[0001]轴具有极性。即，在(0001)面和(000-1)面物性不同。该反转在缺陷集合区多有发生这一点很是意味深长。即，直线状有宽晶体缺陷集合区H是在同邻接凹凸面c轴反转情况下生长的。即，晶体缺陷集合区H是以[000-1]为主轴而生长的，而邻接凹凸面是以

[0001]为主轴而生长的。这种场合，直线状晶体缺陷集合区H的方向是<1-100>时，角度浅的凹凸面作为[11-2-5]或{11-2-6}而生长。
没出现反转现象时，直线状晶体缺陷集合区H的方向是<1-100>，角度浅的凹凸面作为[11-25]或{11-26}而生长。
下面描述晶体组织。据认为，直线状晶体缺陷集合区H的宽度在1μm-200μm才产生效果。
从原理上讲小到1μm是可行的，上限为200μm。过大的话，会出现各种各样晶体状散乱，故据实验将限设为200μm。低缺陷单晶区Z的宽度设为10μm-2000μm。
估计下限10μm左右是可行的，至于上限，从实验上看，过大的话，会出现凹凸面散乱、晶体缺陷等，故设定如上。
为了可以当作实际基板应用，在生长时，要将直线状有宽晶体缺陷集合区H有规律等间隔地排列，在其间具有低缺陷单晶区Z。这时候，直线状有宽晶体缺陷集合区H等间隔地排列，间距为20μm-2000μm。其理由同上述的低缺陷单晶区Z宽度限制理由一样。
下面，描述怎样制成晶体缺陷集合区H。其基本工序是：在衬底基板上形成直线状有宽掩模，在掩模上生长晶体缺陷集合区H，在其他地方生长低缺陷单晶区Z。
实际上是这样实现的：在衬底基板上相互平行且等间隔地形成多条直线状有宽掩模，从其上生长氮化镓。
下面描述在掩模上产生的现象。往往是，在衬底基板上，在没有掩模的地方生长出具有邻接掩模在长度方向伸展的凹凸面的单晶区，在掩模上生长出具有比所述凹凸面浅的的角度的凹凸面。
这种场合，掩模的材质是：SiO2或Si3N4。
或者，掩模是Pt(铂)或W(钨)。
另外，掩模也可以是多晶AlN或多晶GaN。
或者，掩模也可以是表面有多晶GaN析出的SiO2。上述列举的掩模都对晶体缺陷集合区H的制作有效。
下面举例说明下实际制造工序。
在衬底基板上形成GaN层构成的取向生长层后，形成掩模层，部分地蚀刻该掩模层，以图案化(刻模)成给定形状，将之配置于形成缺陷集合区部的地方，然后，从其上生长GaN。
在衬底基板上直接形成掩模层，部分地蚀刻该掩模层，以图案化(刻模)成给定形状，将之配置于形成缺陷集合区H的地方，然后，从其上生长GaN。这时，可以有两种情况：先低温生成缓冲层后再高温取向生长、和直接高温取向生长。
又，在制作掩模的场合，在将掩模层图案化成给定形状以当作设置于衬底基板的用于生成缺陷集合区部的掩模的时候，也可以同时形成用于进行ELO的图案，进行长晶。该工序对于上述两工序都适用。
对于所制作的掩模可以作如下限制：用于形成直线状晶体缺陷集合区H的掩模的宽度s为10μm-250μm。
用于形成直线状晶体缺陷集合区H的掩模等间隔地排列，间距为20μm-2000μm。
如此长晶的GaN晶体可以如下工序在基板上制造。即对晶体进行机械加工，然后进行研磨，得到具有平坦表面的基板。该晶体是这样形成的：长晶时，具有直线状有宽晶体缺陷集合区H而生长，将单晶部Z、Y与缺陷集合区H的交界K及内部S当作单晶部的变位的消灭或积蓄之所而生长，据此减少单晶部Z、Y的变位。
或者，对晶体进行机械加工，然后进行研磨，得到具有平坦表面的基板。该晶体是这样形成的：长晶时的生长表面上，形成凹凸面构成的谷，在谷底具有直线状有宽晶体缺陷集合区H而生长，据此减少单晶部Z、Y的变位。
所述机械加工至少包括薄片加工、磨削加工、抛光加工当中的某一种。
至此描述过的衬底基板，可以采用GaN、蓝宝石、尖晶石、SiC、GaAs等。
这样制成的单晶氮化镓基板就是如下所述基板：在表面形成有直线状伸展的有宽低缺陷单晶区Z，在其两侧通过交界线形成有直线状有宽晶体缺陷集合区H，晶体缺陷集合区H也在两侧形成有交界线。就是说在表面具有如是HZH构造：晶体缺陷集合区H两侧形成有交界线K、K，直线状伸展的低缺陷单晶区Z两侧接合有缺陷集合区H。
或者，单晶氮化镓基板具有如是构造：在表面形成有两侧带直线状伸展的交界线的有宽低缺陷单晶区Z，接着它，形成有两侧带直线状伸展的交界线的有宽晶体缺陷集合区H，这两者相接而交错排列，有规律、等间隔地重复出现。这是一种在表面具有HZHZHZ...重复构造的基板。
单晶氮化镓基板的特征还在于：存在于表面的低缺陷单晶区Z和晶体缺陷集合区H，分别与基板表面基本垂直，通过基板内部。就是说，前述ZH构造不仅仅存在于表面，还延长到内部，Z是具有有限宽度z的平面，H也是具有有限宽度h的平面，晶界K也是平面。
又，单晶氮化镓基板的特征还在于：存在于表面的低缺陷单晶区Z和晶体缺陷集合区H，分别与基板表面基本垂直，通过基板内部，在基板内部也是相接而交错排列，有规律、等间隔地重复出现。这是一种无论在表面还是内部都具有HZHZHZ...重复构造的基板。
单晶氮化镓基板特征还在于：在存在于表面的直线状伸展的有宽低缺陷单晶区Z的大致中央，存在有大致直线状伸展的电阻率不同的区域。就是说，是具有电阻率高的C面生长区Y处于低缺陷单晶区Z中间、呈HZYZH构造的基板。尤其是，当缺陷集合区的GaN晶体的c轴极性反转时，凹凸面形状不好控制，那么这一构造有助于在极性反转时使长晶体速度变缓慢。
又，单晶氮化镓基板特征还在于：在重复地存在于表面的直线状伸展的有宽低缺陷单晶区Z的大致中央，存在有大致直线状伸展的电阻率不同的区域。就是说，在表面上具有HZYZHZYZHZYZH...重复周期构造。
在长晶时于表面形成有C面的镜面部而生长的场合，同形成有其他区域的{11-22}面而生长的区域相比，电阻率呈增大趋势。这是由于因晶面指数不同杂质取用效率不同的缘故。这也是单晶低变位部分有低缺陷单晶区Z和C面生长区Y两种、CC面生长区Y的电阻率高的原因所在。可以得到凹凸生长比C面生长的导电性高的基板。进行生长一看，总是在C面形成上取向一样但生长方向不同，故出现那种电阻率差异。
单晶氮化镓基板特征还在于：在存在于表面的直线状伸展的有宽低缺陷单晶区Z的大致中央，存在有大致直线状伸展的电阻率不同的区域，该区域大致垂直于基板表面、伴随于低缺陷单晶区Z、通过基板内部。
单晶氮化镓基板特征还在于：在重复地存在于表面的直线状伸展的有宽低缺陷单晶区Z的大致中央，存在有大致直线状伸展的电阻率不同的区域，该区域大致垂直于基板表面、伴随于低缺陷单晶区Z、通过基板内部。
单晶氮化镓基板特征还在于：存在于基板表面的低缺陷单晶区Z和晶体缺陷集合区H从基板表面贯通到背面。
单晶氮化镓基板特征还在于：于基板表面存在有低缺陷单晶区Z和晶体缺陷集合区H及C面生长区Y的场合，即便只晶体缺陷集合区H不呈有宽直线状、具有宽度但却时有间断，也仍然可以在低缺陷单晶区Z得到变位十分低的区域。为此，本发明也包括这种场合。
下面描述缺陷集合区。
单晶氮化镓基板特征还在于：晶体缺陷集合区H由多晶构成，在同邻接的低缺陷单晶区Z的交界处具有晶面粒界。
但是很显然，晶体缺陷集合区H以单晶状态居多。则单晶氮化镓基板特征还在于：晶体缺陷集合区H由单晶构成，同邻接的低缺陷单晶区Z之间在交界处具有面状缺陷。
单晶氮化镓基板特征还在于：晶体缺陷集合区H由单晶构成，在区域内部具有贯通变位群。
单晶氮化镓基板特征还在于：晶体缺陷集合区H由单晶构成，在区域内部具有贯通变位群和面状缺陷。
单晶氮化镓基板特征还在于：晶体缺陷集合区H由单晶构成，同邻接的低缺陷单晶区Z之间晶轴稍倾斜。
单晶氮化镓基板特征还在于：晶体缺陷集合区H由单晶构成，，同邻接的低缺陷单晶区Z之间，在交界处具有面状缺陷、在区域内部具有贯通变位群和面状缺陷。
单晶氮化镓基板特征还在于：晶体缺陷集合区H由单晶构成，同邻接的低缺陷单晶区Z之间，在交界处具有面状缺陷、在区域内部具有沿长度方向伸展的一层面状缺陷。
单晶氮化镓基板特征还在于：基板表面是以(0001)面为主面。
单晶氮化镓基板特征还在于：晶体缺陷集合区H由相对邻接的低缺陷单晶区Z在c轴反转的单晶构成。
单晶氮化镓基板特征还在于：晶体缺陷集合区H由相对邻接的低缺陷单晶区Z在c轴反转的单晶构成，并且，同邻接的低缺陷单晶区Z之间，在交界处具有面状缺陷。
单晶氮化镓基板特征还在于：晶体缺陷集合区H由相对邻接的低缺陷单晶区Z在c轴反转的单晶构成，并且，在晶体缺陷集合区H内部S具有贯通变位群。
单晶氮化镓基板特征还在于：晶体缺陷集合区H由相对邻接的低缺陷单晶区Z在c轴反转的单晶构成，并且，在晶体缺陷集合区H内部S具有贯通变位群和面状缺陷。
单晶氮化镓基板特征还在于：晶体缺陷集合区H由相对邻接的低缺陷单晶区Z在c轴反转的单晶构成，并且，晶体缺陷集合区H同邻接的低缺陷单晶区Z之间晶轴方向稍倾斜。
单晶氮化镓基板特征还在于：晶体缺陷集合区H由相对邻接的低缺陷单晶区Z在c轴反转的单晶构成，同邻接的低缺陷单晶区Z之间，在交界处具有面状缺陷，在晶体缺陷集合区H内部具有贯通变位群和面状缺陷。
单晶氮化镓基板特征还在于：晶体缺陷集合区H由相对邻接的低缺陷单晶区Z在c轴反转的单晶构成，同邻接的低缺陷单晶区Z之间，在交界处具有面状缺陷，在晶体缺陷集合区H内部具有沿长度方向伸展的一个面状缺陷面。
单晶氮化镓基板特征还在于：晶体缺陷集合区H由相对邻接的低缺陷单晶区Z在c轴反转的单晶构成，低缺陷单晶部处基板表面的主面是(0001)面，而晶体缺陷集合区H处基板表面的主面是(000-1)面。
单晶氮化镓基板特征还在于：基板表面的低缺陷单晶区Z和晶体缺陷集合区H的长度方向上的晶体取向是<1-100>。也可以是<11-20>。
单晶氮化镓基板特征还在于：在基板内部，作为面而存在的低缺陷单晶区Z和晶体缺陷集合区H的分布面平行于<1-100>及<0001>方向。
单晶氮化镓基板特征还在于：在基板内部，作为面而存在的低缺陷单晶区Z和晶体缺陷集合区H的分布面平行于<11-20>及<0001>方向。
单晶氮化镓基板特征还在于：低缺陷单晶区的宽度为10μm-2000μm。当C面生长区Y不存在时，该宽度单指低缺陷单晶区Z的宽度z，但是当C面生长区Y存在时，该宽度就是指2z+y。
单晶氮化镓基板特征还在于：低缺陷单晶区的宽度为100μm-800m。。当C面生长区Y不存在时，该宽度单指低缺陷单晶区Z的宽度z，但是当C面生长区Y存在时，该宽度就是指2z+y。
单晶氮化镓基板特征还在于：晶体缺陷集合区H的宽度为1μm-200μm。
单晶氮化镓基板特征还在于：晶体缺陷集合区H的宽度为10μm-80μm。
单晶氮化镓基板特征还在于：低缺陷单晶区Z的平均贯通变位密度为5×106cm-2以下。
往往，在低缺陷单晶区Z的晶体缺陷集合区H附近30μm的区域，贯通变位密度稍高，在5×107cm-2以下。
单晶氮化镓基板特征还在于：低缺陷单晶区Z的贯通变位密度在同晶体缺陷集合区H交界附近最高，随着离开交界而趋向减少。
单晶氮化镓基板特征还在于：在基板表面有高度差，晶体缺陷集合区H稍有凹陷。
单晶氮化镓基板特征还在于：高度差部的凹陷的深度在1μm以下。
当将单晶氮化镓基板表里反用即以背面为表时，单晶氮化镓基板具有这样的特征：晶体缺陷集合区H由相对邻接的低缺陷单晶区Z在c轴反转的单晶构成，低缺陷单晶部处基板表面的主面是(000-1)面，而晶体缺陷集合区H处基板表面的主面是(0001)面。
单晶氮化镓基板特征还在于：在基板表面有高度差，低缺陷单晶区Z稍有凹陷。
单晶氮化镓基板特征还在于：直线状有宽晶体缺陷集合区H有规律以等间隔p排列，在其间具有低缺陷单晶区。。该低缺陷单晶区是由低缺陷单晶的低缺陷单晶区Z或低缺陷单晶区Z与低缺陷单晶的高电阻率C面生长区Y的三重层ZYZ构成。
单晶氮化镓基板特征还在于：直线状有宽晶体缺陷集合区H等间隔排列，间距为20μm-2000μm。
单晶氮化镓基板最好具有这样的特征：直线状有宽晶体缺陷集合区H等间隔排列，间距为100μm-1200μm。
可以利用上述单晶氮化镓基板制作半导体激光装置。
业已说明过，通常出现于坑周围的凹凸是{11-22}、{1-101}。若设a代表a轴长度、c代表c轴长度，则{1-101}面相对C面的倾角为tan-1(31/2a/2c)，{11-22}面相对C面的倾角为tan-1(a/c)。
由于a＝0.31892nm，c＝0.51850nm，所以{1-22}面相对C面的倾角Θa为tan-1(31/2a/2c)＝28.043o。
所以{1-101}面相对C面的倾角Θm为tan-1(a/c)＝31.594o。
如图9所示，设在<1-100>方向伸展的条纹掩模的场合，构成V沟的凹凸面是(11-22)和(-1-122)面。相对C面的倾角Θa为28o。
设V沟深为V，晶体缺陷集合区H的宽度为h，则凹凸面(11-22)、(-1-122)的扩展是VcosecΘa，凹凸面对C面的投影为z＝VcotΘa。
设晶体缺陷集合区H、C面生长区Y的间距为p，则其等于晶体缺陷集合区H宽h和凹凸面的对C面投机影宽的1/2及C面生长区Y宽y之和。
P＝h+y+2z＝h+y+2 VcotΘa晶体缺陷集合区H宽h基本上由条纹掩模宽s决定，而条纹掩模的间距p是在设计之初确定的。也就是说，晶体缺陷集合区H宽h为1μm-200μm，间距p为20μm-2000μm，y+2z为10μm-2000μm。
由于给出了条纹掩模宽s和间距p，所以晶体缺陷集合区H的宽h大体也就确定了，HZYZHZYZ...周期的间距由于等于掩模间距p，业已确定。
V沟的深度V浅时，C面生长区域Y宽度y为有限值。而当V沟的深度V变深时，C面生长区域Y消失(y＝0)。设C面生长区域Y消失时的临界V沟的深度为Vc。则有如下公式成立：<1-100>方向的V沟的场合Vc＝(p-h)tanΘa/2＝0.307(p-h)<11-20>方向的V沟的场合Vc＝(p-h)tanΘm/2＝0.266(p-h)
即，V沟的深度V若确定，平坦部(C面生长区域Y)的宽度y就确定。
那么，若在V沟的深度V＞Vc的情况下进行凹凸生长，就应该形成C面生长区Y面积为0、没有平坦部的峰谷构造。但是，在后述的实施例中，所有C面生长区域Y宽度y都为有限值(y＞0)、V＜Vc。
在后述的实施例1的样品A，s＝50μm、h＝40μm、p＝400μm、y＝30μm、厚度T＝1250μm。在这样的值下，V沟的深度V＝100μm、临界深度Vc＝110μm。低缺陷单晶区Z的宽度z＝165μm。
即便厚厚地长晶、让GaN晶体厚度T超过Vc，V沟也不会相应地变深，要浅于临界深度Vc。
又，本发明还提出了一种低成本制造氮化镓晶体的方法。是厚厚地长晶、制成坯料(ingot)后切薄片的方法。即，根据以上描述过的方法，在长晶表面形成沿长度方向伸展的带状斜面构成的凹凸面，在两侧具有该凹凸面的谷之间底部形成晶体缺陷集合区H，维持这些形状而生长，将晶体缺陷集合区H周围的低缺陷单晶区Z及C面生长区Y的变位吸入，以减少变位。让这样晶体厚厚地长晶，当作坯料，然后通过对该晶体进行薄片加工可得到多张氮化镓晶体基板。
又，在制作坯料时，可以把本发明氮化镓晶体基板当作晶种使用。已经得知：在把本发明氮化镓晶体基板当作晶种进行长晶的场合，在晶种的晶体缺陷集合区H上接着生成了缺陷集合区H，在低缺陷单晶区Z及C面生长区Y之上又新生成了低缺陷单晶区Z及C面生长区Y。只不过令人感兴趣地发现：在C面生长区Y位置未必和晶种及其上长晶的部分一致。据认为，这是由于低缺陷单晶区Z和C面生长区Y晶体构造完全一样的缘故。只是晶体中的杂质浓度不同。象这样，把本发明氮化镓晶体基板当作晶种，在其上厚厚地长晶、制成坯料，然后通过对该晶体进行薄片加工可得到多张氮化镓晶体。
这一内容若从实际晶体凹凸面观察角度来描述的话则如下所述。把本发明氮化镓晶体基板当作晶种，在其上让氮化镓长晶，在晶种的晶体缺陷集合区H上形成角度浅的凹凸面构成的坑的底，在该底上形成晶体缺陷集合区H，还在低缺陷单晶区Z及C面生长区Y之上又生成凹凸面构成的斜面或水平凹凸面，让低缺陷单晶区Z或C面生长区Y生长，由此制成坯料，然后通过对该晶体进行薄片加工可得到多张氮化镓晶体。
关于实施例实施例1(蓝宝石基板，图10)叙述一下本发明的GaN基板制造方法(实施例1)。制造步骤如图10所示。采用蓝宝石C面基板41作衬底基板。图10(1)给出了蓝宝石基板41。蓝宝石是三方晶系，GaN也属同一晶系。已经实用化的LED、LD专门使用蓝宝石C面基板。
首先，预先利用MOCVD法(有机金属CVD法)在蓝宝石基板41上设厚约2μm的GaN取向生长层42。图(2)示出该状态的截面图。据此，GaN取向生长层42表面变成GaN的C面。
在GaN取向生长层42上面均匀地形成厚约100nm的SiO2膜。利用光刻形成条纹状的掩模图案43，其状态如图11(3)所示。SiO2覆盖部分43呈等宽带状，等间隔地排列。GaN露出的露出部分48也是呈带状、等间隔地排列。形成了5种条纹图案A、B、C、D、E，其相互之间宽度、间距及发方向等不同。图案A-D的条纹长度方向为GaN取向生长层42的<1-100>方向，即平行于{11-20}面(A面)。图案E的条纹长度方向为<11-20>方向，即平行于{1-100}面(M面)。设条纹(覆盖部43)宽为s、没有掩模的GaN取向生长层的露出部宽为t、图案间距为p，则有p＝s+t。
图案A——条纹宽s＝50μm，间距p＝400μm，t＝350μm图案B——条纹宽s＝200μm，间距p＝400μm，t＝200μm图案C——条纹宽s＝2μm，间距p＝20μm，t＝18μm图案D——条纹宽s＝300μm，间距p＝2000μm，t＝1700μm图案E——条纹宽s＝50μm，间距p＝400μm，t＝350μm将分别具有条纹图案A、B、C、D、E的坯料称作样品A、B、C、D。
(1)样品A、样品B的生长在具有条纹图案A的样品A和具有条纹图案B的样品B上，进行GaN长晶。采用HVPE装置。纵向长的反应炉，在内部上方设有收容Ga金属的隔板，在下方设有可将基板朝上而承载的基座。蓝宝石C面基板43就设置在基座上。在此，样品A和样品B放在基座上，在相同条件下进行Ga长晶。
从反应炉上方给Ga板提供氢气和HCl气，向承载在基座上的基板附近提供氨气(NH3)和氢气。氢气是载体气体。
在本实施例1中，反应炉以常压加热Ga板到800℃以上，加热蓝宝石基板到1050℃。Ga和HCl反应合成为GaCl。GaCl下到基板附近和氨反应，其生成物GaN在GaN取向生长层露出部48和掩模43上堆积。
取向生长层的生长条件如下：生长温度   1050℃NH3分压   0.3atm(30kPa)HCl分压    0.02atm(30kPa)生长时间   10小时生长结果，在图案A、图案B上得到具有约1250μm厚的GaN取向生长层的样品A、样品B。图10(4)给出了其状态。
[对样品A的观察(SEM、TEM、CL)]首先用显微镜对样品A进行了观察。样品A的表面由平行的V沟44集合构成。V沟44由凹凸面46、46构成。即，其表面形状如同将多个正三棱柱放倒排列的形状。有时，在V沟44之间也存在平坦部47。平坦部47平行于C面。有时，也把平坦部47和其正下方的部分称作C面生长区。
V沟44的底49同开始设的条纹掩模43在上下方向上总是吻合的。即，V沟底49形成于掩模43之上。故可以用掩模位置来正确地指定V沟底部。露出部48之上生长V沟44的凹凸面46和平坦部47。
样品A表面上出现的V沟44的间距为400μm，这和当初条纹掩模43的间距p一样。即，出现400μm间距的峰谷交错延续的凹凸面的集合，其中在掩模位置处出现谷。多数形成三棱柱(V沟)的凹凸面具有{11-22}面。由于是在<1-100>方向(平行于{11-20}面)形成的条纹，故可知凹凸面面平行于条纹方向。
在邻接三棱柱状凹凸面46、46之间可看到平坦部47。它是平行于C面(0001)的镜面，宽约30μm。在构成V沟44的凹凸面46、46之间的V沟底49存在有上述比凹凸面角度浅的另一凹凸面。
按基板单位将样品A以劈开面{1-100}劈开后，对其断面进行了观察。观察手段包括扫描型电子显微镜(SEM)和阴极发光(CL)、荧光显微镜。
观察结果显示：有一个部分45(以后命名为缺陷集合区H)可以同其他部分区别开，它处于V沟44的底49、具有某一宽度、沿c轴方向(生长方向)伸展。该可以区别开的在生长方向(c轴方向)伸展的部分(缺陷集合区H)45，宽度大约为40μm，据CL观察，同其他区域比较有反差(暗)。该部分明显可以同其他区域区分开。进一步，通过以各种方式劈开后得知：该可以区别开的在c轴方向伸展的部分是以三维的具有厚度的面状区域存在晶体中的。
进一步，对样品A利用CL、TEM进行了详细分析。得知：该部分(缺陷集合区H)的变位情况和其他部分显著不同。即，在被暗线形交界线50包围的部分48存在大量变位，变位密度高达108-109cm-2。进一步(通过CL)发现：暗线形交界线50(以后得知是晶粒界面K)是变位集合体。有些地方，交界线50是作为变位排列成的面状缺陷而存在的。即，交界线50两侧部分的晶体取向大致一样。
在(CL看到的)暗交界线50(晶粒界面K)外侧区域，变位密度极低。即，变位密度以交界线为界显示出明显的非对称性。交界线外侧是低变位密度，极为接近交界线处存在变位密度居中即为106-107cm-2的部分。随着离开交界线50，变位密度急剧降低。当离开交接线50约有100μm(在低缺陷单晶区Z)时，变位密度竟低到104-105cm-2。在有些地方，即便距交界线很近，也有变位密度在104-105cm-2的部分。可见，在交界线50外部(在低缺陷单晶区Z)，随着离开V沟44的底49，变位密度趋向降低。
凹凸面的峰的部分构成平坦面47，其平行于C面。在其正下方的部分也是低变位。把该部分称作C面生长区Y。该处变位低、电阻率高。而低缺陷单晶区Z，由于其电阻率低，在这一点上与C面生长区Y不同。这些个区域都是面状区域，沿条纹方向和晶体厚度方向伸展。所以在与条纹正交的方向上交错地排列着。用面记号可以表述如下：...YZHZYZHZYZHZYZHZYZH...
虽然低缺陷单晶区Z和C面生长区Y的变位少，但是变位几乎都在C面上平行地伸展，是平行于C面且朝中心的缺陷集合区H方向伸展。低缺陷单晶区Z、C面生长区Y的变位密度在生长初期相当高，但随着生长逐渐降低。进一步还得知在交界线外部(低缺陷单晶区Z和C面生长区Y)是单晶。
即，上述事实说明：交界线50外侧的缺陷在长晶同时通过凹凸面生长被收拢到V沟底49(缺陷集合区H)而被积蓄于交界线50及其内部(缺陷集合区H)，因此交界线50外部(低缺陷单晶区Z及C面生长区Y)变位密度低、交界线及其内部(缺陷集合区H)变位密度高。
由于称作交界线的外部比较麻烦，所以取其性质之意想把它叫作单晶低变位区。说到交界线外部也有两个可区别开的区域，即，V沟44的倾斜壁(凹凸面)46通过的部分Z和V沟(股)间隙处的平坦部47通过的部分Y。凹凸面46正下方部分Z由于伴随于凹凸生长，变位变低、为单晶，故把这里称作“低缺陷单晶区”。
平坦部47(平行于C面的镜面部分)的正下方部分Y变位最低、是漂亮的晶质区。在此虽然没有凹凸面通过，却因受凹凸面影响而变成低变位。因条纹掩模宽及间隔等原因会留有没有被V沟覆盖的部分。但是该剩余部分是接着(C面的镜面)平坦部47生长的部分，所以仍然是低变位的单晶。但是由于是C面生长，所以电阻大。由于这里是C面生长，故称C面生长区Y。
应该注意的是：无论低缺陷单晶区Z还是缺陷集合区H，C面都是最终的表面，故在此处同C面生长区Y具有同一晶体取向。但是，低缺陷单晶区Z和缺陷集合区H的生长面却不是C面而是凹凸面，所以在电阻方面出现显著差异。低缺陷单晶区Z和C面生长区Y在晶体是低变位单晶这一点上一致。
进一步，再详细讨论一下缺陷集合区H与V沟44内凹凸面46之关系。形成三棱柱(着眼于V沟的峰来考虑)的凹凸面以{11-22}面为主，如上所述，在谷(V沟)底49存在一个相对这些凹凸面46角度略浅的凹凸面。所谓角度浅是指第4个指数n比2大。缺陷集合区H从浅凹凸面朝下部沿c轴方向伸展。
关于样品A、B得知，浅凹凸面49形成了缺陷集合区H。即，缺陷集合区H被交界50、50和浅凹凸面49所包围，随着凹凸面49上升而沿c轴方向生长。
还有，角度浅的凹凸面是从V沟(谷)44的底49两侧形成的。角度浅的凹凸面在V沟中央(相当于谷底)合并，形成在该部分具有角度的底。业已得知该具有角度的底49的部分变位密度最高。
由上述事实可知：变位因凹凸面{11-22}面而集中于V沟(谷)44，从而形成缺陷集合区H，进一步又被谷底49高密度地收集。
本发明是通过一边总保持凹凸46一边长晶来使缺陷集合区H伴随于凹凸面46作成的谷44之底49而生长，将周围变位拉入，以在缺陷集合区H的内部芯S及晶粒界面K消灭或积蓄变位。即，把缺陷集合区H当作变位的消灭积蓄之所。可见，本发明就是靠这一巧妙的机制来减少缺陷集合区H周围的低缺陷单晶区Z、C面生长区Y的变位的。
[对样品B的观察(SEM、TEM、CL)]对样品A也利用SEM、TEM、CL进行了表面及劈开面观察，得到类似样品的结果。
最大差别在于，凹凸面谷间44的缺陷集合区H宽h加大。样品A的缺陷集合区H宽hA为40μm，而样品B的缺陷集合区H宽hB为却达190μm左右。这同条纹掩模宽(sA＝50μm，sB＝200μm)是吻合的。由此得知：在掩模正方形成了同掩模等宽的缺陷集合区H。
样品A的缺陷集合区H是均匀的。而样品B的缺陷集合区H虽呈直线状，但内部相当不均匀。在样品B的缺陷集合区H表面不仅可以看到角度浅的凹凸面还能看到许多多晶状突起，呈散乱状态。
进一步，对样品B的缺陷集合区H进行了详细调查，得知缺陷集合区H相对于周围的单晶区Z、Y略倾斜，还得知在缺陷集合区H内部存在着一些晶体取向不同的部分区域。部分区域的晶体取向各有所倾斜。还得知：样品B的缺陷集合区H包括含有变位缺陷和面状缺陷及略倾斜的晶粒。
(样品A、样品B的加工)对样品A和样品B的基板进行了磨削。先通过磨削加工去掉了背面的蓝宝石基板。其后，对表面进行磨削加工，达到平板状。随后，进行研磨加工，制成具有平坦表面的GaN基板。到此，得到直径约为1英时的GaN基板。平坦的GaN基板样品A、B的形状如图10(5)所示。
这一GaN基板是以(0001)面、C面为表面的基板，基板本身透明平坦，但是观察一下基板表面的CL像就会观察到以反差显示出的长晶遗痕。
以接近GaN光频带端的波长360nm的光进行CL观察时，得知缺陷集合区H以400μm间距有规律地排列着。这同掩模43的间距一样。
另外，虽然往往缺陷集合区H是以暗反差被看到的，但是因场所不同也有亮反差的时候，其未必一定。
所谓明暗是就CL像而言的，用肉眼观察到处都一样——透明平坦。即使用显微镜观察也是透明平坦的。只有通过CL像才看出明暗差异。
接着直线状伸展的缺陷集合区H两侧的凹凸44生长的低变位单晶区Z是以带状明反差被看到的。在明反差的带状区域(低缺陷单晶区Z)中央观察到了暗反差的筋状部分，该筋状的暗反差部分是维持C面而生长的部分(C面生长区Y)。
通常，在CL像上，在{11-22}面生长的区域表现为明反差，而在(0001)面生长的区域是作为暗反差被观察到的。即，3种可区别的区域同CL像有如下对应关系：缺陷集合区H——明(一部分暗)低缺陷单晶区Z——明C面生长区Y——暗缺陷集合区H呈三维有厚的板状，并在c轴方向(和条纹方向)伸展。缺陷集合区H是以贯通基板晶体表里并垂直于基板表面伸展的形态而存在的。
但是，不是说基板带孔，基板是均匀的充实物，是靠CL才可以看到的晶体组织集合。
如图10(5)所示，由于呈平坦的基板形状，所以贯通变位密度等容易测定。可以利用CL像、蚀V沟(谷)、TEM等观察。但用CL像观察最容易。
CL像观察时贯通变位表现为暗点。得知：在样品A和样品B，许多贯通变位集中于缺陷集合区H内部。还得知：变位集结于缺陷集合区H的交界，呈线状排列。
这相当于三维的面状缺陷。用CL也可以明显地以暗反差区别出缺陷集合区H的晶粒界面K(50)。晶粒界面K是以面状缺陷或变位集合部构成的。
条纹掩模宽为50μm的样品A的缺陷集合区H，其宽为40μm、呈条纹状；而掩模宽为200μm的样品B的缺陷集合区H，其宽为190μm左右、呈条纹状。
无论样品A还是样品B，在其缺陷集合区H的外侧(低变位单晶区Z、C面生长区Y)变位都少，随着离开缺陷集合区H，变位密度趋向降低。在有些地方，一离开缺陷集合区H变位密度就剧减。在低缺陷单晶区Z、C面生长区Y，平均变位密度在5×106cm-2以下。
在C面生长区、低缺陷单晶区变位少，但多数变位是平行于C面朝缺陷集合区H而去。变位能被缺陷集合区H所吸收、一部分被消灭、余下的被积蓄，故其他区域(低缺陷单晶区Z、C面生长区Y)的变位变少。本发明基板就是由于具有这种缺陷集合区H而成为变位密度降低的基板。
通过加温并使用KOH水溶液蚀刻样品A和B的GaN基板。具有异向性——蚀刻在GaN面难进行而在N面较容易。
结果，在缺陷集合区H存在容易被选择性蚀刻的部分，其他的低缺陷单晶区Z和C面生长区Y难以蚀刻。在缺陷集合区H存在容易和不容易被选择性蚀刻的部分。
就是说：缺陷集合区H不仅有难蚀刻Ga面即(0001)面，还有容易蚀刻的N(氮)面即(000-1)面部分。低缺陷单晶区Z和C面生长区Y光是Ga面、难以蚀刻。
缺陷集合区H有一部分极性反转、出现氮面(000-1)，所以出现容易被KOH蚀刻的部分。可见，在缺陷集合区H存在有部分极性反转部位。
样品A(掩模宽50μm)和样品B(掩模宽200μm)的GaN基板，在基本性质上是一致的，如上所述，其最大不同在于缺陷集合区H宽h(hA＝40μm、hB＝190μm)。这可以用条纹掩模(SiO2)宽h预先确定。
为了尽可能地有效利用基板，最好是让变位多的缺陷集合区H小一些，而让低缺陷单晶区Z和C面生长区Y大一些。缺陷集合区H宽h过大的话，容易在内部含有异常缺陷，这是不希望的。
但是，缺陷集合区H作得过小(缩小掩模宽s)的话，有时会根本形成不了缺陷集合区H。这样一来，就不能利用凹凸生长来收集缺陷，不能形成低缺陷单晶区Z和C面生长区Y，不能降低变位密度。
(样品C(条纹掩模宽s＝2μm、间距p＝20μm)的生长)在具有2μm宽、20μm间距(s＝2μm、p＝20μm)的条纹掩模的图案C上进行GaN长晶同上述样品A和B一样也采用HVPE法长晶。
然而，即便是2μm宽的条纹掩模43(SiO2)被GaN埋上而实施凹凸生长，但却得不到从条纹掩模43上形成具有凹凸面的V沟底的因果关系。因此不能通过条纹掩模43来规定V沟44中心(底)，凹凸分布是随机的，V沟(谷)位置无法控制。故有问题存在。
于是，抛弃NVPE法而改用MOCVD法，以缓慢生长速度进行GaN长晶。之所以要降低速度，是由于要让V沟44(谷底)从条纹掩模(SiO2)上产生。
在MOCVD法中不是以金属Ga而是以含Ga的有机金属(TMG、TEG等)为原料。气体原料采用三甲基镓(TMG，第III族气体)和氨(NH3，第V族气体)及氢气(H2，载体气体)。
将样品C放在反应炉的基座上加热至1030℃，在常压下以第III族：第V族＝1∶2000的比例提供原料气体，以进行GaN长晶。生长速度是4μm/h，生长时间为30小时。于是生长出具有凹凸面的厚120μm左右的GaN层。
就这样，进行了由在条纹掩模43正上方具有底49的凹凸构成的V沟(谷)44表面的GaN长晶。由于V沟(谷)44的底49同条纹掩模43的位置吻合。实现了靠条纹掩模43配置来控制V沟(谷)44的配置。位置可以控制。缺陷集合区H接着V沟(谷)44的底49连续生长。
关于样品C，掩模宽仅为2μm、极小，在V沟(谷)底49形成的缺陷集合区H也因此而小，宽度h只有1μm左右。这说明，即便以较细的条纹掩模也可以在给定位置上形成凹凸构成的V沟。通过TEM观察确认了靠缺陷集合区H减少低缺陷单晶区Z的变位的效果。
样品C的特征在于缺陷集合区H极小。这一事实得到确认：即便不能使用HVPE法，也可以利用生长速度缓慢的MOCVD法得到同细掩模配置一样的细缺陷集合区H的线状分布。
(样品D(掩模宽s＝300μm、间距p＝2000μm)的生长)在具有300μm宽、2000μm间距的条纹掩模的图案D上进行GaN长晶。这是掩模宽s和间距p都大的例子。生长方法同上述样品A和B的一样也采用HVPE法。HVPE的生长条件如下：生长温度   1030℃NH3分压   2.5×10-2atm(2.5kPa)生长时间   30小时生长结果，得到具有厚度4.4mm的GaN厚膜晶体。在样品D上，出现由在条纹方向延长的凹凸面构成的峰谷(V沟)构造。缺陷集合区H有规律地排列在凹凸46构成的V沟44的底部49。其位置同在最初的GaN膜上形成的条纹掩模43的位置一致。
但是，有不少地方的构成V沟(谷)的凹凸的形状破损。另外，在对应于掩模有规律地排列着的凹凸构成的峰的部分还出现了直径小的坑及小峰，情况未必良好。
缺陷集合区H以2000μm间距存在，这和当初条纹掩模43的间距相等。固定于有规律的位置上的三棱柱状的峰保持着正确的形状。但是也有一些部分形状损坏、端部或凹凸面的斜面不是平面而是长出了特异的凹凸。另外，峰顶上的C面生长区Y的面积也有偏差。
但是，缺陷集合区却正好处于给定位置上，缺陷集合区H宽h约250μm。可见，缺陷集合区H宽h具有随着生长厚度增加而减小的倾向。
又，还有这样的倾向：缺陷集合区H宽h若设得过大，就回在缺陷集合区H内部出现异形状的多晶区。有时，异形状的多晶区会引起变位散乱，使之超过缺陷集合区H而向低缺陷单晶区Z及C面生长区Y扩展。这一点应予注意。
譬如，在形状虽破损但却处于给定位置上的封闭缺陷集合区H的周围生成了C面生长区Y和低缺陷单晶区Z，该部分的平均变位密度在5×106cm以下，为低变位。故，即便凹凸面破损，但由于有基于掩模的缺陷集合区H的存在，变位减少机构仍然良好地起作用。
但是，在凹凸面形状破损较大处，出现变位呈筋状集合的区域。
通过样品A-D的实验得知：在以下条件下可以充分达到本发明效果：封闭缺陷集合区H宽h：2-200μm提供封闭缺陷集合区H的条纹掩模的宽s：2-300μm
封闭缺陷集合区H的间距p：20-2000μm(样品E(条纹方向<11-20>；宽s＝50μm、间距p＝400μm)的生长)在具有沿<11-20>方向伸展、50μm宽、400μm间距的条纹掩模的图案E上进行GaN长晶。在此，掩模宽s和间距p同样品A的一样，但条纹伸展方向不是<1-100>。样品E的条纹方向为<11-20>，故条纹伸展方向平行于劈开面{1-100}。
比较样品A，除了掩模取向不同外，其他条件都相同。
以相同于样品A的条件采用HVPE法进行了生长。HVPE的生长条件如下：生长温度   1050℃NH3分压   0.3atm(30kPa)HCl分压    2.0×10-2atm(2.0kPa)生长时间   10小时在该图案下生长速度缓慢，经10小时生长得到平均厚度800μm左右的GaN厚膜晶体。该样品E具有难于产生条纹状晶体合并的倾向。故生长速度缓慢、得到不太厚(800μm)的GaN晶体。
在有些地方不产生晶体合并，条纹状晶体之间间隙非常深。在厚度上也有分布性，不是均匀生长。凹凸面的差异也大，不一定是给定凹凸面覆盖整个晶体表面。
但是，据调查发现，在晶体合并、保持着GaN厚膜晶体形状之处，有缺陷集合区H存在于形状多少有些散乱的凹凸面的谷间底部，保持着本发明形状。又，在有直线状缺陷集合区H之处，其位置是在条纹掩模图案的设定位置上。
通过对缺陷集合区H晶体性质进行分析得知：其是由多晶构成的。这一点与以前描述的样品A-D有些不同。
进一步，利用电子显微镜对晶体中变位分布进行了调查。得知：在由多晶构成的缺陷集合区H的外侧的低缺陷单晶区Z、C面生长区Y变位密度非常小。有的地方，缺陷集合区H附近的变位密度为7×106cm-2，随着离开多晶缺陷集合区H，变位密度减小，在低缺陷单晶区Z、C面生长区Y的平均变位密度为5×106cm-2以下，为低变位。变位密度最低可达5×105cm-2。
从样品E的结果可以认为，即便条纹方向为<11-20>也仍可以达到本发明效果。虽然同条纹方向为<1-100>方向(样品A-D)比较尚存在问题，但是这些问题想必今后通过改进可以解决。
实施例2(GaAs、Si、蓝宝石基板，图案A、H(A+ELO)，图11)预备了如下三种异种材料的基板：A、GaAs基板(111)A面B、C面(0001)蓝宝石基板C、(111)面Si基板Si为钻石构造立方晶系。GaAs为闪锌矿(Zinc Blende)构造立方晶系。GaN属六方晶系。其C面具有3次旋转对称性。立方晶系只有(111)面具有3次对称性。因此GaAs、Si基板采用3次对称性的(111)面基板。GaAs的(111)面有Ga面和As面之分。这里使用Ga面。所谓A面是第III族面，这里为Ga面。蓝宝石属三方晶系，与GaN晶系一样。为了使其在c轴方向长晶，蓝宝石是以具有C面(0001)的单晶为基板。
图11(1)-(3)示出了在异种基板上让GaN长晶的方法。在实施例1中，是在异种基板41上形成薄GaN层后形成掩模(SiO2)的。但是，在本实施例2，是最初在异种衬底基板51上形成掩模材料而形成条纹掩模53的。即，直接在异种基板51上形成0.1μm厚的SiO2层，利用光刻制成图案A的条纹掩模。
实施例2采用的不同于图案A的图案I。新图案I使用图案A的掩模，但同时还在没有该掩模处形成了ELO(横行生长)图案。该ELO图案是按6次对称配置的，使直径2μm的圆形开口部以4μm间距位于正三角形顶点。在确定取向时要使正三角形边平行于条纹。ELO图案是重复周期远比条纹图案小的图案。即图案I在图案A上重合ELO(横行生长)掩模的混合型图案。
图案A  条纹宽s＝50μm、间距p＝400μm图案I  图案A(s＝50μm、p＝400μm)+ELO掩模(2μm×4μm，6次对称)由于是在异种基板上直接放上掩模图案，所以其取向不能由GaN晶体取向定义，要用异种基板取向来定义。在GaAs基板的场合，条纹长度方向为<11-2>方向。在蓝宝石基板的场合，条纹长度方向为<11-20>方向。在Si基板的场合则为<11-2>方向。就这样，在基板不同、图案不同的情况下制作了4种样品F-I。各样品详见于下。
样品F：直接设图案A的(111)GaAs基板样品G：直接设图案A的(0001)蓝宝石基板样品H：直接设图案A的(111)Si基板样品I：直接设图案I(图案A+ELO)的(111)GaAs基板这些样品试料附上了掩模的状态见图11(1)。同实施例1一样，对样品F-I采用HVPE法形成GaN层。HVPE法是这样实施的：反应炉上方设有金属Ga隔板，在下方设有承载基板的基座。从上方给Ga板提供氢气和HCl气以生成GaCl，GaCl流向下方，在和已被加热的基板接触的部位供给氨气，通过和GaCl反应而合成GaN。在掩模上低温生长了GaN缓冲层后，再以高温厚厚地生长一层GaN取向生长层。即，让GaN分两阶段生长。
(1、GaN缓冲层的生长)在GaAs、Si、蓝宝石基板等上面利用HVPE法在以下条件下生长了GaN缓冲层。通常是经常在低温下设缓冲层的。
氨分压     0.2atm(20kPa)HCl分压    2×10-3atm(200Pa)生长温度   490℃生长时间   15分钟缓冲层厚   50nm(2、GaN取向生长层的生长)在低温生长出的缓冲层之上利用HVPE法以高温形成了取向生长层。
氨分压     0.2atm(20kPa)HCl分压    2.5×10-2atm(2500Pa)生长温度   1010℃生长时间   11小时取向生长层厚约1400μm(1.4mm)关于样品F-I得到的都是厚1.4mm的透明GaN单晶膜，外观同实施例1的样品一样，透明、具有玻璃感。是凹凸生长、表面由凹凸集合构成。如同将多个近似正三角形的三棱柱放倒排列的峰谷交错的形状，而且，峰谷等间距有规律地排列着。这一有规律排列是同基板上形成的掩模的位置相吻合的。凹凸面谷间间距约400μm、和条纹掩模的间距(400μm)一样。即，呈峰谷以间距400μm交错形成于表面的形状。虽然是透明的，但是通过显微镜观察即可看到表面有规律地排列着凹凸(V沟(谷))。
得知：样品F-I表面的形成三棱柱的凹凸面56构成是以{1-22}面为中心的。在邻接的两个{11-22}面56形成的峰的顶部57可以看到20-40μm左右宽的镜面状的(0001)面。而在邻接的两个{11-22}面56形成的谷的底部59则存在相对于这些凹凸面角度稍浅的凹凸面。外观上同实施例1的样品完全一样。
对4种基板(样品F-I)进行了磨削加工。首先，磨削去掉了背面的GaAs基板、Si基板、蓝宝石基板。其后，磨削表面，达到平板基板状。GaAs基板(样品F、I)、Si基板(样品H)比蓝宝石基板(样品G)容易加工。然后进行研磨加工，形成具有平坦表面的基板。到此，得到直径约为2英时的氮化镓基板，形状如图11(3)所示。
这些GaN基板都是以GaN(0001)面、C面为表面的基板，基板本身平坦透明基板。在基板表面有规律地呈直线排列着缺陷集合区H，其形状为条纹形，宽h约为40μm。在封闭的缺陷集合区H外层存在着低缺陷单晶区Z及C面生长区Y。在横向上呈ZHZYZHZYZH...排列。
在低缺陷单晶区Z、C面生长区Y变位少，随着离开缺陷集合区H变位密度趋向降低。还确认出在有些地方一离开缺陷集合区H的交界变位就剧减。无论拿哪个样品来说，缺陷集合区H外侧的低缺陷单晶区Z、C面生长区Y的变位密度低都在5×106cm-2以下。该变位密度具体如下：样品F    3×106cm-2样品G    2×106cm-2样品H    3×106cm-2样品I    9×105cm-2可见，由于并用ELO掩模的样品I，变位密度变为最低。在样品F-I中，条纹状的封闭的缺陷集合区H情况同实施例1样品A的一样。在样品F、G、H、I，缺陷集合区H恰好在条纹掩模53正上方。以缺陷集合区H为谷间59、直线状有宽凹凸面56邻接于缺陷集合区H两侧生长，据此，变位被集合于缺陷集合区H。
又，可以利用显微镜等观察到在这些样品F-I表面上有直线状有宽缺陷集合区H，还可以观察到这些缺陷集合区H在厚度方向上贯通基板直到基板背面。
对并用了ELO方法的样品I进行了详细调查。经用硫酸与硝酸的混合酸在200℃温度下蚀刻发现：在样品I表面，只有缺陷集合区H被蚀刻成条纹状、变成凹陷部。
但是在背面却相反，缺陷集合区H几乎无变化，而低缺陷单晶区Z及格C面生长区Y被蚀刻成条纹状、变成凹陷部。由此可知：因蚀刻方法不同，也会使(0001)面的Ga面难以蚀刻、(000-1)面的氮(N)面容易蚀刻。这一现象显示出：只有缺陷集合区H会出现极性反转、从Ga面(0001)生长改成氮面(000-1)生长。
因此，可以认为，在样品I，相当于缺陷集合区H的角度稍浅地生长的区域反转，作为凹凸面(11-2-5)或(11-2-6)沿-c轴方向<000-1>生长。
关于以(111)面GaAs为基板的样品F，共制作了两张样品。其中一张(F1)上面业已说明，所制作出的基板是良好的。
但是另外一张样品(F2)，却不是这样，有的区域没有形成具有谷的三棱柱形凹凸面56。在有的区域上有凹凸面构成的倒12棱锥形坑成一列排列，取代本该有的缺陷集合区H的谷。
也有的地方形成了具有谷59的三棱柱形凹凸面56，但是即便如此，在一对凹凸面56所形成的谷54的底59却不存在本该存在的缺陷集合区H。谷底59的正下方不存在缺陷集合区H的理由尚不清楚，总之，事实上是制作出了这样的样品F2。
据认为，由于某原因缺陷集合区H没有形成，其结果导致出现没有形成三棱柱形分布的凹凸面的区域。即，也有的地方由于缺陷集合区H不存在，故在表面上形成棱锥形坑、形成不了三棱柱形构造。若以许多离散的坑来代替直线状伸展的V沟，这显然不符合本发明要利用条纹掩模的目的。故一定要找到原因。
为此，对样品(F2)进行了详细调查。了解到：在有凹凸面构成的坑排列着的区域，集中于坑底中央的变位束散布在宽广的区域上。经检测，样品F2表面的变位密度达7×106cm-2。这要比接着V沟54底部59生长缺陷集合区H的场合高。
另外，还确认出有面状缺陷存在。该面状缺陷是以坑中心为轴相互成60度角的形态而存在的。也有的面状缺陷从坑中心伸展100μm以上。其构造同图1(b)所示在先申请的坑构造的面状缺陷10一样。进一步还搞清：在没有缺陷集合区H而有三棱柱形凹凸面的区域，变位群呈线状排列于三棱柱底，用三维来表现的话，就是也出现了面状缺陷。
由上述可见，在象样品F2那样缺陷集合区H消失的场合，在凹凸面构成的三棱柱形凹凸形成部不能维持其形状，形状将会毁坏掉。
还了解到：在没有形成起变位消灭/积蓄作用的缺陷集合区H的场合，往往变位的集中不理想、变位扩散、甚至出现面状缺陷。从样品F2可以很好地理解到缺陷集合区H是重要的。
譬如，没有缺陷集合区H的话，假设三棱柱形凹凸面业已排列着，但变位不能有效地集中，不能形成低缺陷区，不足以得到本发明的效果。因此，在凹凸面构成的三棱柱形配置的底部有缺陷集合区H情况下生长是发挥本发明效果的必要条件。
实施例3(因掩模种类的差异)(掩模种类：SiN、Pt、W、SiO2)接着，对掩模材料不同所造成的影响进行了调查。预备了多个具有面取向(111)A面的GaAs基板。这些样品包括——直接在(111)GaAs基板上形成厚0.15μm的Si3N4薄膜后所得到的物(J)、形成厚0.2μm的Pt薄膜后所得到的物(K)、形成厚0.2μm的W薄膜后所得到的物(L)、在厚0.1μm的SiO2薄膜上形成厚0.2μm的GaN后所得到的物(M)、以及在厚0.1μm的SiO2薄膜上形成厚0.2μm的AlN后所得到的物(N)。
关于M，是利用MOCVD方法并以低温(600℃)在SiO2薄膜/GaAs基板上生长GaN。关于N，是以低温(700℃)在SiO2薄膜/GaAs基板上生长AlN。GaN、AlN的晶体状态是微细多晶状态。M、N的合计膜厚均是0.3μm左右。
其后，通过光刻在Si3N4薄膜、Pt薄膜、W薄膜、GaN/SiO2薄膜、以及AlN/SiO2薄膜上形成图案。该图案采用了实施例1的条纹形图案A(s＝50μm、p＝400μm)。无论哪个图案的条纹方向(长度方向)都是GaAs基板的<11-2>方向。
对这4种薄膜利用X线折射法进行了调查。Si3N4薄膜是非晶质，Pt薄膜是多晶，W薄膜是多晶，SiO2薄膜通常为非晶质，但在其上生长了多晶GaN、AlN，这些是微细多晶。
上述制作的样品共有下述5种，分别称样品J、K、L、M、N。其制造工序同图11所示的一样。
样品J：直接形成了图案A的带Si3N4薄膜GaAs基板样品K：直接形成了膜图案A的带Pt薄GaAs基板样品L：直接形成了图案A的带W薄膜GaAs基板样品M：直接形成了图案A的带GaN/SiO2薄膜GaAs基板样品N：直接形成了图案A的带AlN/SiO2薄膜GaAs基板然后，利用HVPE法在这些基板上进行GaN生长。实施例3的HVPE法的实施同实施例1、2的一样。在本实施例3中，同实施例2一样，最初是低温形成缓冲层。生长方法同实施例2几乎相同。
(缓冲层的生长条件)生长温度    约490℃NH3分压    0.2atm(20kPa)HCl分压     2×10-3atm(2kPa)生长时间    20分钟膜厚        60nm由于缓冲层只有60nm左右厚，所以比图案厚度(150-300nm)薄。缓冲层不带掩模，只在GaAs基板上形成。
随后升温，在1030℃高温下生长GaN取向生长层。取向生长层的生长条件如下所示——(取向生长层的生长条件)
生长温度   1030℃NH3分压   0.25atm(25kPa)HCl分压    2.5×10-2atm(2.5kPa)生长时间   13小时结果，得到平均膜厚约为1.9mm的GaN单晶厚膜。样品J、K、L、M、N在外观上几乎具有一样的表面形态。
这些样品J-N，表面由凹凸集合构成，如同将多个近似正三角形的三棱柱放倒、等间距有规律地排列着的形状。通过显微镜观察得知：这一有规律配置的位置是同基板上当初形成的掩模的位置完全一致的，凹凸面谷间54的底59同条纹掩模位置53吻合(图11)。凹凸面谷间间距约400μm、和条纹掩模的间距(400μm)相等。即，呈峰谷以间距400μm交错形成于表面的形状。
形成三棱柱的凹凸面56主要是{1-22}面。在邻接的两个{11-22}面56形成的峰的顶部可以看到30-50μm左右宽的镜面状的(0001)面(C面生长区Y)。
还了解到：在样品J、L、M、N中，邻接的两个{11-22}面形成的谷的底部59存在相对于这些凹凸面56角度稍浅的凹凸面。同上述一样，外观上同实施例1的样品A完全一样。
但是，关于样品K，在V沟54的底59看到了疙疙瘩瘩的起伏。几乎都是看不到单晶的凹凸面的区域。
其后，对这5种基板进行了磨削加工。通过磨削加工去掉了各自背面的GaAs基板，其后，对表面进行磨削加工，达到平板状。随后，进行研磨加工，制成具有平坦表面的基板。到此，得到直径约为2英时的GaN基板。
这些氮化镓基板是以(0001)面(C面)为表面的基板。基板本身平坦透明。
缺陷集合区H在基板表面上有规律地、呈有宽条纹状、直线地、沿<1-100>方向排列着，其相互间距为400μm。另外缺陷集合区H宽h大致为40μm。这同衬底条纹掩模是对应的。
但是，在样品K的许多地方，缺陷集合区H的形状不定，或粗或细，不保持40μm宽度。
利用阴极发光(CL)对变位密度进行测定得知：缺陷集合区H外侧(低缺陷单晶区Z、C面生长区Y)变位少，随着离开缺陷集合区H，变位密度也趋降低。还确认出：在有些地方，一离开缺陷集合区H的交界，变位就剧减。缺陷集合区H外侧的低缺陷单晶区Z、C面生长区Y的平均变位密度都在5×106cm-2以下，具体如下所示：样品J：3×106cm-2样品K：4×106cm-2样品L：3×106cm-2样品M：1×106cm-2样品N：2×106cm-2样品J、L、M的缺陷集合区H情况和实施例1的样品A的一样。样品J、L、M也是在条纹掩模上存在缺陷集合区H，以缺陷集合区H为谷间59、直线状有宽凹凸面56邻接于缺陷集合区H两侧生长，据此，变位被集合于缺陷集合区H。
又，可以利用荧光显微镜等观察到在这些样品表面上有直线状有宽缺陷集合区H，还可以观察到这些缺陷集合区H在厚度方向上贯通基板直到基板背面。
根据TEM、CL评价结果得知：在样品J、L、M、N，存在于凹凸面56构成的谷间59的缺陷集合区H是单晶。
在样品M、N也一样，尽管掩模是多晶GaN或AlN，但是也呈单晶状态。这表明在掩模上具有浅角度的凹凸面是横向生长的。
又，根据对样品J、M的缺陷集合区H所进行的调查结果得知：缺陷集合区H本身是单晶，但是同其他部分比较出现c轴反转。即，在低缺陷单晶区Z、C面生长区Y处基板表面是(0001)面(即Ga面)，而在缺陷集合区处则为(000-1)面(即氮面)。因此，在缺陷集合区H与低缺陷单晶区Z的界面60存在明显的晶面粒界K，在晶面粒界能有效地消灭、积蓄变位。
另一方面，对样品K拍摄基板表面CL像进行观察得知：其同其它样品稍有不同，即缺陷集合区H为多晶。通过CL像及TEM构造解析得知：该封闭的缺陷集合区H具有各种各样形态，譬如以下一些形态。
K1为多晶，由若干晶粒构成；K2晶粒有一个，但具有同周围单晶区不同的晶体取向；K3为只<0001>轴同周围单晶区(低缺陷单晶区Z与C面生长区Y)相同，而其他晶体取向不同。
若此，搞清了样品K具有各种各样的多晶缺陷集合区H。
但是，即便是这样的样品K，也有直线状有宽凹凸面56以缺陷集合区H为谷间59在其两侧形成，呈放倒的三棱柱状，一边维持该形状一边生长。据此，变位被集合于缺陷集合区H，变位减少。又，样品K的缺陷集合区H也和预先形成的掩模的位置一致，故样品K也是本发明实施形态之一。
关于样品K的比较显著的多晶构成的缺陷集合区H，实际上在其他样品譬如样品A、样品J等也能看到在极个别的地方存在，只不过在样品K上尤其显著。
关于样品K的比较显著的多晶构成的缺陷集合区H的产生原因，据认为是：在生长初期，条纹掩模上形成的GaN构成的多晶比从基板生长出的GaN单晶先伸展开，在被角度浅的凹凸面埋上之前就已经得到充分伸展。
实施例1-3描述的样品A-N的GaN基板的参数——条纹掩模宽s、晶体缺陷集合区H宽h、掩模间距p、C面生长区Y宽y、GaN生长膜膜厚T由下表1给出。单位为μm。
表1                                                       单位：μm
实施例4(制作坯料，图12、13、14)以下描述本发明实施例4。
使用了两种样品，其中一个是实施例1中利用图案A制作的GaN基板，业已去除了衬底基板、并进行了表面加工、研磨，已经具备了在基板上实施取向生长的条件，将之称为样品O。
另一个样品也是用和实施例1一样的工序制作的，预先利用HVPE法在蓝宝石基板上生长一层厚2μm的GaN取向生长层，在其表面上形成以层0.1μm的SiO2薄膜，并利用光刻形成图案。这一图案为实施例1中的图案A。将该样品称作样品P。
利用样品O和样品P，同时在其上面厚厚地形成GaN取向生长层，生长方法同实施例1的一样，即为HVPE法。以氢气为载体气体，在1030℃高温下生长GaN取向生长层。取向生长层的生长条件如下所示。另外，样品样品P的基板口径都是30mm。
生长温度   1030℃NH3分压   0.25atm(25kPa)HCl分压    2.0×10-2atm(2.0kPa)生长时间   80小时结果，从两者都得到厚约10mm的GaN晶体坯料(图12(2))。将这两个坯料分别称作O坯料和P坯料。两个坯料都是在具有同一表面形态下生长的。即，该两样品都由凹凸面构成，如同将多个近似正三角形的三棱柱放倒排列的形状，而且是基本上等间距有规律地排列着。因为从这一有规律配置的位置上看，凹凸面谷间同条纹掩模的位置相吻合。凹凸面谷间间距同条纹掩模间距一样，约400μm，呈峰谷交错地铺开凹凸面的形状。但是，同实施例1相比，散乱较多。
形成三棱柱的凹凸面以{1-22}面为主。在邻接的两个{11-22}面形成的峰的顶部可以看到有宽的镜面状的(0001)面。而且，在邻接的两个{11-22}面形成的谷的底部，有象实施例1中看到的那种相对于这些凹凸面角度稍浅的凹凸面，其形状散乱，难以观察。
尤其应予注意的是O坯料。其只不过是在没设图案的情况下在业已制作的GaN基板上进一步生长的产物而已，但生长后的表面形态却呈和形成图案场合同等的表面形态。
进一步，纵向将这些坯料一端切开后对断面进行了观察，结果得知：在O坯料，在作为晶种的晶体缺陷集合区H之上又接着生长出晶体缺陷集合区H，而低缺陷单晶区Z和C面生长区Y上未必一样，但不是有低缺陷单晶区Z就是有C面生长区Y会在生长界面生长出来。当然，缺陷集合区H是处于凹凸面构成的斜面的谷底。
对这两种坯料进行切薄片加工而切出了多张GaN基板后，进行表面磨削加工、研磨加工。切薄片加工是采用钢丝锯。其结果，从各坯料均得到9张GaN基板。
这些基板当中，在生长终期的2-3张中发现了异物缺陷等，而生长初期的6-7张却良好。这些基板是以(0001)面即C面为表面的基板，基板本身是平坦透明的。拍摄CL像观察到：在基板表面上缺陷集合区H以400μm间距有规律地沿<1-100>方向排列着。
但是，通过对坯料生长后半期的数张切片样品详细研究得知：本该以有宽直线状存在的晶体缺陷集合区H却未必是直线状。可以看到在直线间断或呈断裂线状。当然，晶体缺陷集合区H具有明确的交界，可明显地与周围低缺陷单晶区Z区别开。进一步，从CL像解析结果得知：变位直线状地集合于本该为直线状的晶体缺陷集合区H的位置处，但是，由于晶体缺陷集合区H间断或呈断裂线状，所以变位也中途消失或沿着排列方向自晶体缺陷集合区H跑出而存在着。但是从进一步详细的CL像观察结果得知：这种变位的跑出是在间断排列方向上高密度变位的跑出，但对于夹在间断排列的晶体缺陷集合区H的列与列之间的低缺陷单晶区Z并无太大影响。
晶体缺陷集合区H间断或断裂线状化，在厚长晶场合、某特定生长条件下生长场合常常可以看到。据认为可以容许这种晶体缺陷集合区H间断或断裂线状化。但是，若晶体缺陷集合区H完全消失，凹凸面构成的斜面形状就无法维持，也就失去了本发明的效果。图13及图14示意了晶体缺陷集合区H间断或断裂线状化。
如上所述，虽然出现了晶体缺陷集合区H间断或断裂线状间断或断裂线化，但是在晶体缺陷集合区H外侧变位少，随着离开缺陷集合区H，变位密度也趋降低。在距离晶体缺陷集合区H约30μm的区域发现了3×107cm-2左右的区域。但是在有些地方也看到，一离开缺陷集合区H的交界变位就剧减。在变位密度比较低的地方还存在1×105cm-2以下的区域。缺陷集合区H外侧的平均变位密度均在5×106cm-2以下，足以充当实用GaN基板。
这一方法可以认为是提高长晶生产性的有效制造方法。
本发明靠凹凸生长将变位集中于V沟(谷)底部以使其他部分低变位化，在V沟(谷)底部形成缺陷集合区H以封闭变位，不会出现变位又散开的现象。因为有了缺陷集合区H，所以本发明可以一举解决前述过的3大难题——(1)降低自凹凸面构成的V沟(谷)的中央变位集合部之变位的零乱分布。
(2)消灭凹凸面构成的V沟(谷)的中央变位集合部之面状缺陷。
(3)控制凹凸面构成的V沟(谷)的中央变位集合部之位置。
根据本发明方法，可以准确地控制变位集结的缺陷集合区H的位置，制作出低变位的氮化镓基板。另外，本发明的GaN基板，将变位有规律地集中在特定窄小的部分，用于半导体装置重要部分的部分(低缺陷单晶区Z和C面生长区Y)为低变位单晶。提供了最适于作InGaN蓝紫激光二极管(LD)等的低变位GaN基板。