連続成長した窒化物半導体結晶からなる窒化物半導体自立基板において、窒化物半導体自立基板の内部に、基板表面と平行な断面において10個/cm2以上から600個/cm2以下の密度でインバージョンドメインを有し、前記基板表面は、0個/cm2以上から200個/cm2以下の密度でインバージョンドメインを有し、前記窒化物半導体自立基板の内部のインバージョンドメインよりも前記基板表面に到達するインバージョンドメインの密度が少ない窒化物半導体自立基板。請求項1に記載の窒化物半導体自立基板の面内のオフ角のバラツキは、0.1度以上0.75度以下である窒化物半導体自立基板。請求項1又は2に記載の窒化物半導体自立基板の一方の面側に活性層を含む複数の半導体層を形成し、前記半導体層上に上部電極を形成し、前記窒化物半導体自立基板の他方の面側に下部電極を形成して作製した発光装置。請求項3に記載の発光装置から出射される発光波長のバラツキが9nm以上18nm以下である発光装置。しかし、特許文献1に記載のGaN単結晶基板の製造方法では、窒化物半導体の格子定数とは大きく異なる格子定数を有する異種基板上に窒化物半導体結晶が成長されるので、窒化物半導体結晶の成長の初期段階において多くの欠陥が発生する。したがって、異種基板と窒化物半導体結晶とを分離すると、窒化物半導体結晶の表面の欠陥密度と裏面の欠陥密度との差である欠陥密度差が生じる。欠陥密度差が生じると、内部応力が窒化物半導体結晶内に残存する。これにより、異種基板を分離した後の窒化物半導体自立基板には反りが生じる。このような反りを有する窒化物半導体自立基板は、面内で面方位が一様な方向に向いていない。したがって、この窒化物半導体自立基板を研磨等により平坦に加工した場合であっても、面内のオフ角にバラツキが生じる。そして、面内のオフ角にバラツキを有する窒化物半導体自立基板から発光装置を形成すると、このオフ角のバラツキにより発光装置が発する光の波長にバラツキが生じる。更に、所望の波長の光を発する発光装置の歩留りが低下するという不都合がある。したがって、本発明の目的は、自立基板の反りを低減した窒化物半導体自立基板及びそれを用いた発光装置を提供することにある。本発明は、上記目的を達成するため、連続成長した窒化物半導体結晶からなる窒化物半導体自立基板において、窒化物半導体自立基板の内部に、基板表面と平行な断面において10個/cm2以上から600個/cm2以下の密度でインバージョンドメインを有し、前記基板表面は、0個/cm2以上から200個/cm2以下の密度でインバージョンドメインを有し、前記窒化物半導体自立基板の内部のインバージョンドメインよりも前記基板表面に到達するインバージョンドメインの密度が少ない窒化物半導体自立基板が提供される。また、上記窒化物半導体自立基板において、基板面内のオフ角のバラツキが0.1度以上0.75度以下であるとよい。本発明の発光装置は、前記窒化物半導体自立基板の一方の面側に活性層を含む複数の半導体層を形成し、前記半導体層上に上部電極を形成し、前記窒化物半導体自立基板の他方の面側に下部電極を形成して作製される。また、上記発光装置は、出射される発光波長のバラツキが9nm以上18nm以下であるとよい。本発明の窒化物半導体自立基板及び窒化物半導体自立基板の製造方法によれば、自立基板の反りを低減した窒化物半導体自立基板を提供することができ、かつ、反りの少ない窒化物半導体自立基板を製造することができる。[第1の実施の形態]図1は、本発明の第1の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法に用いるHVPE炉の概略図を示す。HVPE炉10の構造第1の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法に用いるハライド気相エピタキシーHalideVaporPhaseEpitaxy:HVPE装置としてのHVPE炉10は、石英から形成される石英反応管100と、石英反応管100内部の所定の位置に設置され、窒化物半導体自立基板の原料を搭載する石英ボート120と、石英ボート120に近接した位置に配置されるハロゲンガス導入管としてのHCl導入管130と、窒化物半導体の単結晶が表面上に形成される異種基板1を保持する基板ホルダ150と、異種基板1に近接した位置に配置されるN窒素源供給管としてのNH3導入管140とを備える。更に、HVPE炉10は、石英反応管100の周囲を包囲して石英反応管100の内部に熱を供給するヒータ110を備える。本実施形態においては、石英ボート120には窒化物半導体結晶の原料の1つとしてのGaメタルが搭載される。そして、ヒータ110の加熱によりGaメタルは溶融して、Ga融液2となる。また、本実施形態に係る異種基板1は、一例として、直径が2インチであり、0001面、すなわち、c面を有するサファイア基板である。サファイア基板は、その表面が、石英反応管100の長手方向に対して垂直となるように、基板ホルダ150上に固定される。なお、サファイア基板の表面が石英ボート120から所定の距離だけ離れた位置に配置されるように、基板ホルダ150が配置される位置は調整される。また、本実施形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法により製造される窒化物半導体自立基板は、一例として、InxAlyGa1xyN0≦x、0≦y、xy≦1で表される窒化物半導体から形成される自立基板である。本実施形態に係る窒化物半導体自立基板は、例えば、GaN自立基板である。図2は、本発明の第1の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造の流れを示す。窒化物半導体自立基板の製造方法まず、HVPE炉10内にサファイア基板を導入するS100。具体的には、基板ホルダ150上にサファイア基板を固定する。続いて、Gaメタルを搭載した石英ボート120を900°Cに加熱して、Gaメタルを溶融してGa融液2とする。更に、サファイア基板が配置されている所定の領域を1100°Cに加熱して、水素キャリアガス雰囲気で10分間、サファイア基板の表面をクリーニングするS110。クリーニング終了後、サファイア基板が配置されている所定の領域を500°Cまで降温する。続いて、HCl導入管130から水素キャリアガスと共にHClガスを導入する。HCl導入管130からHClガスが導入されると、石英ボート120内のGa融液2とHClガスとが反応してGaClが生成する。そして、生成したGaClは水素キャリアガスと共にサファイア基板上に供給される。一方、NH3導入管140からは、窒素キャリアガスとNH3ガスとがサファイア基板上に供給される。これにより、サファイア基板上にGaNから形成される低温バッファ層が成長するS120。低温バッファ層は、一例として、30nmの膜厚になるように成長される。低温バッファ層を成長した後、サファイア基板が配置されている所定の領域を1050°Cに加熱する。そして、水素キャリアガスと共にGaClを、HCl導入管130を介して低温バッファ層上に供給すると共に、NH3導入管140からNH3ガスを窒素キャリアガスと共に供給する。例えば、GaNの成長速度が100μm/hourとなる条件で、GaClとNH3とを供給する。そして、一例として、8時間のGaNの成長を実施して、所定膜厚としての膜厚が800μmのGaN結晶を低温バッファ層上に成長させるS130。これにより、サファイア基板上に低温バッファ層と所定膜厚のGaN結晶とが形成されたエピタキシャルウエハが得られる。続いて、得られたエピタキシャルウエハをHVPE炉10から取り出すS140。そして、取り出したエピタキシャルウエハを研磨装置に移送する。次に、研磨装置に移送されたエピタキシャルウエハを、ダイヤモンド研磨剤を用いて研磨する。具体的には、サファイア基板側をラッピングして、サファイア基板及び低温バッファ層を除去するS150。これにより、本発明の第1の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法により製造された窒化物半導体自立基板としての約800μm厚、直径約50mmのGaN自立基板としてのGaN基板がサファイア基板から分離されるS160。第1の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法によって得られたGaN自立基板は、裏面が凸面となるように反った形状を有していた。なお、GaN自立基板とGaN自立基板の外周の裏面の高さとの差、すなわち反り量は、レーザー変位計を用いて計測すると100μm程度であった。続いて、得られたGaN自立基板の表面及び裏面を研磨して、400μm厚の平坦なGaN自立基板を形成した。得られた400μm厚のGaN自立基板のオフ角を測定すると、GaN自立基板の面内のオフ角のバラツキは、最大-最小=0.7度であった。また、第1の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法によって得られた400μm厚のGaN自立基板を劈開して劈開面をTEM観察したところ、インバージョンドメインと考えられる筋状の領域が観察された。なお、インバージョンドメインとは、極性を異にする領域のことである。更に、当該GaN自立基板のCBEDConvergentBeamElectronDiffractionによる極性判定を実施したところ、筋状の領域がインバージョンドメインであることが確認された。そして、第1の実施の形態に係るGaN自立基板のインバージョンドメインの密度については、GaN自立基板の表面と平行な断面において100個/cm2の密度で基板内部に存在していることが認められ、また、100個/cm2の密度で基板表面に存在していることが認められた。なお、GaN自立基板の内部におけるインバージョンドメインの密度の測定方法の詳細は以下のとおりである。すなわち、GaN自立基板の裏面成長面と反対側の面から50μmの高さの位置において、基板表面又は裏面と平行な断面を形成する。そして、形成した断面においてインバージョンドメインの密度を測定する。なお、窒化物半導体の格子定数と大きく異なる格子定数を有するサファイア等の異種基板上には、異種基板の格子構造を引き継いだ状態で窒化物半導体結晶をエピタキシャル成長させることが不可能である。したがって、異種基板上に窒化物半導体結晶が成長する際には、異種基板上の任意の位置に窒化物半導体の結晶の初期核が発生して、発生した初期核を起点として窒化物半導体結晶が成長していく。そして、隣接する結晶同士が融合して、平面的に連続した起伏のない結晶膜に成長していく。このようなヘテロエピタキシャル結晶では、成長段階の初期において多くの結晶欠陥が発生して、成長条件によってはインバージョンドメインが初期核形成の段階で発生する。本実施形態は、結晶成長時にインバージョンドメインを積極的に発生させる条件を採用したものである。比較例比較例に係る窒化物半導体自立基板の製造方法は、サファイア基板表面のクリーニングS110を実施した後に、サファイア基板が配置されている所定の領域を500°Cまで降温した後、サファイア基板の表面を窒化する工程を更に備える点を除き、第1の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法と同一である。したがって、相違点を除き詳細な説明は省略する。なお、サファイア基板の表面を窒化する工程は、サファイア基板上に形成されるGaN結晶層中にインバージョンドメインが発生することを防止することを目的としてなされる工程である。サファイア基板の表面の窒化は以下のように実施する。すなわち、まず、サファイア基板の近傍に位置するN源供給管としてのNH3導入管140からNH3ガスをサファイア基板上に1L/minで供給して、サファイア基板の表面を含む所定の領域をNH3と水素との混合雰囲気とする。そして、サファイア基板の表面をNH3と水素との混合雰囲気に3分間、曝すことにより、サファイア基板の表面を窒化する。続いて、第1の実施の形態と同様に窒化したサファイア基板の表面上にGaNの低温バッファ層を形成する。その後の工程は、第1の実施の形態と同一である。比較例に係る窒化物半導体自立基板の製造方法により得られたGaN基板は、裏面が凸面となるように反った形状を有していた。比較例に係る窒化物半導体自立基板の製造方法で形成したGaN基板の反り量は、レーザー変位計を用いて計測すると150μm程度であった。続いて、得られた比較例に係るGaN基板の表面及び裏面を研磨して、400μm厚の平坦なGaN基板を形成した。比較例に係る400μm厚のGaN基板のオフ角を測定すると、GaN基板の面内のオフ角のバラツキは、最大-最小=0.9度であった。第1の実施の形態の効果比較例と第1の実施の形態との相違点は、サファイア基板の表面を窒化するか否かである。第1の実施の形態においては、インバージョンドメインが発生しやすい窒化物半導体結晶の成長条件、すなわち、サファイア基板の表面を窒化せずに、サファイア基板上に低温バッファ層を形成する。これにより、第1の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法によれば、インバージョンドメインを有する窒化物半導体自立基板を形成することができる。そして、第1の実施の形態において形成される窒化物半導体自立基板は、サファイア基板の表面を窒化する工程を経て形成された比較例に係る窒化物半導体自立基板よりも反りが小さい。なお、本実施形態は、窒化物半導体結晶の成長初期にインバージョンドメインが発生しやすい成長条件の1つは異種基板1の表面の窒化を実施しないことである、という発明者が得た知見を応用したものである。以上より、第1の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板は、当該自立基板のオフ角のバラツキが、比較例に係る自立基板と比較して小さくなる。したがって、第1の実施の形態において得られた窒化物半導体自立基板から、LED、LD等の発光装置を製造した場合に、製造した発光装置が発する光の波長のバラツキを低減することができる。更に、第1の実施の形態によれば、発光装置の製造の際の歩留りの向上に大きく寄与することができる。[第2の実施の形態]図3は、本発明の第2の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造の流れを示す。第2の実施の形態では、ボイド形成剥離法Void-assistedSeparationMethod:VAS法を用いる。VAS法は、サファイア基板とGaN成長層との間に網目状構造を有する窒化チタンTiNの薄膜を形成して結晶成長を実施する方法である。VAS法を用いてサファイア基板上にGaNエピタキシャル層を成長して、その後、サファイア基板を除去することによりGaN自立基板が得られる。具体的には、まず、一例として、直径が2インチであり、c面を有する異種基板としてのサファイア基板上に、有機金属気相エピタキシャル成長MetalOrganicVaporPhaseEpitaxy:MOVPE法を用いて不純物がドープされていないアンドープのGaN層を形成するS200。形成するGaN層の原料としては、トリメチルガリウムTMGとNH3とを用いる。なお、形成するアンドープのGaN層の膜厚は、一例として、300nmである。次に、真空蒸着法を用いて、一例として、形成したGaN層の上に膜厚が20nmのTiを蒸着して、Ti薄膜としてのTi層を形成するS210。そして、Ti層が形成されたGaN層を有するサファイア基板を、電気炉に移送する。続いて、電気炉内を20のNH3と80のH2との混合ガス雰囲気として、Ti層が形成されたGaN層を有するサファイア基板に1050°C、20分間の熱処理を施すS220。これにより、アンドープのGaN層の一部がエッチングされて高密度の空隙を有するボイド形成GaN層が形成されると共に、Ti層が窒化される。窒化されたTi層は、その表面にサブミクロンオーダーの微細な開口が高密度に形成された穴形成TiN層に変化する。続いて、ボイド形成GaN層と穴形成TiN層とを有するサファイア基板を、HVPE炉10の基板ホルダ150に搭載する。そして、このサファイア基板の上に、成長開始時のV族原料とIII族原料との比であるV/III比を所定値に調整して、所定厚のGaNを形成するS230。具体的には、成長開始時のV/III比を20に設定して、ボイド形成GaN層と穴形成TiN層とを有するサファイア基板上に800μm厚のGaNを形成する。ここで、GaNの形成条件は以下のとおりである。まず、Gaメタルを搭載する石英ボート120を900°Cに加熱すると共に、基板ホルダ150の側を1100°Cに加熱する。また、キャリアガスとして5のH2と95のN2との混合ガスを用い、原料ガスとして、HClガスとGaメタルとを反応させて生成したGaClガスとNH3ガスとを用いる。原料ガスは、GaNの成長開始時におけるV/III比が20になるように設定する。なお、NH3ガスは、GaClガスと同時にサファイア基板上に供給する。GaNの成長は、以下のように進行する。まず、GaN結晶の核がTiN層上に3次元の島状に成長する。次に、GaN結晶同士が島状の結晶のそれぞれを起点として、サファイア基板表面の横方向に成長して互いに結合する。これにより、GaN結晶の表面の平坦化が進行する。なお、GaN結晶の成長の進行度合いは、GaN結晶の成長時間を様々に設定して、各成長時間ごとにHVPE炉10外に取り出したサファイア基板の表面及び断面を顕微鏡観察して確認した。GaN結晶の成長の終了後、HVPE炉10内を冷却するS240。HVPE炉10内を冷却する過程で、TiN層上に形成されたGaN層は、ボイド形成GaN層との境界から自然に剥離するS250。これにより、800μm厚の窒化物半導体自立基板としてのGaN自立基板が形成される。第2の実施の形態において形成されたGaN自立基板は、表面に多数のくぼみが存在すると共に、裏面が凸面となるように反った形状を有していた。第2の実施の形態において形成されたGaN自立基板の反り量を、レーザー変位計を用いて計測したところ、10μm程度であった。続いて、得られたGaN自立基板の表面及び裏面を表面のくぼみがなくなるまで研磨して、400μm厚の平坦なGaN自立基板を形成した。このGaN自立基板のオフ角を測定すると、GaN自立基板の面内のオフ角のバラツキは、最大-最小=0.2度であった。更に、得られたGaN自立基板を劈開して、劈開面をTEM観察すると、劈開面にはインバージョンドメインと考えられる筋状の多数の領域が確認された。これら多数の領域の筋は、GaN自立基板の表面まで到達していた。そして、CBEDによる極性判定を実施したところ、この領域がインバージョンドメインであることが確認された。そして、第2の実施の形態に係るGaN自立基板のインバージョンドメインの密度については、GaN自立基板の表面と平行な断面において300個/cm2の密度で基板内部に存在していることが認められ、また、300個/cm2の密度で基板表面に存在していることが認められた。第2の実施の形態の効果第2の実施の形態においては、インバージョンドメインが発生しやすい成長条件、すなわち、V/III比を高い条件とする。これにより、第2の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法によれば、インバージョンドメインを有する窒化物半導体自立基板を形成することができる。なお、本実施形態は、窒化物半導体結晶の成長初期にインバージョンドメインが発生しやすい成長条件の1つはV/III比を高くすることである一方、インバージョンドメインが消滅しやすい条件はV/III比を低くすることである、との発明者が得た知見を応用したものである。そして、第2の実施の形態において形成される窒化物半導体自立基板は、成長初期のV/III比を第2の実施の形態よりも低くして形成された比較例に係る窒化物半導体自立基板よりも反りが非常に小さい。したがって、第2の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法によって形成された窒化物半導体自立基板は、当該自立基板のオフ角のバラツキも比較例に係る自立基板よりも小さくなるので、第2の実施の形態において得られた窒化物半導体自立基板は、発光波長のバラツキの小さいLED、LD等の発光素子の製造ができると共に、製造する際の歩留りの向上に大きく寄与することができる。[第3の実施の形態]図4は、本発明の第3の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造の流れを示す。第3の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法は、第2の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法とは、TiN層上へのGaN結晶の成長を開始した時のV/III比を、所定膜厚のGaNを形成した後に異なる値のV/III比に変更する点を除き、略同一の工程を備える。したがって、相違点を除き詳細な説明は省略する。第3の実施の形態では、TiN層上に成長するGaN結晶の成長条件の1つである成長開始時のV/III比は、15となるように調整する。そして、一例として、500μm厚のGaN結晶を成長した後、V/III比を一例として12になるようにNH3流量を変更、調整して、連続的にGaN結晶の成長を実施する。その他の工程及び成長条件等は第2の実施の形態と同一である。これにより、800μm厚で、第2の実施の形態に係るGaN自立基板とは異なり、表面が平坦なGaN自立基板が得られる。具体的には、まず、MOVPE法を用いてアンドープのGaN層をサファイア基板上に形成するS300。次に、形成したGaN層の上に膜厚が20nmのTiを真空蒸着法により蒸着して、Ti薄膜を形成するS310。そして、Ti薄膜が形成されたGaN層を有するサファイア基板を、電気炉に移送して、電気炉内を20のNH3と80のH2との混合ガス雰囲気とする。そして、Ti薄膜が形成されたGaN層を有するサファイア基板に1050°C、20分間の熱処理を施すS320。続いて、ボイド形成GaN層と穴形成TiN層とを有するサファイア基板を、HVPE炉10の基板ホルダ150に搭載する。そして、このサファイア基板の上に、成長開始時のV族原料とIII族原料との比であるV/III比を15に調整して、500μm厚のGaNを形成するS330。続いて、V/III比を12に変更して、500μm厚に形成したGaN上に、GaN結晶を800μm厚まで連続的に成長するS340。GaN結晶の成長の終了後、HVPE炉10内を冷却するS350。HVPE炉内を冷却する過程で、TiN層上に形成されたGaN層は、ボイド形成GaN層との境界から自然に剥離するS360。これにより、800μm厚の窒化物半導体自立基板としてのGaN自立基板が形成される。第3の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法により得られたGaN自立基板は、裏面が凸面になるように反っており、その反り量は、レーザー変位計を用いて計測したところ、120μm程度であった。また、得られたGaN自立基板の表面の50μmと、裏面の350μmとを研磨して、400μm厚の平坦なGaN自立基板を形成した。このGaN自立基板のオフ角を測定すると、GaN自立基板の面内のオフ角のバラツキは、最大-最小=0.75度であった。更に、第3の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法により得られたGaN自立基板を劈開して、劈開面をTEM観察した。その結果、インバージョンドメインと考えられる筋状の多数の領域が観察された。CBEDによる極性判定を実施したところ、これら多数の領域がインバージョンドメインであることが確認された。なお、第3の実施の形態に係るGaN自立基板のインバージョンドメインの密度については、GaN自立基板の表面と平行な断面において10個/cm2の密度で基板内部に存在していることが認められ、また、基板表面においては、0個/cm2の密度であることが認められた。なお、形成されるGaN自立基板の寸法は、直径が20mm以上、厚さが200μmであることが好ましい。これは、窒化物半導体自立基板としてハンドリングができる厚さを確保することを要するからである。更に、形成したGaN自立基板が反る場合、同一の曲率をもって反るのであれば、直径が小さい基板であるほど反り量は少なくなり、基板が反ることによるオフ角のバラツキは小さい。すなわち、基板の直径が小さい場合、本発明の第1から第3の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法を用いる効果が小さい。一方、直径が大きい基板であるほど基板外周部での反り量は大きくなり、基板が反ることによるオフ角のバラツキも大きくなるので、本発明の第1から第3の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法を用いる効果が非常に大きいからである。すなわち、形成するGaN自立基板の寸法が、直径が20mm以上である場合であっても、本発明の本発明の第1から第3の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法によれば、反りの少ない窒化物半導体自立基板を形成することができる。第3の実施の形態の効果第3の実施の形態と第2の実施の形態との相違点は、TiN層上にGaN結晶の成長を開始する時のV/III比を成長開始時から所定膜厚までは所定値に維持して、所定膜厚のGaN結晶を成長した後に、V/III比を変更するか否かである。第3の実施の形態においては、所定膜厚のGaN結晶を成長した後は、インバージョンドメインが発生しにくい成長条件、すなわち、V/III比を低い条件とする。すなわち、第3の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法では、窒化物半導体結晶成長の成長初期にインバージョンドメインを発生しやすい成長条件を適用すると共に、基板の表面側の成長時には、インバージョンドメインが発生しにくい成長条件を適用する。これにより、窒化物半導体結晶の内部にインバージョンドメインを有し、窒化物半導体結晶の表面に到達するインバージョンドメインが少ない窒化物半導体自立基板を形成することができる。したがって、第3の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法によれば、異種基板1を剥離した後の窒化物半導体自立基板の反りが非常に小さくなると共に、自立基板の反りに起因したオフ角のバラツキを低減することができるので、当該自立基板を用いて作成した発光素子が発光する光の波長のバラツキを低減することができる。また、当該自立基板を用いて作成した発光素子の歩留りを向上させることができる。なお、一度発生したインバージョンドメインは成長条件を一定に保つと、所定の領域を保ちながら結晶成長層の表面まで伸びていく性質を有する。そして、インバージョンドメインが結晶表面まで到達している自立基板を用いて、当該自立基板上に発光装置の半導体層をエピタキシャル成長で形成すると、インバージョンドメインが存在する領域の表面が荒れるという問題が発生する。したがって、従来は、インバージョンドメインが成長層内に発生しないような結晶成長条件が選択されていた。しかしながら、第1の実施の形態ないし第3の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法は、発明者が以下の知見を得てなされたものである。すなわち、まず第1の知見として、窒化物半導体結晶内にインバージョンドメインが存在すると、窒化物半導体の厚さ方向に結晶格子がずれることにより内部応力が緩和され、窒化物半導体自立基板の反りが抑制されることを発明者は見出した。第2の知見として、単位面積当たりのインバージョンドメインの数が多く、かつ、結晶表面付近までインバージョンドメインが伸びていると自立基板の反りが低下する傾向を見出した。更に、第3の知見として、インバージョンドメインが自立基板の最表面まで到達すると、自立基板の表面が荒れるので、インバージョンドメインを自立基板の表面までは到達させず、自立基板の表面に到達しない位置でインバージョンドメインをとめて自立基板を形成することが望ましいことを発明者は見出した。そこで、第1の実施の形態及び第2の実施の形態では、インバージョンドメインが基板内部に存在する窒化物半導体自立基板の製造方法を説明して、インバージョンドメインを有する自立基板の優位性を説明した。更に、第3の実施の形態では、本発明に係る窒化物半導体自立基板の最良の製造方法として、インバージョンドメインを内部に有すると共に基板表面にはインバージョンドメインが到達していない自立基板の製造方法について説明したものである。なお、窒化物半導体自立基板内にインバージョンドメインが発生する製造過程であれば、第1ないし第3の実施の形態に示した窒化物半導体自立基板の製造方法には限定されない。更に、最終的に得られる窒化物半導体自立基板中にインバージョンドメインが残存することは要せず、製造工程中においてインバージョンドメインが発生すればよい。すなわち、窒化物半導体自立基板の製造方法において、インバージョンドメインを有する領域とインバージョンドメインを有さない領域を形成した後、インバージョンドメインを有する領域の少なくとも一部を、研磨、エッチング等により除去して窒化物半導体自立基板を形成してもよい。また、インバージョンドメインを有する窒化物半導体結晶を異種基板上に数mm程度の厚さまで成長させて窒化物半導体結晶のインゴットを形成することもできる。形成した窒化物半導体結晶のインゴットをスライスすることにより、複数枚の窒化物半導体結晶自立基板を得ることができる。[第4の実施の形態]第4の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法は、第3の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法とは、TiN層上へのGaN結晶の成長を開始した時のV/III比を、所定膜厚のGaNを形成した後に異なる値のV/III比に変更する際に、各V/III比の値が異なる点を除き略同一の工程を備える。したがって、詳細な説明は省略する。第4の実施の形態では、TiN層上に成長するGaN結晶の成長条件の1つである成長開始時のV/III比は、20となるように調整する。そして、一例として、500μm厚のGaN結晶を成長した後、V/III比を12になるようにNH3流量を調整して、連続的にGaN結晶の成長を実施する。その他の工程及び成長条件等は第3の実施の形態と同一である。第4の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法により得られたGaN自立基板は、裏面が凸面になるように反っており、その反り量は、レーザー変位計を用いて計測したところ、20μm程度であった。また、得られたGaN自立基板の表面の50μmと、裏面の350μmとを研磨して、400μm厚の平坦なGaN自立基板を形成した。このGaN自立基板のオフ角を測定すると、GaN自立基板の面内のオフ角のバラツキは、最大-最小=0.23度であった。更に、第4の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法により得られたGaN自立基板を劈開して、劈開面をTEM観察した。その結果、インバージョンドメインと考えられる筋状の多数の領域が観察された。CBEDによる極性判定を実施したところ、これら多数の領域がインバージョンドメインであることが確認された。そして、第4の実施の形態に係るGaN自立基板のインバージョンドメインの密度については、GaN自立基板の表面と平行な断面において300個/cm2の密度で基板内部に存在していることが認められ、また、基板表面においては、0個/cm2の密度であることが認められた。[第5の実施の形態]第5の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法は、第3の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法とは、TiN層上へのGaN結晶の成長を開始した時のV/III比を、所定膜厚のGaNを形成した後に異なる値のV/III比に変更する際に、各V/III比の値が異なる点を除き略同一の工程を備える。したがって、詳細な説明は省略する。第5の実施の形態では、TiN層上に成長するGaN結晶の成長条件の1つである成長開始時のV/III比は、40となるように調整する。そして、一例として、500μm厚のGaN結晶を成長した後、V/III比を12になるようにNH3流量を調整して、連続的にGaN結晶の成長を実施する。その他の工程及び成長条件等は第3の実施の形態と同一である。第5の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法により得られたGaN自立基板は、裏面が凸面になるように反っており、その反り量は、レーザー変位計を用いて計測したところ、5μm程度であった。また、得られたGaN自立基板の表面の50μmと、裏面の350μmとを研磨して、400μm厚の平坦なGaN自立基板を形成した。このGaN自立基板のオフ角を測定すると、GaN自立基板の面内のオフ角のバラツキは、最大-最小=0.1度であった。更に、第5の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法により得られたGaN自立基板を劈開して、劈開面をTEM観察した。その結果、インバージョンドメインと考えられる筋状の多数の領域が観察された。CBEDによる極性判定を実施したところ、これら多数の領域がインバージョンドメインであることが確認された。そして、第5の実施の形態に係るGaN自立基板のインバージョンドメインの密度については、GaN自立基板の表面と平行な断面において600個/cm2の密度で基板内部に存在していることが認められ、また、基板表面においては、200個/cm2の密度であることが認められた。[応用例]図5は、本発明の第1から第5の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法において製造した窒化物半導体自立基板を用いて形成した発光装置の断面図を示す。応用例に係る発光装置20は、第1から第5の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法において形成したGaN基板200と、GaN基板200上に形成されるn型クラッド層205と、n型クラッド層205の上に形成される活性層210と、活性層210の上に形成されるp型クラッド層215と、p型クラッド層215の上に形成されるp型コンタクト層220とを備える。更に、発光装置20は、GaN基板200のn型クラッド層205が形成されている面の反対側の面の略全面に形成される下部電極235と、p型コンタクト層220のp型クラッド層215と接している面の反対側の所定の領域に形成される上部電極230とを備える。また、応用例に係る活性層210は、量子井戸構造を有する。一例として、活性層210は、3層の井戸層212と、井戸層212をそれぞれ挟み込む4層の障壁層214とを含む多重量子井戸構造を有する。なお、活性層210が有する量子井戸構造は、単一量子井戸構造、又は歪み量子井戸構造から形成することもできる。更に、活性層210は、量子井戸構造ではなく、ダブルへテロ構造から形成することもできる。応用例に係る発光装置20が備える複数の半導体層は、一例として、有機金属化学気相成長MetalOrganicChemicalVaporDeposition:MOCVD法により形成することができる。複数の半導体層は、一例として、有機金属原料のトリメチルガリウムTMG、トリメチルインジウムTMI、ビスシクロペンタジエニルマグネシウムCp2Mgを用いてMOCVD法により形成することができる。なお、複数の半導体層の形成時に有機金属原料と共に供給するキャリアガスは、一例として、水素及び窒素を用いる。具体的には、第1から第5の実施の形態において形成したGaN基板200の上に、まず、1050°Cにおいて、Siのドーピング濃度が1×1019cm3であるn型クラッド層205としてのn型GaN層を形成する。n型クラッド層205の膜厚は、一例として4μmである。続いて、800°Cにおいて、3層の障壁層214としてのGaN障壁層と、4層の井戸層212としてのIn01Ga09N井戸層とを含む活性層210としてのInGaN系活性層を形成する。In01Ga09N井戸層の膜厚は、一例として3nmであり、GaN障壁層の膜厚は、一例として10nmに形成される。更に、p型クラッド層215としてのp型Al01Ga09Nクラッド層と、p型コンタクト層220としてのp型GaNコンタクト層とをこの順で形成する。なお、p型のドーパントとしては、一例として、Mgを用いる。また、上部電極230及び下部電極235を、Ti、Ni、又はAl等を含む金属材料から形成する。表1は、第1ないし第5の実施の形態において形成された窒化物半導体自立基板、及び比較例において形成された窒化物半導体自立基板を用いて形成した発光装置の発光波長のバラツキの結果を示す。表1の中で、表面モフォロジの欄における記号の意味は以下のとおりである。すなわち、二重丸◎は、表面荒れがほとんど観察されなかった基板である。また、一重丸○は、表面荒れが少々観察された基板である。更に、バツ×は、表面荒れが多く観察された基板である。なお、表面荒れが多いと、発光装置の歩留まりが低下する。第1ないし第5の実施の形態において形成された窒化物半導体自立基板、及び比較例において形成された窒化物半導体自立基板を用いて図5に示す発光装置をそれぞれ形成した。そして、EL測定により、発光波長のバラツキを測定した。その結果、オフ角のバラツキの小さな発光装置で、発光波長のバラツキが小さくなる結果が得られた。これは、インバージョンドメインを有する自立基板を用いることにより基板の反りが低減し、基板面内のオフ角のバラツキが小さくなることに起因する結果である。表1を参照すると分かるように、GaN自立基板が、自立基板表面と平行な断面、すなわち、基板内部において10個/cm2以上から600個/cm2以下の密度でインバージョンドメインを有する場合、自立基板の反り量を比較例に比べて低減することができる。自立基板の反りが小さい場合例えば、反り量が5μmから120μmの場合、発光装置の発光波長のバラツキを、9nmから18nmの範囲にすることができる。なお、0個/cm2以上から200個/cm2以下の密度でインバージョンドメインを自立基板の表面に有する場合、基板表面のモフォロジを良好なものにすることができる。以上、本発明の実施の形態を説明したが、上記に記載した実施の形態は特許請求の範囲に係る発明を限定するものではない。また、実施の形態の中で説明した特徴の組合せの全てが発明の課題を解決するための手段に必須であるとは限らない点に留意すべきである。