JP6154066B2 - 多結晶窒化ガリウム自立基板及びそれを用いた発光素子 - Google Patents

Description

本発明は、多結晶窒化ガリウム自立基板及びそれを用いた発光素子に関する。

単結晶基板を用いた発光ダイオード（ＬＥＤ）等の発光素子として、サファイア（α−アルミナ単結晶）上に各種窒化ガリウム（ＧａＮ）層を形成したものが知られている。例えば、サファイア基板上に、ｎ型ＧａＮ層、ＩｎＧａＮ層からなる量子井戸層とＧａＮ層からなる障壁層とが交互積層された多重量子井戸層（ＭＱＷ）、及びｐ型ＧａＮ層が順に積層形成された構造を有するものが量産化されている。また、このような用途に適した積層基板も提案されている。例えば、特許文献１（特開２０１２−１８４１４４号公報）には、サファイア下地基板と、該基板上に結晶成長せしめて形成された窒化ガリウム結晶層とを含む、窒化ガリウム結晶積層基板が提案されている。

もっとも、サファイア基板上にＧａＮ層を形成する場合、ＧａＮ層は異種基板であるサファイアとの間で格子定数及び熱膨張率が一致しないため転位を生じやすい。また、サファイアは絶縁性材料であるため、その表面に電極を形成することができず、それ故、素子の表裏に電極を備えた縦型構造の発光素子を構成できない。そこで、窒化ガリウム（ＧａＮ）単結晶上に各種ＧａＮ層を形成したＬＥＤが注目されている。ＧａＮ単結晶基板であれば、ＧａＮ層と同種の材質であることから、格子定数及び熱膨張率が整合しやすく、サファイア基板を用いる場合よりも性能向上が期待できる。例えば、特許文献２（特開２０１０−１３２５５６号公報）には、厚みが２００μｍ以上の自立したｎ型窒化ガリウム単結晶基板が開示されている。

特開２０１２−１８４１４４号公報 特開２０１０−１３２５５６号公報

しかしながら、単結晶基板は一般的に面積が小さく且つ高価なものである。特に、大面積基板を用いたＬＥＤ製造の低コスト化が求められてきているが、大面積の単結晶基板を量産することは容易なことではなく、その製造コストはさらに高くなる。そこで、窒化ガリウム等の単結晶基板の代替材料となりうる安価な材料が望まれる。かかる要求を満たす多結晶窒化ガリウム自立基板の作製に本発明者らは先だって成功しているが（このことは公知ではなく従来技術を構成するものではない）、多結晶窒化ガリウム自立基板の結晶性の更なる改善が望まれる。

本発明者らは、今般、多結晶窒化ガリウム自立基板の構成粒子を略法線方向で特定結晶方位に配向させ、なおかつ、それら構成粒子の配向方位を所定範囲内の平均傾斜角で傾斜させることにより、基板表面の欠陥密度を低減できるとの知見を得た。また、そのような多結晶窒化ガリウム自立基板を用いて発光素子を構成することにより、構成粒子の配向方位が傾斜していない多結晶窒化ガリウム自立基板を用いた発光素子と比較して高い発光効率が得られるとの知見も得た。

したがって、本発明の目的は、基板表面の欠陥密度を低減可能な多結晶窒化ガリウム自立基板を提供することにある。また、本発明の他の目的は、多結晶窒化ガリウム自立基板を用いて高い発光効率が得られる発光素子を提供することにある。

本発明の一態様によれば、略法線方向で特定結晶方位に配向した複数の窒化ガリウム系単結晶粒子で構成される多結晶窒化ガリウム自立基板であって、基板表面の電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）の逆極点図マッピングによって測定した各窒化ガリウム系単結晶粒子の結晶方位が特定結晶方位から様々な角度で傾斜して分布し、その平均傾斜角が１〜１０°である、多結晶窒化ガリウム自立基板が提供される。

本発明の他の一態様によれば、本発明の上記態様による多結晶窒化ガリウム自立基板と、
該基板上に形成され、略法線方向に単結晶構造を有する複数の半導体単結晶粒子で構成される層を一以上有する発光機能層と、
を備えた、発光素子が提供される。

本発明の多結晶窒化ガリウム自立基板を用いて作製された縦型発光素子の一例を示す模式断面図である。 例Ａ１において測定された多結晶窒化ガリウム自立基板の板面の逆極点図方位マッピングである。 例Ａ１において逆極点図方位マッピングから算出した、最表面構成粒子のｃ軸方向からの傾斜角の頻度を示すグラフである。

多結晶窒化ガリウム自立基板
本発明の窒化ガリウム基板は自立基板の形態を有しうる。本発明において「自立基板」とは、取り扱う際に自重で変形又は破損せず、固形物として取り扱うことのできる基板を意味する。本発明の多結晶窒化ガリウム自立基板は発光素子等の各種半導体デバイスの基板として使用可能であるが、それ以外にも、電極（ｐ型電極又はｎ型電極でありうる）、ｐ型層、ｎ型層等の基材以外の部材又は層として使用可能なものである。なお、以下の説明においては、主たる用途の一つである発光素子を例に本発明の利点を記述することがあるが、同様ないし類似の利点は技術的整合性を損なわない範囲内で他の半導体デバイスにも当てはまる。

本発明の多結晶窒化ガリウム自立基板は、略法線方向で特定結晶方位に配向した複数の窒化ガリウム系単結晶粒子で構成される。そして、この多結晶窒化ガリウム自立基板は、基板表面（板面）の電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）の逆極点図マッピングによって測定した各窒化ガリウム系単結晶粒子の結晶方位が特定結晶方位（例えばｃ軸、ａ軸等の方位）から様々な角度で傾斜して分布し、その平均傾斜角が１〜１０°である。なお、ＥＢＳＤは、結晶性材料に電子線を照射すると、試料表面で生じる電子線後方散乱回折により菊池線回折図形、すなわちＥＢＳＤパターンが観測され、試料の結晶系や結晶方位に関する情報を得る公知の手法であり、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）と組み合わせて、電子線を走査しながらＥＢＳＤパターンを測定及び解析することで、微小領域の結晶系や結晶方位の分布に関する情報が得られるものである。そして、上記のように、多結晶窒化ガリウム自立基板の構成粒子を略法線方向で特定結晶方位に配向させ、なおかつ、それら構成粒子の配向方位を所定範囲内の平均傾斜角で傾斜させることにより、基板表面の欠陥密度を低減することができる。欠陥密度を低減する理由は定かではないが、窒化ガリウム系単結晶粒子の配向方位が若干傾斜していることにより、製造時に使用される下地基板（典型的には配向多結晶焼結体）との格子不整合で生じた欠陥同士が会合し、粒子内で消失し易いためではないかと推定される。また、配向方位が若干傾斜していることで欠陥も法線方向より傾斜して進展し、粒界部で消失するとも考えられる。

その上、そのような構成粒子の配向方位が傾斜した多結晶窒化ガリウム自立基板を用いて発光素子を構成することにより、構成粒子の配向方位が傾斜していない多結晶窒化ガリウム自立基板を用いた発光素子と比較して高い発光効率を得ることができる。高い発光効率を得られる理由は定かではないが、上述のとおり基板の欠陥密度が低いため、その上に成長させた発光機能層も欠陥密度が低くなり、その結果、高い発光効率を得られるのではないかと推定される。また、基板上に形成する発光機能層も配向方位が傾斜した構造となるため、光取り出し効率が高まるのではないかとも推定される。

多結晶窒化ガリウム自立基板を構成する複数の窒化ガリウム系単結晶粒子は、略法線方向で特定結晶方位に配向してなる。特定結晶方位は、窒化ガリウムの有しうるいかなる結晶方位（例えばｃ面、ａ面等）であってもよい。例えば、複数の窒化ガリウム系単結晶粒子が略法線方向でｃ面に配向している場合、基板表面の各構成粒子はｃ軸を略法線方向に向けて（すなわちｃ面を基板表面に露出させて）配置されることとなる。そして、多結晶窒化ガリウム自立基板を構成する複数の窒化ガリウム系単結晶粒子は略法線方向で特定結晶方位に配向しつつも、個々の構成粒子は様々な角度で若干傾斜してなる。つまり、基板表面は全体として略法線方向に所定の特定結晶方位への配向を呈するが、各窒化ガリウム系単結晶粒子の結晶方位は特定結晶方位から様々な角度で傾斜して分布してなる。この特有の配向状態は、前述のとおり、基板表面（板面）のＥＢＳＤの逆極点図マッピング（例えば図２を参照）によって評価することができる。すなわち、基板表面のＥＢＳＤの逆極点図マッピングによって測定した各窒化ガリウム系単結晶粒子の結晶方位が特定結晶方位から様々な角度で傾斜して分布してなり、その傾斜角の平均値（平均傾斜角）は１〜１０°であり、好ましくは１〜８°、より好ましくは１〜５°である。また、ＥＢＳＤの逆極点図マッピングによって測定される窒化ガリウム系単結晶粒子の８０％以上が１〜１０°の範囲内の傾斜角を有するのが好ましく、より好ましくは９０％以上、さらに好ましくは９５％以上、特に好ましくは９９％以上が上記範囲内の傾斜角を有する。上記のような傾斜角分布であると欠陥密度が有意に低減される。また、窒化ガリウム系単結晶粒子の傾斜角はガウス分布（正規分布とも称される）に従って分布してなるのが好ましく、それにより欠陥密度が有意に低減される。

多結晶窒化ガリウム自立基板は、上述したように構成粒子が傾斜していることで、欠陥密度が低減されてなるのが好ましい。例えば、多結晶窒化ガリウム自立基板は、好ましくは１×１０^４個／ｃｍ^２以下、より好ましくは１×１０^３個／ｃｍ^２以下、さらに好ましくは１×１０^２個／ｃｍ^２以下、特に好ましくは１×１０^１個／ｃｍ^２以下の欠陥密度を有し、最も好ましくは欠陥を実質的に含まない（すなわち約０個／ｃｍ^２）。欠陥密度は、カソードルミネッセンス（ＣＬ）法にて発光が微弱のため周囲より暗く見える点（ダークスポット）を基板表面に現れた転位として計数することにより算出することができる。ＣＬ法は、試料に電子線を照射した際に放出される光を検出する公知の手法であり、ＳＥＭ像で位置の確認を行いながら、任意の場所の状態分析を行うことができる。ＣＬ法による測定は、例えば、カソードルミネッセンス観察検出器を取り付けたＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を使用して行うことができる。

多結晶窒化ガリウム自立基板は、略法線方向に単結晶構造を有するのが好ましい。この場合、多結晶窒化ガリウム自立基板は、略法線方向に単結晶構造を有する複数の窒化ガリウム系単結晶粒子で構成される板からなるということができる。すなわち、多結晶窒化ガリウム自立基板は、水平面方向に二次元的に連結されてなる複数の半導体単結晶粒子で構成されており、それ故、略法線方向には単結晶構造を有しうる。したがって、多結晶窒化ガリウム自立基板は、全体としては単結晶ではないものの、局所的なドメイン単位では単結晶構造を有する。このような構成とすることで、発光機能や太陽電池等のデバイスを作製した場合に十分な特性を得ることができる。この理由は定かではないが、多結晶窒化ガリウム基板の透光性や光の取り出し効率による効果と考えられる。また、ｐ型ないしｎ型ドーパントの導入により導電性を持たせた窒化ガリウムを基板とすることで、縦型構造の発光素子を実現することができ、それにより輝度を高めることができる。その上、面発光照明等に用いられる大面積な面発光素子も低コストで実現可能となる。特に、本態様の多結晶窒化ガリウム自立基板を用いて縦型ＬＥＤ構造を作製する場合、自立基板を構成する複数の窒化ガリウム系単結晶粒子が略法線方向に単結晶構造を有するため、電流パス中に高抵抗な粒界が存在しなくなり、その結果、好ましい発光効率が見込まれる。この点、法線方向にも粒界が存在する配向多結晶基板の場合には、縦型構造としても電流パス上に高抵抗な粒界が存在するため、発光効率が低くなるおそれがある。これらの観点から、本態様の多結晶窒化ガリウム自立基板は縦型ＬＥＤ構造にも好ましく用いることができる。また、電流パス中に粒界が存在しないことから、このような発光デバイスだけでなく、パワーデバイスや太陽電池等にも適用できる。

好ましくは、自立基板を構成する複数の窒化ガリウム系単結晶粒子は、略法線方向に概ね揃った結晶方位を有する。「略法線方向に概ね揃った結晶方位」とは、必ずしも法線方向に完全に揃った結晶方位とは限らず、自立基板を用いた発光素子等のデバイスが所望のデバイス特性を確保できるかぎり、法線ないしそれに類する方向にある程度揃った結晶方位であってよいことを意味する。製法由来の表現をすれば、窒化ガリウム系単結晶粒子は、多結晶窒化ガリウム自立基板の製造の際時に下地基材として使用した配向多結晶焼結体の結晶方位に概ね倣って成長した構造を有するともいえる。「配向多結晶焼結体の結晶方位に概ね倣って成長した構造」とは、配向多結晶焼結体の結晶方位の影響を受けた結晶成長によりもたらされた構造を意味し、必ずしも配向多結晶焼結体の結晶方位に完全に倣って成長した構造であるとは限らず、自立基板を用いた発光素子等のデバイスが所望のデバイス特性を確保できるかぎり、配向多結晶焼結体の結晶方位にある程度倣って成長した構造であってよい。すなわち、この構造は配向多結晶焼結体と異なる結晶方位に成長する構造も含む。その意味で、「結晶方位に概ね倣って成長した構造」との表現は「結晶方位に概ね由来して成長した構造」と言い換えることもでき、この言い換え及び上記意味は本明細書中の同種の表現に同様に当てはまる。したがって、そのような結晶成長はエピタキシャル成長によるものが好ましいが、これに限定されず、それに類する様々な結晶成長の形態であってもよい。いずれにしても、このように成長することで、多結晶窒化ガリウム自立基板は略法線方向に関しては結晶方位が概ね揃った構造とすることができる。

なお、多結晶窒化ガリウム自立基板の基板表面（板面）と直交する断面の電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）の逆極点図マッピングを測定した場合においても、自立基板を構成する窒化ガリウム系単結晶粒子の結晶方位は略法線方向で特定結晶方位に配向していることが確認できる。しかし、基板法線方向と直交する板面方向では無配向である。即ち、窒化ガリウム系単結晶粒子は略法線方向にのみ結晶方位が配向した構造であり、略法線方向を軸とした窒化ガリウム系単結晶粒子のツイスト（結晶軸の回転）分布はランダムである。このような構造とすることで、多結晶窒化ガリウム自立基板を用いて発光機能や太陽電池等のデバイスを作製した場合に十分な特性を得ることができる。この理由は定かではないが、多結晶窒化ガリウム基板表面の欠陥密度が低減する効果や光の取り出し効率による効果と考えられる。ツイスト分布がランダムなことで欠陥密度が低減する理由は定かではないが、法線方向より傾斜して進展した欠陥が粒界部で消失するためと考えられる。言い換えると、窒化ガリウム系単結晶粒子の水平方向の窒化ガリウム系単結晶粒子のツイスト分布が揃っている場合は、欠陥が粒界部で消失せず進展するため、基板表面の欠陥密度が高くなると考えられる。

したがって、上記態様による多結晶窒化ガリウム自立基板は、法線方向に見た場合に単結晶と観察され、水平面方向の切断面で見た場合に粒界が観察される柱状構造の窒化ガリウム系単結晶粒子の集合体であると捉えることも可能である。ここで、「柱状構造」とは、典型的な縦長の柱形状のみを意味するのではなく、横長の形状、台形の形状、及び台形を逆さにしたような形状等、種々の形状を包含する意味として定義される。もっとも、上述のとおり、多結晶窒化ガリウム自立基板は法線ないしそれに類する方向にある程度揃った結晶方位を有する構造であればよく、必ずしも厳密な意味で柱状構造である必要はない。柱状構造となる原因は、前述のとおり、多結晶窒化ガリウム自立基板の製造に用いられる配向多結晶焼結体の結晶方位の影響を受けて窒化ガリウム単結晶粒子が成長するためと考えられる。このため、柱状構造ともいえる窒化ガリウム単結晶粒子の断面の平均粒径（以下、断面平均径という）は成膜条件だけでなく、配向多結晶焼結体の板面の平均粒径にも依存するものと考えられる。多結晶窒化ガリウム自立基板を発光素子の発光機能層の一部として用いる場合、粒界があることにより断面方向の光の透過率が悪く、光が散乱ないし反射する。このため、法線方向に光を取り出す構造の発光素子の場合、粒界からの散乱光により輝度が高まる効果も期待される。

上述したとおり、本発明の多結晶窒化ガリウム自立基板を用いて縦型ＬＥＤ構造とする場合、発光機能層が形成されることになる自立基板表面と、電極が形成されることになる自立基板裏面とは粒界を介さずに連通していることが好ましい。すなわち、多結晶窒化ガリウム自立基板の表面に露出している窒化ガリウム系単結晶粒子が、多結晶窒化ガリウム自立基板の裏面に粒界を介さずに連通してなるのが好ましい。粒界が存在すると通電時に抵抗をもたらすため、発光効率を低下させる要因となる。

ところで、多結晶窒化ガリウム自立基板の表面に露出している窒化ガリウム系単結晶粒子の最表面における断面平均径Ｄ_Ｔは、多結晶窒化ガリウム自立基板の裏面に露出している窒化ガリウム系単結晶粒子の最表面における断面平均径Ｄ_Ｂと異なることが好ましい。こうすることで自立基板及びその構成粒子の結晶性が向上する。例えば、気相や液相を介したエピタキシャル成長を用いて窒化ガリウム結晶を成長させる場合、成膜条件にもよるが、法線方向だけでなく、水平方向にも成長が生じる。このとき、成長の起点となる粒子やその上に作製した種結晶の品質にばらつきがあると、個々の窒化ガリウム結晶の成長速度が異なり、高速成長する粒子が成長速度の遅い粒子を覆うようにして成長する場合がある。このような成長挙動をとる場合、基板裏面側よりも、基板表面側の粒子の方が大粒径化しやすくなる。この場合、成長が遅い結晶は成長が途中で停止しており、ある一断面で観察すると法線方向にも粒界が観測されうる。しかし、基板表面に露出した粒子は基板裏面と粒界を介さずに連通しており、電流を流す上での抵抗相はない。換言すれば、窒化ガリウム結晶を成膜後、基板表面側（製造時に下地基板である配向多結晶焼結体と接していた側と反対側）に露出した粒子は、粒界を介さずに裏面に連通している粒子が支配的になるため、縦型構造のＬＥＤの発光効率を高める観点では基板表面側に発光機能層を作製することが好ましい。一方、基板裏面側（製造時に下地基板である配向多結晶焼結体と接していた側）は基板表面側と連通していない粒子も混在するため、基板裏面側に発光機能層を作製すると発光効率が低下するおそれがある。また、上述のとおり、このような成長挙動の場合は成長に伴って大粒径化するため、多結晶窒化ガリウム自立基板の表裏面は窒化ガリウム結晶の粒径が大きい方が基板表面側、小さい方が基板裏面側とも言い換えることができる。すなわち、多結晶窒化ガリウム自立基板において、縦型構造のＬＥＤの発光効率を高める観点では、窒化ガリウム結晶の粒径が大きい側（基板表面側）に発光機能層を作製することが好ましい。なお、下地基板にｃ面等に配向した配向多結晶アルミナ焼結体を用いる場合、基板表面側（製造時に下地基板である配向多結晶アルミナ焼結体と接していた側と反対側）がガリウム面となり、基板裏面側（製造時に下地基板である配向多結晶アルミナ焼結体と接していた側）が窒素面となる。すなわち、多結晶窒化ガリウム自立基板のガリウム面は、粒界を介さずに裏面に連通している粒子が支配的となる。このため、縦型構造のＬＥＤの発光効率を高める観点では、ガリウム面側（基板表面側）に発光機能層を作製することが好ましい。

したがって、基板表面側の粒子が基板裏面側の粒子より大粒径化するような成長挙動をとる場合、すなわち基板表面に露出している窒化ガリウム系単結晶粒子の断面平均径が、基板裏面に露出している窒化ガリウム系単結晶粒子の断面平均径よりも大きいと、発光効率が高まるため好ましい（このことは、基板表面に露出している窒化ガリウム系単結晶粒子の個数が、基板裏面に露出している窒化ガリウム系単結晶粒子の個数よりも少ないことが好ましいと言い換えることもできる）。具体的には、多結晶窒化ガリウム自立基板の裏面に露出している窒化ガリウム系単結晶粒子の最表面における断面平均径（以下、基板裏面の断面平均径Ｄ_Ｂという）に対する、多結晶窒化ガリウム自立基板の表面に露出している窒化ガリウム系単結晶粒子の最表面における断面平均径（以下、基板表面の断面平均径Ｄ_Ｔという）の比Ｄ_Ｔ／Ｄ_Ｂが１．０よりも大きいのが好ましく、より好ましくは１．５以上、さらに好ましくは２．０以上、特に好ましくは３．０以上、最も好ましくは５．０以上である。ただし、上記比Ｄ_Ｔ／Ｄ_Ｂが高すぎると逆に発光効率が低下する場合があるため、２０以下が好ましく、１０以下がさらに好ましい。発光効率が変化する原因は定かではないが、上記比Ｄ_Ｔ／Ｄ_Ｂが高いと大粒径化によって発光に寄与しない粒界面積が減少すること、あるいは大粒径化することで結晶欠陥が低減するためと考えられる。結晶欠陥が減少する原因も定かではないが、欠陥を含む粒子は成長が遅く、欠陥が少ない粒子は高速成長するためではないかとも考えられる。一方、上記比Ｄ_Ｔ／Ｄ_Ｂが高すぎると、基板表面及び基板裏面間で連通する粒子（すなわち基板表面側に露出した粒子）は基板裏面側付近では断面径が小さくなる。この結果、十分な電流パスが得られず発光効率が低下する原因となり得るとも考えられるが、その詳細は定かではない。

もっとも、多結晶窒化ガリウム自立基板を構成する柱状構造同士の界面は結晶性が低下するため、発光素子の発光機能層として用いる場合、発光効率が低下し、発光波長が変動し、発光波長がブロードになる可能性がある。このため、柱状構造の断面平均径は大きいほうが良い。好ましくは、多結晶窒化ガリウム自立基板の最表面における窒化ガリウム系単結晶粒子の断面平均径は０．３μｍ以上であり、より好ましくは３μｍ以上、さらに好ましくは１０μｍ以上、さらにより好ましくは２０μｍ以上、特に好ましくは５０μｍ以上、特により好ましくは７０μｍ以上、最も好ましくは１００μｍ以上である。多結晶窒化ガリウム自立基板の最表面における窒化ガリウム系単結晶粒子の断面平均径の上限は特に限定されないが、１０００μｍ以下が現実的であり、より現実的には５００μｍ以下であり、さらに現実的には２００μｍ以下である。また、このような断面平均径の窒化ガリウム系単結晶粒子を作製するには、多結晶窒化ガリウム自立基板の製造に用いられる、配向多結晶焼結体を構成する粒子の板面における焼結粒径を０．３μｍ〜１０００μｍとするのが望ましく、より望ましくは３μｍ〜１０００μｍ、さらに望ましくは１０μｍ〜８００μｍ、特に望ましくは１４μｍ〜５００μｍである。あるいは、多結晶窒化ガリウム自立基板の最表面における窒化ガリウム系単結晶粒子の断面平均径を自立基板の裏面の断面平均径よりも大きくすることを念頭に置く場合には、配向多結晶焼結体を構成する粒子の板面における焼結粒径を１０μｍ〜１００μｍとするのが望ましく、より望ましくは１４μｍ〜７０μｍである。

多結晶窒化ガリウム自立基板を構成する窒化ガリウム系単結晶粒子は、ドーパントを含まないものであってもよい。ここで、「ドーパントを含まない」とは何らかの機能ないし特性の付与を意図して添加された元素を含まないことを意味し、不可避不純物の含有が許容されるのはいうまでもない。あるいは、多結晶窒化ガリウム自立基板を構成する窒化ガリウム系単結晶粒子は、ｎ型ドーパント又はｐ型ドーパントでドープされていてもよく、この場合、多結晶窒化ガリウム自立基板を、ｐ型電極、ｎ型電極、ｐ型層、ｎ型層等の基材以外の部材又は層として使用することができる。ｐ型ドーパントの好ましい例としては、ベリリウム（Ｂｅ）、マグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、ストロンチウム（Ｓｒ）、亜鉛（Ｚｎ）及びカドミウム（Ｃｄ）からなる群から選択される１種以上が挙げられる。ｎ型ドーパントの好ましい例としては、シリコン（Ｓｉ）、ゲルマニウム（Ｇｅ）、スズ（Ｓｎ）及び酸素（Ｏ）からなる群から選択される１種以上が挙げられる。

多結晶窒化ガリウム自立基板を構成する窒化ガリウム系単結晶粒子は、バンドギャップの制御のため混晶化されていてもよい。好ましくは、窒化ガリウム単結晶粒子は、ＡｌＮ及びＩｎＮからなる群から選択される１種以上の結晶と混晶化された窒化ガリウムからなるものであってもよく、ｐ型窒化ガリウム及び／又はｎ型窒化ガリウム単結晶粒子はこの混晶化された窒化ガリウムにｐ型ドーパント又はｎ型ドーパントがドープされていてもよい。例えば、窒化ガリウムとＡｌＮの混晶であるＡｌ_ｘＧａ_１−ｘＮにＭｇをドーピングすることでｐ型基板、Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮにＳｉをドーピングすることでとしてｎ型基板として使用することができる。自立基板を発光素子の発光機能層として用いる場合、窒化ガリウムをＡｌＮと混晶化することでバンドギャップが広がり、発光波長を高エネルギー側にシフトさせることができる。また、窒化ガリウムをＩｎＮとの混晶としてもよく、これによりバンドギャップが狭まり、発光波長を低エネルギー側にシフトさせることができる。

多結晶窒化ガリウム自立基板は直径５０．８ｍｍ（２インチ）以上の大きさを有するのが好ましく、より好ましくは直径１００ｍｍ（４インチ）以上であり、さらに好ましくは直径２００ｍｍ（８インチ）以上である。多結晶窒化ガリウム自立基板は大きければ大きいほど作製可能な素子の個数が増えるため、製造コストの観点で好ましく、面発光素子用との観点でも素子面積の自由度が増え面発光照明等への用途が広がる点で好ましく、その面積ないし大きさに上限は規定されるべきではない。なお、多結晶窒化ガリウム自立基板は上面視で円形状あるいは実質的に円形状であることが好ましいが、これに限定されない。円形状あるいは実質的に円形状ではない場合、面積として、２０２６ｍｍ^２以上であることが好ましく、より好ましくは７８５０ｍｍ^２以上であり、さらに好ましくは３１４００ｍｍ^２以上である。もっとも、大面積を要しない用途については、上記範囲よりも小さい面積、例えば直径５０．８ｍｍ（２インチ）以下、面積換算で２０２６ｍｍ^２以下としてもよい。多結晶窒化ガリウム自立基板の厚さは基板に自立性を付与できる必要があり、２０μｍ以上が好ましく、より好ましくは１００μｍ以上であり、さらに好ましくは３００μｍ以上である。多結晶窒化ガリウム自立基板の厚さに上限は規定されるべきではないが、製造コストの観点では３０００μｍ以下が現実的である。

多結晶窒化ガリウム自立基板の表面に露出している窒化ガリウム系単結晶粒子の最表面における断面平均径Ｄ_Ｔに対する、多結晶窒化ガリウム自立基板の厚さＴの比として規定されるアスペクト比Ｔ／Ｄ_Ｔが０．７以上であるのが好ましく、より好ましくは１．０以上であり、さらに好ましくは３．０以上である。このアスペクト比がＬＥＤとする場合に発光効率を高める観点から好ましい。発光効率が高まる原因として、高アスペクト比粒子の方が窒化ガリウム中の欠陥密度が低いこと、及び光の取り出し効率が高まること等が考えられるが、その詳細は定かではない。

これまでに述べたとおり、発光効率を高める観点では、（１）発光機能層は自立基板表面側（製造時に下地基板である配向多結晶焼結体に接していた側と反対側）に作製する方が良く、（２）自立基板裏面の断面平均径Ｄ_Ｂに対する基板表面の断面平均径Ｄ_Ｔの比Ｄ_Ｔ／Ｄ_Ｂが適度な値をとるのが良く、（３）自立基板を構成する粒子の基板最表面における断面平均径が大きい方が良く、（４）自立基板を構成する粒子のアスペクト比Ｔ／Ｄ_Ｔは大きい方が良い。上記（３）及び（４）の観点では断面平均径が大きく且つアスペクト比が大きい方が良く、言い換えると基板表面側の断面平均径が大きく且つ厚い窒化ガリウム結晶が好ましい。また、自立化の観点では多結晶窒化ガリウム自立基板の厚さは２０μｍ以上が好ましく、より好ましくは１００μｍ以上であり、さらに好ましくは３００μｍ以上である。しかし、前述したとおり窒化ガリウム結晶の厚みが厚くなるとコスト的な観点では好ましくなく、自立する限り薄い方が好ましい。すなわち、多結晶窒化ガリウム自立基板の厚みとしては３０００μｍ以下が現実的であり、６００μｍ以下が好ましく、３００μｍ以下が好ましい。したがって、自立化させ且つ発光効率を高める観点とコスト的な観点を両立する厚みとしては５０〜５００μｍ程度が好ましく、５０〜３００μｍ程度が更に好ましい。

製造方法
本発明の多結晶窒化ガリウム自立基板は、（１）配向多結晶焼結体を用意し、（２）配向多結晶焼結体上に、窒化ガリウムからなる種結晶層を、配向多結晶焼結体の結晶方位に概ね倣った結晶方位を有するように形成し、（３）種結晶層上に、厚さ２０μｍ以上の窒化ガリウム系結晶から構成される層を、種結晶層の結晶方位に概ね倣った結晶方位を有するように形成し、（４）配向多結晶焼結体を除去して、多結晶窒化ガリウム自立基板を得ることにより製造することができる。

（１）配向多結晶焼結体
多結晶窒化ガリウム自立基板を作製するための下地基板として、配向多結晶焼結体を用意する。配向多結晶焼結体の組成は特に限定されないが、配向多結晶アルミナ焼結体、配向多結晶酸化亜鉛焼結体、配向多結晶窒化アルミニウム焼結体から選ばれる１種であるのが好ましい。配向多結晶焼結体は、商業的に入手可能な板状粉末を用いて成形及び焼成を経て効率的に製造できるため、低コストで製造できるだけでなく、成形しやすいが故に大面積化にも適する。そして、配向多結晶焼結体を下地基板として用い、その上に複数の半導体単結晶粒子を成長させることで、大面積の発光素子を低コストで製造するのに適した多結晶窒化ガリウム自立基板を製造できる。その結果、多結晶窒化ガリウム自立基板は、大面積の発光素子を低コストで製造するのに極めて適するものとなる。

配向多結晶焼結体は、多数の単結晶粒子を含んで構成される焼結体からなり、多数の単結晶粒子が一定の方向にある程度又は高度に配向したものである。このように配向された多結晶焼結体を用いることで略法線方向に概ね揃った結晶方位を有する多結晶窒化ガリウム自立基板を作製可能であり、多結晶窒化ガリウム自立基板上に窒化ガリウム系材料をエピタキシャル成長又はこれに類する結晶成長により形成した場合、略法線方向に結晶方位が概ね揃った状態が実現される。このため、そのような配向性の高い多結晶窒化ガリウム自立基板を発光素子用基板として用いれば、発光機能層を同様に略法線方向に結晶方位が概ね揃った状態で形成することができ、単結晶基板を用いた場合と同等の高い発光効率を実現できる。あるいは、この配向性の高い多結晶窒化ガリウム自立基板を発光素子の発光機能層として用いた場合であっても、単結晶基板を用いた場合と同等の高い発光効率を実現できる。いずれにしても、このような配向性が高い多結晶窒化ガリウム自立基板を作製するには配向多結晶焼結体を下地基板として用いる必要がある。配向多結晶焼結体は、透光性を有しているほうが好ましいが、この限りではない。透光性を有する場合、配向多結晶板を除去する際に、レーザーリフトオフ等の手法を用いることができる。配向多結晶焼結体を得る製法としては、大気炉、窒素雰囲気炉、水素雰囲気炉等を用いた通常の常圧焼結法に加え、熱間等方圧加圧法（ＨＩＰ）、ホットプレス法（ＨＰ）、放電プラズマ焼結（ＳＰＳ）等の加圧焼結法、及びこれらを組み合わせた方法を用いることができる。

配向多結晶焼結体は直径５０．８ｍｍ（２インチ）以上の大きさを有するのが好ましく、より好ましくは直径１００ｍｍ（４インチ）以上であり、さらに好ましくは直径２００ｍｍ（８インチ）以上である。配向多結晶焼結体は大きければ大きいほど作製可能な多結晶窒化ガリウム自立基板の面積が増え、それにより作製可能な発光素子の個数が増えるため、製造コストの観点で好ましい。また、面発光素子用との観点でも素子面積の自由度が増え面発光照明等への用途が広がる点で好ましく、その面積ないし大きさに上限は規定されるべきではない。なお、多結晶窒化ガリウム自立基板は上面視で円形状あるいは実質的に円形状であることが好ましいが、これに限定されない。円形状あるいは実質的に円形状ではない場合、面積として、２０２６ｍｍ^２以上であることが好ましく、より好ましくは７８５０ｍｍ^２以上であり、さらに好ましくは３１４００ｍｍ^２以上である。もっとも、大面積を要しない用途については、上記範囲よりも小さい面積、例えば例えば直径５０．８ｍｍ（２インチ）以下、面積換算で２０２６ｍｍ^２以下としてもよい。配向多結晶焼結体の厚さは自立する限り特に限定はないが、厚すぎると製造コストの観点では好ましくない。従って、２０μｍ以上が好ましく、より好ましくは１００μｍ以上であり、さらに好ましくは１００〜１０００μｍである。一方、窒化ガリウムを成膜する際にアルミナと窒化ガリウムの熱膨張差に起因した応力によって基板全体に反りが生じ、その後のプロセスに支障を来す場合がある。応力は窒化ガリウムの成膜方法や成膜条件、配向多結晶焼結体の材質、膜厚、基板径等によって変化するが、応力による反りを抑制する方法の一つとして、下地基板として厚い配向多結晶焼結体を用いてもよい。例えば下地の配向多結晶焼結体として配向多結晶アルミナ焼結体を用いて、直径５０．８ｍｍ（２インチ）、厚さ３００μｍの多結晶窒化ガリウム自立基板を作製する際に、配向多結晶アルミナ焼結体の厚みを９００μｍ以上としてもよく、１３００μｍ以上、あるいは２０００μｍ以上としてもよい。このように製造コストの観点と反り抑制の観点などを勘案し、配向多結晶焼結体の厚みを適宜選定すればよい。

配向多結晶焼結体を構成する粒子の板面における平均粒径は、０．３〜１０００μｍであるのが好ましく、より好ましくは３〜１０００μｍ、さらに好ましくは１０μｍ〜２００μｍ、特に好ましくは１４μｍ〜２００μｍである。あるいは、前述したように、多結晶窒化ガリウム自立基板の最表面における半導体単結晶粒子の断面平均径を自立基板の裏面の断面平均径よりも大きくすることを考慮する場合には、配向多結晶焼結体を構成する粒子の板面における焼結粒径を１０μｍ〜１００μｍとするのが好ましく、より好ましくは１４μｍ〜７０μｍである。配向多結晶焼結体全体の平均粒径は板面の平均粒径と相関があり、これらの範囲内であると焼結体の機械強度の点で優れ、ハンドリングが容易である。また、配向多結晶焼結体を用いて作製した多結晶窒化ガリウム自立基板の上部及び／又は内部に発光機能層を形成して発光素子を作製した場合、発光機能層の発光効率の点でも優れる。なお、本発明における焼結体粒子の板面における平均粒径は以下の方法により測定されるものである。すなわち、板状焼結体の板面を研磨し、走査電子顕微鏡にて画像を撮影する。視野範囲は、得られる画像の対角線に直線を引いた場合に、いずれの直線も１０個から３０個の粒子と交わるような直線が引けるような視野範囲とする。得られた画像の対角線に２本の直線を引いて、直線が交わる全ての粒子に対し、個々の粒子の内側の線分の長さを平均したものに１．５を乗じた値を板面の平均粒径とする。なお、板面の走査顕微鏡像で明瞭に焼結体粒子の界面を判別できない場合は、サーマルエッチング（例えば１５５０℃で４５分間）やケミカルエッチングによって界面を際立たせる処理を施した後に上記の評価を行ってもよい。

特に好ましい配向多結晶焼結体として、配向多結晶アルミナ焼結体が挙げられる。アルミナは酸化アルミニウム（Ａｌ_２Ｏ_３）であり、典型的には単結晶サファイアと同じコランダム型構造を有するα−アルミナであり、配向多結晶アルミナ焼結体は無数のアルミナ結晶粒子が配向された状態で焼結により互いに結合されてなる固体である。アルミナ結晶粒子はアルミナを含んで構成される粒子であり、他の元素として、ドーパント及び不可避不純物を含んでいてもよいし、アルミナ及び不可避不純物からなるものであってもよい。配向多結晶アルミナ焼結体は焼結助剤としての添加物を粒界相として含んでいてもよい。また、配向多結晶アルミナ焼結体も、アルミナ結晶粒子以外に他の相又は上述したような他の元素を含んでいてもよいが、好ましくはアルミナ結晶粒子及び不可避不純物からなる。また、配向多結晶アルミナ焼結体の配向面は特に限定がなく、ｃ面、ａ面、ｒ面又はｍ面等であってもよい。

配向多結晶アルミナ焼結体の配向結晶方位は特に限定されるものではなく、ｃ面、ａ面、ｒ面又はｍ面等であってもよく、多結晶窒化ガリウム自立基板との格子定数マッチングの観点でｃ面に配向しているのが好ましい。配向度については、例えば、板面における配向度が５０％以上であるのが好ましく、より好ましくは６５％以上、さらに好ましくは７５％以上であり、特に好ましくは８５％であり、特により好ましくは９０％以上であり、最も好ましくは９５％以上である。この配向度は、ＸＲＤ装置（例えば、株式会社リガク製、ＲＩＮＴ−ＴＴＲ ＩＩＩ）を用い、板状アルミナの板面に対してＸ線を照射したときのＸＲＤプロファイルを測定し、以下の式により算出することにより得られるものである。

なお、前述のとおり、本発明の多結晶窒化ガリウム自立基板の構成粒子の結晶性は高くなる傾向があり、転位等の欠陥の密度を低く抑えることができる。このため、発光デバイス等のある種の用途においては、多結晶窒化ガリウム自立基板を窒化ガリウム単結晶基板に比べて好ましく用いることすら可能になるものと考えられる。例えば、エピタキシャル成長により多結晶窒化ガリウム自立基板上に機能層を作製する場合、機能層は下地の多結晶窒化ガリウム自立基板に概ね倣って成長し、柱状構造の集合体となる。エピタキシャル成長では下地の結晶品質を引き継ぐため、機能層を構成する柱状構造の各ドメイン単位では高い結晶品質を得ることができる。多結晶窒化ガリウム自立基板を構成する結晶粒子の欠陥密度が低い理由は定かではないが、多結晶窒化ガリウム自立基板の作製初期で生じた格子欠陥のうち水平方向に傾いて発展するものが成長に伴って粒界に吸収されて消滅するためと推測される。

配向多結晶アルミナ焼結体は、板状アルミナ粉末を原料として用いて成形及び焼結を行うことにより製造することができる。板状アルミナ粉末は市販されており、商業的に入手可能である。板状アルミナ粉末の種類及び形状は緻密な配向多結晶アルミナ焼結体が得られる限り特に限定されないが、平均粒径が０．４〜１５μｍ、厚み０．０５〜１μｍとしてもよく、この範囲内で異なる平均粒径の原料を２種類以上混ぜたものとしてもよい。好ましくは、板状アルミナ粉末を、せん断力を用いた手法により配向させ、配向成形体とすることができる。せん断力を用いた手法の好ましい例としては、テープ成形、押出し成形、ドクターブレード法、及びこれらの任意の組合せが挙げられる。せん断力を用いた配向手法は、上記例示したいずれの手法においても、板状アルミナ粉末にバインダー、可塑剤、分散剤、分散媒等の添加物を適宜加えてスラリー化し、このスラリーをスリット状の細い吐出口を通過させることにより、基板上にシート状に吐出及び成形するのが好ましい。吐出口のスリット幅は１０〜４００μｍとするのが好ましい。なお、分散媒の量はスラリー粘度が５０００〜１０００００ｃＰとなるような量にするのが好ましく、より好ましくは２００００〜６００００ｃＰである。シート状に成形した配向成形体の厚さは５〜５００μｍであるのが好ましく、より好ましくは１０〜２００μｍである。このシート状に成形した配向成形体を多数枚積み重ねて、所望の厚さを有する前駆積層体とし、この前駆積層体にプレス成形を施すのが好ましい。このプレス成形は前駆積層体を真空パック等で包装して、５０〜９５℃の温水中で１０〜２０００ｋｇｆ／ｃｍ^２の圧力で静水圧プレスにより好ましく行うことができる。また、シート状に成形した配向成形体、もしくは前駆積層体をロールプレス法（例えば加熱ロールプレスやカレンダーロールなど）による処理を施してもよい。また、押出し成形を用いる場合には、金型内の流路の設計により、金型内で細い吐出口を通過した後、シート状の成形体が金型内で一体化され、積層された状態で成形体が排出されるようにしてもよい。得られた成形体には公知の条件に従い脱脂を施すのが好ましい。上記のようにして得られた配向成形体を大気炉、窒素雰囲気炉、水素雰囲気炉等を用いた通常の常圧焼成に加え、熱間等方圧加圧法（ＨＩＰ）、ホットプレス法（ＨＰ）、放電プラズマ焼結（ＳＰＳ）等の加圧焼結法、及びこれらを組み合わせた方法にて焼成し、アルミナ結晶粒子を配向して含んでなるアルミナ焼結体を形成する。上記焼成での焼成温度や焼成時間は焼成方法によって異なるが、焼成温度は１０００〜１９５０℃、好ましくは１１００〜１９００℃、より好ましくは１５００〜１８００℃、焼成時間は１分間〜１０時間、好ましくは３０分間〜５時間である。緻密化を促進する観点ではホットプレスにて１５００〜１８００℃で２〜５時間、面圧１００〜２００ｋｇｆ／ｃｍ^２の条件で焼成する第一の焼成工程と、得られた焼結体を熱間等方圧加圧法（ＨＩＰ）にて１５００〜１８００℃で３０分間〜５時間、ガス圧１０００〜２０００ｋｇｆ／ｃｍ^２の条件で再度焼成する第二の焼成工程を経て行われるのがより好ましい。上記焼成温度での焼成時間は特に限定されないが、好ましくは１〜１０時間であり、より好ましくは２〜５時間である。なお、透光性を付与する場合は、高純度な板状アルミナ粉末を原料として使用し、大気炉、水素雰囲気炉、窒素雰囲気炉等にて１１００〜１８００℃で１分間〜１０時間焼成する方法が好ましく例示される。得られた焼結体に対し、熱間等方圧加圧法（ＨＩＰ）にて１２００〜１４００℃又は１４００〜１９５０℃にて３０分間〜５時間、ガス圧３００〜２０００ｋｇｆ／ｃｍ^２の条件で再度焼成する方法を用いてもよい。粒界相は少ない方が良いため、板状アルミナ粉末は高純度である方が好ましく、より好ましくは純度９８％以上であり、さらに好ましくは９９％以上、特に好ましくは９９．９％以上、最も好ましくは９９．９９％以上である。なお、焼成条件は上記に限定されるものではなく、緻密化と高配向の両立が可能であれば、例えば熱間等方圧加圧法（ＨＩＰ）による第二の焼成工程は省略してもよい。また、極少量の添加物を焼結助剤として原料中に加えてもよい。焼結助剤の添加は粒界相の減量と逆行するが、光の散乱因子の一つである気孔を減らすことで、結果的に透光性が向上することを目的としたものである。このような焼結助剤として、ＭｇＯ、ＺｒＯ_２、Ｙ_２Ｏ_３、ＣａＯ、ＳｉＯ_２、ＴｉＯ_２、Ｆｅ_２Ｏ_３、Ｍｎ_２Ｏ_３、Ｌａ_２Ｏ_３等の酸化物、ＡｌＦ_３、ＭｇＦ_２、ＹｂＦ_３等のフッ化物などから選ばれる少なくとも１種以上が挙げられる。これらのうち、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｉＯ_２、及びＬａ_２Ｏ_３が好ましく、ＭｇＯが特に好ましい。しかし、透光性の観点では添加物の量は必要最小限に留めるべきであり、好ましくは５０００ｐｐｍ以下、より好ましくは１０００ｐｐｍ以下、さらに好ましくは７００ｐｐｍ以下である。

また、配向多結晶アルミナ焼結体は、微細なアルミナ粉末及び／又は遷移アルミナ粉末に板状アルミナ粉末を適宜加えた混合粉末を原料として用いて成形及び焼結を行うことによっても製造することができる。この製法では板状アルミナ粉末が種結晶（テンプレート）となり、微細アルミナ粉末及び／又は遷移アルミナ粉末がマトリックスとなって、テンプレートがマトリックスを取り込みながらホモエピタキシャル成長する、所謂ＴＧＧ（Ｔｅｍｐｌａｔｅｄ Ｇｒａｉｎ Ｇｒｏｗｔｈ）過程を経ることで結晶成長と緻密化が生じる。テンプレートとなる板状アルミナ粒子とマトリックスの粒径はその粒径比が大きい方が粒成長しやすく、例えばテンプレートの平均粒径が０．５〜１５μｍのとき、マトリックスの平均粒径０．４μｍ以下が好ましく、より好ましくは０．２μｍ以下であり、さらに好ましくは０．１μｍ以下である。テンプレートとマトリックスの混合比は粒径比や焼成条件、添加物の有無によっても異なるが、例えばテンプレートに平均粒径２μｍの板状アルミナ粉末、マトリックスに平均粒径０．１μｍの微細アルミナ粉末を用いた場合、テンプレート／マトリックス比が５０／５０〜１／９９ｗｔ％となるようにしてもよい。また、緻密化を進める観点では焼結助剤として、ＭｇＯ、ＺｒＯ_２、Ｙ_２Ｏ_３、ＣａＯ、ＳｉＯ_２、ＴｉＯ_２、Ｆｅ_２Ｏ_３、Ｍｎ_２Ｏ_３、Ｌａ_２Ｏ_３等の酸化物、ＡｌＦ_３、ＭｇＦ_２、ＹｂＦ_３等のフッ化物などから選ばれる少なくとも１種を加えてもよく、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｉＯ_２、及びＬａ_２Ｏ_３が好ましく、ＭｇＯが特に好ましい。このような手法においても前述した大気炉、窒素雰囲気炉、水素雰囲気炉等を用いた通常の常圧焼成に加え、熱間等方圧加圧法（ＨＩＰ）、ホットプレス法（ＨＰ）、放電プラズマ焼結（ＳＰＳ）等の加圧焼結法、及びこれらを組み合わせた方法で良質な配向多結晶アルミナ焼結体を得ることができる。

こうして得られたアルミナ焼結体は、前述した原料となる板状アルミナ粉末の種類によりｃ面等の所望の面に配向した多結晶アルミナ焼結体となる。こうして得られた配向多結晶アルミナ焼結体を砥石で研削して板面を平坦にした後、ダイヤモンド砥粒を用いたラップ加工により板面を平滑化して配向アルミナ基板とするのが好ましい。

（２）種結晶層の形成
配向多結晶焼結体上に、窒化ガリウムからなる種結晶層を、配向多結晶焼結体の結晶方位に概ね倣った結晶方位を有するように形成する。なお、「配向多結晶焼結体の結晶方位に概ね倣った結晶方位を有するように形成する」とは、配向多結晶焼結体の結晶方位の影響を受けた結晶成長によりもたらされた構造を意味し、必ずしも配向多結晶焼結体の結晶方位に完全に倣って成長した構造であるとは限らず、配向多結晶焼結体と異なる結晶方位に成長する構造も含む。種結晶層の作製方法は特に限定されないが、ＭＯＣＶＤ（有機金属気相成長法）、ＭＢＥ（分子線エピタキシー法）、ＨＶＰＥ（ハライド気相成長法）、スパッタリング等の気相法、Ｎａフラックス法、アモノサーマル法、水熱法、ゾルゲル法等の液相法、粉末の固相成長を利用した粉末法、及びこれらの組み合わせが好ましく例示される。例えば、ＭＯＣＶＤ法による種結晶層の形成は、４５０〜５５０℃にて低温ＧａＮ層を２０〜５０ｎｍ堆積させた後に、１０００〜１２００℃にて厚さ２〜４μｍのＧａＮ膜を積層させることにより行うのが好ましい。

（３）窒化ガリウム系結晶層の形成
種結晶層上に、厚さ２０μｍ以上の窒化ガリウム系結晶から構成される層を、種結晶層の結晶方位に概ね倣った結晶方位を有するように形成する。窒化ガリウム系結晶から構成される層の形成方法は配向多結晶焼結体及び／又は種結晶層の結晶方位に概ね倣った結晶方位を有する限り特に限定がなく、ＭＯＣＶＤ、ＨＶＰＥ等の気相法、Ｎａフラックス法、アモノサーマル法、水熱法、ゾルゲル法等の液相法、粉末の固相成長を利用した粉末法、及びこれらの組み合わせが好ましく例示されるが、Ｎａフラックス法により行われるのが特に好ましい。Ｎａフラックス法によれば結晶性の高い厚肉の窒化ガリウム結晶層を種結晶層上に効率良く作製できる。Ｎａフラックス法による窒化ガリウム系結晶層の形成は、種結晶基板を設置した坩堝に金属Ｇａ、金属Ｎａ及び所望によりドーパント（例えばゲルマニウム（Ｇｅ）、シリコン（Ｓｉ）、酸素（Ｏ）等のｎ型ドーパント、又はベリリウム（Ｂｅ）、マグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、ストロンチウム（Ｓｒ）、亜鉛（Ｚｎ）、カドミウム（Ｃｄ）等のｐ型ドーパント）を含む融液組成物を充填し、窒素雰囲気中で８３０〜９１０℃、３．５〜４．５ＭＰａまで昇温加圧した後、温度及び圧力を保持しつつ回転することにより行うのが好ましい。保持時間は目的の膜厚によって異なるが、１０〜１００時間程度としてもよい。また、こうしてＮａフラックス法により得られた窒化ガリウム結晶を砥石で研削して板面を平坦にした後、ダイヤモンド砥粒を用いたラップ加工により板面を平滑化するのが好ましい。

（４）配向多結晶焼結体の除去
配向多結晶焼結体を除去して、多結晶窒化ガリウム自立基板を得ることができる。配向多結晶焼結体を除去する方法は、特に限定されないが、研削加工、ケミカルエッチング、配向焼結体側からのレーザー照射による界面加熱（レーザーリフトオフ）、昇温時の熱膨張差を利用した自発剥離等が挙げられる。

発光素子及びその製造方法
上述した本発明による多結晶窒化ガリウム自立基板を用いて高品質の発光素子を作製することができる。前述のとおり、本発明による構成粒子の配向方位が傾斜した多結晶窒化ガリウム自立基板を用いて発光素子を構成することにより、構成粒子の配向方位が傾斜していない多結晶窒化ガリウム自立基板を用いた発光素子と比較して高い発光効率を得ることができる。本発明の多結晶窒化ガリウム自立基板を用いた発光素子の構造やその作製方法は特に限定されるものではない。典型的には、発光素子は、多結晶窒化ガリウム自立基板に発光機能層を設けることにより作製され、この発光機能層の形成は、窒化ガリウム基板の結晶方位に概ね倣った結晶方位を有するように、略法線方向に単結晶構造を有する複数の半導体単結晶粒子で構成される層を一つ以上形成することに行われるのが好ましい。もっとも、多結晶窒化ガリウム自立基板を電極（ｐ型電極又はｎ型電極でありうる）、ｐ型層、ｎ型層等の基材以外の部材又は層として利用して発光素子を作製してもよい。素子サイズに特に規定はなく、５ｍｍ×５ｍｍ以下の小素子としてもよいし、１０ｃｍ×１０ｃｍ以上の面発光素子としてもよい。

図１に、本発明の一態様による発光素子の層構成を模式的に示す。図１に示される発光素子１０は、多結晶窒化ガリウム自立基板１２と、この基板上に形成される発光機能層１４とを備えてなる。発光機能層１４は、略法線方向に単結晶構造を有する複数の半導体単結晶粒子で構成される層を一以上有してなる。この発光機能層１４は、電極等を適宜設けて電圧を印加することによりＬＥＤ等の発光素子の原理に基づき発光をもたらすものである。特に、本発明の多結晶窒化ガリウム自立基板１２を用いることで、窒化ガリウム単結晶基板を用いた場合と同等の発光効率を有する発光素子を得ることも期待でき、大幅な低コスト化が実現できる。また、ｐ型ないしｎ型ドーパントの導入により導電性を持たせた窒化ガリウムを基板とすることで、縦型構造の発光素子を実現することができ、それにより輝度を高めることができる。その上、大面積な面発光素子も低コストで実現可能となる。

発光機能層１４が基板１２上に形成される。発光機能層１４は、基板１２上の全面又は一部に設けられてもよいし、後述するバッファ層が基板１２上に形成される場合にはバッファ層上の全面又は一部に設けられてもよい。発光機能層１４は、略法線方向に単結晶構造を有する複数の半導体単結晶粒子で構成される層を一以上有してなり、電極及び／又は蛍光体を適宜設けて電圧を印加することによりＬＥＤに代表される発光素子の原理に基づき発光をもたらす公知の様々な層構成を採りうる。したがって、発光機能層１４は青色、赤色等の可視光を放出するものであってもよいし、可視光を伴わずに又は可視光と共に紫外光を発光するものであってもよい。発光機能層１４は、ｐ−ｎ接合を利用した発光素子の少なくとも一部を構成するのが好ましく、このｐ−ｎ接合は、図１に示されるように、ｐ型層１４ａとｎ型層１４ｃの間に活性層１４ｂを含んでいてもよい。このとき、活性層としてｐ型層及び／又はｎ型層よりもバンドギャップが小さい層を用いたダブルへテロ接合又はシングルへテロ接合（以下、ヘテロ接合と総称する）としてもよい。また、ｐ型層−活性層−ｎ型層の一形態として、活性層の厚みを薄くした量子井戸構造を採りうる。量子井戸を得るためには活性層のバンドギャップがｐ型層及びｎ型層よりも小さくしたダブルへテロ接合が採用されるべきことは言うまでもない。また、これらの量子井戸構造を多数積層した多重量子井戸構造（ＭＱＷ）としてもよい。これらの構造をとることで、ｐ−ｎ接合と比べて発光効率を高めることができる。このように、発光機能層１４は、発光機能を有するｐ−ｎ接合及び／又はへテロ接合及び／又は量子井戸接合を備えたものであるのが好ましい。

したがって、発光機能層１４を構成する一以上の層は、ｎ型ドーパントがドープされているｎ型層、ｐ型ドーパントがドープされているｐ型層、及び活性層からなる群から選択される少なくとも一以上を含むものであることができる。ｎ型層、ｐ型層及び（存在する場合には）活性層は、主成分が同じ材料で構成されてもよいし、互いに主成分が異なる材料で構成されてもよい。

発光機能層１４を構成する各層の材質は、多結晶窒化ガリウム自立基板の結晶方位に概ね倣って成長し且つ発光機能を有するものであれば特に限定されないが、窒化ガリウム（ＧａＮ）系材料、酸化亜鉛（ＺｎＯ）系材料及び窒化アルミニウム（ＡｌＮ）系材料から選択される少なくとも１種以上を主成分とする材料で構成されるのが好ましく、ｐ型ないしｎ型に制御するためのドーパントを適宜含むものであってよい。特に好ましい材料は、多結晶窒化ガリウム自立基板と同種の材料である、窒化ガリウム（ＧａＮ）系材料である。また、発光機能層１４を構成する材料は、そのバンドギャップを制御するため、例えばＧａＮにＡｌＮ、ＩｎＮ等を固溶させた混晶としてもよい。また、直前の段落で述べたとおり、発光機能層１４は複数種の材料系からなるヘテロ接合としてもよい。例えば、ｐ型層に窒化ガリウム（ＧａＮ）系材料、ｎ型層に酸化亜鉛（ＺｎＯ）系材料を用いてもよい。また、ｐ型層に酸化亜鉛（ＺｎＯ）系材料、活性層とｎ型層に窒化ガリウム（ＧａＮ）系材料を用いてもよく、材料の組み合わせに特に限定はない。

発光機能層１４を構成する各層は、略法線方向に単結晶構造を有する複数の半導体単結晶粒子で構成される。すなわち、各層は、水平面方向に二次元的に連結されてなる複数の半導体単結晶粒子で構成されており、それ故、略法線方向には単結晶構造を有することになる。したがって、発光機能層１４の各層は、層全体としては単結晶ではないものの、局所的なドメイン単位では単結晶構造を有するため、発光機能を確保するのに十分な高い結晶性を有することができる。好ましくは、発光機能層１４の各層を構成する半導体単結晶粒子は、基板１２である多結晶窒化ガリウム自立基板の結晶方位に概ね倣って成長した構造を有する。「多結晶窒化ガリウム自立基板の結晶方位に概ね倣って成長した構造」とは、多結晶窒化ガリウム自立基板の結晶方位の影響を受けた結晶成長によりもたらされた構造を意味し、必ずしも多結晶窒化ガリウム自立基板の結晶方位に完全に倣って成長した構造であるとは限らず、所望の発光機能を確保できるかぎり、多結晶窒化ガリウム自立基板の結晶方位にある程度倣って成長した構造であってよい。すなわち、この構造は配向多結晶焼結体と異なる結晶方位に成長する構造も含む。その意味で、「結晶方位に概ね倣って成長した構造」との表現は「結晶方位に概ね由来して成長した構造」と言い換えることもできる。したがって、そのような結晶成長はエピタキシャル成長によるものが好ましいが、これに限定されず、それに類する様々な結晶成長の形態であってもよい。特にｎ型層、活性層、ｐ型層等を構成する各層が多結晶窒化ガリウム自立基板と同じ結晶方位に成長する場合は、多結晶窒化ガリウム自立基板から発光機能層の各層間でも略法線方向に関しては結晶方位が概ね揃った構造となり、良好な発光特性を得ることができる。すなわち、発光機能層１４も多結晶窒化ガリウム自立基板１２の結晶方位に概ね倣って成長する場合は、基板の垂直方向では方位が概ね一定になる。このため、法線方向は単結晶と同等の状態であり、ｎ型ドーパントを添加した多結晶窒化ガリウム自立基板を用いた場合、多結晶窒化ガリウム自立基板をカソードとした縦型構造の発光素子とすることができ、ｐ型ドーパントを添加した多結晶窒化ガリウム自立基板を用いた場合、多結晶窒化ガリウム自立基板をアノードとした縦型構造の発光素子とすることができる。

少なくとも発光機能層１４を構成するｎ型層、活性層、ｐ型層等の各層が同じ結晶方位に成長する場合は、発光機能層１４の各層は、法線方向に見た場合に単結晶と観察され、水平面方向の切断面で見た場合に粒界が観察される柱状構造の半導体単結晶粒子の集合体であると捉えることも可能である。ここで、「柱状構造」とは、典型的な縦長の柱形状のみを意味するのではなく、横長の形状、台形の形状、及び台形を逆さにしたような形状等、種々の形状を包含する意味として定義される。もっとも、上述のとおり、各層は多結晶窒化ガリウム自立基板の結晶方位にある程度倣って成長した構造であればよく、必ずしも厳密な意味で柱状構造である必要はない。柱状構造となる原因は、前述のとおり、基板１２である多結晶窒化ガリウム自立基板の結晶方位の影響を受けて半導体単結晶粒子が成長するためと考えられる。このため、柱状構造ともいえる半導体単結晶粒子の断面の平均粒径（以下、断面平均径という）は成膜条件だけでなく、多結晶窒化ガリウム自立基板の板面の平均粒径にも依存するものと考えられる。発光機能層を構成する柱状構造の界面は発光効率や発光波長に影響を与えるが、粒界があることにより断面方向の光の透過率が悪く、光が散乱ないし反射する。このため、法線方向に光を取り出す構造の場合、粒界からの散乱光により輝度が高まる効果も期待される。

もっとも、発光機能層１４を構成する柱状構造同士の界面は結晶性が低下するため、発光効率が低下し、発光波長が変動し、発光波長がブロードになる可能性がある。このため、柱状構造の断面平均径は大きいほうが良い。好ましくは、発光機能層１４の最表面における半導体単結晶粒子の断面平均径は０．３μｍ以上であり、より好ましくは３μｍ以上、さらに好ましくは２０μｍ以上、特に好ましくは５０μｍ以上、最も好ましくは７０μｍ以上である。この断面平均径の上限は特に限定されないが、１０００μｍ以下が現実的であり、より現実的には５００μｍ以下であり、さらに現実的には２００μｍ以下である。また、このような断面平均径の半導体単結晶粒子を作製するには、多結晶窒化ガリウム自立基板を構成する窒化ガリウム系単結晶粒子の基板の最表面における断面平均径を０．３μｍ〜１０００μｍとするのが望ましく、より望ましくは３μｍ以上である。

発光機能層１４の一部又は全てに窒化ガリウム（ＧａＮ）系以外の材料が用いられる場合には、多結晶窒化ガリウム自立基板１２と発光機能層１４の間に反応を抑制するためのバッファ層を設けてもよい。このようなバッファ層の主成分は特に限定されないが、酸化亜鉛（ＺｎＯ）系材料及び窒化アルミニウム（ＡｌＮ）系材料から選択される少なくとも１種以上を主成分とする材料で構成されるのが好ましく、ｐ型ないしｎ型に制御するためのドーパントを適宜含むものであってよい。

発光機能層１４を構成する各層が窒化ガリウム系材料で構成されるのが好ましい。例えば、多結晶窒化ガリウム自立基板１２上にｎ型窒化ガリウム層及びｐ型窒化ガリウム層を順に成長させてもよく、ｐ型窒化ガリウム層とｎ型窒化ガリウム層の積層順序は逆であってもよい。ｐ型窒化ガリウム層に使用されるｐ型ドーパントの好ましい例としては、ベリリウム（Ｂｅ）、マグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、ストロンチウム（Ｓｒ）、亜鉛（Ｚｎ）及びカドミウム（Ｃｄ）からなる群から選択される１種以上が挙げられる。また、ｎ型窒化ガリウム層に使用されるｎ型ドーパントの好ましい例としては、シリコン（Ｓｉ）、ゲルマニウム（Ｇｅ）、スズ（Ｓｎ）及び酸素（Ｏ）からなる群から選択される１種以上が挙げられる。また、ｐ型窒化ガリウム層及び／又はｎ型窒化ガリウム層は、ＡｌＮ及びＩｎＮからなる群から選択される１種以上の結晶と混晶化された窒化ガリウムからなるものであってもよく、ｐ型層及び／又はｎ型層はこの混晶化された窒化ガリウムにｐ型ドーパント又はｎ型ドーパントがドープされていてもよい。例えば、窒化ガリウムとＡｌＮの混晶であるＡｌ_ｘＧａ_１−ｘＮにＭｇをドーピングすることでｐ型層、Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮにＳｉをドーピングすることでとしてｎ型層として使用することができる。窒化ガリウムをＡｌＮと混晶化することでバンドギャップが広がり、発光波長を高エネルギー側にシフトさせることができる。また、窒化ガリウムをＩｎＮとの混晶としてもよく、これによりバンドギャップが狭まり、発光波長を低エネルギー側にシフトさせることができる。ｐ型窒化ガリウム層とｎ型窒化ガリウム層との間に、両層のいずれよりもバンドギャップが小さいＧａＮ、又はＡｌＮ及びＩｎＮからなる群から選択される１種以上とＧａＮとの混晶からなる活性層を少なくとも有してもよい。活性層はｐ型層及びｎ型層とダブルへテロ接合された構造であり、この活性層を薄くした構成はｐ−ｎ接合の一態様である量子井戸構造の発光素子に相当し、発光効率をより一層高めることができる。また、活性層は両層のいずれか一方よりもバンドギャップが小さくＧａＮ、又はＡｌＮ及びＩｎＮからなる群から選択される１種以上とＧａＮとの混晶からなるものとしてもよい。このようなシングルヘテロ接合にても発光効率をより一層高めることができる。窒化ガリウム系バッファ層は、ノンドープのＧａＮ、又はｎ型若しくはｐ型ドーピングされたＧａＮからなるものであってもよいし、格子定数が近いＡｌＮ、ＩｎＮ、或いはＧａＮとＡｌＮ及びＩｎＮからなる群から選択される１種以上の結晶と混晶化されたものであってもよい。

もっとも、発光機能層１４は窒化ガリウム（ＧａＮ）系材料、酸化亜鉛（ＺｎＯ）系材料、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）系材料から選ばれる複数の材料系で構成してもよい。例えば多結晶窒化ガリウム自立基板１２上にｐ型窒化ガリウム層、ｎ型酸化亜鉛層を成長させてもよく、ｐ型窒化ガリウム層とｎ型酸化亜鉛層の積層順序は逆であってもよい。多結晶窒化ガリウム自立基板１２を発光機能層１４の一部として用いる場合は、ｎ型又はｐ型の酸化亜鉛層を形成してもよい。ｐ型酸化亜鉛層に使用されるｐ型ドーパントの好ましい例としては、窒素（Ｎ）、リン（Ｐ）、砒素（Ａｓ）、カーボン（Ｃ）、リチウム（Ｌｉ）、ナトリウム（Ｎａ）、カリウム（Ｋ）、銀（Ａｇ）及び銅（Ｃｕ）からなる群から選択される１種以上が挙げられる。また、ｎ型酸化亜鉛層に使用されるｎ型ドーパントの好ましい例としては、アルミニウム（Ａｌ）、ガリウム（Ｇａ）、インジウム（Ｉｎ）、硼素（Ｂ）、フッ素（Ｆ）、塩素（Ｃｌ）、臭素（Ｂｒ）、ヨウ素（Ｉ）及びシリコン（Ｓｉ）からなる群から選択される１種以上が挙げられる。

発光機能層１４及びバッファ層の成膜方法は、多結晶窒化ガリウム自立基板の結晶方位に概ね倣って成長する方法であれば特に限定されないが、ＭＯＣＶＤ、ＭＢＥ、ＨＶＰＥ、スパッタリング等の気相法、Ｎａフラックス法、アモノサーマル法、水熱法、ゾルゲル法等の液相法、粉末の固相成長を利用した粉末法、及びこれらの組み合わせが好ましく例示される。例えばＭＯＣＶＤ法を用いて窒化ガリウム系材料からなる発光機能層１４を作製する場合においては、少なくともガリウム（Ｇａ）を含む有機金属ガス（例えばトリメチルガリウム）と窒素（Ｎ）を少なくとも含むガス（例えばアンモニア）を原料として基板上にフローさせ、水素、窒素又はその両方を含む雰囲気等において３００〜１２００℃程度の温度範囲で成長させてもよい。この場合、バンドギャップ制御のためインジウム（Ｉｎ）、アルミニウム（Ａｌ）、ｎ型及びｐ型ドーパントとしてシリコン（Ｓｉ）及びマグネシウム（Ｍｇ）を含む有機金属ガス（例えばトリメチルインジウム、トリメチルアルミニウム、モノシラン、ジシラン、ビス−シクロペンタジエニルマグネシウム）を適宜導入して成膜を行ってもよい。

また、発光機能層１４及びバッファ層に窒化ガリウム系以外の材料を用いる場合は、多結晶窒化ガリウム自立基板上に種結晶層を成膜してもよい。種結晶層の成膜方法や材質に限定は無いが、結晶方位に概ね倣った結晶成長を促すものであればよい。例えば、酸化亜鉛系材料を発光機能層１４の一部又は全てに用いる場合、ＭＯＣＶＤ法、ＭＢＥ法、ＨＶＰＥ法、スパッタリング法等の気相成長法を用いて極薄い酸化亜鉛の種結晶を作製してもよい。

発光機能層１４の上に電極層１６及び／又は蛍光体層をさらに備えていてもよい。上述のとおり、導電性を有する多結晶窒化ガリウム自立基板１２を用いた発光素子は縦型構造を採ることができるため、図１に示されるように多結晶窒化ガリウム自立基板１２の裏面にも電極層１８を設けることができるが、多結晶窒化ガリウム自立基板１２を電極そのものとして使用してもよく、その場合には多結晶窒化ガリウム自立基板１２にはｎ型ドーパントを添加されているのが好ましい。電極層１６，１８は公知の電極材料で構成すればよいが、発光機能層１４上の電極層１６は、ＩＴＯ等の透明導電膜、又は格子構造等の開口率が高い金属電極とすれば、発光機能層１４で発生した光の取り出し効率を上げられる点で好ましい。

発光機能層１４が紫外光を放出可能なものである場合には、紫外光を可視光に変換するための蛍光体層を電極層の外側に設けてもよい。蛍光体層は紫外線を可視光に変換可能な公知の蛍光成分を含む層であればよく特に限定されない。例えば、紫外光により励起されて青色光を発光する蛍光成分と、紫外光により励起されて青〜緑色光を発光する蛍光成分と、紫外光により励起されて赤色光を発光する蛍光成分とを混在させて、混合色として白色光を得るような構成とするのが好ましい。そのような蛍光成分の好ましい組み合わせとしては、（Ｃａ，Ｓｒ）_５（ＰＯ_４）_３Ｃｌ：Ｅｕ、ＢａＭｇＡｌ_１０Ｏ_１７：Ｅｕ、及びＭｎ、Ｙ_２Ｏ_３Ｓ：Ｅｕが挙げられ、これらの成分をシリコーン樹脂等の樹脂中に分散させて蛍光体層を形成するのが好ましい。このような蛍光成分は上記例示物質に限定されるものではなく、他の紫外光励起蛍光体、例えばイットリウム・アルミニウム・ガーネット（ＹＡＧ）やシリケート系蛍光体、酸窒化物系蛍光体等の組み合わせでもよい。

一方、発光機能層１４が青色光を放出可能なものである場合には、青色光を黄色光に変換するための蛍光体層を電極層の外側に設けてもよい。蛍光体層は青色光を黄色光に変換可能な公知の蛍光成分を含む層であればよく特に限定されない。例えばＹＡＧ等の黄色発光する蛍光体との組み合わせたものとしてもよい。このようにすることで、蛍光体層を透過した青色発光と蛍光体からの黄色発光は補色関係にあるため、擬似的な白色光源とすることができる。なお、蛍光体層は、青色を黄色に変換する蛍光成分と、紫外光を可視光に変換するための蛍光成分との両方を備えることで、紫外光の可視光への変換と青色光の黄色光への変換との両方を行う構成としてもよい。

用途
本発明の多結晶窒化ガリウム自立基板は、上述した発光素子のみならず、各種電子デバイス、パワーデバイス、受光素子、太陽電池用ウェハー等の種々の用途に好ましく利用することができる。

本発明を以下の例によってさらに具体的に説明する。

例Ａ１：Ｇｅドープ多結晶窒化ガリウム自立基板
（１）ｃ面配向アルミナ焼結体の作製
原料として、板状アルミナ粉末（キンセイマテック株式会社製、グレード００６１０）を用意した。板状アルミナ粒子１００重量部に対し、バインダー（ポリビニルブチラール：品番ＢＭ−２、積水化学工業株式会社製）７重量部と、可塑剤（ＤＯＰ：ジ（２−エチルヘキシル）フタレート、黒金化成株式会社製）３．５重量部と、分散剤（レオドールＳＰ−Ｏ３０、花王株式会社製）２重量部と、分散媒（２−エチルヘキサノール）を混合した。分散媒の量は、スラリー粘度が２００００ｃＰとなるように調整した。上記のようにして調製されたスラリーを、ドクターブレード法によって、ＰＥＴフィルムの上に、乾燥後の厚さが２０μｍとなるように、シート状に成形した。得られたテープを口径５０．８ｍｍ（２インチ）の円形に切断した後１５０枚積層し、厚さ１０ｍｍのＡｌ板の上に載置した後、真空パックを行った。この真空パックを８５℃の温水中で、１００ｋｇｆ／ｃｍ^２の圧力にて静水圧プレスを行い、円盤状の成形体を得た。

得られた成形体を脱脂炉中に配置し、６００℃で１０時間の条件で脱脂を行った。得られた脱脂体を黒鉛製の型を用い、ホットプレスにて窒素中１６００℃で４時間、面圧２００ｋｇｆ／ｃｍ^２の条件で焼成した。得られた焼結体をグラファイト製セッター上に設置し、熱間等方圧加圧法（ＨＩＰ）にてアルゴン中１７００℃で２時間、ガス圧１５００ｋｇｆ／ｃｍ^２の条件で再度焼成した。

このようにして得た焼結体をセラミックスの定盤に固定し、砥石を用いて＃２０００まで研削して板面を平坦にした。次いで、ダイヤモンド砥粒を用いたラップ加工により、板面を平滑化し、口径５０．８ｍｍ（２インチ）、厚さ１ｍの配向アルミナ焼結体を配向アルミナ基板として得た。砥粒のサイズを３μｍから０．５μｍまで段階的に小さくしつつ、平坦性を高めた。加工後の平均粗さＲａは４ｎｍであった。

（２）Ｇｅドープ多結晶窒化ガリウム自立基板の作製
（２ａ）種結晶層の成膜
次に、加工した配向アルミナ基板の上に、ＭＯＣＶＤ法を用いて種結晶層を形成した。具体的には、５３０℃にて低温ＧａＮ層を４０ｎｍ堆積させた後に、１０５０℃にて厚さ３μｍのＧａＮ膜を積層させて種結晶基板を得た。

（２ｂ）Ｎａフラックス法によるＧｅドープＧａＮ層の成膜
上記工程で作製した種結晶基板を、内径８０ｍｍ、高さ４５ｍｍの円筒平底のアルミナ坩堝の底部分に設置し、次いで融液組成物をグローブボックス内で坩堝内に充填した。融液組成物の組成は以下のとおりである。
・金属Ｇａ：６０ｇ
・金属Ｎａ：６０ｇ
・四塩化ゲルマニウム：１．８５ｇ

このアルミナ坩堝を耐熱金属製の容器に入れて密閉した後、結晶育成炉の回転が可能な台上に設置した。窒素雰囲気中で８７０℃、４．０ＭＰａまで昇温加圧後、３０時間保持しつつ溶液を回転することで、撹拌しながら窒化ガリウム結晶を成長させた。結晶成長終了後、３時間かけて室温まで徐冷し、結晶育成炉から育成容器を取り出した。エタノールを用いて、坩堝内に残った融液組成物を除去し、窒化ガリウム結晶が成長した試料を回収した。得られた試料は、５０．８ｍｍ（２インチ）の種結晶基板の全面上にＧｅドープ窒化ガリウム結晶が成長しており、結晶の厚さは約０．３ｍｍであった。クラックは確認されなかった。

こうして得られた試料の配向アルミナ基板部を砥石による研削加工により除去して、Ｇｅドープ窒化ガリウムの単体を得た。このＧｅドープ窒化ガリウム結晶の板面を研磨して板面を平坦にした。更に、ラップ加工とＣＭＰを用いて板面を平滑化し、厚さ約１３０μｍのＧｅドープ多結晶窒化ガリウム自立基板を得た。多結晶窒化ガリウム自立基板表面の加工後の平均粗さＲａは０．２ｎｍであった。

なお、本例では、ゲルマニウムドーピングしてｎ型半導体としたものを作製したが、用途や構造によっては異なる元素をドーピングしてもよく、ノンドープとしてもよい。

（多結晶窒化ガリウム自立基板の断面平均径の評価）
多結晶窒化ガリウム自立基板の最表面におけるＧａＮ単結晶粒子の断面平均径を測定するため、自立基板の表面を走査電子顕微鏡にて画像を撮影した。視野範囲は、得られる画像の対角線に直線を引いた場合に、１０個から３０個の柱状組織と交わるような直線が引けるような視野範囲とした。得られた画像の対角線に２本の直線を任意に引き、直線が交わる全ての粒子に対し、個々の粒子の内側の線分の長さを平均したものに１．５を乗じた値を、多結晶窒化ガリウム自立基板の最表面におけるＧａＮ単結晶粒子の断面平均径とした。

上記のような方法を用いて多結晶窒化ガリウム自立基板の表面と裏面におけるＧａＮ単結晶粒子の断面平均径を測定した結果、表面の断面平均径は約７６μｍ、裏面の断面平均径は約５１μｍであった。このように断面平均径は表面の方が裏面よりも大きく、基板裏面の断面平均径Ｄ_Ｂに対する基板表面の断面平均径Ｄ_Ｔの比Ｄ_Ｔ／Ｄ_Ｂは約１．５となった。また、表面の断面平均径Ｄ_Ｔに対するＧａＮ結晶の厚みＴの比として算出されるＧａＮ単結晶粒子のアスペクト比Ｔ／Ｄ_Ｔは約１．７であった。なお、本例では表面の走査顕微鏡像で明瞭に界面を判別できたが、サーマルエッチングやケミカルエッチングによって界面を際立たせる処理を施した後に上記の評価を行ってもよい。また、後述するＥＢＳＤ測定の結晶粒マッピング像を用いて上記の評価を行ってもよい。

（窒化ガリウム結晶の断面ＥＢＳＤ測定）
電子線後方散乱回折装置（ＥＢＳＤ）（ＴＳＬソリューションズ製、ＯＩＭ）を取り付けたＳＥＭ（日本電子製、ＪＳＭ−７０００Ｆ）にて多結晶窒化ガリウム自立基板の板面の逆極点図方位マッピングを３００μｍ×３００μｍの視野で実施した。このＥＢＥＤ測定の諸条件は以下のとおりとした。
＜ＥＢＳＤ測定条件＞
・加速電圧： １５ｋＶ
・照射電流： ２×１０^−８Ａ
・ワークディスタンス： １５ｍｍ
・ステップ幅： ２μｍ
・測定プログラム： ＯＩＭ Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ

図２に得られた逆極点図方位マッピングを示す。また、逆極点図方位マッピングから算出した、最表面構成粒子のｃ軸方向からの傾斜角の頻度を図３に示す。なお、逆極点図方位マッピングは解析ソフトＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓを用いてＧｒａｉｎ Ｄｉｌａｔｉｏｎ法による像のクリーンアップを行ったものである。また、傾斜角の頻度はクリーンアップ後に算出した。クリーンアップの条件は下記のとおりである。
＜ＥＢＳＤ解析時のクリーンアップ条件＞
・Ｇｒａｉｎ ｔｏｌｅｒａｎｃｅ Ａｎｇｌｅ：５°
・Ｍｉｎｉｍｕｍ Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅ：２ピクセル

窒化ガリウム結晶を構成する各粒子は概ねｃ面が法線方向に配向していた。また、最表面を構成する粒子の平均傾斜角は５．０°でガウス分布に近似した分布状態であり、１〜１０°に傾斜した粒子の頻度は８５％であった。

（ＣＬ測定による欠陥密度評価）
多結晶窒化ガリウム自立基板の板面に対し、カソードルミネッセンス（ＣＬ）法にて発光が微弱のため周囲より暗く見える点（ダークスポット）を基板表面に現れた転位として計数することにより、多結晶窒化ガリウム自立基板の欠陥密度を算出した。なお、本発明では欠陥密度のＣＬ法による測定にはカソードルミネッセンス観察検出器（ガタン社製、ＭｉｎｉＣＬ）を取り付けたＳＥＭ（日立ハイテクノロジーズ製、Ｓ−３４００ＮＴｙｐｅＥ）を使用して、加速電圧１５ｋＶの条件で行った。

ＣＬ法により８０μｍ×１００μｍの範囲を２００視野観察したが、窒化ガリウム結晶中に明瞭なダークスポットは認められなかった。すなわち、欠陥密度は約０個／ｃｍ^２であった。

例Ａ２：Ｇｅドープ多結晶窒化ガリウム自立基板の作製
（１）ｃ面配向アルミナ焼結体の作製
原料として、板状アルミナ粉末（キンセイマテック株式会社製、グレード０２０２５）と微細アルミナ粉末（大明化学工業株式会社製、グレードＴＭ−ＤＡＲ）を用意し、板状アルミナ粉末５０重量部、微細アルミナ粉末５０重量部を混合してアルミナ原料を得た。次にアルミナ原料１００重量部に対し、バインダー（ポリビニルブチラール：品番ＢＭ−２、積水化学工業株式会社製）８重量部と、可塑剤（ＤＯＰ：ジ（２−エチルヘキシル）フタレート、黒金化成株式会社製）４重量部と、分散剤（レオドールＳＰ−Ｏ３０、花王株式会社製）２重量部と、分散媒（キシレンと１−ブタノールを重量比１：１で混合したもの）を混合した。分散媒の量は、スラリー粘度が２００００ｃＰとなるように調整した。上記のようにして調製されたスラリーを、ドクターブレード法によって、ＰＥＴフィルムの上に、乾燥後の厚さが１００μｍとなるように、シート状に成形した。得られたテープを口径５０．８ｍｍ（２インチ）の円形に切断した後３０枚積層し、厚さ１０ｍｍのＡｌ板の上に載置した後、真空パックを行った。この真空パックを８５℃の温水中で、１００ｋｇｆ／ｃｍ^２の圧力にて静水圧プレスを行い、円盤状の成形体を得た。得られた成形体を脱脂炉中に配置し、６００℃で１０時間の条件で脱脂を行った。得られた脱脂体を黒鉛製の型を用い、ホットプレスにて窒素中１７００℃で４時間、面圧２００ｋｇｆ／ｃｍ^２の条件で焼成した。

このようにして得た焼結体をセラミックスの定盤に固定し、砥石を用いて＃２０００まで研削して板面を平坦にした。次いで、ダイヤモンド砥粒を用いたラップ加工により、板面を平滑化し、口径５０．８ｍｍ（２インチ）、厚さ１ｍの配向アルミナ焼結体を配向アルミナ基板として得た。砥粒のサイズを３μｍから０．５μｍまで段階的に小さくしつつ、平坦性を高めた。加工後の平均粗さＲａは４ｎｍであった。

（２）Ｇｅドープ多結晶窒化ガリウム自立基板の作製
例Ａ１と同様の方法で配向アルミナ基板の上に厚さ約０．３ｍｍのＧｅドープＧａＮ膜を成膜した。得られた試料は、５０．８ｍｍ（２インチ）の種結晶基板の全面上にＧｅドープ窒化ガリウム結晶が成長しており、結晶の厚さは約０．３ｍｍであった。クラックは確認されなかった。

こうして得られた試料の配向アルミナ基板部を砥石による研削加工により除去して、Ｇｅドープ窒化ガリウムの単体を得た。このＧｅドープ窒化ガリウム結晶の板面を研磨して板面を平坦にした。更に、ラップ加工とＣＭＰを用いて板面を平滑化し、厚さ約６０μｍのＧｅドープ多結晶窒化ガリウム自立基板を得た。多結晶窒化ガリウム自立基板表面の加工後の平均粗さＲａは０．５ｎｍであった。

例Ａ１と同じ方法を用いて多結晶窒化ガリウム自立基板の表面と裏面におけるＧａＮ単結晶粒子の断面平均径を測定した結果、表面の断面平均径は約２０μｍ、裏面の断面平均径は約９μｍであった。このように断面平均径は表面の方が裏面よりも大きく、基板裏面の断面平均径Ｄ_Ｂに対する基板表面の断面平均径Ｄ_Ｔの比Ｄ_Ｔ／Ｄ_Ｂは約２．２となった。また、表面の断面平均径Ｄ_Ｔに対するＧａＮ結晶の厚みＴの比として算出されるＧａＮ単結晶粒子のアスペクト比Ｔ／Ｄ_Ｔは約３であった。

例Ａ１と同じ方法を用いて板面のＥＢＳＤ測定を実施した結果、窒化ガリウム結晶を構成する各粒子は概ねｃ面が法線方向に配向していたが、最表面を構成する粒子の平均傾斜角は８．４°であり、１〜１０°に傾斜した粒子の頻度は８０％であった。また、例Ａ１と同じ方法で欠陥密度を評価したところ、欠陥密度は６×１０^１個／ｃｍ^２であった。

例Ａ３（比較）：Ｇｅドープ多結晶窒化ガリウム自立基板の作製
（１）ｃ面配向アルミナ焼結体の作製
微細アルミナ粉末（大明化学工業株式会社製、グレードＴＭ−ＤＡＲ）９９．８重量部、イットリア粉末（信越化学工業株式会社製、グレードＵＵ）０．２重量部を混合し、混合粉末１００ｇに対して溶媒として水５０ｃｃの割合で添加し、ボールミルにて４０時間混合粉砕し、スラリー化した。得られたスラリーを内径５０ｍｍの石膏型に注ぎ、１２Ｔの磁場中で３時間戴置し、鋳込み成形を行った。成形体は石膏から脱型し、室温での乾燥後、黒鉛製の型を用い、ホットプレスにて窒素中１４００℃で４時間、面圧２００ｋｇｆ／ｃｍ^２の条件で焼成した。

このようにして得た焼結体をセラミックスの定盤に固定し、砥石を用いて＃２０００まで研削して板面を平坦にした。次いで、ダイヤモンド砥粒を用いたラップ加工により、板面を平滑化し、口径５０．８ｍｍ（２インチ）、厚さ１ｍの配向アルミナ焼結体を配向アルミナ基板として得た。砥粒のサイズを３μｍから０．５μｍまで段階的に小さくしつつ、平坦性を高めた。加工後の平均粗さＲａは４ｎｍであった。

（２）Ｇｅドープ多結晶窒化ガリウム自立基板の作製
例Ａ１と同様の方法で配向アルミナ基板の上に厚さ約０．３ｍｍのＧｅドープＧａＮ膜を成膜した。得られた試料は、５０．８ｍｍ（２インチ）の種結晶基板の全面上にＧｅドープ窒化ガリウム結晶が成長しており、結晶の厚さは約０．３ｍｍであった。クラックは確認されなかった。

こうして得られた試料の配向アルミナ基板部を砥石による研削加工により除去して、Ｇｅドープ窒化ガリウムの単体を得た。このＧｅドープ窒化ガリウム結晶の板面を研磨して板面を平坦にした。更に、ラップ加工とＣＭＰを用いて板面を平滑化し、厚さ約７０μｍのＧｅドープ多結晶窒化ガリウム自立基板を得た。多結晶窒化ガリウム自立基板表面の加工後の平均粗さＲａは０．５ｎｍであった。

例Ａ１と同じ方法を用いて多結晶窒化ガリウム自立基板の表面と裏面におけるＧａＮ単結晶粒子の断面平均径を測定した結果、表面の断面平均径は約９μｍ、裏面の断面平均径は約８μｍであった。基板裏面の断面平均径Ｄ_Ｂに対する基板表面の断面平均径Ｄ_Ｔの比Ｄ_Ｔ／Ｄ_Ｂは約１．１となった。また、表面の断面平均径Ｄ_Ｔに対するＧａＮ結晶の厚みＴの比として算出されるＧａＮ単結晶粒子のアスペクト比Ｔ／Ｄ_Ｔは約７．８であった。

例Ａ１と同じ方法を用いて板面のＥＢＳＤ測定を実施した結果、窒化ガリウム結晶を構成する各粒子は概ねｃ面が法線方向に配向しており、最表面を構成する粒子の平均傾斜角は０．８°であり、１〜１０°に傾斜した粒子の頻度は７４％であった。また、例Ａ１と同じ方法で欠陥密度を評価したところ、欠陥密度は２×１０^６個／ｃｍ^２であった。

例Ｂ１：Ｇｅドープ多結晶窒化ガリウム自立基板を用いた発光素子
（１）発光素子の作製
ＭＯＣＶＤ法を用いて、例Ａ１〜Ａ３で作製した各Ｇｅドープ多結晶窒化ガリウム自立基板上にｎ型層として１０５０℃でＳｉ原子濃度が５×１０^１８／ｃｍ^３になるようにドーピングしたｎ−ＧａＮ層を１μｍ堆積した。次に発光層として７５０℃で多重量子井戸層を堆積した。具体的にはＩｎＧａＮによる２．５ｎｍの井戸層を５層、ＧａＮによる１０ｎｍの障壁層を６層にて交互に積層した。次にｐ型層として９５０℃でＭｇ原子濃度が１×１０^１９／ｃｍ^３になるようにドーピングしたｐ−ＧａＮを２００ｎｍ堆積した。その後、ＭＯＣＶＤ装置から取り出し、ｐ型層のＭｇイオンの活性化処理として、窒素雰囲気中で８００℃の熱処理を１０分間行った。

次にフォトリソグラフィープロセスと真空蒸着法とを用いて、多結晶窒化ガリウム自立基板のｎ−ＧａＮ層及びｐ−ＧａＮ層とは反対側の面にカソード電極としてのＴｉ／Ａｌ／Ｎｉ／Ａｕ膜をそれぞれ１５ｎｍ、７０ｎｍ、１２ｎｍ、６０ｎｍの厚みでパターニングした。その後、オーム性接触特性を良好なものとするために、窒素雰囲気中での７００℃の熱処理を３０秒間行った。さらに、フォトリソグラフィープロセスと真空蒸着法とを用いて、ｐ型層に透光性アノード電極としてＮｉ／Ａｕ膜をそれぞれ６ｎｍ、１２ｎｍの厚みにパターニングした。その後、オーム性接触特性を良好なものとするために窒素雰囲気中で５００℃の熱処理を３０秒間行った。さらに、フォトリソグラフィープロセスと真空蒸着法とを用いて、透光性アノード電極としてのＮｉ／Ａｕ膜の上面の一部領域に、アノード電極パッドとなるＮｉ／Ａｕ膜をそれぞれ５ｎｍ、６０ｎｍの厚みにパターニングした。こうして得られたウェハーを切断してチップ化し、さらにリードフレームに実装して、縦型構造の発光素子を得た。

（２）発光素子の評価
カソード電極とアノード電極間に通電し、Ｉ−Ｖ測定を行ったところ、例Ａ１〜Ａ３のいずれの基板を用いた素子でも整流性が確認された。また、順方向の電流を流したところ、波長４５０ｎｍの発光が確認された。発光輝度は例Ａ１の基板を用いた素子が最も高輝度であり、例Ａ２の基板を用いた素子は例Ａ１より輝度が下がるが、なお許容可能な輝度であり、例Ａ３の基板を用いた素子は例Ａ２によりも著しく輝度が低下した。

Claims (17)

1. 略法線方向で特定結晶方位に配向した複数の窒化ガリウム系単結晶粒子で構成される多結晶窒化ガリウム自立基板であって、基板表面の電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）の逆極点図マッピングによって測定した各窒化ガリウム系単結晶粒子の結晶方位が特定結晶方位から様々な角度で傾斜して分布し、その平均傾斜角が５．０〜１０°である、多結晶窒化ガリウム自立基板。
2. 前記電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）の逆極点図マッピングによって測定される窒化ガリウム系単結晶粒子の８０％以上が、１〜１０°の範囲内の傾斜角を有する、請求項１に記載の多結晶窒化ガリウム自立基板。
3. 前記窒化ガリウム系単結晶粒子の傾斜角がガウス分布に従って分布してなる、請求項１又は２に記載の多結晶窒化ガリウム自立基板。
4. １×１０^４個／ｃｍ^２以下の欠陥密度を有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載の多結晶窒化ガリウム自立基板。
5. １×１０^２個／ｃｍ^２以下の欠陥密度を有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載の多結晶窒化ガリウム自立基板。
6. 前記多結晶窒化ガリウム自立基板が、略法線方向に単結晶構造を有する、請求項１〜５のいずれか一項に記載の多結晶窒化ガリウム自立基板。
7. 前記多結晶窒化ガリウム自立基板の表面に露出している前記窒化ガリウム系単結晶粒子が、該多結晶窒化ガリウム自立基板の裏面に粒界を介さずに連通してなる、請求項１〜６のいずれか一項に記載の多結晶窒化ガリウム自立基板。
8. 前記多結晶窒化ガリウム自立基板の表面に露出している窒化ガリウム系単結晶粒子の最表面における断面平均径Ｄ_Ｔが、多結晶窒化ガリウム自立基板の裏面に露出している窒化ガリウム系単結晶粒子の最表面における断面平均径Ｄ_Ｂと異なる、請求項１〜７のいずれか一項に記載の多結晶窒化ガリウム自立基板。
9. 前記多結晶窒化ガリウム自立基板の裏面に露出している窒化ガリウム系単結晶粒子の最表面における断面平均径Ｄ_Ｂに対する、多結晶窒化ガリウム自立基板の表面に露出している窒化ガリウム系単結晶粒子の最表面における断面平均径Ｄ_Ｔの比Ｄ_Ｔ／Ｄ_Ｂが１．０よりも大きい、請求項１〜８のいずれか一項に記載の多結晶窒化ガリウム自立基板。
10. 前記基板の最表面における前記窒化ガリウム系単結晶粒子の断面平均径が１０μｍ以上である、請求項１〜９のいずれか一項に記載の多結晶窒化ガリウム自立基板。
11. ２０μｍ以上の厚さを有する、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の多結晶窒化ガリウム自立基板。
12. 直径５０．８ｍｍ以上の大きさを有する、請求項１〜１１のいずれか一項に記載の多結晶窒化ガリウム自立基板。
13. 前記窒化ガリウム系単結晶粒子がｎ型ドーパント又はｐ型ドーパントでドープされている、請求項１〜１２のいずれか一項に記載の多結晶窒化ガリウム自立基板。
14. 前記窒化ガリウム系単結晶粒子がドーパントを含まない、請求項１〜１２のいずれか一項に記載の多結晶窒化ガリウム自立基板。
15. 前記窒化ガリウム系単結晶粒子が混晶化されている、請求項１〜１４のいずれか一項に記載の多結晶窒化ガリウム自立基板。
16. 前記多結晶窒化ガリウム自立基板を構成する前記窒化ガリウム系単結晶粒子の結晶方位が、基板法線方向と直交する板面方向では無配向である、請求項１〜１５のいずれか一項に記載の多結晶窒化ガリウム自立基板。
17. 請求項１〜１６のいずれか一項に記載の多結晶窒化ガリウム自立基板と、
    該基板上に形成され、略法線方向に単結晶構造を有する複数の半導体単結晶粒子で構成される層を一以上有する発光機能層と、
    を備えた、発光素子。