WO2017154701A1 - 窒化物結晶基板 - Google Patents

窒化物結晶基板 Download PDF

Info

Publication number
WO2017154701A1
WO2017154701A1 PCT/JP2017/008140 JP2017008140W WO2017154701A1 WO 2017154701 A1 WO2017154701 A1 WO 2017154701A1 JP 2017008140 W JP2017008140 W JP 2017008140W WO 2017154701 A1 WO2017154701 A1 WO 2017154701A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
substrate
dislocation density
crystal
density region
region
Prior art date
Application number
PCT/JP2017/008140
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
丈洋 吉田
柴田　真佐知
Original Assignee
株式会社サイオクス
住友化学株式会社
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 株式会社サイオクス, 住友化学株式会社 filed Critical 株式会社サイオクス
Priority to JP2017531644A priority Critical patent/JP6203460B1/ja
Priority to US16/082,598 priority patent/US10584031B2/en
Priority to CN201780015540.9A priority patent/CN108779579B/zh
Publication of WO2017154701A1 publication Critical patent/WO2017154701A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
    • C01B—NON-METALLIC ELEMENTS; COMPOUNDS THEREOF; METALLOIDS OR COMPOUNDS THEREOF NOT COVERED BY SUBCLASS C01C
    • C01B21/00—Nitrogen; Compounds thereof
    • C01B21/06—Binary compounds of nitrogen with metals, with silicon, or with boron, or with carbon, i.e. nitrides; Compounds of nitrogen with more than one metal, silicon or boron
    • C01B21/0632—Binary compounds of nitrogen with metals, with silicon, or with boron, or with carbon, i.e. nitrides; Compounds of nitrogen with more than one metal, silicon or boron with gallium, indium or thallium
    • 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
    • C23C16/34—Nitrides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B25/00—Single-crystal growth by chemical reaction of reactive gases, e.g. chemical vapour-deposition growth
    • C30B25/02—Epitaxial-layer growth
    • C30B25/18—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate
    • C30B25/20—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate the substrate being of the same materials as the epitaxial layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/40—AIIIBV compounds wherein A is B, Al, Ga, In or Tl and B is N, P, As, Sb or Bi
    • C30B29/403—AIII-nitrides
    • C30B29/406—Gallium nitride
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L29/00—Semiconductor devices specially adapted for rectifying, amplifying, oscillating or switching and having potential barriers; Capacitors or resistors having potential barriers, e.g. a PN-junction depletion layer or carrier concentration layer; Details of semiconductor bodies or of electrodes thereof ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/02—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/12—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor characterised by the materials of which they are formed
    • H01L29/20—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor characterised by the materials of which they are formed including, apart from doping materials or other impurities, only AIIIBV compounds
    • H01L29/2003—Nitride compounds
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
    • C01P—INDEXING SCHEME RELATING TO STRUCTURAL AND PHYSICAL ASPECTS OF SOLID INORGANIC COMPOUNDS
    • C01P2002/00—Crystal-structural characteristics
    • C01P2002/80—Crystal-structural characteristics defined by measured data other than those specified in group C01P2002/70
    • C01P2002/82—Crystal-structural characteristics defined by measured data other than those specified in group C01P2002/70 by IR- or Raman-data
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
    • C01P—INDEXING SCHEME RELATING TO STRUCTURAL AND PHYSICAL ASPECTS OF SOLID INORGANIC COMPOUNDS
    • C01P2004/00—Particle morphology
    • C01P2004/01—Particle morphology depicted by an image
    • C01P2004/02—Particle morphology depicted by an image obtained by optical microscopy
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02367—Substrates
    • H01L21/0237—Materials
    • H01L21/02387—Group 13/15 materials
    • H01L21/02389—Nitrides
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02367—Substrates
    • H01L21/02428—Structure
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02518—Deposited layers
    • H01L21/02521—Materials
    • H01L21/02538—Group 13/15 materials
    • H01L21/0254—Nitrides
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02612—Formation types
    • H01L21/02617—Deposition types
    • H01L21/0262—Reduction or decomposition of gaseous compounds, e.g. CVD

Definitions

  • the present invention relates to a nitride crystal substrate.
  • a substrate made of a nitride crystal such as gallium nitride (hereinafter referred to as a nitride crystal substrate) is used.
  • the nitride crystal substrate can be manufactured through a step of growing a nitride crystal on a sapphire substrate or a crystal growth substrate produced using the sapphire substrate.
  • a large-diameter nitride crystal substrate having a diameter exceeding, for example, 2 inches there is an increasing need to increase the diameter of a crystal growth substrate (see, for example, Patent Document 1).
  • An object of the present invention is to provide a technique related to a high-quality nitride crystal substrate manufactured using a crystal growth substrate having a large diameter.
  • (A) is a top view of the small diameter seed substrate 5 used when producing the seed crystal substrate 10
  • (b) is sectional drawing which shows a mode that a ditch
  • c) is a schematic view showing a state in which the small-diameter seed substrate 5 is cleaved along the concave groove and the peripheral portion thereof is removed
  • (d) is a seed obtained by removing the peripheral portion of the small-diameter seed substrate 5.
  • 2 is a plan view of the crystal substrate 10
  • FIG. 3E is a side view of the seed crystal substrate 10.
  • (A) is a plan view showing an example of an assembly substrate 13 formed by bonding a plurality of seed crystal substrates 10 on a holding plate 12, and (b) is a BB view of the assembly substrate 13 shown in FIG. 2 (a).
  • 'Cross section is a plan view showing a modified example of the assembly substrate 13 in which a plurality of seed crystal substrates 10 are bonded on the holding plate 12, and (b) is a B- of the assembly substrate 13 shown in FIG. 3 (a). It is B 'sectional drawing.
  • (A) is a plan view showing a modified example of the assembly substrate 13 in which a plurality of seed crystal substrates 10 are bonded on the holding plate 12, and (b) is a B- of the assembly substrate 13 shown in FIG.
  • FIG. 4 (a). It is B 'sectional drawing. 1 is a schematic view of a vapor phase growth apparatus 200 used when growing crystal films 14 and 21.
  • FIG. (A) is a schematic diagram showing how the crystal film 14 is grown on the seed crystal substrate 10
  • (b) is a schematic diagram showing how the crystal growth substrate 20 formed by bonding the seed crystal substrate 10 is self-supporting.
  • (c) is a schematic diagram of the substrate 20 for crystal growth after back surface cleaning.
  • (A) is a schematic diagram showing a state in which the crystal film 21 is grown thickly on the crystal growth substrate 20, and (b) is a plurality of nitride crystal substrates by slicing the thick crystal film 21. It is a schematic diagram which shows a mode that 30 is acquired.
  • (A) is a cross-sectional block diagram which shows a mode that the crystal film 14 was grown thickly on the seed crystal substrate 10
  • (b) is a plurality of crystal growth substrates by slicing the crystal film 14 grown thickly. It is a schematic diagram which shows a mode that 30 is acquired.
  • 2 is a schematic view illustrating a planar configuration of a crystal growth substrate 20 and a nitride crystal substrate 30 produced using the same.
  • FIG. It is a photograph which shows the example of 1 structure of the board
  • FIG. 1 is a schematic diagram which shows the comparative example of a crystal growth method
  • (b) is a schematic diagram which shows the other comparative example of a crystal growth method
  • (c) is another comparative example of the crystal growth method. It is a schematic diagram shown.
  • (A) (b) is a schematic diagram which shows the comparative example of the board
  • 6 is an explanatory diagram showing an example of dislocation density measurement by a CL method for a high dislocation density region 31 of a nitride crystal substrate 30.
  • FIG. 4 is an explanatory diagram showing an example of dislocation density measurement by a CL method for a low dislocation density region 32 of a nitride crystal substrate 30.
  • FIG. It is explanatory drawing which shows an example of the relationship between the position on a board
  • FIG. It is explanatory drawing which shows the comparative example of the relationship between the position on a board
  • FIG. It is explanatory drawing which shows an example of the result of having overwritten the Raman spectrum obtained by each evaluation point in the high dislocation density area
  • the shift peak of the resulting E 2 mode at each evaluation point in the high dislocation density regions 31 and low dislocation density region 32 is an explanatory view showing an example of a planar manner mapped results.
  • a crystal substrate made of gallium nitride (GaN) crystal (hereinafter referred to as a GaN substrate) is used as the nitride crystal substrate by performing the following steps 1-5.
  • An example of manufacturing (also referred to as) is described.
  • Step 1 Preparation of seed crystal substrate
  • a crystal growth substrate 20 (hereinafter also referred to as a substrate 20) having a disk-like outer shape as illustrated in plan view in FIG. Therefore, in this step, first, as a base material used when producing the seed crystal substrate 10 (hereinafter also referred to as the substrate 10) constituting the substrate 20, a GaN crystal whose outer shape is shown by a solid line in FIG.
  • a plurality of small-diameter seed substrates (crystal substrates, material substrates) 5 (hereinafter also referred to as substrates 5) are prepared.
  • the substrate 5 is a circular substrate having an outer diameter larger than that of the substrate 10 to be manufactured.
  • a GaN crystal is epitaxially grown on a base substrate such as a sapphire substrate, and the grown crystal is cut out from the base substrate. It can be produced by polishing the surface.
  • the GaN crystal can be grown using a known method regardless of a vapor phase growth method or a liquid phase growth method. In the current state of the art, if the diameter is about 2 inches, the variation of the off angle in the main surface (underground of crystal growth), that is, the difference between the maximum value and the minimum value of the off angle is, for example, 0 It is possible to obtain a high-quality substrate that is relatively small within 3 ° and that has a low defect density and low impurity concentration at a relatively low cost.
  • the off angle refers to an angle formed by the normal direction of the main surface of the substrate 5 and the main axis direction of the GaN crystal constituting the substrate 5 (the normal direction of the low index plane closest to the main surface).
  • the substrate 5 As an example, a case where a substrate having a diameter of about 2 inches and a thickness of 0.2 to 1.0 mm is used as the substrate 5 will be described.
  • the main surface of the substrate 5, that is, the crystal growth surface is parallel to the c-plane of the GaN crystal, or within ⁇ 5 °, preferably within ⁇ 1 ° with respect to this surface.
  • a substrate having an inclination is used as the substrate 5 will be described.
  • the variation in the off angle (difference between the maximum value and the minimum value of the off angle) within the main surface of each substrate 5 is preferably within 0.3 °.
  • the variation of the off angle between the plurality of substrates 5 is within 0.3 °, preferably within 0.15 °.
  • An example in which such a substrate group is used as the plurality of substrates 5 will be described.
  • c-plane used in this specification is not limited to the + c plane of a GaN crystal, that is, a plane that is completely parallel to the (0001) plane, as described above, It may include a surface having a slope of.
  • a-plane used in this specification is not limited to the a-plane of the GaN crystal, that is, a plane completely parallel to the (11-20) plane, A surface having a slope may be included.
  • M-plane used in this specification is not limited to the M-plane of the GaN crystal, that is, a plane that is completely parallel to the (10-10) plane. A surface having a slope may be included.
  • a concave groove that is, a scribe groove is formed on the back surface ( ⁇ c surface) which is the surface opposite to the crystal growth surface (+ c surface).
  • the concave groove can be formed by using a known method such as a laser processing method or a machining method.
  • FIG. 1C After forming the concave groove, as shown in FIG. 1C, the substrate 5 is cleaved along the concave groove and the peripheral portion thereof is removed, whereby the substrate 10 is obtained.
  • FIG. 1D shows a planar configuration of the substrate 10.
  • the planar shape of the substrate 10 is preferably a shape in which when a plurality of the substrates 10 are arranged on the same plane, these can be planarly filled, that is, can be spread without gaps.
  • the main surface (crystal growth surface) of the substrate 10 is the + c plane as in the present embodiment, for the reasons described later, all the surfaces in contact with the side surfaces of the other substrate 10 among the side surfaces of the substrate 10; That is, it is preferable that all the surfaces facing (facing) the side surfaces of the other substrate 10 are M-planes or a-planes and have the same orientation (equivalent planes).
  • the main surface (crystal growth surface) of the substrate 10 is the c-plane as in the present embodiment, all the surfaces facing the side surfaces of the other substrate 10 among the side surfaces of the substrate 10 are the a-plane. Can be considered.
  • the planar shape of the substrate 10 constituting at least the peripheral portion (arc portion) of the substrate 20 is an equilateral triangle.
  • a parallelogram inner angles 60 ° and 120 °
  • a trapezoid inner angles 60 ° and 120 °
  • a regular hexagon and a parallelogram are preferable.
  • the planar shape of the substrate 10 is a square or a rectangle
  • the side surfaces orthogonal to the surface are necessarily M-planes, and each is the same. It will not be a azimuth plane.
  • the planar shape of the substrate 10 is a circle or an ellipse, it cannot be filled with a plane, and the side surface of the substrate 10 cannot be the M plane or the a plane and have the same orientation as each other. It becomes.
  • the planar shape of the substrate 10 constituting at least a portion other than the peripheral portion of the substrate 20 is particularly preferably a regular hexagon as shown in FIG.
  • the arrangement forms a honeycomb pattern, and the plurality of substrates 10 are arranged so as to mesh with each other in plan view. Become. Accordingly, when an external force is applied along the in-plane direction to the plurality of arranged substrates 10, it is possible to suppress the displacement of the substrates 10 regardless of the direction.
  • the planar shape of the substrate 10 is a regular triangle, a parallelogram, a trapezoid, a square, a rectangle, or the like
  • the external force from a specific direction is compared to the case where the planar shape of the substrate 10 is a regular hexagon. And the displacement of the substrate 10 is likely to occur.
  • the case where the planar shape of the substrate 10 is a regular hexagon is described.
  • the planar shape of the substrate 10 constituting the peripheral portion of the substrate 20 is cut out in a circular arc shape so that a part of the regular hexagon is formed along the outer periphery of the disk-shaped substrate 20. Shape.
  • the substrate 10 constituting the peripheral portion of the substrate 20 that is, the substrate 10 having a small area
  • waste of the substrate 5 can be reduced and the quality of the substrates 10 can be easily aligned.
  • the following points can be obtained compared to the case where the surface is other than the “M-plane or a-plane”. This is preferable.
  • the processing accuracy of the substrate 10 can be increased. This is because, among the plane orientations that can be taken by the GaN crystal, the M plane can be easily cleaved because the bond density per unit area is small (bonds between atoms are weak). .
  • the cleaving operation is performed after forming the concave groove (scribe groove) on the back surface of the substrate 5 as described above.
  • FIG. 1E shows a side view of the substrate 10 obtained by the above method.
  • a melting surface laser processed surface
  • a cutting surface machined surface
  • the melting surface is, for example, a surface including an amorphous surface formed by rapidly solidifying the crystal once melted.
  • the cutting surface here is a surface having a relatively large surface roughness (roughness) including, for example, a cleavage surface, that is, a rough surface (non-mirror surface).
  • the concave groove is provided only to enhance controllability when the substrate 5 is cleaved. Therefore, when forming the groove, it is necessary to adjust the depth so that the substrate 5 is not completely cut (full cut).
  • the depth of the concave groove is preferably set to a depth in the range of 60% to 90% with respect to the thickness T of the substrate 5. When the depth of the concave groove is less than 60% of the thickness T of the substrate 5, it is difficult to obtain a desired cleavage surface, for example, the substrate 5 is broken along the M surface having high cleavage property. There is a case.
  • the depth of the groove By setting the depth of the groove to a depth of 60% or more with respect to the thickness T of the substrate 5, a desired cleavage plane such as a successful cleavage along a plane orientation other than the M-plane, for example, the a-plane, is obtained. Can be obtained. Further, if the depth of the groove is more than 90% with respect to the thickness T of the substrate 5, the area of the cleaved surface becomes too small, so that the bonding strength between the substrates 10 is insufficient, and the substrate 20 becomes independent. It may be difficult to do so. By setting the depth of the concave groove to 90% or less with respect to the thickness T of the substrate 5, a sufficient area of the cleavage plane can be secured and the bonding strength between the substrates 10 can be increased.
  • the cleavage of the substrate 5 using the concave groove can be performed not only in the straight part but also in the arc part. Therefore, when acquiring the board
  • the cross-sectional shape of the groove is preferably V-shaped (tapered with a wide opening) as shown in FIG.
  • the opening width of the groove is not particularly limited, but for example, 0.2 to 1.8 mm is exemplified.
  • a cleaning process for removing chips is performed.
  • bubbling cleaning using a chemical obtained by mixing hydrogen chloride (HCl) and hydrogen peroxide solution (H 2 O 2 ) on a one-to-one basis can be mentioned.
  • Step 2 Arrangement of seed crystal substrate
  • the plurality of substrates 10 made of GaN crystals are so arranged that their main surfaces are parallel to each other and their side surfaces are opposed (abutted) to each other, that is, the side surfaces of adjacent substrates 10 are opposed to each other. So as to be in contact with each other), it is arranged in a planar shape and a circular shape (planar filling).
  • FIG. 2A is a plan view showing an example of the arrangement pattern of the substrates 10.
  • a honeycomb pattern honeycomb pattern
  • a substrate constituting at least a portion other than the peripheral portion of the substrate 20 has a main surface whose planar shape is a regular hexagon.
  • the honeycomb pattern in which the main surfaces of the substrate 10 are combined is twice when the substrate 20 is rotated once about the axis passing through the center of the main surface of the substrate 20 and orthogonal to the main surface.
  • substrates 10 is comprised so that at least 2 or more other board
  • the side surfaces of the substrate 10 are configured not to be orthogonal to each other.
  • a regular hexagon, a regular triangle, a parallelogram, and a trapezoid are selected as the planar shape of the substrate 10, and the plurality of substrates 10 are substantially circular as shown in FIG. It can be said that this is an inherent property obtained when plane filling is performed.
  • the plurality of substrates 10 are engaged with each other in plan view, and are arranged so that the displacement of the substrates 10 is less likely to occur in step 3 and subsequent steps. You can see that This phenomenon can be said to be inherent when the planar shape of the substrate 10 is a regular hexagon and a plurality of substrates 10 are plane-filled in a substantially circular shape as shown in FIG.
  • arranging a plurality of substrates 10 so that their principal surfaces are parallel to each other means only when the principal surfaces of adjacent substrates 10 are completely arranged on the same plane.
  • the case where there is a slight difference in the height of these surfaces and the case where these surfaces are arranged with a slight inclination are included. That is, it means that the plurality of substrates 10 are arranged so that their main surfaces are as high as possible and as parallel as possible.
  • the size is, for example, 100 ⁇ m or less, preferably 50 ⁇ m or less in the largest case.
  • the magnitude is desirably 1 ° or less, preferably 0.5 ° or less, on the largest surface.
  • variation in the off angle in the main surface of the substrate group obtained by arranging them is determined. For example, it is desirable that the angle is within 0.3 °, preferably within 0.15 °. This is because if these are too large, the quality of crystals grown in Steps 3 and 5 (crystal growth step) described later may be deteriorated.
  • arranging the plurality of substrates 10 so that their side surfaces oppose each other means that the plurality of substrates 10 are opposed to each other as close as possible so that there is no gap between the side surfaces. It means to arrange. That is, the side surfaces of the adjacent substrates 10 are not only completely contacted with each other without any gap, but also include a case where a slight gap exists between them. However, even when a gap is generated between the side surfaces of the adjacent substrates 10, the size at room temperature conditions is, for example, 100 ⁇ m or less, preferably 50 ⁇ m or less at the largest place.
  • Step 3 crystal growth process
  • FIG. 2B shows a cross-sectional configuration of an assembly substrate 13 in which a plurality of substrates 10 are bonded onto a holding plate 12 via an adhesive 11.
  • the substrate 10 is placed on the holding plate 12 with a layer made of an adhesive 11 so that its main surface (crystal growth surface) is the upper surface.
  • a layer made of the adhesive 11 is provided between the substrate 10 and the holding plate 12.
  • the material of the holding plate 12 is a film formation temperature in step 3 (crystal growth process) described later, heat resistance and corrosion resistance that can withstand the film formation atmosphere, and GaN crystals formed in the substrate 10 and step 3. It is preferable to use a material having a linear expansion coefficient equal to or smaller than that of the crystal forming the film 14. By using such a material as the material of the holding plate 12, it is possible to suppress the formation of a gap between the substrates 10 in Step 3 and the spread of the gap formed between the substrates 10.
  • the linear expansion coefficient here means a linear expansion coefficient in a direction parallel to the main surface (c-plane) of the substrate 10, that is, in the a-axis direction of the GaN crystal constituting the substrate 10.
  • the linear expansion coefficient of the GaN crystal in the a-axis direction is 5.59 ⁇ 10 ⁇ 6 / K.
  • materials that have a linear expansion coefficient that is the same or smaller than these, are inexpensive and easily available, and exhibit a certain degree of rigidity include, for example, isotropic graphite, anisotropic graphite (pyrolytic graphite (hereinafter also abbreviated as PG). Etc.), silicon (Si), quartz, silicon carbide (SiC) and the like.
  • PG pyrolytic graphite
  • Si silicon
  • SiC silicon carbide
  • PG silicon carbide
  • PG silicon carbide
  • PG silicon carbide
  • PG silicon carbide
  • PG silicon carbide
  • PG silicon carbide
  • PG silicon carbide
  • PG silicon carbide
  • PG silicon carbide
  • PG silicon carbide
  • PG silicon carbide
  • PG silicon carbide
  • PG silicon carbide
  • PG silicon carbide
  • PG silicon carbide
  • the material of the adhesive 11 is a material that solidifies by being held for a predetermined time under a temperature condition much lower than the film forming temperature in Step 3, for example, a temperature within a range of room temperature to 300 ° C.
  • a material that can be solidified by drying for several minutes to several tens of hours under conditions can be preferably used.
  • the position, height, inclination, etc. of the substrate 10 arranged on the holding plate 12 can be finely adjusted until the adhesive 11 is solidified. It becomes possible. For example, when there is a difference in height between the main surfaces of the substrate 10 or when there is an inclination between the main surfaces of the substrate 10, a glass plate or the like that has been confirmed to be flat is placed on the holding plate 12.
  • the height and inclination of the plurality of substrates 10 can be finely adjusted so that their main surfaces are parallel to each other. Become. Further, the solidification of the adhesive 11 (fixation of the substrate 10) can be completed under a relatively low temperature condition before the start of Step 3, so that the position deviation of the substrate 10 is suppressed and Step 3 is suppressed. Can be started. As a result, the quality of the GaN crystal film 14 grown in step 3 can be improved, and the bonding strength between the substrates 10 can be increased. Further, the bonding operation of the substrate 10 can be performed manually, for example, and the simplicity of the bonding operation can be remarkably improved, and the equipment required for the bonding operation can be simplified.
  • the material of the adhesive 11 it is preferable to use a material having heat resistance and corrosion resistance capable of withstanding a film formation temperature in a step 3 (crystal growth process) described later, a film formation atmosphere.
  • a material having heat resistance and corrosion resistance capable of withstanding a film formation temperature in a step 3 (crystal growth process) described later.
  • the material of the adhesive 11 it is preferable to use a material having a linear expansion coefficient close to that of the crystal constituting the GaN film 14 grown in the substrate 10 or step 3.
  • the linear expansion coefficient is close means that the linear expansion coefficient of the adhesive 11 and the linear expansion coefficient of the crystal constituting the GaN crystal film 14 are substantially equal. It means within 10%.
  • a heat-resistant inorganic adhesive mainly composed of heat-resistant (fire-resistant) ceramics and an inorganic polymer can be used, and zirconia, silica, etc. are mainly used. Materials used as components can be preferably used. Examples of such an adhesive include commercially available Aron ceramic C agent and E agent (Aron ceramic is a registered trademark of Toagosei Co., Ltd.). These adhesives, for example, form a cured product that can withstand a high temperature of 1100 to 1200 ° C. by drying and solidifying at a temperature in the range of room temperature to 300 ° C., and are higher than the film forming atmosphere in step 3.
  • the adhesive 11 When adhering the substrate 10 onto the holding plate 12, a predetermined width away from a region excluding at least the peripheral portion of the substrate 10, for example, the peripheral portion, so that the adhesive 11 does not run around the main surface side of the substrate 10. It is preferable that the adhesive 11 is applied only in the vicinity of the center of the region. When the adhesive 11 wraps around the main surface side, the quality of the GaN crystal film 14 may be significantly deteriorated or the growth of the GaN crystal film 14 may be hindered at the wraparound portion and its periphery. A structure that prevents the adhesive 11 from wrapping around may be provided on the surface of the holding plate 12.
  • a concave groove is formed on the surface of the holding plate 12 located below the peripheral edge of the substrate 10, and the adhesive 11 that has become excessive when the substrate 10 is bonded is allowed to escape into the concave groove 10. It is possible to suppress the adhesive 11 from wrapping around the main surface.
  • the amount of the adhesive 11 applied to the back side of the substrate 10 is set to “ It is preferable to limit to “small amount”. This is because by performing Step 3, the adjacent substrates 10 arranged on the holding plate 12 are joined to each other. After obtaining the substrate 20 by integrating (merging) the plurality of substrates 10, the temperature of the substrate 20 and the holding plate 12 is lowered from the film formation temperature to, for example, around room temperature.
  • the term “very small amount” used here is an amount that can prevent the substrate 10 from being fixed and displaced on the holding plate 12 at least when the step 3 is performed, When stress is applied to the substrate 20 when the temperature is lowered due to the difference in linear expansion coefficient, the solidified adhesive 11 can be broken or peeled to prevent the substrate 10 or the like from being damaged. It means an amount that can have a predetermined width.
  • the linear expansion of the adhesive 11 Even if there is no difference between the linear expansion coefficient of the holding plate 12 and the linear expansion coefficient of the substrate 10, or even if these differences are very small, the linear expansion of the adhesive 11 When there is a difference between the coefficient and the linear expansion coefficient of the substrate 10, particularly when these differences are large, it is preferable to set the amount of the adhesive 11 to the above-mentioned “very small amount”. Thereby, the stress applied in the in-plane direction of the substrate 10 due to the difference in linear expansion coefficient between the adhesive 11 and the substrate 10 can be relaxed, and it is possible to avoid the substrate 10 from being warped or cracked. It becomes possible.
  • the adhesive 11 is preferably applied to the center of the substrate 10. Applying the adhesive 11 to the central portion of the substrate 10 makes it easier to adjust or maintain the posture of the substrate 10 than to apply to the region other than the central portion of the substrate 10. Further, the wraparound of the adhesive 11 to the main surface side can be prevented more reliably.
  • each substrate 10 bonded on the holding plate 12 expands or contracts in the peripheral direction with the location bonded by the adhesive 11 as a base point when the temperature is raised or lowered in step 3 or the like described later. In this case, by adhering the adhesive 11 to the center of the substrate 10, the gaps between the adjacent substrates 10 can be made uniform within the surface of the substrate 20.
  • the term “center portion of the substrate 10” used here is not necessarily limited to the geometric center of the substrate 10, and does not include the region including the geometric center of the substrate 10 or the geometric center. Means the area in the vicinity.
  • the substrate 10 is placed on the holding plate 12 via the adhesive 11 and the adhesive 11 is solidified, whereby the assembly substrate 13 is completed.
  • the adhesive 11 is solidified until the adhesive 11 is solidified so that the principal surfaces of the plurality of substrates 10 are parallel to each other and the side surfaces of the adjacent substrates 10 are in contact with each other. It is preferable to adjust the position, inclination, and height of the substrate 10 as necessary.
  • the solidification of the adhesive 11 is preferably completed before the start of Step 3. By doing in this way, it becomes possible to perform the loading of the assembly substrate 13 and the crystal growth into the HVPE apparatus 200 described later in a state where the positional deviation of the plurality of substrates 10 is suppressed.
  • the assembly substrate 13, that is, the assembly substrate 13 in a state before a GaN film 14 to be described later is grown can be considered as one aspect of the substrate 20 in the present embodiment. That is, on the main surface (crystal growth surface) of the assembly substrate 13 obtained here, a GaN crystal film 21 (hereinafter also referred to as GaN film 21) to be described later is thickened by using a hydride vapor phase epitaxy (HVPE) method or the like. A plurality of GaN substrates 30 may be obtained by slicing the GaN film 21 grown to be thick.
  • HVPE hydride vapor phase epitaxy
  • step 3 described later is performed to produce a self-supporting bonded substrate in which a plurality of substrates 10 are bonded by the GaN film 14, and using this as the substrate 20 ensures the positional deviation of the substrate 10. It is preferable because it can be easily prevented and can be easily handled.
  • Step 3 Joining by crystal growth
  • a first hydride vapor phase growth apparatus (HVPE apparatus) 200 shown in FIG. 5 is used to form the first on the surfaces of the plurality of substrates 10 arranged in a planar shape.
  • a GaN crystal film 14 is grown as a crystal film (bonding thin film).
  • the HVPE apparatus 200 includes an airtight container 203 made of a heat resistant material such as quartz and having a film forming chamber 201 formed therein.
  • a susceptor 208 that holds the assembly substrate 13 and the substrate 20 is provided in the film formation chamber 201.
  • the susceptor 208 is connected to a rotation shaft 215 included in the rotation mechanism 216, and is configured to be rotatable.
  • One end of the hermetic vessel 203 is connected to gas supply pipes 232a to 232c for supplying HCl gas, ammonia (NH 3 ) gas as a nitriding agent, and nitrogen (N 2 ) gas into the film forming chamber 201.
  • a gas supply pipe 232d for supplying hydrogen (H 2 ) gas is connected to the gas supply pipe 232c.
  • the gas supply pipes 232a to 232d are respectively provided with flow rate controllers 241a to 241d and valves 243a to 243d in order from the upstream side.
  • a gas generator 233a for storing Ga melt as a raw material is provided downstream of the gas supply pipe 232a.
  • a nozzle 249a that supplies gallium chloride (GaCl) gas generated by the reaction between HCl gas and Ga melt toward the assembly substrate 13 or the like held on the susceptor 208. Yes.
  • nozzles 249b and 249c for supplying various gases supplied from these gas supply pipes toward the assembly substrate 13 and the like held on the susceptor 208 are connected, respectively. .
  • An exhaust pipe 230 that exhausts the inside of the film forming chamber 201 is provided at the other end of the hermetic container 203.
  • the exhaust pipe 230 is provided with a pump 231.
  • a zone heater 207 for heating the assembly substrate 13 held in the gas generator 233a or on the susceptor 208 to a desired temperature is provided on the outer periphery of the hermetic container 203, and the temperature in the film forming chamber 201 is set in the hermetic container 203.
  • a temperature sensor 209 for measurement is provided.
  • Each member included in the HVPE apparatus 200 is connected to a controller 280 configured as a computer, and is configured such that processing procedures and processing conditions described later are controlled by a program executed on the controller 280.
  • Step 3 can be performed using the above-described HVPE apparatus 200, for example, according to the following processing procedure.
  • Ga polycrystal is accommodated as a raw material in the gas generator 233 a, and the assembly substrate 13 is loaded (loaded) into the hermetic container 203 and held on the susceptor 208.
  • H 2 gas (or a mixed gas of H 2 gas and N 2 gas) is supplied into the film forming chamber 201 while heating and exhausting the film forming chamber 201.
  • H 2 gas or a mixed gas of H 2 gas and N 2 gas
  • GaN crystals are epitaxially grown on the surface of the substrate 10 to form a GaN crystal film 14.
  • the adjacent substrates 10 are joined to each other by the GaN crystal film 14 and become an integrated state. As a result, a substrate 20 obtained by bonding adjacent substrates 10 is obtained.
  • step 3 is preferably performed with the susceptor 208 rotated.
  • Examples of the processing conditions when performing Step 3 are as follows.
  • Deposition temperature temperature of assembly substrate 13: 980 to 1100 ° C., preferably 1050 to 1100 ° C.
  • Deposition pressure pressure in the deposition chamber 201): 90 to 105 kPa, preferably 90 to 95 kPa
  • Partial pressure of GaCl gas 1.5 to 15 kPa NH 3 gas partial pressure / GaCl gas partial pressure: 2-6 N 2 gas partial pressure / H 2 gas partial pressure: 1 to 20
  • the film thickness of the GaN crystal film 14 can be appropriately selected from a film thickness band having a predetermined width according to the purpose.
  • the film thickness is 3D ⁇ m, preferably 10D ⁇ m or more. It can be a thickness. If the film thickness of the GaN crystal film 14 is less than 3D ⁇ m, the bonding force between the adjacent substrates 10 is insufficient, the substrate 20 cannot be maintained in a self-supporting state, and the subsequent steps cannot be advanced.
  • the crystal growth performed here may be stopped for the purpose of joining a plurality of substrates 10 to be in a self-supporting state.
  • the film thickness of the GaN crystal film 14 is a state in which the substrate 20 composed of the substrates 10 bonded to each other is removed from the holding plate 12 and cleaned in Step 4 (peeling and removing the holding plate) described later.
  • the thickness may be kept to the minimum necessary and necessary for maintaining the bonding state of the adjacent substrates 10, that is, the self-standing state of the substrate 20.
  • Step 5 is separately performed as a full-fledged crystal growth process as in this embodiment, if the GaN crystal film 14 grown in Step 3 is too thick, various gases used for film formation are wasted. This is because the total productivity of the GaN substrate may be reduced. From such a viewpoint, the film thickness of the GaN crystal film 14 may be set to 100 D ⁇ m or less, for example, when the outer diameter of the substrate 20 is Dcm.
  • the film thickness of the GaN crystal film 14 is, for example, 450 ⁇ m or more and 2 mm or less, preferably The thickness can be in the range of 150 ⁇ m to 2 mm.
  • the substrate 10 When the substrate 10 is bonded by the GaN crystal film 14, all of the side surfaces of the substrate 10 that face the side surfaces of the other substrate 10 are M-planes or a-planes and have the same orientation as each other. As a result, it is possible to increase their bonding strength.
  • the film thickness of the GaN crystal film 14 is the same, the adjacent substrates 10 are connected to each other between the M surfaces or the a surface, compared to the case where the adjacent substrates 10 are bonded to each other other than the “M surface or a surface”. When bonded together, it is possible to increase the bonding strength of the substrate 10 particularly when bonded between the a surfaces.
  • Step 4 Remove the holding plate and clean
  • NH 3 gas and N 2 gas are supplied into the film forming chamber 201 and the film forming chamber 201 is evacuated.
  • the supply of HCl gas into the gas generator 233a, the supply of H 2 gas into the film formation chamber 201, and the heating by the heater 207 are stopped.
  • the temperature in the film formation chamber 201 becomes 500 ° C. or lower
  • the supply of NH 3 gas is stopped, and then the atmosphere in the film formation chamber 201 is replaced with N 2 gas to return to atmospheric pressure.
  • the assembly substrate 13 is carried out from the film formation chamber 201.
  • the substrate 20 formed by bonding the adjacent substrates 10 is peeled off from the holding plate 12 and separated (the substrate 20 is made self-supporting).
  • the surface layer of the holding plate 12 is a sacrificial layer (peeling) as shown in FIG. Layer) 12a and peeled thinly, the substrate 20 from the holding plate 12 can be easily self-supported.
  • a composite material obtained by coating the surface of a flat substrate made of isotropic graphite or the like with PG or the like is used as the material of the holding plate 12.
  • PBN pyrolytic boron nitride
  • the adhesive 11 If the amount is extremely small as described above, the solidified adhesive 11 can be broken or peeled off at an appropriate timing when the above-described stress is applied in the in-plane direction of the substrate 20. Thereby, the substrate 20 can be easily self-supported from the holding plate 12.
  • the adhesive 11 and the sacrificial layer 12a adhering to the back surface of the self-supporting substrate 20 are removed using a cleaning agent such as a hydrogen fluoride (HF) aqueous solution.
  • a cleaning agent such as a hydrogen fluoride (HF) aqueous solution.
  • the main surface of the substrate 20 (the surface of the GaN crystal film 14) is used as a ground for crystal growth, and is distributed in the market in this state as a large-diameter substrate exceeding 100 mm, further 150 mm (6 inches).
  • traces of residual components of the adhesive 11 and the sacrificial layer 12a may remain on the back surface of the substrate 10 even after the cleaning. .
  • Step 5 Crystal growth, slice
  • the HVPE apparatus 200 shown in FIG. 5 is used, and the GaN crystal film 21 as the second crystal film (full-scale growth film) is formed on the main surface of the substrate 20 in a self-supporting state by the same processing procedure as in step 3.
  • FIG. 7A shows a state in which the GaN crystal film 21 is formed thick on the main surface of the substrate 20, that is, on the surface of the GaN crystal film 14 by vapor deposition.
  • this step is performed with the substrate 20 configured to be self-supporting placed directly on the susceptor 208. Done. That is, this step is performed in a state where the holding plate 12 and the adhesive 11 are not present between the substrate 20 and the susceptor 208. For this reason, heat transfer between the susceptor 208 and the substrate 20 is efficiently performed, and the time required for raising and lowering the temperature of the substrate 20 can be shortened. Further, since the entire back surface of the substrate 20 is in contact with the susceptor 208, the substrate 20 is heated evenly over the entire surface.
  • the temperature condition on the main surface of the substrate 20, that is, the crystal growth surface can be made uniform over the entire in-plane.
  • direct heat transfer (heat exchange) between the adjacent substrates 10, that is, heat conduction in the substrate 20 is quickly performed. It will be.
  • the temperature condition on the crystal growth surface can be made more uniform over the entire in-plane region. That is, in this step, crystal growth is performed using the substrate 20 that is configured to be self-supporting, so that the productivity of crystal growth is improved, and the in-plane uniformity of the crystal grown on the substrate 20 is improved. It becomes possible.
  • Heat transfer is difficult to be performed, and as a result, the temperature condition on the crystal growth surface becomes uneven between the seed crystal substrates, and there is a problem that the in-plane temperature uniformity of the substrate tends to be lowered.
  • the productivity of crystal growth may be reduced or the in-plane uniformity of the finally obtained crystal may be reduced as compared with the method of the present embodiment.
  • the crystal growth method of the present embodiment using the substrate 20 configured to be self-supporting is very large in improving productivity and quality as compared with the alternative method illustrated in FIG. It can be said that it brings benefits.
  • heating of the substrate 20 configured to be self-supporting may be performed in a state of being placed on a jig such as a substrate support member placed on the susceptor 208.
  • the substrate mounting surface of the jig is preferably configured to be flat. Even in this case, since the heating of the substrate 20 is performed in a state where the adhesive 11 is not present between the substrate 20 and the susceptor 208, compared to the alternative method illustrated in FIG. The productivity of crystal growth and the in-plane uniformity of the finally obtained crystal can be improved.
  • an adhesive layer is provided on the holding plate with a uniform thickness, and a seed crystal substrate is provided thereon.
  • a further alternative method of arranging in a plane is also conceivable.
  • this method in order to avoid adverse effects due to the adhesive layer on the crystal grown in the full-scale growth step, for example, diffusion of components contained in the adhesive layer into the crystal, etc., an engraved portion is provided in the joint portion to form the adhesive layer. It is necessary to remove or to provide a mask at the joint as shown in FIG. 11C to block the influence of the adhesive (adhesive layer), resulting in a complicated manufacturing process and an increase in cost. There is a fear.
  • the crystal growth method of the present embodiment using the substrate 20 configured to be self-supporting is improved in productivity and quality as compared with the alternative method illustrated in FIGS. 11A to 11C. It can be said that it will bring a huge profit.
  • the processing conditions in step 5 can be the same as the processing conditions in step 3 described above, but can be different from these. This is because the film forming process in Step 3 is performed mainly for the purpose of bonding the substrates 10. For this reason, in Step 3, the crystal is grown under conditions in which the growth in the direction along the main surface (c-plane) (the creeping direction) is more important than the growth in the main surface direction (c-axis direction). preferable. On the other hand, the film forming process in step 5 is performed mainly for growing the GaN crystal film 21 on the substrate 20 at a high speed and with a large thickness. For this reason, in step 5, it is preferable to grow the crystal under conditions in which growth in the main surface direction is more important than growth in the creeping direction.
  • the ratio (N 2 / H 2 ) of the partial pressure of H 2 gas in the film formation chamber 201 in Step 5 to the partial pressure of N 2 gas is equal to the ratio of H 2 gas in the film formation chamber 201 in Step 3. It is set to be smaller than the ratio (N 2 / H 2) with respect to partial pressures of the N 2 gas.
  • the film forming temperature in step 5 is set to be lower than the film formation temperature in step 3.
  • the film formation temperature in step 5 is set to be lower than the film formation temperature in step 3.
  • the ratio (NH 3 / GaCl) of the NH 3 gas supply flow rate to the GaCl gas supply flow rate is different between Step 3 and Step 5.
  • the NH 3 / GaCl ratio in step 5 is set to be larger than the NH 3 / GaCl ratio in step 3.
  • Examples of the processing conditions when performing Step 5 are as follows.
  • Deposition temperature temperature of substrate 20
  • Deposition pressure pressure in the deposition chamber 201: 90 to 105 kPa, preferably 90 to 95 kPa
  • Partial pressure of GaCl gas 1.5 to 15 kPa NH 3 gas partial pressure / GaCl gas partial pressure: 4 to 20
  • the film formation process is stopped by the same processing procedure as that at the end of Step 3, and the substrate 20 on which the GaN crystal film 21 is formed is carried out from the film formation chamber 201. To do. Thereafter, by slicing the GaN crystal film 21 parallel to the growth surface, one or more GaN substrates 30 having a circular outer shape can be obtained as shown in FIG. 7B.
  • the GaN substrate 30 is also a large-diameter circular substrate of 100 mm or more, and more than 150 mm (6 inches).
  • the entire laminated structure of the substrate 20 and the GaN crystal film 21 can also be considered as the GaN substrate 30. Further, when the substrate 20 is cut out from the GaN crystal film 21, step 5 can be performed again using the cut out substrate 20, that is, the cut out substrate 20 can be reused.
  • one or more GaN substrates 30 having the configuration described below can be obtained by performing steps 1 to 5 described above.
  • the GaN substrate 30 receives a high dislocation density region in which the dislocation density is relatively high by indirectly receiving the influence of the joint portion of the substrate 10, that is, a region in which strength and quality are relatively reduced. May have.
  • the high dislocation density region is a region having a dislocation density larger than the average dislocation density in the GaN crystal film 21, that is, the GaN substrate 30, more specifically, a dislocation density that is about one digit larger than the average dislocation density value. Is a region having a value of.
  • a region having an average dislocation density with respect to such a high dislocation density region is hereinafter referred to as a low dislocation density region. Details of the value of the dislocation density in each region will be described later.
  • the presence of a high dislocation density region may be visible or may not be visible due to the formation of grooves or steps on the surface. Even if it is not visible, if the impurity concentration (especially oxygen concentration) in the high dislocation density region is high as described later, the existence is confirmed by observing with a fluorescence microscope that performs ultraviolet irradiation. Is possible. Moreover, even if it cannot be visually observed and the impurity concentration is not high, it is possible to confirm the presence by performing detection by the cathode luminescence (CL) method using an electron beam, for example. .
  • CL cathode luminescence
  • the high dislocation density region of the GaN substrate 30 is combined with a contour shape whose planar shape is a regular hexagon as shown by shading in FIG. Constituting a honeycomb pattern.
  • the high defect region is formed so as to be continuous on the main surface of the GaN substrate 30, thereby dividing the low defect region existing on the main surface of the GaN substrate 30.
  • the honeycomb pattern is rotationally symmetric twice or more, in this embodiment, six times when the substrate 20 is rotated once about the axis passing through the center of the main surface of the GaN substrate 30 and orthogonal to the main surface. It can be said that it has sex.
  • the honeycomb pattern may be blurred (outlined in outline) or deformed.
  • the tendency becomes stronger in the GaN substrate 30 obtained from the surface side of the GaN crystal film 21.
  • the GaN substrate 30 of the present embodiment has a plurality of low dislocations that are divided by a continuous high dislocation density region 31 and a high dislocation density region 31 on the main surface (that is, the front surface or the back surface). And a dislocation density region 32. And the high dislocation density area
  • region 31 will comprise the honeycomb pattern which combined the contour shape whose planar shape is a regular hexagon.
  • a partially enlarged view of the high dislocation density region 31 is shown (see the balloon portion in the figure).
  • an example of a dislocation state appearing on the main surface of the GaN substrate 30 is schematically shown by a solid line and a black dot.
  • the average surface larger than the average dislocation density value (for example, 5 ⁇ 10 6 pieces / cm 2 or less) in the low dislocation density region 32 on the main surface of the GaN substrate 30 is about one digit.
  • a region having a dislocation density value exists as a high dislocation density region 31 with a certain width so as to be along the bonding portion of the substrate 10. is there.
  • the size of the width here is not particularly limited, and is appropriately specified according to the distribution state of the dislocation density on the main surface of the GaN substrate 30. Details of the dislocation density distribution in the high dislocation density region 31 will be described later.
  • the GaN substrate 30 having such a configuration is obtained by combining a plurality of substrates 10, the GaN substrate 30 can easily and appropriately respond to the needs for increasing the diameter. Specifically, for example, it is possible to easily and appropriately cope with an increase in diameter of, for example, at least 100 mm, more specifically, an outer diameter of about 4 to 6 inches.
  • the GaN substrate 30 has a high dislocation density region 31 on the main surface, and the presence of the high dislocation density region 31 is visually observed if it is visible, and even if it is not visible, a high dislocation density. If the impurity concentration (especially oxygen concentration) in the region 31 is high, it can be easily confirmed by observation using a fluorescence microscope. As described above, if the existence of the high dislocation density region 31 can be easily confirmed, the high dislocation density region 31 is unloaded even when the high dislocation density region 31 and the low dislocation density region 32 are mixed. This means that it is feasible to selectively use the low dislocation density region 32 as a usable area (non-use region) and as a usable area (use region) for manufacturing a semiconductor device. That is, a semiconductor device can be manufactured exclusively using a region having relatively good strength and quality.
  • the directionality of the GaN substrate 30 can also be determined by using the regularity of the arrangement of the high dislocation density region 31. It becomes possible. Therefore, for example, by using the high dislocation density region 31, the orientation of the GaN substrate 30 can be determined regardless of the orientation flat, notch, etc., and the orientation flat, notch, etc. (that is, the portion to be cut and discarded) ) Is unnecessary. Furthermore, since the high dislocation density region 31 is present over the entire main surface, it can be used not only for determining the directionality but also for more accurate alignment. Specifically, for example, it is conceivable that mask alignment for manufacturing a semiconductor device is accurately performed using the high dislocation density region 31 that is an unusable area.
  • the high dislocation density region 31 can be confirmed by observation using a fluorescence microscope if the impurity concentration (especially oxygen concentration) is high.
  • the GaN substrate 30 is obtained by slicing the GaN crystal film 21 formed on the substrate 20 (see, for example, FIG. 7B).
  • impurities such as oxygen can induce abnormal electric discharge, so that a structure in which a high dislocation density region 31 exists on the main surface is revealed. Can be made.
  • the presence of the high dislocation density region 31 can be confirmed by performing detection by the CL method, for example. Is as already described.
  • each low dislocation density region 32 divided by the high dislocation density region 31 can be used as a region for manufacturing a semiconductor device as described above, each has an area of at least 1 mm 2 or more. Preferably, it has an area of 4 mm 2 or more, more preferably 100 mm 2 or more (for example, 10 ⁇ 10 mm 2 or more). If it has an area of 4 mm 2 or more, for example, even if the semiconductor device to be manufactured is a power device (power semiconductor element), it corresponds to the general chip size (for example, about 2 to 3 mm square). This is because if it has an area of 100 mm 2 or more (for example, 10 ⁇ 10 mm 2 or more), it can sufficiently cope with the chip size (for example, about 10 mm square) of the power device considered to be the maximum. is there.
  • each low dislocation density region 32 can be used as a region for manufacturing a semiconductor device, the average dislocation density on each surface is 5 ⁇ 10 6 pieces / cm 2 or less, more preferably 1 ⁇ . It is preferably 10 6 pieces / cm 2 or less.
  • the average carrier concentration in each region is 1 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 or more, more preferably 2 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 to 4 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3. preferable. This is because each low dislocation density region 32 has a very high quality as a region for manufacturing a semiconductor device as long as such a condition is satisfied. Note that if the average carrier concentration exceeds 4 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 , the crystallinity may be deteriorated, so that the average carrier concentration is preferably within the above range.
  • the GaN substrate 30 is obtained by bonding a plurality of substrates 10 and then growing a GaN crystal film 21 thereon, and the quality of the GaN substrate 30 is indirectly affected by the bonding portion of the substrate 10. It has a high dislocation density region 31 in which etc. are relatively lowered. Therefore, in the high dislocation density region 31, not only the dislocation density but also the impurity concentration may be indirectly influenced by the junction. Specifically, it is conceivable that the high dislocation density region 31 has a high impurity concentration, particularly an oxygen concentration, due to the influence of the junction. This means that the impurity concentration of the high dislocation density region 31, particularly the oxygen concentration, can be made higher than that of the low dislocation density region 32 depending on the state of the junction.
  • the high dislocation density region 31 and the low dislocation density region 32 may have a difference in average impurity concentration (especially average oxygen concentration). If there is a difference in average impurity concentration (especially average oxygen concentration), it is possible to easily confirm the presence of the high dislocation density region 31 by observing using a fluorescence microscope as already described.
  • the high dislocation density region 31 and the low dislocation density region 32 are not necessarily required to have a difference in the average impurity concentration (particularly, the average oxygen concentration), and are configured so that no difference occurs between them. It may be.
  • each low dislocation density region 32 delimited by the high dislocation density region 31 has a crystal orientation distribution in each region.
  • the crystal orientation distribution refers to the distribution of the inclination (off angle) of the crystal orientation in the low dislocation density region 32, but the specific mode of the distribution is not particularly limited, and the value of the off angle in the region is not limited.
  • the off-angle values may be gradually changed.
  • the off-angle here refers to the normal direction of the main surface of the GaN substrate 30 and the main axis direction of the GaN crystal constituting the GaN substrate 30 (the normal direction of the low index surface closest to the main surface).
  • the corner to make the high dislocation density region 31 has a larger dislocation density than the low dislocation density region 32. That is, there are more dislocations in the high dislocation density region 31 than in the low dislocation density region 32. Therefore, with respect to the low dislocation density regions 32 adjacent to each other with the high dislocation density region 31 interposed therebetween, the distribution of crystal orientation (that is, the value of the off angle) due to the influence of the high dislocation density region 31 interposed therebetween. It is thought that the continuity of is lost and discontinuous.
  • each of the low dislocation density regions 32 that are adjacent to each other with the high dislocation density region 31 therebetween even if the respective crystal orientation distributions are discontinuous, there is a difference in the inclination (off angle) of the crystal orientation.
  • the off angle in each low dislocation density region 32 is affected by the off angle in the main surface of the plurality of substrates 10 arranged, but the variation in the off angle of each substrate 10 (the maximum value of the off angle in all main surfaces). This is because the difference between the minimum value and the minimum value is, for example, within 0.3 °, preferably within 0.15 °, as described above.
  • the difference in the off-angle between adjacent low dislocation density regions 32 exceeds 0.5 °, even if the high dislocation density region 31 is interposed, these regions are combined to form one GaN. This is because it may be difficult to configure the substrate 30.
  • the high dislocation density region 31 and the low dislocation density region 32 are assumed to have a continuous smooth surface regardless of the respective region divisions. That is, even if there is a difference in dislocation density or the like, each surface is a continuous smooth surface. This is because the GaN substrate 30 is obtained by slicing the GaN crystal film 21 formed on the substrate 20 as already described.
  • the main surface does not include an inversion domain as a polarity reversal zone regardless of whether the high dislocation density region 31 and the low dislocation density region 32 are different.
  • the inversion domain refers to a region whose polarity is reversed from the surrounding crystal.
  • the polarity of GaN will be briefly described.
  • the crystal structure of GaN does not have inversion symmetry with respect to the c-plane. Therefore, there is polarity in the c-axis direction, the + c-axis direction and the ⁇ c-axis direction are distinguished, the surface in the + c-axis direction is the Ga-polar surface or Ga-plane, and the surface in the ⁇ c-axis direction is the N-polar surface or N-plane Called.
  • one surface is a Ga polar surface and the opposite surface is an N polar surface. For example, if the N polar surface is mixed in the Ga polar surface, The region where the N-polar plane exists is an inversion domain.
  • GaN crystal In the growth of a GaN crystal, for example, when a mask made of SiO 2 or the like is formed on a GaN thin film as a seed crystal layer, the mask has no polarity, and thus a GaN crystal nucleus is generated on the mask. Sometimes, it is difficult to control the polarity of the GaN crystal formed on the nucleus so as to align in a certain direction. Therefore, in such a case, an inversion domain is inevitably generated from the front surface to the back surface of the substrate constituted by the GaN crystal.
  • the GaN substrate 30 of the present embodiment a plurality of substrates 10 with suppressed variation in off-angle are arranged, the substrate 20 is formed thereon, and the GaN crystal film 21 is further formed on the substrate 20.
  • the GaN substrate 30 is obtained by slicing the GaN crystal film 21. That is, the GaN crystals constituting the GaN substrate 30 are controlled so that their polarities are aligned in a certain direction.
  • the main surface of the GaN substrate 30 according to the present embodiment does not include an inversion domain, that is, the GaN crystals constituting the GaN substrate 30 have the same polarity in a certain direction.
  • the main surface becomes a very high quality region for manufacturing a semiconductor device.
  • the inversion domain is not included in the main surface, the main surface becomes a very high quality region for manufacturing a semiconductor device.
  • abnormal growth may occur on the area where the inversion domain exists, but if the inversion domain is not included, the possibility of abnormal growth can be eliminated. is there.
  • the presence or absence of such an inversion domain is determined by, for example, determining the polarity of the surface of the GaN crystal by using a convergent beam electron diffraction (CBED) method using a transmission electron microscope (Transmission Electron Microscope: TEM). Can be judged.
  • CBED convergent beam electron diffraction
  • TEM Transmission Electron Microscope
  • the GaN substrate 30 of the present embodiment has a high dislocation density region 31 that is a finite region.
  • the high dislocation density region 31 is a region having an average dislocation density value larger than that of the low dislocation density region 32.
  • the region can be confirmed by detection by the CL method. It is.
  • the detection by the CL method can be performed by using, for example, a known CL intensity spatial mapping drawing apparatus combined with a scanning electron microscope (SEM).
  • the low dislocation density region 32 was also detected by the CL method, for example, as shown in FIG. Specifically, the surface of the GaN substrate 30 that does not include the high dislocation density region 31 is divided into a plurality of regions as in the case of the low dislocation density region 32 described above, and dislocations that exist for each region. The dislocation density (unit: ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 ) in each region was calculated from the count result. The number of dislocations and the dislocation density for each region are shown in the figure.
  • FIG. 15 is a plot of detection results by the CL method shown in FIGS. 13 and 14 on a coordinate space in which the horizontal axis is the position on the substrate ( ⁇ m) and the vertical axis is the dislocation density (cm ⁇ 2 ). is there.
  • the low dislocation density region 32 shows a distribution state in which the dislocation density value is substantially constant (flat) regardless of the position on the substrate, while the high dislocation density region 31 has a high value.
  • the distribution state shows a curve in which the value of the dislocation density is maximum (peak) in the vicinity of the center position of the dislocation density region 31. More specifically, in the high dislocation density region 31, the dislocation density value monotonously increases from the low dislocation density region 32 toward the high dislocation density region 31, and the dislocation density value near the center position of the high dislocation density region 31.
  • a distribution state is indicated in which the dislocation density value monotonously decreases from the high dislocation density region 31 toward the low dislocation density region 32.
  • the GaN substrate 30 of the present embodiment has a high dislocation density region 31 and a plurality of low dislocation density regions 32 divided by the high dislocation density region 31 on the main surface, and the high dislocation density region. 31, when the dislocation density value monotonously increases toward the peak from the side of one low dislocation density region 32 and exceeds the peak of the dislocation density value near the center position of the high dislocation density region 31, the other low dislocation density region It has a dislocation density distribution state in which the value of the dislocation density monotonously decreases from the peak toward the density region 32 side.
  • the high dislocation density region 31 is a finite region
  • the outer edge thereof (that is, the boundary with the low dislocation density region 32) is specified based on a distribution state in which the dislocation density value increases or decreases monotonously. May be.
  • the low dislocation density region 32 can be used as a region for manufacturing a semiconductor device as described above
  • the average dislocation density is 5 ⁇ 10 6 pieces / cm 2 or less, more preferably 1 ⁇ . It is preferably 10 6 pieces / cm 2 or less. Based on this, after setting a threshold value of the dislocation density that can become the low dislocation density region 32 and setting a portion exceeding the threshold value in the dislocation density distribution state as the high dislocation density region 31, a high dislocation density region that is a finite region.
  • the outer edge of 31 can be specified easily and accurately.
  • the low dislocation density region 32 having such an outer edge exists on the main surface of the GaN substrate 30 with a certain width, and the region width is, for example, about 50 ⁇ m.
  • the threshold setting of the dislocation density is not limited to the above-described method, and may be performed using another method, for example, using a half-value width of the peak value in the distribution state.
  • the GaN substrate 30 of this embodiment is obtained by arranging a plurality of seed crystal substrates with a certain gap (gap) and growing crystal films to join various crystal substrates.
  • the dislocation density distribution state does not monotonously increase toward the peak or monotonously decrease from the peak, As shown in FIG. 16, a distribution state in which there is a concave depression in which dislocations are not confirmed before and after the peak of the dislocation density value is obtained. This is presumably because if a gap, a mask, or the like is present at the junction between the seed crystal substrates, influences such as epitaxial lateral overgrowth (ELO) and pendeo epitaxy occur during crystal growth.
  • ELO epitaxial lateral overgrowth
  • the dislocation density value is in a monotonically increasing or monotonically decreasing distribution state, the defect density changes gradually in steps, and a large strain is generated in the crystal plane. It is considered that the high dislocation density region 31 and each low dislocation density region 32 can be joined without any distribution. Actually, as will be described later, in the vicinity of the junction between the high dislocation density region 31 and the low dislocation density region 32, a mapping of the E 2 mode Raman shift of the GaN crystal is obtained using Raman spectroscopy. No change in the shift amount was observed, and it was confirmed that none of the regions 31 and 32 was distorted.
  • the dislocation density distribution state is different between the high dislocation density region 31 and the low dislocation density region 32, while the strain state in each of the regions 31 and 32 is substantially the same. is there.
  • the strain state here is mainly a strain state of a crystal lattice of a GaN crystal constituting the GaN substrate 30. If the strain state of the crystal lattice is substantially the same, the strain state is also substantially the same for the substrate surface constituted by the crystal lattice.
  • the strain state of the crystal lattice can be detected by using, for example, Raman spectroscopy.
  • the strain states of the high dislocation density region 31 and the low dislocation density region 32 will be described in detail with specific examples of detection results using Raman spectroscopy.
  • the detection of the strain state using Raman spectroscopy may be performed by analyzing the spectrum of Raman scattered light obtained by irradiating the GaN substrate 30 with light of a predetermined wavelength. Such detection can be performed using a known micro-Raman spectrometer.
  • the detection of the strain state of the high dislocation density region 31 and the low dislocation density region 32 was performed, for example, as shown in FIG. Specifically, a plurality of regularly arranged evaluation points (white points in the figure, for example, 50 ⁇ 50 points) were set for each of the high dislocation density region 31 and the low dislocation density region 32.
  • the mapping measurement range including each evaluation point includes an attachment portion of the foreign matter 33 for focusing the optical microscope image of the microscopic Raman spectroscopic device.
  • a monochromatic laser beam having a predetermined wavelength for example, 532 nm
  • a monochromatic laser beam having a predetermined wavelength for example, 532 nm
  • the Raman scattered light obtained thereby is detected, and a spectrum analysis is performed on the detection result, thereby distortion.
  • the state was detected.
  • a so-called Raman spectrum is obtained.
  • FIG. 18 shows an example of the result of overwriting the Raman spectra having shift peaks of the peak E 2 (high) mode near 567 cm ⁇ 1 , obtained at all evaluation points.
  • the overwriting result shown here in each of the overwritten Raman spectra, there is a Raman spectrum in which the shift peak is weak or a slight shift is observed. believed, not observed a change in the shift amount of E 2 mode in addition to effects due to foreign matter 33. That is, the same Raman spectrum is obtained in both the high dislocation density region 31 and the low dislocation density region 32 except for the portion where the foreign substance 33 is attached.
  • Figure 19 shows an example of the shift peak of the resulting E 2 mode at each evaluation point obtained by mapping in plan. Note that the difference in shift peak is represented by the difference in display brightness at each evaluation point. According to the mapping result shown here, a slight shift is seen at the location where the foreign substance 33 is attached, but the other locations have substantially the same display brightness. That is, the same shift peak is obtained in both the high dislocation density region 31 and the low dislocation density region 32 except for the portion where the foreign substance 33 is attached.
  • the GaN substrate 30 of this embodiment has no shift change in the Raman spectrum of the high dislocation density region 31 and no distortion of the crystal lattice of the GaN crystal in the high dislocation density region 31. It can also be seen that the GaN substrate 30 of this embodiment has no distortion in the crystal lattice of the GaN crystal in the low dislocation density region 32 as in the high dislocation density region 31.
  • the dislocation density distribution state differs between the high dislocation density region 31 and the low dislocation density region 32, but the strain state of the crystal lattice of the GaN crystal is the same for each of the regions 31 and 32. There is no distortion in the crystal lattice, and the regions 31 and 32 are substantially the same.
  • substantially the same means that, in addition to the case where the strain states are completely matched in each of the regions 31 and 32, for example, if the adhesion of the foreign matter 33, the measurement error, etc. are taken into consideration, they are regarded as being within the scope of common technical knowledge. This includes cases where there is a difference that does not cause any problems.
  • the strain state of the crystal lattice of the GaN crystal is substantially the same in the high dislocation density region 31 and the low dislocation density region 32, and the regions 31 and 32 are not strained in the crystal lattice. Then, the regions 31 and 32 are not distorted even on the substrate surface of the GaN substrate 30 constituted by the crystal lattice. Therefore, in the GaN substrate 30, a high dislocation density region 31 that divides a plurality of low dislocation density regions 32 is joined to each low dislocation density region 32 without distortion.
  • the GaN substrate 30 of this embodiment is obtained by arranging a plurality of seed crystal substrates with a certain gap (gap) and growing crystal films to join various crystal substrates.
  • a substrate obtained by forming a mask at a bonding portion between various crystal substrates or bonding a crystal substrate may cause distortion of the crystal lattice of the GaN crystal at the bonding portion between the seed crystal substrates. . This is presumably because if a gap, a mask, or the like is present at the junction between the seed crystal substrates, an influence such as ELO or pendeo epitaxy occurs during crystal growth. Such partial crystal lattice distortion may cause distortion of the substrate surface.
  • the GaN substrate 30 of the present embodiment even if the high dislocation density region 31 is configured to divide the low dislocation density region 32, each of the regions 31 and 32 is in a non-distorted state.
  • the entire substrate is not distorted, and is particularly suitable for dealing with an increase in the diameter of the substrate having a diameter of 100 mm or more. As a result, the efficiency of semiconductor device fabrication can be improved.
  • the main surface of the GaN substrate 30 has a high dislocation density region 31 and a low dislocation density region 32 and the main surface does not include an inversion domain as a polarity reversal zone, the need for an increase in diameter
  • the need for an increase in diameter thus, it is possible to obtain a high-quality GaN substrate 30. More specifically, having a high dislocation density region 31 and a low dislocation density region 32 is a result obtained by combining a plurality of substrates 10, that is, can easily and appropriately respond to the need for an increase in diameter. It can be said that it is a sign of that.
  • the high dislocation density region 31 and the low dislocation density region 32 are provided, the high dislocation density region 31 is set as an unusable area (nonuse area), and a usable area (use area) for manufacturing a semiconductor device. ), The low dislocation density region 32 can be selectively used. In addition, if an inversion domain is not included, the possibility of abnormal growth can be eliminated. Therefore, the main surface of such a configuration is very high quality as a region for manufacturing a semiconductor device.
  • the directionality of the GaN substrate 30 can be determined. Therefore, for example, the orientation of the GaN substrate 30 can be determined regardless of the orientation flat, notch, etc., and it becomes possible to eliminate the orientation flat, notch, etc. (that is, the portion to be cut / discarded). . Furthermore, since the high dislocation density region 31 is present over the entire main surface, it can be used not only for determining the directionality but also for more accurate alignment. Specifically, for example, it is conceivable that mask alignment for manufacturing a semiconductor device is accurately performed using the high dislocation density region 31 that is an unusable area.
  • the high dislocation density region 31 is a region having a high impurity concentration (especially oxygen concentration) as well as the dislocation density, the high dislocation density region 31 is formed on the main surface by cutting the GaN substrate 30 by electric discharge machining. The configuration of existence can be made obvious. Therefore, the effect produced by the presence of the high dislocation density region 31 can be ensured.
  • each low dislocation density region 32 has an area of at least 1 mm 2 or more, it is preferable as a region for manufacturing a semiconductor device. Furthermore, if it has an area of preferably 4 mm 2 or more, more preferably 100 mm 2 or more (for example, 10 ⁇ 10 mm 2 or more), for example, a semiconductor device to be manufactured is a power device (power semiconductor element). However, it can sufficiently cope with the chip size (for example, about 2 to 3 mm square, and about 10 mm square at the maximum). Therefore, the GaN substrate 30 having the main surface having such a configuration has a very high quality as a semiconductor device.
  • the outer diameter and shape of the substrate 20 can be arbitrarily changed by combining a plurality of relatively small-diameter substrates 10. In this case, even if the diameter of the substrate 20 is increased, it is possible to suppress an increase in off-angle variation in the main surface. For example, the variation in the off angle in the main surface of the entire substrate 20 can be made equal to or less than the variation in the off angle in the main surface of each substrate 10. As described above, the high-quality GaN substrate 30 can be manufactured by using the large-diameter substrate 20 with little variation in off-angle.
  • FIG. 10 is a photograph showing a structural example of a crystal growth substrate obtained by combining a plurality of regular hexagonal seed crystal substrates.
  • the diameter of the crystal growth substrate shown here is about 16 cm, but the variation in the off angle in the main surface of the entire crystal growth substrate is the variation in the off angle in the main surface of the various crystal substrates constituting this substrate. It has been confirmed that it is equal to or less than. Thus, it can be said that a large-diameter crystal growth substrate with small variation in off-angle is difficult to manufacture without the knowledge exemplified in this embodiment.
  • substrate 10 will have the rotational symmetry of 2 times or more, and 6 times in this embodiment.
  • defects and distortions included in the substrate 20 that is, defects and distortions caused by the influence of the joint portion of the adjacent substrate 10 are evenly distributed over the plane (to have six-fold rotational symmetry).
  • the same effect can be obtained for the GaN substrate 30 manufactured using the same, and it becomes possible to make this substrate a high-quality substrate in which the distribution of warpage is uniform over the surface and is difficult to break.
  • the bonding strength can be increased.
  • the substrate 5 can be cleaved with good controllability by forming a concave groove on the back surface of the substrate 5 in advance. Thereby, even when the side surfaces of the substrate 10 are bonded to each other by, for example, the a surfaces, it is possible to cleave at the a surface (that is, a surface that is difficult to cleave).
  • (J) Crystal growth of the GaN crystal film 14 is performed in a state in which a plurality of substrates 10 are bonded onto the holding plate 12 (a state in which the adhesive 11 is solidified). Therefore, the bonding strength between the substrates 10 can be increased, and the quality of crystals grown on these substrates can be improved. Further, compared with the case where the substrate 10 is fixed on the holding plate 12 by fixing the substrate 10 from the outer periphery without using the adhesive 11, the bonding strength between the substrates 10 is increased, or crystals are grown on these. It is possible to improve the quality of the product. This is because when a jig is used, a pressure is applied to the arranged substrates 10 along the arrangement direction at least at room temperature.
  • (M) By making the substrate 20 into a disk shape, it is possible to improve the in-plane uniformity of crystals grown on the substrate 20. This is because, when performing vapor phase growth by rotating the substrate 20 in the HVPE apparatus 200 as in the present embodiment, the substrate 20 is formed into a disk shape, so that the supply conditions of the source gas and the like in the plane of the substrate 20 This is because it is possible to make the values even.
  • a rectangular crystal growth substrate formed by joining strip-shaped seed crystal substrates as shown in FIG. 12A is used, or as shown in FIG.
  • the outer edge of the high dislocation density region 31 can be easily and accurately specified.
  • a plurality of seed crystal substrates are arranged with a certain amount of gap (gap), and a crystal film is grown and various crystal substrates are bonded to each other. Unlike substrates obtained by forming and bonding, there is no influence of ELO or pendeo epitaxy during crystal growth, and there is no large strain distribution in the crystal plane. Yield can be improved.
  • the dislocation density distribution state in each region 31, 32 is different from each other in each region 31, 32. If the strain state is substantially the same, and if each of the regions 31 and 32 is in a state where there is no strain, there is no strain in the entire substrate, so that the diameter of the substrate is particularly increased to 100 mm or more. As a result, the efficiency of semiconductor device fabrication can be improved.
  • the same effects as those of the above-described embodiment can be obtained.
  • defects and distortions included in the substrate 20 can be more evenly distributed in the plane than in the arrangement shown in FIG. preferable.
  • this substrate can be a high-quality substrate in which the distribution of warpage is more uniform over the surface and is more difficult to crack. In terms, it is preferable.
  • the same effect as the above-described embodiment is obtained. can get.
  • the arrangement shown in FIGS. 2A and 3A disperses defects and strains included in the substrate 20 more evenly in the plane than the arrangement shown in FIG. 4A. Is preferable in that it becomes possible.
  • the same effect can be obtained for the finally obtained GaN substrate 30, and this substrate can be a high-quality substrate in which the distribution of warpage is more uniform over the surface and is more difficult to crack. In terms, it is preferable.
  • all the surfaces facing the side surfaces of the other substrate 10 may be M surfaces. Since the M surface is a surface that can be easily cleaved, the substrates 5 to 10 can be efficiently manufactured at low cost.
  • the variation in the off angle (the difference between the maximum value and the minimum value of the off angle) in the main surface of each substrate 5 is less than 0.1 °, and It is preferable that the variation in the off angle between the plurality of substrates 5 (difference between the maximum value and the minimum value of the off angle) is less than 0.1 °. As a result, the bonding strength between the adjacent substrates 10 can be sufficiently increased.
  • the bonding strength of the adjacent substrates 10 by changing the thicknesses of the adjacent substrates 10 and providing gaps in the heights of these main surfaces. This is because by providing a gap in the height of the main surface, it is possible to disturb the gas flow in the vicinity of the joint portion of the adjacent substrate 10 (cause the gas to stay around the joint portion). This is because it is possible to locally promote the crystal growth at the same time. In addition, by providing a gap in the height of the main surface, it is possible to appropriately control the direction of the gas flow that flows around the joint, and thereby promote crystal growth in the creeping direction. It is.
  • the holding plate 12 and the substrate 10 are made of different materials and these are bonded using the adhesive 11 .
  • the present invention is not limited to such an embodiment.
  • a substrate made of GaN polycrystal GaN polycrystalline substrate
  • the holding plate 12 and the substrate 10 may be directly joined without using the adhesive 11.
  • the substrate 10 by plasma-treating the surface of the holding plate 12 made of GaN polycrystal, its main surface is terminated with an OH group, and then, by placing the substrate 10 directly on the main surface of the holding plate 12, Can be joined together. Then, by annealing the laminated body in which the holding plate 12 and the substrate 10 are bonded, moisture remaining between the holding plate 12 and the substrate 10 can be removed. It can be suitably used as the assembly substrate 13 or the substrate 20.
  • HVPE method hydride vapor phase growth method
  • MOCVD method metal organic chemical vapor deposition method
  • the present invention is not limited to such an embodiment. That is, after the assembly substrate 13 is prepared, the GaN crystal film 14 is grown thickly on the substrate 10 as shown in FIG. 8A, and then the GaN crystal film 14 is sliced as shown in FIG. 8B. Thus, one or more GaN substrates 30 may be obtained. That is, the process from the preparation of the assembly substrate 13 to the manufacture of the GaN substrate 30 may be performed consistently without going through the process of making the substrate 20 self-supporting.
  • the heating of the substrate 10 is performed via the holding plate 12 and the adhesive 11, so that the heating efficiency is lowered.
  • substantially the same effect as the above-described embodiment can be obtained.
  • the vapor phase growth process of step 3 may be omitted.
  • the growth conditions in steps 3 and 5 may be varied as described above, and these steps may be performed without being omitted.
  • the substrate 20 obtained in this way does not include the substrate 10 in its configuration.
  • the substrate 20 is indirectly affected by the bonding portion of the substrate 10.
  • the main surface of the substrate 10 is a regular hexagon, as shown by the shaded area in FIG. 9, the high defect area forms a honeycomb pattern and has six-fold rotational symmetry as described above.
  • the present invention is not limited to GaN, for example, nitride of aluminum nitride (AlN), aluminum gallium nitride (AlGaN), indium nitride (InN), indium gallium nitride (InGaN), aluminum indium gallium nitride (AlInGaN), etc.
  • the present invention can also be suitably applied to the production of a substrate made of a group III nitride crystal represented by a composition formula of Al x In y Ga 1-xy N (0 ⁇ x + y ⁇ 1). is there.
  • Appendix 2 The nitride crystal substrate according to appendix 1, wherein each of the plurality of low dislocation density regions has an area of at least 1 mm 2 or more.
  • Appendix 4 The nitride crystal substrate according to any one of appendices 1 to 3, wherein the high dislocation density region forms a honeycomb pattern in which a planar shape is a regular hexagonal contour shape.
  • the plurality of low dislocation density regions have a crystal orientation distribution in each region,
  • Appendix 10 The nitride crystal substrate according to any one of appendices 1 to 9, wherein the high dislocation density region and the low dislocation density region are different in average impurity concentration.
  • Appendix 12 The nitride crystal substrate according to appendix 11, wherein the strain states in the high dislocation density region and the low dislocation density region are substantially the same.
  • a substrate for crystal growth having symmetry.
  • Appendix 17 The crystal according to appendix 14 or 15, wherein, of the side surfaces of the seed crystal substrate, all the surfaces facing the side surfaces of the other seed crystal substrate are a-planes and are planes (equivalent planes) having the same orientation as each other. Growth substrate.
  • the seed crystal substrate is formed by processing a crystal substrate having an outer diameter larger than that of the seed crystal substrate (removing the peripheral edge from the crystal substrate),
  • the side surface of the seed crystal substrate includes a melting surface (laser machining surface) or a cutting surface (machined surface) generated by forming a groove on the back surface of the crystal substrate, and the crystal substrate along the groove.
  • a crystal growth substrate having a crystal film grown on a seed crystal substrate The crystal film has a high dislocation density region (high defect region) having a dislocation density (or defect density) larger than an average dislocation density (or defect density) in the crystal film,
  • the high dislocation density region constitutes a honeycomb pattern combining a contour shape whose planar shape is a regular hexagon,
  • the honeycomb pattern has a crystal growth having a symmetry of 3 times or more when the crystal growth substrate is rotated once around the axis passing through the center of the main surface of the crystal growth substrate and orthogonal to the main surface.
  • Substrate A crystal growth substrate having a crystal film grown on a seed crystal substrate,
  • the crystal film has a high dislocation density region (high defect region) having a dislocation density (or defect density) larger than an average dislocation density (or defect density) in the crystal film,
  • the high dislocation density region constitutes a honeycomb pattern combining a contour shape whose planar shape is a regular hexagon,
  • a crystal growth substrate having a base surface on which a nitride crystal is grown, A crystal film grown on a plurality of seed crystal substrates made of nitride crystals arranged in a plane so that the main surfaces are parallel to each other and the side surfaces are opposed to each other;
  • the crystal film is affected by the joint portion of the seed crystal substrate, and thereby has a high dislocation density region (or defect density) having a dislocation density (or defect density) larger than an average dislocation density (or defect density) in the crystal film.
  • the high dislocation density region comprises a honeycomb pattern in which the principal surface of the substrate constituting at least a portion other than the peripheral portion of the plurality of seed crystal substrates has a regular hexagonal planar shape,
  • the honeycomb pattern has a crystal growth having a symmetry of 3 times or more when the crystal growth substrate is rotated once around the axis passing through the center of the main surface of the crystal growth substrate and orthogonal to the main surface.
  • a nitride crystal substrate having a crystal film grown on a crystal growth substrate The crystal film has a high dislocation density region (high defect region) having a dislocation density (or defect density) larger than an average dislocation density (or defect density) in the crystal film,
  • the high dislocation density region constitutes a honeycomb pattern combining a contour shape whose planar shape is a regular hexagon,
  • the honeycomb pattern has a symmetry of three or more times when the nitride crystal substrate is rotated once about the axis passing through the center of the main surface of the nitride crystal substrate and orthogonal to the main surface. Crystal substrate.
  • the crystal film is affected by the joint portion of the seed crystal substrate, and thereby has a high dislocation density region (or defect density) having a dislocation density (or defect density) larger than an average dislocation density (or defect density) in the crystal film.
  • the high dislocation density region comprises a honeycomb pattern in which the principal surface of the substrate constituting at least a portion other than the peripheral portion of the plurality of seed crystal substrates has a regular hexagonal planar shape,
  • the honeycomb pattern has a symmetry of three or more times when the nitride crystal substrate is rotated once about the axis passing through the center of the main surface of the nitride crystal substrate and orthogonal to the main surface. Crystal substrate.
  • a substrate constituting at least a portion other than the peripheral portion (of the crystal growth substrate) among the plurality of seed crystal substrates a substrate having a regular hexagonal plane shape and an area of at least 1 mm 2 or more Use
  • the honeycomb pattern in which the seed crystal substrate is combined is rotated one or more times when the crystal growth substrate is rotated once about the axis passing through the center of the main surface of the crystal growth substrate and orthogonal to the main surface.
  • the main surface has a continuous high dislocation density region and a plurality of low dislocation density regions divided by the high dislocation density region, and the main surface has a polarity inversion region.
  • a method for producing a nitride crystal substrate is provided, wherein the nitride crystal substrate is configured so as not to contain the nitride crystal substrate.
  • a substrate for crystal growth through a step of arranging a plurality of seed crystal substrates made of nitride crystals in a planar manner so that their main surfaces are parallel to each other and their side surfaces are opposed to each other,
  • a substrate constituting at least a portion other than the peripheral portion of the crystal growth substrate among the plurality of seed crystal substrates a substrate whose main surface has a regular hexagonal shape is used.
  • the honeycomb pattern formed of the joint portion of the seed crystal substrate is rotated once by rotating the crystal growth substrate about the axis passing through the center of the main surface of the crystal growth substrate and orthogonal to the main surface, three times.
  • (Appendix 22) Preparing an assembly substrate in which a plurality of the seed crystal substrates are bonded on a holding plate via an adhesive; Heating the assembly substrate to grow a crystal film on the seed crystal substrate; And a step of making the crystal growth substrate formed by adjoining the seed crystal substrate adjacent to each other by the crystal film, In the step of self-supporting the crystal growth substrate, the crystal growth substrate and the holding plate are separated by peeling the surface layer (only) of the holding plate.
  • Appendix 24 24.
  • Appendix 25 The method for manufacturing a substrate for crystal growth according to any one of appendices 22 to 24, wherein a material having a linear expansion coefficient close to that of the crystal constituting the seed crystal substrate is used as the material of the adhesive.
  • Appendix 26 The method for manufacturing a substrate for crystal growth according to any one of appendices 22 to 25, wherein a material having a linear expansion coefficient close to that of the crystal constituting the crystal film is used as the material of the adhesive.
  • Appendix 27 As the material of the holding plate, using any one of isotropic graphite, anisotropic graphite, and a composite material formed by coating the surface of a flat substrate made of isotropic graphite with anisotropic graphite, 27.
  • Appendix 28 The adhesive is applied only to a region (preferably a central portion) excluding a peripheral edge portion of the back surface of the seed crystal substrate (thereby preventing the adhesive from entering the main surface side of the seed crystal substrate. ) 28.
  • seed crystal substrate 20 crystal growth substrate 30 GaN substrate (nitride crystal substrate) 31 High dislocation density region 32 Low dislocation density region

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Computer Hardware Design (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)

Abstract

直径が１００ｍｍ以上の窒化物結晶からなる窒化物結晶基板であって、主面に、連続する高転位密度領域と、高転位密度領域によって区分けされる複数の低転位密度領域と、を有するとともに、主面は極性反転区を含まないものとする。

Description

窒化物結晶基板
　本発明は、窒化物結晶基板に関する。
　発光素子や高速トランジスタ等の半導体デバイスを作製する際、例えば窒化ガリウム等の窒化物結晶からなる基板（以下、窒化物結晶基板）が用いられる。窒化物結晶基板は、サファイア基板やそれを用いて作製した結晶成長用基板上に、窒化物結晶を成長させる工程を経ることで製造することができる。近年、直径が例えば２インチを超えるような大径の窒化物結晶基板を得るため、結晶成長用基板を大径化させるニーズが高まっている（例えば特許文献１参照）。
特開２００６－２９０６７６号公報
　本発明の目的は、結晶成長用基板を大径化させ、これを用いて製造される良質な窒化物結晶基板に関する技術を提供することにある。
　本発明の一態様によれば、
　直径が１００ｍｍ以上の窒化物結晶からなる窒化物結晶基板であって、
　主面に、連続する高転位密度領域と、前記高転位密度領域によって区分けされる複数の低転位密度領域と、を有するとともに、
　前記主面は極性反転区を含まない
　窒化物結晶基板が提供される。
　本発明によれば、大径化のニーズに対応しつつ、良質な窒化物結晶基板を得ることが可能となる。
（ａ）は種結晶基板１０を作製する際に用いられる小径種基板５の平面図であり、（ｂ）は小径種基板５の裏面に凹溝を形成する様子を示す断面図であり、（ｃ）は凹溝に沿って小径種基板５を劈開させてその周縁部を除去する様子を示す模式図であり、（ｄ）は小径種基板５の周縁部を除去することで得られた種結晶基板１０の平面図であり、（ｅ）は種結晶基板１０の側面図である。 （ａ）は複数の種結晶基板１０が保持板１２上に接着されてなる組み立て基板１３の一例を示す平面図であり、（ｂ）は図２（ａ）に示す組み立て基板１３のＢ－Ｂ’断面図である。 （ａ）は複数の種結晶基板１０が保持板１２上に接着されてなる組み立て基板１３の変形例を示す平面図であり、（ｂ）は図３（ａ）に示す組み立て基板１３のＢ－Ｂ’断面図である。 （ａ）は複数の種結晶基板１０が保持板１２上に接着されてなる組み立て基板１３の変形例を示す平面図であり、（ｂ）は図４（ａ）に示す組み立て基板１３のＢ－Ｂ’断面図である。 結晶膜１４，２１を成長させる際に用いられる気相成長装置２００の概略図である。 （ａ）は種結晶基板１０上に結晶膜１４を成長させた様子を示す模式図であり、（ｂ）は種結晶基板１０が接合されてなる結晶成長用基板２０を自立させる様子を示す模式図であり、（ｃ）は裏面洗浄後の結晶成長用基板２０の模式図である。 （ａ）は結晶成長用基板２０上に結晶膜２１を厚く成長させた様子を示す模式図であり、（ｂ）は厚く成長させた結晶膜２１をスライスすることで複数枚の窒化物結晶基板３０を取得する様子を示す模式図である。 （ａ）は種結晶基板１０上に結晶膜１４を厚く成長させた様子を示す断面構成図であり、（ｂ）は厚く成長させた結晶膜１４をスライスすることで複数枚の結晶成長用基板３０を取得する様子を示す模式図である。 結晶成長用基板２０およびこれを用いて作製した窒化物結晶基板３０の平面構成を例示する模式図である。 複数の種結晶基板が接合されてなる結晶成長用基板の一構成例を示す写真である。 （ａ）は結晶成長方法の比較例を示す模式図であり、（ｂ）は結晶成長方法の他の比較例を示す模式図であり、（ｃ）は結晶成長方法のさらに他の比較例を示す模式図である。 （ａ）（ｂ）はそれぞれ、結晶成長用基板の比較例を示す模式図である。 窒化物結晶基板３０の高転位密度領域３１についてのＣＬ法による転位密度測定の一例を示す説明図である。 窒化物結晶基板３０の低転位密度領域３２についてのＣＬ法による転位密度測定の一例を示す説明図である。 高転位密度領域３１および低転位密度領域３２のそれぞれについて基板上の位置と転位密度との関係の一例を示す説明図である。 基板上の位置と転位密度との関係の比較例を示す説明図である。 高転位密度領域３１および低転位密度領域３２のそれぞれについてラマン分光法を利用した歪み状態の検出を行う場合の評価点の一例を示す説明図である。 高転位密度領域３１および低転位密度領域３２における各評価点で得られたラマンスペクトルを重ね書きした結果の一例を示す説明図である。 高転位密度領域３１および低転位密度領域３２における各評価点で得られたＥ２モードのシフトピークを平面的にマッピングした結果の一例を示す説明図である。
＜本発明の一実施形態＞
　以下、本発明の一実施形態について図面を参照しながら説明する。
（１）窒化物結晶基板の製造方法
　本実施形態では、以下に示すステップ１～５を実施することで、窒化物結晶基板として、窒化ガリウム（ＧａＮ）の結晶からなる結晶基板（以下、ＧａＮ基板ともいう）を製造する例について説明する。
（ステップ１：種結晶基板の用意）
　本実施形態では、ＧａＮ基板を製造する際、図２（ａ）に平面視を例示するような円板状の外形を有する結晶成長用基板２０（以下、基板２０とも称する）を用いる。そこで本ステップでは、まず、基板２０を構成する種結晶基板１０（以下、基板１０とも称する）を作製する際に用いられるベース材料として、図１（ａ）に実線で外形を示すようなＧａＮ結晶からなる小径種基板（結晶基板、材料基板）５（以下、基板５とも称する）を複数枚用意する。基板５は、作製しようとする基板１０よりも大きな外径を有する円形の基板であって、例えば、サファイア基板等の下地基板上にＧａＮ結晶をエピタキシャル成長させ、成長させた結晶を下地基板から切り出してその表面を研磨すること等により作製することができる。ＧａＮ結晶は、気相成長法や液相成長法を問わず、公知の手法を用いて成長させることができる。現在の技術水準では、直径２インチ程度のものであれば、その主面（結晶成長の下地面）内におけるオフ角のばらつき、すなわち、オフ角の最大値と最小値との差が、例えば０．３°以内と比較的小さく、また、欠陥密度や不純物濃度の少ない良質な基板を、比較的安価に得ることができる。ここでオフ角とは、基板５の主面の法線方向と、基板５を構成するＧａＮ結晶の主軸方向（主面に最も近い低指数面の法線方向）と、のなす角をいう。
　本実施形態では、一例として、直径が２インチ程度であって、厚さが０．２～１．０ｍｍである基板を、基板５として用いる場合について説明する。また、本実施形態では、基板５の主面すなわち結晶成長面が、ＧａＮ結晶のｃ面に対して平行であるか、或いは、この面に対して±５°以内、好ましくは±１°以内の傾斜を有するような基板を、基板５として用いる場合について説明する。また、本実施形態では、複数の基板５を用意する際、それぞれの基板５の主面内におけるオフ角のばらつき（オフ角の最大値と最小値との差）が０．３°以内、好ましくは０．１５°以内であり、かつ、複数の基板５間におけるオフ角のばらつき（オフ角の最大値と最小値との差）が０．３°以内、好ましくは０．１５°以内であるような基板群を、複数の基板５として用いる例について説明する。 
　なお、本明細書で用いる「ｃ面」という用語は、ＧａＮ結晶の＋ｃ面、すなわち、（０００１）面に対して完全に平行な面だけでなく、上述のように、この面に対してある程度の傾斜を有する面を含み得る。この点は、本明細書において「ａ面」、「Ｍ面」という用語を用いる場合も同様である。すなわち、本明細書で用いる「ａ面」という用語は、ＧａＮ結晶のａ面、すなわち、（１１－２０）面に対して完全に平行な面だけでなく、この面に対して上記と同様の傾斜を有する面を含み得る。また、本明細書で用いる「Ｍ面」という用語は、ＧａＮ結晶のＭ面、すなわち、（１０－１０）面に対して完全に平行な面だけでなく、この面に対して上記と同様の傾斜を有する面を含み得る。
　基板５を用意したら、図１（ｂ）に示すように、結晶成長面（＋ｃ面）の反対側の面である裏面（－ｃ面）に凹溝、すなわちスクライブ溝を形成する。凹溝は、例えば、レーザ加工法や機械加工法のような公知の手法を用いて形成することが可能である。凹溝を形成した後、図１（ｃ）に示すように、凹溝に沿って基板５を劈開させてその周縁部を除去することで、基板１０が得られる。図１（ｄ）に、基板１０の平面構成を示す。
　基板１０の平面形状は、基板１０を同一平面上に複数並べた場合に、これらを平面充填させること、すなわち、隙間なく敷き詰めることが可能な形状とするのが好ましい。また、本実施形態のように基板１０の主面（結晶成長面）を＋ｃ面とする場合、後述する理由から、基板１０の側面のうち、他の基板１０の側面と当接する全ての面、すなわち、他の基板１０の側面と対向する（向かい合う）全ての面をＭ面又はａ面とし、かつ、互いに同一方位の面（等価な面）とするのが好ましい。例えば、本実施形態のように基板１０の主面（結晶成長面）をｃ面とする場合、基板１０の側面のうち、他の基板１０の側面と対向する全ての面をａ面とすることが考えられる。
　ＧａＮ結晶は六方晶系の結晶構造を有することから、上述の要求を満たすようにするには、少なくとも基板２０の周縁部（円弧部）以外の部分を構成する基板１０の平面形状を、正三角形、平行四辺形（内角６０°および１２０°）、台形（内角６０°および１２０°）、正六角形、および、平行六辺形のうちいずれかの形状とするのが好ましい。基板１０の平面形状を正方形や長方形とすると、基板１０の側面のうちいずれかの面をａ面とした場合に、その面に直交する側面が必然的にＭ面となってしまい、それぞれが同一方位の面とはならない。また、基板１０の平面形状を円形や楕円形とすると、平面充填させることができず、また、基板１０の側面をＭ面又はａ面で、かつ、互いに同一方位の面とすることは不可能となる。
　なお、上述した数種類の形状のうち、少なくとも基板２０の周縁部以外の部分を構成する基板１０の平面形状は、図１（ｄ）に示すように正六角形とするのが特に好ましい。この場合、平面形状が円形である基板５から、基板１０を、最大限の大きさで効率よく取得、すなわち、材料取りすることが可能となる。また、後述するステップ２において基板１０を同一平面上に平面充填させる際、その配列はハニカムパターンを構成することになり、複数の基板１０は、平面視において相互に噛み合わさるように配列することになる。これにより、配列させた複数の基板１０に対して面内方向に沿って外力が加わったとき、その方向によらず、基板１０の配列ずれを抑制することが可能となる。これに対し、基板１０の平面形状を、正三角形、平行四辺形、台形、正方形、長方形等とした場合には、基板１０の平面形状を正六角形とする場合に比べ、特定の方向からの外力の影響を受けやすくなり、基板１０の配列ずれが生じやすくなる。本実施形態では、基板１０の平面形状を正六角形とする場合について説明している。なお、基板２０の周縁部を構成する基板１０の平面形状は、図２（ａ）に示すように、正六角形の一部を、円板状の基板２０の外周に沿うように円弧状に切り出した形状となる。基板２０の周縁部を構成する基板１０、すなわち、小面積の基板１０については、１枚の基板５から、１枚以上、好ましくは２枚以上を一緒に取得することが好ましい。１枚の基板５から複数枚の基板１０を取得する場合、基板５の無駄を少なくすることができ、また、基板１０の品質を揃えやすくなる点で、好ましい。
　基板１０の側面のうち、他の基板１０の側面と対向する全ての面をＭ面又はａ面とすれば、「Ｍ面又はａ面」以外の面である場合に比べて、以下の点で好ましいものとなる。
　例えば、全ての面をＭ面とすれば、基板１０の加工精度を高めることができる。これは、ＧａＮ結晶の取り得る面方位のうち、Ｍ面については、単位面積あたりの結合手密度が小さい（原子間の結合が弱い）等の理由により、劈開させることが容易となるからである。
　また、例えば、全ての面をａ面とすれば、他の側面と対向する接合部分の再破壊が生じ難くなり、基板１０の精度を高く維持し得るようになる。これは、ＧａＮ結晶の取り得る面方位のうち、ａ面については、単位面積あたりの結合手密度がＭ面における結合手密度よりも大きい（原子間の結合が強い）等の理由による。ただし、このことは、劈開させることが比較的困難となる要因にもなり得る。この点に関して、本実施形態では、上述したように基板５の裏面に凹溝（スクライブ溝）を形成してから劈開作業を行うこととしている。これにより、基板５を、Ｍ面以外の劈開性の弱い面（劈開しにくい面）方位で正確に劈開させることが可能となる。図１（ｅ）に、上述の手法で得られた基板１０の側面構成図を示す。図１（ｅ）に示すように、基板１０の側面には、基板５の裏面に凹溝を形成することで生じた融解面（レーザ加工面）或いは切削面（機械加工面）と、凹溝に沿って基板５を劈開させることで生じた劈開面と、が形成される。ここでいう融解面とは、例えば、結晶が一度融けた後に急激に固化することで形成されたアモルファス面等を含む面のことである。また、ここでいう切削面とは、例えば、裂開面等を含む面粗さ（粗さ）の比較的大きな面、すなわち粗い面（非鏡面）のことである。
　なお、凹溝は、あくまで、基板５を劈開させる際の制御性を高めるために設けるものである。そのため、凹溝を形成する際は、基板５を完全に切断（フルカット）してしまうことがないよう、その深さを調整する必要がある。凹溝の深さは、基板５の厚さＴに対して６０％以上９０％以下の範囲内の深さとするのが好ましい。凹溝の深さが基板５の厚さＴに対して６０％未満の深さとなると、劈開性の高いＭ面に沿って基板５が割れてしまうなど、所望の劈開面を得ることが困難となる場合がある。凹溝の深さを、基板５の厚さＴに対して６０％以上の深さとすることで、Ｍ面以外の面方位、例えばａ面に沿って劈開を成功させる等、所望の劈開面を得ることが可能となる。また、凹溝の深さを、基板５の厚さＴに対して９０％を超える深さとすると、劈開面の面積が過小となることで基板１０間の接合強度が不足し、基板２０を自立させることが困難となる場合がある。凹溝の深さを、基板５の厚さＴに対して９０％以下の深さとすることで、劈開面の面積を充分に確保でき、基板１０間の接合強度を高めることが可能となる。
　なお、発明者等の鋭意研究によれば、凹溝を用いた基板５の劈開は、直線部だけでなく、円弧部においても実施可能であることが分かっている。そのため、複数の基板１０のうち、基板２０の周縁部（円弧部）を構成する基板１０を取得する際、それらの全ての側面（直線状および円弧状の側面）を、凹溝を利用した劈開作業により形成するのが好ましい。このようにした場合、基板２０上に成長させる結晶膜の品質を、その面内全域にわたり、すなわち、周縁部においても向上させることが可能となる。
　劈開位置を正確に制御するため、凹溝の断面形状は、図１（ｂ）に示すようなＶ字状（開口部が広いテーパー状）の断面形状とするのが好ましい。なお、凹溝の開口幅については特に制限はないが、例えば０．２～１．８ｍｍが例示される。このように溝の寸法や形状を制御することで、基板５を劈開させる際の制御性を高めつつ、基板５を劈開させた際に形成される劈開面の幅（厚さ方向における幅）を充分に確保することが可能となる。これにより、後述するステップ３において隣接する基板１０の接合強度を高めたり、基板１０の接合部周辺に成長する結晶膜の品質を向上させたりすることが可能となる。
　上述の加工を施すと、基板５の切粉が大量に発生して基板１０に付着し、そのままでは後述の結晶成長に悪影響を及ぼす場合がある。そこで、切粉を除去する洗浄処理を行う。その手法としては、例えば、塩化水素（ＨＣｌ）と過酸化水素水（Ｈ２Ｏ２）とを１対１で混合して得た薬液を用いたバブリング洗浄が挙げられる。 
（ステップ２：種結晶基板の配置）
　基板１０を複数枚取得したら、ステップ２を行う。本ステップでは、ＧａＮ結晶からなる複数の基板１０を、それらの主面が互いに平行となり、それらの側面が互いに対向（当接）するように、すなわち、隣接する基板１０の側面同士が対向（当接）するように、平面状に、また円形状に配置（平面充填）する。
　図２（ａ）は、基板１０の配列パターンの一例を示す平面図である。本実施形態のように、平面形状が正六角形である基板１０を用いる場合、基板１０が平面充填されることでハニカムパターン（蜂の巣パターン）が構成される。複数の基板１０のうち、少なくとも基板２０の周縁部以外の部分を構成する基板は、平面形状が正六角形である主面を有することとなる。本図に示すように、基板１０の主面を組み合わせたハニカムパターンは、基板２０の主面の中心を通りこの主面に直交する軸を中心軸として基板２０を一回転させたとき、２回以上、本例では６回の回転対称性を有するように配置される。
　なお、この図に示すように、配列させた複数の基板１０の中から任意に選択された基板１０は、少なくとも２つ以上の他の基板１０と対向するように構成されていることが分かる。また、基板１０の側面は、互いに直交しないように構成されていることも分かる。これらの事象は、基板１０の平面形状として例えば正六角形、正三角形、平行四辺形、台形を選択し、複数の基板１０を、この図に示すように略円形に（一方向だけでなく多方向に）平面充填させた場合に得られる固有のものであるといえる。また、この図に示すように、複数の基板１０は、平面視において相互に噛み合って（組み合って）おり、ステップ３やその後の工程において、基板１０の配列ずれが生じにくくなるように配置されていることも分かる。この事象は、基板１０の平面形状を正六角形とし、複数の基板１０を、この図に示すように略円形に平面充填させた場合に得られる固有のものであるといえる。
　なお、ここでいう「複数の基板１０をそれらの主面が互いに平行となるように配置する」とは、隣接する基板１０の主面同士が、完全に同一平面上に配置される場合だけでなく、これらの面の高さに僅かな差がある場合や、これらの面が互いに僅かな傾きを持って配置される場合を含むものとする。すなわち、複数の基板１０を、これらの主面がなるべく同じ高さとなり、また、なるべく平行となるように配置することを意味する。但し、隣接する基板１０の主面の高さに差がある場合であっても、その大きさは、最も大きい場合で例えば１００μｍ以下、好ましくは５０μｍ以下とするのが望ましい。また、隣接する基板１０の主面間に傾きが生じた場合であっても、その大きさは、最も大きい面で例えば１°以下、好ましくは０．５°以下とするのが望ましい。また、複数の基板１０を配置する際は、これらを配列させることで得られる基板群の主面内におけるオフ角のばらつき（全主面内におけるオフ角の最大値と最小値との差）を、例えば０．３°以内、好ましくは０．１５°以内とするのが望ましい。これらが大きすぎると、後述するステップ３，５（結晶成長工程）で成長させる結晶の品質が低下する場合があるためである。
　また、ここでいう「複数の基板１０をそれらの側面が互いに対向するように配置する」とは、複数の基板１０を、これらの側面間になるべく隙間が生じないように近接して対向させて配置することを意味する。すなわち、隣接する基板１０の側面同士が、完全に、すなわち、隙間なく接触する場合だけでなく、これらの間に僅かな隙間が存在する場合も含むものとする。但し、隣接する基板１０の側面間に隙間が生じた場合であっても、室温条件におけるその大きさは、最も大きい場所で例えば１００μｍ以下、好ましくは５０μｍ以下とするのが望ましい。隙間が大きすぎると、後述するステップ３（結晶成長工程）を実施した際に、隣接する基板１０間が接合しなかったり、接合したとしてもその強度が不足したりする場合があるためである。また、ステップ３を実施した後における隣接する基板１０間の接合強度を高めるため、隣接する基板１０を、それらの側面のうち少なくとも劈開面が当接するように配置することが好ましい。
　なお、ステップ３における取り扱いを容易とするため、複数の基板１０は、例えば、平板として構成された保持板（支持板）１２上に固定するのが好ましい。図２（ｂ）に、複数枚の基板１０が接着剤１１を介して保持板１２上に接着されてなる組み立て基板１３の断面構成を示す。本図に示すように、基板１０は、その主面（結晶成長面）が上面となるように保持板１２上に、接着剤１１からなる層を介して設置される。言い換えると、基板１０と保持板１２との間には、接着剤１１からなる層が設けられている。
　保持板１２の材料としては、後述するステップ３（結晶成長工程）での成膜温度、成膜雰囲気に耐えられる耐熱性、耐蝕性を有し、また、基板１０やステップ３で形成するＧａＮ結晶膜１４を構成する結晶と、同等或いはそれより小さい線膨張係数を有する材料を用いることが好ましい。保持板１２の材料としてこのような材料を用いることで、ステップ３において基板１０間に隙間が形成されたり、基板１０間に形成された隙間が広がったりしてしまうことを抑制できるようになる。ここでいう線膨張係数とは、基板１０の主面（ｃ面）に平行な方向、すなわち、基板１０を構成するＧａＮ結晶のａ軸方向における線膨張係数をいう。ＧａＮ結晶のａ軸方向における線膨張係数は５．５９×１０－６／Ｋである。線膨張係数がこれらに比べて同等もしくは小さく、安価で入手が容易であり、ある程度の剛性を示す材料としては、例えば、等方性黒鉛、異方性黒鉛（パイロリティックグラファイト（以下、ＰＧとも略す）等）、シリコン（Ｓｉ）、石英、炭化珪素（ＳｉＣ）などが挙げられる。また、後述する理由から、これらの中でも、表層が剥離しやすいＰＧを特に好ましく用いることができる。また、等方性黒鉛、Ｓｉ、石英、ＳｉＣなどの平板基材の表面を、ＰＧ等の剥離しやすく耐蝕性に優れた材料により被覆（コーティング）してなる複合材料を、好適に用いることもできる。
　接着剤１１の材料としては、ステップ３での成膜温度よりも遙かに低い温度条件下にて所定時間保持されることで固化するような材料、例えば、常温～３００℃の範囲内の温度条件下で数分～数十時間乾燥させることで固化するような材料を好適に用いることができる。接着剤１１の材料としてこのような材料を用いることで、接着剤１１を固化させるまでの間、保持板１２上に配置された基板１０の位置、高さ、傾き等をそれぞれ微調整することが可能となる。例えば、基板１０の主面に高さの差がある場合や、基板１０の主面間に傾きがある場合には、平坦であることが予め確認されたガラス板等を、保持板１２上に配置された複数の基板１０の主面群に対して押し当てるようにすることで、複数の基板１０の高さや傾きを、それらの主面が互いに平行となるように微調整することが可能となる。また、ステップ３を開始する前の比較的低温条件下にて接着剤１１の固化（基板１０の固定）を完了させることができ、これにより、基板１０の位置ずれが抑制された状態でステップ３を開始することが可能となる。これらの結果、ステップ３で成長させるＧａＮ結晶膜１４の品質を向上させ、基板１０間の接合強度を高めることが可能となる。また、基板１０の接着作業を例えば手作業でも実施することが可能となり、接着作業の簡便性を著しく向上させ、接着作業に要する設備を簡便にすることが可能となる。
　また、接着剤１１の材料としては、後述するステップ３（結晶成長工程）での成膜温度、成膜雰囲気に耐えられる耐熱性、耐蝕性を有する材料を用いることが好ましい。接着剤１１の材料としてこのような材料を用いることで、ステップ３における昇温中に接着剤１１が熱分解等し、基板１０の固定が解除されることを回避できるようになる。また、基板１０の固定が不充分のままＧａＮ膜１４が成長することで最終的に得られる基板２０に反りが生じることを回避できるようになる。また、接着剤１１の熱分解による成長雰囲気の汚染を回避することができ、これにより、ＧａＮ膜１４の品質低下や基板１０間の接合強度の低下を防ぐことが可能となる。
　また、接着剤１１の材料としては、基板１０やステップ３で成長させるＧａＮ膜１４を構成する結晶と近い線膨張係数を有する材料を用いることが好ましい。なお、「線膨張係数が近い」とは、接着剤１１の線膨張係数と、ＧａＮ結晶膜１４を構成する結晶の線膨張係数と、が実質的に同等であること、例えば、これらの差が１０％以内であることを意味する。接着剤１１の材料としてこのような材料を用いることで、後述するステップ３を行う際、接着剤の線膨張係数差に起因して基板１０の面内方向に加わる応力を緩和させることができ、基板１０に反りやクラック等が生じることを回避することが可能となる。
　これらの要件を満たす接着剤１１の材料としては、例えば、耐熱性（耐火性）セラミックスと無機ポリマとを主成分とする耐熱性無機接着剤を用いることができ、特に、ジルコニアやシリカ等を主成分とする材料を好ましく用いることができる。このような接着剤としては、例えば、市販のアロンセラミックＣ剤やＥ剤（アロンセラミックは東亞合成株式会社の登録商標）が挙げられる。これらの接着剤は、例えば常温～３００℃の範囲内の温度で乾燥させて固化させることにより、１１００～１２００℃の高温に耐える硬化物を形成し、ステップ３での成膜雰囲気に対して高い耐蝕性を有するとともに、基板１０の位置ずれなどを生じさせない高い接着強度を示すことを確認済みである。また、基板１０上に成長させる結晶に影響を及ぼさないことも確認済みである。また、固化する前の段階で、常温下において例えば４００００～８００００ｍＰａ・ｓ程度の適正な粘性を示すことから、保持板１２上への基板１０の仮留めや位置合わせ等を行う際に、非常に好適であることも確認済みである。
　基板１０を保持板１２上に接着する際は、接着剤１１が基板１０の主面側に回り込んではみ出ることのないよう、基板１０の少なくとも周縁部を除く領域、例えば周縁部から所定幅離れた領域であって、好ましくは中央付近にのみ接着剤１１を塗布するのが好ましい。接着剤１１が主面側に回り込むと、その回り込んだ箇所及びその周辺において、ＧａＮ結晶膜１４の品質が著しく劣化したり、ＧａＮ結晶膜１４の成長が妨げられたりする場合がある。なお、接着剤１１の回り込みを防ぐような構造を、保持板１２の表面に設けるようにしてもよい。例えば、基板１０の周縁部の下方に位置する保持板１２の表面に凹溝を形成し、基板１０を接着する際に余分となった接着剤１１をこの凹溝内へ逃がすことにより、基板１０の主面側への接着剤１１の回り込みを抑制することが可能となる。
　なお、保持板１２の線膨張係数と基板１０の線膨張係数との間に差がある場合、特に、これらの差が大きい場合、基板１０の裏面側に塗布する接着剤１１の量を「極少量」に制限するのが好ましい。というのも、ステップ３を実施することで、保持板１２上に配置された隣接する基板１０は互いに接合された状態となる。複数の基板１０を一体化（合体）させて基板２０を得た後は、基板２０および保持板１２を、成膜温度から、例えば常温付近にまで降温させることになる。保持板１２および基板１０の線膨張係数に上述の差がある場合、これらの部材の熱収縮量の差に起因して、基板２０の面内方向に、引張応力或いは圧縮応力が加わることになる。線膨張係数の差によっては、基板２０の面内方向に大きな応力が加わり、基板２０を構成する基板１０や接合部にクラック等を生じさせる場合がある。このような課題に対し、発明者は、接着剤１１の量を適正に制限することが非常に有効であるとの知見を得ている。接着剤１１の量を適正に制限することで、基板２０の面内方向に上述の応力が加わったとき、固化した接着剤１１を適正なタイミングで破断させたり、固着させた接着剤１１を基板１０或いは保持板１２から剥離させたりすることができ、これにより、基板１０の破損等を回避することが可能となるのである。従って、ここで用いる「極少量」という文言は、少なくともステップ３を進行させるにあたり保持板１２上への基板１０の固定および位置ずれをそれぞれ防止することが可能な量であって、かつ、上述の線膨張係数差に起因して降温時の基板２０に対して応力が加わったとき、固化した状態の接着剤１１が破断或いは剥離することで基板１０等の破損を回避することが可能となるような、所定の幅を持ちうる量を意味している。
　また、保持板１２の線膨張係数と基板１０の線膨張係数との間に差がない場合であっても、或いは、これらの差が非常に小さい場合であっても、接着剤１１の線膨張係数と基板１０の線膨張係数との間に差がある場合、特に、これらの差が大きい場合には、接着剤１１の量を上述の「極少量」とするのが好ましい。これにより、接着剤１１と基板１０との線膨張係数差に起因して基板１０の面内方向に加わる応力を緩和させることができ、基板１０に反りやクラック等が生じることを回避することが可能となる。
　なお、接着剤１１の量を極小量に制限する場合、接着剤１１は、基板１０の中心部に塗布するのが好ましい。接着剤１１を基板１０の中心部に塗布する方が、基板１０の中心部以外の領域に塗布するよりも、基板１０の姿勢を調整したり、それを維持したりすることが容易となる。また、接着剤１１の主面側への回り込みもより確実に防止できるようになる。また、保持板１２上に接着された各基板１０は、後述するステップ３等で昇降温される際、接着剤１１により接着された箇所を基点として周囲方向に膨張或いは収縮することになる。この場合、接着剤１１を基板１０の中心部に接着することにより、隣接する基板１０間の隙間を基板２０面内で均等なものとすることが可能となる。また、隣接する基板１０間に隙間が存在しない場合においては、隣接する基板１０の側面（当接面）に加わる応力の分布を、基板２０面内で均等なものとすることが可能となる。但し、ここで用いる「基板１０の中心部」という文言は、必ずしも基板１０の幾何学的な中心に限らず、基板１０の幾何学的な中心を含む領域、或いは、幾何学的中心を含まないがその近傍の領域を意味している。
　接着剤１１を介して保持板１２上に基板１０を配置し、接着剤１１を固化させることで、組立基板１３の作製が完了する。なお、接着剤１１の固化が、複数の基板１０の主面が互いに平行となり、また、隣接する基板１０の側面が当接した状態で完了するように、接着剤１１が固化するまでの間、必要に応じて、基板１０の位置、傾き、高さをそれぞれ調整するのが好ましい。なお、接着剤１１の固化は、ステップ３の開始前に完了させておくのが好ましい。このようにすることで、後述するＨＶＰＥ装置２００への組立基板１３の投入および結晶成長のそれぞれを、複数の基板１０の位置ずれが抑制された状態で行うことが可能となる。
　なお、この組立基板１３を、すなわち、後述するＧａＮ膜１４を成長させる前の状態の組立基板１３を、本実施形態における基板２０の一態様として考えることもできる。すなわち、ここで得られた組立基板１３の主面（結晶成長面）上に、ハイドライド気相成長（ＨＶＰＥ）法等を用いて後述するＧａＮ結晶膜２１（以下、ＧａＮ膜２１とも称する）を厚く成長させ、この厚く成長させたＧａＮ膜２１をスライスすることにより、複数のＧａＮ基板３０を得るようにしてもよい。但し、後述するステップ３を実施し、複数の基板１０間がＧａＮ膜１４によって接合されてなる自立可能な接合基板を作製し、これを基板２０として用いる方が、基板１０の位置ずれ等を確実に防止でき、その取り扱いが容易となる点から、好ましい。
（ステップ３：結晶成長による接合）
　接着剤１１が固化し、組み立て基板１３の作製が完了したら、図５に示すハイドライド気相成長装置（ＨＶＰＥ装置）２００を用い、平面状に配置させた複数の基板１０の表面上に、第１結晶膜（接合用薄膜）としてのＧａＮ結晶膜１４を成長させる。
　ＨＶＰＥ装置２００は、石英等の耐熱性材料からなり、成膜室２０１が内部に構成された気密容器２０３を備えている。成膜室２０１内には、組み立て基板１３や基板２０を保持するサセプタ２０８が設けられている。サセプタ２０８は、回転機構２１６が有する回転軸２１５に接続されており、回転自在に構成されている。気密容器２０３の一端には、成膜室２０１内へＨＣｌガス、窒化剤としてのアンモニア（ＮＨ３）ガス、窒素（Ｎ２）ガスを供給するガス供給管２３２ａ～２３２ｃが接続されている。ガス供給管２３２ｃには水素（Ｈ２）ガスを供給するガス供給管２３２ｄが接続されている。ガス供給管２３２ａ～２３２ｄには、上流側から順に、流量制御器２４１ａ～２４１ｄ、バルブ２４３ａ～２４３ｄがそれぞれ設けられている。ガス供給管２３２ａの下流には、原料としてのＧａ融液を収容するガス生成器２３３ａが設けられている。ガス生成器２３３ａには、ＨＣｌガスとＧａ融液との反応により生成された塩化ガリウム（ＧａＣｌ）ガスを、サセプタ２０８上に保持された組み立て基板１３等に向けて供給するノズル２４９ａが接続されている。ガス供給管２３２ｂ，２３２ｃの下流側には、これらのガス供給管から供給された各種ガスをサセプタ２０８上に保持された組み立て基板１３等に向けて供給するノズル２４９ｂ，２４９ｃがそれぞれ接続されている。気密容器２０３の他端には、成膜室２０１内を排気する排気管２３０が設けられている。排気管２３０にはポンプ２３１が設けられている。気密容器２０３の外周にはガス生成器２３３ａ内やサセプタ２０８上に保持された組み立て基板１３等を所望の温度に加熱するゾーンヒータ２０７が、気密容器２０３内には成膜室２０１内の温度を測定する温度センサ２０９が、それぞれ設けられている。ＨＶＰＥ装置２００が備える各部材は、コンピュータとして構成されたコントローラ２８０に接続されており、コントローラ２８０上で実行されるプログラムによって、後述する処理手順や処理条件が制御されるように構成されている。
　ステップ３は、上述のＨＶＰＥ装置２００を用い、例えば以下の処理手順で実施することができる。まず、ガス生成器２３３ａ内に原料としてＧａ多結晶を収容し、また、組み立て基板１３を、気密容器２０３内へ投入（搬入）し、サセプタ２０８上に保持する。そして、成膜室２０１内の加熱および排気を実施しながら、成膜室２０１内へＨ２ガス（あるいはＨ２ガスとＮ２ガスとの混合ガス）を供給する。そして、成膜室２０１内が所望の温度となり組み立て基板１３が所望の成膜温度に到達するとともに、成膜室２０１内が所望の成膜圧力に到達したら、成膜室２０１内の雰囲気が所望の雰囲気に維持した状態で、ガス供給管２３２ａ，２３２ｂからガス供給を行い、組み立て基板１３（基板１０）の主面（表面）に対し、成膜ガスとしてＧａＣｌガスとＮＨ３ガスとを供給する。これにより、図６（ａ）に断面図を示すように、基板１０の表面上に、ＧａＮ結晶がエピタキシャル成長し、ＧａＮ結晶膜１４が形成される。ＧａＮ結晶膜１４が形成されることで、隣接する基板１０は、ＧａＮ結晶膜１４によって互いに接合され、一体化した状態となる。その結果、隣接する基板１０が接合されてなる基板２０が得られる。なお、成膜処理の過程での基板１０を構成する結晶の分解を防止するため、ＮＨ３ガスを、ＨＣｌガスよりも先行して、例えば成膜室２０１内の加熱前から供給するのが好ましい。また、ＧａＮ結晶膜１４の面内膜厚均一性を高め、隣接する基板１０の接合強度を面内でむらなく向上させるため、ステップ３は、サセプタ２０８を回転させた状態で実施するのが好ましい。
　ステップ３を実施する際の処理条件としては、以下が例示される。
　成膜温度（組み立て基板１３の温度）：９８０～１１００℃、好ましくは、１０５０～１１００℃
　成膜圧力（成膜室２０１内の圧力）：９０～１０５ｋＰａ、好ましくは、９０～９５ｋＰａ
　ＧａＣｌガスの分圧：１．５～１５ｋＰａ
　ＮＨ３ガスの分圧／ＧａＣｌガスの分圧：２～６
　Ｎ２ガスの分圧／Ｈ２ガスの分圧：１～２０
　ＧａＮ結晶膜１４の膜厚は、目的に応じ、所定の幅を有する膜厚帯から適宜選択することができ、例えば、基板２０の外径をＤｃｍとした場合に、３Ｄμｍ、好ましくは１０Ｄμｍ以上の厚さとすることができる。ＧａＮ結晶膜１４の膜厚が３Ｄμｍ未満であると、隣接する基板１０の接合力が不足し、基板２０の自立状態が維持できなくなり、その後のステップを進行させることが不可能となる。
　なお、ＧａＮ結晶膜１４の膜厚について特に上限はないが、ここで行う結晶成長は、あくまでも複数の基板１０を接合させて自立可能な状態とする目的に止めておくようにしてもよい。言い換えれば、ＧａＮ結晶膜１４の膜厚は、後述するステップ４（保持板剥がし、洗浄）において、互いに接合された基板１０からなる基板２０を保持板１２から取り外して洗浄等を行った状態であっても、隣接する基板１０の接合状態、すなわち、基板２０の自立状態が維持されるのに必要かつ最小の厚さに止めておくようにしてもよい。本実施形態のように、本格的な結晶成長工程としてステップ５を別途行うのであれば、ステップ３で成長させるＧａＮ結晶膜１４の膜厚を厚くしすぎると、成膜に用いる各種ガスの浪費や、ＧａＮ基板のトータルでの生産性低下を招いてしまう場合があるためである。このような観点から、ＧａＮ結晶膜１４の膜厚は、例えば、基板２０の外径をＤｃｍとした場合に、１００Ｄμｍ以下の厚さとしてもよい。
　これらのことから、本実施形態では、基板１０の外径が２インチ、基板２０の外径が６～８インチである場合、ＧａＮ結晶膜１４の膜厚は、例えば４５０μｍ以上２ｍｍ以下、好ましくは１５０μｍ以上２ｍｍ以下の範囲内の厚さとすることができる。
　なお、ＧａＮ結晶膜１４によって基板１０を接合させる際、基板１０の側面のうち、他の基板１０の側面と対向する全ての面をＭ面又はａ面とし、かつ、互いに同一方位の面とすることで、それらの接合強度を高めることが可能となる。ＧａＮ結晶膜１４の膜厚を同一膜厚とする場合、隣接する基板１０を「Ｍ面又はａ面」以外の面同士で接合させた場合よりも、隣接する基板１０をＭ面同士又はａ面同士で接合させた場合、特にａ面同士で接合させた場合の方が、基板１０の接合強度を高めることが可能となる。
（ステップ４：保持板剥がし、洗浄）
　ＧａＮ結晶膜１４の成長が完了し、隣接する基板１０が互いに接合された状態となったら、成膜室２０１内へＮＨ３ガス、Ｎ２ガスを供給し、成膜室２０１内を排気した状態で、ガス生成器２３３ａ内へのＨＣｌガスの供給、成膜室２０１内へのＨ２ガスの供給、ヒータ２０７による加熱をそれぞれ停止する。そして、成膜室２０１内の温度が５００℃以下となったらＮＨ３ガスの供給を停止し、その後、成膜室２０１内の雰囲気をＮ２ガスへ置換して大気圧に復帰させるとともに、成膜室２０１内を搬出可能な温度にまで低下させた後、成膜室２０１内から組み立て基板１３を搬出する。
　その後、隣接する基板１０が接合されてなる基板２０を保持板１２から引き剥がし、これらを分離させる（基板２０を自立させる）。
　保持板１２の材料として、例えばＰＧのような材料（基板１０よりも表層が剥離しやすい材料）を用いた場合、図６（ｂ）に示すように、保持板１２の表層が犠牲層（剥離層）１２ａとなって薄く剥がれることで、保持板１２からの基板２０の自立が容易に行われるようになる。また、保持板１２の材料として、等方性黒鉛等からなる平板基材の表面をＰＧ等によりコーティングしてなる複合材料を用いた場合にも、同様の効果が得られるようになる。なお、ＰＧと比べて高価ではあるが、保持板１２の材料として、パイロリティックボロンナイトライド（ＰＢＮ）を用いた場合においても、同様の効果が得られる。また、保持板１２の材料として、例えば等方性黒鉛、Ｓｉ、石英、ＳｉＣ等の材料、すなわち、表層を犠牲層として作用させることができない材料を用いた場合であっても、接着剤１１の量を上述のように極少量とすれば、基板２０の面内方向に上述の応力が加わったとき、固化した接着剤１１を適正なタイミングで破断或いは剥離させることができる。これにより、保持板１２からの基板２０の自立が容易に行われるようになる。
　自立させた基板２０の裏面（基板１０の裏面）に付着している接着剤１１および犠牲層１２ａは、フッ化水素（ＨＦ）水溶液等の洗浄剤を用いて除去する。これにより、図６（ｃ）に示すような自立状態の基板２０が得られる。基板２０は、その主面（ＧａＮ結晶膜１４の表面）が結晶成長用の下地面として用いられ、１００ｍｍ、さらには１５０ｍｍ（６インチ）を超える大径基板として、としてこの状態で市場に流通する場合がある。なお、基板２０の裏面の研磨を実施するまでは、その洗浄を実施した後であっても、接着剤１１や犠牲層１２ａの残留成分が付着した痕跡が、基板１０の裏面に残る場合がある。
（ステップ５：結晶成長、スライス）
　本ステップでは、図５に示すＨＶＰＥ装置２００を用い、ステップ３と同様の処理手順により、自立した状態の基板２０の主面上に、第２結晶膜（本格成長膜）としてのＧａＮ結晶膜２１を成長させる。図７（ａ）に、基板２０の主面、すなわち、ＧａＮ結晶膜１４の表面上に、気相成長法によりＧａＮ結晶膜２１が厚く形成された様子を示す。
　なお、本ステップの処理手順はステップ３とほぼ同様であるが、図７（ａ）に示すように、本ステップは、自立可能に構成された基板２０をサセプタ２０８上に直接載置した状態で行われる。すなわち、本ステップは、基板２０とサセプタ２０８との間に、保持板１２や接着剤１１が存在しない状態で行われる。このため、サセプタ２０８と基板２０との間の熱伝達が効率的に行われ、基板２０の昇降温に要する時間を短縮させることが可能となる。また、基板２０の裏面全体がサセプタ２０８に接触することから、基板２０が、その面内全域にわたり均等に加熱されるようになる。結果として、基板２０の主面、すなわち、結晶成長面における温度条件を、その面内全域にわたり均等なものとすることが可能となる。また、隣接する基板１０が一体に接合した状態で加熱処理が行われることから、隣接する基板１０間での直接的な熱伝達（熱交換）、すなわち、基板２０内における熱伝導が速やかに行われることになる。結果として、結晶成長面における温度条件を、その面内全域にわたってより均等なものとすることが可能となる。すなわち、本ステップでは、自立可能に構成された基板２０を用いて結晶成長を行うことから、結晶成長の生産性を高め、また、基板２０上に成長させる結晶の面内均一性等を向上させることが可能となる。
　これに対し、図１１（ａ）に例示するように、保持板上に接着剤を介して複数の種結晶基板を並べて接着し後、その状態のまま、これら複数の種結晶基板上に結晶をそれぞれ成長させ、結晶成長を継続することで複数の結晶を一体化させるという代替手法も考えられる。すなわち、本願発明のような自立状態とするステップを経由せずに本格成長ステップを実施する手法も考えられる。しかしながら、この代替手法では、上述した種々の効果のうち、一部の効果が得られにくくなる場合がある。というのも、この手法では、サセプタから種結晶基板への熱伝達が、これらの間に介在する保持板や接着剤によって阻害されることがあり、本格成長ステップ等において、基板の加熱効率や冷却効率が低下しやすくなるという課題がある。また、この手法では、サセプタから基板へ向かう熱伝達の効率は、接着剤の塗布量や塗布位置などによって大きく影響を受けることから、この代替手法では、基板間における加熱効率や冷却効率が不揃いとなる（加熱効率や冷却効率の均一性が低下しやすくなる）といった課題もある。また、複数の種結晶基板を、隣接する種結晶基板間が離間した状態となるよう配置した場合（隣接する種結晶基板が一体に接合していない場合）、これら種結晶基板間での直接的な熱伝達（熱交換）が行われにくくなり、結果として、結晶成長面における温度条件が種結晶基板間で不揃いとなり、基板の面内温度均一性が低下しやすくなるといった課題もある。これらの結果、この代替手法では、本実施形態の手法に比べ、結晶成長の生産性が低下したり、最終的に得られる結晶の面内均一性が低下したりする場合がある。
　このように、自立可能に構成された基板２０を用いる本実施形態の結晶成長の手法は、図１１（ａ）に例示されるような代替手法に比べ、生産性や品質の向上に非常に大きな利益をもたらすものといえる。なお、本実施形態では、自立可能に構成された基板２０の加熱を、サセプタ２０８上に載置された基板支持部材等の冶具上に載置した状態で行ってもよい。この冶具の基板載置面は平坦に構成されていることが好ましい。この場合であっても、基板２０とサセプタ２０８との間に接着剤１１が存在しない状態で基板２０の加熱が行われることから、図１１（ａ）に例示されるような代替手法に比べ、結晶成長の生産性や、最終的に得られる結晶の面内均一性を向上させることができる。
　また、接着剤の塗布量や塗布位置のばらつきを避けるため、図１１（ｂ）に例示するように、保持板上に、接着層を一様な厚さで設け、その上に種結晶基板を平面配置するというさらなる代替手法も考えられる。しかしながら、この手法では、本格成長ステップで成長させる結晶への接着層による悪影響、例えば、接着層に含まれる成分の結晶中への拡散等を避けるため、接合部に彫り込み部を設けて接着層を除去したり、図１１（ｃ）に例示するように接合部にマスクを設けて接着剤（接着層）の影響を遮断したりする必要が生じ、製造プロセスの複雑化やコスト増加を招いてしまう恐れがある。また、彫り込み部を設ける上述の手法では、熱伝導率の低い空隙が種結晶基板間に形成されることから、種結晶基板間での熱交換が行われにくくなり、種結晶基板間の温度均一性が低下しやすくなる。結果として、本格成長ステップで成長させる結晶への悪影響、例えば、結晶性や成長レート等の面内均一性低下を招く恐れもある。
　このように、自立可能に構成された基板２０を用いる本実施形態の結晶成長の手法は、図１１（ａ）～（ｃ）に例示されるような代替手法に比べ、生産性や品質の向上に非常に大きな利益をもたらすものといえる。
　なお、ステップ５における処理条件は、上述したステップ３における処理条件と同様の条件とすることもできるが、これと異ならせることもできる。というのも、ステップ３における成膜処理は、基板１０の接合を主な目的として行うものである。そのため、ステップ３では、主面方向（ｃ軸方向）に向けた成長よりも、主面（ｃ面）に沿った方向（沿面方向）への成長を重視した条件下で結晶を成長させるのが好ましい。これに対し、ステップ５における成膜処理は、基板２０上にＧａＮ結晶膜２１を高速かつ厚く成長させることを主な目的として行うものである。そのため、ステップ５では、沿面方向に向けた成長よりも、主面方向に向けた成長を重視した条件下で結晶を成長させるのが好ましい。
　上述の目的を達成する手法として、例えば、成膜室２０１内における雰囲気を、ステップ３とステップ５とで異ならせる手法がある。例えば、ステップ５での成膜室２０１内におけるＨ２ガスの分圧のＮ２ガスの分圧に対する比率（Ｎ２／Ｈ２）が、ステップ３での成膜室２０１内におけるＨ２ガスの分圧のＮ２ガスの分圧に対する比率（Ｎ２／Ｈ２）よりも小さくなるように設定する。これにより、ステップ３では沿面方向に向けた結晶成長が比較的活発となり、また、ステップ５では主面方向に向けた結晶成長が比較的活発となる。
　また、上述の目的を達成する他の手法として、例えば、成膜温度をステップ３とステップ５とで異ならせる手法がある。例えば、ステップ５における成膜温度が、ステップ３における成膜温度よりも低くなるように設定する。これにより、ステップ３では沿面方向に向けた結晶成長が比較的活発となり、また、ステップ５では主面方向に向けた結晶成長が比較的活発となる。
　また、上述の目的を達成するさらに他の手法として、例えば、ＮＨ３ガスの供給流量のＧａＣｌガスの供給流量に対する比率（ＮＨ３／ＧａＣｌ）をステップ３とステップ５とで異ならせる手法がある。例えば、ステップ５におけるＮＨ３／ＧａＣｌ比率が、ステップ３におけるＮＨ３／ＧａＣｌ比率よりも大きくなるように設定する。これにより、ステップ３では沿面方向に向けた結晶成長が比較的活発となり、また、ステップ５では主面方向に向けた結晶成長が比較的活発となる。
　ステップ５を実施する際の処理条件としては、以下が例示される。
　成膜温度（基板２０の温度）：９８０～１１００℃
　成膜圧力（成膜室２０１内の圧力）：９０～１０５ｋＰａ、好ましくは、９０～９５ｋＰａ
　ＧａＣｌガスの分圧：１．５～１５ｋＰａ
　ＮＨ３ガスの分圧／ＧａＣｌガスの分圧：４～２０
　Ｎ２ガスの分圧／Ｈ２ガスの分圧：０～１
　所望の膜厚のＧａＮ結晶膜２１を成長させた後、ステップ３終了時と同様の処理手順により成膜処理を停止し、ＧａＮ結晶膜２１が形成された基板２０を成膜室２０１内から搬出する。その後、ＧａＮ結晶膜２１をその成長面と平行にスライスすることにより、図７（ｂ）に示すように、円形状の外形を有するＧａＮ基板３０を１枚以上得ることができる。ＧａＮ基板３０も、１００ｍｍ以上、さらには１５０ｍｍ（６インチ）を超える大径の円形基板となる。なお、基板２０とＧａＮ結晶膜２１との積層構造全体をＧａＮ基板３０と考えることもできる。また、ＧａＮ結晶膜２１から基板２０を切り出す場合には、切り出した基板２０を用いてステップ５を再実施すること、すなわち、切り出した基板２０を再利用することもできる。
（２）窒化物結晶基板の構成
　本実施形態では、上述したステップ１～５を実施することで、以下に説明する構成のＧａＮ基板３０を１枚以上得ることができる。
（高転位密度領域・低転位密度領域）
　ＧａＮ基板３０は、基板１０の接合部の影響を間接的に受けることで、転位密度が相対的に大きくなっている高転位密度領域、すなわち、強度や品質が相対的に低下している領域を有する場合がある。高転位密度領域は、ＧａＮ結晶膜２１、すなわちＧａＮ基板３０における平均的な転位密度よりも大きな転位密度を有する領域、より具体的には平均的な転位密度の値よりも１桁程度大きな転位密度の値を有する領域のことである。このような高転位密度領域に対して、平均的な転位密度を有する領域については、以下、低転位密度領域という。なお、各領域の転位密度の値については、詳細を後述する。
　高転位密度領域の存在は、表面に溝や段差が形成されることで目視できる場合もあるし、目視できない場合もある。目視できない場合であっても、後述するように例えば高転位密度領域の不純物濃度（特に酸素濃度）が高くなっていれば、紫外線照射を行う蛍光顕微鏡を用いて観察することで、その存在を確認することが可能である。また、目視できず、かつ、不純物濃度が高くなっていない場合であっても、例えば電子線を利用したカソードルミネッセンス（ＣＬ）法による検出を行うことで、その存在を確認することが可能である。
　本実施形態のように基板１０の主面を正六角形とした場合、ＧａＮ基板３０が有する高転位密度領域は、図９に網掛けで示すように、平面形状が正六角形である輪郭形状を組み合わせたハニカムパターンを構成する。図９に示すように、高欠陥領域は、ＧａＮ基板３０の主面上に連続するように形成されることで、ＧａＮ基板３０の主面上に存在する低欠陥領域を区分けしているともいえる。また、このハニカムパターンは、ＧａＮ基板３０の主面の中心を通りこの主面に直交する軸を中心軸として基板２０を一回転させたとき、２回以上、本実施形態では６回の回転対称性を有しているともいえる。このハニカムパターンは、ＧａＮ結晶膜２１の厚さや成膜条件等に応じ、その形状がぼやけたり（輪郭が滲んだり）、変形したりする場合がある。特に、ＧａＮ結晶膜２１をスライスしてＧａＮ基板３０を複数枚取得する場合、ＧａＮ結晶膜２１の表面側から取得したＧａＮ基板３０において、その傾向が強くなる。
　つまり、本実施形態のＧａＮ基板３０は、図９に示すように、その主面（すなわち表面または裏面）に、連続する高転位密度領域３１と、高転位密度領域３１によって区分けされる複数の低転位密度領域３２と、を有している。そして、高転位密度領域３１は、平面形状が正六角形である輪郭形状を組み合わせたハニカムパターンを構成することとなる。
　なお、図９中には、高転位密度領域３１の部分拡大図を示している（図中の吹き出し部分参照）。この部分拡大図においては、ＧａＮ基板３０の主面に現れる転位の状態の一例を、実線および黒点によって模式的に示している。この部分拡大図から明らかなように、ＧａＮ基板３０の主面には、低転位密度領域３２における平均転位密度の値（例えば、５×１０６個／ｃｍ２以下）よりも１桁程度大きな平均転位密度の値（例えば、１×１０７個／ｃｍ２以上）を有する領域が、高転位密度領域３１として、基板１０の接合部に沿うように、ある程度の幅を持って存在しているのである。なお、ここでいう幅の大きさについては、特に限定されるものではなく、ＧａＮ基板３０の主面における転位密度の分布状態に応じて適宜特定されることになる。高転位密度領域３１における転位密度の分布状態については、詳細を後述する。
　このような構成のＧａＮ基板３０は、基板１０を複数組み合わせて得られたものなので、大径化のニーズに容易かつ適切に対応し得るものとなる。具体的には、例えば直径が少なくとも１００ｍｍ以上、より詳しくは例えば外径４～６インチ程度の大径化に、容易かつ適切に対応し得るものとなる。
　また、ＧａＮ基板３０は、主面に高転位密度領域３１を有しており、その高転位密度領域３１の存在を、目視可能であれば目視により、また目視できない場合であっても高転位密度領域３１の不純物濃度（特に酸素濃度）が高くなっていれば蛍光顕微鏡を用いた観察により、容易に確認することが可能である。このように、高転位密度領域３１の存在を容易に確認可能であれば、高転位密度領域３１と低転位密度領域３２とが混在している場合であっても、高転位密度領域３１をアンユーザブルエリア（非使用領域）とし、半導体デバイスを作製するためのユーザブルエリア（使用領域）として低転位密度領域３２を選択的に使用する、といったことが実現可能であることを意味する。つまり、強度や品質が相対的に良好である領域を専ら使用して半導体デバイスを作製し得るようになる。
　しかも、高転位密度領域３１の存在を容易に確認することが可能であれば、その高転位密度領域３１の配置の規則性を利用することで、これによりＧａＮ基板３０の方向性についても判別することが可能となる。そのため、例えば、高転位密度領域３１を利用することで、オリエンテーションフラットやノッチ等に因らずにＧａＮ基板３０の向きを判断し得るようになり、オリエンテーションフラットやノッチ等（すなわち切断・廃棄する部分）を不要にすることが実現可能となる。さらには、主面の全域にわたって高転位密度領域３１が存在していることで、方向性の判別のみならず、より正確な位置合わせに利用することも可能となる。具体的には、例えば、アンユーザブルエリアである高転位密度領域３１を利用して半導体デバイス作製のためのマスクアライメントを精度良く行う、といったことが考えられる。
　また、高転位密度領域３１は、不純物濃度（特に酸素濃度）が高くなっていれば、蛍光顕微鏡を用いた観察により確認できる。その場合において、ＧａＮ基板３０は、既に説明したように、基板２０上に形成されたＧａＮ結晶膜２１をスライスすることにより得られるものであるが（例えば図７（ｂ）参照）、その際に放電加工を用いた場合、すなわちＧａＮ基板３０を放電加工によって切り出した場合には、酸素等の不純物が異常放電を誘発させ得るため、主面に高転位密度領域３１が存在するという構成を顕在化させることができる。
　なお、高転位密度領域３１の存在を目視できず、さらに不純物濃度に依拠した蛍光顕微鏡による観察でも確認できない場合であっても、例えばＣＬ法による検出を行えば、その存在を確認可能であることは、既に説明した通りである。
　高転位密度領域３１によって区分けされる各低転位密度領域３２は、上述したように半導体デバイスを作製するための領域として使用され得ることから、それぞれが少なくとも１ｍｍ２以上の面積を有しているものとし、好適には４ｍｍ２以上、より好適には１００ｍｍ２以上（例えば、１０×１０ｍｍ２以上）の面積を有していることが好ましい。４ｍｍ２以上の面積を有していれば、例えば作製しようとする半導体デバイスがパワーデバイス（電力用半導体素子）であっても、その一般的なチップサイズ（例えば２～３ｍｍ角程度）に対応し得るからであり、１００ｍｍ２以上（例えば、１０×１０ｍｍ２以上）の面積を有していれば、最大と考えられるパワーデバイスのチップサイズ（例えば１０ｍｍ角程度）にも十分に対応し得るからである。
　また、各低転位密度領域３２については、半導体デバイスを作製するための領域として使用され得ることから、それぞれの表面における平均転位密度が５×１０６個／ｃｍ２以下、より好適には１×１０６個／ｃｍ２以下であることが好ましい。さらに、各低転位密度領域３２については、それぞれにおける平均キャリア濃度が１×１０18ｃｍ-3以上、より好適には２×１０18ｃｍ-3～４×１０18ｃｍ-3程度であることが好ましい。このような条件を満たすものであれば、各低転位密度領域３２は、半導体デバイスを作製するための領域として、非常に高品質なものとなるからである。なお、平均キャリア濃度が４×１０18ｃｍ-3を超えてしまうと結晶性の悪化を招き得るようになるので、この点でも平均キャリア濃度は上記範囲内であることが好ましい。
　ところで、ＧａＮ基板３０は、複数の基板１０を接合した後、その上にＧａＮ結晶膜２１を成長させることで得られたものであり、基板１０の接合部の影響を間接的に受けることで品質等が相対的に低下している高転位密度領域３１を有している。したがって、高転位密度領域３１では、転位密度のみならず、不純物濃度についても、接合部の影響を間接的に受けていることがあり得る。具体的には、接合部の影響により、高転位密度領域３１は、不純物濃度、特に酸素濃度が高くなっていることが考えられる。このことは、接合部の状態によっては、高転位密度領域３１の不純物濃度、特に酸素濃度を、低転位密度領域３２に比べて高くすることが可能になることを意味する。つまり、高転位密度領域３１と低転位密度領域３２とは、それぞれにおける平均不純物濃度（特に平均酸素濃度）に差があるものとすることができる。平均不純物濃度（特に平均酸素濃度）に差があれば、既に説明したように蛍光顕微鏡を用いて観察することで、高転位密度領域３１の存在を容易に確認することが可能となる。ただし、高転位密度領域３１と低転位密度領域３２とは、必ずしも平均不純物濃度（特に平均酸素濃度）に差が生じている必要はなく、それぞれの間で差が生じないように構成されたものであってもよい。
　また、高転位密度領域３１では、転位密度のみならず、ＧａＮ基板３０を構成するＧａＮ結晶の結晶方位の傾き（すなわちオフ角）についても、接合部の影響を間接的に受けていることが考えられる。具体的には、以下に述べるような影響が考えられる。
　高転位密度領域３１によって区切られる各低転位密度領域３２は、それぞれの領域内に結晶方位分布を有している。結晶方位分布は、低転位密度領域３２における結晶方位の傾き（オフ角）の分布のことをいうが、その分布の具体的態様については特に限定されるものではなく、領域内でオフ角の値が揃うようなものであってもよいし、オフ角の値が徐々に変動するようなものであってもよい。なお、ここでいうオフ角とは、ＧａＮ基板３０の主面の法線方向と、ＧａＮ基板３０を構成するＧａＮ結晶の主軸方向（主面に最も近い低指数面の法線方向）と、のなす角をいう。
　これに対して、高転位密度領域３１は、低転位密度領域３２よりも大きな転位密度を有している。つまり、高転位密度領域３１には、低転位密度領域３２よりも多くの転位が存在している。したがって、高転位密度領域３１を挟んで隣り合う各低転位密度領域３２同士については、これらの間に高転位密度領域３１が介在することの影響により、結晶方位の分布（すなわちオフ角の値）の連続性が失われて不連続なものとなっていることが考えられる。
　その一方で、高転位密度領域３１を挟んで隣り合う各低転位密度領域３２同士については、それぞれの結晶方位分布が不連続な場合であっても、結晶方位の傾き（オフ角）の差が例えば０．５°以内であるものとする。各低転位密度領域３２におけるオフ角は、配列された複数の基板１０の主面内におけるオフ角の影響を受けるが、各基板１０のオフ角のばらつき（全主面内におけるオフ角の最大値と最小値との差）が、既に説明したように、例えば０．３°以内、好ましくは０．１５°以内に抑えられているからである。また、隣り合う各低転位密度領域３２のオフ角の差が０．５°を超えていると、高転位密度領域３１が介在していても、これらの各領域が結合して１枚のＧａＮ基板３０を構成することが困難になり得るからである。
　なお、高転位密度領域３１および低転位密度領域３２は、それぞれの領域区分によらず、連続した平滑な表面を有しているものとする。つまり、転位密度等に相違があっても、それぞれの表面は、連続した平滑面となっている。ＧａＮ基板３０は、既に説明したように、基板２０上に形成されたＧａＮ結晶膜２１をスライスすることにより得られるものだからである。
（極性反転区）
　本実施形態のＧａＮ基板３０において、その主面は、高転位密度領域３１と低転位密度領域３２の別を問わず、極性反転区としてのインバージョンドメインを含まないものとなっている。インバージョンドメインとは、周囲の結晶とは極性が反転した領域を指す。
　ここで、ＧａＮの極性について簡単に説明する。ＧａＮの結晶構造は、ｃ面に関して反転対称性を有さない。したがって、ｃ軸方向について極性を有し、＋ｃ軸方向と－ｃ軸方向とが区別され、＋ｃ軸方向の面がＧａ極性面またはＧａ面、－ｃ軸方向の面がＮ極性面またはＮ面と呼ばれる。このような結晶構造が配列された場合には、一方の面がＧａ極性面となり、その反対側の面がＮ極性面となるが、例えばＧａ極性面中にＮ極性面が混在していると、そのＮ極性面が存在する領域がインバージョンドメインとなる。
　ＧａＮ結晶の成長において、例えば種結晶層としてのＧａＮ薄膜上にＳｉＯ２等からなるマスクを形成した場合を考えると、マスクは極性を有さないので、そのマスク上にＧａＮ結晶の核が発生したときに、この核の上に形成されるＧａＮ結晶の極性を一定の方向に揃えるように制御することは困難である。したがって、かかる場合には、ＧａＮ結晶によって構成される基板の表面から裏面に至るようにインバージョンドメインが必然的に発生してしまうことになる。
　これに対して、本実施形態のＧａＮ基板３０においては、オフ角のばらつきを抑えた複数の基板１０を配列してその上に基板２０を形成し、さらに基板２０上にＧａＮ結晶膜２１を形成し、そのＧａＮ結晶膜２１をスライスすることによりＧａＮ基板３０を得ている。つまり、ＧａＮ基板３０を構成するＧａＮ結晶については、その極性が一定の方向に揃うように制御されたものとなる。
　したがって、本実施形態のＧａＮ基板３０は、その主面にインバージョンドメインを含まないもの、すなわち当該ＧａＮ基板３０を構成するＧａＮ結晶の極性が一定の方向に揃ったものとなるのである。
　主面にインバージョンドメインを含まなければ、その主面は、半導体デバイスを作製するための領域として、非常に高品質なものとなる。例えば、インバージョンドメインが含まれていると、そのインバージョンドメインが存在する領域の上において異常成長が発生し得るが、インバージョンドメインを含まなければ、異常成長が発生するおそれを排除できるからである。
　このようなインバージョンドメインの有無は、例えば、透過型電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＴＥＭ）を用いた収束電子線回折（Ｃｏｎｖｅｒｇｅｎｔ　Ｂｅａｍ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：ＣＢＥＤ）法を用いてＧａＮ結晶表面の極性を判定することにより判断できる。
（高転位密度領域の転位密度分布状態）
　本実施形態のＧａＮ基板３０は、有限の領域である高転位密度領域３１を有している。高転位密度領域３１は、既に説明したように、低転位密度領域３２よりも大きな平均転位密度の値を有する領域であり、例えばＣＬ法による検出を行うことで存在を確認することが可能な領域である。
　ここで、高転位密度領域３１における転位密度の分布状態について、ＣＬ法による検出結果の具体例を挙げつつ詳しく説明する。なお、ＣＬ法による検出は、例えば、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）と組み合わされてなる公知のＣＬ強度の空間マッピング描画装置を用いて行うことができる。
　高転位密度領域３１についてのＣＬ法による検出は、例えば、図１３に示すように行った。具体的には、高転位密度領域３１を含むＧａＮ基板３０の面上につき、その高転位密度領域３１を中心（位置：０μｍ）として低転位密度領域３２にまで及ぶ範囲（位置：±６０μｍ）を、単位面積Ｓ＝５×１０－６ｃｍ２の複数領域に区分けした。そして、それぞれの領域について、存在する転位の個数（単位：個）を計数し、その計数結果から各領域における転位密度（単位：×１０６ｃｍ－２）を算出した。なお、各領域別の転位の個数および転位密度は図中に示している。
　また、参考のために、低転位密度領域３２についても、ＣＬ法による検出を、例えば、図１４に示すように行った。具体的には、高転位密度領域３１を含まないＧａＮ基板３０の面上につき、上述した低転位密度領域３２の場合と同様に、複数領域に区分けした上で、それぞれの領域について、存在する転位の個数（単位：個）を計数し、その計数結果から各領域における転位密度（単位：×１０６ｃｍ－２）を算出した。なお、各領域別の転位の個数および転位密度は図中に示している。
　図１３および図１４に示した検出結果をまとめると、図１５に示すような転位密度の分布状態が得られる。図１５は、横軸を基板上位置（μｍ）とし、縦軸を転位密度（ｃｍ－２）とする座標空間上に、図１３および図１４に示したＣＬ法による検出結果をプロットしたものである。
　図１５におけるプロット結果をフィッティングすると、低転位密度領域３２については基板上位置によらず転位密度の値が略一定（フラット）な分布状態を示す一方で、高転位密度領域３１については、その高転位密度領域３１の中心位置付近で転位密度の値が極大（ピーク）となるカーブを描くような分布状態を示すことがわかる。さらに詳しくは、高転位密度領域３１については、低転位密度領域３２から高転位密度領域３１に向けて転位密度の値が単調増加し、高転位密度領域３１の中心位置付近で転位密度の値のピークを超えると、高転位密度領域３１から低転位密度領域３２に向けて転位密度の値が単調減少する、という分布状態を示す。
　つまり、本実施形態のＧａＮ基板３０は、主面に、高転位密度領域３１と、その高転位密度領域３１によって区分けされる複数の低転位密度領域３２と、を有するとともに、その高転位密度領域３１において、一方の低転位密度領域３２の側から転位密度の値がピークに向けて単調増加し、高転位密度領域３１の中心位置付近で転位密度の値のピークを超えると、他方の低転位密度領域３２の側に向けて転位密度の値がピークから単調減少する、という転位密度の分布状態を有している。
　高転位密度領域３１は有限の領域であるが、その外縁（すなわち、低転位密度領域３２との境界）については、転位密度の値が単調増加または単調減少する分布状態に基づいて特定するようにしてもよい。
　例えば、低転位密度領域３２は、既に説明したように、半導体デバイスを作製するための領域として使用され得ることから、平均転位密度が５×１０６個／ｃｍ２以下、より好適には１×１０６個／ｃｍ２以下であることが好ましい。これに基づき、低転位密度領域３２となり得る転位密度の閾値を設定した上で、転位密度の分布状態において閾値を超える部分を高転位密度領域３１とすれば、有限の領域である高転位密度領域３１の外縁を容易かつ的確に特定することができる。
　このような外縁を有する低転位密度領域３２は、ある程度の幅を持ってＧａＮ基板３０の主面上に存在することになるが、その領域幅が例えば５０μｍ程度となる。
　なお、転位密度の閾値設定は、上述の手法に限定されることはなく、例えば分布状態におけるピーク値の半値幅を用いるといったように、他の手法を用いて行っても構わない。
　これに対して、本実施形態のＧａＮ基板３０とは異なり、複数の種結晶基板をある程度のギャップ（隙間）を設けて配置した上に結晶膜を成長させて各種結晶基板を接合せしめることで得られる基板や、各種結晶基板同士の接合箇所にマスクを形成して接合せしめることで得られる基板等では、転位密度の分布状態がピークに向けた単調増加またはピークからの単調減少とはならず、図１６に示すように転位密度の値のピーク前後に転位が確認されない凹状の落ち込みが存在する分布状態となる。これは、種結晶基板同士の接合箇所にギャップやマスク等が存在していると、結晶成長時にエピタキシャル・ラテラル・オーバーグロース（ＥＬＯ）やペンデオエピタキシー等の影響が生じるためと考えられる。
　ピーク前後に転位が確認されない凹状の落ち込みを有する分布状態の基板のように、急激に欠陥密度が変化する場合には、結晶面内に大きな歪み分布を伴う。このような歪み分布は、半導体デバイスを作製する際の機械加工等において破断を招いてしまうおそれがあり、著しく歩留りを低下させるという問題が生じ得る。
　この点、本実施形態のＧａＮ基板３０によれば、転位密度の値が単調増加または単調減少する分布状態であるため、欠陥密度が段階的になだらかに変化することとなり、結晶面内に大きな歪み分布を伴うことなく、高転位密度領域３１と各低転位密度領域３２とを接合できていると考えられる。実際に、後述するように、高転位密度領域３１と低転位密度領域３２との接合部付近において、ラマン分光法を利用してＧａＮ結晶のＥ２モードのラマンシフトのマッピングを取得してみると、シフト量の変化が全く見られず、各領域３１，３２のいずれも歪んでいないことが確認できた。
（高転位密度領域および低転位密度領域の歪み状態）
　本実施形態のＧａＮ基板３０は、上述したように高転位密度領域３１と低転位密度領域３２で転位密度の分布状態が互いに異なる一方で、各領域３１，３２における歪み状態が実質的に同一である。ここでいう歪み状態とは、主として、ＧａＮ基板３０を構成するＧａＮ結晶の結晶格子の歪みの状態のことである。結晶格子の歪みの状態が実質的に同一であれば、その結晶格子によって構成される基板表面についても歪みの状態が実質的に同一となる。なお、結晶格子の歪みの状態は、例えば、ラマン分光法を利用することで検出が可能である。
　ここで、高転位密度領域３１および低転位密度領域３２の歪み状態について、ラマン分光法を利用した検出結果の具体例を挙げつつ詳しく説明する。なお、ラマン分光法を利用した歪み状態の検出は、ＧａＮ基板３０に所定波長の光を照射して得られるラマン散乱光についてスペクトル解析をすることで行えばよい。このような検出は、公知の顕微ラマン分光装置を用いて行うことができる。
　高転位密度領域３１および低転位密度領域３２の歪み状態の検出は、例えば、図１７に示すように行った。具体的には、高転位密度領域３１および低転位密度領域３２のそれぞれに対して、規則的に配列された複数の評価点（図中の白色点、例えば５０×５０点）を設定した。このとき、各評価点を含むマッピング測定範囲（図中の白枠内）には、顕微ラマン分光装置の光学顕微鏡像のピント合わせのために、異物３３の付着箇所を含めるようにした。そして、各評価点のそれぞれにおいて、励起光源として所定波長（例えば、５３２ｎｍ）の単色レーザー光を照射し、これにより得られるラマン散乱光を検出し、その検出結果についてスペクトル解析をすることで、歪み状態の検出を行った。このスペクトル解析にて、いわゆるラマンスペクトルが得られる。
　図１８は、５６７ｃｍ－１付近のピークＥ２（ｈｉｇｈ）モードのシフトピークを有するラマンスペクトルについて、全評価点で得られたものを重ね書きした結果の一例を示している。ここで示す重ね書き結果によれば、重ね書きされた各ラマンスペクトルの中には、シフトピークが弱かったり、若干のシフトが見られたりするラマンスペクトルが存在するが、これらは異物３３の影響によるものと考えられ、異物３３による影響以外にＥ２モードのシフト量の変化が見られない。つまり、異物３３の付着箇所を除けば、高転位密度領域３１および低転位密度領域３２のいずれにおいても、同様のラマンスペクトルが得られている。
　図１９は、各評価点で得られたＥ２モードのシフトピークを平面的にマッピングしたの一例を示している。なお、シフトピークの違いは、各評価点における表示明度の違いによって表している。ここで示すマッピング結果によれば、異物３３の付着箇所で若干のシフトが見られるが、それ以外の箇所は略同様の表示明度となっている。つまり、異物３３の付着箇所を除けば、高転位密度領域３１および低転位密度領域３２のいずれにおいても、同様のシフトピークが得られている。
　これらのことから、本実施形態のＧａＮ基板３０は、高転位密度領域３１のラマンスペクトルにシフト変化がなく、その高転位密度領域３１におけるＧａＮ結晶の結晶格子に歪みがないことがわかる。また、本実施形態のＧａＮ基板３０は、高転位密度領域３１と同様に、低転位密度領域３２におけるＧａＮ結晶の結晶格子にも歪みがないことがわかる。
　つまり、本実施形態のＧａＮ基板３０は、高転位密度領域３１と低転位密度領域３２とで転位密度の分布状態が異なるが、ＧａＮ結晶の結晶格子の歪み状態については、各領域３１，３２とも結晶格子に歪みがなく、各領域３１，３２で実質的に同一となっている。ここで、実質的に同一とは、各領域３１，３２で歪み状態が完全に一致する場合の他に、例えば異物３３の付着や測定誤差等を考慮すれば技術常識の範囲内で同一視して取り扱っても支障が生じない程度の差が生じている場合を含む。
　このように、高転位密度領域３１と低転位密度領域３２とでＧａＮ結晶の結晶格子の歪み状態が実質的に同一であり、かつ、各領域３１，３２のいずれも結晶格子に歪みがない状態であれば、その結晶格子によって構成されるＧａＮ基板３０の基板表面についても各領域３１，３２に歪みがない状態となる。したがって、ＧａＮ基板３０は、複数の低転位密度領域３２を区分けする高転位密度領域３１が各低転位密度領域３２を歪みなく接合したものとなる。
　これに対して、本実施形態のＧａＮ基板３０とは異なり、複数の種結晶基板をある程度のギャップ（隙間）を設けて配置した上に結晶膜を成長させて各種結晶基板を接合せしめることで得られる基板や、各種結晶基板同士の接合箇所にマスクを形成して接合せしめることで得られる基板等では、種結晶基板同士の接合箇所においてＧａＮ結晶の結晶格子の歪みが発生してしまうおそれがある。これは、種結晶基板同士の接合箇所にギャップやマスク等が存在していると、結晶成長時にＥＬＯやペンデオエピタキシー等の影響が生じるためと考えられる。このような部分的な結晶格子の歪みは、基板表面の歪みを招き得る。
　この点、本実施形態のＧａＮ基板３０によれば、高転位密度領域３１が低転位密度領域３２を区分けする構成であっても、各領域３１，３２のいずれも歪みがない状態となるので、基板全体で歪みがない状態となり、特に直径が１００ｍｍ以上となる基板大径化に対応する上で非常に好適なものとなり、その結果として半導体デバイス作製の効率化が図れるようになる。
（３）本実施形態により得られる効果
　本実施形態によれば、以下に示す１つまたは複数の効果が得られる。
（ａ）ＧａＮ基板３０の主面に高転位密度領域３１と低転位密度領域３２を有するとともに、その主面が極性反転区としてのインバージョンドメインを含まないものであれば、大径化のニーズに対応しつつ、良質なＧａＮ基板３０を得ることが可能となる。
　より詳しくは、高転位密度領域３１と低転位密度領域３２を有するということは、基板１０を複数組み合わせて得られた結果物であること、すなわち大径化のニーズに容易かつ適切に対応し得ることの表れであると言える。
　また、高転位密度領域３１と低転位密度領域３２を有していれば、高転位密度領域３１をアンユーザブルエリア（非使用領域）とし、半導体デバイスを作製するためのユーザブルエリア（使用領域）として低転位密度領域３２を選択的に使用する、といったことが実現可能となる。しかも、インバージョンドメインを含まなければ、異常成長が発生するおそれを排除できる。したがって、かかる構成の主面は、半導体デバイスを作製するための領域として非常に高品質なものである。
（ｂ）低転位密度領域３２を区切る高転位密度領域３１が存在しており、しかもその高転位密度領域３１の存在を容易に確認し得る場合であれば、その配置の規則性を利用することで、ＧａＮ基板３０の方向性について判別することが可能となる。そのため、例えば、オリエンテーションフラットやノッチ等に因らずにＧａＮ基板３０の向きを判断し得るようになり、オリエンテーションフラットやノッチ等（すなわち切断・廃棄する部分）を不要にすることが実現可能となる。さらには、主面の全域にわたって高転位密度領域３１が存在していることで、方向性の判別のみならず、より正確な位置合わせに利用することも可能となる。具体的には、例えば、アンユーザブルエリアである高転位密度領域３１を利用して半導体デバイス作製のためのマスクアライメントを精度良く行う、といったことが考えられる。
（ｃ）高転位密度領域３１が転位密度のみならず不純物濃度（特に酸素濃度）についても高い領域である場合には、ＧａＮ基板３０を放電加工によって切り出せば、主面に高転位密度領域３１が存在するという構成を顕在化させることができる。したがって、高転位密度領域３１が存在することによって奏する効果を、確実なものとすることができる。
（ｄ）各低転位密度領域３２が少なくとも１ｍｍ２以上の面積を有していれば、半導体デバイスを作製するための領域として好ましいものとなる。さらに、好適には４ｍｍ２以上、より好適には１００ｍｍ２以上（例えば、１０×１０ｍｍ２以上）の面積を有していれば、例えば作製しようとする半導体デバイスがパワーデバイス（電力用半導体素子）であっても、そのチップサイズ（例えば２～３ｍｍ角程度、最大で１０ｍｍ角程度）に十分に対応することができる。したがって、かかる構成の主面を有するＧａＮ基板３０は、半導体デバイスを作製するためのものとして、非常に高品質なものとなる。
（ｅ）ＧａＮ基板３０の製造にあたり、比較的小径の基板１０を複数組み合わせることで、基板２０の外径や形状を任意に変更することが可能となる。この場合、基板２０を大径化させたとしても、その主面内におけるオフ角のばらつきの増加を抑制することが可能となる。例えば、基板２０全体での主面内におけるオフ角のばらつきを、それぞれの基板１０の主面内におけるオフ角のばらつきと同等以下とすることが可能となる。このように、オフ角のばらつきの少ない大径の基板２０を用いることで、高品質なＧａＮ基板３０を製造することが可能となる。図１０は、正六角形の種結晶基板を複数組み合わせることで得られた結晶成長用基板の一構成例を示す写真である。ここに示す結晶成長用基板の直径は約１６ｃｍであるが、結晶成長用基板全体での主面内におけるオフ角のばらつきは、この基板を構成する各種結晶基板の主面内におけるオフ角のばらつきと同等以下であることを確認済みである。このように、オフ角のばらつきの小さい大径の結晶成長用基板は、本実施形態に例示した知見がなくては製造困難な基板であるといえる。
（ｆ）基板１０の平面形状を正六角形とすることで、基板１０を組み合わせたハニカムパターンは、２回以上、本実施形態では６回の回転対称性を有することとなる。これにより、基板２０に含まれる欠陥や歪み、すなわち、隣接する基板１０の接合部の影響を受けることで生じた欠陥や歪みを、その面内にわたり均等に（６回の回転対称性を有するように）分散させることが可能となる。その結果、これを用いて作製されたＧａＮ基板３０についても同様の効果が得られ、この基板を、反りの分布が面内にわたって均等であり、割れにくい良質な基板とすることが可能となる。
（ｇ）基板１０の平面形状を正六角形とすることで、複数の基板１０は、平面視において相互に噛み合わせるように配置することとなる。これにより、ステップ３やその後の工程における基板１０の配列ずれを抑制できるようになる。結果として、基板１０間の接合強度を高めたり、これらの上に成長させるＧａＮ結晶膜１４，２１の品質を向上させたりすることが可能となる。
（ｈ）基板１０の側面のうち、他の基板１０の側面と対向する面の全てをＭ面又はａ面であって、かつ、互いに同一方位の面とすることで、ステップ３（結晶成長工程）で隣接する基板１０を接合させる際、その接合強度を高めることが可能となる。例えば、基板１０をＭ面同士又はａ面同士で接合させること、特にａ面同士で接合させることで、これらを「Ｍ面又はａ面」以外の面同士で接合させる場合よりも、その接合強度を高めることが可能となる。
（ｉ）基板５から基板１０を取得する際、基板５の裏面に予め凹溝を形成することで、基板５を制御性よく劈開させることが可能となる。これにより、基板１０の側面を、例えばａ面同士で接合させる場合であっても、当該ａ面（すなわち劈開しにくい面）で劈開させることが可能となる。
（ｊ）複数の基板１０を保持板１２上に接着させた状態（接着剤１１を固化させた状態）でＧａＮ結晶膜１４の結晶成長を行うことから、その過程での基板１０の配列ずれを抑制でき、基板１０間の接合強度を高めたり、これらの上に成長させる結晶の品質を向上させたりすることが可能となる。また、接着剤１１を用いずに、基板１０を外周から治具で固定することで保持板１２上に固定する場合に比べ、基板１０間の接合強度を高めたり、これらの上に成長させる結晶の品質を向上させたりすることが可能となる。というのも、治具を用いる場合、少なくとも室温において、並べられた基板１０にはその配列方向に沿って圧力が加わることとなる。すると、成膜温度では熱膨張の影響によりその圧力が増大し、基板１０の配列が崩れたり、主面が同一平面上に存在し得なくなったり、基板１０にチッピングやクラックが発生したりし、さらに、その際に発生したパーティクルが主面上に乗ったりする場合がある。接着剤１１を用いて基板１０を接着することで、これらの課題を回避することが可能となる。
（ｋ）複数の基板１０を保持板１２上に接着させた状態（接着剤１１を固化させた状態）で結晶成長を行うことから、各基板１０上に成長する結晶が相互作用することで基板１０に応力が加わったとしても、基板１０の位置ずれ等を回避できるようになる。結晶成長を進行させると、各基板１０上に成長する結晶の成長面が連続した面となるように、すなわち、基板１０を傾けたり持ち上げたりするように相互作用が働くことになるが、本実施形態のように接着剤１１を固化させた状態で結晶成長を行うことで、その過程で基板１０が傾いたり持ち上がったりすることを回避できるようになる。結果として、最終的に得られる基板２０の反りを抑制することができ、基板２０の主面全体におけるオフ角のばらつきの増加を回避することができるようになる。
（ｌ）保持板１２の材料として、例えば等方性黒鉛やパイロリティックグラファイトのような材料を用いることで、保持板１２からの基板２０の自立を容易に行うことが可能となる。特に、パイロリティックグラファイトや上述した複合材料を保持板１２の材料として用いることで、保持板１２の表層を犠牲層１２ａとして作用させることができ、基板２０の自立をさらに容易に行うことが可能となる。
（ｍ）基板２０を円板状とすることで、基板２０上に成長させる結晶の面内均一性を向上させることが可能となる。これは、本実施形態のようにＨＶＰＥ装置２００内で基板２０を回転させて気相成長を行う際、基板２０を円板状とすることで、基板２０の面内における原料ガスなどの供給条件を均等なものとすることが可能となるためである。これに対し、図１２（ａ）に示すような短冊状の種結晶基板を接合させてなる矩形状の結晶成長用基板を用いる場合や、図１２（ｂ）に示すような、同一寸法、同一形状の六角形の種結晶基板を接合させてなるハニカム形状の結晶成長用基板を用いる場合、それらの内周側（ゾーンＡ）と外周側（ゾーンＢ）とで、原料ガス等の供給量や消費量、温度等の諸条件に差異が生じやすくなる。そのため、これらの場合には、本実施形態のように結晶の面内均一性を高めることは困難となる。
（ｎ）高転位密度領域３１における転位密度の分布状態がピークに向けた単調増加またはピークからの単調減少であれば、高転位密度領域３１の外縁を容易かつ的確に特定することができる。また、複数の種結晶基板をある程度のギャップ（隙間）を設けて配置した上に結晶膜を成長させて各種結晶基板を接合せしめることで得られる基板や、各種結晶基板同士の接合箇所にマスクを形成して接合せしめることで得られる基板等とは異なり、結晶成長時にＥＬＯやペンデオエピタキシー等の影響が生じることがなく、結晶面内に大きな歪み分布を伴うことがないので、半導体デバイスを作製する際の歩留まり向上が図れるようになる。
（ｏ）高転位密度領域３１が低転位密度領域３２を区分けする構成のＧａＮ基板３０において、各領域３１，３２で転位密度の分布状態が互いに相違するにもかかわらず、各領域３１，３２における歪み状態が実質的に同一であり、各領域３１，３２のいずれも歪みがない状態となっていれば、基板全体で歪みがない状態となるので、特に直径が１００ｍｍ以上となる基板大径化に対応する上で非常に好適なものとなり、その結果として半導体デバイス作製の効率化が図れる。
＜他の実施形態＞
　以上、本発明の実施形態を具体的に説明した。しかしながら、本発明は上述の実施形態に限定されるものではなく、その要旨を逸脱しない範囲で種々変更可能である。
（ａ）上述の実施形態では、基板１０を組み合わせたハニカムパターンが、基板２０の主面の中心を通りその主面に直交する軸を中心軸として基板２０を一回転させたとき、６回の対称性を有する場合について説明した。しかしながら、本発明はこのような態様に限定されない。
　例えば、図３（ａ）に示すように、基板１０を組み合わせたハニカムパターンが３回の回転対称性を有する場合であっても、上述の実施形態と同様の効果が得られる。但し、図２（ａ）に示す配列の方が、図３（ａ）に示す配列よりも、基板２０に含まれる欠陥や歪みをその面内にわたりより均等に分散させることが可能となる点で好ましい。またその結果、最終的に得られるＧａＮ基板３０についても同様の効果が得られ、この基板を、反りの分布が面内にわたってより均等であり、より割れにくい良質な基板とすることが可能となる点で、好ましい。
　また例えば、図４（ａ）に示すように、基板１０を組み合わせたハニカムパターンが２回の回転対称性（すなわち線対称性）を有する場合であっても、上述の実施形態と同様の効果が得られる。但し、図２（ａ）や図３（ａ）に示す配列の方が、図４（ａ）に示す配列よりも、基板２０に含まれる欠陥や歪みをその面内にわたりより均等に分散させることが可能となる点で好ましい。またその結果、最終的に得られるＧａＮ基板３０についても同様の効果が得られ、この基板を、反りの分布が面内にわたってより均等であり、より割れにくい良質な基板とすることが可能となる点で、好ましい。
（ｂ）上述の実施形態では、基板１０の側面のうち、他の基板１０の側面と対向する全ての面をａ面とする場合について説明した。しかしながら、本発明はこのような態様に限定されず、ａ面以外の面で接合させるようにしてもよい。
（ｃ）基板１０の側面のうち、他の基板１０の側面と対向する全ての面をＭ面としてもよい。Ｍ面は劈開させやすい面であることから、基板５から基板１０を、低コストで効率よく作製することが可能となる。
　この場合、複数の基板５を用意する際に、それぞれの基板５の主面内におけるオフ角のばらつき（オフ角の最大値と最小値との差）が０．１°未満であり、かつ、複数の基板５間におけるオフ角のばらつき（オフ角の最大値と最小値との差）が０．１°未満とするのが好ましい。これにより、隣接する基板１０の接合強度を充分に高めることが可能となる。
　また、この場合、隣接する基板１０の厚さを異ならせ、これらの主面の高さにギャップを設けることでも、隣接する基板１０の接合強度を高めることが可能となる。これは、主面の高さにギャップを設けることで、隣接する基板１０の接合部周辺におけるガス流を乱す（接合部周辺にガスの滞留を生じさせる）ことができ、これにより、接合部周辺での結晶成長を局所的に促進させることが可能となるためである。また、主面の高さにギャップを設けることで、接合部周辺を流れるガス流の向き等を適正に制御することができ、これにより、沿面方向に向けた結晶成長を促進させることができるためである。
（ｄ）上述の実施形態では、保持板１２と基板１０とを異なる材料により構成し、これらを接着剤１１を用いて接合する場合について説明した。しかしながら、本発明はこのような態様に限定されない。例えば、ＧａＮ多結晶からなる基板（ＧａＮ多結晶基板）を保持板１２として用い、保持板１２と基板１０とを接着剤１１を介さずに直接接合するようにしてもよい。例えば、ＧａＮ多結晶からなる保持板１２の表面をプラズマ処理することでその主面をＯＨ基で終端させ、その後、保持板１２の主面上に基板１０を直接載置することで、これらを一体に接合させることができる。そして、保持板１２と基板１０とが接合されてなる積層体をアニール処理することで、保持板１２と基板１０との間に残留する水分等を除去することができ、この積層体を、上述の組み立て基板１３、或いは、基板２０として好適に用いることが可能となる。
（ｅ）上述の実施形態では、ステップ３，５において結晶成長法としてハイドライド気相成長法（ＨＶＰＥ法）を用いる場合について説明したが、本発明はこのような態様に限定されない。例えば、ステップ３，５のうちいずれか、或いは、両方において、有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ法）等のＨＶＰＥ法以外の結晶成長法を用いるようにしてもよい。この場合であっても、上述の実施形態と同様の効果が得られる。
（ｆ）上述の実施形態では、保持板１２から引き剥がすことで自立させた基板２０を用意し、これを用いてＧａＮ結晶膜２１を成長させてＧａＮ基板３０を製造する場合について説明した。しかしながら、本発明はこのような態様に限定されない。すなわち、組み立て基板１３を用意した後、図８（ａ）に示すように基板１０上にＧａＮ結晶膜１４を厚く成長させ、その後、図８（ｂ）に示すようにＧａＮ結晶膜１４をスライスすることで１枚以上のＧａＮ基板３０を取得するようにしてもよい。すなわち、基板２０を自立させる工程を経ることなく、組み立て基板１３の用意からＧａＮ基板３０の製造までを一貫して行うようにしてもよい。この場合、上述の実施形態とは異なり、基板１０の加熱が保持板１２や接着剤１１を介して行われることから、加熱効率が低下する。しかしながら、他の点では、上述の実施形態とほぼ同様の効果が得られる。この場合、ステップ３の気相成長工程を省略してもよい。また、ステップ３，５の成長条件を上述のように異ならせ、これらのステップをそれぞれ省略せずに行うようにしてもよい。
（ｇ）上述の実施形態では、隣接する基板１０を接合させて基板２０として用いる場合、すなわち、基板２０が基板１０を含む場合について説明した。しかしながら、本発明はこのような態様に限定されない。すなわち、上述のように厚く成長させたＧａＮ結晶膜１４をスライスすることで得られた１枚以上の基板のそれぞれを、基板２０として用いるようにしてもよい。この場合であっても、上述の実施形態と同様の効果が得られる。
　なお、このようにして得られた基板２０は、上述の実施形態とは異なり基板１０をその構成に含まないが、ＧａＮ基板３０と同様、基板１０の接合部の影響を間接的に受けることで、転位密度が相対的に大きくなっている高転位密度領域、すなわち強度や品質が相対的に低下している領域を有する場合がある。基板１０の主面を正六角形とした場合、図９に網掛けで示すように、高欠陥領域がハニカムパターンを構成し、６回の回転対称性を有する点は、上述した通りである。
（ｈ）本発明は、ＧａＮに限らず、例えば、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）、窒化アルミニウムガリウム（ＡｌＧａＮ）、窒化インジウム（ＩｎＮ）、窒化インジウムガリウム（ＩｎＧａＮ）、窒化アルミニウムインジウムガリウム（ＡｌＩｎＧａＮ）等の窒化物結晶、すなわち、ＡｌｘＩｎｙＧａ１－ｘ－ｙＮ（０≦ｘ＋ｙ≦１）の組成式で表されるＩＩＩ族窒化物結晶からなる基板を製造する際にも、好適に適用可能である。
＜本発明の好ましい態様＞
　以下、本発明の好ましい態様について付記する。
（付記１）
　直径が１００ｍｍ以上の窒化物結晶からなる窒化物結晶基板であって、
　主面に、連続する高転位密度領域と、前記高転位密度領域によって区分けされる複数の低転位密度領域と、を有するとともに、
　前記主面は極性反転区を含まない
　窒化物結晶基板。
（付記２）
　前記複数の低転位密度領域は、それぞれが少なくとも１ｍｍ２以上の面積を有する
　付記１に記載の窒化物結晶基板。
（付記３）
　前記複数の低転位密度領域は、それぞれが１００ｍｍ２以上の面積を有する
　付記２に記載の窒化物結晶基板。
（付記４）
　前記高転位密度領域は、平面形状が正六角形である輪郭形状を組み合わせたハニカムパターンを構成する
　付記１から３のいずれかに記載の窒化物結晶基板。
（付記５）
　前記複数の低転位密度領域は、それぞれにおける平均転位密度が５×１０６個／ｃｍ２以下である
　付記１から４のいずれかに記載の窒化物結晶基板。
（付記６）
　前記複数の低転位密度領域は、それぞれにおける平均キャリア濃度が１×１０18ｃｍ-3以上である
　付記１から５のいずれかに記載の窒化物結晶基板。
（付記７）
　前記複数の低転位密度領域は、それぞれの領域内に結晶方位分布を有しており、
　前記高転位密度領域を挟んで隣り合う前記低転位密度領域同士は、前記結晶方位分布が不連続である
　付記１から６のいずれかに記載の窒化物結晶基板。
（付記８）
　前記低転位密度領域同士は、結晶方位の傾きの差が０．５°以内である
　付記７に記載の窒化物結晶基板。
（付記９）
　前記高転位密度領域および前記低転位密度領域は、それぞれの領域区分によらず連続した平滑な表面を有する
　付記１から８のいずれかに記載の窒化物結晶基板。
（付記１０）
　前記高転位密度領域と前記低転位密度領域とは、それぞれにおける平均不純物濃度に差がある
　付記１から９のいずれかに記載の窒化物結晶基板。
（付記１１）
　前記高転位密度領域は、転位密度の値がピークに向けた単調増加またはピークからの単調減少となる転位密度の分布状態を有する
　付記１から１０のいずれかに記載の窒化物結晶基板。
（付記１２）
　前記高転位密度領域および前記低転位密度領域における歪み状態が実質的に同一である
　付記１１に記載の窒化物結晶基板。
（付記１３）
　前記歪み状態は、ラマン分光法を利用した検出結果から特定される状態である
　付記１２に記載の窒化物結晶基板。
（付記１４）
　窒化物結晶を成長させる下地面を有する結晶成長用基板であって、
　主面が互いに平行となり、側面が互いに対向するように平面状に配置された、窒化物結晶からなる複数の種結晶基板を有し、
　複数の前記種結晶基板のうち、少なくとも前記結晶成長用基板の周縁部以外の部分を構成する基板は、平面形状が正六角形である主面を有し、
　前記種結晶基板を組み合わせたハニカムパターンは、前記結晶成長用基板の主面の中心を通り前記主面に直交する軸を中心軸として前記結晶成長用基板を一回転させたとき、３回以上の対称性を有する結晶成長用基板。
（付記１５）
　前記ハニカムパターンは、前記軸を中心軸として前記結晶成長用基板を一回転させたとき、６回の対称性を有する付記１４に記載の結晶成長用基板。
（付記１６）
　前記種結晶基板の側面のうち、他の種結晶基板の側面と対向する全ての面がＭ面であり、かつ、互いに同一方位の面（等価な面）である付記１４又は１５に記載の結晶成長用基板。
（付記１７）
　前記種結晶基板の側面のうち、他の種結晶基板の側面と対向する全ての面がａ面であり、かつ、互いに同一方位の面（等価な面）である付記１４又は１５に記載の結晶成長用基板。
（付記１８）
　前記種結晶基板は、前記種結晶基板よりも大きな外径を有する結晶基板が加工（結晶基板からその周縁部が除去）されてなり、
　前記種結晶基板の側面は、前記結晶基板の裏面に凹溝を形成することで生じた融解面（レーザ加工面）或いは切削面（機械加工面）と、前記凹溝に沿って前記結晶基板を劈開させることで生じた劈開面と、を有し、
　複数の前記種結晶基板は、それらの側面のうち少なくとも前記劈開面が互いに対向するように配置されている付記１４から１７のいずれかに記載の結晶成長用基板。
（付記１９）
　種結晶基板上に成長させた結晶膜を有する結晶成長用基板であって、
　前記結晶膜は、前記結晶膜における平均的な転位密度（或いは欠陥密度）よりも大きな転位密度（或いは欠陥密度）を有する高転位密度領域（高欠陥領域）を有し、
　前記高転位密度領域は、平面形状が正六角形である輪郭形状を組み合わせたハニカムパターンを構成しており、
　前記ハニカムパターンは、前記結晶成長用基板の主面の中心を通り前記主面に直交する軸を中心軸として前記結晶成長用基板を一回転させたとき、３回以上の対称性を有する結晶成長用基板。
　好ましくは、
　窒化物結晶を成長させる下地面を有する結晶成長用基板であって、
　主面が互いに平行となり、側面が互いに対向するように平面状に配置された窒化物結晶からなる複数の種結晶基板上に成長させた結晶膜を有し、
　前記結晶膜は、前記種結晶基板の接合部の影響を受けることで、前記結晶膜における平均的な転位密度（或いは欠陥密度）よりも大きな転位密度（或いは欠陥密度）を有する高転位密度領域（高欠陥領域）を有し、
　前記高転位密度領域は、複数の前記種結晶基板のうち、少なくとも周縁部以外の部分を構成する基板の主面が正六角形の平面形状を有することでハニカムパターンを構成しており、
　前記ハニカムパターンは、前記結晶成長用基板の主面の中心を通り前記主面に直交する軸を中心軸として前記結晶成長用基板を一回転させたとき、３回以上の対称性を有する結晶成長用基板。
（付記２０）
　結晶成長用基板上に成長させた結晶膜を有する窒化物結晶基板であって、
　前記結晶膜は、前記結晶膜における平均的な転位密度（或いは欠陥密度）よりも大きな転位密度（或いは欠陥密度）を有する高転位密度領域（高欠陥領域）を有し、
　前記高転位密度領域は、平面形状が正六角形である輪郭形状を組み合わせたハニカムパターンを構成しており、
　前記ハニカムパターンは、前記窒化物結晶基板の主面の中心を通り前記主面に直交する軸を中心軸として前記窒化物結晶基板を一回転させたとき、３回以上の対称性を有する窒化物結晶基板。
　好ましくは、
　付記１４から１９のいずれかに記載の結晶成長用基板上に成長させた結晶膜を有する窒化物結晶基板であって、
　前記結晶膜は、前記種結晶基板の接合部の影響を受けることで、前記結晶膜における平均的な転位密度（或いは欠陥密度）よりも大きな転位密度（或いは欠陥密度）を有する高転位密度領域（高欠陥領域）を有し、
　前記高転位密度領域は、複数の前記種結晶基板のうち少なくとも周縁部以外の部分を構成する基板の主面が正六角形の平面形状を有することでハニカムパターンを構成しており、
　前記ハニカムパターンは、前記窒化物結晶基板の主面の中心を通り前記主面に直交する軸を中心軸として前記窒化物結晶基板を一回転させたとき、３回以上の対称性を有する窒化物結晶基板。
（付記２１）
　窒化物結晶からなる複数の種結晶基板を、それらの主面が互いに平行となり、それらの側面が互いに対向するように平面状に配置させる工程を経ることで、結晶成長用の下地面を有する結晶成長用基板を作製する工程と、
　前記結晶成長用基板上に結晶膜を成長させる工程と、
　前記結晶成長用基板上に成長した前記結晶膜をスライスして窒化物結晶基板を得る工程と、を有し、
　前記結晶成長用基板を作製する工程では、
　複数の前記種結晶基板のうち少なくとも（前記結晶成長用基板の）周縁部以外の部分を構成する基板として、主面の平面形状が正六角形であり、かつ、少なくとも１ｍｍ２以上の面積を有する基板を用い、
　前記種結晶基板を組み合わせたハニカムパターンを、前記結晶成長用基板の主面の中心を通り前記主面に直交する軸を中心軸として前記結晶成長用基板を一回転させたとき、３回以上の対称性を有する形状とし、
　前記窒化物結晶基板を得る工程では、主面に、連続する高転位密度領域と、前記高転位密度領域によって区分けされる複数の低転位密度領域と、を有するとともに、前記主面が極性反転区を含まないように構成された前記窒化物結晶基板を得る
　窒化物結晶基板の製造方法。
　好ましくは、
　窒化物結晶からなる複数の種結晶基板を、それらの主面が互いに平行となり、それらの側面が互いに対向するように平面状に配置させる工程を経て結晶成長用基板を製造する際、
　複数の前記種結晶基板のうち少なくとも前記結晶成長用基板の周縁部以外の部分を構成する基板として、主面の平面形状が正六角形である基板を用い、
　前記種結晶基板の接合部からなるハニカムパターンを、前記結晶成長用基板の主面の中心を通り前記主面に直交する軸を中心軸として前記結晶成長用基板を一回転させたとき、３回以上の対称性を有する形状とする
　結晶成長用基板の製造方法。
（付記２２）
　複数の前記種結晶基板が接着剤を介して保持板上に接着されてなる組み立て基板を用意する工程と、
　前記組み立て基板を加熱して前記種結晶基板上に結晶膜を成長させる工程と、
　隣接する種結晶基板が前記結晶膜により接合されてなる前記結晶成長用基板を自立させる工程と、を有し、
　前記結晶成長用基板を自立させる工程では、前記保持板のうちその表層（のみを）を剥離することで、前記結晶成長用基板と前記保持板とを分離させる
　結晶成長用基板の製造方法。
（付記２３）
　前記保持板の材料として、前記種結晶基板を構成する結晶と同等或いはそれより小さい線膨張係数を有する材料を用いる
　付記２２に記載の結晶成長用基板の製造方法。
（付記２４）
　前記保持板の材料として、前記結晶膜を構成する結晶と同等或いはそれより小さい線膨張係数を有する材料を用いる
　付記２２又は２３に記載の結晶成長用基板の製造方法。
（付記２５）
　前記接着剤の材料として、前記種結晶基板を構成する結晶と近い線膨張係数を有する材料を用いる
　付記２２から２４のいずれかに記載の結晶成長用基板の製造方法。
（付記２６）
　前記接着剤の材料として、前記結晶膜を構成する結晶と近い線膨張係数を有する材料を用いる
　付記２２から２５のいずれかに記載の結晶成長用基板の製造方法。
（付記２７）
　前記保持板の材料として、等方性黒鉛、異方性黒鉛、および、等方性黒鉛からなる平板基材の表面を異方性黒鉛により被覆してなる複合材料のうちいずれかを用い、
　前記接着剤の材料として、ジルコニア又はシリカを主成分とする材料を用いる
　付記２２から２６のいずれに記載の結晶成長用基板の製造方法。
（付記２８）
　前記接着剤を、前記種結晶基板の裏面のうち周縁部の除く領域（好ましくは中央部）にのみ塗布する（ことで、前記種結晶基板の主面側への前記接着剤の回り込みを抑制する）
　付記２２から２７のいずれかに記載の結晶成長用基板の製造方法。
（付記２９）
　前記保持板として、前記種結晶基板を前記保持板の主面上に接着する際、余剰な前記接着剤を逃がす（ことで、前記種結晶基板の主面側への前記接着剤の回り込みを抑制する）凹溝が、隣接する前記種結晶基板の接合部に沿うように設けられている部材を用いる
　付記２２から２８のいずれかに記載の結晶成長用基板の製造方法。
　１０　種結晶基板
　２０　結晶成長用基板
　３０　ＧａＮ基板（窒化物結晶基板）
　３１　高転位密度領域
　３２　低転位密度領域

Claims (12)

  1. 　直径が１００ｍｍ以上の窒化物結晶からなる窒化物結晶基板であって、
    　主面に、連続する高転位密度領域と、前記高転位密度領域によって区分けされる複数の低転位密度領域と、を有するとともに、
    　前記主面は極性反転区を含まない
    　窒化物結晶基板。
  2. 　前記複数の低転位密度領域は、それぞれが少なくとも１ｍｍ２以上の面積を有する
    　請求項１に記載の窒化物結晶基板。
  3. 　前記高転位密度領域は、平面形状が正六角形である輪郭形状を組み合わせたハニカムパターンを構成する
    　請求項１または２に記載の窒化物結晶基板。
  4. 　前記複数の低転位密度領域は、それぞれにおける平均転位密度が５×１０６個／ｃｍ２以下である
    　請求項１から３のいずれか１項に記載の窒化物結晶基板。
  5. 　前記複数の低転位密度領域は、それぞれにおける平均キャリア濃度が１×１０18ｃｍ-3以上である
    　請求項１から４のいずれか１項に記載の窒化物結晶基板。
  6. 　前記複数の低転位密度領域は、それぞれの領域内に結晶方位分布を有しており、
    　前記高転位密度領域を挟んで隣り合う前記低転位密度領域同士は、前記結晶方位分布が不連続である
    　請求項１から５のいずれか１項に記載の窒化物結晶基板。
  7. 　前記低転位密度領域同士は、結晶方位の傾きの差が０．５°以内である
    　請求項６に記載の窒化物結晶基板。
  8. 　前記高転位密度領域および前記低転位密度領域は、それぞれの領域区分によらず連続した平滑な表面を有する
    　請求項１から７のいずれか１項に記載の窒化物結晶基板。
  9. 　前記高転位密度領域と前記低転位密度領域とは、それぞれにおける平均不純物濃度に差がある
    　請求項１から８のいずれか１項に記載の窒化物結晶基板。
  10. 　前記高転位密度領域は、転位密度の値がピークに向けた単調増加またはピークからの単調減少となる転位密度の分布状態を有する
    　請求項１から９のいずれか１項に記載の窒化物結晶基板。
  11. 　前記高転位密度領域および前記低転位密度領域における歪み状態が実質的に同一である
    　請求項１０に記載の窒化物結晶基板。
  12. 　前記歪み状態は、ラマン分光法を利用した検出結果から特定される状態である
    　請求項１１に記載の窒化物結晶基板。
PCT/JP2017/008140 2016-03-08 2017-03-01 窒化物結晶基板 WO2017154701A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017531644A JP6203460B1 (ja) 2016-03-08 2017-03-01 窒化物結晶基板
US16/082,598 US10584031B2 (en) 2016-03-08 2017-03-01 Nitride crystal substrate
CN201780015540.9A CN108779579B (zh) 2016-03-08 2017-03-01 氮化物晶体基板

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016044829 2016-03-08
JP2016-044829 2016-03-08

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2017154701A1 true WO2017154701A1 (ja) 2017-09-14

Family

ID=59790701

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2017/008140 WO2017154701A1 (ja) 2016-03-08 2017-03-01 窒化物結晶基板

Country Status (4)

Country Link
US (1) US10584031B2 (ja)
JP (2) JP6203460B1 (ja)
CN (1) CN108779579B (ja)
WO (1) WO2017154701A1 (ja)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2019147726A (ja) * 2018-02-28 2019-09-05 株式会社サイオクス 窒化物結晶基板の製造方法、窒化物結晶基板および結晶成長用基板
JP2019151518A (ja) * 2018-03-02 2019-09-12 株式会社サイオクス ＧａＮ積層体およびその製造方法
JP2020193118A (ja) * 2019-05-27 2020-12-03 信越化学工業株式会社 Ｉｉｉ族化合物基板の製造方法及びｉｉｉ族化合物基板
US20220267897A1 (en) * 2019-07-25 2022-08-25 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Group iii compound substrate production method and substrate produced by this production method

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10693032B2 (en) * 2016-09-30 2020-06-23 Toyoda Gosei Co., Ltd. Method for producing Group III nitride semiconductor, seed substrate and Group III nitride semiconductor crystal
JP6805354B2 (ja) * 2017-08-23 2020-12-23 株式会社日立ハイテク 画像処理装置、方法、及び荷電粒子顕微鏡
WO2019163083A1 (ja) * 2018-02-23 2019-08-29 住友電気工業株式会社 窒化ガリウム結晶基板
JP7398966B2 (ja) 2020-01-10 2023-12-15 信越化学工業株式会社 Ｉｉｉ族窒化物基板の製造方法及びｉｉｉ族窒化物基板
CN112820634B (zh) * 2021-01-14 2024-01-16 镓特半导体科技（上海）有限公司 半导体结构、自支撑氮化镓层及其制备方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11268989A (ja) * 1998-03-19 1999-10-05 Denso Corp 単結晶の製造方法
JP2008143772A (ja) * 2006-11-17 2008-06-26 Sumitomo Electric Ind Ltd Ｉｉｉ族窒化物結晶の製造方法
JP4915128B2 (ja) * 2005-04-11 2012-04-11 日亜化学工業株式会社 窒化物半導体ウエハ及びその製造方法
JP2015157760A (ja) * 2015-05-28 2015-09-03 株式会社リコー １３族窒化物結晶および１３族窒化物結晶基板
JP2015166293A (ja) * 2014-03-03 2015-09-24 国立大学法人大阪大学 Ｉｉｉ族窒化物結晶の製造方法、ｉｉｉ族窒化物結晶、半導体装置およびｉｉｉ族窒化物結晶製造装置

Family Cites Families (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4290358B2 (ja) * 2001-10-12 2009-07-01 住友電気工業株式会社 半導体発光素子の製造方法
PL371405A1 (pl) * 2004-11-26 2006-05-29 Ammono Sp.Z O.O. Sposób wytwarzania objętościowych monokryształów metodą wzrostu na zarodku
JP4849296B2 (ja) * 2005-04-11 2012-01-11 日立電線株式会社 ＧａＮ基板
KR20060127743A (ko) * 2005-06-06 2006-12-13 스미토모덴키고교가부시키가이샤 질화물 반도체 기판과 그 제조 방법
US9518340B2 (en) * 2006-04-07 2016-12-13 Sixpoint Materials, Inc. Method of growing group III nitride crystals
US9064706B2 (en) 2006-11-17 2015-06-23 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Composite of III-nitride crystal on laterally stacked substrates
JP2009280482A (ja) * 2008-04-25 2009-12-03 Sumitomo Electric Ind Ltd Ｉｉｉ族窒化物単結晶自立基板およびそれを用いた半導体デバイスの製造方法
JP5238354B2 (ja) 2008-05-21 2013-07-17 東京応化工業株式会社 レジストパターン形成方法
US20120000415A1 (en) * 2010-06-18 2012-01-05 Soraa, Inc. Large Area Nitride Crystal and Method for Making It
KR20120036816A (ko) 2009-06-01 2012-04-18 미쓰비시 가가꾸 가부시키가이샤 질화물 반도체 결정 및 그 제조 방법
JP5757068B2 (ja) 2010-08-02 2015-07-29 住友電気工業株式会社 ＧａＮ結晶の成長方法
JP5789929B2 (ja) * 2010-08-03 2015-10-07 住友電気工業株式会社 Ｉｉｉ族窒化物結晶の成長方法
JP5620762B2 (ja) 2010-09-09 2014-11-05 古河機械金属株式会社 Ｉｉｉ族窒化物半導体基板およびｉｉｉ族窒化物半導体基板の製造方法
WO2013058352A1 (ja) * 2011-10-21 2013-04-25 三菱化学株式会社 Ｉｉｉ族窒化物半導体結晶
JP5911305B2 (ja) 2012-01-06 2016-04-27 三菱電機株式会社 コネクタ装置
JP6129784B2 (ja) 2014-05-26 2017-05-17 住友化学株式会社 Ｉｉｉ族窒化物基板の製造方法
JP2017008187A (ja) 2015-06-22 2017-01-12 株式会社Ｎｂｌ研究所 熱変形温度と破断伸びが向上するハイブリッド特性樹脂
US10364510B2 (en) 2015-11-25 2019-07-30 Sciocs Company Limited Substrate for crystal growth having a plurality of group III nitride seed crystals arranged in a disc shape
JP6604205B2 (ja) 2016-01-05 2019-11-13 国立大学法人大阪大学 窒化物結晶基板の製造方法および結晶成長用基板
JP6731590B2 (ja) 2016-05-02 2020-07-29 国立大学法人大阪大学 窒化物結晶基板の製造方法
JP6861490B2 (ja) 2016-09-07 2021-04-21 株式会社サイオクス 窒化物結晶基板の製造方法および結晶成長用基板
JP2017024984A (ja) 2016-09-16 2017-02-02 住友化学株式会社 Ｉｉｉ族窒化物基板の製造方法
JP6130039B2 (ja) 2016-09-16 2017-05-17 住友化学株式会社 Ｉｉｉ族窒化物基板の製造方法
JP6735647B2 (ja) 2016-09-29 2020-08-05 株式会社サイオクス 窒化物結晶基板の製造方法
JP6901844B2 (ja) 2016-12-02 2021-07-14 株式会社サイオクス 窒化物結晶基板の製造方法および結晶成長用基板

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11268989A (ja) * 1998-03-19 1999-10-05 Denso Corp 単結晶の製造方法
JP4915128B2 (ja) * 2005-04-11 2012-04-11 日亜化学工業株式会社 窒化物半導体ウエハ及びその製造方法
JP2008143772A (ja) * 2006-11-17 2008-06-26 Sumitomo Electric Ind Ltd Ｉｉｉ族窒化物結晶の製造方法
JP2015166293A (ja) * 2014-03-03 2015-09-24 国立大学法人大阪大学 Ｉｉｉ族窒化物結晶の製造方法、ｉｉｉ族窒化物結晶、半導体装置およびｉｉｉ族窒化物結晶製造装置
JP2015157760A (ja) * 2015-05-28 2015-09-03 株式会社リコー １３族窒化物結晶および１３族窒化物結晶基板

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2019147726A (ja) * 2018-02-28 2019-09-05 株式会社サイオクス 窒化物結晶基板の製造方法、窒化物結晶基板および結晶成長用基板
JP2019151518A (ja) * 2018-03-02 2019-09-12 株式会社サイオクス ＧａＮ積層体およびその製造方法
JP6998798B2 (ja) 2018-03-02 2022-01-18 株式会社サイオクス ＧａＮ積層体およびその製造方法
JP2020193118A (ja) * 2019-05-27 2020-12-03 信越化学工業株式会社 Ｉｉｉ族化合物基板の製造方法及びｉｉｉ族化合物基板
WO2020241184A1 (ja) * 2019-05-27 2020-12-03 信越化学工業株式会社 Ｉｉｉ族化合物基板の製造方法及びｉｉｉ族化合物基板
US20220235489A1 (en) * 2019-05-27 2022-07-28 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Method for manufacturing group iii compound substrate, and group iii compound substrate
JP7228467B2 (ja) 2019-05-27 2023-02-24 信越化学工業株式会社 Ｉｉｉ族化合物基板の製造方法及びｉｉｉ族化合物基板
US20220267897A1 (en) * 2019-07-25 2022-08-25 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Group iii compound substrate production method and substrate produced by this production method
US11932936B2 (en) * 2019-07-25 2024-03-19 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Method for producing a group III compound crystal by hydride vapor phase epitaxy on a seed substrate formed on a group III nitride base substrate

Also Published As

Publication number Publication date
US10584031B2 (en) 2020-03-10
CN108779579A (zh) 2018-11-09
JP6203460B1 (ja) 2017-09-27
CN108779579B (zh) 2021-01-05
JP6991013B2 (ja) 2022-02-03
JP2017218378A (ja) 2017-12-14
JPWO2017154701A1 (ja) 2018-03-15
US20190119112A1 (en) 2019-04-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6203460B1 (ja) 窒化物結晶基板
US10364510B2 (en) Substrate for crystal growth having a plurality of group III nitride seed crystals arranged in a disc shape
WO2009096125A1 (ja) Iii族窒化物単結晶インゴット、iii族窒化物単結晶基板、iii族窒化物単結晶インゴットの製造方法、及びiii族窒化物単結晶基板の製造方法
US20180158680A1 (en) Method for manufacturing nitride semiconductor template, nitride semiconductor template and nitride semiconductor device
US20170314157A1 (en) Method for manufacturing nitride crystal substrate and substrate for crystal growth
WO2015182520A1 (ja) Ｉｉｉ族窒化物基板の製造方法
WO2015046294A1 (ja) ダイヤモンド基板及びダイヤモンド基板の製造方法
JP6761743B2 (ja) 結晶成長用基板、窒化物結晶基板および窒化物結晶基板の製造方法
US10260165B2 (en) Method for manufacturing nitride crystal substrate and substrate for crystal growth
CN104995713A (zh) Iii族氮化物复合衬底及其制造方法,层叠的iii族氮化物复合衬底,以及iii族氮化物半导体器件及其制造方法
WO2015119067A1 (ja) ダイヤモンド基板及びダイヤモンド基板の製造方法
CN109312491B (zh) 氮化物半导体模板、氮化物半导体模板的制造方法以及氮化物半导体自支撑基板的制造方法
JP6861490B2 (ja) 窒化物結晶基板の製造方法および結晶成長用基板
JP2005343722A (ja) ＡｌＮ結晶の成長方法、ＡｌＮ結晶基板および半導体デバイス
JP6978343B2 (ja) 窒化物結晶基板の製造方法
JP6901844B2 (ja) 窒化物結晶基板の製造方法および結晶成長用基板
JP6781054B2 (ja) 窒化物結晶基板および窒化物結晶基板の製造方法
JP6094243B2 (ja) 複合基板およびそれを用いた半導体ウエハの製造方法
TW201338199A (zh) 氮化物半導體的製造方法
JP6781058B2 (ja) 窒化物半導体基板の製造方法
KR100890085B1 (ko) 질화물 기판 제조 방법
JPWO2015190427A1 (ja) ダイヤモンド基板及びダイヤモンド基板の製造方法
JP6045633B2 (ja) 窒化物半導体基板の製造方法
JP2011211046A (ja) 窒化物半導体自立基板

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017531644

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 17763041

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 17763041

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1