基板と、前記基板上に形成され、金属のシアノ錯体からなる微粒子を1×1012/cm3以上の濃度で含まない半絶縁性窒化物半導体層とを備えた半絶縁性窒化物半導体ウエハ。前記半絶縁性窒化物半導体層に半絶縁性を付与する不純物は、Cr、Mo、W、Mn、Fe、Co、Niから選択される少なくとも1つの金属である請求項1に記載の半絶縁性窒化物半導体ウエハ。前記シアノ錯体中の金属が、遷移金属であるCr、Mo、W、Mn、Fe、Co、Niから選択される少なくとも1つの金属である請求項1又は2に記載の半絶縁性窒化物半導体ウエハ。前記基板は、直径10mm以上であり、ウエハ表面積の80に相当するウエハ内周側の位置での室温から200°Cにおける抵抗率の平均値が1×105Ωcm以上、1×1012Ωcm以下であり、その抵抗率のバラツキが±30以内である請求項1~3のいずれか1項に記載の半絶縁性窒化物半導体ウエハ。前記半絶縁性窒化物半導体層は、Si若しくは酸素、又はそれらの両方を不純物として含み、ウエハ表面積の80に相当するウエハ内周側の位置で、前記不純物の密度の合計が前記遷移金属の密度の10分の1以下である請求項1~4のいずれか1項に記載の半絶縁性窒化物半導体ウエハ。金属のシアノ錯体からなる微粒子を1×1012/cm3以上の濃度で含まない半絶縁性窒化物半導体自立基板。請求項1乃至5のいずれか1項に記載の半絶縁性窒化物半導体ウエハ又は請求項6に記載の半絶縁性窒化物半導体自立基板と、前記半絶縁性窒化物半導体ウエハの前記半絶縁性窒化物半導体層上、又は前記半絶縁性窒化物半導体自立基板上に形成され、電子走行層となる第1の窒化物半導体層と、前記第1の窒化物半導体層上に形成され、電子供給層となる第2の窒化物半導体層とを備えたトランジスタ。基板上にIII族原料を連続的又は断続的に供給するとともに、窒素原料と半絶縁性を付与する半絶縁性ドーパント原料とを交互に供給して前記基板上に半絶縁性窒化物半導体層を成長させる半絶縁性窒化物半導体層の成長方法。前記III族原料、前記窒素原料及び前記半絶縁性ドーパント原料の各原料の前記基板上への供給は、前記各原料を前記基板の上方から前記基板の表面の中央部に導入し、前記基板の表面の中央部に導入した前記各原料を前記基板の表面に沿って前記基板の表面全体に導く整流部材を用いて行う請求項8に記載の半絶縁性窒化物半導体層の成長方法。III族原料、窒素原料、及び半絶縁性を付与する半絶縁性ドーパント原料の各原料を、供給管を介して基板上に供給する原料供給手段と、前記原料供給手段の前記供給管と前記基板との間に設けられ、前記各原料を前記基板の上方から前記基板の表面の中央部に導入し、前記基板の表面の中央部に導入した前記各原料を前記基板の表面に沿って前記基板の表面全体に導く整流部材とを備えた半絶縁性窒化物半導体層の成長装置。前記原料供給手段は、前記基板上に前記III族原料を連続的又は断続的に供給するとともに、前記窒素原料と前記半絶縁性ドーパント原料とを交互に供給する請求項10に記載の半絶縁性窒化物半導体層の成長装置。しかしながら、窒化物半導体層の成長に用いられる通常の成長方法、例えば有機金属気相成長法MOVPE:MetalOrganicVaporPhaseEpitaxyやハイドライド気相成長法HVPEなどの方法を用いた場合、大面積で均一に高抵抗化された半絶縁性のウエハや自立基板を得にくいという問題がある。例えば、HVPE法で有機金属であるCp2Feビスシクロペンタジエニル鉄、C2H52Feを鉄ドーパント原料として用いてGaNなどの窒化物半導体層を3インチウエハ上に成長した場合、抵抗率としては平均として1×105~1×109Ωcmが得られる。しかし、ウエハの表面積の80に相当するウエハ内周側で抵抗率の分布を測定した場合、±60程度のバラツキが生じる。更に、このように抵抗率に大きなバラツキが生じた半絶縁性の窒化物半導体層は、結晶性が低下するという問題も生じる。このように半絶縁性ではあるものの抵抗率が不均一な窒化物半導体層上に、例えば、MOVPE法などを用いて例えばアンドープGaN層2μm/Al0.2Ga0.8N層30nmというHEMT構造を成長した場合、GaN層の膜厚やAlGaN層の膜厚組成に±10~20程度の不均一が生じてしまう。これは、下地のFeドープGaN層の抵抗率が基板/ウエハ面内において異なる。基板/ウエハ面内において熱伝導率にも違いが生じ、そのためにHEMT構造成長中のウエハ表面の温度に違いが生じる結果である。また、このような窒化物半導体層は、抵抗率の不均一化とともに結晶性の低下を伴う場合がほとんどなため、その上に成長したHEMT構造にソース、ドレイン、ゲート電極を形成して素子化した場合には、結晶性の低下が原因となり、半絶縁性ではない窒化物半導体層上に成長したものよりもゲートリーク電流が大幅に増大するという問題も生じる。本発明の目的は、高い抵抗率例えば、1×105Ωcm以上、1×1012Ωcm以下、良好な抵抗率の均一性例えば、ウエハ表面積の80に相当するウエハ内周側の位置での抵抗率のバラツキが±30以下、及び良好な結晶性例えば、X線回折の半値幅が30~300秒を有する半絶縁性窒化物半導体ウエハ、半絶縁性窒化物半導体自立基板及びトランジスタ、並びに半絶縁性窒化物半導体層の成長方法及び成長装置を提供することにある。本発明者は、半絶縁性GaNにおける抵抗率の不均一性を改善すべく鋭意検討を行った結果、成長装置内にCr、Mo、W、Mn、Fe、Co、Niなどの半絶縁性ドーパント原料の有機金属とアンモニアを同時に供給すると、気相中で局所的に金属のシアノ錯体からなる微粒子が形成され、気相中のドーパント濃度が局所的に極度に減少し、これが原因で抵抗率の大きなバラツキを生じることを見出した。この現象に関してはこれまで類似の報告は無く、本発明者が独自に見出した知見である。また、気相中で形成された金属のシアノ錯体微粒子自体は非常に安定なため分解することなく成長中に窒化物半導体結晶中に取り込まれる。その濃度が大きい場合、結晶性を劣化させる原因ともなる。半絶縁性ドーパント原料を有機金属ではなく、例えば金属に塩酸ガスを吹き付けるなどして炉内で金属塩化物を生成し、これを成長領域に導入する場合には、シアノ錯体の発生は抑制可能であり、上記のような問題は生じない。ただし、半絶縁性ドーパント原料となる金属の多くは、現状では半導体製造に適した高純度なものが安価に得られない。このため、上記の方法を用いた場合には、例えば装置内に存在する石英製の部材から放出されるSiや酸素などの導電性を付与するドーパントも同時に供給されることになり、そもそも半絶縁性を得るのが困難になるという問題がある。このため、半絶縁性ドーパント原料としては、有機金属が現実的な選択となる。このように、現実的に半絶縁性ドーパント原料としては有機金属炭素を含むしか選択肢が無く、かつ、半絶縁性ドーパント原料の有機金属とアンモニアの気相反応が原因となり、抵抗率が均一な半絶縁性窒化物半導体ウエハを得ることが困難であるというのが従来の状況であった。本発明者は、交互供給などの手段で、少なくとも半絶縁性ドーパント原料の有機金属とアンモニアを同時に成長領域に供給するのを避けることが、この問題を回避し、均一で高い抵抗率を有し、かつ結晶性の良好な半絶縁性窒化物半導体ウエハを得るために必須であることを明らかにし、本発明に至った。本発明の一態様は、上記目的を達成するため、直径10mm以上の基板と、前記基板上に形成され、金属のシアノ錯体からなる微粒子を1×1012/cm3以上の濃度で含まない半絶縁性窒化物半導体層とを備えた半絶縁性窒化物半導体ウエハを提供する。前記半絶縁性窒化物半導体層に半絶縁性を付与する不純物は、Cr、Mo、W、Mn、Fe、Co、Niから選択される少なくとも1つの金属であるのが好ましい。前記シアノ錯体中の金属が、遷移金属であるCr、Mo、W、Mn、Fe、Co、Niから選択される少なくとも1つの金属であるのが好ましい。前記基板は、直径10mm以上であり、ウエハ表面積の80に相当するウエハ内周側の位置での室温から200°Cにおける抵抗率の平均値が1×105Ωcm以上、1×1012Ωcm以下であり、その抵抗率のバラツキが±30以内であるのが好ましい。前記半絶縁性窒化物半導体層は、Si若しくは酸素、又はそれらの両方を不純物として含み、ウエハ表面積の80に相当するウエハ内周側の位置で、前記不純物の密度の合計が前記遷移金属の密度の10分の1以下であるのが好ましい。また、本発明の一態様は、上記目的を達成するため、金属のシアノ錯体からなる微粒子を1×1012/cm3以上の濃度で含まない半絶縁性窒化物半導体自立基板を提供する。また、本発明の一態様は、上記目的を達成するため、上記半絶縁性窒化物半導体ウエハ又は上記半絶縁性窒化物半導体自立基板と、前記半絶縁性窒化物半導体ウエハの前記半絶縁性窒化物半導体層上、又は前記半絶縁性窒化物半導体自立基板上に形成され、電子走行層となる第1の窒化物半導体層と、前記第1の窒化物半導体層上に形成され、電子供給層となる第2の窒化物半導体層とを備えたトランジスタを提供する。また、本発明の一態様は、上記目的を達成するため、基板上にIII族原料を連続的又は断続的に供給するとともに、窒素原料と半絶縁性を付与する半絶縁性ドーパント原料とを交互に供給して前記基板上に半絶縁性窒化物半導体層を成長させる半絶縁性窒化物半導体層の成長方法を提供する。前記III族原料、前記窒素原料及び前記半絶縁性ドーパント原料の各原料の前記基板上への供給は、前記各原料を前記基板の上方から前記基板の表面の中央部に導入し、前記基板の表面の中央部に導入した前記各原料を前記基板の表面に沿って前記基板の表面全体に導く整流部材を用いて行うのが好ましい。また、本発明の一態様は、上記目的を達成するため、III族原料、窒素原料、及び半絶縁性を付与する半絶縁性ドーパント原料の各原料を、供給管を介して基板上に供給する原料供給手段と、前記原料供給手段の前記供給管と前記基板との間に設けられ、前記各原料を前記基板の上方から前記基板の表面の中央部に導入し、前記基板の表面の中央部に導入した前記各原料を前記基板の表面に沿って前記基板の表面全体に導く整流部材とを備えた半絶縁性窒化物半導体層の成長装置を提供する。前記原料供給手段は、前記基板上に前記III族原料を連続的又は断続的に供給するとともに、前記窒素原料と前記半絶縁性ドーパント原料とを交互に供給するのが好ましい。本発明によれば、高い抵抗率例えば、1×105Ωcm以上、1×1012Ωcm以下、良好な抵抗率の均一性例えば、ウエハ表面積の80に相当するウエハ内周側の位置での抵抗率のバラツキが±30以下、及び良好な結晶性例えば、X線004回折の半値幅が30~300秒を有する半絶縁性窒化物半導体層が得られる。[実施の形態]本発明の実施の形態に係る半絶縁性窒化物半導体層の成長方法は、基板上にIII族原料、窒素原料、及び半絶縁性を付与する半絶縁性ドーパント原料を供給して前記基板上に半絶縁性窒化物半導体層を成長させる半絶縁性窒化物半導体層の成長方法において、前記III族原料は、連続的又は断続的に前記基板上に供給し、前記窒素原料と前記半絶縁性ドーパント原料は、交互に前記基板上に供給するものである。ここで、交互とは、窒素原料の供給と、半絶縁性ドーパント原料の供給との間に両者のいずれも供給していない時間帯があってもよく、両者がともに供給している時間帯があってもよい。窒素原料と半絶縁性ドーパント原料とを交互に基板上に供給することで、金属のシアノ錯体微粒子の形成が抑制され、抵抗値のバラツキが小さくなる。また、III族原料、窒素原料及び半絶縁性ドーパント原料の各原料の基板上への供給は、各原料を基板の上方から基板の表面の中央部に導入し、基板の表面の中央部に導入した各原料を基板の表面に沿って基板の表面全体に導く整流部材を用いて行うのが好ましい。上記の成長方法によって得られた半絶縁性窒化物半導体層は、金属のシアノ錯体からなる微粒子シアノ錯体微粒子を1×1012/cm3以上の濃度で含まないことに特徴がある。金属のシアノ錯体微粒子が窒化物半導体層に混入すると、半絶縁性窒化物半導体層の結晶性が低下する。シアノ錯体微粒子の濃度としては、1×1012/cm3未満が実用レベルであるが、1×1010/cm3未満であるのがより好ましく、シアノ錯体微粒子を含まないのが最も好ましい。上記の窒化物半導体層の成長方法としては、HVPE法あるいはMOVPE法が好ましいが、分子線エピタキシーMBE:MolecularBeamEpitaxy法や昇華法でも良い。上記の窒素原料としては、アンモニアが好ましいが、例えばMBE法においては窒素プラズマを用いても良い。上記の半絶縁性ドーパント原料としては、有機金属が好ましい。例えば、鉄ドープを行う場合には、Cp2Feビスシクロペンタジエニル鉄、C5H52FeやMeCp2Feビスメチルシクロペンタジエニル鉄、CH3C5H42Feが挙げられる。また、半絶縁性ドーパント原料は、水素、窒素などで希釈して供給されるのが好ましい。また、成長装置内でのガス供給管の管壁への半絶縁性ドーパント原料の析出を防止するために、半絶縁性ドーパント原料の供給時に塩酸などと混合して供給しても良い。上記の窒化物半導体層の原料となる窒素希釈の窒素ではなく含有V族原料と、半絶縁性ドーパント原料は同時に供給しないのが好ましい。窒素原料と半絶縁性ドーパント原料を交互に供給するのは、本発明の好ましい実施方法である。この場合、窒化物半導体層を構成するもう一方の原料であるIII族原料は連続的に供給しても良いし、半絶縁性ドーパント原料と同じタイミングで断続的に供給しても良い。交互供給の周期としては、1秒~1分程度が好ましい。また、この周期内での半絶縁性ドーパント原料と窒素原料の供給時間の比率は10:1~1:10の間であるのが好ましい。更に、半絶縁性ドーパント原料と窒素原料の供給の間には、金属のシアノ錯体微粒子の生成を抑制する観点から、1~10秒程度のパージ浄化時間を設けるのが好ましい。上記の窒化物半導体層が成長する成長装置としては、後述する図2のHVPE成長装置1Aのように、原料ガスが供給口~成長部~排気にわたって、逆流や滞留せずに一方通行で流れる配置とするのが好ましい。原料ガスの流れに逆流や滞留があると、交互供給の効果が薄れ、金属のシアノ錯体微粒子が発生しやすくなるためである。また、交互供給の効果を高めるためには、窒素原料の供給口と半絶縁性ドーパント原料の供給口は分離されているのが好ましい。以上の方策により、気相中での金属のシアノ錯体微粒子の生成が抑制され、抵抗率が均一で、かつ結晶性の良好な半絶縁性窒化物半導体ウエハを得ることができる。上記の窒化物半導体ウエハのサイズとしては、直径10mm以上であるのが好ましい。ウエハがこれよりも小さい場合には、金属のシアノ錯体微粒子を含んでいても実用上問題ない均一性が得られる場合があるが、ウエハが大きくなればなるほど均一性の確保が困難になり、本実施の形態の方法が有効となる。産業応用上はウエハサイズとしては、直径2インチ50mm以上が好ましく、4~8インチであるのがより好ましい。上記の半絶縁性ドーパント原料に含まれる不純物としては、遷移金属であるCr、Mo、W、Mn、Fe、Co、Niから選択される少なくとも1つの金属であるのが好ましい。半絶縁性を付与する不純物として、これらを用いた場合には、上記のシアノ錯体を構成する金属は、Cr、Mo、W、Mn、Fe、Co、Niから選択される少なくとも1つである。本実施例により実現される半絶縁性窒化物半導体層のウエハ表面積の80に相当するウエハ内周側の位置での室温から200°Cにおける抵抗率の平均値が1×105Ωcm以上である窒化物半導体ウエハは、高速ハイパワーデバイス用の基板として好適である。上記の抵抗率の平均値としては、1×108Ωcm以上であるのがより好ましく、1×1011Ωcm以上であるのが更に好ましい。また、上記の抵抗率のバラツキ=±最大値-最小値/平均値/2は±30以内であるのが好ましく、±10以内であるのが更に好ましく、±5以内であるのが最も好ましい。上記の半絶縁性窒化物半導体層は、結晶中にSiあるいは酸素などのn型伝導性を付与する不純物を含んでも良いが、上記ウエハの表面積の80に相当するウエハ内周側の位置で、その不純物密度の合計が上記遷移金属の密度の10分の1以下であるのが好ましい。上記の窒化物半導体ウエハは、サファイア、SiC、ZnO、Si、GaAsなどの異種基板上に窒化物半導体層を成長したもの、窒化物半導体自立基板上に窒化物半導体層を成長したものでもよい。また、窒化物半導体ウエハの代わりに窒化物半導体自立基板それ自体でもよい。ここで異種基板とは、当該基板上に形成しようとする薄膜などの材質と異なる材質からなる基板のことをいう。自立基板とは、自らの形状を保持でき、ハンドリングに不都合が生じない程度の強度を有する基板をいう。このような強度を具備するようにするため、自立基板の厚みは200μm以上であることが好ましい。異種基板上に成長した窒化物半導体層の場合、転位密度が1×1010/cm2以下、1×109/cm2以下、又は1×108/cm2以下のものを得ることができる。上記窒化物半導体ウエハが窒化物半導体自立基板上に窒化物半導体層を成長したものか、又は窒化物半導体自立基板それ自体である場合には、成長条件に依存するが、転位密度が1×107/cm2以下、1×106/cm2以下、又は1×105/cm2以下のものを得ることができる。また、上記の窒化物半導体ウエハ、あるいは窒化物半導体自立基板上に窒化物半導体層を積層してなる、HEMTなどの窒化物半導体電界効果トランジスタは、本発明の好ましい実施形態である。更に、HEMT上にヘテロバイポーラトランジスタを積層した構造にも適用可能である。実施の形態の効果本実施の形態によれば、以下の効果を奏する。1均一で高い抵抗率を有し、かつ結晶性の良好な半絶縁性窒化物半導体ウエハ及び自立基板が初めて実現される。すなわち、高い抵抗率例えば、1×105Ωcm以上、1×1012Ωcm以下、良好な抵抗率の均一性例えば、ウエハ表面積の80に相当するウエハ内周側の位置での抵抗率のバラツキが±30以下、及び良好な結晶性例えば、X線004回折の半値幅が30~300秒を有する半絶縁性窒化物半導体層が得られる。2また、これらのウエハや自立基板上に成長したHEMT構造は、従来法による同様のウエハや自立基板上に形成したものよりも膜厚組成の均一性が高くできるため、特性の均一性が高くなる。また、ゲートリーク電流も大幅に低減することができる。本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。まず、以下に説明する比較例の方法により半絶縁性GaNウエハを製作する方法とその場合のウエハ特性について説明する。比較例1図4は、比較例に係るHVPE成長装置の概略の構成を示す図である。比較例1においては、図4に示す構成のHVPE成長装置1Bを用いて基板10、例えばサファイア基板上に、低温成長GaNバッファ層を介して窒化物半導体層としての5μmのGaN層を成長した。HVPE成長装置1Bは、原料部3aと成長部3bに分かれており、それぞれが別々の原料部ヒータ4a、成長部ヒータ4bによりそれぞれ約800°C、500~1200°Cに加熱される。原料部3aから成長部3bに向けて、V族ライン61、III族ライン62、エッチング/ドープライン63の3系統のガス供給ライン供給管6が設置されている。V族ライン61からは、窒素原料としてのNH3とともに、キャリアガスとして水素、窒素あるいはこれらの混合ガスが供給される。III族ライン62からは、HClとともに、キャリアガスとして水素、窒素、又はこれらの混合ガスが供給される。III族ライン62の途中にはGa融液タンク7が設置されており、ここでHClガスと金属ガリウムが反応してIII族原料としてのGaClガスが生成され、GaClガスが成長部3bへと送り出される。エッチング/ドープライン63からは、未成長時及びアンドープGaN層成長時に水素/窒素の混合ガスが導入され、ドープされたGaN層成長時にドーパント原料、HClガス、水素及び窒素が導入される。比較例1では、後述する図1dに示すように、NH3、HCl、CP2Feを連続的に供給した。なお、ガス供給ライン6及びGa融液タンク7は、原料供給手段を構成する。半絶縁性ドーパント原料としては、反応炉2外に保管されたCp2Feを水素でバブリングして供給した。また、成長後にHVPE成長装置1B内に付着したGaNを除去するために行う1100°C程度の温度でのベーキング時には、エッチング/ドープライン63から塩酸ガス、水素及び窒素が導入される。成長部3bには、3~100rpm程度の回転数で回転するトレー5が設置され、そのガス供給ライン6の出口と対向した面設置面5a上に基板10が設置される。原料ガスは基板10上へのGaN成長に使用された後、最下流部から排気管9を介して排気される。比較例及び実施例での成長は全て常圧1気圧にて実施した。各ライン61、62、63の配管、Ga融液タンク7、トレー5の回転軸5bは、高純度石英製であり、トレー5は、SiCコートのカーボン製である。また、各ライン61、62、63の配管は、外径10mm、内径8mmを有し、5mmの間隔を設けて互いに隣接している。また、各ライン61、62、63の配管の先端は、基板10に正対しており、基板10の表面から10cmの範囲にある。基板10として用いるサファイア基板としては、表面がC面からM軸方向に0.3°傾斜した表面を有し、厚さが900μm、直径が100mmのものを用いた。HVPE成長HVPE成長は、以下のように実施した。サファイア基板をHVPE成長装置1Bのトレー5にセットした後、純窒素を流し、反応炉2内の大気を追い出す。次に、水素3slmと窒素7slmの混合ガス中で基板温度を1100°Cとし、10分間保持した。その後、基板温度を550°Cとし、低温成長GaNバッファ層を1200nm/時の成長速度で20nm成長した。この際に流すガスとしては、III族ライン62からHClを1sccm、水素を2slm、窒素を1slm、V族ライン61からアンモニアを1slm、水素を2slm、エッチング/ドープライン63から水素を3slmとした。低温成長GaNバッファ層の成長後、基板温度を1050°Cに上昇させ、5μmの鉄ドープGaN層を120μm/時の成長速度で成長した。この際に流すガスとしては、III族ライン62からHClを100sccm、水素を2slm、窒素を1slm、V族ライン61からアンモニアを2slm、水素を1slmとした。エッチング/ドープライン63から水素を2.8slm、HClを100sccm、水素を100sccmとし、バブリングしたCp2Feを導入した。Cp2FeとGaClとのモル比以下、Cp2Fe/GaCl比という。は、10-6~10-2の範囲とした。比較のために、鉄ドープを行わないアンドープGaN層も同様にして成長した。鉄ドープGaN層の成長後にアンモニアを2slm、窒素を8slm流しつつ、基板温度を室温付近まで冷却した。その後、数10分間窒素パージを行い、反応炉2内を窒素雰囲気としてから基板10を取り出した。GaN層の特性図5は、比較例1により得られたGaN層の特性を示す。図5aは、Cp2Fe/GaCl比と抵抗率との関係を示す図、図5bは、Cp2Fe/GaCl比と抵抗率のバラツキとの関係を示す図、図5cは、Cp2Fe/GaCl比とX線004回折の半値幅秒との関係を示す図である。Cp2Fe/GaCl比が10-5より小さい場合と10-3以上の場合には、半絶縁性は得られず、抵抗率が0.1Ωcm以下のn型伝導性を示した。このため、10-5より小さい場合と10-3以上の試料は、図5a、図5bにはプロットされていない。Cp2Fe/GaCl比が10-5以上10-3未満の場合には、抵抗率の面内の平均値が1.5×105Ωcm以上の半絶縁性となった。ここでの抵抗率の面内の平均値とは、ウエハ面内の中心側80の面積内での値のことである。図5bから明らかなように、ウエハ面内での抵抗率のバラツキは±60程度であり、非常に不均一であった。ここで、抵抗及びバラツキの測定は、以下のように行った。各試料とも、基板表面における所定の方向の半径線分上における、ウエハ外周縁より5mmの位置と、ウエハ中心と、これら2点間の線分を4等分する3点との合計5点で測定した。さらに、中心角で±45°、±90°異なる半径線分上における、ウエハ外周縁から内側に5mmの位置と、ウエハ外周縁から内側に5mmの位置とウエハ中心との間の線分を4等分する3点との合計4点で測定した。そして合計17点の測定点で測定し、バラツキを求めた。なお、上記測定は、円形基板の場合の一例を示したものであるが、測定点は、上記測定点、測定位置に限られず、基板サイズや形状により、基板面内の適宜分散した複数の位置で測定すればよい。また、図5cに示すように、結晶性を調べるためにX線回折測定を行ったところ、004回折のロッキングカーブ半値幅はアンドープGaNで200秒程度であり、Cp2Fe/GaCl比が2×10-4より小さい場合に200秒台であった。しかし、Cp2Fe/GaCl比の増加とともに半値幅が増加した。このことは、Cp2Fe/GaCl比の増加に伴い結晶欠陥が増加していることを示唆している。Cp2Fe/GaCl比が10-5より小さい場合にn型伝導性を示すのは、結晶中のSiと酸素の濃度の和がFeの濃度よりも高いためであることが2次イオン質量分析法SIMS:SecondaryIonMassSpectrometryによる測定から確認された。Siと酸素は、成長装置1Bの内壁から放出され、成長中に結晶中に取り込まれる。SIMSの測定によると、その濃度は、今回用いた成長条件ではSiが1×1017/cm3程度、酸素が3×1016/cm3程度であった。Cp2Fe/GaCl比が10-5以上となると、GaN中のFe濃度の方がSiと酸素濃度よりも多くなり、半絶縁性を示すようになる。ここで得られた半絶縁性GaN層のFe濃度は、3×1017~2×1018/cm3の範囲であった。Cp2Fe/GaCl比が10-3以上となると、X線回折測定の半値幅に示されるようにGaN結晶の劣化により欠陥準位を介した伝導が支配的となり、再びn型伝導性を示すようになる。結晶性劣化の原因を特定するために、上記の試料の一部に対して透過電子顕微鏡TEM観察を行った。その結果、アンドープGaNの転位密度が3×108/cm2であるのに対して、Cp2Fe/GaCl比が5×10-6以上の試料においては、これよりも転位密度が増大していることが判明した。また、Cp2Fe/GaCl比が5×10-6以上の試料においては、転位以外に、GaN結晶中に50nm径の粒が含まれていた。電子線回折及び特性X線の測定などから、この粒は鉄のシアノ錯体が凝集した微粒子であることが判明した。また、この微粒子の密度はCp2Fe/GaCl比が5×10-6の試料でも1×1012/cm3程度の密度で面内に不均一に分布しており、Cp2Fe/GaCl比が高い試料では更に高濃度に分布していた。更に微粒子は、抵抗率の高い部分では少なく、抵抗率の低い部分ではより高い濃度で存在していた。以上の結果から、次のようなモデルが考えられる。鉄ドープGaN層成長時には、Cp2Fe、GaCl、NH3が同時に基板10上に供給される。この際に、Cp2Fe分子中のCとNH3中のNが結合しCN基を形成し、更にこれとFe原子が結合して鉄シアノ錯体を構成する。この鉄シアノ錯体が気相中で凝集して微粒子を形成する。このような微粒子を形成する気相反応が生じない場所では、供給したFe原子がGaN中に取り込まれるため、比較的高い抵抗率が得られる。一方、成長装置1B内の別の場所では微粒子が形成されるため、気相中のFeが欠乏し、低抵抗となるとともに微粒子が結晶中に取り込まれ、結晶性が劣化する。また、気相中での微粒子生成反応はFe、C、Nが出会う確率と時間に依存するため、原料ガス供給口から遠い場所や、原料が逆流や滞留してから基板10に到達する位置などで、よりFe濃度が低下し低抵抗となり、微粒子濃度が高くなると考えられる。すなわち、比較例で見られる抵抗率の不均一性は、鉄シアノ錯体微粒子の生成の結果であると考えられる。表1は、以上の結果を示すものである。なお、表1において、最大の抵抗率が得られる条件において、半絶縁性では、ウエハ表面積の80に相当するウエハ内周側の位置での室温から200°Cにおける抵抗率の平均値が1×1010Ωcm以上を○、108~1010Ωcm以下を△、1×108Ωcm未満を×で表した。また、抵抗率の均一性は、最大の抵抗率が得られる条件においてウエハ表面積の80に相当するウエハ内周側の位置での室温から200°Cにおける抵抗値のバラツキが±30以内を○、±50以上を×、±30を超え、±50未満を△で表した。また、結晶性は、最大の抵抗率が得られる条件においてX線回折の半値幅が30~300秒を○、500秒以上を×、300~500秒を△で表した。比較例2~4図1は、ガス供給シーケンスの一例を示し、a~cは本発明の実施例のシーケンス図、dは比較例のシーケンス図である。次に、気相中での微粒子生成を抑制するために、成長装置1Bは図4の構成のままで、GaCl、NH3、Cp2Feのガス供給シーケンスを図1a~cに示すように、NH3とCp2Feを同時に供給しないように変えて、上記と同様の実験を行った。比較例2は、ガス供給シーケンスとして図1a、比較例3は、ガス供給シーケンスとして図1b、比較例4は、ガス供給シーケンスとして図1cを用いた。結果としては、若干の抵抗率の向上、抵抗率の均一性結晶性の改善はみられたものの、比較例と大差ない結果しか得られなかった。この原因としては、図4に示すように、各原料が供給口から放出されてから、ほぼ経路が規定されていない空間をただよって基板10に到達するという配置であるため、各原料が成長装置1B内を逆流滞留し長時間、成長装置1B内に留まり、その間に微粒子を生成してしまうためと考えられる。図2は、本発明の実施例に係るHVPE成長装置の概略の構成を示す図である。本実施例のHVPE成長装置1Aは、図2に示すように、図4に示すHVPE成長装置1Bにおいて、ガス流路を制限する整流部材8を追加し、ガスが逆流滞留することなく、一方通行に流れる構成とし、上記と同様の実験を行った。整流部材8は、V族ライン61、III族ライン62及びエッチング/ドープライン63の出口部を収容するとともに、上端から下方に向かって径が小さくなるようにすり鉢状に形成された導入部81と、導入部81の下部に接続された直胴部82と、基板10との間に僅かに隙間が形成されるように基板10に平行なドーナツ状の水平板83とを備える。導入部81は、上端が内径50mm、下端が内径20mm、軸方向の長さが50mmとなっている。導入部81の上端の位置は、各ライン61、62、63の先端と一致してもよい。直胴部82は、内径20mmを有し、基板10の表面から20mmの位置まで達している。直胴部82と水平板83との角には、ガスが円滑に流れるようにするために、半径5mmのR加工が施されている。整流部材8の材料として、カーボン、SiC、石英等を用いることができる。整流部材8は、上記のように構成されているので、各ライン61~63から供給された原料ガスは、基板10の上方から基板10の表面の中央部に導入される。そして、基板10の表面の中央部に導入された原料ガスは、基板10の表面に沿って基板10の表面全体に導かれる。比較例5比較例5は、図2に示すHVPE成長装置1Bを用い、図1dの比較例と同じガス供給シーケンスを用いた。この場合、比較例1と同様の結果しか得られなかった。しかし、図1aに示すように、NH3とCp2Feを交互に流すガス供給シーケンスを採用したところ、得られたGaNウエハの特性に劇的な改善が見られた。この場合、NH3とCp2Feを流す時間Tfは両方とも2秒であった。GaN層の特性図3は、実施例1により得られたGaN層の特性を示す。図3aは、Cp2Fe/GaCl比と抵抗率との関係を示す図、図3bは、Cp2Fe/GaCl比と抵抗率のバラツキとの関係を示す図、図3cは、Cp2Fe/GaCl比とX線004回折の半値幅秒との関係を示す図である。図3aから明らかなように、比較例よりも低いCp2Fe/GaCl比が5×10-6から抵抗率の平均値が2×105Ωcmの半絶縁性が得られており、また比較例のn型伝導を示したよりも高いCp2Fe/GaCl比の4×10-3まで半絶縁性を示し、その場合の抵抗率は2×1011Ωcmという極めて高い値であった。更に、Cp2Fe/GaCl比の5×10-6から4×10-3までの範囲に渡り、比較例よりも高い抵抗率を得ることができた。また、シアノ錯体の濃度は、No.1試料は1×106未満、No.2試料は2×107、No.3試料は3×108、No.4試料は5×108、No.5試料は8×108、No.6試料は1×1011、No.7試料は1×1011であった。また、図3bから明らかなように、抵抗率の面内均一性も大幅に向上し、半絶縁性が得られた全範囲に渡り±30以下のバラツキに抑えられ、最良の場合には±5以下のバラツキとなった。これらのウエハの結晶性をX線回折測定により調べたところ、図3cに示すように、004回折の半値幅はCp2Fe/GaCl比が高くなるとともに減少する傾向が観察された。Cp2Fe/GaCl比が8×10-4の場合には、抵抗率が8.5×109Ωcmでありながら、X線004回折の半値幅が33秒という非常に結晶性の良い半絶縁性のGaN層が得られた。今回得られた半絶縁性GaN層の001回折半値幅は100~600秒の範囲であり、102回折の半値幅は120~800秒の範囲であった。本実施例1で得られた半絶縁性GaN層の転位密度は、1×108/cm2台前半から1×107/cm2台後半の間であった。また、本実施例1による半絶縁性GaN結晶中の鉄シアノ錯体微粒子の濃度としては、1×1012/cm3未満であった。以上の結果は、鉄シアノ錯体微粒子の濃度が1×1012/cm3未満の場合には、鉄ドープ量が適切な範囲内では、鉄ドープにより転位密度が減少し、X線回折半値幅が減少する効果があるということを示している。また、SIMSによる測定の結果、Cp2Fe/GaCl比が同じ場合には、本実施例1によるGaNの方が比較例よりもFeが高濃度にドーピングされており、その範囲は3×1017~5×1019/cm3の範囲であった。また、同様の実験を複数回繰り返した結果から、安定的に半絶縁性を得るためには、GaN層中のFe濃度がSiと酸素濃度の合計の10倍以上の濃度が必要であることが確認された。以上の結果から、本実施例1の方法により、気相中での鉄シアノ錯体微粒子の生成が抑制された結果、比較例のような気相中でのFeの局所的な欠乏が抑制され、均一かつ高効率なFeのドーピングとGaN結晶性劣化の抑制が実現されたものと解釈される。また、図3は室温での測定結果であるが、図3で1×105Ωcm以上の高い抵抗率を示した試料は、200°Cにおいても若干抵抗が低下するものの、依然として1×105Ωcm以上の抵抗率を有していた。なお、実施例1の方法において、図1aに示すように、NH3とCp2Feを交互に流すガス供給シーケンスを採用し、NH3とCp2Feを流す時間Tfを1秒~1分の間で様々に変えて実験を行った。その結果、実施例1の結果とほぼ同じ結果を得た。実施例2は、実施例1の方法において、図1に示すガス供給シーケンスを採用し、NH3とCp2Fe及びGaClを流す時間Tfを1秒~1分の間で様々に変え、また図1cの場合には原料を流さないインターバル時間Tiを1~10秒の間で変えて実験を行った。その結果、実施例1の結果とほぼ同じ結果を得た。実施例3は、実施例1の方法において、図1に示すガス供給シーケンスを採用し、NH3とCp2Fe及びGaClを流す時間Tfを1秒~1分の間で様々に変え、また図1cの場合には原料を流さないインターバル時間Tiを1~10秒の間で変えて実験を行った。その結果、実施例1の結果とほぼ同じ結果を得た。実施例1では、5μm厚のGaN層を形成したが、実施例4は、実施例1~3と同様の実験を1~10μm厚のGaN層に対して行ったところ、実施例1~3とほぼ同じ結果を得た。実施例1の方法を、非特許文献1に記載のボイド形成剥離法VAS法によるGaN自立基板の製作に適用した。図6は、VAS法の概要を示す図である。まず、種結晶基板としてボイド基板を準備した。ボイド基板は、サファイア基板21上に有機金属気相成長法MOVPE法などで低温成長GaN上に厚さ300nm程度のGaN薄膜22を成長し、その表面にTi薄膜23を蒸着し、水素、アンモニア中で熱処理することでTi薄膜23をTiNの網目構造に変換しつつ、GaN薄膜22をボイド化ボイド構造24したものである。その上にHVPE法によりGaN層25を厚く成長し、その後、ボイド部分よりサファイア基板21を剥離して自立したGaN単結晶からなる半絶縁性窒化物半導体自立基板20を得る。サファイア基板21としては、C面からA軸あるいはM軸方向、またはその間の方向に0.05~2°の範囲で傾斜した表面を有し、厚さが900μm、直径が100mmのものを用いた。上記のボイド基板製作時のTi薄膜23の厚さは22nmとした。HVPE成長の条件としては、例えば、基板温度800~1200°C、圧力10kPa~120kPaで、30~1000μm/時の成長速度とし、35~200mm径で50μm~10mm厚のGaN単結晶を製作した。成長装置としては、図2に示すHVPE成長装置1Aを用いた。各ライン61~63の流量は以下の範囲とした。III族ライン62からHClを25~1000ccm、水素を2slmに加え、窒素をIII族ライン62の総流量が3slmとなる流量とした。V族ライン61からアンモニアを1~2slmと水素を1slmに加えて、窒素をV族ライン61の総流量が3slmとなる流量とした。また、エッチング/ドープライン61からは、水素を2.8slm、HClを100sccm、水素100sccmでバブリングしたCp2Feを導入した。Cp2Fe/GaClのモル比は、実施例1などと同様に10-6~10-2の範囲とした。比較のために、鉄ドープを行わないアンドープGaN層も同様にして成長した。アンドープの場合についてまず説明する。アンドープの場合には、成長装置や供給シーケンスによる特性の違いはわずかであった。具体的には、成長厚により得られる転位密度は異なるが、成長厚が50~10mmの間で増えるにつれて、転位密度は5×107~1×104/cm2の範囲で減少した。またそれにつれて、X線の004回折半値幅は120~30秒の範囲で減少した。これに対して、比較例で説明した図4に示すHVPE成長装置1B、あるいは図1dに示す供給シーケンスにて成長した半絶縁性GaN自立基板は、実施例1~3と同様に、抵抗率が不均一であり、またアンドープの場合と比較して転位密度が増大し、X線回折の半値幅が増加した。一方、実施例1~3の図2に示すHVPE成長装置1A、及び図1a~cに示す供給シーケンスを用いた場合には、抵抗率及びその均一性は、ほぼ実施例1~3の場合と同じ結果となり、抵抗率の増大と均一性の大幅な向上が見られた。これにより、本実施例の方法が異種基板上の薄膜のみならず自立基板の製造にも有効であることが示された。また、本実施例の方法により成長した半絶縁性GaN自立基板の転位密度は、アンドープGaN自立基板の約80~90に低減されていた。すなわち、Feドープによる結晶性の向上は、自立基板においても同様に得られるということが示された。図7は、本発明の実施例6に係るHEMT構造のトランジスタを示し、aは半絶縁性窒化物半導体ウエハを用いたトランジスタの断面図、bは半絶縁性窒化物半導体自立基板を用いたトランジスタの断面図である。図7aに示すトランジスタ30Aは、上記の比較例及び実施例により製造した半絶縁性窒化物半導体ウエハ40上にMOVPE法によりHEMT構造を成長した。半絶縁性窒化物半導体ウエハ40は、サファイア基板31上に低温成長GaNバッファ層32を形成し、GaNバッファ層32上にFeドープの半絶縁性GaN層33を形成したものである。HEMT構造は、半絶縁性GaN層33上に形成され、電子走行層となる第1の窒化物半導体層としての2μm厚のアンドープGaN層34と、アンドープGaN層34上に形成され、電子供給層となる第2の窒化物半導体層としての30nm厚のAl0.2Ga0.8N層35である。また、このトランジスタ30Aは、AlGaN層35上にソース電極36、ドレイン電極37、ゲート電極38を形成している。図7bに示すトランジスタ30Bは、上記実施例5により製造した半絶縁性窒化物半導体自立基板20上に、図7aと同様に、MOVPE法によりHEMT構造として2μm厚のアンドープGaN層34を形成し、アンドープGaN層34上に30nm厚のAl0.2Ga0.8N層35を形成した。また、このトランジスタ30Bは、AlGaN層35上にソース電極36、ドレイン電極37、ゲート電極38を形成している。比較例の方法で製作した抵抗率の分布が大きいウエハを用いた場合には、アンドープGaN層34の膜厚やAlGaN層35の膜厚組成に±10~20程度の不均一が生じた。これは、下地のFeドープGaN層33の抵抗率が異なる結果、その熱伝導率にも違いが生じ、その結果HEMT構造成長中のウエハ表面の温度に違いが生じた結果と考えられる。この場合には、HEMTウエハ面内のシート抵抗が±20程度の分布を持ち、製品として要求される基準<±5を満たさないものであった。またこのHEMTウエハの表面に直径100μmのNi/Auショットキー電極を面内全体に200個形成し、その電流―電圧特性を調べてところ、その80が大きな逆方向リーク電流>1A/cm2、10Vを示し、トランジスタのゲート電極としての機能を果たさないということが明らかとなった。これは、半絶縁性GaN結晶の結晶性の低下による現象と思われる。一方、本実施例による均一性が高く、結晶性の良いGaNウエハを用いた場合には、サファイア基板上のGaN薄膜でも、自立基板を用いた場合でも、HEMTのシート抵抗分布は面内で±5以下に抑えられ、また、逆方向にリーク電流も2程度の電極以外は、ゲート電極として十分な小さなリーク電流<10-3A/cm2しか示さなかった。[変形例1]実施例1では、直径100mmに対して行ったが、変形例1では、実施例1~6と同様の実験を、直径5~200mmのウエハに対して行った。ウエハ径が直径10mm未満の場合には、比較例でもある程度の抵抗率の均一性は確保されたが、ウエハ径が直径10mm以上の場合には均一性を得るためには、本実施例の方法を用いる必要があった。抵抗率自体と、結晶性に関しては実施例1~6とほぼ同様の結果が得られた。[変形例2]実施例1では、サファイア基板の表面がC面からM軸方向に0.3°傾斜したものを用いたが、変形例2では、実施例1~6、変形例1と同様の実験を、サファイア基板の表面をC面から0.1~2度、A軸、M軸あるいはその中間の方向に傾いた面や、A面、M面、R面やその他の半極性面や、それらの微傾斜面などとした場合にも行った。これらの場合得られるGaN層の表面は、Ga極性のC面、N極性のC面、A面、M面、R面やその他の半極性面やその微傾斜面となったが、実施例1~6及び変形例1とほぼ同様の結果が得られた。[変形例3]変形例3では、実施例1~6、変形例1、2と同様の実験を、サファイア基板をサファイア、SiC、ZnO、Si、GaAs基板に代えて行ったが、実施例1~6、変形例1、2と同様に、本発明の効果が確認された。[変形例4]変形例4では、実施例1~6、変形例1~3と同様の実験を、バッファ層を低温成長GaNバッファ層から、低温成長AlNバッファ層、高温成長AlNバッファ層に変えて行った。各バッファ層の厚さは10nm~2μmの間であった。いずれの場合においても、実施例1~6、変形例1~3と同様の結果が得られた。[変形例5]変形例5として、成長方法をHVPE法からMOVPE、MBE法、昇華法に変えたものである。この場合においても、本発明の適用が可能である。[変形例6]変形例6は、GaN以外の窒化物半導体材料、例えば、AlN、InN、BNや、GaNを含むこれらの材料の混晶に対しても適用したものである。この場合においても、本発明の適用が可能である。[変形例7]変形例7は、半絶縁性ドーパントとして鉄のかわりに、Cr、Mo、W、Mn、Co、Niを用いたものである。この場合においても、本発明の適用が可能である。