such as a mold, those made of graphite or alumina can be used.
  • an oriented precursor layer or a surface layer having poor or unoriented orientation may exist or remain.
  • the surface derived from the alignment precursor layer is subjected to processing such as grinding or polishing to expose the surface of the alignment layer.
  • processing such as grinding or polishing to expose the surface of the alignment layer.
  • a material having excellent orientation is exposed on the surface of the alignment layer, so that the semiconductor layer can be effectively epitaxially grown on the material.
  • the method for removing the orientation precursor layer and the surface layer is not particularly limited, and examples thereof include a method for grinding and polishing and a method for ion beam milling.
  • the surface of the alignment layer is preferably polished by lapping using abrasive grains or chemical mechanical polishing (CMP).
  • CMP chemical mechanical polishing
  • a base substrate using a material containing Ti and / or Fe in ⁇ -Cr 2 O 3 as an orientation layer.
  • the base substrate does not include a support substrate, that is, when a self-supporting substrate of an orientation layer made of a material containing Ti and / or Fe in ⁇ -Cr 2 O 3 is produced, it also serves as a support substrate such as sapphire.
  • a self-supporting alignment layer can be obtained by forming a support substrate by grinding or the like.
  • Semiconductor layer It is possible to form a semiconductor layer made of a nitride or oxide of a group 13 element by using the base substrate of the present invention.
  • a known method can be used for forming the semiconductor layer, but various CVD methods, HVPE methods, sublimation methods, MBE methods, PLD methods, sputtering methods and other vapor deposition methods, hydrothermal methods, Na flux methods and the like can be used. Any of the liquid phase film forming methods is preferable, and the mist CVD method, the hydrothermal method, or the HVPE method is particularly preferable. The mist CVD method will be described below.
  • the raw material solution is atomized or dropletized to generate mist or droplets, and the mist or droplet is conveyed to a film forming chamber equipped with a substrate using a carrier gas, and the mist or droplet is transferred in the film forming chamber.
  • a film forming chamber equipped with a substrate using a carrier gas, and the mist or droplet is transferred in the film forming chamber.
  • FIG. 2 shows an example of a mist CVD apparatus.
  • a control valve 3a for adjusting the flow rate of the carrier gas sent out from the carrier gas source 2b, a mist generation source 4 containing the raw material solution 4a, a container 5 containing water 5a, and a container. It includes an ultrasonic transducer 6 attached to the bottom surface of 5, a quartz tube 7 serving as a film forming chamber, a heater 8 installed in a peripheral portion of the quartz tube 7, and an exhaust port 11.
  • the susceptor 10 is made of quartz, and the surface on which the substrate 9 is placed is inclined from the horizontal plane.
  • the raw material solution 4a used in the mist CVD method is not limited as long as it is a solution that can obtain a semiconductor layer made of a nitride or oxide of a Group 13 element, and for example, Ga and / or a solid solution of Ga.
  • Examples thereof include an organic metal complex of the metal to be formed and a halide dissolved in a solvent.
  • organometallic complexes include acetylacetonate complexes.
  • the obtained raw material solution 4a is atomized or dropletized to generate mist or droplet 4b.
  • a preferred example of the method of atomizing or atomizing is a method of vibrating the raw material solution 4a using an ultrasonic vibrator 6.
  • the obtained mist or droplet 4b is conveyed to the film forming chamber using a carrier gas.
  • the carrier gas is not particularly limited, but one kind or two or more kinds of an inert gas such as oxygen, ozone and nitrogen, and a reducing gas such as hydrogen can be used.
  • a substrate 9 is provided in the film forming chamber (quartz tube 7).
  • the mist or droplet 4b conveyed to the film forming chamber is thermally decomposed and chemically reacted there to form a film on the substrate 9.
  • the reaction temperature varies depending on the type of the raw material solution, but is preferably 300 to 800 ° C, more preferably 400 to 700 ° C.
  • the atmosphere in the film forming chamber is not particularly limited as long as a desired semiconductor film can be obtained, and may be an oxygen gas atmosphere, an inert gas atmosphere, a vacuum or a reducing atmosphere, but an air atmosphere is preferable.
  • the semiconductor layer produced by using the base substrate in this manner typically has a crystal defect density of 1.0 ⁇ 10 6 / cm 2 or less on the surface, which is extremely low.
  • Such a semiconductor layer having a remarkably low crystal defect density is excellent in dielectric breakdown electric field characteristics and is suitable for use in power semiconductors.
  • the crystal defect density of the semiconductor layer can be evaluated by plane TEM observation (plan view) or cross-sectional TEM observation using a general transmission electron microscope (TEM). For example, when observing a plan view using a H-90001UHR-I manufactured by Hitachi for a transmission electron microscope, the acceleration voltage may be 300 kV.
  • the test piece may be cut out so as to include the film surface, and processed by ion milling so that the measurement field of view is 50 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m and the thickness of the test piece around the measurement field of view is 150 nm.
  • the crystal defect density can be evaluated with high accuracy.
  • the crystal defect density is preferably 1.0 ⁇ 10 5 / cm 2 or less, more preferably 4.0 ⁇ 10 3 / cm 2 or less, and there is no particular lower limit.
  • Example 1 Preparation of Composite Base Substrate As a raw material powder, 0.3 part by weight of a commercially available TiO 2 powder was added to 100 parts by weight of a commercially available Cr 2 O 3 powder, and a wet-mixed mixed powder was used. Using sapphire (diameter 50.8 mm (2 inches), thickness 1.0 mm, c-plane, off-angle 0.5 °) as the seed substrate, on the seed substrate (sapphire substrate) by the AD apparatus shown in FIG. An AD film (orientation precursor layer) was formed.
  • sapphire diameter 50.8 mm (2 inches), thickness 1.0 mm, c-plane, off-angle 0.5 °
  • the AD film formation conditions were as follows. That is, the carrier gas was Ar, and a ceramic nozzle having a slit having a long side of 5 mm and a short side of 0.3 mm was used.
  • the scanning conditions of the nozzle are 0.5 mm / s, movement of 55 mm in the direction perpendicular to the long side of the slit and in the forward direction, movement of 5 mm in the direction of the long side of the slit, and vertical and return to the long side of the slit. Repeated scanning of moving 55 mm in the direction, moving 5 mm in the long side direction of the slit and in the direction opposite to the initial position, and when moving 55 mm from the initial position in the long side direction of the slit, scan in the opposite direction.
  • the cycle of returning to the initial position was set as one cycle, and this was repeated for 400 cycles.
  • the set pressure of the transport gas was adjusted to 0.07 MPa
  • the flow rate was adjusted to 9 L / min
  • the pressure in the chamber was adjusted to 100 Pa or less.
  • the AD film thus formed had a thickness of about 100 ⁇ m.
  • the sapphire substrate on which the AD film was formed was taken out from the AD apparatus and annealed at 1680 ° C. for 4 hours in a nitrogen atmosphere.
  • the substrate thus obtained was fixed to a ceramic surface plate, and the surface on the side where the AD film was formed was ground to # 2000 using a grindstone to flatten the plate surface.
  • the plate surface was smoothed by lapping using diamond abrasive grains. The flatness was improved while the size of the abrasive grains was gradually reduced from 3 ⁇ m to 0.5 ⁇ m.
  • CMP chemical mechanical polishing
  • the arithmetic mean roughness Ra after processing was 0.1 nm, the grinding and polishing amount was 50 ⁇ m, and the thickness of the composite base substrate after polishing was 1.05 mm.
  • the surface on the side where the AD film is formed is referred to as a "surface".
  • Table 1 shows the quantitative values of the detected elements (atomic composition percentages of atoms excluding O).
  • the surface of the composite base substrate is an orientation layer having a biaxially oriented corundum-type crystal structure that is oriented in the c-axis direction in the normal direction of the substrate and also in the in-plane direction. It was. Further, since this orientation layer had the same c-axis orientation as the sapphire substrate used as the seed substrate, it was found to be a heteroepitaxial growth layer from the sapphire substrate.
  • the anti-scattering slit 3 mm, ⁇ 14.5 to 19
  • the range of .5 ° was measured.
  • the half-value width of the XRC profile of the (104) plane of the obtained corundum-type crystal structure is peak-searched after smoothing the profile using XRD analysis software (Bruker-AXS, "LEPTOS” Ver4.03). Determined by doing.
  • the half width of the (104) plane XRC profile of the corundum-type crystal structure on the side surface used for crystal growth of the oriented layer is 42 arcsec. Met.
  • XRC measurement of the (006) plane of the corundum-type crystal structure on the side surface used for crystal growth of the alignment layer was also performed.
  • Other conditions and analysis methods were carried out under the same conditions as the XRC measurement of the (104) plane of the corundum type crystal structure.
  • the half width of the (006) plane XRC profile of the corundum-type crystal structure on the side surface used for crystal growth of the alignment layer is 34 arcsec. Met.
  • FIG. 2 describes the mist CVD device 1 used in this example.
  • the mist CVD apparatus 1 includes a susceptor 10 on which the substrate 9 is placed, a dilution gas source 2a, a carrier gas source 2b, a flow rate control valve 3a for adjusting the flow rate of the dilution gas sent out from the dilution gas source 2a, and the like. Attached to the flow rate control valve 3b for adjusting the flow rate of the carrier gas sent out from the carrier gas source 2b, the mist generation source 4 containing the raw material solution 4a, the container 5 containing the water 5a, and the bottom surface of the container 5.
  • the ultrasonic vibrator 6 is provided, a quartz tube 7 serving as a film forming chamber, a heater 8 installed in a peripheral portion of the quartz tube 7, and an exhaust port 11.
  • the susceptor 10 is made of quartz, and the surface on which the substrate 9 is placed is inclined from the horizontal plane.
  • the obtained raw material solution 4a was housed in the mist generation source 4.
  • the composite base substrate produced in (1) above was placed on the susceptor 10 as the substrate 9, and the heater 8 was operated to raise the temperature inside the quartz tube 7 to 490 ° C.
  • the flow control valves 3a and 3b are opened to supply the diluted gas and the carrier gas into the quartz tube 7 from the diluted gas source 2a and the carrier gas source 2b, and the atmosphere of the quartz tube 7 is sufficiently filled with the diluted gas and the carrier gas.
  • the flow rate of the diluting gas was adjusted to 0.5 L / min
  • the flow rate of the carrier gas was adjusted to 1 L / min. Nitrogen gas was used as the dilution gas and the carrier gas.
  • EBSD Film surface on the film formation side composed of Ga oxide by SEM (Hitachi High-Technologies Corporation, SU-5000) equipped with an electron backscatter diffraction device (EBSD) (Nordlys Nano manufactured by Oxford Instruments). Inverse pole map orientation mapping was performed with a field of view of 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m. The conditions for this EBSD measurement were as follows.
  • the Ga oxide film had a c-axis oriented corundum-type crystal structure oriented in the plane normal direction and also oriented in the plane. From these, it was shown that an alignment film composed of ⁇ -Ga 2 O 3 was formed.
  • Example 2 Examples other than the above (1), in which 0.2 part by weight of a commercially available Fe 2 O 3 powder was added to 100 parts by weight of a commercially available Cr 2 O 3 powder as a raw material powder, and a wet-mixed mixed powder was used.
  • preparation of a composite base substrate, various evaluations of the composite base substrate , formation of an ⁇ -Ga 2 O 3 film, and various evaluations of a semiconductor film were performed.
  • Example 3 In (1) above, a mixed powder obtained by adding 4 parts by weight of a commercially available TIO 2 powder and 2 parts by weight of a commercially available Al 2 O 3 powder to 100 parts by weight of a commercially available Cr 2 O 3 powder as a raw material powder and mixing them wet. In the same manner as in Example 1, preparation of a composite base substrate, various evaluations of the composite base substrate , formation of an ⁇ -Ga 2 O 3 film, and various evaluations of a semiconductor film were performed except that the above was used.
  • Example 4 In (1) above, 100 parts by weight of commercially available Cr 2 O 3 powder, 9 parts by weight of commercially available TiO 2 powder, 22 parts by weight of commercially available Fe 2 O 3 powder, and 1 commercially available Al 2 O 3 powder as raw material powder. Preparation of composite base substrate, various evaluations of composite base substrate, formation of ⁇ -Ga 2 O 3 film, and various types of semiconductor film in the same manner as in Example 1 except that a mixed powder in which a heavy part was added and wet-mixed was used. Evaluation was performed.
  • Example 5 In (1) above, 100 parts by weight of commercially available Cr 2 O 3 powder, 5 parts by weight of commercially available TiO 2 powder, 22 parts by weight of commercially available Fe 2 O 3 powder, and 34 commercially available Al 2 O 3 powder as raw material powders. Preparation of composite base substrate, various evaluations of composite base substrate, formation of ⁇ -Ga 2 O 3 film, and various types of semiconductor film in the same manner as in Example 1 except that a mixed powder in which a heavy part was added and wet-mixed was used. Evaluation was performed.
  • Example 6 In (1) above, 100 parts by weight of commercially available Cr 2 O 3 powder, 98 parts by weight of commercially available TiO 2 powder, 4 parts by weight of commercially available Fe 2 O 3 powder, and 1 commercially available Al 2 O 3 powder as raw material powder. Preparation of composite base substrate, various evaluations of composite base substrate, formation of ⁇ -Ga 2 O 3 film, and various types of semiconductor film in the same manner as in Example 1 except that a mixed powder in which a heavy part was added and wet-mixed was used. Evaluation was performed.
  • Example 7 In (1) above, 100 parts by weight of commercially available Cr 2 O 3 powder, 27 parts by weight of commercially available TiO 2 powder, 4 parts by weight of commercially available Fe 2 O 3 powder, and 1 commercially available Al 2 O 3 powder as raw material powder. Preparation of composite base substrate, various evaluations of composite base substrate, formation of ⁇ -Ga 2 O 3 film, and various types of semiconductor film in the same manner as in Example 1 except that a mixed powder in which a heavy part was added and wet-mixed was used. Evaluation was performed.
  • the surface of the composite base substrate is c-axis oriented in the normal direction of the substrate and is also oriented in the in-plane direction. It turned out to be a layer with a structure. Further, since this orientation layer had the same c-axis orientation as the sapphire substrate used as the seed substrate, it was found to be a heteroepitaxial growth layer from the sapphire substrate.
  • Example 8 In (1) above, 100 parts by weight of commercially available Cr 2 O 3 powder, 3.5 parts by weight of commercially available TiO 2 powder, 98 parts by weight of commercially available Fe 2 O 3 powder, and commercially available Al 2 O 3 as raw material powder. Preparation of composite base substrate, various evaluations of composite base substrate, formation of ⁇ -Ga 2 O 3 film, and semiconductor film in the same manner as in Example 1 except that 1 part by weight of powder was added and a wet-mixed mixed powder was used. Various evaluations were performed.
  • Example 9 In (1) above, 100 parts by weight of commercially available Cr 2 O 3 powder, 3.5 parts by weight of commercially available TiO 2 powder, 53 parts by weight of commercially available Fe 2 O 3 powder, and commercially available Al 2 O 3 as raw material powder. Preparation of composite base substrate, various evaluations of composite base substrate, formation of ⁇ -Ga 2 O 3 film, and semiconductor film in the same manner as in Example 1 except that 1 part by weight of powder was added and a wet-mixed mixed powder was used. Various evaluations were performed.
  • Example 10 In (1) above, a mixed powder obtained by adding 5 parts by weight of commercially available TiO 2 powder and 16 parts by weight of commercially available Fe 2 O 3 powder to 100 parts by weight of commercially available Cr 2 O 3 powder as a raw material powder and mixing them wet. In the same manner as in Example 1, preparation of a composite base substrate, various evaluations of the composite base substrate , formation of an ⁇ -Ga 2 O 3 film, and various evaluations of a semiconductor film were performed except that the above was used.
  • Example 11 In (1) above, 12 parts by weight of commercially available TiO 2 powder and 3.5 parts by weight of commercially available Fe 2 O 3 powder were added to 100 parts by weight of commercially available Cr 2 O 3 powder as a raw material powder, and wet-mixed. A composite base substrate was prepared, various evaluations of the composite base substrate , formation of an ⁇ -Ga 2 O 3 film, and various evaluations of a semiconductor film were carried out in the same manner as in Example 1 except that the mixed powder was used.
  • Example 12 In (1) above, 100 parts by weight of commercially available Cr 2 O 3 powder, 1.5 parts by weight of commercially available TiO 2 powder, 3.5 parts by weight of commercially available Fe 2 O 3 powder, and commercially available Al 2 as raw material powder. Preparation of composite base substrate, various evaluations of composite base substrate, formation of ⁇ -Ga 2 O 3 film, and formation of ⁇ -Ga 2 O 3 film in the same manner as in Example 1 except that 60 parts by weight of O 3 powder was added and a wet-mixed mixed powder was used. Various evaluations of the semiconductor film were performed.
  • Example 13 In (1) above, 100 parts by weight of commercially available Cr 2 O 3 powder, 1.5 parts by weight of commercially available TiO 2 powder, 3.5 parts by weight of commercially available Fe 2 O 3 powder, and commercially available Al 2 as raw material powder. Preparation of composite base substrate, various evaluations of composite base substrate, formation of ⁇ -Ga 2 O 3 film, and formation of ⁇ -Ga 2 O 3 film in the same manner as in Example 1 except that 26 parts by weight of O 3 powder was added and a wet-mixed mixed powder was used. Various evaluations of the semiconductor film were performed.
  • Example 14 In (1) above, a mixed powder obtained by adding 2 parts by weight of a commercially available TIO 2 powder and 2 parts by weight of a commercially available Fe 2 O 3 powder to 100 parts by weight of a commercially available Cr 2 O 3 powder as a raw material powder and mixing them wet. A composite base substrate was prepared, various evaluations of the composite base substrate , formation of an ⁇ -Ga 2 O 3 film, and various evaluations of a semiconductor film were carried out in the same manner as in Example 1 except that the above was used.
  • Example 15 Preparation of Composite Base Substrate As a raw material powder, 0.3 part by weight of a commercially available TiO 2 powder was added to 100 parts by weight of a commercially available Cr 2 O 3 powder, and a wet-mixed mixed powder was used. Using sapphire (diameter 50.8 mm (2 inches), thickness 1.0 mm, c-plane, off-angle 0.5 °) as the seed substrate, on the seed substrate (sapphire substrate) by the AD apparatus shown in FIG. An AD film (orientation precursor layer) was formed.
  • sapphire diameter 50.8 mm (2 inches), thickness 1.0 mm, c-plane, off-angle 0.5 °
  • the AD film formation conditions were as follows. That is, the carrier gas was Ar, and a ceramic nozzle having a slit having a long side of 5 mm and a short side of 0.3 mm was used.
  • the scanning conditions of the nozzle are 0.5 mm / s, movement of 55 mm in the direction perpendicular to the long side of the slit and in the forward direction, movement of 5 mm in the direction of the long side of the slit, and vertical and return to the long side of the slit. Repeated scanning of moving 55 mm in the direction, moving 5 mm in the long side direction of the slit and in the direction opposite to the initial position, and when moving 55 mm from the initial position in the long side direction of the slit, scan in the opposite direction.
  • the cycle of returning to the initial position was set as one cycle, and this was repeated for 400 cycles.
  • the set pressure of the transport gas was adjusted to 0.07 MPa
  • the flow rate was adjusted to 9 L / min
  • the pressure in the chamber was adjusted to 100 Pa or less.
  • the AD film thus formed had a thickness of about 100 ⁇ m.
  • the sapphire substrate on which the AD film was formed was taken out from the AD apparatus and annealed at 1680 ° C. for 4 hours in a nitrogen atmosphere.
  • the substrate thus obtained was fixed to a ceramic surface plate, and the surface on the side where the AD film was formed was ground to # 2000 using a grindstone to flatten the plate surface.
  • the plate surface was smoothed by lapping using diamond abrasive grains. The flatness was improved while the size of the abrasive grains was gradually reduced from 3 ⁇ m to 0.5 ⁇ m.
  • a mirror finish was performed by chemical mechanical polishing (CMP) using colloidal silica to obtain a composite base substrate.
  • CMP chemical mechanical polishing
  • the amount of grinding and polishing was 50 ⁇ m, and the arithmetic mean roughness Ra after processing was 0.1 nm.
  • AD film formation, annealing, grinding and polishing processes were repeated 10 times in total.
  • the surface on the side where the AD film is formed is referred to as a "surface”.
  • the thickness after the final polishing was completed was 1.50 mm.
  • Example 16 (comparison) On a sapphire substrate (diameter 50.8 mm (2 inches), thickness 1.0 mm, c-plane, off-angle 0.5 °), an ⁇ -Ga 2 O 3 film was formed under the same conditions as in (3) above in Example 1. Various evaluations were performed on the formation and the semiconductor film.
  • Example 17 (comparison) (1) Preparation of Composite Base Substrate Using the mist CVD apparatus 1 shown in FIG. 2, a sapphire substrate (diameter 50.8 mm (2 inches), thickness 0.43 mm, c-plane, off-angle 0.3) was used by the following method. °) An ⁇ -Cr 2 O 3 film was formed on the surface.
  • the obtained raw material solution 4a was housed in the mist generation source 4 of the mist CVD apparatus 1 of FIG.
  • the sapphire substrate was placed on the susceptor 10 as the base substrate 9, and the heater 8 was operated to raise the temperature inside the quartz tube 7 to 420 ° C.
  • the flow control valves 3a and 3b are opened to supply the diluted gas and the carrier gas into the quartz tube 7 from the diluted gas source 2a and the carrier gas source 2b, and the atmosphere of the quartz tube 7 is sufficiently filled with the diluted gas and the carrier gas.
  • the flow rate of the diluting gas was adjusted to 2.2 L / min
  • the flow rate of the carrier gas was adjusted to 4.8 L / min.
  • Nitrogen gas was used as the dilution gas and the carrier gas.

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Abstract

複合下地基板であって、その上に形成したα－Ｇａ２Ｏ３系半導体膜の結晶欠陥を少なく、かつ反りが小さいものとすることができる複合下地基板が提供される。この複合下地基板は、α－Ｇａ２Ｏ３系半導体膜の結晶成長のために用いられる配向層を備えた下地基板であって、配向層がα－Ｃｒ２Ｏ３にＴｉ及び／又はＦｅを含有した材料で構成され、その材料中のＣｒ、Ｔｉ、及びＦｅのモル比が、 （ｉ）Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．５００～０．９９９、Ｔｉ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．００１～０．５００、及びＦｅ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０～０．５００、又は、 （ｉｉ）Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．５００～０．９９９、Ｔｉ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０～０．５００、及びＦｅ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．００１～０．５００、 の関係式を満たす。

Description

下地基板及びその製造方法
　本発明は、１３族元素の窒化物又は酸化物の結晶成長のために用いられる下地基板及びその製造方法に関する。
　近年、窒化ガリウム（ＧａＮ）を用いた半導体デバイスが実用化されている。例えば、サファイア基板上に、ｎ型ＧａＮ層、ＩｎＧａＮ層からなる量子井戸層とＧａＮ層からなる障壁層とが交互積層された多重量子井戸層（ＭＱＷ）、及びｐ型ＧａＮ層が順に積層形成されたものが量産化されている。
　また、サファイアと同じ結晶構造であるコランダム相型のα－酸化ガリウム（α－Ｇａ２Ｏ３）の研究開発も盛んに行われている。実際、α－Ｇａ２Ｏ３は、そのバンドギャップが５．３ｅＶと大きく、パワー半導体素子用材料として期待を集めている。例えば、特許文献１（特開２０１４－７２５３３号公報）には、コランダム型結晶構造を有する下地基板とコランダム型結晶構造を有する半導体層、コランダム型結晶構造を有する絶縁膜とから形成される半導体装置に関して、サファイア基板上に、半導体層としてα－Ｇａ２Ｏ３を成膜した例が開示されている。また、特許文献２（特開２０１６－２５２５６号公報）には、コランダム構造を有する結晶性酸化物半導体を主成分として含むｎ型半導体層と六方晶の結晶構造を有する無機化合物を主成分とするｐ型半導体層と電極を備えている半導体装置について、実施例において、ｃ面サファイア基板上に、ｎ型半導体層として準安定相であるコランダム構造を有するα－Ｇａ２Ｏ３を、ｐ型半導体層として六方晶の結晶構造を有するα－Ｒｈ２Ｏ３膜を形成して、ダイオードを作製することが開示されている。
　ところで、これらの半導体デバイスにおいて、材料中の結晶欠陥が少ない方が、良好な特性を得ることができることが知られている。特に、パワー半導体は耐電圧特性に優れることが要求されるため、結晶欠陥を低減することが望ましい。これは、結晶欠陥の多寡によって絶縁破壊電界特性が左右されるためである。しかしながら、ＧａＮやα－Ｇａ２Ｏ３では、結晶欠陥の少ない単結晶基板が実用化されておらず、これらの材料とは格子定数が異なるサファイア基板上にヘテロエピタキシャル成長で形成されるのが一般的である。このため、サファイアとの格子定数の差に起因した結晶欠陥が生じやすい。例えば、サファイアｃ面上にα－Ｇａ２Ｏ３を成膜する場合、サファイア（α－Ａｌ２Ｏ３）のａ軸長（４．７５４Å）とα－Ｇａ２Ｏ３のａ軸長（４．９８３Å）は約４．８％異なり、この差が結晶欠陥の主たる原因となっている。
　このような半導体層との格子定数差を緩和し、結晶欠陥を低減する取り組みとして、α－Ｇａ２Ｏ３を成膜する際、サファイアとα－Ｇａ２Ｏ３層間にバッファ層を形成することで、欠陥が低減することが報告されている。例えば、非特許文献１（Applied Physics Express, vol.9, pages 071101-1～071101-4）には、サファイアとα－Ｇａ２Ｏ３層間にバッファ層として（Ａｌｘ，Ｇａ１－ｘ）２Ｏ３層（ｘ＝０．２～０．９）を導入することで、刃状転位とらせん転位が、それぞれ３×１０８／ｃｍ２及び６×１０８／ｃｍ２になるとされる例が示されている。また、非特許文献２には、α－Ｇａ２Ｏ３膜を成膜する基板として、サファイア上にバッファ層としてα－Ｃｒ２Ｏ３膜を形成した基板が開示されている。
特開２０１４－７２５３３号公報 特開２０１６－２５２５６号公報
Riena Jinno et al., Reduction in edge dislocation density in corundum-structured α-Ga2O3 layers on sapphire substrates with quasi-graded α-(Al,Ga)2O3 buffer layers, Applied Physics Express, Japan, The Japan Society of Applied Physics, June 1, 2016, vol.9, pages 071101-1 to 071101-4 Giang T. Dang et al., Growth of α-Cr2O3 single crystals by mist CVD using ammonium dichromate, Applied Physics Express 11, 111101 (2018)
　しかしながら、非特許文献１や非特許文献２に開示されるようなバッファ層を導入する手法は、高い絶縁破壊電界特性が必要なパワー半導体への適用には不十分であり、結晶欠陥をさらに低減することが望ましい。非特許文献２に開示されるようなα－Ｃｒ２Ｏ３をバッファ層として形成した場合においても、高い絶縁破壊電界特性が必要なパワー半導体への適用には不十分であり、結晶欠陥をさらに低減することが望ましい。バッファ層としてα－Ｃｒ２Ｏ３膜を用いた場合、α－Ｃｒ２Ｏ３とα－Ｇａ２Ｏ３との間に格子不整合が発生し、サファイア上に薄いバッファ層をヘテロエピタキシャル成長で形成した構成となっているため、バッファ層中に大きな結晶欠陥を含有することになる。これが結晶欠陥を十分低減できない理由と推定される。
　また、半導体膜の反りが大きいと、クラックが生じやすく、ハンドリング時に破断するおそれがある。すなわち、反りが大きい半導体膜上にミストＣＶＤなどの成膜方法で機能層を形成する場合、膜厚や膜品質に分布が出るおそれがある。このため、反りが小さい半導体膜が望まれる。
　このようなα－Ｇａ２Ｏ３やα－Ｇａ２Ｏ３系固溶体で構成される、α－Ｇａ２Ｏ３系半導体膜の結晶欠陥や反りは、成膜に用いる下地基板品質の影響が大きい。本発明者らは、今般、１３族元素の窒化物又は酸化物の結晶成長のために用いられる側の表面がサファイアよりも大きいａ軸長及び／又はｃ軸長を有するコランダム型結晶構造を有する材料で構成される配向層を備え、かつ、この配向層がα－Ｃｒ２Ｏ３にＴｉ及び／又はＦｅを含有した材料で構成され、この材料中のＣｒ、Ｔｉ及びＦｅのモル比が、
（ｉ）Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．５００～０．９９９、Ｔｉ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．００１～０．５００、及びＦｅ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０～０．５００、又は、
（ｉｉ）Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．５００～０．９９９、Ｔｉ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０～０．５００、及びＦｅ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．００１～０．５００
の関係式を満たす下地基板を用いることで、その上に形成したα－Ｇａ２Ｏ３系半導体膜の結晶欠陥を少なく、かつ反りが小さいものとすることができるとの知見を得た。
　とりわけα－Ｇａ２Ｏ３、又はα－Ｇａ２Ｏ３系固溶体の結晶成長において、上記の下地基板を用いることで結晶欠陥が少なく、反りが小さいα－Ｇａ２Ｏ３又はα－Ｇａ２Ｏ３系固溶体で構成される半導体層を形成することができる。
　したがって、本発明の目的は、１３族元素の窒化物又は酸化物の結晶成長のために用いられる配向層を備え、配向層がα－Ｃｒ２Ｏ３にＴｉ及び／又はＦｅを含有した材料で構成され、この材料中のＣｒ、Ｔｉ及びＦｅのモル比が、
（ｉ）Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．５００～０．９９９、Ｔｉ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．００１～０．５００、及びＦｅ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０～０．５００、又は、
（ｉｉ）Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．５００～０．９９９、Ｔｉ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０～０．５００、及びＦｅ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．００１～０．５００
の関係式を満たす、下地基板を提供することである。
　本発明の一態様によれば、α－Ｇａ２Ｏ３系半導体膜の結晶成長のために用いられる配向層を備えた下地基板であって、
　前記配向層がα－Ｃｒ２Ｏ３にＴｉ及び／又はＦｅを含有した材料で構成され、前記材料中のＣｒ、Ｔｉ及びＦｅのモル比が、
（ｉ）Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．５００～０．９９９、Ｔｉ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．００１～０．５００、及びＦｅ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０～０．５００、又は、
（ｉｉ）Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．５００～０．９９９、Ｔｉ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０～０．５００、及びＦｅ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．００１～０．５００
の関係式を満たす、下地基板が提供される。
　本発明の他の態様によれば、前記下地基板の製造方法であって、
　サファイア基板を準備する工程と、
　前記サファイア基板の表面に、α－Ｃｒ２Ｏ３にＴｉ及び／又はＦｅを含有した材料で構成され、前記材料中のＣｒ、Ｔｉ及びＦｅのモル比が、
（ｉ）Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．５００～０．９９９、Ｔｉ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．００１～０．５００、及びＦｅ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０～０．５００、又は、
（ｉｉ）Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．５００～０．９９９、Ｔｉ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０～０．５００、及びＦｅ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．００１～０．５００
の関係式を満たす材料を含む配向前駆体層、あるいは熱処理によって前記材料の組成となる材料を含む配向前駆体層を形成する工程と、
　前記サファイア基板と前記配向前駆体層を１０００℃以上の温度で熱処理する工程と、を有する、方法が提供される。
エアロゾルデポジション（ＡＤ）装置の構成を示す模式断面図である。 ミストＣＶＤ装置の構成を示す模式断面図である。
　下地基板
　本発明による下地基板は、１３族元素の窒化物又は酸化物の結晶成長のために用いられる配向層を備えた下地基板である。すなわち、この下地基板は、配向層上に１３族元素の窒化物又は酸化物で構成される半導体層（特にα－Ｇａ２Ｏ３系半導体膜）を結晶成長させるために用いられる。ここで、１３族元素はＩＵＰＡＣ（国際純正・応用化学連合）が策定した周期律表による第１３族元素のことであり、具体的には、ホウ素（Ｂ）、アルミニウム（Ａｌ）、ガリウム（Ｇａ）、インジウム（Ｉｎ）、タリウム（Ｔｌ）及びニホニウム（Ｎｈ）のいずれかである。また、１３族元素の窒化物や酸化物は、典型的には、窒化ガリウム（ＧａＮ）とα－酸化ガリウム（α－Ｇａ２Ｏ３）である。
　配向層は、略法線方向に結晶方位が概ね揃った構成を有している。このような構成とすることで、その上に、優れた品質、特に配向性に優れた半導体層を形成することが可能となる。すなわち、配向層上に半導体層を形成する際、半導体層の結晶方位は配向層の結晶方位に概ね倣ったものとなる。したがって、下地基板を配向層を備えた構成とすることで、半導体膜を配向膜とすることが可能となる。なお、配向層は多結晶やモザイク結晶（結晶方位が若干ずれた結晶の集合）であってもよく、単結晶であってもよい。配向層が多結晶の場合、ツイスト方向（すなわち基板表面に対して略垂直に方位付けられた基板法線を中心とした回転方向）も概ね揃った二軸配向層であることが好ましい。
　配向層の結晶成長に用いられる側の表面（以下、単に「表面」又は「配向層表面」ということがある）は、α－Ｃｒ２Ｏ３にＴｉ及び／又はＦｅを含有した材料で構成され、前記材料中のＣｒ、Ｔｉ及びＦｅのモル比が、
（ｉ）Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．５００～０．９９９、Ｔｉ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．００１～０．５００、及びＦｅ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０～０．５００、又は、
（ｉｉ）Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．５００～０．９９９、Ｔｉ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０～０．５００、及びＦｅ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．００１～０．５００、
の関係式を満たす材料で構成されている。
　α－Ｃｒ２Ｏ３にＴｉ及び／又はＦｅを上記の範囲で含有した材料で構成される配向層を形成することで、その上に形成されることになるα－Ｇａ２Ｏ３等の半導体層中の結晶欠陥を著しく低減し、半導体層の反り量をも低減することができる。半導体層中の結晶欠陥が低減する理由は不明だが、以下のように想定している。α－Ｃｒ２Ｏ３はコランダム構造を有するが、１３族元素の窒化物又は酸化物で構成される半導体層と完全には格子定数が合致しない。このため、α－Ｃｒ２Ｏ３上に半導体層を形成する場合、格子ミスマッチによる応力が印加されるが、α－Ｃｒ２Ｏ３中にＴｉやＦｅを含むことで応力が緩和され、結晶欠陥が生じづらくなると考えられる。
　半導体層を下地基板上に形成した際の反り量が低減する理由も不明だが、上述したように成膜時の格子ミスマッチによる応力が緩和されることが理由の一つと推定される。また、Ｔｉ及び／又はＦｅを含有することで半導体膜と下地基板の熱膨張差に起因した応力が低減される、あるいは下地基板の剛性が高まり膜応力が矯正される、などの効果も想定される。
　半導体層を下地基板上に形成した際の反り量を低減させるという観点では、α－Ｃｒ２Ｏ３にＴｉ及び／又はＦｅを含有した材料中のＣｒ、Ｔｉ及びＦｅのモル比が、
（ｉｉｉ）Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．６５０～０．９９０、Ｔｉ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．００１～０．２００、及びＦｅ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０～０．３５０、又は、
（ｉｖ）Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．６５０～０．９９０、Ｔｉ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０～０．２００、及びＦｅ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．００１～０．３５０
の関係式を満たすことが好ましく、Ｔｉ／Ｆｅの比が０．２５～４．００であることがさらに好ましい。
　本発明の下地基板に備えられた配向層には、Ｔｉ及び／又はＦｅに加えて、Ａｌを所定量含有していることが好ましい。Ａｌのモル比は、Ａｌ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ＋Ａｌ）＝０～０．５００の関係式を満たすことが好ましい。α－Ｇａ２Ｏ３などの半導体層は、後述するミストＣＶＤ法やＨＶＰＥ法などで成膜される場合、塩素や臭素などのハロゲンガスを含む成膜ガスを用いる方法が一般的である。成膜条件にもよるが、配向層がこのような成膜ガスに曝されると配向層表面がエッチングされ、結晶成長の不具合をきたし、その上に成膜した半導体層にピットが生じる場合がある。しかし、配向層中にＡｌを含有することでこれらの成膜ガスに対する配向層表面の安定性が増し、上記のような不具合が抑制されると考えられる。ただし、Ａｌ量が多すぎると、十分な反りの低減効果が得られない場合があり、Ａｌの含有量は前述したモル比とすることが好ましい。
　配向層中のＴｉ、Ｆｅ及びＡｌの含有量は公知の方法を用いて決定することができるが、例えばＥＤＳ、ＥＰＭＡ、Ｄ－ＳＩＭＳ、ＴＯＦ－ＳＩＭＳ及びＧＤ－ＭＳが使用できる。
　本発明の下地基板の配向層の結晶成長に用いられる側の表面におけるコランダム型結晶構造の（１０４）面のＸ線ロッキングカーブ半値幅（以下、ＸＲＣ半値幅という）は５００ａｒｃｓｅｃ．以下が好ましく、１５０ａｒｃｓｅｃ．以下がより好ましく、１００ａｒｃｓｅｃ．以下がさらに好ましく、５０ａｒｃｓｅｃ．以下が特に好ましく、最も好ましくは４０ａｒｃｓｅｃ．以下である。
　材料の結晶性を評価する手法として、コランダム型結晶構造の（００６）面や（１０４）面のＸＲＣ測定を実施し、その半値幅で評価する方法が知られている。ＸＲＣ半値幅は結晶欠陥、モザイク性及び材料の反り量も反映する。特にコランダム型結晶構造の（１０４）面のＸＲＣ半値幅は、貫通刃状転位や貫通らせん転位等の各種欠陥、チルト（成長方位の結晶軸の傾き）やツイスト（表面面内の結晶軸の回転）が異なる領域（ドメイン）のモザイク性、及び反りの状態を全て反映するため、配向層の品質を評価手法として好適である。したがって、上記範囲内のＸＲＣ半値幅であると、配向層は結晶欠陥が少なく、モザイク性が小さく（ドメインが少なく）、反りも小さいことになり、その結果、このような配向層上にα－Ｇａ２Ｏ３系半導体膜を形成する場合、半導体膜の内部に結晶欠陥やモザイク性が伝搬せず、反りも小さい高品位な半導体膜が得られる。このように、配向層におけるコランダム型結晶構造の（１０４）面のＸＲＣ半値幅は小さいほど好ましく、測定に使用したＸ線源固有の半値幅と同等の値でも問題はないが、実際には３０ａｒｃｓｅｃ．以上が好ましい。
　配向層の結晶成長に用いられる側の表面におけるコランダム型結晶構造の（１０４）面のＸＲＣプロファイルの測定は、一般的なＸＲＤ装置を用いて行うことができる。例えば、ＸＲＤ装置としてＢｒｕｋｅｒ－ＡＸＳ製Ｄ８－ＤＩＳＣＯＶＥＲを用いる場合、２θ、ω、χ及びφを調整してコランダム型結晶構造の（１０４）面のピークが出るように軸立てを行った後、管電圧４０ｋＶ、管電流４０ｍＡ、アンチスキャッタリングスリット３ｍｍで、ω＝１４．５～１９．５°の範囲、ωステップ幅０．００１°、及び計数時間０．５秒の条件で測定を行えばよい。この測定は、Ｇｅ（０２２）非対称反射モノクロメーターでＣｕＫα線を平行単色光化した上で行うのが好ましい。そして、コランダム型結晶構造の（１０４）面のＸＲＣプロファイルにおける半値幅は、ＸＲＤ解析ソフトウェア（Ｂｒｕｋｅｒ－ＡＸＳ製、「ＬＥＰＴＯＳ」Ｖｅｒ４．０３）を使用し、プロファイルのスムージングを行った後にピークサーチを行うことにより決定することができる。
　また、配向層の結晶成長に用いられる側の表面におけるコランダム型結晶構造の（００６）面のＸＲＣ半値幅も小さい方が望ましく、好ましくは５０ａｒｃｓｅｃ．以下、より好ましくは４０ａｒｃｓｅｃ．以下である。コランダム型結晶構造の（００６）面のＸＲＣ半値幅は、測定に使用したＸ線源固有の半値幅と同等の値でも問題はないが、実際には３０ａｒｃｓｅｃ．以上が好ましい。コランダム型結晶構造の（００６）面のＸＲＣ半値幅は、貫通らせん転位、チルト、反り及びドメインの情報を反映する。このため、上記範囲内のＸＲＣ半値幅であると、結晶欠陥が少なく、モザイク性が小さく（ドメインが少なく）、反りも小さいことになり、その結果、このような配向層上に半導体膜を形成する場合、半導体膜の内部に結晶欠陥やドメインが伝搬せず、より高品位な半導体膜が得られる。
　配向層の結晶成長に用いられる側の表面に対する、コランダム型結晶構造の（００６）面のＸＲＣプロファイルの測定も、一般的なＸＲＤ装置を用いて行うことができる。例えば、ＸＲＤ装置としてＢｒｕｋｅｒ－ＡＸＳ製Ｄ８－ＤＩＳＣＯＶＥＲを用いる場合の測定条件は、２θ、ω、χ、及びφを調整してコランダム型結晶構造の（００６）面のピークが出るように軸立てを行った後、ω＝１８．０～２２．０°とすること以外はコランダム型結晶構造の（１０４）面に関して前述した条件と同様であることができる。
　本発明の下地基板は、配向層の結晶成長に用いられる側の表面の結晶欠陥密度が１．０×１０６／ｃｍ２以下であることが好ましく、より好ましくは１．０×１０５／ｃｍ２以下、さらに好ましくは４．０×１０３／ｃｍ２以下、特に好ましくは１．０×１０３／ｃｍ２以下である。このように結晶欠陥密度が著しく低い成膜面の場合、その上に形成するα－Ｇａ２Ｏ３系半導体膜中に結晶欠陥伝搬せず、絶縁破壊電界特性に優れた高品位な半導体膜を得ることができる。結晶欠陥密度の下限は特に限定がなく、低い方が好ましい。なお、本明細書において、結晶欠陥とは、貫通刃状転位、貫通らせん転位、貫通混合転位、及び基底面転位を指し、結晶欠陥密度は、各転位密度の合計のことである。なお、基底面転位は、半導体膜にオフ角がある場合に問題となるものであり、オフ角がない場合は半導体膜の表面まで露出しないため、問題とならない。例えば、貫通刃状転位を３×１０４／ｃｍ２、貫通らせん転位を６×１０４／ｃｍ２、貫通混合転位を４×１０４／ｃｍ２含むとすれば、結晶欠陥密度は１．３×１０５／ｃｍ２となる。
　配向層の結晶成長に用いられる側の表面の結晶欠陥密度は、平面ＴＥＭ観察（プランビュー）により評価することができる。平面ＴＥＭ観察を実施する場合、一般的な透過型電子顕微鏡を用いて行うことができる。例えば、透過型電子顕微鏡として日立製Ｈ－９０００１ＵＨＲ－Ｉを用いる場合、加速電圧３００ｋＶでＴＥＭ観察を行えばよい。ＴＥＭ観察に用いる試験片は、配向層の結晶成長に用いられる側の表面が含まれるようにサンプルを切り出し、測定視野４．１μｍ×３．１μｍの領域が８箇所以上観察可能で、測定視野周辺の厚さが１５０ｎｍとなるようにイオンミリングによって加工すればよい。こうして得られた試験片表面の平面ＴＥＭ像から結晶欠陥密度を評価することができる。
　配向層の全体がコランダム型結晶構造を有する材料で構成されるのが好ましい。こうすることで、配向層及び半導体層の結晶欠陥を低減することが可能となる。配向層はサファイア基板の表面に形成されることが望ましい。サファイア基板を構成するα－Ａｌ２Ｏ３はコランダム型結晶構造を有しており、配向層をコランダム型結晶構造を有する材料で構成することで、その結晶構造をサファイア基板と同一とすることができ、その結果、結晶構造のミスマッチに起因する結晶欠陥が配向層中に生じるのが抑制される。この点、配向層中の結晶欠陥が低減されると、その上に形成される半導体層中の結晶欠陥も低減されるため好ましい。これは、配向層中に多量に結晶欠陥が存在すると、その上に形成される半導体層にも結晶欠陥が引き継がれ、その結果、半導体層中にも結晶欠陥が生じるためである。
　配向層の厚さは、好ましくは１０μｍ以上、より好ましくは４０μｍ以上である。厚さの上限は特に限定されないが、典型的には１０００μｍ以下である。このように、配向層を厚くすることによっても、配向層表面の結晶欠陥を低減することが可能になる。サファイア基板上に配向層を形成する場合、サファイア基板と配向層は格子定数が若干異なり、その結果、これらの界面、すなわち配向層下部で結晶欠陥が生じやすい。しかし、配向層を厚くすることで、配向層表面においては、このような配向層下部で生じた結晶欠陥の影響を低減することができる。この理由は定かではないが、配向層下部で生じた結晶欠陥が厚い配向層の表面まで到達せず、消失するためと考えている。その上、配向層を厚くすることで、配向層上に半導体層を形成した後に、半導体層を剥離し、下地基板を再利用することが可能になるという効果も期待される。
　サファイア基板に配向層を形成する場合、配向層内に、厚さ方向に組成が変化する傾斜組成領域が存在するのが好ましい。例えば、傾斜組成領域は、配向層の結晶成長に用いられる側の表面を構成する材料とα－Ａｌ２Ｏ３との固溶体で構成され、かつ、α－Ａｌ２Ｏ３の固溶量がサファイア基板側から配向層表面側に向かって減少する傾斜組成となる領域（傾斜組成領域）を備えたものとすることが好ましい。傾斜組成領域はα－Ａｌ２Ｏ３及びα－Ｃｒ２Ｏ３を含む固溶体で構成するのが好ましく、特に、α－Ａｌ２Ｏ３とα－Ｃｒ２Ｏ３にＴｉ及び／又はＦｅを含む固溶体で構成することが好ましい。すなわち、配向層はサファイア基板の表面に形成されることが望ましいが、サファイア基板と配向層間の格子定数（ａ軸長及び／又はｃ軸長）差による応力が緩和され、結晶欠陥の発生を抑制する効果がある。言い換えると、配向層の表面と裏面でａ軸長及び／又はｃ軸長が異なることが好ましく、配向層の裏面より表面の方が大きなａ軸長及び／又はｃ軸長となることが好ましい。このような構造とすることで、配向層は単結晶又はモザイク結晶若しくは二軸配向層であるにもかかわらず、格子定数が厚さ方向で変化する。このため、格子定数が異なる基板上に、応力が緩和された状態で、単結晶又はモザイク結晶若しくは二軸配向層を形成することができる。このような傾斜組成領域は、後述する下地基板の製造において、サファイア基板と配向前駆体層を１０００℃以上の温度で熱処理することで形成することができる。すなわち、このような高温で熱処理すると、サファイア基板と配向前駆体層の界面で反応が生じて、サファイア基板中のＡｌ成分が配向前駆体層中に拡散したり、配向前駆体層中の成分がサファイア基板中に拡散したりする。その結果、α－Ａｌ２Ｏ３の固溶量が厚さ方向で変化する傾斜組成領域が形成される。傾斜組成領域は厚い方が格子定数差による応力が緩和されやすいため、厚い方が好ましい。したがって、傾斜組成領域の厚さは、好ましくは５μｍ以上、より好ましくは２０μｍ以上である。厚さの上限は、特に限定されるものではないが、典型的には１０００μｍ以下である。また、１０００℃以上の熱処理を行うことで、配向層表面に到達する結晶欠陥を効果的に低減することができる。この理由は定かではないが、高温での熱処理によって結晶欠陥同士の対消滅が促進されるためと考えている。
　本発明のより好ましい態様によれば、配向層が、表面近くに位置する、厚さ方向に組成が安定している組成安定領域と、表面から遠くに位置する、厚さ方向に組成が変化する傾斜組成領域とを有する。組成安定領域とは、各金属元素の含有比率の変化が１．０ａｔ％未満となる領域であり、傾斜組成領域とは各金属元素の含有比率の変化が１．０ａｔ％以上となる領域を指す。例えば、組成安定領域と傾斜組成領域は以下のようにして決定することができる。まず、配向層の断面試料を準備し、配向層表面付近の任意の１０箇所においてエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）を実施し、検出された金属元素の含有比率（ａｔ％）の平均値を算出する。次に、表面から厚み方向に２μｍ離れた任意の１０箇所においてＥＤＳ分析を実施し、厚さ２μｍ地点での含有比率（ａｔ％）の平均値を算出する。この時、表面と厚さ２μｍ地点での含有比率の平均値を比較し、検出された全ての金属元素のうち少なくとも１種の含有比率の差異が１．０ａｔ％未満か１．０ａｔ％以上かで、表面から厚さ２μｍまでの領域に対し、組成安定領域と傾斜組成領域のいずれかに帰属できる。同様の方法で厚さ方向２μｍ毎に金属元素の含有比率の平均値を算出し、ある厚さ地点とそこから厚さ方向に２μｍ離れた地点間の金属元素の含有比率の平均値を比較することで、地点間の領域の帰属を決定することができる。例えば、表面から厚さ２４μｍの地点と厚さ２６μｍの地点の間の領域は、それぞれの地点での金属元素含有比率の平均値を算出して、比較することで帰属を決定できる。そして、例えば配向層にＡｌを含有する場合、傾斜組成領域においてＡｌ濃度が組成安定領域に向かって厚さ方向に低下するのがより好ましい。この態様においては、コランダム型結晶構造を有する材料が、α－Ｃｒ２Ｏ３にＦｅ及び／又はＴｉを含む材料又はα－Ａｌ２Ｏ３と、α－Ｃｒ２Ｏ３にＦｅ及び／又はＴｉを含む材料の固溶体であるのが好ましい。特に好ましくは、傾斜組成領域はα－Ｃｒ２Ｏ３にＦｅ及び／又はＴｉを含む材料とα－Ａｌ２Ｏ３とを含む固溶体で構成される。
　配向層を構成する材料は、下地基板の表面に対して配向性を有する限り特に限定はなく、例えばｃ軸配向又はａ軸配向又はｍ軸配向である。こうすることで、下地基板上に半導体層を形成したときに、この半導体膜をｃ軸配向膜、ａ軸配向又はｍ軸配向とすることができる。
　配向層はヘテロエピタキシャル成長層であるのが好ましい。例えば、配向層をサファイア基板上に成長させる場合、サファイア基板と配向層はいずれもコランダム型結晶構造を有するため、これらの格子定数が近接する場合には、熱処理中に配向層の結晶面がサファイア基板の結晶方位に倣って配列するエピタキシャル成長が起こる場合がある。このように配向層をエピタキシャル成長させることにより、サファイア基板の単結晶特有の高い結晶性と結晶配向を配向層に引き継ぐことが可能となる。
　配向層の表面における算術平均粗さＲａは、好ましくは１ｎｍ以下、より好ましくは０．５ｎｍ以下、さらに好ましくは０．２ｎｍ以下である。このように、配向層の表面を平滑にすることで、その上に設けられる半導体層の結晶性がより向上すると考えられる。
　下地基板は、その片面が、好ましくは２０ｃｍ２以上、より好ましくは７０ｃｍ２以上、さらに好ましくは１７０ｃｍ２以上の面積を有する。このように下地基板を大面積化することにより、その上に形成する半導体層の大面積化が可能となる。したがって、一枚の半導体層から半導体素子を多数個取りすることが可能となり、製造コストの更なる低減が期待される。大きさの上限は特に限定されるものではないが、典型的には、片面７００ｃｍ２以下である。
　本発明の下地基板は、配向層の表面と反対側（すなわち裏面側）に支持基板をさらに備えているのが好ましい。すなわち、本発明の下地基板は、支持基板と、支持基板上に設けられた配向層とを備えた下地基板であることができる。そして、支持基板はサファイア基板、Ｃｒ２Ｏ３等のコランダム単結晶であるのが好ましく、サファイア基板が特に好ましい。支持基板をコランダム単結晶とすることで、配向層がヘテロエピタキシャル成長するための種結晶を兼ねることが可能となる。また、このようにコランダム単結晶を備えた構成とすることで、品質の優れた半導体層を得ることが可能となる。すなわち、コランダム単結晶は優れた機械的特性、熱的特性、化学的安定等の特徴を有している。特に、サファイアは、その熱伝導率が常温で４２Ｗ／ｍ・Ｋと高く、熱伝導性に優れている。したがって、サファイア基板を備えた下地基板とすることで、基板全体の熱伝導性を優れたものとすることが可能になる。その結果、下地基板上に半導体層を成膜する際、基板面内での温度分布が不均一になることが抑制され、均一な膜厚を有する半導体層を得ることが可能になると期待される。また、サファイア基板は大面積なものの入手が容易であり、全体のコストを下げることができると共に、大面積の半導体層を得ることができるという効果もある。
　支持基板として用いるサファイア基板は、いずれの方位面を有するものであってもよい。すなわち、ａ面、ｃ面、ｒ面、ｍ面を有するものであってもよく、これらの面に対して所定のオフ角を有するものであってもよい。また、電気特性を調整するために、ドーパントを加えたサファイアであってもよい。このようなドーパントとしては公知のものが使用可能である。
　本発明による下地基板の配向層を用いて、１３族元素の窒化物又は酸化物で構成される半導体層を形成することが可能である。半導体層の形成手法は公知の手法が可能であるが、各種ＣＶＤ法、ＨＶＰＥ法、昇華法、ＭＢＥ法、ＰＬＤ法及びスパッタリング法等の気相成膜法、水熱法、Ｎａフラックス法等の液相成膜法のいずれかが好ましい。ＣＶＤ法の例としては、熱ＣＶＤ法、プラズマＣＶＤ法、ミストＣＶＤ法、ＭＯ（有機金属）ＣＶＤ法等が挙げられる。これらの中で、１３族元素の酸化物で構成される半導体層を形成するには、ミストＣＶＤ法、水熱法、又はＨＶＰＥ法が特に好ましい。
　本発明の下地基板は、配向層単独の自立基板の形態であってもよいし、サファイア基板等の支持基板を伴った下地基板の形態であってもよい。したがって、必要に応じて、配向層は最終的にサファイア基板等の支持基板から分離されてもよい。支持基板の分離は、公知の手法により行えばよく、特に限定されない。例えば、機械的衝撃を加えて配向層を分離する手法、熱を加えて熱応力を利用して配向層を分離する手法、超音波等の振動を加えて配向層を分離する手法、不要部分をエッチングして配向層を分離する手法、レーザーリフトオフにより配向層を分離する手法、切削や研磨等の機械的加工により配向層を分離する手法等が挙げられる。また、サファイア基板上に配向層をヘテロエピタキシャル成長させる形態の場合、サファイア基板を分離後、配向層を別の支持基板に設置してもよい。別の支持基板の材質は特に限定はないが、材料物性の観点から好適なものを選択すればよい。例えば熱伝導率の観点では、Ｃｕ等の金属基板や基板、ＳｉＣ、ＡｌＮ等のセラミックス基板等が挙げられる。
　製造方法
　本発明の下地基板は、（ａ）サファイア基板を準備し、（ｂ）所定の配向前駆体層を作製し、（ｃ）サファイア基板上で配向前駆体層を熱処理してその少なくともサファイア基板近くの部分を配向層に変換し、所望により（ｄ）研削や研磨等の加工を施して配向層の表面を露出させることにより好ましく製造することができる。この配向前駆体層は熱処理により配向層となるものであり、α－Ｃｒ２Ｏ３にＴｉ及び／又はＦｅを含有する材料、あるいは後述する熱処理によってα－Ｃｒ２Ｏ３にＴｉ及び／又はＦｅを含有する材料となる材料を含む。また、配向前駆体層はコランダム型結晶構造を有する材料の他に、微量成分を含んでいてもよい。このような製造方法によれば、サファイア基板を種結晶として配向層の成長を促すことができる。すなわち、サファイア基板の単結晶特有の高い結晶性と結晶配向方位が配向層に引き継がれる。
（ａ）サファイア基板の準備
　下地基板を作製するには、まず、サファイア基板を準備する。用いるサファイア基板は、いずれの方位面を有するものであってもよい。すなわち、ａ面、ｃ面、ｒ面、ｍ面を有するものであってもよく、これらの面に対して所定のオフ角を有するものであってもよい。例えばｃ面サファイアを用いた場合、表面に対してｃ軸配向しているため、その上に、容易にｃ軸配向させた配向層をヘテロエピタキシャル成長させることが可能となる。また、電気特性を調整するために、ドーパントを加えたサファイア基板を用いることも可能である。このようなドーパントとしては公知のものが使用可能である。
（ｂ）配向前駆体層の作製
　α－Ｃｒ２Ｏ３にＴｉ及び／又はＦｅを含有する材料、あるいは熱処理によってα－Ｃｒ２Ｏ３にＴｉ及び／又はＦｅを含有する材料となる材料を含む配向前駆体層を作製する。配向前駆体層を形成する方法は特に限定されず、公知の手法が採用可能である。配向前駆体層を形成する方法の例としては、ＡＤ（エアロゾルデポジション）法、ゾルゲル法、水熱法、スパッタリング法、蒸着法、各種ＣＶＤ（化学気相成長）法、ＨＶＰＥ法、ＰＬＤ法、ＣＶＴ（化学気相輸送）法、昇華法等が挙げられる。ＣＶＤ法の例としては、熱ＣＶＤ法、プラズマＣＶＤ法、ミストＣＶＤ法、ＭＯ（有機金属）ＣＶＤ法等が挙げられる。あるいは、配向前駆体の成形体を予め作製し、この成形体をサファイア基板上に載置する手法であってもよい。このような成形体は、配向前駆体の材料を、テープ成形又はプレス成形等の手法で成形することで作製可能である。また、配向前駆体層として予め各種ＣＶＤ法や焼結等で作製した多結晶体を使用し、サファイア基板上に載置する方法も用いることができる。
　しかしながら、エアロゾルデポジション（ＡＤ）法、各種ＣＶＤ法、又はスパッタリング法が好ましい。これらの方法を用いることで緻密な配向前駆体層を比較的短時間で形成することが可能となり、サファイア基板を種結晶としたヘテロエピタキシャル成長を生じさせることが容易になる。特に、ＡＤ法は高真空のプロセスを必要とせず、成膜速度も相対的に速いため、製造コストの面でも好ましい。スパッタリング法を用いる場合は、配向前駆体層と同材料のターゲットを用いて成膜することも可能であるが、金属ターゲットを使用し、酸素雰囲気下で成膜する反応性スパッタ法も用いることができる。予め作製した成形体をサファイア上に載置する手法も簡易な手法として好ましいが、配向前駆体層が緻密ではないため、後述する熱処理工程において緻密化するプロセスを必要とする。配向前駆体層として予め作製した多結晶体を用いる手法では、多結晶体を作製する工程と、サファイア基板上で熱処理する工程の二つが必要となる。また、多結晶体とサファイア基板の密着性を高めるため、多結晶体の表面を十分に平滑にしておく等の工夫も必要である。いずれの手法も公知の条件を用いることができるが、ＡＤ法を用いて配向前駆体層を直接形成する手法と、予め作製した成形体をサファイア基板上に載置する手法について、以下に説明する。
　ＡＤ法は、微粒子や微粒子原料をガスと混合してエアロゾル化し、このエアロゾルをノズルから高速噴射して基板に衝突させ、被膜を形成する技術であり、常温で緻密化された被膜を形成できるという特徴を有している。このようなＡＤ法で用いられる成膜装置（エアロゾルデポジション（ＡＤ）装置）の一例を図１に示す。図１に示される成膜装置２０は、大気圧より低い気圧の雰囲気下で原料粉末を基板上に噴射するＡＤ法に用いられる装置として構成されている。この成膜装置２０は、原料成分を含む原料粉末のエアロゾルを生成するエアロゾル生成部２２と、原料粉末をサファイア基板２１に噴射して原料成分を含む膜を形成する成膜部３０とを備えている。エアロゾル生成部２２は、原料粉末を収容し図示しないガスボンベからのキャリアガスの供給を受けてエアロゾルを生成するエアロゾル生成室２３と、生成したエアロゾルを成膜部３０へ供給する原料供給管２４と、エアロゾル生成室２３及びその中のエアロゾルに１０～１００Ｈｚの振動数で振動が付与する加振器２５とを備えている。成膜部３０は、サファイア基板２１にエアロゾルを噴射する成膜チャンバ３２と、成膜チャンバ３２の内部に配設されサファイア基板２１を固定する基板ホルダ３４と、基板ホルダ３４をＸ軸－Ｙ軸方向に移動するＸ－Ｙステージ３３とを備えている。また、成膜部３０は、先端にスリット３７が形成されエアロゾルをサファイア基板２１へ噴射する噴射ノズル３６と、成膜チャンバ３２を減圧する真空ポンプ３８とを備えている。
　ＡＤ法は、成膜条件によって膜厚や膜質等を制御できることが知られている。例えば、ＡＤ膜の形態は、原料粉末の基板への衝突速度、原料粉末の粒径、エアロゾル中の原料粉末の凝集状態、単位時間当たりの噴射量等に影響を受けやすい。原料粉末の基板への衝突速度は、成膜チャンバ３２と噴射ノズル３６内の差圧や、噴射ノズルの開口面積等に影響を受ける。適切な条件を用いない場合、被膜が圧粉体となったり気孔を生じたりする場合があるので、これらのファクターを適切に制御することが必要である。
　配向前駆体層を予め作製した成形体を用いる場合、配向前駆体の原料粉末を成形して成形体を作製することができる。例えば、プレス成形を用いる場合、配向前駆体層はプレス成形体である。プレス成形体は、配向前駆体の原料粉末を公知の手法に基づきプレス成形することで作製可能であり、例えば、原料粉末を金型に入れ、好ましくは１００～４００ｋｇｆ／ｃｍ２、より好ましくは１５０～３００ｋｇｆ／ｃｍ２の圧力でプレスすることにより作製すればよい。また、成形方法は特に限定されず、プレス成形の他、テープ成形、鋳込み成形、押出し成形、ドクターブレード法、及びこれらの任意の組合せを用いることができる。例えば、テープ成形を用いる場合、原料粉末にバインダー、可塑剤、分散剤、分散媒等の添加物を適宜加えてスラリー化し、このスラリーをスリット状の細い吐出口を通過させることにより、シート状に吐出及び成形するのが好ましい。シート状に成形した成形体の厚さに限定はないが、ハンドリングの観点では５～５００μｍであるのが好ましい。また、厚い配向前駆体層が必要な場合はこのシート成形体を多数枚積み重ねて、所望の厚さとして使用すればよい。
　これらの成形体はその後のサファイア基板上での熱処理によりサファイア基板近くの部分が配向層となるものである。上述したように、このような手法では後述する熱処理工程において成形体を焼結させ、緻密化する必要がある。このため、成形体はコランダム型結晶構造を有する又はもたらす材料の他に、焼結助剤等の微量成分を含んでいてもよい。
（ｃ）サファイア基板上配向前駆体層の熱処理
　配向前駆体層が形成されたサファイア基板を１０００℃以上の温度で熱処理する。この熱処理により、配向前駆体層の少なくともサファイア基板近くの部分を緻密な配向層に変換することが可能となる。また、この熱処理により、配向層をヘテロエピタキシャル成長させることが可能となる。すなわち、配向層をα－Ｃｒ２Ｏ３にＴｉ及び／又はＦｅを含有するコランダム材料で構成することで、熱処理時にサファイア基板を種結晶として結晶成長するヘテロエピタキシャル成長が生じる。その際、結晶の再配列が起こり、サファイア基板の結晶面に倣って結晶が配列する。この結果、サファイア基板と配向層の結晶軸を揃えることができる。例えば、ｃ面サファイア基板を用いると、サファイア基板と配向層が下地基板の表面に対していずれもｃ軸配向した態様とすることが可能となる。その上、この熱処理により、配向層の一部に傾斜組成領域を形成することが可能となる。すなわち、熱処理の際に、サファイア基板と配向前駆体層の界面で反応が生じ、サファイア基板中のＡｌ成分が配向前駆体層中に拡散する及び／又は配向前駆体層中の成分がサファイア基板中に拡散して、α－Ａｌ２Ｏ３を含む固溶体で構成される傾斜組成領域が形成される。
　なお、各種ＣＶＤ法、スパッタリング法、ＰＬＤ法、ＣＶＴ法、昇華法等の方法では、１０００℃以上の熱処理を経ることなくサファイア基板上にヘテロエピタキシャル成長を生じる場合があることが知られている。しかし、配向前駆体層はその作製時には配向していない状態、すなわち非晶質や無配向の多結晶であり、本熱処理工程時にサファイアを種結晶として結晶の再配列を生じさせることが好ましい。こうすることで、配向層表面に到達する結晶欠陥を効果的に低減することができる。この理由は定かではないが、配向層下部で生じた結晶欠陥が対消滅しやすいためではないかと考えている。
　熱処理は、α－Ｃｒ２Ｏ３にＴｉ及び／又はＦｅを含有する材料が得られ、サファイア基板を種としたヘテロエピタキシャル成長が生じるかぎり特に限定されず、管状炉やホットプレート等、公知の熱処理炉で実施することができる。また、これらの常圧（プレスレス）での熱処理だけでなく、ホットプレスやＨＩＰ等の加圧熱処理や、常圧熱処理と加圧熱処理の組み合わせも用いることができる。熱処理条件は、配向層に用いる材料によって適宜選択することができる。例えば、熱処理の雰囲気は、大気、真空、窒素及び不活性ガス雰囲気から選択することができる。好ましい熱処理温度も配向層に用いる材料によって変わるが、例えば１０００～２０００℃が好ましく、１２００～２０００℃がさらに好ましい。熱処理温度や保持時間はヘテロエピタキシャル成長で生じる配向層の厚さやサファイア基板との拡散で形成される傾斜組成領域の厚さと関係しており、材料の種類、狙いとする配向層、傾斜組成領域の厚さ等によって適宜調整することができる。ただし、予め作製した成形体を配向前駆体層として用いる場合、熱処理中に焼結して緻密化させる必要があり、高温での常圧焼成、ホットプレス、ＨＩＰ、又はそれらの組み合わせが好適である。例えば、ホットプレスを用いる場合、面圧は５０ｋｇｆ／ｃｍ２以上が好ましく、より好ましくは１００ｋｇｆ／ｃｍ２以上、特に好ましくは２００ｋｇｆ／ｃｍ２以上であり、上限は特に限定されない。また、焼成温度も、焼結及び緻密化並びにヘテロエピタキシャル成長が生じる限り、特に限定されないが、１０００℃以上が好ましく、１２００℃以上がさらに好ましく、１４００℃以上がさらに好ましく、１６００℃以上が特に好ましい。焼成雰囲気も大気、真空、窒素及び不活性ガス雰囲気から選択することができる。モールド等の焼成冶具は黒鉛製やアルミナ製のもの等が利用できる。
（ｄ）配向層表面の露出
　熱処理によりサファイア基板近くに形成される配向層の上には、配向前駆体層又は配向性に劣る若しくは無配向の表面層が存在又は残留しうる。この場合、配向前駆体層に由来する側の面に研削や研磨等の加工を施して配向層の表面を露出させるのが好ましい。こうすることで配向層の表面に優れた配向性を有する材料が露出することになるため、その上に効果的に半導体層をエピタキシャル成長させることができる。配向前駆体層や表面層を除去する手法は特に限定されるものではないが、例えば、研削及び研磨する手法やイオンビームミリングする手法を挙げることができる。配向層の表面の研磨は、砥粒を用いたラップ加工や化学機械研磨（ＣＭＰ）により行われるのが好ましい。このようにして、α－Ｃｒ２Ｏ３にＴｉ及び／又はＦｅを含有する材料を配向層とした下地基板を作製することができる。なお、下地基板に支持基板を含まないもの、すなわちα－Ｃｒ２Ｏ３にＴｉ及び／又はＦｅを含有する材料で構成された配向層の自立基板を作製する場合、サファイア等の支持基板兼種結晶上に厚肉の配向層を形成した後、研削等によって支持基板をすることで自立した配向層を得ることができる。
　半導体層
　本発明の下地基板を用いて、１３族元素の窒化物又は酸化物からなる半導体層を形成することが可能である。半導体層の形成手法は公知の手法が可能であるが、各種ＣＶＤ法、ＨＶＰＥ法、昇華法、ＭＢＥ法、ＰＬＤ法及びスパッタリング法等の気相成膜法、水熱法、Ｎａフラックス法等の液相成膜法のいずれかが好ましく、ミストＣＶＤ法、水熱法、又はＨＶＰＥ法が特に好ましい。ミストＣＶＤ法について以下に説明する。
　ミストＣＶＤ法は、原料溶液を霧化又は液滴化してミスト又は液滴を発生させ、キャリアガスを用いてミスト又は液滴を基板を備えた成膜室に搬送し、成膜室内でミスト又は液滴を熱分解及び化学反応させて基板上に膜を形成及び成長させる手法であり、真空プロセスを必要とせず、短時間で大量のサンプルを作製することができる。ここで、図２にミストＣＶＤ装置の一例を示す。図２に示されるミストＣＶＤ装置１は、基板９を載置するサセプタ１０と、希釈ガス源２ａと、キャリアガス源２ｂと、希釈ガス源２ａから送り出される希釈ガスの流量を調節するための流量調節弁３ａと、キャリアガス源２ｂから送り出されるキャリアガスの流量を調節するための流量調節弁３ｂと、原料溶液４ａが収容されるミスト発生源４と、水５ａが入れられる容器５と、容器５の底面に取り付けられた超音波振動子６と、成膜室となる石英管７と、石英管７の周辺部に設置されたヒーター８と、排気口１１を備えている。サセプタ１０は石英からなり、基板９を載置する面が水平面から傾斜している。
　ミストＣＶＤ法に用いる原料溶液４ａとしては、１３族元素の窒化物又は酸化物からなる半導体層が得られる溶液であれば、限定されるものではないが、例えば、Ｇａ及び／又はＧａと固溶体を形成する金属の有機金属錯体やハロゲン化物を溶媒に溶解させたものが挙げられる。有機金属錯体の例としては、アセチルアセトナート錯体が挙げられる。また、半導体層にドーパントを加える場合には、原料溶液にドーパント成分の溶液を加えてもよい。さらに、原料溶液には塩酸等の添加剤を加えてもよい。溶媒としては水やアルコール等を使用することができる。
　次に、得られた原料溶液４ａを霧化又は液滴化してミスト又は液滴４ｂを発生させる。霧化又は液滴化する方法の好ましい例としては、超音波振動子６を用いて原料溶液４ａを振動させる手法が挙げられる。その後、得られたミスト又は液滴４ｂを、キャリアガスを用いて成膜室に搬送する。キャリアガスは特に限定されるものではないが、酸素、オゾン、窒素等の不活性ガス、及び水素等の還元ガスの一種又は二種以上を用いることができる。
　成膜室（石英管７）には基板９が備えられている。成膜室に搬送されたミスト又は液滴４ｂは、そこで熱分解及び化学反応されて、基板９上に膜を形成する。反応温度は原料溶液の種類に応じて異なるが、好ましくは３００～８００℃、より好ましくは４００～７００℃である。また、成膜室内の雰囲気は、所望の半導体膜が得られる限り特に限定されるものではなく、酸素ガス雰囲気、不活性ガス雰囲気、真空又は還元雰囲気であってよいが、大気雰囲気が好ましい。
　このようにして下地基板を用いて作製した半導体層は、典型的には、表面の結晶欠陥密度が１．０×１０６／ｃｍ２以下と著しく低いものである。このように結晶欠陥密度が著しく低い半導体層は、絶縁破壊電界特性に優れ、パワー半導体の用途に適している。なお、半導体層の結晶欠陥密度は、一般的な透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いた、平面ＴＥＭ観察（プランビュー）、又は断面ＴＥＭ観察にて評価することができる。例えば、透過型電子顕微鏡に日立製Ｈ－９０００１ＵＨＲ－Ｉを用いてプランビュー観察する場合、加速電圧３００ｋＶで行えばよい。試験片は膜表面が含まれるように切り出し、測定視野５０μｍ×５０μｍ、測定視野周辺の試験片厚みが１５０ｎｍとなるようにイオンミリングによって加工すればよい。このような試験片を１０個準備し、計１０視野のＴＥＭ像を観察することで、精度よく結晶欠陥密度を評価することができる。結晶欠陥密度は、好ましくは１．０×１０５／ｃｍ２以下、より好ましくは４．０×１０３／ｃｍ２以下であり、特に下限はない。
　本発明者の知る限り、このように結晶欠陥密度が低い半導体層を得る技術は従来知られていない。例えば、非特許文献１には、サファイアとα－Ｇａ２Ｏ３層間にバッファ層として（Ａｌｘ、Ｇａ１－ｘ）２Ｏ３層（ｘ＝０．２～０．９）を導入した基板を用いてα－Ｇａ２Ｏ３層を成膜することが開示されているが、得られたα－Ｇａ２Ｏ３層は、その刃状転位とらせん転位の密度が、それぞれ３×１０８／ｃｍ２及び６×１０８／ｃｍ２である。
　本発明を以下の例によってさらに具体的に説明する。なお、本発明は以下の例によって何ら限定されるものではない。
　例１
（１）複合下地基板の作製
　原料粉体として市販のＣｒ２Ｏ３粉体１００重量部に、市販のＴｉＯ２粉末０．３重量部を添加し、湿式混合した混合粉末を用いた。種基板としてサファイア（直径５０．８ｍｍ（２インチ）、厚さ１．０ｍｍ、ｃ面、オフ角０．５°）を用いて、図１に示されるＡＤ装置により種基板（サファイア基板）上にＡＤ膜（配向前駆体層）を形成した。
　ＡＤ成膜条件は以下のとおりとした。すなわち、キャリアガスはＡｒとし、長辺５ｍｍ×短辺０．３ｍｍのスリットが形成されたセラミックス製のノズルを用いた。ノズルのスキャン条件は、０．５ｍｍ／ｓのスキャン速度で、スリットの長辺に対して垂直かつ進む方向に５５ｍｍ移動、スリットの長辺方向に５ｍｍ移動、スリットの長辺に対して垂直かつ戻る方向に５５ｍｍ移動、スリットの長辺方向かつ初期位置とは反対方向に５ｍｍ移動、とのスキャンを繰り返し、スリットの長辺方向に初期位置から５５ｍｍ移動した時点で、それまでとは逆方向にスキャンを行い、初期位置まで戻るサイクルを１サイクルとし、これを４００サイクル繰り返した。室温での１サイクルの成膜において、搬送ガスの設定圧力を０．０７ＭＰａ、流量を９Ｌ／ｍｉｎ、チャンバ内圧力を１００Ｐａ以下に調整した。このようにして形成したＡＤ膜は厚み約１００μｍであった。
　ＡＤ膜を形成したサファイア基板をＡＤ装置から取り出し、窒素雰囲気中で１６８０℃にて４時間アニールした。このようにして得た基板をセラミックスの定盤に固定し、ＡＤ膜を形成した側の面を砥石を用いて＃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。その後、コロイダルシリカを用いた化学機械研磨（ＣＭＰ）により鏡面仕上げ加工を行い、複合下地基板を得た。加工後の算術平均粗さＲａは０．１ｎｍ、研削及び研磨量は５０μｍであり、研磨完了後の複合下地基板の厚みは１．０５ｍｍとなった。なお、ＡＤ膜を形成した側の面を「表面」と称することとする。
（２）複合下地基板の評価
（２ａ）表面ＦＥ－ＥＰＭＡ
　電子線プローブマイクロアナライザー（ＦＥ－ＥＰＭＡ）（日本電子株式会社製、電子線プローブマイクロアナライザー、ＪＸＡ－８５００Ｆ）を用いて、複合下地基板表面の組成分析をプローブサイズ３０μｍ×３０μｍで実施した。このＦＥ－ＥＰＭＡ測定の諸条件は以下のとおりとした。
＜ＦＥ－ＥＰＭＡ測定条件＞
・加速電圧：１５ｋＶ
・照射電流：５０ｎＡ
　測定の結果、Ｃｒ、Ｏ及びＴｉが検出された。検出された元素の定量値（Ｏを除く原子の原子組成百分率）を表１に示す。
（２ｂ）表面ＥＢＳＤ
　電子線後方散乱回折装置（ＥＢＳＤ）（オックスフォード・インストゥルメンツ社製Ｎｏｒｄｌｙｓ　Ｎａｎｏ）を取り付けたＳＥＭ（日立ハイテクノロジーズ社製、ＳＵ－５０００）にてＣｒ－Ｔｉの酸化物層で構成される複合下地基板表面の逆極点図方位マッピングを５００μｍ×５００μｍの視野で実施した。このＥＢＳＤ測定の諸条件は以下のとおりとした。
＜ＥＢＳＤ測定条件＞
・加速電圧：１５ｋＶ
・スポット強度：７０
・ワーキングディスタンス：２２．５ｍｍ
・ステップサイズ：０．５μｍ
・試料傾斜角：７０°
・測定プログラム：Ａｚｔｅｃ（ｖｅｒｓｉｏｎ　３．３）
　得られた逆極点図方位マッピングから、複合下地基板表面は基板法線方向にｃ軸配向すると共に、面内方向にも配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有する配向層であることが分かった。また、この配向層は種基板として用いたサファイア基板と同じｃ軸配向をしていることから、サファイア基板からのヘテロエピタキシャル成長層であることが分かった。
（２ｃ）ＸＲＣ
　多機能高分解能Ｘ線回折装置（ブルカー・エイエックスエス株式会社製、Ｄ８　ＤＩＳＣＯＶＥＲ）を用いて配向層の結晶成長に用いられる側の表面のコランダム型結晶構造の（１０４）面のＸＲＣ測定を実施した。このＸＲＣ測定の諸条件は以下の通りとした。
＜ＸＲＤ測定条件＞
・管電圧：４０ｋＶ
・管電流：４０ｍＡ
・検出器：Ｔｒｉｐｐｌｅ　Ｇｅ（２２０）　Ａｎａｌｙｚｅｒ
・Ｇｅ（０２２）非対称反射モノクロメーターにて平行単色光化（半値幅２８秒）したＣｕＫα線
・ステップ幅：０．００１°
・スキャンスピード：０．５秒／ステップ
　実際には２θ、ω、χ及びφを調整してコランダム型結晶構造の（１０４）面のピークが出るように軸立てを行った後、アンチスキャッタリングスリット３ｍｍで、ω＝１４．５～１９．５°の範囲を測定した。得られたコランダム型結晶構造の（１０４）面のＸＲＣプロファイルの半値幅は、ＸＲＤ解析ソフトウェア（Ｂｒｕｋｅｒ－ＡＸＳ製、「ＬＥＰＴＯＳ」Ｖｅｒ４．０３）を使用し、プロファイルのスムージングを行った後にピークサーチを行うことにより決定した。その結果、配向層の結晶成長に用いられる側の表面のコランダム型結晶構造の（１０４）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４２ａｒｃｓｅｃ．であった。
　また、配向層の結晶成長に用いられる側の表面のコランダム型結晶構造の（００６）面のＸＲＣ測定も実施した。ＸＲＤ装置としてはＢｒｕｋｅｒ－ＡＸＳ製Ｄ８－ＤＩＳＣＯＶＥＲを使用し、２θ、ω、χ、及びφを調整してコランダム型結晶構造の（００６）面のピークが出るように軸立てを行った後、ω＝１８．０～２２．０°として測定した。その他の条件や解析方法はコランダム型結晶構造の（１０４）面のＸＲＣ測定と同条件で実施した。その結果、配向層の結晶成長に用いられる側の表面のコランダム型結晶構造の（００６）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は３４ａｒｃｓｅｃ．であった。
（３）ミストＣＶＤ法によるα－Ｇａ２Ｏ３膜の形成
（３ａ）ミストＣＶＤ装置
　図２に本例で用いたミストＣＶＤ装置１を説明する。ミストＣＶＤ装置１は、基板９を載置するサセプタ１０と、希釈ガス源２ａと、キャリアガス源２ｂと、希釈ガス源２ａから送り出される希釈ガスの流量を調節するための流量調節弁３ａと、キャリアガス源２ｂから送り出されるキャリアガスの流量を調節するための流量調節弁３ｂと、原料溶液４ａが収容されるミスト発生源４と、水５ａが入れられる容器５と、容器５の底面に取り付けられた超音波振動子６と、成膜室となる石英管７と、石英管７の周辺部に設置されたヒーター８と、排気口１１を備えている。サセプタ１０は石英からなり、基板９を載置する面が水平面から傾斜している。
（３ｂ）原料溶液の調製
　ガリウムアセチルアセトナート濃度が０．０８ｍｏｌ／Ｌとなるように水溶液を調製した。この際、３６％塩酸を体積比で１．５％を含有させ、原料溶液４ａとした。
（３ｃ）成膜準備
　次に、得られた原料溶液４ａをミスト発生源４内に収容した。上記（１）で作製した複合下地基板を基板９としてサセプタ１０上に設置させ、ヒーター８を作動させて石英管７内の温度を４９０℃にまで昇温させた。次に、流量調節弁３ａ及び３ｂを開いて希釈ガス源２ａ及びキャリアガス源２ｂから希釈ガス及びキャリアガスを石英管７内に供給し、石英管７の雰囲気を希釈ガス及びキャリアガスで十分に置換した後、希釈ガスの流量を０．５Ｌ／ｍｉｎ、キャリアガスの流量を１Ｌ／ｍｉｎにそれぞれ調節した。希釈ガス及びキャリアガスとしては、窒素ガスを用いた。
（３ｄ）膜形成
　次に、超音波振動子６を２．４ＭＨｚで振動させ、その振動を、水５ａを通じて原料溶液４ａに伝播させることによって、原料溶液４ａをミスト化させて、ミスト４ｂを生成した。このミスト４ｂが、希釈ガス及びキャリアガスによって成膜室である石英管７内に導入され、石英管７内で反応して、基板９の表面でのＣＶＤ反応によって基板９上に膜を積層し、結晶性半導体膜（半導体層）を得た。成膜時間は２４０分とした。
（４）半導体膜の評価
（４ａ）表面ＥＤＳ
　得られた膜の成膜側の膜表面のＥＤＳ測定を実施した結果、Ｇａ及びＯのみが検出され、得られた膜はＧａ酸化物であることが分かった。
（４ｂ）ＥＢＳＤ
　電子線後方散乱回折装置（ＥＢＳＤ）（オックスフォード・インストゥルメンツ社製Ｎｏｒｄｌｙｓ　Ｎａｎｏ）を取り付けたＳＥＭ（日立ハイテクノロジーズ社製、ＳＵ－５０００）にてＧａ酸化物で構成される成膜側の膜表面の逆極点図方位マッピングを５００μｍ×５００μｍの視野で実施した。このＥＢＳＤ測定の諸条件は以下のとおりとした。
＜ＥＢＳＤ測定条件＞
・加速電圧：１５ｋＶ
・スポット強度：７０
・ワーキングディスタンス：２２．５ｍｍ
・ステップサイズ：０．５μｍ
・試料傾斜角：７０°
・測定プログラム：Ａｚｔｅｃ（ｖｅｒｓｉｏｎ　３．３）
　得られた逆極点図方位マッピングから、Ｇａ酸化物膜は基板法線方向にｃ軸配向し、面内も配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有することが分かった。これらより、α－Ｇａ２Ｏ３で構成される配向膜が形成されていることが示された。
（４ｃ）平面ＴＥＭ
　α－Ｇａ２Ｏ３膜の結晶欠陥密度を評価するため、平面ＴＥＭ観察（プランビュー）を実施した。成膜側の表面が含まれるように切り出し、測定視野周辺の試料厚さ（Ｔ）が１５０ｎｍとなるようにイオンミリングによって加工した。得られた切片に対し、透過型電子顕微鏡（日立製Ｈ－９０００１ＵＨＲ－Ｉ）を使用して加速電圧３００ｋＶでＴＥＭ観察を行い、結晶欠陥密度を評価した。実際には測定視野４．１μｍ×３．１μｍのＴＥＭ像を８視野観察し、その中で認められた欠陥の数を算出した。その結果、得られたＴＥＭ像内には結晶欠陥が観察されず、結晶欠陥密度は９．９×１０５／ｃｍ２未満であることが分かった。
（４ｄ）反り評価
　α－Ｇａ２Ｏ３膜を成膜した基板を平坦な机の上に置き、基板の端を抑えたところ、目視で基板の反対側が少し浮き上がる程度であり、反りは十分小さかった。
（４ｅ）半導体膜の表面評価
　工業用顕微鏡（ニコン製、ＥＣＬＩＰＳＥ　ＬＶ１５０Ｎ）を用いて、接眼レンズを１０倍、対物レンズを５倍とし、偏光・微分干渉モードにて膜表面全体を観察したところ、ピットがごく少量観察された。
　例２
　上記（１）にて、原料紛体として市販のＣｒ２Ｏ３粉末１００重量部に、市販のＦｅ２Ｏ３粉末０．２重量部を添加し、湿式混合した混合粉末を用いたこと以外は例１と同様にして複合下地基板の作製、複合下地基板の各種評価、α－Ｇａ２Ｏ３膜の形成及び半導体膜の各種評価を行った。
（２）複合下地基板の評価
（２ａ）表面ＦＥ－ＥＰＭＡ
　複合下地基板の表面ＦＥ－ＥＰＭＡの結果、Ｃｒ、Ｏ及びＦｅが検出された。検出された元素の定量値を表１に示す。
（２ｂ）表面ＥＢＳＤ
　複合下地基板の表面ＥＢＳＤの結果、得られた逆極点図方位マッピングから、複合下地基板の表面は基板法線方向にｃ軸配向すると共に、面内方向にも配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有する層であることが分かった。また、種基板として用いたサファイア基板と同じｃ軸配向をしていることから、この配向層はサファイア基板からのヘテロエピタキシャル成長層であることが分かった。
（２ｃ）ＸＲＣ
　複合下地基板のＸＲＣ測定の結果、配向層の結晶成長に用いられる側の表面のコランダム型結晶構造の（１０４）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４０ａｒｃｓｅｃ．、コランダム型結晶構造の（００６）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は３４ａｒｃｓｅｃ．であった。
（４）半導体膜の評価
（４ａ）表面ＥＤＳ
　ミストＣＶＤ法にて得られた膜の成膜側の膜表面のＥＤＳ測定を実施した結果、Ｇａ及びＯのみが検出され、得られた膜はＧａ酸化物であることが分かった。
（４ｂ）ＥＢＳＤ
　膜表面のＥＢＳＤ測定で得られた逆極点図方位マッピングから、Ｇａ酸化物膜は基板法線方向にｃ軸配向し、面内も配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有することが分かった。これらより、α－Ｇａ２Ｏ３で構成される配向膜が形成されていることが示された。
（４ｃ）平面ＴＥＭ
　α－Ｇａ２Ｏ３膜の平面ＴＥＭ観察より、得られたＴＥＭ像内には結晶欠陥が観察されず、結晶欠陥密度は９．９×１０５／ｃｍ２未満であることが分かった。
（４ｄ）反り評価
　基板の反りを確認するため、α－Ｇａ２Ｏ３膜を成膜した基板を平坦な机の上に置き、基板の端を抑えたところ、目視で基板の反対側が少し浮き上がる程度であり、例１と同様に反りは十分小さいことが確認できた。
（４ｅ）半導体膜の表面評価
　工業用顕微鏡にて膜表面全体を観察したところ、例１と同様にピットがごく少量観察された。
　例３
　上記（１）にて、原料紛体として市販のＣｒ２Ｏ３粉末１００重量部に、市販のＴｉＯ２粉末４重量部及び市販のＡｌ２Ｏ３粉末２重量部を添加し、湿式混合した混合粉末を用いたこと以外は例１と同様にして複合下地基板の作製、複合下地基板の各種評価、α－Ｇａ２Ｏ３膜の形成及び半導体膜の各種評価を行った。
（２）複合下地基板の評価
（２ａ）表面ＦＥ－ＥＰＭＡ
　複合下地基板の表面ＦＥ－ＥＰＭＡの結果、Ｃｒ、Ｏ、Ｔｉ及びＡｌが検出された。検出された元素の定量値を表１に示す。
（２ｂ）表面ＥＢＳＤ
　複合下地基板の表面ＥＢＳＤの結果、得られた逆極点図方位マッピングから、複合下地基板の表面は基板法線方向にｃ軸配向すると共に、面内方向にも配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有する層であることが分かった。また、この配向層は種基板として用いたサファイア基板と同じｃ軸配向をしていることから、サファイア基板からのヘテロエピタキシャル成長層であることが分かった。
（２ｃ）ＸＲＣ
　複合下地基板のＸＲＣ測定の結果、配向層の結晶成長に用いられる側の表面のコランダム型結晶構造の（１０４）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４１ａｒｃｓｅｃ．、コランダム型結晶構造の（００６）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は３６ａｒｃｓｅｃ．であった。
（４）半導体膜の評価
（４ａ）表面ＥＤＳ
　ミストＣＶＤ法にて得られた膜の成膜側の膜表面のＥＤＳ測定を実施した結果、Ｇａ及びＯのみが検出され、得られた膜はＧａ酸化物であることが分かった。
（４ｂ）ＥＢＳＤ
　膜表面のＥＢＳＤ測定で得られた逆極点図方位マッピングから、Ｇａ酸化物膜は基板法線方向にｃ軸配向し、面内も配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有することが分かった。これらより、α－Ｇａ２Ｏ３で構成される配向膜が形成されていることが示された。
（４ｃ）平面ＴＥＭ
　α－Ｇａ２Ｏ３膜の平面ＴＥＭ観察より、得られたＴＥＭ像内には結晶欠陥が観察されず、結晶欠陥密度は９．９×１０５／ｃｍ２未満であることが分かった。
（４ｄ）反り評価
　基板の反りを確認するため、α－Ｇａ２Ｏ３膜を成膜した基板を平坦な机の上に置き、基板の端を抑えたところ、目視で基板の反対側がごくわずかに浮き上がる程度であり、例１と比較して反りは小さいことが確認できた。
（４ｅ）半導体膜の表面評価
　工業用顕微鏡にて膜表面全体を観察したところ、ピットは認められなかった。
　例４
　上記（１）にて、原料紛体として市販のＣｒ２Ｏ３粉末１００重量部に、市販のＴｉＯ２粉末９重量部、市販のＦｅ２Ｏ３粉末２２重量部及び市販のＡｌ２Ｏ３粉末１重量部を添加し、湿式混合した混合粉末を用いたこと以外は例１と同様にして複合下地基板の作製、複合下地基板の各種評価、α－Ｇａ２Ｏ３膜の形成及び半導体膜の各種評価を行った。
（２）複合下地基板の評価
（２ａ）表面ＦＥ－ＥＰＭＡ
　複合下地基板の表面ＦＥ－ＥＰＭＡの結果、Ｃｒ、Ｏ、Ｔｉ、Ｆｅ及びＡｌが検出された。検出された元素の定量値を表１に示す。
（２ｂ）表面ＥＢＳＤ
　複合下地基板の表面ＥＢＳＤの結果、得られた逆極点図方位マッピングから、複合下地基板の表面は基板法線方向にｃ軸配向すると共に、面内方向にも配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有する層であることが分かった。また、この配向層は種基板として用いたサファイア基板と同じｃ軸配向をしていることから、サファイア基板からのヘテロエピタキシャル成長層であることが分かった。
（２ｃ）ＸＲＣ
　複合下地基板のＸＲＣ測定の結果、配向層の結晶成長に用いられる側の表面のコランダム型結晶構造の（１０４）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は３９ａｒｃｓｅｃ．、コランダム型結晶構造の（００６）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は３７ａｒｃｓｅｃ．であった。
（４）半導体膜の評価
（４ａ）表面ＥＤＳ
　ミストＣＶＤ法にて得られた膜の成膜側の膜表面のＥＤＳ測定を実施した結果、Ｇａ及びＯのみが検出され、得られた膜はＧａ酸化物であることが分かった。
（４ｂ）ＥＢＳＤ
　膜表面のＥＢＳＤ測定で得られた逆極点図方位マッピングから、Ｇａ酸化物膜は基板法線方向にｃ軸配向、面内も配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有することが分かった。これらより、α－Ｇａ２Ｏ３で構成される配向膜が形成されていることが示された。
（４ｃ）平面ＴＥＭ
　α－Ｇａ２Ｏ３膜の平面ＴＥＭ観察より、得られたＴＥＭ像内には結晶欠陥が観察されず、結晶欠陥密度は９．９×１０５／ｃｍ２未満であることが分かった。
（４ｄ）反り評価
　基板の反りを確認するため、α－Ｇａ２Ｏ３膜を成膜した基板を平坦な机の上に置き、基板の端を抑えたところ、基板の反対側が浮きあがる様子は目視では観察されなかった。このことから、例１と比較して反りは小さいことが確認できた。
（４ｅ）半導体膜の表面評価
　工業用顕微鏡にて膜表面全体を観察したところ、ピットは認められなかった。
　例５
　上記（１）にて、原料紛体として市販のＣｒ２Ｏ３粉末１００重量部に、市販のＴｉＯ２粉末５重量部、市販のＦｅ２Ｏ３粉末２２重量部及び市販のＡｌ２Ｏ３粉末３４重量部を添加し、湿式混合した混合粉末を用いたこと以外は例１と同様にして複合下地基板の作製、複合下地基板の各種評価、α－Ｇａ２Ｏ３膜の形成及び半導体膜の各種評価を行った。
（２）複合下地基板の評価
（２ａ）表面ＦＥ－ＥＰＭＡ
　複合下地基板の表面ＦＥ－ＥＰＭＡの結果、Ｃｒ、Ｏ、Ｔｉ、Ｆｅ及びＡｌが検出された。検出された元素の定量値を表１に示す。
（２ｂ）表面ＥＢＳＤ
　複合下地基板の表面ＥＢＳＤの結果、得られた逆極点図方位マッピングから、複合下地基板の表面は基板法線方向にｃ軸配向すると共に、面内方向にも配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有する層であることが分かった。また、この配向層は種基板として用いたサファイア基板と同じｃ軸配向をしていることから、サファイア基板からのヘテロエピタキシャル成長層であることが分かった。
（２ｃ）ＸＲＣ
　複合下地基板のＸＲＣ測定の結果、配向層の結晶成長に用いられる側の表面のコランダム型結晶構造の（１０４）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は６２ａｒｃｓｅｃ．、コランダム型結晶構造の（００６）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は３８ａｒｃｓｅｃ．であった。
（４）半導体膜の評価
（４ａ）表面ＥＤＳ
　ミストＣＶＤ法にて得られた膜の成膜側の膜表面のＥＤＳ測定を実施した結果、Ｇａ及びＯのみが検出され、得られた膜はＧａ酸化物であることが分かった。
（４ｂ）ＥＢＳＤ
　膜表面のＥＢＳＤ測定で得られた逆極点図方位マッピングから、Ｇａ酸化物膜は基板法線方向にｃ軸配向し、面内も配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有することが分かった。これらより、α－Ｇａ２Ｏ３で構成される配向膜が形成されていることが示された。
（４ｃ）平面ＴＥＭ
　α－Ｇａ２Ｏ３膜の平面ＴＥＭ観察より、得られたＴＥＭ像内には結晶欠陥が観察されず、結晶欠陥密度は９．９×１０５／ｃｍ２未満であることが分かった。
（４ｄ）反り評価
　基板の反りを確認するため、α－Ｇａ２Ｏ３膜を成膜した基板を平坦な机の上に置き、基板の端を抑えたところ、目視で基板の反対側がごくわずかに浮き上がる程度であり、例１と比較して反りは小さいことが確認できた。
（４ｅ）半導体膜の表面評価
　工業用顕微鏡にて膜表面全体を観察したところ、ピットは認められなかった。
　例６
　上記（１）にて、原料紛体として市販のＣｒ２Ｏ３粉末１００重量部に、市販のＴｉＯ２粉末９８重量部、市販のＦｅ２Ｏ３粉末４重量部及び市販のＡｌ２Ｏ３粉末１重量部を添加し、湿式混合した混合粉末を用いたこと以外は例１と同様にして複合下地基板の作製、複合下地基板の各種評価、α－Ｇａ２Ｏ３膜の形成及び半導体膜の各種評価を行った。
（２）複合下地基板の評価
（２ａ）表面ＦＥ－ＥＰＭＡ
　複合下地基板の表面ＦＥ－ＥＰＭＡの結果、Ｃｒ、Ｏ、Ｔｉ、Ｆｅ及びＡｌが検出された。検出された元素の定量値を表１に示す。
（２ｂ）表面ＥＢＳＤ
　複合下地基板の表面ＥＢＳＤの結果、得られた逆極点図方位マッピングから、複合下地基板の表面は基板法線方向にｃ軸配向すると共に、面内方向にも配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有する層であることが分かった。また、この配向層は種基板として用いたサファイア基板と同じｃ軸配向をしていることから、サファイア基板からのヘテロエピタキシャル成長層であることが分かった。
（２ｃ）ＸＲＣ
　複合下地基板のＸＲＣ測定の結果、配向層の結晶成長に用いられる側の表面のコランダム型結晶構造の（１０４）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は１３２ａｒｃｓｅｃ．、コランダム型結晶構造の（００６）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４０ａｒｃｓｅｃ．であった。
（４）半導体膜の評価
（４ａ）表面ＥＤＳ
　ミストＣＶＤ法にて得られた膜の成膜側の膜表面のＥＤＳ測定を実施した結果、Ｇａ及びＯのみが検出され、得られた膜はＧａ酸化物であることが分かった。
（４ｂ）ＥＢＳＤ
　膜表面のＥＢＳＤ測定で得られた逆極点図方位マッピングから、Ｇａ酸化物膜は基板法線方向にｃ軸配向、面内も配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有することが分かった。これらより、α－Ｇａ２Ｏ３で構成される配向膜が形成されていることが示された。
（４ｃ）平面ＴＥＭ
　α－Ｇａ２Ｏ３膜の平面ＴＥＭ観察より、得られたＴＥＭ像内には結晶欠陥が観察されず、結晶欠陥密度は９．９×１０５／ｃｍ２未満であることが分かった。
（４ｄ）反り評価
　基板の反りを確認するため、α－Ｇａ２Ｏ３膜を成膜した基板を平坦な机の上に置き、基板の端を抑えたところ、目視で基板の反対側が少し浮き上がる程度であり、例１と同様に反りは十分小さいことが確認できた。
（４ｅ）半導体膜の表面評価
　工業用顕微鏡にて膜表面全体を観察したところ、ピットは認められなかった。
　例７
　上記（１）にて、原料紛体として市販のＣｒ２Ｏ３粉末１００重量部に、市販のＴｉＯ２粉末２７重量部、市販のＦｅ２Ｏ３粉末４重量部及び市販のＡｌ２Ｏ３粉末１重量部を添加し、湿式混合した混合粉末を用いたこと以外は例１と同様にして複合下地基板の作製、複合下地基板の各種評価、α－Ｇａ２Ｏ３膜の形成及び半導体膜の各種評価を行った。
（２）複合下地基板の評価
（２ａ）表面ＦＥ－ＥＰＭＡ
　複合下地基板の表面ＦＥ－ＥＰＭＡの結果、Ｃｒ、Ｏ、Ｔｉ、Ｆｅ及びＡｌが検出された。検出された元素の定量値を表１に示す。
（２ｂ）表面ＥＢＳＤ
　複合下地基板の表面ＥＢＳＤの結果、得られた逆極点図方位マッピングから、複合下地基板の表面は基板法線方向にｃ軸配向すると共に、面内方向にも配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有する層であることが分かった。また、この配向層は種基板として用いたサファイア基板と同じｃ軸配向をしていることから、サファイア基板からのヘテロエピタキシャル成長層であることが分かった。
（２ｃ）ＸＲＣ
　複合下地基板のＸＲＣ測定の結果、配向層の結晶成長に用いられる側の表面のコランダム型結晶構造の（１０４）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４８ａｒｃｓｅｃ．、コランダム型結晶構造の（００６）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は３９ａｒｃｓｅｃ．であった。
（４）半導体膜の評価
（４ａ）表面ＥＤＳ
　ミストＣＶＤ法にて得られた膜の成膜側の膜表面のＥＤＳ測定を実施した結果、Ｇａ及びＯのみが検出され、得られた膜はＧａ酸化物であることが分かった。
（４ｂ）ＥＢＳＤ
　膜表面のＥＢＳＤ測定で得られた逆極点図方位マッピングから、Ｇａ酸化物膜は基板法線方向にｃ軸配向し、面内も配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有することが分かった。これらより、α－Ｇａ２Ｏ３で構成される配向膜が形成されていることが示された。
（４ｃ）平面ＴＥＭ
　α－Ｇａ２Ｏ３膜の平面ＴＥＭ観察より、得られたＴＥＭ像内には結晶欠陥が観察されず、結晶欠陥密度は９．９×１０５／ｃｍ２未満であることが分かった。
（４ｄ）反り評価
　基板の反りを確認するため、α－Ｇａ２Ｏ３膜を成膜した基板を平坦な机の上に置き、基板の端を抑えたところ、目視で基板の反対側がごくわずかに浮き上がる程度であり、例１と比較して反りは小さいことが確認できた。
（４ｅ）半導体膜の表面評価
　工業用顕微鏡にて膜表面全体を観察したところ、ピットは認められなかった。
　例８
　上記（１）にて、原料紛体として市販のＣｒ２Ｏ３粉末１００重量部に、市販のＴｉＯ２粉末３．５重量部、市販のＦｅ２Ｏ３粉末９８重量部及び市販のＡｌ２Ｏ３粉末１重量部を添加し、湿式混合した混合粉末を用いたこと以外は例１と同様にして複合下地基板の作製、複合下地基板の各種評価、α－Ｇａ２Ｏ３膜の形成及び半導体膜の各種評価を行った。
（２）複合下地基板の評価
（２ａ）表面ＦＥ－ＥＰＭＡ
　複合下地基板の表面ＦＥ－ＥＰＭＡの結果、Ｃｒ、Ｏ、Ｔｉ、Ｆｅ及びＡｌが検出された。検出された元素の定量値を表１に示す。
（２ｂ）表面ＥＢＳＤ
　複合下地基板の表面ＥＢＳＤの結果、得られた逆極点図方位マッピングから、複合下地基板の表面は基板法線方向にｃ軸配向すると共に、面内方向にも配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有する層であることが分かった。また、この配向層は種基板として用いたサファイア基板と同じｃ軸配向をしていることから、サファイア基板からのヘテロエピタキシャル成長層であることが分かった。
（２ｃ）ＸＲＣ
　複合下地基板のＸＲＣ測定の結果、配向層の結晶成長に用いられる側の表面のコランダム型結晶構造の（１０４）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は５９ａｒｃｓｅｃ．、コランダム型結晶構造の（００６）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は３８ａｒｃｓｅｃ．であった。
（４）半導体膜の評価
（４ａ）表面ＥＤＳ
　ミストＣＶＤ法にて得られた膜の成膜側の膜表面のＥＤＳ測定を実施した結果、Ｇａ及びＯのみが検出され、得られた膜はＧａ酸化物であることが分かった。
（４ｂ）ＥＢＳＤ
　膜表面のＥＢＳＤ測定で得られた逆極点図方位マッピングから、Ｇａ酸化物膜は基板法線方向にｃ軸配向し、面内も配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有することが分かった。これらより、α－Ｇａ２Ｏ３で構成される配向膜が形成されていることが示された。
（４ｃ）平面ＴＥＭ
　α－Ｇａ２Ｏ３膜の平面ＴＥＭ観察より、得られたＴＥＭ像内には結晶欠陥が観察されず、結晶欠陥密度は９．９×１０５／ｃｍ２未満であることが分かった。
（４ｄ）反り評価
　基板の反りを確認するため、α－Ｇａ２Ｏ３膜を成膜した基板を平坦な机の上に置き、基板の端を抑えたところ、目視で基板の反対側が少し浮き上がる程度であり、実施例１と同様に反りは十分小さいことが確認できた。
（４ｅ）半導体膜の表面評価
　工業用顕微鏡にて膜表面全体を観察したところ、ピットは認められなかった。
　例９
　上記（１）にて、原料紛体として市販のＣｒ２Ｏ３粉末１００重量部に、市販のＴｉＯ２粉末３．５重量部、市販のＦｅ２Ｏ３粉末５３重量部及び市販のＡｌ２Ｏ３粉末１重量部を添加し、湿式混合した混合粉末を用いたこと以外は例１と同様にして複合下地基板の作製、複合下地基板の各種評価、α－Ｇａ２Ｏ３膜の形成及び半導体膜の各種評価を行った。
（２）複合下地基板の評価
（２ａ）表面ＦＥ－ＥＰＭＡ
　複合下地基板の表面ＦＥ－ＥＰＭＡの結果、Ｃｒ、Ｏ、Ｔｉ、Ｆｅ及びＡｌが検出された。検出された元素の定量値を表１に示す。
（２ｂ）表面ＥＢＳＤ
　複合下地基板の表面ＥＢＳＤの結果、得られた逆極点図方位マッピングから、複合下地基板の表面は基板法線方向にｃ軸配向すると共に、面内方向にも配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有する層であることが分かった。また、この配向層は種基板として用いたサファイア基板と同じｃ軸配向をしていることから、サファイア基板からのヘテロエピタキシャル成長層であることが分かった。
（２ｃ）ＸＲＣ
　複合下地基板のＸＲＣ測定の結果、配向層の結晶成長に用いられる側の表面のコランダム型結晶構造の（１０４）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は５３ａｒｃｓｅｃ．、コランダム型結晶構造の（００６）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は３７ａｒｃｓｅｃ．であった。
（４）半導体膜の評価
（４ａ）表面ＥＤＳ
　ミストＣＶＤ法にて得られた膜の成膜側の膜表面のＥＤＳ測定を実施した結果、Ｇａ及びＯのみが検出され、得られた膜はＧａ酸化物であることが分かった。
（４ｂ）ＥＢＳＤ
　膜表面のＥＢＳＤ測定で得られた逆極点図方位マッピングから、Ｇａ酸化物膜は基板法線方向にｃ軸配向し、面内も配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有することが分かった。これらより、α－Ｇａ２Ｏ３で構成される配向膜が形成されていることが示された。
（４ｃ）平面ＴＥＭ
　α－Ｇａ２Ｏ３膜の平面ＴＥＭ観察より、得られたＴＥＭ像内には結晶欠陥が観察されず、結晶欠陥密度は９．９×１０５／ｃｍ２未満であることが分かった。
（４ｄ）反り評価
　基板の反りを確認するため、α－Ｇａ２Ｏ３膜を成膜した基板を平坦な机の上に置き、基板の端を抑えたところ、目視で基板の反対側がごくわずかに浮き上がる程度であり、例１と比較して反りは小さいことが確認できた。
（４ｅ）半導体膜の表面評価
　工業用顕微鏡にて膜表面全体を観察したところ、ピットは認められなかった。
　例１０
　上記（１）にて、原料紛体として市販のＣｒ２Ｏ３粉末１００重量部に、市販のＴｉＯ２粉末５重量部及び市販のＦｅ２Ｏ３粉末１６重量部を添加し、湿式混合した混合粉末を用いたこと以外は例１と同様にして複合下地基板の作製、複合下地基板の各種評価、α－Ｇａ２Ｏ３膜の形成及び半導体膜の各種評価を行った。
（２）複合下地基板の評価
（２ａ）表面ＦＥ－ＥＰＭＡ
　複合下地基板の表面ＦＥ－ＥＰＭＡの結果、Ｃｒ、Ｏ、Ｔｉ及びＦｅが検出された。検出された元素の定量値を表１に示す。
（２ｂ）表面ＥＢＳＤ
　複合下地基板の表面ＥＢＳＤの結果、得られた逆極点図方位マッピングから、複合下地基板の表面は基板法線方向にｃ軸配向すると共に、面内方向にも配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有する層であることが分かった。また、この配向層は種基板として用いたサファイア基板と同じｃ軸配向をしていることから、サファイア基板からのヘテロエピタキシャル成長層であることが分かった。
（２ｃ）ＸＲＣ
　複合下地基板のＸＲＣ測定の結果、配向層の結晶成長に用いられる側の表面のコランダム型結晶構造の（１０４）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は５９ａｒｃｓｅｃ．、コランダム型結晶構造の（００６）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は３７ａｒｃｓｅｃ．であった。
（４）半導体膜の評価
（４ａ）表面ＥＤＳ
　ミストＣＶＤ法にて得られた膜の成膜側の膜表面のＥＤＳ測定を実施した結果、Ｇａ及びＯのみが検出され、得られた膜はＧａ酸化物であることが分かった。
（４ｂ）ＥＢＳＤ
　膜表面のＥＢＳＤ測定で得られた逆極点図方位マッピングから、Ｇａ酸化物膜は基板法線方向にｃ軸配向し、面内も配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有することが分かった。これらより、α－Ｇａ２Ｏ３で構成される配向膜が形成されていることが示された。
（４ｃ）平面ＴＥＭ
　α－Ｇａ２Ｏ３膜の平面ＴＥＭ観察より、得られたＴＥＭ像内には結晶欠陥が観察されず、結晶欠陥密度は９．９×１０５／ｃｍ２未満であることが分かった。
（４ｄ）反り評価
　基板の反りを確認するため、α－Ｇａ２Ｏ３膜を成膜した基板を平坦な机の上に置き、基板の端を抑えたところ、基板の反対側が浮きあがる様子は目視では観察されなかった。このことから、例１と比較して反りは小さいことが確認できた。
（４ｅ）半導体膜の表面評価
　工業用顕微鏡にて膜表面全体を観察したところ、例１と同様にピットがごく少量認められた。
　例１１
　上記（１）にて、原料紛体として市販のＣｒ２Ｏ３粉末１００重量部に、市販のＴｉＯ２粉末１２重量部及び市販のＦｅ２Ｏ３粉末３．５重量部を添加し、湿式混合した混合粉末を用いたこと以外は例１と同様にして複合下地基板の作製、複合下地基板の各種評価、α－Ｇａ２Ｏ３膜の形成及び半導体膜の各種評価を行った。
（２）複合下地基板の評価
（２ａ）表面ＦＥ－ＥＰＭＡ
　複合下地基板の表面ＦＥ－ＥＰＭＡの結果、Ｃｒ、Ｏ、Ｔｉ及びＦｅが検出された。検出された元素の定量値を表１に示す。
（２ｂ）表面ＥＢＳＤ
　複合下地基板の表面ＥＢＳＤの結果、得られた逆極点図方位マッピングから、複合下地基板の表面は基板法線方向にｃ軸配向すると共に、面内方向にも配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有する層であることが分かった。また、この配向層は種基板として用いたサファイア基板と同じｃ軸配向をしていることから、サファイア基板からのヘテロエピタキシャル成長層であることが分かった。
（２ｃ）ＸＲＣ
　複合下地基板のＸＲＣ測定の結果、配向層の結晶成長に用いられる側の表面のコランダム型結晶構造の（１０４）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は５２ａｒｃｓｅｃ．、コランダム型結晶構造の（００６）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は３９ａｒｃｓｅｃ．であった。
（４）半導体膜の評価
（４ａ）表面ＥＤＳ
　ミストＣＶＤ法にて得られた膜の成膜側の膜表面のＥＤＳ測定を実施した結果、Ｇａ及びＯのみが検出され、得られた膜はＧａ酸化物であることが分かった。
（４ｂ）ＥＢＳＤ
　膜表面のＥＢＳＤ測定で得られた逆極点図方位マッピングから、Ｇａ酸化物膜は基板法線方向にｃ軸配向し、面内も配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有することが分かった。これらより、α－Ｇａ２Ｏ３で構成される配向膜が形成されていることが示された。
（４ｃ）平面ＴＥＭ
　α－Ｇａ２Ｏ３膜の平面ＴＥＭ観察より、得られたＴＥＭ像内には結晶欠陥が観察されず、結晶欠陥密度は９．９×１０５／ｃｍ２未満であることが分かった。
（４ｄ）反り評価
　基板の反りを確認するため、α－Ｇａ２Ｏ３膜を成膜した基板を平坦な机の上に置き、基板の端を抑えたところ、基板の反対側が浮きあがる様子は目視では観察されなかった。このことから、例１と比較して反りは小さいことが確認できた。
（４ｅ）半導体膜の表面評価
　工業用顕微鏡にて膜表面全体を観察したところ、例１と同様にピットがごく少量認められた。
　例１２
　上記（１）にて、原料紛体として市販のＣｒ２Ｏ３粉末１００重量部に、市販のＴｉＯ２粉末１．５重量部、市販のＦｅ２Ｏ３粉末３．５重量部及び市販のＡｌ２Ｏ３粉末６０重量部を添加し、湿式混合した混合粉末を用いたこと以外は例１と同様にして複合下地基板の作製、複合下地基板の各種評価、α－Ｇａ２Ｏ３膜の形成及び半導体膜の各種評価を行った。
（２）複合下地基板の評価
（２ａ）表面ＦＥ－ＥＰＭＡ
　複合下地基板の表面ＦＥ－ＥＰＭＡの結果、Ｃｒ、Ｏ、Ｔｉ、Ｆｅ及びＡｌが検出された。検出された元素の定量値を表１に示す。
（２ｂ）表面ＥＢＳＤ
　複合下地基板の表面ＥＢＳＤの結果、得られた逆極点図方位マッピングから、複合下地基板の表面は基板法線方向にｃ軸配向すると共に、面内方向にも配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有する層であることが分かった。また、この配向層は種基板として用いたサファイア基板と同じｃ軸配向をしていることから、サファイア基板からのヘテロエピタキシャル成長層であることが分かった。
（２ｃ）ＸＲＣ
　複合下地基板のＸＲＣ測定の結果、配向層の結晶成長に用いられる側の表面のコランダム型結晶構造の（１０４）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は１２１ａｒｃｓｅｃ．、コランダム型結晶構造の（００６）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４０ａｒｃｓｅｃ．であった。
（４）半導体膜の評価
（４ａ）表面ＥＤＳ
　ミストＣＶＤ法にて得られた膜の成膜側の膜表面のＥＤＳ測定を実施した結果、Ｇａ及びＯのみが検出され、得られた膜はＧａ酸化物であることが分かった。
（４ｂ）ＥＢＳＤ
　膜表面のＥＢＳＤ測定で得られた逆極点図方位マッピングから、Ｇａ酸化物膜は基板法線方向にｃ軸配向し、面内も配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有することが分かった。これらより、α－Ｇａ２Ｏ３で構成される配向膜が形成されていることが示された。
（４ｃ）平面ＴＥＭ
　α－Ｇａ２Ｏ３膜の平面ＴＥＭ観察より、得られたＴＥＭ像内には結晶欠陥が観察されず、結晶欠陥密度は９．９×１０５／ｃｍ２未満であることが分かった。
（４ｄ）反り評価
　基板の反りを確認するため、α－Ｇａ２Ｏ３膜を成膜した基板を平坦な机の上に置き、基板の端を抑えたところ、基板の反対側が浮きあがる様子は目視では観察されなかった。このことから、例１と比較して反りは小さいことが確認できた。
（４ｅ）半導体膜の表面評価
　工業用顕微鏡にて膜表面全体を観察したところ、ピットは認められなかった。
　例１３
　上記（１）にて、原料紛体として市販のＣｒ２Ｏ３粉末１００重量部に、市販のＴｉＯ２粉末１．５重量部、市販のＦｅ２Ｏ３粉末３．５重量部及び市販のＡｌ２Ｏ３粉末２６重量部を添加し、湿式混合した混合粉末を用いたこと以外は例１と同様にして複合下地基板の作製、複合下地基板の各種評価、α－Ｇａ２Ｏ３膜の形成及び半導体膜の各種評価を行った。
（２）複合下地基板の評価
（２ａ）表面ＦＥ－ＥＰＭＡ
　複合下地基板の表面ＦＥ－ＥＰＭＡの結果、Ｃｒ、Ｏ、Ｔｉ、Ｆｅ及びＡｌが検出された。検出された元素の定量値を表１に示す。
（２ｂ）表面ＥＢＳＤ
　複合下地基板の表面ＥＢＳＤの結果、得られた逆極点図方位マッピングから、複合下地基板の表面は基板法線方向にｃ軸配向すると共に、面内方向にも配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有する層であることが分かった。また、この配向層は種基板として用いたサファイア基板と同じｃ軸配向をしていることから、サファイア基板からのヘテロエピタキシャル成長層であることが分かった。
（２ｃ）ＸＲＣ
　複合下地基板のＸＲＣ測定の結果、配向層の結晶成長に用いられる側の表面のコランダム型結晶構造の（１０４）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は８９ａｒｃｓｅｃ．、コランダム型結晶構造の（００６）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は３９ａｒｃｓｅｃ．であった。
（４）半導体膜の評価
（４ａ）表面ＥＤＳ
　ミストＣＶＤ法にて得られた膜の成膜側の膜表面のＥＤＳ測定を実施した結果、Ｇａ及びＯのみが検出され、得られた膜はＧａ酸化物であることが分かった。
（４ｂ）ＥＢＳＤ
　膜表面のＥＢＳＤ測定で得られた逆極点図方位マッピングから、Ｇａ酸化物膜は基板法線方向にｃ軸配向し、面内も配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有することが分かった。これらより、α－Ｇａ２Ｏ３で構成される配向膜が形成されていることが示された。
（４ｃ）平面ＴＥＭ
　α－Ｇａ２Ｏ３膜の平面ＴＥＭ観察より、得られたＴＥＭ像内には結晶欠陥が観察されず、結晶欠陥密度は９．９×１０５／ｃｍ２未満であることが分かった。
（４ｄ）反り評価
　基板の反りを確認するため、α－Ｇａ２Ｏ３膜を成膜した基板を平坦な机の上に置き、基板の端を抑えたところ、基板の反対側が浮きあがる様子は目視では観察されなかった。このことから、例１と比較して反りは小さいことが確認できた。
（４ｅ）半導体膜の表面評価
　工業用顕微鏡にて膜表面全体を観察したところ、ピットは認められなかった。
　例１４
　上記（１）にて、原料紛体として市販のＣｒ２Ｏ３粉末１００重量部に、市販のＴｉＯ２粉末２重量部及び市販のＦｅ２Ｏ３粉末２重量部を添加し、湿式混合した混合粉末を用いたこと以外は例１と同様にして複合下地基板の作製、複合下地基板の各種評価、α－Ｇａ２Ｏ３膜の形成及び半導体膜の各種評価を行った。
（２）複合下地基板の評価
（２ａ）表面ＦＥ－ＥＰＭＡ
　複合下地基板の表面ＦＥ－ＥＰＭＡの結果、Ｃｒ、Ｏ、Ｔｉ及びＦｅが検出された。検出された元素の定量値を表１に示す。
（２ｂ）表面ＥＢＳＤ
　複合下地基板の表面ＥＢＳＤの結果、得られた逆極点図方位マッピングから、複合下地基板の表面は基板法線方向にｃ軸配向すると共に、面内方向にも配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有する層であることが分かった。また、この配向層は種基板として用いたサファイア基板と同じｃ軸配向をしていることから、サファイア基板からのヘテロエピタキシャル成長層であることが分かった。
（２ｃ）ＸＲＣ
　複合下地基板のＸＲＣ測定の結果、配向層の結晶成長に用いられる側の表面のコランダム型結晶構造の（１０４）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は５３ａｒｃｓｅｃ．、コランダム型結晶構造の（００６）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は３８ａｒｃｓｅｃ．であった。
（４）半導体膜の評価
（４ａ）表面ＥＤＳ
　ミストＣＶＤ法にて得られた膜の成膜側の膜表面のＥＤＳ測定を実施した結果、Ｇａ及びＯのみが検出され、得られた膜はＧａ酸化物であることが分かった。
（４ｂ）ＥＢＳＤ
　膜表面のＥＢＳＤ測定で得られた逆極点図方位マッピングから、Ｇａ酸化物膜は基板法線方向にｃ軸配向し、面内も配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有することが分かった。これらより、α－Ｇａ２Ｏ３で構成される配向膜が形成されていることが示された。
（４ｃ）平面ＴＥＭ
　α－Ｇａ２Ｏ３膜の平面ＴＥＭ観察より、得られたＴＥＭ像内には結晶欠陥が観察されず、結晶欠陥密度は９．９×１０５／ｃｍ２未満であることが分かった。
（４ｄ）反り評価
　基板の反りを確認するため、α－Ｇａ２Ｏ３膜を成膜した基板を平坦な机の上に置き、基板の端を抑えたところ、基板の反対側が浮きあがる様子は目視では観察されなかった。このことから、例１と比較して反りは小さいことが確認できた。
（４ｅ）半導体膜の表面評価
　工業用顕微鏡にて膜表面全体を観察したところ、例１と同様にピットがごく少量認められた。
　例１５
（１）複合下地基板の作製
　原料粉体として市販のＣｒ２Ｏ３粉体１００重量部に、市販のＴｉＯ２粉末０．３重量部を添加し、湿式混合した混合粉末を用いた。種基板としてサファイア（直径５０．８ｍｍ（２インチ）、厚さ１．０ｍｍ、ｃ面、オフ角０．５°）を用いて、図１に示されるＡＤ装置により種基板（サファイア基板）上にＡＤ膜（配向前駆体層）を形成した。
　ＡＤ成膜条件は以下のとおりとした。すなわち、キャリアガスはＡｒとし、長辺５ｍｍ×短辺０．３ｍｍのスリットが形成されたセラミックス製のノズルを用いた。ノズルのスキャン条件は、０．５ｍｍ／ｓのスキャン速度で、スリットの長辺に対して垂直かつ進む方向に５５ｍｍ移動、スリットの長辺方向に５ｍｍ移動、スリットの長辺に対して垂直かつ戻る方向に５５ｍｍ移動、スリットの長辺方向かつ初期位置とは反対方向に５ｍｍ移動、とのスキャンを繰り返し、スリットの長辺方向に初期位置から５５ｍｍ移動した時点で、それまでとは逆方向にスキャンを行い、初期位置まで戻るサイクルを１サイクルとし、これを４００サイクル繰り返した。室温での１サイクルの成膜において、搬送ガスの設定圧力を０．０７ＭＰａ、流量を９Ｌ／ｍｉｎ、チャンバ内圧力を１００Ｐａ以下に調整した。このようにして形成したＡＤ膜は厚み約１００μｍであった。
　ＡＤ膜を形成したサファイア基板をＡＤ装置から取り出し、窒素雰囲気中で１６８０℃にて４時間アニールした。このようにして得た基板をセラミックスの定盤に固定し、ＡＤ膜を形成した側の面を砥石を用いて＃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。その後、コロイダルシリカを用いた化学機械研磨（ＣＭＰ）により鏡面仕上げ加工を行い、複合下地基板を得た。研削及び研磨量は５０μｍであり、加工後の算術平均粗さＲａは０．１ｎｍとなった。
　これらのＡＤ成膜、アニール、並びに研削及び研磨加工の工程を、計１０回繰り返した。なお、ＡＤ膜を形成した側の面を「表面」と称することとする。この結果、最後の研磨完了後の厚みは１．５０ｍｍとなった。
　複合下地基板の各種評価、α－Ｇａ２Ｏ３膜の形成及び半導体膜の各種評価は例１と同様にして行った。
（２）複合下地基板の評価
（２ａ）表面ＦＥ－ＥＰＭＡ
　複合下地基板の表面ＦＥ－ＥＰＭＡの結果、Ｃｒ、Ｏ及びＴｉが検出された。検出された元素の定量値を表１に示す。
（２ｂ）表面ＥＢＳＤ
　複合下地基板の表面ＥＢＳＤの結果、得られた逆極点図方位マッピングから、複合下地基板の表面は基板法線方向にｃ軸配向すると共に、面内方向にも配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有する層であることが分かった。また、この配向層は種基板として用いたサファイア基板と同じｃ軸配向をしていることから、サファイア基板からのヘテロエピタキシャル成長層であることが分かった。
（２ｃ）ＸＲＣ
　複合下地基板のＸＲＣ測定の結果、配向層の結晶成長に用いられる側の表面のコランダム型結晶構造の（１０４）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４２９ａｒｃｓｅｃ．、コランダム型結晶構造の（００６）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４１ａｒｃｓｅｃ．であった。
（４）半導体膜の評価
　例１と同様にしてα－Ｇａ２Ｏ３膜の形成及び半導体膜の各種評価を行った。
（４ａ）表面ＥＤＳ
　ミストＣＶＤ法にて得られた膜の成膜側の膜表面のＥＤＳ測定を実施した結果、Ｇａ及びＯのみが検出され、得られた膜はＧａ酸化物であることが分かった。
（４ｂ）ＥＢＳＤ
　膜表面のＥＢＳＤ測定で得られた逆極点図方位マッピングから、Ｇａ酸化物膜は基板法線方向にｃ軸配向し、面内も配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有することが分かった。これらより、α－Ｇａ２Ｏ３で構成される配向膜が形成されていることが示された。
（４ｃ）平面ＴＥＭ
　α－Ｇａ２Ｏ３膜の平面ＴＥＭ観察より、得られたＴＥＭ像内には結晶欠陥が観察されず、結晶欠陥密度は９．９×１０５／ｃｍ２未満であることが分かった。
（４ｄ）反り評価
　基板の反りを確認するため、α－Ｇａ２Ｏ３膜を成膜した基板を平坦な机の上に置き、基板の端を抑えたところ、目視で基板の反対側が少し浮き上がる程度であり、例１と同様に反りは十分小さいことが確認できた。
（４ｅ）半導体膜の表面評価
　工業用顕微鏡にて膜表面全体を観察したところ、例１と同様にピットがごく少量認められた。
　例１６（比較）
　サファイア基板（直径５０．８ｍｍ（２インチ）、厚さ１．０ｍｍ、ｃ面、オフ角０．５°）上に例１の上記（３）と同様の条件でα－Ｇａ２Ｏ３膜の形成及び半導体膜の各種評価を行った。
（４）半導体膜の評価
（４ａ）表面ＥＤＳ
　ミストＣＶＤ法にて得られた膜の成膜側の膜表面のＥＤＳ測定を実施した結果、Ｇａ及びＯのみが検出され、得られた膜はＧａ酸化物であることが分かった。また、膜表面のＥＢＳＤ測定で得られた逆極点図方位マッピングから、Ｇａ酸化物膜は基板法線方向にｃ軸配向したコランダム型結晶構造を有することが分かった。しかし、面内方向には６０°ずれたドメインが認められた。これらより、α－Ｇａ２Ｏ３で構成される一軸配向膜が形成されていることが示された。
（４ｃ）平面ＴＥＭ
　α－Ｇａ２Ｏ３膜の平面ＴＥＭ観察より、得られたＴＥＭ像内には多数の結晶欠陥が観察された。欠陥数が多く、欠陥数を計測できなかったため、追加で測定視野１．２μｍ×０．８μｍのＴＥＭ像を８視野観察し、その中で認められた欠陥の数を算出した。その結果、結晶欠陥密度は１．０×１０１１／ｃｍ２であることが分かった。
（４ｄ）反り評価
　基板の反りを確認するため、α－Ｇａ２Ｏ３膜を成膜した基板を平坦な机の上に置き、基板の端を抑えたところ、基板の反対側が大きく浮きあがる様子が目視で観察された。このことから例１と比較して、基板の反りが大きいことが確認できた。
　例１７（比較）
（１）複合下地基板の作製
　図２に示すミストＣＶＤ装置１を用いて以下の方法で、サファイア基板（直径５０．８ｍｍ（２インチ）、厚さ０．４３ｍｍ、ｃ面、オフ角０．３°）表面にα－Ｃｒ２Ｏ３膜を形成した。
（１ａ）原料溶液の調製
　二クロム酸アンモニウム濃度が０．１ｍｏｌ／Ｌとなるように水溶液を調製し、原料溶液４ａとした。
（１ｂ）成膜準備
　次に、得られた原料溶液４ａを図２のミストＣＶＤ装置１のミスト発生源４内に収容した。サファイア基板を下地基板９としてサセプタ１０上に設置させ、ヒーター８を作動させて石英管７内の温度を４２０℃にまで昇温させた。次に、流量調節弁３ａ及び３ｂを開いて希釈ガス源２ａ及びキャリアガス源２ｂから希釈ガス及びキャリアガスを石英管７内に供給し、石英管７の雰囲気を希釈ガス及びキャリアガスで十分に置換した後、希釈ガスの流量を２．２Ｌ／ｍｉｎ、キャリアガスの流量を４．８Ｌ／ｍｉｎにそれぞれ調節した。希釈ガス及びキャリアガスとしては、窒素ガスを用いた。
（１ｃ）膜形成
　次に、超音波振動子６を２．４ＭＨｚで振動させ、その振動を、水５ａを通じて原料溶液４ａに伝播させることによって、原料溶液４ａをミスト化させて、ミスト４ｂを生成した。このミスト４ｂが、希釈ガス及びキャリアガスによって成膜室である石英管７内に導入され、石英管７内で反応して、下地基板９の表面でのＣＶＤ反応によって下地基板９上に酸化物堆積膜を積層した。成膜時間は５０分とした。このようにしてサファイア基板９上に酸化物堆積膜を備えた複合下地基板を得た。
　複合下地基板の各種評価、α－Ｇａ２Ｏ３膜の形成及び半導体膜の各種評価は例１と同様にして行った。
（２）複合下地基板の評価
（２ａ）表面ＦＥ－ＥＰＭＡ
　複合下地基板の表面ＦＥ－ＥＰＭＡの結果、Ｃｒ及びＯが検出された。検出された元素の定量値を表１に示す。
（２ｂ）表面ＥＢＳＤ
　複合下地基板の表面ＥＢＳＤの結果、得られた逆極点図方位マッピングから、Ｃｒ酸化物層は基板法線方向にｃ軸配向したコランダム型結晶構造を有する層であることが分かった。しかし、面内方向には６０°ずれたドメインが認められた。これらより、基板表面はα－Ｃｒ２Ｏ３のｃ軸配向層が形成されていることが示された。
（２ｃ）ＸＲＣ
　複合下地基板のＸＲＣ測定の結果、配向層の結晶成長に用いられる側の表面のコランダム型結晶構造の（１０４）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は１８５６ａｒｃｓｅｃ．、コランダム型結晶構造の（００６）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は１４８ａｒｃｓｅｃ．であった。
（４）半導体膜の評価
　例１と同様にしてα－Ｇａ２Ｏ３膜の形成及び半導体膜の各種評価を行った。
（４ａ）表面ＥＤＳ
　ミストＣＶＤ法にて得られた膜の成膜側の膜表面のＥＤＳ測定を実施した結果、Ｇａ及びＯのみが検出され、得られた膜はＧａ酸化物であることが分かった。
（４ｂ）ＥＢＳＤ
　膜表面のＥＢＳＤ測定で得られた逆極点図方位マッピングから、Ｇａ酸化物膜は基板法線方向にｃ軸配向し、面内も配向した二軸配向のコランダム型結晶構造を有することが分かった。これらより、α－Ｇａ２Ｏ３で構成される配向膜が形成されていることが示された。
（４ｃ）平面ＴＥＭ
　α－Ｇａ２Ｏ３膜の平面ＴＥＭ観察より、得られたＴＥＭ像内には多数の結晶欠陥が観察された。欠陥数が多く、欠陥数を計測できなかったため、追加で測定視野１．２μｍ×０．８μｍのＴＥＭ像を８視野観察し、その中で認められた欠陥の数を算出した。その結果、結晶欠陥密度は１．０×１０１１／ｃｍ２であることが分かった。
（４ｄ）反り評価
　基板の反りを確認するため、α－Ｇａ２Ｏ３膜を成膜した基板を平坦な机の上に置き、基板の端を抑えたところ、基板の反対側が大きく浮きあがる様子が目視で観察された。このことから例１と比較して、基板の反りが大きいことが確認できた。
（４ｅ）半導体膜の表面評価
　工業用顕微鏡にて膜表面全体を観察したところ、例１と同様にピットがごく少量認められた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001

Claims (8)

  1. 　α－Ｇａ２Ｏ３系半導体膜の結晶成長のために用いられる配向層を備えた下地基板であって、前記配向層がα－Ｃｒ２Ｏ３にＴｉ及び／又はＦｅを含有した材料で構成され、前記材料中のＣｒ、Ｔｉ、及びＦｅのモル比が、
    （ｉ）Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．５００～０．９９９、Ｔｉ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．００１～０．５００、及びＦｅ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０～０．５００、又は、
    （ｉｉ）Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．５００～０．９９９、Ｔｉ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０～０．５００、及びＦｅ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ）＝０．００１～０．５００、
    の関係式を満たす、下地基板。
  2. 　前記配向層を構成する材料がさらにＡｌを含有し、Ａｌのモル比が、Ａｌ／（Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｆｅ＋Ａｌ）＝０～０．５００の関係式を満たす、請求項１に記載の下地基板。
  3. 　前記配向層の結晶成長に用いられる側の表面におけるコランダム型結晶構造の（１０４）面のＸ線ロッキングカーブ半値幅が５００ａｒｃｓｅｃ．以下である、請求項１又は２に記載の下地基板。
  4. 　前記配向層の結晶成長に用いられる側の表面におけるコランダム型結晶構造の（００６）面のＸ線ロッキングカーブ半値幅が５０ａｒｃｓｅｃ．以下である、請求項１～３のいずれか一項に記載の下地基板。
  5. 　前記配向層の結晶成長に用いられる側の表面の結晶欠陥密度が１×１０６／ｃｍ２以下である、請求項１～４のいずれか一項に記載の下地基板。
  6. 　前記配向層の前記表面と反対側に支持基板をさらに備えた、請求項１～５のいずれか一項に記載の下地基板。
  7. 　前記支持基板がサファイア基板である、請求項６に記載の下地基板。
  8. 　前記配向層がサファイア基板のヘテロエピタキシャル成長層である、請求項１～７のいずれか一項に記載の下地基板。
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