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WO2016013259A1 - 窒化ガリウム基板 - Google Patents

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WO2016013259A1
WO2016013259A1 PCT/JP2015/061197 JP2015061197W WO2016013259A1 WO 2016013259 A1 WO2016013259 A1 WO 2016013259A1 JP 2015061197 W JP2015061197 W JP 2015061197W WO 2016013259 A1 WO2016013259 A1 WO 2016013259A1
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WO
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gan substrate
substrate
gan
experimental example
region
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/061197
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
木山　誠
龍 弘田
成二 中畑
Original Assignee
住友電気工業株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 住友電気工業株式会社 filed Critical 住友電気工業株式会社
Priority to CN201580039559.8A priority Critical patent/CN106536794B/zh
Priority to US15/319,076 priority patent/US10458043B2/en
Publication of WO2016013259A1 publication Critical patent/WO2016013259A1/ja
Priority to US16/571,599 priority patent/US10837124B2/en

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/40—AIIIBV compounds wherein A is B, Al, Ga, In or Tl and B is N, P, As, Sb or Bi
    • C30B29/403—AIII-nitrides
    • C30B29/406—Gallium nitride
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B25/00—Single-crystal growth by chemical reaction of reactive gases, e.g. chemical vapour-deposition growth
    • C30B25/02—Epitaxial-layer growth
    • 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
    • C30B29/60—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape characterised by shape
    • C30B29/64—Flat crystals, e.g. plates, strips or discs

Definitions

  • the present invention relates to a gallium nitride (GaN) substrate.
  • GaN substrates are attracting attention as substrates for manufacturing semiconductor devices such as light-emitting devices and electronic devices.
  • it in production of the GaN substrate, it must be grown on a heterogeneous substrate at present, and since the lattice constant and the thermal expansion coefficient between the heterogeneous substrate and the GaN crystal are different, a large amount of crystal defects are generated in the GaN crystal. There was a problem.
  • Non-Patent Document 1 by growing a GaN crystal having a large number of dot-like depressions on the surface, crystal defects generated in the GaN crystal are concentrated at the center of the depressions, and the peripheral crystal defects are A reduced GaN substrate is disclosed.
  • the GaN substrate according to one embodiment of the present invention is a GaN substrate having a surface with a diameter of 100 mm or more, and one side of each of a total of five locations including a center and a peripheral portion of the surface of the GaN substrate.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the wave number at the maximum peak corresponding to the E 2 H phonon mode is 0.1 cm ⁇ 1 or more and 2 cm ⁇ 1 or less.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the wave number at the maximum peak of the peak corresponding to the E 2 H phonon mode at all the five measurement points is 2 cm ⁇ 1 or less.
  • the bonded substrate according to one embodiment of the present invention is a bonded substrate formed by bonding the GaN substrate and the support substrate.
  • FIG. 2 is a schematic perspective view of a GaN substrate according to Embodiment 1.
  • FIG. FIGS. 5A to 5D are schematic cross-sectional views illustrating an example of a method for manufacturing a GaN substrate of Embodiment 1
  • FIG. 5E is a schematic cross-section of an example of a bonded substrate of Embodiment 1.
  • FIGS. FIG. 2 is a schematic plan view of an example of the entire surface of the GaN substrate of Embodiment 1.
  • FIG. It is a figure which shows the crystal structure of a wurtzite type GaN crystal. Is a diagram illustrating the E2 H phonon modes.
  • FIG. 3 is a conceptual diagram of a relationship between a position on a straight line passing through point B, point A, and point D of the GaN substrate of Embodiment 1 and strain. It is a conceptual diagram of the relationship between a position on a straight line passing through points B, A and D of a conventional GaN substrate and strain. It is a figure which shows the result of the micro Raman scattering measurement of the GaN substrate of Experimental example 6.
  • a GaN substrate is a GaN substrate having a surface with a diameter of 100 mm or more, and a total of five locations including a center and a peripheral portion of the surface of the GaN substrate.
  • the difference between the maximum and minimum wavenumbers at the maximum peak corresponding to the E 2 H phonon mode in the microscopic Raman scattering mapping measurement in a square area with a side of 2 mm is 0.1 cm ⁇ 1 or more and 2 cm ⁇ 1 or less.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the wave number at the maximum peak of the peak corresponding to the E 2 H phonon mode at all the five measurement points is 2 cm ⁇ 1 or less.
  • the diameter is 150 mm or more, and one side of each of a total of five locations including the center and the peripheral portion of the surface of the GaN substrate.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the maximum wave number of the peak corresponding to the E 2 H phonon mode in the microscopic Raman scattering mapping measurement in a square area of 2 mm is 0.1 cm ⁇ 1 or more and 1 cm ⁇ 1 or less.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the wave number at the maximum peak of the peak corresponding to the E 2 H phonon mode at all the five measurement points is preferably 1 cm ⁇ 1 or less.
  • a threading dislocation density in a square region having a side of 2 mm on the surface of the GaN substrate a threading dislocation density of 1 ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 or more, It is preferable that the density is less than 1 ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 .
  • the crystallinity of the region where the threading dislocation density is less than 1 ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 can be improved.
  • the gallium nitride substrate has a surface in which a side of a square is 2 mm, a region having an oxygen concentration of 5 ⁇ 10 17 cm ⁇ 2 or more, and 5 ⁇ 10 17 It is preferable that a region of less than cm ⁇ 2 is included.
  • the GaN substrate according to one embodiment of the present invention is a bonded substrate obtained by bonding the GaN substrate and the support substrate. By setting it as such a structure, generation
  • FIG. 1 is a schematic perspective view of a part of the surface of the GaN substrate according to the first embodiment.
  • the GaN substrate 10 of Embodiment 1 is formed from a GaN crystal 11.
  • a concentrated region of threading dislocations 23 extending from the surface of the GaN crystal 11 toward the inside of the GaN crystal 11 is formed.
  • a growth substrate 21 having a surface 21a to be a growth surface is prepared.
  • the growth substrate 21 is not particularly limited as long as the GaN crystal 11 can be grown on the surface 21a.
  • a heterogeneous substrate such as gallium arsenide (GaAs) may be used. May be used.
  • a patterning layer 22 is formed on the surface 21 a of the growth substrate 21.
  • the silicon oxide (SiO 2 ) film is formed on the entire surface 21 a of the growth substrate 21 by a plasma CVD (Chemical Vapor Deposition) method
  • the patterning layer 22 is patterned on the SiO 2 film by a photolithography method.
  • the resist can be formed and etched using the resist as an etching mask.
  • the GaN crystal 11 is grown on the surface 21a of the growth substrate 21 on which the patterning layer 22 is formed.
  • a crystal growth method of the GaN crystal 11 for example, a HVPE (Hydride Vapor Phase EPitaxy) method using metal Ga as a gallium (Ga) raw material and ammonia (NH 3 ) gas as a nitrogen (N) raw material is used. it can.
  • the growth substrate 21 on the back side of the GaN crystal 11 is removed by, for example, grinding. Thereafter, the surface of the GaN crystal 11 is planarized by, for example, grinding, and then polished, for example, so that the GaN substrate 10 of Embodiment 1 can be obtained.
  • a heterogeneous substrate 24 is attached to the surface on the removal side of the growth substrate 21 of the GaN substrate 10 of Embodiment 1 obtained as described above.
  • the bonded substrate 25 can also be manufactured by combining them.
  • a sapphire substrate, AlN substrate, SiC substrate, GaAs substrate, ZrB 2 substrate, SiO 2 / Al 2 O 3 sintered body substrate, or Mo substrate can be used as the heterogeneous substrate 24, for example, a sapphire substrate, AlN substrate, SiC substrate, GaAs substrate, ZrB 2 substrate, SiO 2 / Al 2 O 3 sintered body substrate, or Mo substrate can be used.
  • the method for bonding the GaN substrate 10 and the heterogeneous substrate 24 of the first embodiment is not particularly limited.
  • a surface activation method refers to a method in which the bonding surface of the GaN substrate 10 is exposed to plasma to activate the surface and then bonded
  • the fusion bonding method refers to a cleaned surface (bonding). It refers to a method in which the mating surfaces are bonded together under pressure.
  • the GaN substrate 10 of Embodiment 1 and the heterogeneous substrate 24 can be bonded together with a bonding film.
  • FIG. 3 shows a schematic plan view of an example of the entire surface of the GaN substrate 10 of the first embodiment.
  • the diameter R of the surface of the GaN substrate 10 of Embodiment 1 is 100 mm or more.
  • the diameter R of the surface of the GaN substrate 10 means the diameter of a virtual circle when it is assumed that no orientation flat 30 is formed on the GaN substrate 10 even when the orientation flat (orientation flat) 30 is formed on the GaN substrate 10. To do.
  • a square region (regions 31a, 31b, 31c) having a side of 2 mm centering on the center point A of the GaN substrate 10 and the peripheral points B, C, D, and E in total of 5 points.
  • 31d, 31e The difference between the maximum value and the minimum value in the 2 mm square of the wave number of the peak corresponding to the E 2 H phonon mode of the Raman spectrum obtained by microscopic Raman scattering mapping measurement in each region ( ⁇ kp (2 mm ⁇ )) is 0.1 cm ⁇ 1 or more and 2 cm ⁇ 1 or less.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the wave number at the maximum peak of the peak corresponding to the E 2 H phonon mode of the Raman spectrum at all the measurement points in the regions 31a, 31b, 31c, 31d, and 31e is 2 cm -1 or less.
  • the above-described areas 31a, 31b, 31c, 31d, and 31e are specified as follows.
  • the center point A of the surface of the GaN substrate 10 is the center of the circle of the surface of the GaN substrate 10 (when it is assumed that the orientation flat 30 is not formed when the orientation flat 30 is formed on the GaN substrate 10.
  • the point A identified as described above is an intersection of diagonal lines, two line segments having a length of 2 mm parallel to the orientation flat 30 shown in FIG. 3 are two sides, and a length of 2 mm perpendicular to the orientation flat 30 is provided.
  • a square region having two line segments as two sides is defined as a region 31a.
  • point B, point C, point D, and point E on the periphery of the surface of the GaN substrate 10 are circles constituting the outer periphery of the surface of the GaN substrate 10 (when the orientation flat 30 is formed on the GaN substrate 10). Is a point on the circumference of the imaginary circle 32 that is 5 mm inward from the outer circumference of the imaginary circle assuming that the orientation flat 30 is not formed, and one point B, one point A, and one point D , Point C, point A, and point E exist on a single line, point B, point A, point D, and point C, point A, point E, It is specified as a point that is perpendicular to the straight line connecting the two.
  • the point B, point C, point D and point E described above are the intersections of diagonal lines, and two parallel line segments parallel to the orientation flat 30 and having a length of 2 mm are defined as two sides and perpendicular to the orientation flat 30.
  • square regions having two sides of two parallel line segments having a length of 2 mm are defined as regions 31b, 31c, 31d, and 31e, respectively.
  • the Raman spectrum of each location in the 2 mm ⁇ plane of the region 31a is measured by performing microscopic Raman scattering mapping measurement for a plurality of locations in the region 31a specified above, and the 2mm ⁇ plane in the region 31a is measured.
  • the peak corresponding to the E 2 H phonon mode at each location is specified, and the wave number (corresponding to the Raman shift amount; unit: [cm ⁇ 1 ]) at the maximum peak is specified at each location.
  • the maximum value (a1) and the minimum value (a2) are specified from the wave numbers specified at each location in the 2 mm square.
  • ⁇ kp (2 mm ⁇ ) of the region 31b a Raman spectrum is measured by performing micro Raman scattering mapping measurement at a plurality of locations in the region 31b in the same manner as ⁇ kp (2mm ⁇ ) of the region 31a.
  • the wave number value at the maximum peak of the peak corresponding to the E 2 H phonon mode is specified, and the difference (b1) between the maximum value (b1) and the minimum value (b2) of the wave number specified from the wave number value
  • ⁇ kp (2 mm ⁇ ) of the region 31b can be obtained.
  • the Raman spectrum is measured by performing micro Raman scattering mapping measurement at a plurality of locations in the region 31c in the same manner as ⁇ kp (2mm ⁇ ) of the region 31a.
  • the wave number value at the maximum peak of the peak corresponding to the E 2 H phonon mode is specified, and the difference (c1) between the maximum value (c1) and the minimum value (c2) of the wave number specified from the wave number values
  • ⁇ c2 the difference between the maximum value (c1) and the minimum value (c2) of the wave number specified from the wave number values
  • ⁇ kp (2 mm ⁇ ) of the region 31d a Raman spectrum is measured by performing micro Raman scattering mapping measurement at a plurality of locations in the region 31d in the same manner as ⁇ kp (2mm ⁇ ) of the region 31a. , The value of the wave number at the maximum peak of the peak corresponding to the E 2 H phonon mode is specified, and the difference (d 1) between the maximum value (d 1) and the minimum value (d 2) of the wave number specified from among the wave number values By obtaining ⁇ d2), ⁇ kp (2 mm ⁇ ) of the region 31d can be obtained.
  • ⁇ kp (2 mm ⁇ ) of the region 31e a Raman spectrum is measured by performing micro Raman scattering mapping measurement at a plurality of locations in the region 31e in the same manner as ⁇ kp (2mm ⁇ ) of the region 31a.
  • the wave number value at the maximum peak of the peak corresponding to the E 2 H phonon mode is specified, and the difference (e1) between the maximum value (e1) and the minimum value (e2) of the wave number specified from the wave number value
  • ⁇ kp (2 mm ⁇ ) of the region 31e can be obtained.
  • the maximum value (X1) of the wave number is further specified from the maximum values a1, b1, c1, d1, and e1 of the respective wave numbers in the regions 31a, 31b, 31c, 31d, and 31e.
  • the minimum value (X2) of the wave number is further specified from the minimum values a2, b2, c2, d2, and e2 of the wave numbers of the regions 31a, 31b, 31c, 31d, and 31e.
  • ⁇ kp (entire surface) can be obtained by obtaining a difference (X1 ⁇ X2) between the maximum value (X1) of the wave number and the minimum value (X2) of the wave number.
  • E2 H phonon mode For E2 H phonon mode it will be explained with reference to an example wurtzite GaN crystal below.
  • E2 H phonon mode the GaN crystal having a crystal structure consisting of Ga atoms (open circles) and N atom shown in FIG. 4 (closed circles) is a mode in which the N atom, as shown in FIG. 5 is displaced in the C plane.
  • the Raman shift amount corresponding to the E2 H phonon modes is identified by wave number at the maximum peak of peaks corresponding to the E2 H phonon modes in the spectrum of Raman shift obtained by measuring Raman scattering Mapping
  • 567.6 cm ⁇ 1 is cited as the wave number of the E2 H phonon mode of the wurtzite GaN crystal at a temperature of 300 K.
  • FIG. The Raman spectrum of 3 wave number of the maximum peak of peaks corresponding to the E2 H phonon mode appears in the vicinity of 567.6cm -1.
  • E2 H phonon mode adjacent N atoms in the GaN crystal is scattered light related to a mode of vibration in the in-plane direction in the C plane (see Non-Patent Document 2).
  • the compressive strain in C plane has occurred, the higher wave number of the maximum peak of peaks corresponding to the E2 H phonon mode since the phonon frequency of the vibration increases.
  • the phonon frequency of vibration becomes low, and the wave number at the maximum peak of the peak corresponding to the E2 H phonon mode is also low.
  • the GaN substrate cracks when another semiconductor layer is epitaxially grown on the GaN substrate. Since the peak of the peak corresponding to the E2 H phonon mode of the GaN substrate (corresponding to the Raman shift amount (distortion magnitude)) is smaller in both the micro and macro modes. preferable.
  • a square region 31a having a side of 2 mm centered on a total of 5 points including a central point A on the surface and peripheral points B, C, D, and E. , 31b, 31c, 31d, and 31e, the difference between the maximum and minimum values of the Raman shift amount corresponding to the E 2 H phonon mode of the Raman spectrum ( ⁇ kp (2 mm ⁇ ) )) Is 0.1 cm -1 or more and 2 cm -1 or less.
  • the micro strain of the GaN substrate 10 of Embodiment 1 can be reduced, and the micro strain distribution can be made more uniform.
  • the value of ⁇ kp (2 mm ⁇ ) in each of the above regions 31a, 31b, 31c, 31d, and 31e is small.
  • the micro strain distribution is reduced, but the macro strain distribution is increased, and the GaN substrate 10 is epitaxially grown on the GaN substrate 10 during the epitaxial growth of the semiconductor layer. Cracks and cracks are likely to occur. Therefore, in the GaN substrate 10 of the first embodiment, by intentionally creating a micro strain distribution such as facet growth, an increase in the macro strain distribution is suppressed, and the semiconductor layer on the GaN substrate 10 is suppressed.
  • ⁇ kp (2 mm ⁇ ) preferably has a certain value or more, and is preferably set to 0.1 cm ⁇ 1 or more.
  • the maximum and minimum values of the Raman shift amount corresponding to the E 2 H phonon mode of the Raman spectrum at all measurement points in the above-described regions 31a, 31b, 31c, 31d, and 31e Difference ( ⁇ kp (entire surface)) is 2 cm ⁇ 1 or less.
  • FIG. 6 shows a conceptual diagram of the relationship between the position on the straight line passing through the points B, A and D of the GaN substrate 10 of Embodiment 1 and the strain.
  • FIG. 7 shows a conceptual diagram of a relationship between a position on a straight line passing through points B, A and D of a conventional GaN substrate and strain.
  • the strain is suppressed to be small at any of the points B, A, and D as compared with the conventional GaN substrate.
  • the difference between the maximum strain magnitude and the minimum strain magnitude is suppressed to be small in the entire GaN substrate.
  • the crack means a crack formed in the GaN substrate 10, and the GaN substrate 10 is not divided into a plurality at the stage of the crack. Further, the crack means that the GaN substrate 10 is cracked and divided into a plurality.
  • the GaN substrate 10 of the second embodiment is characterized by being different from the first embodiment in the following points (i) to (iii).
  • the difference ( ⁇ kp (2 mm ⁇ )) between the maximum value and the minimum value of the Raman shift amount corresponding to the E 2 H phonon mode of the Raman spectrum obtained by microscopic Raman scattering mapping measurement in each region of 31e is 0.1 cm ⁇ . 1 or more and 1 cm -1 or less.
  • the GaN substrate 10 of the third embodiment has a GaN substrate 10 having a square area with a side of 2 mm, a region having a threading dislocation density of 1 ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 or more, and a threading dislocation density of 1 ⁇ 10 6 cm. It is characterized by the fact that it contains less than -2 .
  • the threading dislocation density is less than 1 ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 by concentrating the dislocations in a region (core portion 12) having a threading dislocation density of 1 ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 or more.
  • the crystallinity of the region (facet 13) can be improved.
  • a threading dislocation density of less than 1 ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 and a region having a threading dislocation density of 1 ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 or more in a square region having a side of 2 mm on the surface of the GaN substrate 10. are included because the following phenomena (I) to (V) occur in this order in the crystal growth process of the GaN crystal 11 from FIG. 2 (b) to FIG. 2 (c). It is believed that there is.
  • the GaN substrate 10 of Embodiment 3 includes only the above-described region where the threading dislocation density is 1 ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 or more and the region where the threading dislocation density is less than 1 ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 . Instead, the characteristics of the GaN substrate 10 of Embodiment 1 or Embodiment 2 are also included.
  • the threading dislocation is a dislocation penetrating in the C-axis growth direction, and the threading dislocation density can be evaluated by counting the density of etch pits by selective etching.
  • the selective etching method include immersion of the GaN substrate in a heated acid or alkaline aqueous solution or immersion of the GaN substrate in a molten salt of potassium hydroxide (molten KOH).
  • the threading dislocation density can also be measured by cathodoluminescence (CL). In CL, since the threading dislocations are dark spots, the threading dislocation density can be measured by counting the number of dark spots and calculating the density per unit area (1 cm 2 ).
  • a sapphire substrate having a surface (C surface) 21 a having a diameter of 110 mm was prepared as the growth substrate 21.
  • a SiO 2 film is formed to a thickness of 0.1 ⁇ m on the C surface of the sapphire substrate by plasma CVD, and then photolithography and BHF (buffered fluoride) are performed.
  • a patterning layer 22 made of a SiO 2 film was formed by etching using an acid.
  • the shape of the patterning layer 22 was a shape in which circles having a diameter of 50 ⁇ m were arranged in a lattice pattern with a pitch of 800 ⁇ m, and the lattice directions were made to coincide with the m-axis direction and the a-axis direction, respectively.
  • the GaN crystal 11 was grown to a thickness of about 1200 ⁇ m in 10 hours on the C surface of the sapphire substrate as the growth substrate 21 on which the patterning layer 22 was formed.
  • the GaN crystal 11 was grown by HVPE using metal Ga as a Ga material and NH 3 gas as an N material.
  • the growth of the GaN crystal 11 by the HVPE method was performed as follows. First, a sapphire substrate as a growth substrate 21 is placed on a quartz sample holder in a hot wall reactor, and hydrogen (H 2 ) gas is applied to metal Ga (heated to 800 ° C.) placed in an upstream boat. As a carrier gas, hydrogen chloride (HCl) gas is sprayed, and the generated gallium chloride (GaCl) gas and NH 3 gas are supplied onto a sapphire substrate heated to 500 ° C. for 30 minutes to form a low-temperature GaN buffer layer having a thickness of about 50 nm. Formed.
  • the sapphire substrate is heated so that the center temperature of the sapphire substrate is 1000 ° C., and GaCl gas (3.06 kPa) and NH 3 gas (6.12 kPa) are supplied to the sapphire substrate together with H 2 gas as a carrier gas for 10 hours.
  • a GaN crystal 11 having a thickness of about 1200 ⁇ m was grown.
  • the temperature difference ⁇ T in the radial direction of the sapphire substrate was 2 ° C.
  • the back surface of the GaN crystal 11 grown as described above was ground to remove the sapphire substrate.
  • the surface of the GaN crystal 11 was flattened by grinding and then polished to produce the GaN substrate of Experimental Example 1 which is a self-supporting GaN substrate having a facet-shaped circular C surface having a diameter of 100 mm (finishing) Thickness 500 ⁇ m).
  • micro Raman mapping measurement was performed as follows. Using a YAG (yttrium, aluminum, garnet) second-harmonic laser device as the light source, laser light with a wavelength of 532 nm emitted from the laser device is passed through a slit with a width of 100 ⁇ m, and then condensed by a lens. Incidence was perpendicular from the surface side of the GaN substrate of Example 1 (the side opposite to the removal side of the sapphire substrate).
  • YAG yttrium, aluminum, garnet
  • the spot diameter of the laser beam was set to be about 10 ⁇ m on the surface of the GaN substrate.
  • the laser light intensity was set to 10 mW on the surface of the GaN substrate.
  • the Raman spectrum was measured by performing the micro Raman scattering mapping measurement which detected the scattered light by C-axis direction backscattering.
  • the measurement points of the Raman spectrum are a square area 31a having a side of 2 mm centered on the center point A of the GaN substrate and the peripheral points B, C, D and E shown in FIG.
  • Each region of 31b, 31c, 31d, and 31e was measured at a pitch of 50 ⁇ m (1681 points were measured for each region).
  • a C-plane GaN template substrate having a surface of 110 mm in diameter formed by forming a GaN film having a thickness of 2 ⁇ m on a sapphire substrate by MOCVD is used, and a patterning layer 22 made of a SiO 2 film is used in the same manner as in Experimental Example 1.
  • a GaN crystal is grown by the same method and under the same conditions as in Experimental Example 1 without forming a low-temperature GaN buffer layer on the patterning layer 22 and has a circular C-plane with a diameter of 100 mm as the surface.
  • a GaN substrate of Experimental Example 2 which is a self-standing GaN substrate having a facet structure, was produced (finished thickness 500 ⁇ m).
  • Example 3 A low-temperature GaN buffer layer is formed on a GaAs substrate having a 110 mm diameter surface ((111) A plane) as the growth substrate 21 by the same method and the same conditions as in Experimental Example 1, and a GaN crystal is grown. Then, a GaN substrate of Experimental Example 3, which is a self-standing GaN substrate having a facet structure having a circular C-plane having a diameter of 100 mm as a surface, was prepared (finished thickness: 500 ⁇ m).
  • a substrate As a substrate, a sapphire substrate with a diameter of 110 mm was used as in Experiment Example 1, a GaN crystal was grown by the same method and conditions as in Experiment Example 1, and a self-supporting facet structure having a circular C-plane with a diameter of 100 mm as the surface A GaN substrate was produced (finished thickness 500 ⁇ m). In the same manner as in Experimental Example 1, ⁇ kp (2 mm ⁇ ) and ⁇ kp (entire surface) were calculated. The results are shown in Table 1.
  • the amount of oxygen contained in the atmosphere in the crystal growth furnace was set to 100 ppm or less at the beginning of crystal growth of the GaN crystal, particularly for 10 minutes after the start of crystal growth.
  • the atmosphere in the crystal growth furnace is replaced with a gas such as N 2 , H 2 and Ar for 10 minutes or more at room temperature, and the oxygen concentration in the crystal growth furnace is changed to oxygen.
  • the concentration was monitored with a densitometer so that it was 100 ppm or less. Measurement and control were performed so that the oxygen concentration in the crystal growth furnace was 100 ppm or less even after the start of crystal growth of the GaN crystal.
  • a substrate As a substrate, a C-plane GaN template substrate having a diameter of 110 mm was used as in Experimental Example 2, and a GaN crystal was grown by the same method and conditions as in Experimental Example 4 without forming a low-temperature buffer layer.
  • a self-supporting GaN substrate having a facet structure having a circular C-plane as a surface was prepared (finished thickness: 500 ⁇ m).
  • ⁇ kp (2 mm ⁇ ) and ⁇ kp (entire surface) were calculated. The results are shown in Table 1.
  • SBD schottky barrier diode
  • the SBD structure has a carrier concentration of 2 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 as a carrier stop layer and a 1 ⁇ m thick n + GaN layer, and a carrier drift layer of 1 ⁇ 10 16 cm ⁇ 3 and a thickness of 5 ⁇ m.
  • the n ⁇ GaN layer was epitaxially grown in this order.
  • the epitaxial growth conditions of these layers were a growth temperature of 1050 ° C., TMG (trimethylgallium) and NH 3 gas were used as the GaN raw material, and silane (SiH 4 ) gas was used as the silicon (Si) dopant raw material. Then, the appearance of the surfaces of the GaN substrates of Experimental Examples 1 to 7 after the epitaxial growth was observed. The results are shown in Table 1.
  • Example 8 A GaN template substrate formed in the same manner as in Experimental Example 1 is used as the growth substrate, and the GaN crystal substrate 11 is mirror-grown so that the GaN crystal 11 can be mirror-grown without forming the patterning layer 22 made of SiO 2 film and the low-temperature buffer layer.
  • a thickness of 1 mm is obtained by heating the center temperature to 1100 ° C. and supplying GaCl gas (2.40 kPa) and NH 3 gas (2.40 kPa) to the GaN template substrate together with N 2 gas as a carrier gas.
  • a self-standing GaN substrate having a coreless structure (a structure having no depression made of a core portion and a facet) having a circular C-plane with a diameter of 100 mm as a surface by growing a GaN crystal 11 of a certain degree and processing the same as in Experimental Example 1
  • a GaN substrate of Experimental Example 8 was prepared (finished thickness: 500 ⁇ m).
  • the SBD structure was epitaxially grown on the GaN substrate of Experimental Example 8 in the same manner as in Experimental Example 1. However, when the GaN substrate of Experimental Example 8 was taken out after epitaxial growth, the GaN substrate of Experimental Example 8 was broken apart. This is considered to have been broken due to stress generated during cooling during epitaxial growth of the SBD structure or after epitaxial growth of the SBD structure.
  • Experimental examples 5 to 7 are examples, and experimental examples 1 to 4 and 8 are comparative examples.
  • Table 2 shows the manufacturing conditions of the GaN substrate manufacturing methods of Experimental Examples 1 to 8.
  • FIG. 8 shows the results of microscopic Raman spectroscopic analysis of the GaN substrate of Experimental Example 6.
  • the result of microscopic Raman spectroscopic analysis shown in FIG. 8 is as follows: a straight line including a core portion that is a dislocation concentration region in a square region having a side of 2 mm with the center point A on the surface of the GaN substrate of Experimental Example 6 as an intersection of diagonal lines; The wave number distribution at the time of the maximum peak of the peak corresponding to the E 2 H phonon mode with a straight line not including the core portion is shown.
  • the strain changed greatly in the vicinity of the core and did not change so much in the region away from the core.
  • the micro strain distribution is larger than the macro strain distribution.
  • the ⁇ kp (2 mm ⁇ ) of the GaN substrate of Experimental Example 7 was further reduced because, in addition to controlling the initial oxygen concentration, the growth substrate was a GaN substrate, that is, by performing homoepitaxial growth, the defect was further reduced. This is thought to be due to the reduction in
  • the GaN substrate was cracked.
  • the total strain added with residual strain and thermal strain in any one of the series of epitaxial growth steps of temperature increase, epitaxial growth and temperature decrease is It is considered that the GaN substrate of Experimental Example 8 was cracked to exceed the yield strain.
  • the reason why the macro strain of the GaN substrate of Experimental Example 5 is large is considered to be due to the stress caused by the thermal expansion coefficient mismatch in the heteroepitaxial growth and the macro strain generated due to the lattice constant mismatch.
  • ⁇ kp (2 mm ⁇ ) of the above-described regions 31a, 31b, 31c, 31d, and 31e. ) Is 0.1 cm ⁇ 1 or more and 2 cm ⁇ 1 or less, and ⁇ kp (entire surface) is 2 cm ⁇ 1 or less, it is considered that generation of cracks and cracks during epitaxial growth can be suppressed.
  • Example 9 Using a GaAs substrate having a 160 mm diameter surface ((111) A surface) as the growth substrate 21, a facet structure having a circular C surface having a diameter of 150 mm as the surface by the same method and the same conditions as in Experimental Example 6.
  • the temperature difference ⁇ T in the radial direction was 6 ° C.
  • the ⁇ kp (2 mm ⁇ ) in the above regions 31a, 31b, 31c, 31d, and 31e of the GaN substrate of Experimental Example 9 was all 2 cm ⁇ 1 or less, but ⁇ kp (entire surface) was 2.89 cm ⁇ 1 and 2 cm. Since the value exceeded -1 , the macro distortion was large. Therefore, when the GaN substrate of Experimental Example 9 was subjected to the same epitaxial growth evaluation as in Experimental Examples 1 to 8, cracks were confirmed in the GaN substrate of Experimental Example 9. This is considered to be due to the increase in the maximum value of the strain generated in the GaN substrate due to the increase in the diameter of the GaN substrate.
  • Example 11 The same method and the same as those of Experimental Example 10 except that the GaN substrate of Experimental Example 10 manufactured under the same method and under the same conditions as Experimental Example 10 was used as the growth substrate 21 and the low-temperature buffer layer was not formed.
  • the macro distortion was further improved as compared with the GaN substrate of Experimental Example 10, and ⁇ kp (entire surface) of the GaN substrate of Experimental Example 11 was 0.93 cm ⁇ 1 . .
  • the macroscopic strain improvement is presumed to be due to the reduction of the mechanical strain in the GaN substrate of Experimental Example 11 related to the thermal expansion coefficient mismatch with the growth substrate.
  • Experimental example 11 is an example, and experimental examples 9 to 10 are comparative examples.
  • Table 4 shows the manufacturing conditions of the GaN substrate manufacturing methods of Experimental Examples 9 to 11.
  • the value of ⁇ kp (entire surface), which is an index that does not cause cracks and cracks, is different between the case where the diameter is 100 mm and the case where the diameter is 150 mm.
  • the other semiconductor layer is epitaxially grown on the GaN substrate. It is considered that the thermal stress in between is due to the temperature distribution (temperature difference) of the GaN substrate. As the diameter of the surface of the GaN substrate increases, it is extremely difficult to reduce the thermal stress generated in the GaN substrate by reducing the temperature difference on the surface of the GaN substrate (in general, the thermal stress generated in the GaN substrate is the surface of the GaN substrate. (The GaN substrate having a diameter of 150 mm has a thermal stress more than twice that of the GaN substrate having a diameter of 100 mm).
  • ⁇ kp (entire surface) is preferably 1 cm ⁇ 1 or less in a GaN substrate having a diameter of 150 mm.
  • Example 12 The threading dislocation density of the GaN substrate produced in the same manner as in Experimental Example 5 was evaluated by etch pits.
  • the etch pit density of the GaN substrate manufactured in the same manner as in Experimental Examples 6, 7, and 11 has the same distribution, and the etch pit density is 1 ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 or more in the region having a radius of 50 ⁇ m centered on the core. It was less than 1 ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 in the region of 400 ⁇ m radius excluding the region of 50 ⁇ m radius centered on the core.
  • ⁇ Experimental example 13> The oxygen concentration distribution of the GaN substrate produced under the same conditions as in Experimental Example 5 was evaluated by secondary ion mass spectrometry (SIMS). The oxygen concentration was 2 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 in the facet growth region in the vicinity of the core, and 3 ⁇ 10 16 cm ⁇ 3 in the C-plane growth region (800 ⁇ m ⁇ 4-corner core diagonal intersection) away from the core. The oxygen concentration of the GaN substrate prepared in the same manner as in Experimental Example 6, 7 and 11 also less than 5 ⁇ 10 17 cm -3 in the facet growth domain, the C-plane growth region was less than 5 ⁇ 10 17 cm -3.
  • SIMS secondary ion mass spectrometry
  • the GaN substrates of the embodiments and experimental examples can be used for applications such as SBD and other semiconductor devices.

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Abstract

　直径が１００ｍｍ以上の表面を有する窒化ガリウム基板であって、前記窒化ガリウム基板の前記表面の中央と周縁の４箇所の合計５箇所のそれぞれの箇所の１辺が２ｍｍの正方形の領域における顕微ラマン散乱マッピング測定におけるＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が０．１ｃｍ-1以上２ｃｍ-1以下であって、前記５箇所の全測定点におけるＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が２ｃｍ-1以下である、窒化ガリウム基板である。

Description

窒化ガリウム基板
　本発明は、窒化ガリウム（ＧａＮ）基板に関する。
　窒化物半導体基板の中でもＧａＮ基板は、発光デバイスや電子デバイスなどの半導体デバイスの製造用の基板として注目されている。しかしながら、ＧａＮ基板の製造上、現状、異種基板上に成長せざるを得ず、異種基板とＧａＮ結晶との間の格子定数や熱膨張係数が異なるため、ＧａＮ結晶に大量に結晶欠陥が生じるという問題があった。
　そこで、たとえば非特許文献１には、表面に多数のドット状の窪みを有するＧａＮ結晶を成長させることによって、ＧａＮ結晶に発生する結晶欠陥を当該窪みの中心に集中させ、その周辺の結晶欠陥を減少させたＧａＮ基板が開示されている。
元木　健作，「窒化ガリウム基板の開発」，ＳＥＩテクニカルレビュー，第１７５号，２００９年７月，ｐｐ．１０－１８ 播磨　弘，「ＧａＮおよび関連窒化物のラマン散乱分光」，材料，日本材料学会，Ｖｏｌ．５１，Ｎｏ．９，２００２年９月，ｐｐ．９８３－９８８
　しかしながら、上記のＧａＮ基板上に他の半導体層をエピタキシャル成長させて半導体デバイスを作製する際に、ＧａＮ基板にクラックや割れが生じることがあったため、その改善が要望されていた。
　本発明の一態様に係るＧａＮ基板は、直径が１００ｍｍ以上の表面を有するＧａＮ基板であって、前記ＧａＮ基板の前記表面の中央と周縁の４箇所の合計５箇所のそれぞれの箇所の１辺が２ｍｍの正方形の領域における、顕微ラマン散乱マッピング測定において、Ｅ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が０．１ｃｍ-1以上２ｃｍ-1以下であって、前記５箇所の全測定点におけるＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が２ｃｍ-1以下であるＧａＮ基板である。
　本発明の一態様に係る貼り合わせ基板は、前記ＧａＮ基板と支持基板とが貼り合わされてなる貼り合わせ基板である。
　上記によれば、他の半導体層をエピタキシャル成長させる際のクラックおよび割れの発生を抑制することができる。
実施形態１のＧａＮ基板の模式的な斜視図である。 （ａ）～（ｄ）は、実施形態１のＧａＮ基板の製造方法の一例について図解する模式的な断面図であり、（ｅ）は、実施形態１の貼り合わせ基板の一例の模式的な断面図である。 実施形態１のＧａＮ基板の表面全体の一例の模式的な平面図である。 ウルツ鉱型のＧａＮ結晶の結晶構造を示す図である。 Ｅ２Hフォノンモードを説明する図である。 実施形態１のＧａＮ基板の点Ｂ、点Ａおよび点Ｄを通る直線上の位置と歪との関係概念図である。 従来のＧａＮ基板の点Ｂ、点Ａおよび点Ｄを通る直線上の位置と歪との関係概念図である。 実験例６のＧａＮ基板の顕微ラマン散乱測定の結果を示す図である。
　[本発明の実施形態の説明]
　最初に本発明の実施態様を列記して説明する。
　（１）本発明の一態様に係るＧａＮ基板は、直径が１００ｍｍ以上の表面を有するＧａＮ基板であって、前記ＧａＮ基板の前記表面の中央と周縁の４箇所の合計５箇所のそれぞれの箇所の１辺が２ｍｍの正方形の領域における顕微ラマン散乱マッピング測定におけるＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が０．１ｃｍ-1以上２ｃｍ-1以下であって、前記５箇所の全測定点におけるＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が２ｃｍ-1以下であるＧａＮ基板である。このような構成とすることにより、直径が１００ｍｍ以上の表面を有するＧａＮ基板上に他の半導体層をエピタキシャル成長させる際のクラックおよび割れの発生を抑制することができる。
　（２）本発明の一態様に係るＧａＮ基板においては、前記直径が１５０ｍｍ以上であって、前記ＧａＮ基板の前記表面の前記中央と前記周縁の４箇所の合計５箇所のそれぞれの箇所の１辺が２ｍｍの正方形の領域における顕微ラマン散乱マッピング測定におけるＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が０．１ｃｍ-1以上１ｃｍ-1以下であって、前記５箇所の全測定点におけるＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が１ｃｍ-1以下であることが好ましい。このような構成とすることにより、直径が１５０ｍｍ以上の表面を有するＧａＮ基板上に他の半導体層をエピタキシャル成長させる際のクラックおよび割れの発生を抑制することができる。
　（３）本発明の一態様に係るＧａＮ基板においては、前記ＧａＮ基板の前記表面の１辺が２ｍｍの正方形の領域に、貫通転位密度が１×１０6ｃｍ-2以上の領域と、貫通転位密度が１×１０6ｃｍ-2未満の領域とが含まれることが好ましい。この場合には、貫通転位密度が１×１０6ｃｍ-2以上の領域に転位を集中させることにより、貫通転位密度が１×１０6ｃｍ-2未満の領域の結晶性を向上させることができる。
　（４）本発明の一態様に係るＧａＮ基板においては、窒化ガリウム基板の表面の１辺が２ｍｍの正方形の領域に、酸素濃度が５×１０17ｃｍ-2以上の領域と、５×１０17ｃｍ-2未満の領域とが含まれることが好ましい。
　（５）本発明の一態様に係るＧａＮ基板においては、上記のＧａＮ基板と支持基板とが貼り合わされてなる貼り合わせ基板である。このような構成とすることにより、他の半導体層をエピタキシャル成長させる際のクラックおよび割れの発生を抑制することができる。
　[本発明の実施形態の詳細]
　以下、実施形態について説明する。なお、実施形態の説明に用いられる図面において、同一の参照符号は、同一部分または相当部分を表わすものとする。
　［実施形態１］
　＜ＧａＮ基板＞
　図１に、実施形態１のＧａＮ基板の表面の一部の模式的な斜視図を示す。実施形態１のＧａＮ基板１０は、ＧａＮ結晶１１から形成されている。そして、ＧａＮ結晶１１の表面からＧａＮ結晶１１の内部に向かって延在する貫通転位２３の集中領域が形成されている。
　＜ＧａＮ基板の製造方法＞
　以下、図２（ａ）～図２（ｄ）の模式的断面図を参照して、実施形態１のＧａＮ基板の製造方法の一例について説明する。まず、図２（ａ）に示すように、成長面となる表面２１ａを有する成長用基板２１を準備する。成長用基板２１は、表面２１ａ上にＧａＮ結晶１１を成長させることができるものであれば特に限定されず、たとえば、ガリウム砒素（ＧａＡｓ）などの異種基板を用いてもよく、ＧａＮからなる同種基板を用いてもよい。
　次に、図２（ｂ）に示すように、成長用基板２１の表面２１ａ上に、パターニング層２２を形成する。パターニング層２２は、たとえば、成長用基板２１の表面２１ａの全面に、プラズマＣＶＤ（Ｃｈｅｍｉｃａｌ　Ｖａｐｏｒ　Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法により酸化珪素（ＳｉＯ2）膜を形成した後に、ＳｉＯ2膜上にフォトリソグラフィー法によりパターニングされたレジストを形成し、当該レジストをエッチングマスクとしたエッチングを行うことによって形成することができる。
　次に、図２（ｃ）に示すように、成長用基板２１のパターニング層２２が形成された表面２１ａ上に、ＧａＮ結晶１１を結晶成長させる。ＧａＮ結晶１１の結晶成長方法としては、たとえば、ガリウム（Ｇａ）原料として金属Ｇａを用い、窒素（Ｎ）原料としてアンモニア（ＮＨ3）ガスを用いたＨＶＰＥ（Ｈｙｄｒｉｄｅ　Ｖａｐｏｒ　Ｐｈａｓｅ　ＥＰｉｔａｘｙ）法を用いることができる。
　次に、図２（ｄ）に示すように、ＧａＮ結晶１１の裏側の成長用基板２１をたとえば研削などによって除去する。その後、ＧａＮ結晶１１の表面をたとえば研削などによって平坦化した後にたとえば研磨することによって、実施形態１のＧａＮ基板１０を得ることができる。
　また、上記のようにして得られた実施形態１のＧａＮ基板１０の成長用基板２１の除去側の表面に、たとえば図２（ｅ）の模式的断面図に示すように、異種基板２４を貼り合わせることによって貼り合わせ基板２５を作製することもできる。異種基板２４としては、たとえば、サファイア基板、ＡｌＮ基板、ＳｉＣ基板、ＧａＡｓ基板、ＺｒＢ2基板、ＳｉＯ2／Ａｌ2Ｏ3焼結体基板またはＭｏ基板などを用いることができる。
　また、実施形態１のＧａＮ基板１０と異種基板２４との貼り合わせ方法は、特に限定されないが、たとえば、低温で均一に貼り合わせる観点から、表面活性化法またはフュージョンボンディング法などを用いることが好ましい。ここで、表面活性化法とは、ＧａＮ基板１０の貼り合わせ面をプラズマに曝すことによりその表面を活性化させた後に貼り合わせる方法のことをいい、フュージョンボンディング法とは、洗浄した表面（貼り合わせ面）同士を加圧加熱して貼り合わせる方法のことをいう。また、実施形態１のＧａＮ基板１０と異種基板２４とを接合膜を介して貼り合わせることもできる。
　＜△ｋｐ（２ｍｍ□）および△ｋｐ（全面）＞
　図３に、実施形態１のＧａＮ基板１０の表面全体の一例の模式的な平面図を示す。実施形態１のＧａＮ基板１０の表面の直径Ｒは１００ｍｍ以上である。ＧａＮ基板１０の表面の直径Ｒは、ＧａＮ基板１０にオリエンテーションフラット（オリフラ）３０が形成されている場合でも、ＧａＮ基板１０にオリフラ３０が形成されていないと仮定した場合の仮想円の直径を意味する。
　また、ＧａＮ基板１０の中央の点Ａ、ならびに周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅの合計５点のそれぞれを中心とする１辺が２ｍｍの正方形の領域（領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅ）のそれぞれの領域における顕微ラマン散乱マッピング測定により得られるラマンスペクトルのＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の２ｍｍ□面内における最大値と最小値との差（△ｋｐ（２ｍｍ□））は０．１ｃｍ-1以上２ｃｍ-1以下である。
　さらに、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの全測定点におけるラマンスペクトルのＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（全面））は２ｃｍ-1以下である。
　＜△ｋｐ（２ｍｍ□）および△ｋｐ（全面）の算出方法＞
　以下に、上記の△ｋｐ（２ｍｍ□）および△ｋｐ（全面）の算出方法について説明する。
　≪測定領域の特定≫
　まず、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅを、以下のようにして特定する。ここで、ＧａＮ基板１０の表面の中心の点Ａは、ＧａＮ基板１０の表面の円の中心（ＧａＮ基板１０にオリフラ３０が形成されている場合にはオリフラ３０が形成されていないと仮定した場合の仮想円の中心）の点として特定する。そして、上記のようにして特定された点Ａを対角線の交点とし、図３に示すオリフラ３０に平行な長さ２ｍｍの２本の線分を２辺とし、オリフラ３０に垂直な長さ２ｍｍの２本の線分を２辺とする正方形の領域を領域３１ａとする。
　また、ＧａＮ基板１０の表面の周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅは、それぞれ、ＧａＮ基板１０の表面の外周を構成する円（ＧａＮ基板１０にオリフラ３０が形成されている場合にはオリフラ３０が形成されていないと仮定した場合の仮想円）の外周から内側に５ｍｍだけ入り込んだ仮想円３２の円周上の点であって、点Ｂと点Ａと点Ｄとが１本の直線上に存在するとともに、点Ｃと点Ａと点Ｅとが１本の直線上に存在し、点Ｂと点Ａと点Ｄとを結ぶ直線と、点Ｃと点Ａと点Ｅとを結ぶ直線とが直交する関係にある点として特定する。そして、上記の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅをそれぞれ対角線の交点とし、オリフラ３０に平行であって長さ２ｍｍの互いに平行な２本の線分を２辺とし、オリフラ３０に垂直であって長さ２ｍｍの互いに平行な２本の線分を２辺とする正方形の領域をそれぞれ領域３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅとする。
　≪△ｋｐ（２ｍｍ□）の算出≫
　次に、上記で特定された領域３１ａ内の複数の箇所について顕微ラマン散乱マッピング測定を行うことにより領域３１ａの２ｍｍ□面内の各箇所のラマンスペクトルを測定し、領域３１ａの２ｍｍ□面内の各箇所におけるＥ2 Hフォノンモードに対応するピークをそれぞれ特定し、ピークの最大ピーク時の波数（ラマンシフト量に相当；単位：［ｃｍ-1］）の値を各箇所で特定する。そして、２ｍｍ□面内の各箇所で特定された当該波数の中から最大値（ａ１）と最小値（ａ２）とを特定する。そして、上記のようにして特定された波数の最大値（ａ１）と最小値（ａ２）との差（ａ１－ａ２）を求めることによって、上記の領域３１ａの２ｍｍ□面内の△ｋｐ（２ｍｍ□）が求められる。
　領域３１ｂの△ｋｐ（２ｍｍ□）についても、上記の領域３１ａの△ｋｐ（２ｍｍ□）と同様にして、領域３１ｂ内の複数の箇所について顕微ラマン散乱マッピング測定を行うことによりラマンスペクトルを測定し、Ｅ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の値を特定し、当該波数の値の中から特定された波数の最大値（ｂ１）と最小値（ｂ２）との差（ｂ１－ｂ２）を求めることによって、上記の領域３１ｂの△ｋｐ（２ｍｍ□）を求めることができる。
　領域３１ｃの△ｋｐ（２ｍｍ□）についても、上記の領域３１ａの△ｋｐ（２ｍｍ□）と同様にして、領域３１ｃ内の複数の箇所について顕微ラマン散乱マッピング測定を行うことによりラマンスペクトルを測定し、Ｅ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の値を特定し、当該波数の値の中から特定された波数の最大値（ｃ１）と最小値（ｃ２）との差（ｃ１－ｃ２）を求めることによって、上記の領域３１ｃの△ｋｐ（２ｍｍ□）を求めることができる。
　領域３１ｄの△ｋｐ（２ｍｍ□）についても、上記の領域３１ａの△ｋｐ（２ｍｍ□）と同様にして、領域３１ｄ内の複数の箇所について顕微ラマン散乱マッピング測定を行うことによりラマンスペクトルを測定し、Ｅ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の値を特定し、当該波数の値の中から特定された波数の最大値（ｄ１）と最小値（ｄ２）との差（ｄ１－ｄ２）を求めることによって、上記の領域３１ｄの△ｋｐ（２ｍｍ□）を求めることができる。
　領域３１ｅの△ｋｐ（２ｍｍ□）についても、上記の領域３１ａの△ｋｐ（２ｍｍ□）と同様にして、領域３１ｅ内の複数の箇所について顕微ラマン散乱マッピング測定を行うことによりラマンスペクトルを測定し、Ｅ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の値を特定し、当該波数の値の中から特定された波数の最大値（ｅ１）と最小値（ｅ２）との差（ｅ１－ｅ２）を求めることによって、上記の領域３１ｅの△ｋｐ（２ｍｍ□）を求めることができる。
　≪△ｋｐ（全面）の算出≫
　次に、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの波数の最大値ａ１，ｂ１，ｃ１，ｄ１，ｅ１の中からさらに波数の最大値（Ｘ１）を特定する。また、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの波数の最小値ａ２，ｂ２，ｃ２，ｄ２，ｅ２の中からさらに波数の最小値（Ｘ２）を特定する。そして、上記の波数の最大値（Ｘ１）と波数の最小値（Ｘ２）との差（Ｘ１－Ｘ２）を求めることによって△ｋｐ（全面）を求めることができる。
　＜Ｅ２Hフォノンモード＞
　Ｅ２Hフォノンモードについて、以下にウルツ鉱型のＧａＮ結晶を例にして説明する。Ｅ２Hフォノンモードは、図４に示すＧａ原子（白丸）およびＮ原子（黒丸）からなる結晶構造を有するＧａＮ結晶において、図５に示すようにＮ原子がＣ面内で変位するモードである。
　また、Ｅ２Hフォノンモードに対応するラマンシフト量は、上述のように、顕微ラマン散乱マッピング測定して得られるラマンシフトのスペクトルにおいてＥ２Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数により特定される。なお、非特許文献２の９８５頁のＴａｂｌｅＩＩにおいて、３００Ｋの温度におけるウルツ鉱型のＧａＮ結晶のＥ２Hフォノンモードの波数として５６７．６ｃｍ-1が挙げられており、非特許文献２のＦｉｇ．３のラマンスペクトル図にはＥ２Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数が５６７．６ｃｍ-1の近傍に現れている。
　＜作用効果＞
　上述のように、Ｅ２Hフォノンモードは、ＧａＮ結晶中の隣接するＮ原子がＣ面内で面内方向に振動するモードに関係した散乱光である（非特許文献２参照）。Ｃ面内に圧縮歪が生じている場合には、振動のフォノン周波数が高くなるためＥ２Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数も高くなる。一方Ｃ面内に引張歪が生じている場合には、振動のフォノン周波数が低くなるため、Ｅ２Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数も低くなる。そして、ＧａＮ基板の局所的（ミクロ）および全体的（マクロ）のいずれにおいても圧縮歪または引張歪の一方が大きくなりすぎると、ＧａＮ基板上に他の半導体層をエピタキシャル成長させる際にＧａＮ基板にクラックや割れが生じやすくなるため、ＧａＮ基板のＥ２Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数（ラマンシフト量（歪の大きさ）に相当）は、ミクロおよびマクロのいずれにおいても小さい方が好ましい。
　実施形態１のＧａＮ基板１０においては、表面の中央の点Ａ、ならびに周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅの合計５点のそれぞれを中心とする１辺が２ｍｍの正方形の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの領域における顕微ラマン散乱マッピング測定により得られるラマンスペクトルのＥ2 Hフォノンモードに対応するラマンシフト量の最大値と最小値との差（△ｋｐ（２ｍｍ□））が０．１ｃｍ-1以上２ｃｍ-1以下である。これにより、実施形態１のＧａＮ基板１０のミクロな歪を小さくして、ミクロな歪の分布をより均一にすることができる。なお、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの領域における△ｋｐ（２ｍｍ□）の値は小さい方が好ましい。たとえば、ファセット成長ではなく、後述のコアレス成長の場合にはミクロな歪の分布は小さくなるが、マクロな歪の分布が大きくなってしまい、ＧａＮ基板１０上への半導体層のエピタキシャル成長時にＧａＮ基板１０に割れやクラックが生じやすくなる。そこで、実施形態１のＧａＮ基板１０においては、ファセット成長のようなミクロな歪の分布を意図的に作り込むことによって、マクロな歪の分布の増大を抑えて、ＧａＮ基板１０上への半導体層の半導体層のエピタキシャル成長時にＧａＮ基板１０に割れやクラックが発生するのを抑えることができる。ミクロな歪の分布を作り込む観点からは、△ｋｐ（２ｍｍ□）はある一定以上の値を有していることが好ましく、０．１ｃｍ-1以上に設定されていることが好ましい。
　また、実施形態１のＧａＮ基板１０においては、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの全測定点におけるラマンスペクトルのＥ2 Hフォノンモードに対応するラマンシフト量の最大値と最小値との差（△ｋｐ（全面））は２ｃｍ-1以下である。これにより、実施形態１のＧａＮ基板１０のマクロな歪を小さくして、マクロな歪分布をより均一にすることができる。
　これは、本発明者が鋭意検討した結果、上記のように、△ｋｐ（２ｍｍ□）および△ｋｐ（全面）を設定した場合には、直径Ｒが１００ｍｍ以上という大口径の表面を有するＧａＮ基板上に他の半導体層をエピタキシャル成長させる場合にもＧａＮ基板に発生するクラックおよび割れの発生を抑制することができることを見出したことによるものである。
　図６に、実施形態１のＧａＮ基板１０の点Ｂ、点Ａおよび点Ｄを通る直線上の位置と歪との関係の概念図を示す。また、比較として、図７に、従来のＧａＮ基板の点Ｂ、点Ａおよび点Ｄを通る直線上の位置と歪との関係の概念図を示す。
　図６と図７との比較から明らかなように、実施形態１のＧａＮ基板１０においては、従来のＧａＮ基板と比べて、点Ｂ、点Ａおよび点Ｄのいずれにおいても歪が小さく抑えられているとともに、ＧａＮ基板の全体においても最大の歪の大きさと最小の歪の大きさとの間の差が小さく抑えられていることがわかる。
　非特許文献１に記載のＧａＮ結晶を用いたＧａＮ基板においても、クラックおよび割れの発生を抑制することができるが、実施形態１のＧａＮ基板１０においては、上記のように、△ｋｐ（２ｍｍ□）および△ｋｐ（全面）が設定されているため、クラックおよび割れの発生の抑制効果がさらに高くなっている。
　なお、クラックとは、ＧａＮ基板１０に形成される亀裂を意味しており、クラックの段階ではＧａＮ基板１０は複数に分裂していない。また、割れとは、ＧａＮ基板１０に亀裂が入り、複数に分裂している状態を意味している。
　［実施形態２］
　実施形態２のＧａＮ基板１０は、以下の（ｉ）～（ｉｉｉ）の点で、実施形態１と異なっていることを特徴としている。
　（ｉ）直径Ｒが１５０ｍｍ以上である表面を有している。
　（ｉｉ）表面の中央の点Ａ、ならびに周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅの合計５点のそれぞれを中心とする１辺が２ｍｍの正方形の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの領域における顕微ラマン散乱マッピング測定により得られるラマンスペクトルのＥ2 Hフォノンモードに対応するラマンシフト量の最大値と最小値との差（△ｋｐ（２ｍｍ□））が０．１ｃｍ-1以上１ｃｍ-1以下である。
　（ｉｉｉ）上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの全測定点におけるラマンスペクトルのＥ2 Hフォノンモードに対応するラマンシフト量の最大値と最小値との差（△ｋｐ（全面））は１ｃｍ-1以下である。
　実施形態２は、実施形態１と比べて、ＧａＮ基板１０の表面の直径Ｒの下限が大きくなって大口径化しているため、クラックおよび割れが生じやすくなるが、この場合でも、上記の△ｋｐ（２ｍｍ□））を０．１ｃｍ-1以上１ｃｍ-1以下とし、△ｋｐ（全面）を１ｃｍ-1以下とすることによって、クラックおよび割れの発生を抑制することができる。
　実施形態２における上記以外の説明は実施形態１と同様であるため、その説明については繰り返さない。
　［実施形態３］
　実施形態３のＧａＮ基板１０は、ＧａＮ基板１０の表面の１辺が２ｍｍの正方形の領域に、貫通転位密度が１×１０6ｃｍ-2以上の領域と、貫通転位密度が１×１０6ｃｍ-2未満の領域とが含まれていることを特徴としている。実施形態３のＧａＮ基板１０においては、貫通転位密度が１×１０6ｃｍ-2以上の領域（コア部１２）に転位を集中させることにより、貫通転位密度が１×１０6ｃｍ-2未満の領域（ファセット１３）の結晶性を向上させることができる。
　実施形態３のように、ＧａＮ基板１０の表面の１辺が２ｍｍの正方形の領域に貫通転位密度が１×１０6ｃｍ-2以上の領域と、貫通転位密度が１×１０6ｃｍ-2未満の領域とが含まれるのは、図２（ｂ）から図２（ｃ）に至るＧａＮ結晶１１の結晶成長過程において、以下の（Ｉ）～（Ｖ）の現象がこの順に起こることによるものであると考えられる。
　（Ｉ）ＧａＮ結晶１１の表面の窪み１４の隣り合うファセット１３の境界に転位が移動することによるファセット１３における貫通転位の低減。
　（ＩＩ）ＧａＮ結晶１１の表面の窪み１４の隣り合うファセット１３の境界の下部に転位が集合することによる欠陥面（面状欠陥部）の形成。
　（ＩＩＩ）ＧａＮ結晶１１の表面の窪み１４の複数のファセット１３が交差する多重点における転位の合流および閉じ込めによる転位の拡散防止。
　（ＩＶ）多重点下部に転位が集合することによる線状欠陥部と、当該線状欠陥部の上方のコア部１２の形成。
　（Ｖ）ファセット１３の成長によるファセット１３における低欠陥部の増加。
　実施形態３における上記以外の説明は実施形態１および実施形態２と同様であるため、その説明については繰り返さない。すなわち、実施形態３のＧａＮ基板１０には、上述の貫通転位密度が１×１０6ｃｍ-2以上の領域と貫通転位密度が１×１０6ｃｍ-2未満の領域とが含まれているだけではなく、実施形態１または実施形態２のＧａＮ基板１０の特徴も含まれている。
　なお、貫通転位は、Ｃ軸成長方向に貫く転位であり、貫通転位密度は選択エッチングによるエッチピットの密度を数えることにより評価することができる。選択エッチング方法としては、たとえば、加熱した酸やアルカリ水溶液中へのＧａＮ基板の浸漬、または水酸化カリウムの溶融塩（溶融ＫＯＨ）中へのＧａＮ基板の浸漬などを挙げることができる。また、カソードルミネッセンス（ＣＬ）によっても貫通転位密度を測定することができる。ＣＬでは貫通転位箇所が暗点となるため、暗点の数を数えてその単位面積（１ｃｍ2）当たりの密度を算出することによって、貫通転位密度の測定が可能である。
　＜実験例１＞
　まず、図２（ａ）に示すように、成長用基板２１として直径１１０ｍｍの表面（Ｃ面）２１ａを有するサファイア基板を準備した。次に、図２（ｂ）に示すように、サファイア基板のＣ面上にプラズマＣＶＤ法によりＳｉＯ2膜を０．１μｍの厚さで成膜し、その後、フォトリソグラフィー法およびＢＨＦ（バッファードフッ酸）を用いたエッチングにより、ＳｉＯ2膜からなるパターニング層２２を形成した。パターニング層２２の形状は、直径５０μｍの円を８００μｍピッチで格子状に配置した形状とし、格子方向は、ｍ軸およびａ軸方向とそれぞれ一致させた。
　次に、図２（ｃ）に示すように、パターニング層２２が形成された成長用基板２１としてのサファイア基板のＣ面上にＧａＮ結晶１１を１０時間で１２００μｍ程度の厚さに成長させた。ＧａＮ結晶１１は、Ｇａ原料として金属Ｇａを用いるとともに、Ｎ原料としてＮＨ3ガスを用いたＨＶＰＥ法により成長させた。
　ＨＶＰＥ法によるＧａＮ結晶１１の成長は以下のように行った。まず、ホットウォール型反応炉内の石英製の試料ホルダ上に成長用基板２１としてのサファイア基板を設置し、上流側ボート内に設置した金属Ｇａ（８００℃に加熱）に水素（Ｈ2）ガスをキャリアガスとして塩化水素（ＨＣｌ）ガスを吹き付け、生成した塩化ガリウム（ＧａＣｌ）ガスおよびＮＨ3ガスを５００℃に加熱したサファイア基板上に３０分間供給して厚さ５０ｎｍ程度の低温ＧａＮバッファ層を形成した。その後、サファイア基板を加熱してサファイア基板の中心温度を１０００℃とし、ＧａＣｌガス（３．０６ｋＰａ）およびＮＨ3ガス（６．１２ｋＰａ）をキャリアガスとしてのＨ2ガスとともにサファイア基板に１０時間供給することによって厚さ１２００μｍ程度のＧａＮ結晶１１を成長させた。ここで、サファイア基板の径方向の温度差△Ｔ（中心温度と周縁（中心から半径５５ｍｍだけ離れた箇所）の温度差）は２℃であった。
　そして、上記のようにして成長させたＧａＮ結晶１１の裏面を研削してサファイア基板を除去した。次に、ＧａＮ結晶１１の表面を研削により平坦化した後に研磨を行い、直径１００ｍｍの円形状のＣ面を表面として有するファセット構造の自立ＧａＮ基板である実験例１のＧａＮ基板を作製した（仕上げ厚み５００μｍ）。
　次に、以下のようにして顕微ラマンマッピング測定を行った。光源としてＹＡＧ（イットリウム・アルミニウム・ガーネット）の第２高調波のレーザ装置を用い、当該レーザ装置から出射された波長５３２ｎｍのレーザ光を幅１００μｍのスリットに通した後、レンズで集光し、実験例１のＧａＮ基板の表面側（サファイア基板の除去側とは反対側）から垂直に入射させた。
　ここで、レーザ光のスポット径は、ＧａＮ基板の表面において、直径約１０μｍとなるように設定した。また、レーザ光強度はＧａＮ基板の表面で１０ｍＷとなるように設定した。そして、Ｃ軸方向後方散乱で散乱光を検知した顕微ラマン散乱マッピング測定を行うことによってラマンスペクトルを測定した。ラマンスペクトルの測定箇所は、図３に示すＧａＮ基板の中央の点Ａ、ならびに周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅの各点を中心とする１辺が２ｍｍの正方形の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの領域について５０μｍピッチで測定した（各領域当たり１６８１点測定）。
　そして、実験例１のＧａＮ基板の中央の点Ａ、ならびに周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅの合計５点のそれぞれを中心とする１辺が２ｍｍの正方形の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの領域における顕微ラマン散乱マッピング測定により得られるラマンスペクトルのＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（２ｍｍ□））を算出するとともに、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの全測定点におけるラマンスペクトルのＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（全面））を算出した。その結果を表１に示す。なお、ラマンスペクトルの測定時の温度は２０℃であった。また、波数校正に、Ｎｅランプの輝線スペクトルを基準線として使用し、各測定毎にＮｅ輝線を測定して補正した。そして、上記のようにして得たラマンスペクトルにおいて、Ｅ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数を特定した。また、表１において、Ｅ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値はｋｐ最大値と表記し、Ｅ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最小値はｋｐ最小値と表記している。
　＜実験例２＞
　成長用基板２１としてサファイア基板上にＭＯＣＶＤ法により厚さ２μｍのＧａＮ膜を形成した直径１１０ｍｍの表面を有するＣ面ＧａＮテンプレート基板を用い、実験例１と同様にしてＳｉＯ2膜からなるパターニング層２２を形成し、パターニング層２２上に、低温ＧａＮバッファ層を形成することなく、実験例１と同一の方法および同一の条件でＧａＮ結晶を成長させ、直径１００ｍｍの円形状のＣ面を表面として有するファセット構造の自立ＧａＮ基板である実験例２のＧａＮ基板を作製した（仕上げ厚み５００μｍ）。
　そして、実験例１と同様にして、実験例２のＧａＮ基板の中央の点Ａ、ならびに周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅの合計５点のそれぞれを中心とする１辺が２ｍｍの正方形の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの領域における顕微ラマン散乱マッピング測定により得られるラマンスペクトルのＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（２ｍｍ□））を算出するとともに、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの全測定点におけるラマンスペクトルのＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（全面））を算出した。その結果を表１に示す。
　＜実験例３＞
　成長用基板２１として直径１１０ｍｍの表面（（１１１）Ａ面）を有するＧａＡｓ基板上に、実験例１と同一の方法および同一の条件で、低温ＧａＮバッファ層を形成するとともに、ＧａＮ結晶を成長させ、直径１００ｍｍの円形状のＣ面を表面として有するファセット構造の自立ＧａＮ基板である実験例３のＧａＮ基板を作製した（仕上げ厚み５００μｍ）。
　そして、実験例１と同様にして、実験例３のＧａＮ基板の中央の点Ａ、ならびに周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅの合計５点のそれぞれを中心とする１辺が２ｍｍの正方形の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの領域における顕微ラマン散乱マッピング測定により得られるラマンスペクトルのＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（２ｍｍ□））を算出するとともに、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの全測定点におけるラマンスペクトルのＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（全面））を算出した。その結果を表１に示す。
　＜実験例４＞
　基板として、実験例１と同様に直径１１０ｍｍのサファイア基板を使用し、実験例１と同様の方法および条件でＧａＮ結晶を成長させ、直径１００ｍｍの円形状のＣ面を表面として有するファセット構造の自立ＧａＮ基板を作製した（仕上げ厚み５００μｍ）。そして、実験例１と同様にして、△ｋｐ（２ｍｍ□）および△ｋｐ（全面）を算出した。その結果を表１に示す。
　ただし、ＧａＮ結晶の結晶成長初期、特に結晶成長開始後の１０分間は結晶成長炉内の雰囲気に含まれる酸素量を１００ｐｐｍ以下にした。具体的には、ＧａＮ結晶の結晶成長開始前に、室温にて結晶成長炉内の雰囲気をＮ2、Ｈ2およびＡｒなどのガスで１０分間以上置換し、結晶成長炉内の酸素濃度を酸素濃度計でモニターして１００ｐｐｍ以下となるようにした。ＧａＮ結晶の結晶成長開始後も結晶成長炉内の酸素濃度が１００ｐｐｍ以下となるように計測および制御した。
　＜実験例５＞
　基板として、実験例２と同様に直径１１０ｍｍのＣ面ＧａＮテンプレート基板を使用し、低温バッファ層を形成することなく、その他は実験例４と同様の方法および条件でＧａＮ結晶を成長させ、直径１００ｍｍの円形状のＣ面を表面として有するファセット構造の自立ＧａＮ基板を作製した（仕上げ厚み５００μｍ）。そして、実験例１と同様にして、△ｋｐ（２ｍｍ□）および△ｋｐ（全面）を算出した。その結果を表１に示す。
　＜実験例６＞
　基板として、実験例３と同様に直径１１０ｍｍの表面（（１１１）Ａ面）を有するＧａＡｓ基板を使用し、成長初期酸素濃度制御を行ったこと以外は実験例１と同様の方法および条件でＧａＮ結晶を成長させ、直径１００ｍｍの円形状のＣ面を表面として有するファセット構造の自立ＧａＮ基板を作製した（仕上げ厚み５００μｍ）。そして、実験例１と同様にして、△ｋｐ（２ｍｍ□）および△ｋｐ（全面）を算出した。その結果を表１に示す。
　＜実験例７＞
　成長用基板２１として実験例５のＧａＮ基板と同一の方法および同一の条件で作製した直径１１０ｍｍの表面（Ｃ面）を有するＧａＮ基板上に、実験例５と同一の方法および同一の条件で、低温ＧａＮバッファ層を形成することなく、ＧａＮ結晶を成長させ、直径１００ｍｍの円形状のＣ面を表面として有するファセット構造の自立ＧａＮ基板である実験例７のＧａＮ基板を作製した（仕上げ厚み５００μｍ）。そして、実験例１と同様にして、△ｋｐ（２ｍｍ□）および△ｋｐ（全面）を算出した。その結果を表１に示す。
　＜エピタキシャル成長評価＞
　上記のようにして作製した実験例１～７のＧａＮ基板上に、ＭＯＶＰＥ法により、ショットキーバリアダイオード（ＳＢＤ）構造をエピタキシャル成長させた。ＳＢＤ構造は、キャリアストップ層であるキャリア濃度が２×１０18ｃｍ-3で厚さ１μｍのｎ+ＧａＮ層、およびキャリアドリフト層であるキャリア濃度が１×１０16ｃｍ-3で厚さ５μｍのｎ-ＧａＮ層をこの順にエピタキシャル成長させた。これらの層のエピタキシャル成長条件は、成長温度は１０５０℃であり、ＧａＮの原料としてＴＭＧ（トリメチルガリウム）およびＮＨ3ガスを用い、シリコン（Ｓｉ）ドーパントの原料としてシラン（ＳｉＨ4）ガスを用いた。そして、上記のエピタキシャル成長後の実験例１～７のＧａＮ基板の表面の外観を観察した。その結果を表１に示す。
　表１に示すように、実験例１～４のＧａＮ基板においては、上記のエピタキシャル成長後にＧａＮ基板の表面にクラックが発生した。しかしながら、実験例５～７のＧａＮ基板においては、クラックおよび割れの発生は見られず、外観は良好であった。なお、クラックは、ノマルスキ顕微鏡（倍率５０倍）で認識することができる長さ０．１ｍｍ長以上のものをクラックとした。
　＜実験例８＞
　成長用基板として実験例１と同様にして形成したＧａＮテンプレート基板を用い、ＳｉＯ2膜からなるパターニング層２２および低温バッファ層を形成することなく、ＧａＮ結晶１１が鏡面成長するようにＧａＮテンプレート基板の中心の温度が１１００℃となるように加熱して、ＧａＣｌガス（２．４０ｋＰａ）およびＮＨ3ガス（２．４０ｋＰａ）をキャリアガスとしてのＮ2ガスとともにＧａＮテンプレート基板に供給することによって厚さ１ｍｍ程度のＧａＮ結晶１１を成長させ、実験例１と同様な加工により、直径１００ｍｍの円形状のＣ面を表面として有するコアレス構造（コア部とファセットとからなる窪みを有しない構造）の自立ＧａＮ基板である実験例８のＧａＮ基板を作製した（仕上げ厚み５００μｍ）。
　そして、実験例１と同様にして、実験例８のＧａＮ基板の中央の点Ａ、ならびに周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅの合計５点のそれぞれを中心とする１辺が２ｍｍの正方形の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの領域における顕微ラマン散乱マッピング測定により得られるラマンスペクトルのＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（２ｍｍ□））を算出するとともに、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの全測定点におけるラマンスペクトルのＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（全面））を算出した。その結果を表１に示す。
　実験例８のＧａＮ基板上に、実験例１と同様にして、ＳＢＤ構造をエピタキシャル成長させた。しかしながら、エピタキシャル成長後に、実験例８のＧａＮ基板を取り出してみると、実験例８のＧａＮ基板がバラバラに割れていた。これはＳＢＤ構造のエピタキシャル成長中またはＳＢＤ構造のエピタキシャル成長後の冷却時に発生する応力のために破壊したものと考えられる。なお、実験例５～７は実施例であり、実験例１～４および８は比較例である。また、表２に、実験例１～８のＧａＮ基板の製造方法の製造条件を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　＜実験例１～８のＧａＮ基板の評価＞
　図８に、実験例６のＧａＮ基板の顕微ラマン分光分析結果を示す。図８に示す顕微ラマン分光分析結果は、実験例６のＧａＮ基板の表面の中央の点Ａを対角線の交点とする１辺が２ｍｍの正方形の領域における転位集中領域であるコア部を含む直線とコア部を含まない直線とのＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の分布を示している。図８に示すように、実験例６のＧａＮ基板においては、コア近傍では歪が大きく変化し、コアから離れた領域ではあまり変化しない分布となった。
　図８に示すように、コア部では波数が小さくなる変化となっているので、引張歪が生じていることになる。コア部において引張歪が生じる原因は明らかではないが、コア部における転位の集中に起因した歪、あるいは、ファセット面成長領域とＣ面成長領域との取り込み不純物の種類および量の違いに起因する歪などが原因と考えられる。
　また、実験例６のＧａＮ基板の表面の周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅについても顕微ラマン散乱マッピング測定を行ったところ、中央の点Ａと同様の傾向を示すことが確認された。
　以上の結果から、転位集中領域となるコア部と、その周囲の転位集中領域とはならないファセットとからなるファセット構造のＧａＮ結晶から作製したＧａＮ基板においては、ミクロな歪分布がマクロな歪分布よりも支配的であると考えられる。
　なお、上記のエピタキシャル成長後の実験例１～４のＧａＮ基板の表面にはクラックが多数発生していたが、これは、実験例１～４のＧａＮ基板においては、領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの△ｋｐ（２ｍｍ□）のすべて、あるいは一部が２ｃｍ-1よりも大きかったために、ファセット構造に起因した残留歪と、エピタキシャル成長工程に起因する熱歪とが相俟って、クラックが発生したものと考えられる。実験例５～７のＧａＮ基板においては、△ｋｐ（２ｍｍ□）が比較的小さかったことから、クラックの発生は見られなかったと考えられる。
　実験例４～６のＧａＮ基板の△ｋｐ（２ｍｍ□）が同様の基板を使用した実験例１～３のＧａＮ基板よりも比較的小さくなった原因は、結晶成長初期の結晶成長炉内の酸素濃度を１００ｐｐｍ以下に低く制御したことによるものと考えられる。酸素濃度を低くすることにより、結晶成長初期のＧａＮ結晶の結晶性が向上し、ミクロ歪の分布の小さいファセット構造を実現することができたものと考えられる。
　また、実験例７のＧａＮ基板の△ｋｐ（２ｍｍ□）がさらに小さくなったのは、初期酸素濃度の制御に加え、成長用基板をＧａＮ基板としたこと、すなわちホモエピタキシャル成長することによって、さらに欠陥が低減したことによるものと考えられる。
　また、コアレス構造を有する実験例８のＧａＮ基板のミクロな歪は小さかったが（△ｋｐ（２ｍｍ□）＝０．０７～０．１８ｃｍ-1）、マクロな歪は大きかった（△ｋｐ（全面）＝３．７３ｃｍ-1）ため、ＧａＮ基板に割れが発生したものと考えられる。実験例８のＧａＮ基板においては、マクロに生じていた大きな圧縮歪のために、昇温、エピタキシャル成長および降温の一連のエピタキシャル成長工程のいずれかの工程における残留歪および熱歪が加わったトータルの歪が、実験例８のＧａＮ基板の降伏歪を越えるために割れてしまったものと考えられる。
　実験例８のＧａＮ基板のミクロな歪分布が比較的均一（△ｋｐ（２ｍｍ□）≦０．２ｃｍ-1）なのは、転位集中領域が存在しないために、転位の存在領域がより均一にばらけていることが原因しているものと考えられる。また、実験例５のＧａＮ基板のマクロな歪が大きい原因としては、ヘテロエピタキシャル成長における熱膨張率不整合による応力および格子定数不整合に起因して発生したマクロな歪に起因するものと考えられる。
　以上のように、ミクロな歪とマクロな歪の両方を考えることが、エピタキシャル成長中の不良に対する指標となり、定量的には、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの△ｋｐ（２ｍｍ□）が０．１ｃｍ-1以上２ｃｍ-1以下であり、△ｋｐ（全面）が２ｃｍ-1以下であることがエピタキシャル成長中のクラックおよび割れの発生を抑制することができるものと考えられる。
　＜実験例９＞
　成長用基板２１として直径１６０ｍｍの表面（（１１１）Ａ面）を有するＧａＡｓ基板を用い、実験例６と同一の方法および同一の条件により、直径１５０ｍｍの円形状のＣ面を表面として有するファセット構造の自立ＧａＮ基板である実験例９のＧａＮ基板を作製した（仕上げ厚み６００μｍ）。径方向の温度差△Ｔ（中心温度と周縁（中心から半径７５ｍｍだけ離れた箇所）の温度差）は６℃であった。
　そして、実験例１と同様にして、実験例９のＧａＮ基板の中央の点Ａ、ならびに周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅの合計５点のそれぞれを中心とする１辺が２ｍｍの正方形の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの領域における顕微ラマン散乱マッピング測定により得られるラマンスペクトルのＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（２ｍｍ□））を算出するとともに、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの全測定点におけるラマンスペクトルのＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（全面））を算出した。その結果を表３に示す。なお、実験例９のＧａＮ基板の周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅは、実験例９のＧａＮ基板の表面の外周を構成する円の外周から５ｍｍの箇所とした。
　実験例９のＧａＮ基板の上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅにおける△ｋｐ（２ｍｍ□）はすべて２ｃｍ-1以下であったが、△ｋｐ（全面）は２．８９ｃｍ-1と２ｃｍ-1を超える値となっていたため、マクロな歪が大きくなっていた。そのため、実験例９のＧａＮ基板について、実験例１～８と同様のエピタキシャル成長評価を行ったところ、実験例９のＧａＮ基板には割れが確認された。これは、ＧａＮ基板の大口径化に起因して、ＧａＮ基板に生じていた歪の最大値が増大していたことによるものと考えられる。
　＜実験例１０＞
　実験例９のＧａＮ基板においてマクロな歪が増大した要因として、ＧａＮ結晶成長時の成長用基板の径方向の温度分布に大きなばらつきが生じていたと考えられていた。そのため、試料ホルダの材質を石英から熱伝導率の高い炭化珪素（ＳｉＣ）コートしたグラファイトに変更し、上記の温度差△Ｔを３℃としたこと以外は実験例９と同一の方法および同一の条件により、直径１５０ｍｍの円形状のＣ面を表面として有するファセット構造の自立ＧａＮ基板である実験例１０のＧａＮ基板を作製した（仕上げ厚み６００μｍ）。
　そして、実験例９と同様にして、実験例１０のＧａＮ基板の中央の点Ａ、ならびに周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅの合計５点のそれぞれを中心とする１辺が２ｍｍの正方形の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの領域における顕微ラマン散乱マッピング測定により得られるラマンスペクトルのＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（２ｍｍ□））を算出するとともに、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの全測定点におけるラマンスペクトルのＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（全面））を算出した。その結果を表３に示す。
　実験例１０のＧａＮ基板においては、実験例９のＧａＮ基板と比べて、ミクロな歪とともにマクロな歪も小さくなっており、実験例１０のＧａＮ基板の△ｋｐ（全面）は１．５ｃｍ-1であった。なお、ミクロな歪の低下は、径方向の温度分布の低減により、ＧａＮ結晶が受ける熱歪が低下したことによるものと推測される。
　実験例１０のＧａＮ基板についても、実験例１～８と同様のエピタキシャル成長評価を行ったところ、実験例１０のＧａＮ基板に割れは生じなかったが、特に周縁部にクラックが発生した。
　＜実験例１１＞
　成長用基板２１として実験例１０と同一の方法および同一の条件で作製した実験例１０のＧａＮ基板を用い、低温バッファ層を形成しなかったこと以外は、実験例１０と同一の方法および同一の条件で直径１５０ｍｍの円形状のＣ面を表面として有するファセット構造の自立ＧａＮ基板である実験例１１のＧａＮ基板を作製した（仕上げ厚み６００μｍ）。
　そして、実験例１０と同様にして、実験例１１のＧａＮ基板の中央の点Ａ、ならびに周縁の点Ｂ、点Ｃ、点Ｄおよび点Ｅの合計５点のそれぞれを中心とする１辺が２ｍｍの正方形の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅのそれぞれの領域における顕微ラマン散乱マッピング測定により得られるラマンスペクトルのＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（２ｍｍ□））を算出するとともに、上記の領域３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅの全測定点におけるラマンスペクトルのＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差（△ｋｐ（全面））を算出した。その結果を表３に示す。
　実験例１１のＧａＮ基板においては、実験例１０のＧａＮ基板と比べてさらに、マクロな歪が改善されており、実験例１１のＧａＮ基板の△ｋｐ（全面）は０．９３ｃｍ-1であった。なお、マクロな歪の改善は、成長用基板との熱膨張率不整合に関係した実験例１１のＧａＮ基板中の機械歪が低減できたことによるものと推測される。
　実験例１１のＧａＮ基板についても、同様のエピタキシャル成長評価を行ったところ、実験例１１のＧａＮ基板にクラックも割れも生じず、良好な結果が得られた。
　なお、実験例１１は実施例であり、実験例９～１０は比較例である。また、表４に、実験例９～１１のＧａＮ基板の製造方法の製造条件を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　＜実験例９～１１のＧａＮ基板の評価＞
　直径が１００ｍｍの表面を有するＧａＮ基板では、△ｋｐ（全面）が２ｃｍ-1以下である場合（実験例５～７）に良好な結果が得られていたが、直径が１５０ｍｍの表面を有するＧａＮ基板においては、△ｋｐ（全面）が１．５ｃｍ-1である場合（実験例１０）でもクラックが生じており、０．９３ｃｍ-1である場合（実験例１１）にクラックも割れも生じない良好な結果が得られていた。このように、直径が１００ｍｍである場合と１５０ｍｍである場合とで、クラックおよび割れが生じない指標となる△ｋｐ（全面）の値が異なるのは、ＧａＮ基板上に他の半導体層をエピタキシャル成長させる間の熱応力は、ＧａＮ基板の温度分布（温度差）に起因することによるものであると考えられる。ＧａＮ基板の表面の直径が大きくなるほどＧａＮ基板の表面の温度差を小さくしてＧａＮ基板に生じる熱応力を小さくするのは極めて困難である（一般に、ＧａＮ基板に生じる熱応力は、ＧａＮ基板の表面の直径の約２乗に比例する。直径１５０ｍｍのＧａＮ基板は、直径１００ｍｍのＧａＮ基板の２倍以上の熱応力を有する）。
　したがって、ＧａＮ基板の表面の直径が大きくなるほどＧａＮ基板の残留歪を小さくした方がＧａＮ基板上への他の半導体層のエピタキシャル成長時にＧａＮ基板にクラックが生じにくく、エピタキシャル成長中のクラックおよび割れの発生を低減する観点からは、直径１５０ｍｍのＧａＮ基板においては、△ｋｐ（全面）は１ｃｍ-1以下であることが好ましいと考えられる。
　＜実験例１２＞
　実験例５と同様にして作製したＧａＮ基板の貫通転位密度をエッチピットで評価した。Ｈ2ＳＯ4：Ｈ3ＰＯ3＝１：１の溶液を２５０℃に加熱し、ＧａＮ基板を約３０分間浸漬させて、光学顕微鏡でエッチピット密度を測定した。ＧａＮ基板の中心部でのエッチピットはコア近傍で高密度であり、コアから離れた領域では低密度であった。コアを中心とした半径５０μｍ領域ではエッチピット密度が１×１０7ｃｍ-2以上（ピットが重なって分解できない）コアを中心とした半径５０μｍ領域を除く、半径４００μｍ領域では３×１０5ｃｍ-2であった。実験例６、７および１１と同様にして作製したＧａＮ基板のエッチピット密度も同様の分布となっており、コアを中心とした半径５０μｍの領域ではエッチピット密度が１×１０6ｃｍ-2以上であり、コアを中心とした半径５０μｍの領域を除く半径４００μｍの領域では１×１０6ｃｍ-2未満であった。
　＜実験例１３＞
　実験例５と同様の条件で作製したＧａＮ基板の酸素濃度分布を二次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）により評価した。コア近傍のファセット成長領域では酸素濃度２×１０18ｃｍ-3、コアから離れたＣ面成長領域（８００μｍ□の４隅コア対角線交差部）では３×１０16ｃｍ-3であった。実験例６、７および１１と同様にして作製したＧａＮ基板の酸素濃度もファセット成長領域では５×１０17ｃｍ-3以上、Ｃ面成長領域では５×１０17ｃｍ-3未満であった。
　以上のように本発明の実施形態および実験例について説明を行なったが、上述の各実施形態および各実験例の構成を適宜組み合わせることも当初から予定している。
　今回開示された実施形態および実験例はすべての点で例示であって、制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した実施形態および実験例ではなく請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味、および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
　実施形態および実験例のＧａＮ基板は、ＳＢＤなどの半導体デバイスなどの用途に利用することができる。
　１０　ＧａＮ基板、１１　ＧａＮ結晶、２１　成長用基板、２１ａ　表面、２２　パターニング層、２３　貫通転位、２４　支持基板、２５　貼り合わせ基板、３０　オリフラ　３１ａ，３１ｂ，３１ｃ，３１ｄ，３１ｅ　領域、３２　仮想円。

Claims (5)

  1. 　直径が１００ｍｍ以上の表面を有する窒化ガリウム基板であって、
    　前記窒化ガリウム基板の前記表面の中央と周縁の４箇所の合計５箇所のそれぞれの箇所の１辺が２ｍｍの正方形の領域における顕微ラマン散乱マッピング測定におけるＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が０．１ｃｍ-1以上２ｃｍ-1以下であって、
    　前記５箇所の全測定点におけるＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が２ｃｍ-1以下である、窒化ガリウム基板。
  2. 　前記直径が１５０ｍｍ以上であって、
    　前記窒化ガリウム基板の前記表面の前記中央と前記周縁の４箇所の合計５箇所のそれぞれの箇所の１辺が２ｍｍの正方形の領域における顕微ラマン散乱マッピング測定におけるＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が０．１ｃｍ-1以上１ｃｍ-1以下であって、
    　前記５箇所の全測定点におけるＥ2 Hフォノンモードに対応するピークの最大ピーク時の波数の最大値と最小値との差が１ｃｍ-1以下である、請求項１に記載の窒化ガリウム基板。
  3. 　前記窒化ガリウム基板の前記表面の１辺が２ｍｍの正方形の領域に、貫通転位密度が１×１０6ｃｍ-2以上の領域と、貫通転位密度が１×１０6ｃｍ-2未満の領域とが含まれる、請求項１または請求項２に記載の窒化ガリウム基板。
  4. 　前記窒化ガリウム基板の前記表面の１辺が２ｍｍの正方形の領域に、酸素濃度が５×１０17ｃｍ-2以上の領域と、５×１０17ｃｍ-2未満の領域とが含まれる、請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の窒化ガリウム基板。
  5. 　請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の窒化ガリウム基板と、支持基板とが貼り合わされてなる、貼り合わせ基板。
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