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CN113614293B - 基底基板 - Google Patents

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CN113614293B
CN113614293B CN202080006855.9A CN202080006855A CN113614293B CN 113614293 B CN113614293 B CN 113614293B CN 202080006855 A CN202080006855 A CN 202080006855A CN 113614293 B CN113614293 B CN 113614293B
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Abstract

本发明提供高品质的基底基板，其具备用于13族元素的氮化物或氧化物结晶生长的取向层，该取向层中的结晶缺陷(位错)显著降低。该基底基板具备用于13族元素的氮化物或氧化物结晶生长的取向层，取向层的用于结晶生长一侧的表面由具有a轴长度和/或c轴长度比蓝宝石的a轴长度和/或c轴长度大的刚玉型结晶结构的材料构成，且在取向层中存在多个气孔。

Description

基底基板
技术领域
本发明涉及用于13族元素的氮化物或氧化物结晶生长的基底基板。
背景技术
近年来，采用了氮化镓(GaN)的半导体器件得到实用化。例如，在蓝宝石基板上依次层叠n型GaN层、包含InGaN层的量子阱层和包含GaN层的势垒层交替层叠得到的多量子阱层(MQW)及p型GaN层而形成的器件实现了量产化。
另外，还在积极地进行与蓝宝石具有相同结晶结构的刚玉相型的α－氧化镓(α－Ga2O3)的研究开发。实际上，α－Ga2O3的带隙高达5.3eV，作为功率半导体元件用材料而备受期待。例如，专利文献1(日本特开2014－72533号公报)中涉及一种半导体装置，该半导体装置由具有刚玉型结晶结构的基底基板、具有刚玉型结晶结构的半导体层、以及具有刚玉型结晶结构的绝缘膜形成，并公开了在蓝宝石基板上形成α－Ga2O3膜而作为半导体层的例子。另外，专利文献2(日本特开2016－25256号公报)中公开如下内容，即，一种半导体装置，其具备：包含具有刚玉结构的结晶性氧化物半导体作为主成分的n型半导体层、以具有六方晶的结晶结构的无机化合物为主成分的p型半导体层、以及电极，实施例中，在c面蓝宝石基板上形成亚稳相、即具有刚玉结构的α－Ga2O3膜作为n型半导体层并形成具有六方晶的结晶结构的α－Rh2O3膜作为p型半导体层，制作二极管。
然而，已知：这些半导体器件中，材料中的结晶缺陷较少者能够得到良好的特性。特别是，功率半导体要求耐电压特性优异，因此，希望降低结晶缺陷。这是因为：结晶缺陷的多少会左右介电击穿电场特性。但是，对于GaN、α－Ga2O3，结晶缺陷少的单晶基板尚未实用化，通常是以异质外延生长形成在晶格常数与这些材料不同的蓝宝石基板上。因此，容易因与蓝宝石之间的晶格常数差异而产生结晶缺陷。例如，在蓝宝石c面上将α－Ga2O3成膜的情况下，蓝宝石(α－Al2O3)的a轴长度和α－Ga2O3的a轴长度相差约5％，该差异构成结晶缺陷的主要原因。
作为缓和上述的与半导体层之间的晶格常数差异来降低结晶缺陷的方法，报告有：在将α－Ga2O3成膜时，在蓝宝石与α－Ga2O3层之间形成缓冲层，由此缺陷降低。例如，非专利文献1(Applied Physics Express,vol.9,pages 071101-1～071101-4)中给出如下例子，即，通过在蓝宝石与α－Ga2O3层之间导入(Alx、Ga1－x)2O3层(x＝0.2～0.9)作为缓冲层，使得刃型位错和螺旋位错分别为3×108/cm2及6×108/cm2。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2014－72533号公报
专利文献2：日本特开2016－25256号公报
非专利文献
非专利文献1：Riena Jinno et al.,“Reduction in edge dislocation densityin corundum-structuredα-Ga2O3 layers on sapphire substrates with quasi-gradedα-(Al,Ga)2O3 buffer layers”,Applied Physics Express,Japan,The Japan Societyof Applied Physics,June 1,2016,vol.9,pages 071101-1to 071101-4
发明内容
然而，非专利文献1中公开的导入缓冲层的方法对于在需要高介电击穿电场特性的功率半导体中的应用而言不充分，希望进一步降低结晶缺陷。
本发明的发明人最近得到如下见解，即，通过将用于13族元素的氮化物或氧化物结晶生长一侧的表面由具有a轴长度和/或c轴长度比蓝宝石的a轴长度和/或c轴长度大的刚玉型结晶结构的材料构成，且使由该材料构成的取向层中存在多个气孔，能够提供该取向层中的结晶缺陷(位错)显著降低的、高品质的基底基板。并且，得到如下见解，即，通过采用像这样的高品质的基底基板，能够形成优异的半导体层。
因此，本发明的目的在于，提供一种具备用于13族元素的氮化物或氧化物结晶生长的取向层且该取向层中的结晶缺陷(位错)显著降低的高品质的基底基板。
根据本发明的一个方案，提供一种基底基板，其具备用于13族元素的氮化物或氧化物结晶生长的取向层，其中，所述取向层的用于所述结晶生长一侧的表面由具有a轴长度和/或c轴长度比蓝宝石的a轴长度和/或c轴长度大的刚玉型结晶结构的材料构成，且在所述取向层中存在多个气孔。
附图说明
图1是表示气溶胶沉积(AD)装置的构成的概要图。
图2是表示雾化CVD装置的构成的剖视简图。
具体实施方式
基底基板
本发明的基底基板是：具备用于13族元素的氮化物或氧化物结晶生长的取向层的基底基板。即，该基底基板用于使由13族元素的氮化物或氧化物构成的半导体层在取向层上结晶生长。此处，13族元素为IUPAC(国际纯粹与应用化学联合会)制定的周期表中的第13族元素，具体的为硼(B)、铝(Al)、镓(Ga)、铟(In)、铊(Tl)及鉨(Nh)中的任一者。另外，13族元素的氮化物、氧化物的典型方案为氮化镓(GaN)和α－氧化镓(α－Ga2O3)。
取向层具有结晶方位在大致法线方向上基本一致的构成。通过采用像这样的构成，能够在其上形成品质优异、特别是取向性优异的半导体层。即，在取向层上形成半导体层时，半导体层的结晶方位基本仿照取向层的结晶方位。因此，通过使基底基板为具备取向层的构成，能够使半导体膜为取向膜。应予说明，取向层可以为多晶、镶嵌结晶(结晶方位偏离若干的结晶的集合)，也可以为单晶。取向层为多晶的情况下，优选为扭转方向(即、以与基板表面大致垂直地被赋予方位的基板法线为中心的旋转方向)也基本一致的双轴取向层。
用于13族元素的氮化物或氧化物结晶生长一侧的取向层表面(以下、有时简称为“表面”或“取向层表面”)由具有a轴长度和/或c轴长度比蓝宝石(α－Al2O3)的a轴长度和/或c轴长度大的刚玉型结晶结构的材料构成。通过像这样控制取向层的晶格常数，能够使在其上形成的半导体层中的结晶缺陷明显降低。即，构成半导体层的13族元素的氧化物的晶格常数比蓝宝石(α－Al2O3)的晶格常数大。实际上，如下表1所示，作为13族元素的氧化物的α－Ga2O3的晶格常数(a轴长度及c轴长度)比α－Al2O3的晶格常数大。因此，通过将取向层的晶格常数控制为比α－Al2O3的晶格常数大，使得在该取向层上形成半导体层时，半导体层与取向层之间的晶格常数的失配得以抑制，结果，半导体层中的结晶缺陷降低。例如，在蓝宝石的c面将α－Ga2O3成膜的情况下，α－Ga2O3的面内方向上的晶格长度(a轴长度)实质上比蓝宝石的晶格长度大，具有约5％的失配。因此，通过将取向层的a轴长度控制为比α－Al2O3的a轴长度大，使得α－Ga2O3的层中的结晶缺陷降低。在蓝宝石的m面将α－Ga2O3成膜的情况下，α－Ga2O3的面内方向上的晶格长度(c轴长度)实质上比蓝宝石的晶格长度大，具有约3％的失配。因此，通过将取向层的c轴长度控制为比α－Al2O3的c轴长度大，使得α－Ga2O3的层中的结晶缺陷降低。另外，作为13族元素的氮化物的GaN与蓝宝石之间的晶格常数的失配也较大。在蓝宝石的c面将GaN成膜的情况下，GaN的面内方向上的晶格长度(a轴长度)实质上比蓝宝石的晶格长度大，具有约16％的失配。因此，通过将取向层的a轴长度控制为比α－Al2O3的a轴长度大，使得GaN层中的结晶缺陷降低。与此相对，如果将这些半导体层直接形成在蓝宝石基板上，则半导体层中因晶格常数的失配而产生应力，有可能在半导体层中产生大量的结晶缺陷。
[表1]
表1：13族氧化物的晶格常数
对于本发明的基底基板，在取向层中存在多个气孔。这些多个气孔的存在有助于取向层中的结晶缺陷(位错)的显著降低。其机制尚不确定，不过，认为是因为位错被气孔吸收而消失。取向层中的气孔数优选为1.0×104～1.0×109个/cm2，更优选为1.0×104～1.0×107个/cm2。特别是，在取向层中，就能够更有效地实现结晶缺陷(位错)降低这一点而言，优选包含用于结晶生长一侧的表面在内的表层区域中的气孔数Ns与离开表面的深层区域中的气孔数Nd相比有所减少。气孔数Nd及Ns可以用观察取向层截面时的每单位截面积1cm2的气孔数(个/cm2)表示。表层区域和深层区域根据厚度及气孔分布的观点相对确定即可，不需要以作为绝对值的厚度统一确定，例如，表层区域为相对于取向层的厚度而言自表面起算20％厚度的区域，深层区域为其下的80％厚度的区域。例如，取向层的厚度为40μm的情况下，表层区域为自取向层的表面起算厚度8μm为止的区域，深层区域为厚度8～40μm的区域。深层区域中的气孔数Nd相对包含表面在内的表层区域中的气孔数Ns的比值(即Nd/Ns)优选大于1.0，更优选为2.0以上，没有特别的上限。如果在上述范围内，则位错明显降低，优选能够几乎或完全消失。另一方面，表层区域中的气孔数Ns优选较少。因此，深层区域中的气孔数Nd相对于包含表面在内的表层区域中的气孔数Ns的比值(即Nd/Ns)没有上限，不过，实际上优选小于60。
优选取向层的整体由具有刚玉型结晶结构的材料构成。据此，也得到降低取向层及半导体层的结晶缺陷的效果。取向层优选形成在蓝宝石基板的表面。构成蓝宝石基板的α－Al2O3具有刚玉型结晶结构，通过将取向层由具有刚玉型结晶结构的材料构成，能够使其结晶结构与蓝宝石基板相同，结果，抑制了取向层中因结晶结构的失配而引起结晶缺陷。就这一点而言，如果取向层中的结晶缺陷降低，则在其上形成的半导体层中的结晶缺陷也降低，故优选。这是因为：如果取向层中存在大量的结晶缺陷，则在其上形成的半导体层中也继承了结晶缺陷，结果，在半导体层中也产生结晶缺陷。应予说明，作为具有刚玉型结晶结构的材料的具体例，可以举出：α－Al2O3、α－Cr2O3、α－Fe2O3、α－Ti2O3、α－Ga2O3、α－V2O3、α－Ir2O3、α－Rh2O3、α－In2O3或它们的固溶体(混晶)等。
构成取向层的具有刚玉型结晶结构的材料优选包含：选自由α－Cr2O3、α－Fe2O3、α－Ti2O3、α－V2O3、α－Ga2O3、α－In2O3及α－Rh2O3构成的组中的材料、或者含有选自由α－Al2O3、α－Cr2O3、α－Fe2O3、α－Ti2O3、α－V2O3、α－Ga2O3、α－In2O3及α－Rh2O3构成的组中的2种以上的固溶体，特别优选为包含α－Cr2O3的材料、或者包含α－Cr2O3与异种材料的固溶体的材料。如上表1所示，这些材料具有比α－Al2O3大的晶格常数(a轴长度和/或c轴长度)，并且，晶格常数与构成半导体层的13族元素的氮化物或氧化物、即GaN或α－Ga2O3的晶格常数比较接近，因此，能够有效地抑制半导体层中的结晶缺陷。作为上述固溶体，可以为置换型固溶体或侵入型固溶体中的任一者，不过，优选为置换型固溶体。然而，虽然取向层由具有刚玉型结晶结构的材料构成，不过，不排除含有除此以外的微量成分。
取向层的用于结晶生长一侧的表面中的具有刚玉型结晶结构的材料的a轴长度大于且为以下，更优选为进一步优选为另外，取向层的用于结晶生长一侧的表面中的具有刚玉型结晶结构的材料的c轴长度大于且为以下，更优选为进一步优选为通过将取向层表面的a轴长度和/或c轴长度控制在上述范围内，能够使其与构成半导体层的13族元素的氮化物或氧化物、特别是α－Ga2O3的晶格常数(a轴长度和/或c轴长度)接近。
取向层的厚度优选为10μm以上，更优选为40μm以上。厚度的上限没有特别限定，典型的为100μm以下。取向层的表面中的结晶缺陷密度优选为1.0×108/cm2以下，更优选为1.0×106/cm2以下，进一步优选为4.0×103/cm2以下，没有特别的下限。应予说明，本说明书中，结晶缺陷是指：贯穿刃型位错、贯穿螺旋位错、贯穿混合位错及基底面位错，结晶缺陷密度为各位错密度的合计。另外，对于基底面位错，在包含取向层的基底基板具有偏角的情况下构成问题，在没有偏角的情况下，由于没有露出至取向层的表面，所以不构成问题。例如，如果材料包含贯穿刃型位错3×108/cm2、贯穿螺旋位错6×108/cm2、贯穿混合位错4×108/cm2，则结晶缺陷密度为1.3×109/cm2。
在蓝宝石基板形成取向层的情况下，优选在取向层内存在组成在厚度方向上变化的梯度组成区域。例如，梯度组成区域优选具备如下区域(梯度组成区域)，其由选自由α－Cr2O3、α－Fe2O3、α－Ti2O3、α－V2O3、α－Ga2O3、α－In2O3及α－Rh2O3构成的组中的1种以上材料与α－Al2O3的固溶体构成，且具有α－Al2O3的固溶量从蓝宝石基板侧趋向取向层表面侧而减少的梯度组成。梯度组成区域特别优选由包含α－Al2O3、α－Cr2O3及α－Ti2O3的固溶体或包含α－Al2O3、α－Cr2O3、α－Ti2O3及α－Fe2O3的固溶体构成。即，取向层优选形成在蓝宝石基板的表面，具有对由蓝宝石基板与取向层之间的晶格常数(a轴长度和/或c轴长度)差异所带来的应力进行缓和并抑制结晶缺陷的效果。换言之，优选a轴长度和/或c轴长度在取向层的表面和背面不同，更优选取向层的表面的a轴长度和/或c轴长度大于取向层的背面的a轴长度和/或c轴长度。通过采用像这样的结构，无论取向层是单晶或镶嵌结晶，还是双轴取向层，晶格常数均在厚度方向上变化。因此，能够在晶格常数不同的基板上以应力得以缓和的状态形成单晶或镶嵌结晶或者双轴取向层。在后述的基底基板的制造中，通过将蓝宝石基板和取向前驱体层于1000℃以上的温度进行热处理，能够形成像这样的梯度组成区域。即，如果于像这样的高温进行热处理，则在蓝宝石基板与取向前驱体层的界面发生反应，使得蓝宝石基板中的Al成分向取向前驱体层中扩散，或者取向前驱体层中的成分向蓝宝石基板中扩散。结果，形成α－Al2O3的固溶量在厚度方向上变化的梯度组成区域。对于梯度组成区域，较厚者容易缓和由晶格常数差异带来的应力，因此，优选较厚。所以，梯度组成区域的厚度优选为5μm以上，更优选为20μm以上。厚度的上限没有特别限定，典型的为100μm以下。另外，通过进行1000℃以上的热处理，能够使到达取向层表面的结晶缺陷有效地降低。该理由不确定，不过，认为是因为：通过高温下的热处理而促进了结晶缺陷彼此的抵消。
根据本发明的更优选的方案，取向层具有：组成稳定区域，其位于靠近表面的位置且组成在厚度方向上稳定；以及梯度组成区域，其位于远离表面的位置且组成在厚度方向上变化。组成稳定区域是指：各金属元素的含有比率的变化小于1.0at％的区域，梯度组成区域是指：各金属元素的含有比率的变化为1.0at％以上的区域。例如，组成稳定区域和梯度组成区域可以如下确定。首先，准备取向层的截面试样，在取向层表面附近的任意10处实施能量分散型X射线分析(EDS)，计算出所检测到的金属元素的含有比率(at％)的平均值。接下来，在自表面沿厚度方向离开2μm的任意10处实施EDS分析，计算出厚度2μm处的含有比率(at％)的平均值。此时，将表面和厚度2μm处的含有比率的平均值进行比较，根据所检测到的全部金属元素中的至少1种的含有比率的差异小于1.0at％还是为1.0at％以上，可以将自表面至厚度2μm的区域归属于组成稳定区域和梯度组成区域中的任一者。利用同样的方法，在厚度方向上每2μm处计算出金属元素的含有比率的平均值，将某一厚度位置与自该厚度位置沿厚度方向离开2μm的位置之间的金属元素的含有比率的平均值进行比较，由此能够确定位置间的区域的归属。例如，对于自表面起算厚度24μm的位置与厚度26μm的位置之间的区域，通过计算出各位置处的金属元素含有比率的平均值并进行比较，能够确定归属。然后，例如梯度组成区域中含有Al的情况下，更优选Al浓度趋向组成稳定区域而在厚度方向上降低。该方案中，具有刚玉型结晶结构的材料优选包含：选自由α－Cr2O3、α－Fe2O3及α－Ti2O3构成的组中的1种以上的材料或者它们的固溶体、或包含α－Al2O3和选自由α－Cr2O3、α－Fe2O3及α－Ti2O3构成的组中的1种以上材料的固溶体。特别优选为，梯度组成区域由包含α－Cr2O3和α－Al2O3的固溶体构成。另外，组成稳定区域为晶格常数(a轴长度和/或c轴长度)比α－Al2O3的晶格常数大的材料即可，可以为多个刚玉型材料间的固溶体，也可以为刚玉型材料单相。即，构成组成稳定区域的材料优选为：(i)选自由α－Cr2O3、α－Fe2O3、α－Ti2O3、α－V2O3、α－Ga2O3、α－In2O3及α－Rh2O3构成的组中的1种材料、(ii)包含选自由α－Cr2O3、α－Fe2O3、α－Ti2O3、α－V2O3、α－Ga2O3、α－In2O3及α－Rh2O3构成的组中的1种以上的材料的固溶体、或(iii)选自由α－Cr2O3、α－Fe2O3、α－Ti2O3、α－V2O3、α－Ga2O3、α－In2O3及α－Rh2O3构成的组中的1种以上材料与α－Al2O3的固溶体。从控制晶格常数的观点考虑，优选由上述材料中的不含α－Al2O3的单相或它们的固溶体构成。
构成取向层的材料只要相对于基底基板的表面具有取向性就没有特别限定，例如为c轴取向、a轴取向或m轴取向。据此，在基底基板上形成了半导体层时，能够使该半导体膜为c轴取向膜、a轴取向膜或m轴取向膜。
取向层优选为异质外延生长层。例如，使取向层在蓝宝石基板上生长的情况下，蓝宝石基板和取向层均具有刚玉型结晶结构，因此，它们的晶格常数接近的情况下，有时在热处理中发生取向层的结晶面仿照蓝宝石基板的结晶方位进行排列的外延生长。通过像这样使取向层外延生长，能够使取向层继承蓝宝石基板的单晶特有的高结晶性和结晶取向。
取向层的表面中的算术平均粗糙度Ra优选为1nm以下，更优选为0.5nm以下，进一步优选为0.2nm以下。认为：像这样使取向层的表面平滑，使得其上设置的半导体层的结晶性进一步提高。
基底基板的单面具有优选为20cm2以上、更优选为70cm2以上、进一步优选为170cm2以上的面积。通过像这样使基底基板大面积化，能够使在其上形成的半导体层大面积化。因此，能够由一块半导体层得到多个半导体元件，可期待制造成本的进一步降低。大小的上限没有特别限定，典型的为单面700cm2以下。
本发明的基底基板优选在取向层的与表面相反一侧(即、背面侧)还具备支撑基板。即，本发明的基底基板可以为：具备支撑基板和设置在支撑基板上的取向层的复合基底基板。并且，支撑基板优选为蓝宝石基板、Cr2O3等刚玉单晶，特别优选为蓝宝石基板。通过使支撑基板为刚玉单晶，能够兼作用于使取向层异质外延生长的晶种。另外，通过像这样采用具备刚玉单晶的构成，能够得到品质优异的半导体层。即，刚玉单晶具有优异的机械特性、热特性、化学稳定等特征。特别是，蓝宝石的热传导率在常温下高达42W/m·K，热传导性优异。因此，通过采用具备蓝宝石基板的复合基底基板，能够使基板整体的热传导性优异。结果，可期待：在复合基底基板上形成半导体层时，基板面内的温度分布不均匀得到抑制，并能够得到具有均匀膜厚的半导体层。另外，还具有如下效果，即，对于蓝宝石基板，容易获得大面积，能够降低整体的成本，并且，能够得到大面积的半导体层。
作为蓝宝石基板，可以具有任意方位面。即，可以具有a面、c面、r面、m面，也可以相对于这些面而具有规定的偏角。另外，为了调整电气特性，可以为加入了掺杂剂的蓝宝石。作为该掺杂剂，可以使用公知的掺杂剂。
采用本发明的基底基板的取向层，能够形成由13族元素的氮化物或氧化物构成的半导体层。半导体层的形成方法可以采用公知的方法，不过，优选为各种CVD法、HVPE法、MBE法、PLD法及溅射法等气相成膜法、水热法、Na助熔剂法等液相成膜法中的任一者。作为CVD法的例子，可以举出：热CVD法、等离子CVD法、雾化CVD法、MO(有机金属)CVD法等。其中，对于形成由13族元素的氧化物构成的半导体层，特别优选为雾化CVD法、水热法、或HVPE法。
本发明的基底基板可以为取向层单独的自立基板的形态，也可以为伴有蓝宝石基板等支撑基板的复合基底基板的形态。因此，取向层最终可以根据需要自蓝宝石基板等支撑基板进行分离。支撑基板的分离利用公知的方法进行即可，没有特别限定。例如，可以举出：施加机械冲击将取向层分离的方法、施加热而利用热应力将取向层分离的方法、施加超声波等振动将取向层分离的方法、对不需要的部分进行蚀刻将取向层分离的方法、利用激光剥离将取向层分离的方法、利用切削、研磨等机械加工将取向层分离的方法等。另外，使取向层在蓝宝石基板上异质外延生长的形态的情况下，可以将蓝宝石基板分离后，将取向层设置于其他支撑基板。其他支撑基板的材质没有特别限定，从材料物性的观点考虑，选择适合的材料即可。例如，从热传导率的观点考虑，可以举出：Cu等金属基板、SiC、AlN等陶瓷基板等。
制造方法
本发明的基底基板可以优选如下制造，即，(a)准备蓝宝石基板；(b)制作规定的取向前驱体层；(c)在蓝宝石基板上，对取向前驱体层进行热处理，使取向前驱体层的至少蓝宝石基板附近的部分转化为取向层；(d)根据期望而施加磨削、研磨等加工，使取向层的表面露出。该取向前驱体层通过热处理而成为取向层，其包含：具有a轴长度和/或c轴长度比α－Al2O3的a轴长度和/或c轴长度大的刚玉型结晶结构的材料、或者通过后述的热处理而成为a轴长度和/或c轴长度比α－Al2O3的a轴长度和/或c轴长度大的刚玉型结晶结构的材料。另外，取向前驱体层除了包含具有刚玉型结晶结构的材料以外，还可以包含微量成分。根据该制造方法，能够以蓝宝石基板为晶种而促进取向层的生长。即，蓝宝石基板的单晶特有的高结晶性和结晶取向方位被取向层继承。
(a)蓝宝石基板的准备
为了制作基底基板，首先，准备蓝宝石基板。使用的蓝宝石基板可以具有任意方位面。即，可以具有a面、c面、r面、m面，也可以相对于这些面而具有规定的偏角。例如，使用c面蓝宝石的情况下，相对于表面进行c轴取向，因此，能够容易地在其上异质外延生长c轴取向的取向层。另外，为了调整电气特性，还可以使用加入了掺杂剂的蓝宝石基板。作为该掺杂剂，可以使用公知的掺杂剂。
(b)取向前驱体层的制作
制作包含具有a轴长度和/或c轴长度比蓝宝石的a轴长度和/或c轴长度大的刚玉型结晶结构的材料、或通过热处理而成为a轴长度和/或c轴长度比蓝宝石的a轴长度和/或c轴长度大的刚玉型结晶结构的材料的取向前驱体层。对于形成取向前驱体层的方法，只要在热处理后形成具有气孔的取向层即可，没有特别限定，可以采用公知的方法。可以在取向前驱体层中形成有气孔，取向前驱体层也可以为致密质，在取向层的形成时产生气孔即可。不过，从控制气孔形成状态的观点考虑，优选在取向前驱体层中形成有气孔。作为形成像这样的取向前驱体层的方法的例子，可以举出：AD(气溶胶沉积)法、溶胶凝胶法、水热法、溅射法、蒸镀法、各种CVD(化学气相生长)法、PLD法、CVT(化学输运)法，可以采用将取向前驱体层直接形成在蓝宝石基板上的方法。作为CVD法的例子，可以举出：热CVD法、等离子CVD法、雾化CVD法、MO(有机金属)CVD法等。或者，可以为如下方法，即，预先制作取向前驱体的成型体，将该成型体载放在蓝宝石基板上。可以将取向前驱体的材料利用流延成型或压制成型等方法进行成型来制作该成型体。另外，还可以采用如下方法，即，作为取向前驱体层，使用预先利用各种CVD法、烧结等制作的多晶体，并载放在蓝宝石基板上。这种情况下，也优选在多晶体中包含有气孔。
不过，优选为采用气溶胶沉积(AD)法、各种CVD法或溅射法而直接形成取向前驱体层的方法。通过采用这些方法，能够以比较短的时间形成取向前驱体层，容易以蓝宝石基板为晶种进行异质外延生长。特别是，AD法不需要高真空的工艺，因此，在制造成本方面也比较理想。对于溅射法，还可以使用与取向前驱体层相同材料的靶标进行实施，不过，也可以采用使用金属靶标在氧化气氛下进行成膜的反应溅射法。将预先制作的成型体载放在蓝宝石上的方法也作为简易的方法而优选。作为取向前驱体层而采用预先制作的多晶体的方法中，需要制作多晶体的工序和在蓝宝石基板上进行热处理的工序这两个工序。另外，为了提高多晶体与蓝宝石基板的密合性，还需要预先使多晶体的表面充分平滑等。任一方法都可以采用公知的条件，不过，以下，对采用AD法而直接形成取向前驱体层的方法和将预先制作的成型体载放在蓝宝石基板上的方法进行说明。
AD法为如下技术，即，将微粒或微粒原料与气体混合，进行气溶胶化，从喷嘴中高速喷射该气溶胶，使其冲撞基板，形成被膜，该AD法具有能够在常温下形成被膜的特征。将该AD法中使用的成膜装置(气溶胶沉积(AD)装置)的一例示于图1。图1所示的成膜装置20构成为：在气压低于大气压的气氛下将原料粉末喷射到基板上的AD法中使用的装置。该成膜装置20具备：气溶胶生成部22，其生成包含原料成分的原料粉末的气溶胶；以及成膜部30，其将原料粉末喷射到蓝宝石基板21而形成包含原料成分的膜。气溶胶生成部22具备：气溶胶生成室23，其对原料粉末进行收纳并接受来自未图示的气瓶的载气供给而生成气溶胶；原料供给管24，其将生成的气溶胶向成膜部30供给；以及励振器25，其以10～100Hz的振动频率对气溶胶生成室23及其中的气溶胶施加振动。成膜部30具备：成膜腔室32，其向蓝宝石基板21喷射气溶胶；基板保持架34，其配设于成膜腔室32的内部并对蓝宝石基板21进行固定；以及X－Y工作台33，其使基板保持架34在X轴－Y轴方向上移动。另外，成膜部30具备：喷射喷嘴36，其前端形成有狭缝37并将气溶胶向蓝宝石基板21喷射；以及真空泵38，其将成膜腔室32减压。
对于AD法，已知根据成膜条件，有在膜中产生气孔的情形、或者膜成为压粉体。例如，AD膜的形态容易受到原料粉末冲撞基板的冲撞速度、原料粉末的粒径、气溶胶中的原料粉末的凝聚状态、每单位时间的喷射量等的影响。原料粉末冲撞基板的冲撞速度受到成膜腔室32与喷射喷嘴36内的差压、或喷射喷嘴的开口面积等的影响。因此，为了控制取向前驱体层中的气孔数，需要适当控制这些因素。
采用预先制作了取向前驱体层的成型体的情况下，可以将取向前驱体的原料粉末成型而制作成型体。例如，采用压制成型的情况下，取向前驱体层为压制成型体。可以基于公知的方法，将取向前驱体的原料粉末压制成型来制作压制成型体，例如，将原料粉末放入模具中并以优选为100～400kgf/cm2、更优选为150～300kgf/cm2的压力进行压制来制作即可。另外，成型方法没有特别限定，除了采用压制成型以外，还可以采用流延成型、挤出成型、刮板法及这些方法的任意组合。例如，采用流延成型的情况下，优选在原料粉末中适当加入粘合剂、增塑剂、分散剂、分散介质等添加物进行浆料化，使该浆料从狭缝状较细的喷出口通过，由此呈片状地喷出及成型。成型为片状的成型体的厚度没有限定，从操作的观点考虑，优选为5～500μm。另外，需要较厚的取向前驱体层的情况下，将多块该片材成型体堆叠，以所期望的厚度进行使用即可。
对于这些成型体，通过之后在蓝宝石基板上的热处理，使得蓝宝石基板附近的部分成为取向层。如上所述，该方法中，需要在后述的热处理工序中使成型体烧结，除了形成规定的气孔以外，实现致密化。因此，成型体除了包含具有或带来刚玉型结晶结构的材料以外，还可以包含烧结助剂等微量成分。另外，从向取向层导入气孔的观点考虑，可以添加微量的公知的造孔剂。
(c)蓝宝石基板上取向前驱体层的热处理
将形成有取向前驱体层的蓝宝石基板于1000℃以上的温度进行热处理。通过该热处理，能够将取向前驱体层的至少蓝宝石基板附近的部分转化为取向层。另外，通过该热处理，能够使取向层异质外延生长。即，通过由具有刚玉型结晶结构的材料构成取向层，在热处理时发生具有刚玉型结晶结构的材料以蓝宝石基板为晶种进行结晶生长的异质外延生长。此时，发生结晶的重新排列，结晶仿照蓝宝石基板的结晶面进行排列。结果，能够使蓝宝石基板和取向层的结晶轴一致。例如可以采用如下方案，即，当使用c面蓝宝石基板时，蓝宝石基板和取向层相对于基底基板的表面均进行了c轴取向。并且，通过该热处理，能够在取向层的一部分形成梯度组成区域。即，热处理时，在蓝宝石基板与取向前驱体层的界面发生反应，蓝宝石基板中的Al成分向取向前驱体层中扩散和/或取向前驱体层中的成分向蓝宝石基板中扩散，形成由包含α－Al2O3的固溶体构成的梯度组成区域。
应予说明，已知：在各种CVD法、溅射法、PLD法、CVT法等方法中，有时不经1000℃以上的热处理就在蓝宝石基板上发生异质外延生长。不过，取向前驱体层优选为：在其制作时处于未取向的状态、即非晶质或无取向的多晶，在本热处理工序时以蓝宝石为晶种而发生结晶的重新排列。据此，能够有效地降低到达取向层表面的结晶缺陷。该理由不确定，不过，认为是因为：暂时形成的固相的取向前驱体层以蓝宝石为晶种而发生结晶结构的重新排列也对结晶缺陷的降低有效。
热处理只要得到刚玉型结晶结构并发生以蓝宝石基板为晶种的异质外延生长即可，没有特别限定，可以在管状炉、加热板等公知的热处理炉中实施。另外，不仅可以采用这些常压(无压)下的热处理，也可以采用热压、HIP等加压热处理、常压热处理与加压热处理的组合。热处理条件可以根据用于取向层的材料而适当选择。例如，热处理的气氛可以从大气、真空、氮及不活泼性气体气氛中选择。优选的热处理温度也根据用于取向层的材料而发生变化，不过，例如优选为1000～2000℃，更优选为1200～2000℃。热处理温度及保持时间与异质外延生长中产生的取向层的厚度及由与蓝宝石基板之间的扩散形成的梯度组成区域的厚度有关，可以根据材料的种类、目标取向层、梯度组成区域的厚度等而适当调整。不过，将预先制作的成型体用作取向前驱体层的情况下，需要在热处理中进行烧结，除了形成规定的气孔以外，使其致密化，因此，优选高温下的常压烧成、热压、HIP、或它们的组合。例如，采用热压的情况下，从致密化的观点考虑，表面压力优选为50kgf/cm2以上，更优选为100kgf/cm2以上，特别优选为200kgf/cm2以上，上限没有特别限定。另一方面，从向取向层导入气孔的观点考虑，优选适当减弱压制压力。另外，对于烧成温度，只要发生烧结及异质外延生长即可，也没有特别限定，优选为1000℃以上，更优选为1200℃以上，进一步优选为1400℃以上，特别优选为1600℃以上。烧成气氛也可以从大气、真空、氮及不活泼性气体气氛中选择。外模等烧成夹具可以利用石墨制或氧化铝制的夹具等。
(d)取向层表面的露出
在通过热处理而在蓝宝石基板附近形成的取向层之上有可能存在或残留有取向前驱体层或取向性较差或者无取向的表面层。这种情况下，优选对源自取向前驱体层一侧的面施加磨削、研磨等加工，使取向层的表面露出。据此，具有优异的取向性的材料在取向层的表面露出，因此，能够使半导体层在其上有效地外延生长。除去取向前驱体层及表面层的方法没有特别限定，例如可以举出：进行磨削及研磨的方法、进行离子束铣削的方法。优选利用采用了磨粒的研磨加工或化学机械研磨(CMP)来进行取向层的表面的研磨。
半导体层
采用本发明的基底基板，能够形成包含13族元素的氮化物或氧化物的半导体层。半导体层的形成方法可以采用公知的方法，不过，优选为各种CVD法、HVPE法、升华法、MBE法、PLD法及溅射法等气相成膜法、水热法、Na助熔剂法等液相成膜法中的任一者，特别优选为雾化CVD法、水热法、或HVPE法。以下，对雾化CVD法进行说明。
雾化CVD法为如下方法，即，将原料溶液雾化或液滴化而使其产生喷雾或液滴，采用载气，将喷雾或液滴向具备基板的成膜室中输送，在成膜室内使喷雾或液滴发生热分解及化学反应，在基板上形成膜并使其生长，该雾化CVD法不需要真空工艺，能够以短时间制作大量的样品。此处，图2中示出了雾化CVD装置的一例。图2所示的雾化CVD装置1具备：基座10，其供基板9载放；稀释气体源2a；载气源2b；流量调节阀3a，其用于调节从稀释气体源2a送出的稀释气体的流量；流量调节阀3b，其用于调节从载气源2b送出的载气的流量；雾化发生源4，其对原料溶液4a进行收纳；容器5，其中放有水5a；超声波振荡器6，其安装于容器5的底面；石英管7，其成为成膜室；加热器8，其设置于石英管7的周边部；以及排气口11。基座10由石英构成，供基板9载放的面相对于水平面进行倾斜。
作为用于雾化CVD法的原料溶液4a，其为得到包含13族元素的氮化物或氧化物的半导体层的溶液即可，没有限定，例如可以举出：使Ga和/或与Ga形成固溶体的金属的有机金属络合物或卤化物溶解于溶剂中得到的溶液。作为有机金属络合物的例子，可以举出乙酰丙酮络合物。另外，在半导体层中加入掺杂剂的情况下，可以在原料溶液中加入掺杂剂成分的溶液。此外，可以在原料溶液中加入盐酸等添加剂。作为溶剂，可以使用水、醇等。
接下来，将得到的原料溶液4a雾化或液滴化而使其产生喷雾或液滴4b。作为进行雾化或液滴化的方法的优选例，可以举出采用超声波振荡器6而使原料溶液4a振动的方法。然后，采用载气将得到的喷雾或液滴4b向成膜室中输送。载气没有特别限定，可以采用氧、臭氧、氮等不活泼性气体、及氢等还原气体中的一种或二种以上。
成膜室(石英管7)中具备基板9。输送至成膜室的喷雾或液滴4b在此发生热分解及化学反应，从而在基板9上形成膜。反应温度根据原料溶液的种类而不同，优选为300～800℃，更优选为400～700℃。另外，成膜室内的气氛只要得到所期望的半导体膜即可，没有特别限定，可以为氧气气氛、不活泼性气体气氛、真空或还原气氛，优选为大气气氛。
对于像这样采用本发明的基底基板而制作的半导体层，典型的为表面的结晶缺陷密度明显低至1.0×106/cm2以下的层。像这样结晶缺陷密度明显较低的半导体层的介电击穿电场特性优异，适合于功率半导体的用途。应予说明，可以利用采用了通常的透射电子显微镜(TEM)的平面TEM观察(俯视图)、或截面TEM观察来评价半导体层的结晶缺陷密度。例如，透射电子显微镜采用日立制H－90001UHR－I进行俯视图观察的情况下，以加速电压300kV进行即可。按包含有膜表面的方式切出试验片，通过离子铣削加工成测定视野50μm×50μm、测定视野周边的试验片厚度为150nm即可。准备10个像这样的试验片，对共10个视野的TEM图像进行观察，能够精度良好地评价结晶缺陷密度。结晶缺陷密度优选为1.0×105/cm2以下，更优选为4.0×103/cm2以下，没有特别的下限。
据本发明的发明人所知，目前还没有已知的技术能够得到结晶缺陷密度如此之低的半导体层。例如，非专利文献1中公开了采用在蓝宝石与α－Ga2O3层之间导入了作为缓冲层的(Alx、Ga1－x)2O3层(x＝0.2～0.9)的基板形成α－Ga2O3层，但是，得到的α－Ga2O3层的刃型位错和螺旋位错的密度分别为3×108/cm2及6×108/cm2。
实施例
通过以下例子，对本发明进一步具体地进行说明。
例1
(1)取向前驱体层的制作
作为基板，采用蓝宝石(直径50.8mm(2英寸)、厚度0.43mm、c面、偏角0.2°)，利用图1所示的气溶胶沉积(AD)装置，在种基板(蓝宝石基板)上形成AD膜。
改变原料粉末的破碎条件，进行2次AD成膜，成膜条件如下。
(第一次AD成膜)
作为原料粉末，采用如下得到的粉末，即，在市售的Cr2O3粉末100重量份中添加TiO2粉末4.4重量份，进行湿式混合，制作混合粉末，然后，利用罐磨机进行粉碎处理，使其粒径D50为0.3μm。载气设为N2，采用形成有长边5mm×短边0.3mm的狭缝的陶瓷制的喷嘴。喷嘴的扫描条件如下：以0.5mm/s的扫描速度，沿着与狭缝的长边垂直且前进的方向移动55mm，沿着狭缝的长边方向移动5mm，沿着与狭缝的长边垂直且返回的方向移动55mm，沿着狭缝的长边方向且与初始位置相反的方向移动5mm，反复进行该扫描，在沿着狭缝的长边方向自初始位置移动了55mm的时刻沿着与此前相反的方向进行扫描并返回至初始位置，将这样的循环设为1个循环，反复进行150个循环。室温下的1个循环的成膜中，将输送气体的设定压力调整为0.06MPa，将流量调整为6L/min，将腔室内压力调整为100Pa以下。
(第二次AD成膜)
作为原料粉末，采用如下得到的粉末，即，将市售的Cr2O3粉末和TiO2粉末湿式混合后，利用罐磨机进行粉碎处理，使其粒径D50为0.4μm。载气设为N2，采用形成有长边5mm×短边0.3mm的狭缝的陶瓷制的喷嘴。喷嘴的扫描条件如下：以0.5mm/s的扫描速度，沿着与狭缝的长边垂直且前进的方向移动55mm，沿着狭缝的长边方向移动5mm，沿着与狭缝的长边垂直且返回的方向移动55mm，沿着狭缝的长边方向且与初始位置相反的方向移动5mm，反复进行该扫描，在沿着狭缝的长边方向自初始位置移动了55mm的时刻沿着与此前相反的方向进行扫描并返回至初始位置，将这样的循环设为1个循环，反复进行250个循环。室温下的1个循环的成膜中，将输送气体的设定压力调整为0.06MPa，将流量调整为6L/min，将腔室内压力调整为100Pa以下。
通过第一次及第二次的AD成膜得到的AD膜的合计厚度为约80μm。
(2)取向前驱体层的热处理
将形成有AD膜的蓝宝石基板从AD装置中取出，在氮气氛中于1600℃进行4小时退火。
(3)结晶生长厚度的测定
准备出利用与上述(1)及(2)同样的方法另行制作的试样，在与板面正交的方向上按从基板的中心部穿过的方式切断。针对所切断的试样，利用采用了金刚石磨粒的研磨加工，使截面平滑化，并利用采用了胶体二氧化硅的化学机械研磨(CMP)进行镜面精加工。利用扫描型电子显微镜(株式会社日立高新技术制、SU－5000)，对得到的截面进行拍摄。观察研磨后的截面的背散射电子图像，通过由结晶方位的差异带来的通道衬度，能够分别确定以多晶形式残留的取向前驱体层和取向层。这样估算各层的厚度，结果，取向层的膜厚为约60μm，多晶部的膜厚为约20μm。
(4)磨削及研磨
采用粒度号#2000以内的磨石，将得到的基板的源自AD膜一侧的面磨削至取向层露出，然后，利用采用了金刚石磨粒的研磨加工，使板面进一步平滑化。然后，利用采用了胶体二氧化硅的化学机械研磨(CMP)，实施镜面精加工，得到在蓝宝石基板上具备取向层的复合基底基板。应予说明，将基板的源自AD膜一侧的面称为“表面”。对于磨削及研磨量，多晶部和取向层相加为约40μm，在复合基底基板上所形成的取向层的厚度为约40μm。
(5)取向层的评价
(5a)截面EBSD
针对上述(4)中制作的复合基底基板，在与板面正交的方向上按从基板的中心部穿过的方式切断。针对所切断的试样，利用采用了金刚石磨粒的研磨加工，使截面平滑化，并利用采用了胶体二氧化硅的化学机械研磨(CMP)进行镜面精加工。接下来，利用EBSD(Electron Back Scatter Diffraction Patterns)法，测定取向层截面的反极图映射。具体而言，利用安装有EBSD(牛津仪器公司制Nordlys Nano)的扫描型电子显微镜(日立高新技术公司制、SU－5000)，在50μm×100μm的视野内，按以下的各条件实施取向层截面的反极图方位映射。
＜EBSD测定条件＞
·加速电压：15kV
·点强度：70
·工作距离：22.5mm
·步进尺寸：0.5μm
·试样倾斜角：70°
·测定程序：Aztec(version3.3)
截面的反极图方位映射显示了：取向层内，在基板法线方向及面内方向上均按与蓝宝石基板相同的方位进行取向，其是双轴取向的刚玉层。
(5b)截面EDS
接下来，采用能量分散型X射线分析器(EDS)，进行与基板主面正交的截面的组成分析。结果，在从基板表面至约40μm为止的厚度区域内，检测出Cr、O、Al及Ti。在其约10μm为止的厚度区域内，沿着厚度方向分离2μm的面彼此间的Cr、Al及Ti的各元素的含有比率的差异小于1.0at％，由此可知，具有约10μm的厚度的Cr－Ti－Al氧化物层形成为组成稳定区域。另外，在该Cr－Ti－Al氧化物层的下层的厚度约30μm的范围(即约10～40μm的厚度区域)内也检测到Cr、O、Al及Ti。在该约10～40μm的厚度区域内，确认到如下情形，即，Cr、Ti及Al的各元素的含有比率在厚度方向上差异较大，在蓝宝石基板侧，Al浓度较高，在靠近组成稳定区域一侧，Al浓度降低。在该约10～40μm的厚度区域内，沿着厚度方向分离2μm的面彼此间的Al含有比率的差为1.2～11.2at％，由此确认到：该反应层形成梯度组成区域。进而，在该梯度组成区域之下，仅检测到O及Al，说明为蓝宝石基板。另外，上述(5a)的反极图映射和上述EDS分析的结果显示了：在双轴取向的刚玉层内存在Cr、Ti、Al及O，并暗示了：双轴取向层为Cr2O3、Ti2O3、Al2O3的固溶体。
(5c)XRD
采用多功能高分辨率X射线衍射装置(布鲁克·AXS株式会社制、D8DISCOVER)，进行基板表面的XRD面内测定。具体而言，根据基板表面的高度调整Z轴后，相对于(11－20)晶面，调整Chi、Phi、ω、2θ，进行轴建立，在以下的条件下进行2θ－ω测定。
·管电压：40kV
·管电流：40mA
·检测器：Tripple Ge(220)Analyzer
·利用Ge(022)非对称反射单色仪进行平行单色光化(半值宽度28秒)得到的CuKα射线
·步进宽度：0.001°
·扫描速度：1.0秒/步
结果可知：取向层表面的a轴长度为应予说明，EDS测定的结果说明了：取向层背面(与蓝宝石基板的界面)几乎不含Cr及Ti。因此，取向层背面的a轴长度估计为暗示了a轴长度在取向层表面和背面不同。
(5d)平面TEM
为了对取向层的结晶缺陷密度进行评价，采用透射电子显微镜(日立制H－90001UHR－I)实施了平面TEM观察(俯视图)。按包含有取向层表面的方式与取向层的表面平行地(即、沿着水平方向)切出试样片，并通过离子铣削而加工成测定视野周边的试样厚度(T)为150nm。以加速电压300kV、测定视野50μm×50μm，按10个视野进行得到的切片的TEM观察，评价结晶缺陷密度，结果，结晶缺陷密度为8.0×103/cm2。
(5e)气孔观察
针对上述(5a)中制作的截面研磨试样，采用扫描型电子显微镜(株式会社日立高新技术制、SU－5000)进行气孔的评价。具体而言，针对双轴取向层(厚度约40μm)的任意区域，以测定倍率500倍(1个视野的尺寸：178μm×256μm)，按25个视野拍摄二次电子图像，对双轴取向层中的深层区域(自与蓝宝石基板的界面起算厚度约32μm的区域)中的气孔数Nd和表层区域(自双轴取向层表面起算厚度约8μm的区域)中包含的气孔数Ns进行评价。将气孔径为0.3μm以上的部分设为气孔，根据拍摄到的二次电子图像，通过肉眼观察计数气孔数，以每单位截面积1cm2的气孔数进行评价。结果，取向层区域中的气孔数(Nd+Ns)为1.4×106个/cm2，Nd与Ns之比Nd/Ns为3.7。
例2
上述(1)中，作为第一次AD成膜的原料粉末，使用使Cr2O3－TiO2混合粉末的粉碎后的粒径D50为0.4μm的粉末，作为第二次AD成膜的原料粉末，使用使Cr2O3－TiO2混合粉末的粉碎后的粒径D50为0.5μm的粉末，除此以外，与例1同样地进行复合基底基板的制作及评价。
通过第一次及第二次的AD成膜得到的AD膜的合计厚度与例1同样地为约80μm。利用扫描型电子显微镜对热处理后的AD膜进行截面观察，结果，取向层的膜厚为约60μm，多晶部的膜厚为约20μm。与例1同样地，进行表面磨削及研磨，制成复合基底基板。对于磨削及研磨量，与例1同样地，多晶部和取向层相加为约40μm，在复合基底基板上所形成的取向层的膜厚为约40μm。采用EBSD测定的截面的反极图方位映射显示了：取向层内，在基板法线方向及面内方向上均按与蓝宝石基板相同的方位进行取向，其是双轴取向的刚玉层。
根据复合基底基板的截面EDS，在从基板表面至约10μm为止的厚度区域内，检测出Cr、Ti、O及Al。在该约10μm为止的厚度区域内，沿着厚度方向分离2μm的面彼此间的Cr、Al及Ti的各元素的含有比率的差异小于1.0at％，由此可知，具有约10μm的厚度的Cr－Ti－Al氧化物层形成为组成稳定区域。另外，在该Cr－Ti－Al氧化物层的下层的厚度约30μm的范围(即约10～40μm的厚度区域)内也检测到Cr、O、Al及Ti。在该约10～40μm的厚度区域内，确认到如下情形，即，Cr、Ti及Al的各元素的含有比率在厚度方向上差异较大，在蓝宝石基板侧，Al浓度较高，在靠近组成稳定区域一侧，Al浓度降低。在该约10～40μm的厚度区域内，沿着厚度方向分离2μm的面彼此间的Al比率的差为1.2～11.2at％，由此确认到：该反应层形成梯度组成区域。进而，在该梯度组成区域之下，仅检测到O及Al，说明为蓝宝石基板。另外，反极图映射和EDS分析的结果显示了：在双轴取向的刚玉层内存在Cr、Ti、Al及O，并暗示了：双轴取向层为Cr2O3、Ti2O3、Al2O3的固溶体。由XRD测定可知：取向层表面的a轴长度为应予说明，EDS测定的结果说明了：取向层背面(与蓝宝石基板的界面)几乎不含Cr及Ti。因此，取向层背面的a轴长度估计为暗示了a轴长度在取向层表面和背面不同。平面TEM观察的结果为：结晶缺陷密度为8.0×103/cm2。根据扫描型电子显微镜的二次电子图像进行气孔观察，取向层区域中的气孔数(Nd+Ns)为3.6×105个/cm2，Nd与Ns之比Nd/Ns为5.0。
例3
上述(1)中，作为第二次AD成膜的原料粉末，使用使Cr2O3－TiO2混合粉末的粉碎后的粒径D50为0.2μm的粉末，除此以外，与例1同样地进行复合基底基板的制作及评价。
通过第一次及第二次的AD成膜得到的AD膜的合计厚度与例1同样地为约80μm。利用扫描型电子显微镜对热处理后的AD膜进行截面观察，结果，取向层的膜厚为约60μm，多晶部的膜厚为约20μm。与例1同样地，进行表面磨削及研磨，制成复合基底基板。对于磨削及研磨量，与例1同样地，多晶部和取向层相加为约40μm，在复合基底基板上所形成的取向层的膜厚为约40μm。采用EBSD测定的截面的反极图方位映射显示了：取向层内，在基板法线方向及面内方向上均按与蓝宝石基板相同的方位进行取向，其是双轴取向的刚玉层。
根据复合基底基板的截面EDS，在从基板表面至约10μm为止的厚度区域内，检测出Cr、Ti、O及Al。在该约10μm为止的厚度区域内，沿着厚度方向分离2μm的面彼此间的Cr、Al及Ti的各元素的含有比率的差异小于1.0at％，由此可知，具有约10μm的厚度的Cr－Ti－Al氧化物层形成为组成稳定区域。另外，在该Cr－Ti－Al氧化物层的下层的厚度约30μm的范围(即约10～40μm的厚度区域)内也检测到Cr、O、Al及Ti。在该约10～40μm的厚度区域内，确认到如下情形，即，Cr、Ti及Al的各元素的含有比率在厚度方向上差异较大，在蓝宝石基板侧，Al浓度较高，在靠近组成稳定区域一侧，Al浓度降低。在该约10～40μm的厚度区域内，沿着厚度方向分离2μm的面彼此间的Al含有比率的差为1.2～11.2at％，由此确认到：该反应层形成梯度组成区域。进而，在该梯度组成区域之下，仅检测到O及Al，说明为蓝宝石基板。另外，反极图映射和EDS分析的结果显示了：在双轴取向的刚玉层内存在Cr、Ti、Al及O，并暗示了：双轴取向层为Cr2O3、Ti2O3、Al2O3的固溶体。由XRD测定可知：取向层表面的a轴长度为应予说明，EDS测定的结果说明了：取向层背面(与蓝宝石基板的界面)几乎不含Cr及Ti。因此，取向层背面的a轴长度估计为暗示了a轴长度在取向层表面和背面不同。平面TEM观察的结果为：结晶缺陷密度为4.0×104/cm2。根据扫描型电子显微镜的二次电子图像进行气孔观察，取向层区域中的气孔数(Nd+Ns)为2.0×106个/cm2，Nd与Ns之比Nd/Ns为0.5。
例4
上述(1)中，作为第一次AD成膜的原料粉末，使用将Cr2O3－TiO2混合粉末粉碎而使其粒径D50为0.1μm的粉末，除此以外，与例1同样地进行复合基底基板的制作及评价。
通过第一次及第二次的AD成膜得到的AD膜的合计厚度与例1同样地为约80μm。利用扫描型电子显微镜对热处理后的AD膜进行截面观察，结果，取向层的膜厚为约60μm，多晶部的膜厚为约20μm。与例1同样地，进行表面磨削及研磨，制成复合基底基板。对于磨削及研磨量，与例1同样地，多晶部和取向层相加为约40μm，在复合基底基板上所形成的取向层的膜厚为约40μm。采用EBSD测定的截面的反极图方位映射显示了：取向层内，在基板法线方向及面内方向上均按与蓝宝石基板相同的方位进行取向，其是双轴取向的刚玉层。
根据复合基底基板的截面EDS，在从基板表面至约10μm为止的厚度区域内，检测出Cr、Ti、O及Al。在该约10μm为止的厚度区域内，沿着厚度方向分离2μm的面彼此间的Cr、Al及Ti的各元素的含有比率的差异小于1.0at％，由此可知，具有约10μm的厚度的Cr－Ti－Al氧化物层形成为组成稳定区域。另外，在该Cr－Ti－Al氧化物层的下层的厚度约30μm的范围(即约10～40μm的厚度区域)内也检测到Cr、O、Al及Ti。在该约10～40μm的厚度区域内，确认到如下情形，即，Cr、Ti及Al的各元素的含有比率在厚度方向上差异较大，在蓝宝石基板侧，Al浓度较高，在靠近组成稳定区域一侧，Al浓度降低。在该约10～40μm的厚度区域内，沿着厚度方向分离2μm的面彼此间的Al含有比率的差为1.2～11.2at％，由此确认到：该反应层形成梯度组成区域。进而，在该梯度组成区域之下，仅检测到O及Al，说明为蓝宝石基板。另外，反极图映射和EDS分析的结果显示了：在双轴取向的刚玉层内存在Cr、Ti、Al及O，并暗示了：双轴取向层为Cr2O3、Ti2O3、Al2O3的固溶体。由XRD测定可知：取向层表面的a轴长度为应予说明，EDS测定的结果说明了：取向层背面(与蓝宝石基板的界面)几乎不含Cr及Ti。因此，取向层背面的a轴长度估计为暗示了a轴长度在取向层表面和背面不同。平面TEM观察的结果为：结晶缺陷密度为4.0×103/cm2以下。根据扫描型电子显微镜的二次电子图像进行气孔观察，取向层区域中的气孔数(Nd+Ns)为2.0×107个/cm2，Nd与Ns之比Nd/Ns为58.1。
[表2]
表2

Claims (11)

1.一种基底基板，其具备用于13族元素的氮化物或氧化物结晶生长的取向层，
所述基底基板的特征在于，
所述取向层的用于所述结晶生长一侧的表面由具有a轴长度和/或c轴长度比蓝宝石的a轴长度和/或c轴长度大的刚玉型结晶结构的材料构成，
且在所述取向层中存在多个气孔，
具有所述刚玉型结晶结构的材料包含：选自由α－Cr2O3、α－Fe2O3及α－Ti2O3构成的组中的1种以上的材料或者它们的固溶体、或者含有α－Al2O3和选自由α－Cr2O3、α－Fe2O3及α－Ti2O3构成的组中的1种以上的材料的固溶体，
所述取向层中，包含所述表面在内的表层区域中的气孔数与离开所述表面的深层区域中的气孔数相比有所减少，
所述取向层内存在组成在厚度方向上变化的梯度组成区域。
2.根据权利要求1所述的基底基板，其特征在于，
对于所述取向层的所述a轴长度和/或c轴长度，所述取向层的表面处的所述a轴长度和/或c轴长度和所述取向层的背面处的所述a轴长度和/或c轴长度不同。
3.根据权利要求1或2所述的基底基板，其特征在于，
所述取向层的整体由具有所述刚玉型结晶结构的材料构成。
4.根据权利要求1或2所述的基底基板，其特征在于，
所述表面处的具有所述刚玉型结晶结构的材料的a轴长度大于且为以下。
5.根据权利要求1或2所述的基底基板，其特征在于，
所述梯度组成区域的厚度为20μm以上。
6.根据权利要求1或2所述的基底基板，其特征在于，
所述取向层具有：组成稳定区域，该组成稳定区域位于靠近所述表面的位置，且组成在厚度方向上稳定；以及梯度组成区域，该梯度组成区域位于远离所述表面的位置，且组成在厚度方向上变化。
7.根据权利要求1或2所述的基底基板，其特征在于，
所述梯度组成区域由包含α－Cr2O3和α－Al2O3的固溶体构成。
8.根据权利要求1或2所述的基底基板，其特征在于，
所述梯度组成区域中，Al浓度在厚度方向上趋向所述组成稳定区域而降低。
9.根据权利要求1或2所述的基底基板，其特征在于，
所述取向层为异质外延生长层。
10.根据权利要求1或2所述的基底基板，其特征在于，
在所述取向层的与所述表面相反一侧还具备支撑基板。
11.根据权利要求10所述的基底基板，其特征在于，
所述支撑基板为蓝宝石基板。
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