氮化镓基板以及功能元件的制作方法

本发明涉及一种氮化镓基板以及功能元件。

背景技术：

近年来，使用氮化镓等13族元素氮化物，制作蓝色LED、白色LED、蓝紫色半导体激光器等半导体器件，并积极研究将该半导体器件应用于各种电子设备。

助熔剂法是液相法中的一种，在氮化镓的情况下，通过使用金属钠作为助熔剂，能够将氮化镓的结晶生长所需的温度缓和到800℃左右，将压力缓和到几MPa。具体而言，氮气溶解到金属钠和金属镓的混合熔液中，氮化镓达到过饱和状态而作为结晶进行生长。这样的液相法因为与气相法相比不容易发生位错，所以能够获得位错密度低的高品质氮化镓。

作为利用了Na助熔剂法的GaN模板的制法，本申请人提交了专利文献1。

另外，在专利文献2中，提出了如下方案：对在氮化镓基板表面的光致发光峰强度的差异进行测定，通过使用差异小的氮化镓基板，能够抑制氮化镓基板表面的加工损伤所导致的外延膜的异常生长。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：WO 2013/022122

专利文献2：日本特开2013-010681

技术实现要素：

本发明人以专利文献2的记载为参考，研究尽可能抑制在氮化镓基板表面的光致发光峰强度的差异。但是，试制这样的氮化镓基板，在其上尝试形成发光元件结构时，实际上得到的发光强度是有限度的。对发光强度降低的发光元件进行确认时，观测到漏电流。即，明确了即使抑制在氮化镓基板表面的光致发光峰强度的差异，也并不一定就会提高发光元件等功能元件的功能，而是存在极限的。

本发明的课题在于抑制在氮化镓基板表面的性状分布、并且抑制局部的缺陷集中、改善设置在氮化镓基板上的功能元件结构的功能。

本发明所涉及的氮化镓基板，特征在于，在氮化镓基板的表面对与氮化镓的带隙相对应的波长的阴极发光峰强度进行测定时，0.1mm×0.1mm的测定视野中的阴极发光峰强度的最大值为阴极发光峰强度的平均值的140％以上。

另外，本发明涉及一种功能元件，其特征在于，包括：上述氮化镓基板以及形成在氮化镓基板的表面上的包含13族元素氮化物的功能层。

本发明人通过抑制在氮化镓基板表面的光致发光峰强度的差异，得到均匀的氮化镓基板，在其上形成发光元件结构时，对发光强度下降的情况进行研究。即，通过阴极发光对这样的氮化镓基板的表面的微结构进行观测时，发现阴极发光峰强度的差异小，微结构方面均匀性也高。

本发明人为了抑制这样的氮化镓基板中的局部的缺陷集中而进一步研究，结果发现：使氮化镓基板表面的阴极发光峰强度具有差异反而是有效的。

即，本发明人发现在抑制光致发光峰强度的差异的前提下，例如图9的照片所示那样阴极发光的峰强度的差异小的情况下，反而容易发生局部的缺陷集中所导致的功能降低。与此相对，例如图5的照片所示那样使阴极发光的峰强度具有差异时，不会出现局部的缺陷集中所导致的功能降低，功能提高，完成了本发明。

应予说明，本发明的构思与专利文献2所述使氮化镓基板表面的性状均匀化的构思背道而驰。

即，在氮化镓基板的表面的测定范围内，按照每个1mm×1mm的测定区域对与上述氮化镓基板的带隙相对应的波长的光致发光峰强度进行测定，结果发现：全部测定区域中的光致发光峰强度的最小值为平均值的60％以下，另外最大值为平均值的120％以上。即，例如实施例所示，阴极发光(以0.1mm见方进行测定)时的最大值为平均值的190％、160％、140％，而光致发光(以1mm见方进行测定)时最大值低，为平均值的140％、140％、120％，光致发光峰强度分布也比CL像的强度分布更均匀。

附图说明

图1中，(a)是示出形成在晶种1上的氮化镓层2的示意图，(b)是示出氮化镓基板4的示意图，(c)是示出在氮化镓基板4上形成功能元件结构5而得到的功能元件15的示意图。

图2中，(a)是示出在晶种1上产生的核6的示意图，(b)是表示自核6开始的生长方向的示意图。

图3中，(a)示意地示出研磨前的阴极发光峰强度的分布，(b)示意地示出研磨后的阴极发光峰强度的分布。另外，(c)示意地示出研磨后的大致平行四边形形状的岛状区域。

图4是示出实施例1中的研磨后的氮化镓基板表面的阴极发光像的照片。

图5是示出实施例2中的研磨前的氮化镓基板表面的荧光显微镜像的照片。

图6是示出实施例2中的研磨后的氮化镓基板表面的阴极发光像的照片。

图7是示出实施例3中的研磨后的氮化镓基板表面的阴极发光像的照片。

图8是示出比较例中的氮化镓基板表面的荧光显微镜像的照片。

图9是示出比较例中的氮化镓基板表面的阴极发光像的照片。

具体实施方式

(用途)本发明能够用在要求高品质的技术领域、例如被称为后荧光灯的高彩色再现性的蓝色LED、高速高密度光存储器用蓝紫色激光器、混合动力车用的逆变器中使用的大功率器件等之中。

(阴极发光峰强度)阴极发光用于对氮化镓基板表面的微观差异进行评价。本发明中，在氮化镓基板的表面对与氮化镓的带隙相对应的波长的阴极发光峰强度进行测定。具体而言，首先，如下所述地获得荧光显微镜像。装置：奥林巴斯制BX61等测定条件：激发过滤器BP340-390nm吸收过滤器BA420IF分色镜DM410观察视野：物镜5倍以及20倍软件：市售的图像提取软件(Adobe Photoshop、ImageJ等)

通过图像解析，由该荧光显微镜像获得峰强度分布。即，首先以无压缩形式(TIFF形式)将荧光显微镜像提取到电脑中。另外，以1M像素以上的高像素数提取图像。为了去除测定噪声，使用平滑功能，进行1次平滑处理。平滑处理是指将各像素(pixel)用其周围的3列×3行的像素的平均值进行置换的处理。接下来，将该图像变成8bit灰度色阶。即，图像的各像素被分类为0～255个色阶。利用美国Media Cybernetics公司的Image pro plus软件的强度分布功能(选择“显示范围”)，读取峰强度的色阶。然后，求出平均色阶(Xave)和峰色阶(Xpeak)之比。平均色阶(Xave)是阴极发光峰强度的平均值，峰色阶(Xpeak)是阴极发光峰强度的最大值。测定阴极发光峰强度的最大值和平均值时的测定视野为纵0.1mm×横0.1mm的正方形。

本发明中，通过缺陷降低机制有效呈现而增大的阴极发光峰强度的最大值(0.1mm×0.1mm的测定视野中)必须为阴极发光峰强度的平均值(上述测定视野中)的140％以上，优选为150％以上，更优选为170％以上，进一步优选为190％以上。另外，从抑制宏观缺陷的发生的观点考虑，优选使阴极发光峰强度的最大值为阴极发光峰强度的平均值的350％以下，更优选为300％以下。

在优选的实施方式中，阴极发光峰强度的最大值为阴极发光峰强度的平均值的140％以上的区域是分布在氮化镓基板的表面的岛状区域。这样的岛状区域优选分别被峰强度更低的连续相(基质)包围，并分散在连续相中。

这样的岛状区域的形态优选为例如六边形、四边形等多边形，特别优选为大致六边形、大致平行四边形。

另外，优选在岛状区域的外侧轮廓内包含阴极发光峰强度的最大值低于阴极发光峰强度的平均值的140％的区域。认为这样的相对暗的区域反映出了在其下方形成的核。该区域的阴极发光峰强度的最大值更优选为平均值的100％以下。

在优选的实施方式中，在氮化镓基板的表面的测定范围内，按照每个1mm×1mm的正方形测定区域，对与氮化镓基板的带隙相对应的波长的光致发光峰强度进行测定时，测定区域中的光致发光峰强度的最大值为平均值的120％以上，测定区域在上述测定范围内无间隙地连续。这表示氮化镓基板的表面宏观上具有比较均匀的性状。

在氮化镓基板的表面的测定范围内1mm×1mm的正方形测定区域中的光致发光峰强度的最大值更优选为平均值的140％以上。另外，在氮化镓基板的表面的测定范围内1mm×1mm的正方形测定区域中的光致发光峰强度的最大值更优选为平均值的200％以下。

另外，从抑制氮化镓基板的性状的宏观差异的观点考虑，在氮化镓基板的表面的测定范围内1mm×1mm的正方形测定区域中的光致发光峰强度的最小值优选为平均值的60％以下，更优选为45％以下。在氮化镓基板的表面的测定范围内1mm×1mm的正方形测定区域中的光致发光峰强度的最小值优选为平均值的20％以上。

另外，光致发光峰强度的测定范围优选为从氮化镓基板的外周除去1mm的区域而剩余的区域。这是因为在外周部分容易出现差异，并且多数情况下不进行使用。

在优选的实施方式中，如图1(a)所示，在包含氮化镓的晶种1的表面1a形成氮化镓层2。接下来，优选通过对氮化镓层2的表面2a进行研磨加工，如图1(b)所示减薄氮化镓层3，得到本发明的氮化镓基板4。3a为研磨后的表面。

在这样得到的氮化镓基板4的表面3a，通过气相法形成功能层5，得到功能元件15(图1(c))。其中，5a、5b、5c、5d、5e为对应于在表面3a上生长的用途而设计的外延层。

(晶种)本发明中，晶种包含氮化镓结晶。晶种可以形成自立基板(支撑基板)，或者也可以是形成在其他支撑基板上的晶种膜。该晶种膜可以为一层，或者也可以在支撑基板侧包含缓冲层。

晶种膜的形成方法优选气相生长法，可以举出有机金属化学气相生长(MOCVD：Metal Organic Chemical Vapor Deposition)法、氢化物气相生长(HVPE)法、脉冲激发堆积(PXD)法、MBE法、升华法。特别优选有机金属化学气相生长法。另外，生长温度优选为950～1200℃。

在支撑基板上形成晶种膜的情况下，对构成支撑基板的单晶的材质没有限定，可以举出蓝宝石、AlN模板、GaN模板、GaN自立基板、硅单晶、SiC单晶、MgO单晶、尖晶石(MgAl2O4)、LiAlO2、LiGaO2、LaAlO3，LaGaO3，NdGaO3等钙钛矿型复合氧化物、SCAM(ScAlMgO4)。另外，也可以使用组成式〔A1－y(Sr1－xBax)y〕〔(Al1－zGaz)1－u·Du〕O3(A为稀土元素；D为选自铌以及钽中的一种以上元素；y＝0.3～0.98；x＝0～1；z＝0～1；u＝0.15～0.49；x+z＝0.1～2)的立方晶系的钙钛矿结构复合氧化物。

氮化镓结晶层的培养方向可以是纤锌矿结构的c面的法线方向，另外也可以是a面、m面各自的法线方向。

从降低设置在晶种上的氮化镓层的位错密度的观点考虑，希望在晶种表面的位错密度低。从该观点来看，晶种层的位错密度优选为7×10⁸cm^－2以下，更优选为5×10⁸cm^－2以下。另外，从品质方面考虑，晶种的位错密度越低越良好，所以，对下限没有特别限定，一般多为5×10⁷cm^－2以上。

(氮化镓结晶层)氮化镓结晶层的制法没有特别限定，可以举出有机金属化学气相生长(MOCVD：Metal Organic Chemical Vapor Deposition)法、氢化物气相生长(HVPE)法、脉冲激发堆积(PXD)法、MBE法、升华法等气相法、助熔剂法等液相法。

在优选的实施方式中，通过助熔剂法培养氮化镓结晶层。此时，助熔剂的种类只要能够生成氮化镓结晶即可，没有特别限定。优选实施方式中，使用包含碱金属和碱土类金属中的至少一方的助熔剂，特别优选包含钠金属的助熔剂。

在助熔剂中混合镓原料物质，进行使用。作为镓原料物质，可使用镓单体金属、镓合金、镓化合物，从操作方面考虑，优选镓单体金属。

助熔剂法中的氮化镓结晶的培养温度、培养时的保持时间没有特别限定，根据助熔剂的组成适当变更。在一个例子中，使用含有钠或锂的助熔剂培养氮化镓结晶的情况下，优选使培养温度为800～950℃，更优选为800～900℃。

助熔剂法中，在包含含有氮原子的气体的气氛下对单晶进行培养。该气体优选为氮气，也可以为氨气。气氛的总压力没有特别限定，从防止助熔剂蒸发的观点考虑，优选为3MPa以上，更优选为4MPa以上。但是，因为压力高时装置规模变大，所以气氛的总压力优选为7MPa以下，更优选为5MPa以下。气氛中的含有氮原子的气体以外的气体没有限定，优选为惰性气体，特别优选为氩气、氦气、氖气。

(阴极发光的峰强度的控制例)此处，对在氮化镓基板表面的阴极发光的控制进行说明。例如图2(a)所示，使熔液接触氮化镓基板1的表面1a时，在表面1a上产生以6表示的核。接下来，如图2(b)所示，以核6为起点进行结晶生长。此时，例如箭头A所示，向水平方向生长，如箭头C所示，向与晶种表面垂直的方向生长，另外，如箭头B所示，向倾斜方向生长。

此处，在晶核形成时，优选核6分散地分布在晶种1的表面1a。另外，优选核6的密度稀疏，可以在相邻的核6间设置规定的间隔。此时如果核6彼此过于接近，则在随后的结晶生长阶段，从相邻的核生长出的结晶7彼此间相互干扰，有可能妨碍后述的阴极发光分布的生成。

从该观点考虑，优选提高利用助熔剂法时生长初期的培养温度，及/或，降低气氛压力，由此缓和在培养初期的晶核形成，减少核6的个数。特别优选的实施方式中，在培养初期的生长温度优选为890～870℃。另外，培养初期的气氛压力优选为3.5～4.0Pa。

另外，在培养初期阶段，优选在上述的高温及/或低压条件下保持1小时以上，更优选为保持2小时以上。由此能够使氮充分溶入熔液内。

接下来，使培养温度降低，及/或，增大气氛压力，由此促进结晶生长。在该结晶生长阶段的培养温度优选比在初期的培养温度低10℃以上，更优选低20℃以上。另外，如果培养温度过低，则培养速度反而下降，所以优选为850℃以上，更优选为860℃以上。另外，在该结晶生长阶段的气氛压力优选为比在初期的气氛压力高0.2MPa以上，更优选高0.5MPa以上。

在初期阶段，如上所述地采用高温及/或低压条件，由此熔液的饱和度变小，所以几乎不生长，结晶核稀疏，数量少。在后续的培养阶段，以该核为基点，因过饱和度高，特别是图2(b)中箭头A所示的横向的生长速度变快，位错横向弯曲。同时，在核6的上部，缺陷密度变小，并且虽然原因尚未阐明，但杂质的带入量增大，荧光显微镜下的杂质带发光增大，CL下的发光强度提高。可知在箭头B所示的倾斜生长部分是显著的。

进而，为了控制氮化镓结晶中的载流子浓度(导电性)，优选添加掺杂物。作为掺杂物元素，可以举出锗、氧。

此处，在培养的氮化镓层中，培养厚度特别是超过100μm的情况下，如图3(a)所示，在氮化镓层2的表面2a，连续相(基质)12内，阴极发光强度比连续相12低(看起来暗)的区域16容易以分散的状态生成。这是例如图4所示的状态。认为这样的与周围的连续相相比阴极发光强度较低的区域16可能是形成在图2所示的核6的正上方的区域。这样的状态下，阴极发光强度的最大值不会大幅超过平均值。

接下来，如果对这样的氮化镓层的表面2a进行研磨加工，则如图3(b)所示，在研磨后的氮化镓层3的表面3a生成阴极发光的峰强度比周围的连续相12高的区域9。认为是向图2(b)中图示的箭头B的倾斜方向生长的结晶因为研磨而在表面露出。在这样的阴极发光的峰强度高的区域9的中央附近，通常多存在峰强度较低(看起来暗)的区域8，认为这是在核的正上方生长的结晶。各种元素被引入这样的倾斜生长的结晶的区域9中，产生杂质发光，由此提高了阴极发光的峰强度。这样的形态例如示于图5、图7。

这样的阴极发光的峰强度高的区域从结晶生长的方向性考虑通常为大致六边形。但是，根据不同情况，有时如图3(c)所示，大致六边形的区域变形而成为大致平行四边形的区域10。另外，大致六边形的区域的间隔比较近的情况下，两个以上的区域相连，结果形成大致平行四边形的区域11。

在培养中使培养容器旋转时，可以使培养容器反转，也可以使其单向旋转。在使容器单向旋转的情况下，将旋转速度设定为例如10～30rpm。另外，使容器反转的情况下，将旋转速度设定为例如10～30rpm。

另外，优选使培养容器的旋转停止。这种情况下，旋转停止时间优选为100秒～6000秒，更优选为600秒～3600秒。另外，旋转停止时间前后的旋转时间优选为10秒～600秒，旋转速度优选为10～30rpm。

进而，从本发明的观点考虑，优选熔液中的13族元素氮化物/助熔剂(例如钠)的比率(mol比率)高，优选为18mol％以上，更优选为25mol％以上。但是，如果该比例变得过大，则结晶品质有下降的倾向，所以，优选为40mol％以下。

(氮化镓基板的加工以及形态)在优选的实施方式中，氮化镓基板为圆形板状，也可以为方板等其他形态。另外，在优选的实施方式中，氮化镓基板的尺寸为直径φ25mm以上。由此，能够提供适合功能元件的量产、操作容易的氮化镓基板。

就对氮化镓基板的表面进行磨削、研磨加工的情况进行说明。磨削(grinding)是指一边使将研磨粒子用粘合剂固定而得到的固定研磨粒子高速旋转，一边使其接触对象物，对对象物的表面进行磨削。通过这样的磨削，形成粗糙面。在对氮化镓基板的底面进行磨削的情况下，优选使用包含由硬度高的SiC、Al2O3、金刚石以及CBN(立方氮化硼、下同)等形成的、粒径为10μm～100μm程度的研磨粒子的固定研磨粒子。

另外，研磨(lapping)是指使平台和对象物间隔着游离研磨粒子(没有被固定的研磨粒子、下同)彼此边旋转边接触，或使固定研磨粒子和对象物彼此边旋转边接触，对对象物的表面进行研磨。通过这样的研磨，能够形成面粗糙度比磨削时小且比微研磨(polishing)时粗糙的面。优选使用由硬度高的SiC、Al2O3、金刚石以及CBN等形成的、粒径为0.5μm～15μm程度的研磨粒子。

微研磨(polishing)是指使研磨垫和对象物间隔着游离研磨粒子彼此边旋转边接触，或使固定研磨粒子和对象物彼此边旋转边接触，对对象物的表面进行微细研磨而平滑化。通过这样的微研磨，能够形成面粗糙度比研磨时小的结晶生长面。

(功能层以及功能元件)前述的功能层可以为单层，也可以为多层。另外，作为功能，可用于高亮度·高彩色再现性的白色LED、高速高密度光存储器用蓝紫色激光光盘、混合动力汽车用逆变器中使用的大功率器件等。

在氮化镓基板上，通过气相法、优选有机金属气相生长(MOCVD)法制作半导体发光二极管(LED)时，LED内部的位错密度与氮化镓基板是等同的。

从成膜速度的观点考虑，功能层的成膜温度优选为950℃以上，更优选为1000℃以上。另外，从抑制缺陷的观点考虑，功能层的成膜温度优选为1200℃以下，更优选为1150℃以下。

功能层的材质优选为13族元素氮化物。13族元素是指IUPAC制定的元素周期表中的第13族元素。13族元素具体为镓、铝、铟、铊等。另外，作为添加剂，可以举出碳、低熔点金属(锡、铋、银、金)、高熔点金属(铁、锰、钛、铬等过渡金属)。低熔点金属有时是为了防止钠氧化而添加的，高熔点金属有时是从放入坩埚的容器、生长炉的加热器等混入的。

发光元件结构例如具备n型半导体层、设置在该n型半导体层上的发光区域以及设置在该发光区域上的p型半导体层。图1(c)的发光元件15中，在氮化镓基板4上形成n型接触层5a、n型包层5b、活性层5c、p型包层5d、p型接触层5e，构成发光元件结构5。

另外，在上述发光结构中，可以进一步设置没有图示的n型半导体层用的电极、p型半导体层用的电极、导电性接合层、缓冲层、导电性支撑体等。

本发光结构中，如果通过从半导体层注入的空穴和电子的再结合而在发光区域发光，则从p型半导体层上的透光性电极或13族元素氮化物单晶膜侧引出光。应予说明，透光性电极是指形成在p型半导体层的几乎整面的由金属薄膜或透明导电膜形成的光透过性的电极。

构成n型半导体层、p型半导体层的半导体的材质包括III－V族系化合物半导体，可以列举如下材料。AlyInxGa1-x-yN(0≤x≤1、0≤y≤1)作为用于赋予n型导电性的掺杂材料，可以举出硅、锗、氧。另外，作为用于赋予p型导电性的掺杂材料，可以举出镁、锌。

构成发光结构的各半导体层的生长方法可以举出各种气相生长方法。例如可以采用有机金属化合物气相生长法(MOCVD(MOVPE)法)、分子束外延法(MBE法)、氢化物气相生长法(HVPE法)等。其中，利用MOCVD法时，能够得到各半导体层的结晶性、平坦度良好的产品。MOCVD法中，作为Ga源，多使用TMG(三甲基镓)、TEG(三乙基镓)等烷基金属化合物，作为氮源，使用氨、肼等气体。

发光区域包含量子阱活性层。量子阱活性层的材料设计成带隙比n型半导体层以及p型半导体层的材料小。量子阱活性层可以为单一量子阱(SQW)结构，也可以为多量子阱(MQW)结构。量子阱活性层的材质可以列举如下。

作为量子阱活性层的优选例，可以举出将作为AlxGa1-xN/AlyGa1-yN系量子阱活性层(x＝0.15、y＝0.20)的、膜厚分别为3nm/8nm的量子阱活性层以3～10个周期形成而得到的MQW结构。

实施例

(实施例1)按以下的顺序，制造氮化镓复合基板。具体而言，准备下述的自立型晶种基板1，所述自立型的晶种基板1包含氮化镓晶种，通过CL(阴极发光)而得到的位错密度的面内分布除去外周1cm，平均为2×10⁸/cm²。使用晶种基板1，通过助熔剂法，形成氮化镓层2。具体而言，将Na、Ga放入坩埚中，在870℃、4.0MPa(氮气氛)下保持5小时。该温度压力条件下，可知过饱和度低，生长速度为0.5μm/hr，非常慢。保持5小时后，生长大约2.5μm，如上所述核稀疏，确认部分存在几乎没有生长的区域。接下来，用10分钟下降至850℃。接下来，在4.0MPa保持20小时，培养氮化镓层2。使用氧化铝坩埚，起始原料为Na：Ga＝40g：30g。作为掺杂物，添加1.85g四氯化锗。(Ge相对于Ga的浓度为2.0摩尔％。)为了搅拌溶液，使旋转方向每600秒向顺时针方向、逆时针方向反转。转数为30RPM。

反应后，冷却至室温，用乙醇通过化学反应除去助熔剂，得到生长厚度为250μm的无色透明的氮化镓层2。平均生长速度约为12.5μm/hr。在生长初期的大约20μm的区域中，观察到含夹杂物的层。另一方面，在生长结晶表面未见夹杂物。由此推测刚刚将温度降低之后，生长速度急速加快。由预实验的结果可知，该生长初期的生长速度为20μm/hr。

接下来，对氮化镓层2的表面2a实施CMP研磨直至厚度为50μm，然后，通过CL对位错密度的面内分布进行测定，结果为3～4×10⁶/cm²。CL像的例子示于图4。在观察视野内，观察到多个明亮发光的区域。该区域的外侧轮廓大致为六边形。另外，在该区域内存在较暗的区域。将CL像以8bit(256色阶)进行图像解析，求出平均色阶(Xave)和峰色阶(Xpeak)之比，结果Xpeak/Xave为1.9。即，阴极发光峰强度的最大值为平均值的190％。

接下来，在上述氮化镓基板的表面的测定范围内，按照每个1mm×1mm的测定区域测定与氮化镓基板的带隙相对应的波长的光致发光峰强度。全部测定区域中的光致发光峰强度的最小值为平均值的45％，最大值为平均值的140％，光致发光峰强度分布比CL像的强度分布均匀。

其中，光致发光峰强度是基于专利文献2的实施例的记载而测定的。即，通过光致发光测定装置(ACCENT公司制RPM2000)，对氮化镓基板的Ga极性面的多个测定区域中的每一个区域的与氮化镓基板的带隙相对应的波长的光致发光峰强度进行测定。此处，测定范围为从氮化镓基板的外周除去1mm的区域而剩余的区域。测定区域为1mm×1mm的正方形区域，在测定范围内连续配置。

光致发光测定的条件为激光光源：波长266nm的YAG激光、受光狭缝宽度：0.1mm、测定波长范围：332.6～397.3nm。

在得到的氮化镓基板上将蓝色LED结构成膜，对其发光特性进行测定。1mm见方的LED芯片的发光强度的面内分布的均匀性高，在外周部和中央未见差异。另外，以350mA进行电流驱动时的发光特性中的光输出为200mW以上的芯片的比例高达75％。

(实施例2)将为了搅拌溶液而反转旋转方向的反转频度设为400秒，除此之外，与实施例1同样地进行实验。结果得到生长厚度为200μm的无色透明结晶4。平均生长速度约为10μm/hr。在生长初期的大约15μm的区域中，观察到含夹杂物的层。另一方面，在生长结晶表面未见夹杂物。为了参考，将通过液相法得到的氮化镓层的厚度为200μm时的荧光显微镜像示于图5。

对得到的液相法氮化镓层的表面实施CMP研磨直至厚度为50μm，然后，通过CL对位错密度的面内分布进行测定，结果为4～5×10⁶/cm²。CL像的例子示于图6。在观察视野内，观察到多个明亮发光的区域。该区域的形状为大致六边形。将得到的CL像以8bit(256色阶)进行图像解析，求出平均色阶(Xave)和峰色阶(Xpeak)之比，结果Xpeak/Xave为1.6。即，阴极发光峰强度的最大值为平均值的160％。

接下来，与实施例1同样地测定与氮化镓基板的带隙相对应的波长的光致发光峰强度。结果，全部测定区域中的光致发光峰强度的最小值为平均值的50％，最大值为平均值的140％。即，光致发光峰强度分布也比CL像的强度分布更均匀。

在该基板上将蓝色LED结构成膜，对其发光特性进行测定。1mm见方的LED芯片的发光强度的面内分布的均匀性高，在外周部和中央未见差异。另外，以350mA进行电流驱动时的发光特性中的光输出为200mW以上的芯片的比例高达70％。

(实施例3)将为了搅拌溶液而反转旋转方向的反转频度设定为300秒，除此之外，与实施例1同样地进行实验，得到生长厚度为160μm的无色透明结晶2。平均生长速度约为8μm/hr。在生长初期的大约15μm的区域中，观察到含夹杂物的层。另一方面，在生长结晶表面未见夹杂物。

对得到的液相法氮化镓层2的表面实施CMP研磨直至厚度为50μm，然后，通过CL对位错密度的面内分布进行测定，结果为4～5×10⁶/cm²。CL像的例子示于图7。在观察视野内，观察到多个明亮发光的区域。由图可知，该区域的形状为大致六边形以及大致平行四边形。将CL像以8bit(256色阶)进行图像解析，求出平均色阶(Xave)和峰色阶(Xpeak)之比，结果Xpeak/Xave为1.4。即，阴极发光峰强度的最大值为平均值的140％。

接下来，与实施例1同样地测定与氮化镓基板的带隙相对应的波长的光致发光峰强度。全部测定区域中的光致发光峰强度的最小值为平均值的60％，最大值为平均值的120％，光致发光峰强度分布比CL像的强度分布均匀。

在得到的氮化镓基板上将蓝色LED结构成膜，对其发光特性进行测定。1mm见方的LED芯片的发光强度的面内分布的均匀性高，在外周部和中央未见差异。另外，以350mA进行电流驱动时的发光特性中的光输出为200mW以上的芯片的比例高达70％。

(比较例)将为了搅拌溶液而反转旋转方向的反转频度设定为3600秒，除此之外，与实施例1同样地进行实验，得到生长厚度为120μm的无色透明的氮化镓层2。平均生长速度约为6μm/hr。在生长初期的区域中，未观察到含夹杂物的层。在生长结晶表面也未见夹杂物。

对得到的液相法氮化镓结晶的表面实施CMP研磨直至厚度为50μm，然后，通过CL对位错密度的面内分布进行测定，结果为5～7×10⁶/cm²。CL像的例子示于图9。在观察视野内未见明亮发光的区域，仅观察到黑点。将CL像以8bit(256色阶)进行图像解析，求出平均色阶(Xave)和峰色阶(Xpeak)之比，结果Xpeak/Xave为1.1。即，阴极发光峰强度的最大值为平均值的110％。应予说明，图8是示出氮化镓基板表面的荧光显微镜像的照片。

接下来，与实施例1同样地对全部测定区域中的光致发光峰强度进行测定，结果：最小值为平均值的90％，最大值为平均值的110％，光致发光峰强度分布与CL像的强度分布基本相同。

在该基板上将蓝色LED结构成膜，对其发光特性进行测定。1mm见方的LED芯片的发光强度的面内分布的均匀性低，零星观察到发光强度低的区域。另外，以350mA进行电流驱动时的发光特性中的光输出为200mW以上的芯片的比例为50％，显著低于实施例。研究光输出低的芯片的漏电流特性时，确认从低电压的区域产生了漏电流，可知光输出低的原因在于漏电流。