外延基板以及外延基板的制造方法技术领域
本发明涉及一种半导体元件用外延基板，尤其涉及一种使用III族氮
化物而构成的外延基板。
背景技术
氮化物半导体由于具有直接迁移型的宽带隙(band gap)、高绝
缘击穿电场和高饱和电子速度，因此作为LED或LD等发光器件，
或HEMT(High Electron Mobility Transistor)等高频率/大功率的电
子器件用半导体材料而受到关注。例如，将由AlGaN构成的势垒层
和由GaN构成的沟道层层叠而成的HEMT(高电子迁移率晶体管)
元件是利用以下特征的元件：根据氮化物材料特有的强极化效应(自
发极化效应和压电极化效应)在层叠界面(异质界面)生成高浓度二
维电子气(2DEG)(例如，参照非专利文献1)。
作为在HEMT元件用外延基板中采用的基底基板，有时使用如
SiC这样的组分与III族氮化物不同的单晶(异种单晶)。此时，通
常应变超晶格层或低温生长缓冲层等缓冲层作为初始生长层在基底
基板上形成。由此，在基底基板上外延形成势垒层、沟道层、以及缓
冲层，成为使用了由异种单晶构成的基底基板的HEMT元件用基板
的最基本的构成方式。除此之外，为了促进二维电子气的空间封闭性，
有时还在势垒层和沟道层之间设置厚度为1nm左右的隔离层。隔离
层由例如AlN等构成。进而，为了控制HEMT元件用基板的最表面
的能级和改善与电极的接触特性，有时还在势垒层之上形成例如由n
型GaN层或超晶格层构成的保护层。
对HEMT元件和HEMT元件用基板而言，存在功率密度增大、
高效率化等与性能提高相关的课题、常闭动作化等与功能性增强相关
的课题、高可靠性和低成本化这些基本课题等各种课题，并针对每个
课题做了不懈的努力。
另一方面，为了实现外延基板的低成本化，进而实现硅系电路器
件之间的集成化等，进行了如下研究和开发，即，在制作如上述这样
的氮化物器件时将单晶硅用作基底基板(例如，参照专利文献1至专
利文献3，以及非专利文献2)。在作为HEMT元件用外延基板的基
底基板选择了如硅这样的导电性的材料的情形下，从基底基板的背面
赋予场板(field plate)效果，因此可设计能够实现高耐电压和高速
开关的HEMT元件。
另外，如果要将HEMT元件用外延基板做成高耐电压结构，则
增加沟道层和势垒层的总膜厚或提高两层的绝缘击穿强度是有效的，
这是已经公知的技术(例如，非专利文献2参照)。
另外，还公知如下的半导体器件的制造方法：在Si基底基板上
形成由AlN构成的夹层，接着，以交替但整体产生凸弯曲的方式形
成由GaN构成的第一半导体层和由AlN构成的第二半导体层，并在
之后降温时使这些层收缩，其结果，消除基板整体的弯曲(例如，参
照专利文献4)。
然而，与使用蓝宝石基板或SiC基板的情形相比较，已知由于如
下原因在硅基板上形成优质的氮化物膜是非常困难的。
首先，在硅和氮化物材料中，在晶格常数的值上存在很大差异。
这成为在硅基板和生长膜的界面上发生失配位错(misfit
dislocation)，或在从核形成到生长的时机中促进三维生长模式的主
要原因。换言之，成为阻碍形成位错密度小且表面平坦的良好的氮化
物外延膜的主要原因。
另外，与硅相比，氮化物材料的热膨胀系数的值大，因此在硅基
板上以高温使氮化物膜外延生长后，在使温度降低至室温附近的过程
中，在氮化物膜内拉伸应力起作用。其结果，在膜表面上容易产生裂
纹，并且基板容易产生较大弯曲。
除此之外，还已知在气相生长中的作为氮化物材料的原料气体的
三甲基镓(TMG：Trimethylgallium)容易形成硅和液相化合物，而
成为妨碍外延生长的主要原因。
在使用专利文献1至专利文献3以及非专利文献1中所公开的现
有技术的情形下，能够使GaN膜在硅基板上外延生长。然而，所得
到的GaN膜的结晶质量决不比将SiC或蓝宝石用作基底基板的情形
好。因此，在使用现有技术来制作例如HEMT这样的电子器件的情
形下，存在电子迁移率低、断开时产生漏电流或耐压降低这样的问题。
另外，在专利文献4中所公开的方法中，由于特意在器件制作的
途中产生较大的凸弯曲，所以因层形成条件的不同，有可能会在器件
制作途中产生裂纹。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：特开平10-163528号公报
专利文献2：特开2004-349387号公报
专利文献3：特开2005-350321号公报
专利文献4：特开2009-289956号公报
非专利文献
非专利文献1：″Highly Reliable 250W GaN High Electron
Mobility Transistor Power Amplifier″Toshihide Kikkawa，Jpn.J.
Appl.Phys.44，(2005)，4896.
非专利文献2：″High power AlGaN/GaN HFET with a high
breakdown voltage of over 1.8kV on 4 inch Si substrates and the
suppression of current collapse″，Nariaki Ikeda，Syuusuke Kaya，Jiang Li，
Yoshihiro Sato，Sadahiro Kato，Seikoh Yoshida，Proceedings of the 20th
International Symposium on Power Semiconductor Devices & IC′s May
18-22，2008Orlando，FL″，pp.287-290
发明内容
本发明是鉴于上述问题而提出的，其目的在于，提供一种将硅基
板作为基底基板且无裂纹的外延基板。
为解决上述问题，本发明的第一方案的外延基板，在作为(111)取
向的单晶硅的基底基板之上，以(0001)结晶面与所述基底基板的基
板面大致平行的方式形成有III族氮化物层组，并具有：缓冲层，其
通过交替层叠第一层叠单位和第二层叠单位而成，并且，最上部和最
下部都由所述第一层叠单位构成；结晶层，其形成在所述缓冲层之上；
所述第一层叠单位以交替组分不同的第一组分层和第二组分层的方式层
叠，并且当将所述第一组分层和所述第二组分层的层叠数分别设为n(n
是2以上的自然数)并将从所述基底基板侧开始的第i个所述第二组分
层的厚度设为t(i)时，以满足
t(1)≤t(2)≤···≤t(n-1)≤t(n)
并且
t(1)＜t(n)
的方式层叠，使得越远离所述基底基板就具有越大的压缩应变；所
述第二层叠单位是以15nm以上且150nm以下的厚度形成的实质上无应
变的中间层。
基于第一方案外延基板的本发明的第二方案中，与构成所述第一组
分层的第一III族氮化物相比，构成所述第二组分层的第二III族氮化
物在无应变状态下的面内晶格常数更大，各所述第二组分层相对于所
述第一组分层形成共格状态。
基于第二方案外延基板的本发明的第三方案中，所述中间层由第
三III族氮化物构成，所述第三III族氮化物与所述第二III族氮化物
相比在无应变状态下的面内晶格常数更小。
本发明的第四方案中，在作为(111)取向的单晶硅的基底基板之
上，以(0001)结晶面与所述基底基板的基板面大致平行的方式形成
有III族氮化物层组，并具有：缓冲层，其通过交替层叠第一层叠单
位和第二层叠单位而成，并且，最上部和最下部都由所述第一层叠单
位构成；结晶层，其形成在所述缓冲层之上，并由III族氮化物构成；
所述第一层叠单位以交替由第一III族氮化物构成的第一组分层和由第
二III族氮化物构成的第二组分层的方式层叠，并且当将所述第一组分
层和所述第二组分层的层叠数分别设为n(n是2以上的自然数)并将从
所述基底基板侧开始的第i个所述第二组分层的厚度设为t(i)时，以满
足
t(1)≤t(2)≤···≤t(n-1)≤t(n)
并且
t(1)＜t(n)
的方式层叠，与所述第一III族氮化物相比，所述第二III族氮化物
在无应变状态下的面内晶格常数更大；各所述第二组分层在所述第一组
分层形成共格状态，所述第二层叠单位是以15nm以上且150nm以下的
厚度形成的、且由在无应变状态下的面内晶格常数比所述第二III族氮
化物更小的第三III族氮化物构成的中间层。
基于第一至第四方案中任一方案的外延基板的本发明的第五方
案中，所述第一组分层由AlN构成，所述第二组分层由AlxGa1-xN(0
≤x≤0.25)组分的III族氮化物构成。
基于第五方案外延基板的本发明的第六方案中，所述第二组分层
由AlxGa1-xN(0≤x≤0.25)组分的III族氮化物构成。
基于第一至第六方案中的任一方案的外延基板的本发明的第七方案
中，具备：第一基底层，其在所述基底基板上形成且由AlN构成；第二
基底层，其在所述第一基底层上形成且由AlpGa1-pN(0≤p＜1)构成；所
述第一基底层是由柱状或者粒状的结晶或畴中的至少一种构成的多结晶
含有缺陷层；所述第一基底层和所述第二基底层之间的界面是三维凹凸
面；在所述第二基底层的正上方形成有所述缓冲层。
在本发明的第八方案中，一种在作为(111)取向的单晶硅的基底基
板上，以(0001)结晶面与所述基底基板的基板面大致平行的方式形成
III族氮化物层组的半导体元件用外延基板的制造方法，包括：缓冲层形
成工序，通过将第一层叠单位和第二层叠单位以最上部和最下部都为所
述第一层叠单位的方式交替层叠，来形成缓冲层；结晶层形成工序，在
所述缓冲层的上方形成由III族氮化物构成的结晶层；所述缓冲层形成
工序包括：第一层叠单位形成工序，通过交替层叠由第一III族氮化物
构成的第一组分层和由第二III族氮化物构成的第二组分层来形成第一
层叠单位；第二层叠单位形成工序，在所述第一层叠单位上形成中间层；
在所述第一层叠单位形成工序中，当将所述第一组分层和所述第二组分
层的层叠数分别设为n(n是2以上的自然数)，且将从所述基底基板侧
开始的第i个所述第二组分层的厚度设为t(i)时，以满足
t(1)≤t(2)≤···≤t(n-1)≤t(n)
并且
t(1)＜t(n)的方式，
且以与所述第一III族氮化物相比，所述第二III族氮化物在无应变
状态下的面内晶格常数更大的方式，并且，以各所述第二组分层在所述
第一组分层形成共格状态的方式，来形成第一层叠单位；在所述第二层
叠单位形成工序中，用第三III族氮化物将所述中间层形成为15nm以上
且150nm以下的厚度，其中所述第三III族氮化物在无应变状态下的面
内晶格常数比所述第二III族氮化物更小。
基于第八方案的外延基板制造方法的本发明第九方案中，所述第
一组分层由AlN构成，所述第二组分层由AlxGa1-xN(0≤x≤0.25)组
分的III族氮化物构成。
在本发明的第十方案中，在第八方案或在第九方案所述的外延基
板的制造方法上，所述第二组分层由AlxGa1-xN(0.1≤x≤0.25)组分
的III族氮化物而形成。
基于第八至第十方案中任一方案的外延基板制造方法的本发明第十
一方案中，具备：第一基底层形成工序，在所述基底基板上形成由AlN
构成的第一基底层；第二基底层形成工序，在所述第一基底层上形成由
AlpGa1-pN(0≤p＜1)构成的第二基底层；在所述第一基底层形成工序中，
将所述第一基底层形成为表面呈三维凹凸面的多结晶含有缺陷层，所述
多结晶含有缺陷层由柱状或者粒状的结晶或畴中的至少一种构成；在所
述缓冲层形成工序中，在所述第二基底层的正上方形成所述缓冲层。
根据在本发明的第一至第十一方案，由于缓冲层中存在压缩应
变，因此由硅和III族氮化物之间的热膨胀系数差而产生的拉伸应力
通过该压缩应变抵消。由此，即使在将硅基板用作基底基板的情形下，
也能够得到无裂纹、弯曲小且结晶质量优良的外延基板。
尤其是，根据第六至第十方案，能够实现无裂纹、弯曲小并且耐
电压性优良的外延基板。
尤其是，根据第七方案和第十一方案，由于在低位错且表面平坦
性优良的基底层上设置缓冲层，因此缓冲层、结晶层等具有良好的结
晶质量。另一方面，抑制了在第二基底层中的应变能量的积累，因此
由在缓冲层含有的压缩应变而产生的拉伸应力的抵消效果不会因在
基底层积累应变能量而受到阻碍。
附图说明
图1是概略地表示本发明实施方案的外延基板10结构的示意剖
视图。
图2是表示在组分调制层3中在第一组分层31上形成第二组分层
32时的结晶晶格的样子的示意图。
具体实施方案
<外延基板的概略结构>
图1是概略地表示本发明实施方案的外延基板10的结构的示意
剖视图。外延基板10主要具备：基底基板1、基底层2、分别具有多
个组分调制层3和中间层4的缓冲层5、以及功能层6。此外，下面
将在基底基板1之上形成的各层总称为外延膜。另外，为了便于说明，
有时也将III族元素中的Al的存在比率称为Al摩尔分数。
基底基板1是具有p型导电型的(111)面的单晶硅晶片。基底
基板1的厚度没有特别的限制，但为了便于处理，最好使用具有数百
μm到数mm的厚度的基底基板l。
基底层2、组分调制层3、中间层4、功能层6分别是通过外延
生长方法使纤锌矿型的III族氮化物以(0001)其结晶面与基底基板
1的基板面大致平行的方式形成的层。通过有机金属化学气相生长法
(MOCVD法：metal-organic chemical vapor deposition)来形成这
些层是优选的一个例子。
基底层2是为了能在其上以良好的结晶质量形成上述各层而设
置的层。具体地说，基底层2被设置为，至少在其表面附近(在与组
分调制层3之间的界面附近)，适当降低了位错密度并具有良好的结
晶质量。由此，在组分调制层3乃至在其之上形成的各层，也得到良
好的结晶质量。
在本实施方式中，为了达到所述目的，如下所示，基底层2包括
第一基底层2a和第二基底层2b。
第一基底层2a是由AlN构成的层。第一基底层2a是由在与基底
基板1的基板面大致垂直的方向(成膜方向)上生长的多个微细柱状
结晶等(柱状结晶，粒状结晶，柱状畴(domain)或粒状畴中的至
少一种)构成的层。换句话说，第一基底层2a是结晶性差的多含有
缺陷层，在外延基板10的层叠方向上呈单轴取向，但含有沿层叠方
向的多个晶界或位错。此外，在本实施方式中，为了便于说明，有时
也包括畴晶界或位错在内统称为晶界。即使第一基底层2a中的晶界
的间隔大也就是数十nm左右而已。
具有所述结构的第一基底层2a以如下方式形成：(0002)面的
X射线摇摆曲线半辐值在0.5度以上且1.1度以下，(10-10)面的X
射线摇摆曲线半辐值在0.8度以上且1.1度以下，其中，该(0002)
面的X射线摇摆曲线半辐值成为关于c轴倾斜成分的镶嵌性
(mosaicity)的大小或螺旋位错的多少的指标，并且，该(10-10)
面的X射线摇摆曲线半辐值成为关于将c轴作为旋转轴的结晶的旋转
成分的镶嵌性的大小或刃型位错的多少的指标。
另一方面，第二基底层2b是在第一基底层2a上形成且由
AlpGa1-pN(0≤p＜1)组分的III族氮化物构成的层。
另外，第一基底层2a和第二基底层2b的界面I1(第一基底层
2a的表面)为反映了构成第一基底层2a的柱状结晶等的外形形状的
三维凹凸面。例如，在外延基板10的HAADF(高角散射电子)像
中能明确确定界面I1具有这种形状。此外，HAADF像是通过扫描透
射电子显微镜(STEM：scanning transmission electronmicroscopy)
得到的被高角度非弹性散射的电子的累积强度的映射像。在HAADF
像中，观察到像强度与原子序数的平方成比例，越是存在原子序数大
的原子的部分就越明亮(白)，因此观察到含有Ga的第二基底层2b
相对较明亮，不含Ga的第一基底层2a相对较暗。由此，容易识别
出二者的界面I1呈三维凹凸面。
此外，在图1的示意剖面中，示出了第一基底层2a的凸部2c大
致以等间隔配置的情况，但这只不过是为了便于图示，实际上凸部
2c未必以等间隔配置。优选为第一基底层2a形成为，凸部2c的密度
在5×109/cm2以上且5×1010/cm2以下，凸部2c的平均间隔在45nm以
上且140nm以下。在满足这些范围的情况下，可以形成尤其是结晶
质量优良的功能层6。此外，在本实施方式中，第一基底层2a的凸
部2c是指在表面(界面I1)上向上凸的部分的大致顶点位置。此外，
通过本发明发明者的实验以及观察的结果，确认形成凸部2c的侧壁
的是AlN的(10-11)面或(10-12)面。
要在第一基底层2a的表面形成满足上述密度和平均间隔的凸部
2c，优选以平均膜厚在40nm以上且200nm以下的方式形成第一基底
层2a。在平均膜厚小于40nm的情况下，难以形成如上所述那样的凸
部2c并难以实现AlN完全覆盖基板表面的状态。另一方面，若平均
膜厚大于200nm，则由于开始进行AlN表面的平坦化，导致难以形
成如上所述那样的凸部2c。
此外，虽然第一基底层2a的形成能在规定的外延生长条件下实
现，但由AlN形成第一基底层2a在如下两点是优选的，第一点是不
含有形成硅和液相化合物的Ga，第二点是由于横向生长比较难以进
行，所以界面I1容易形成为三维凹凸面。
在外延基板10中，以上述方式在基底基板1和第二基底层2b之
间设置作为内部存在晶界的多含有缺陷层的第一基底层2a，由此缓
和了基底基板1和第二基底层2b之间的晶格失配，并抑制由所述晶
格失配引起的应变能量的积累。将上述第一基底层2a的(0002)面
和(10-10)面的X射线摇摆曲线半辐值范围确定为适宜抑制由该晶
界引起的应变能量的积累的范围。
但是，由于所述第一基底层2a的存在，以第一基底层2a的柱状
结晶等的晶界为起点的非常多的位错向第二基底层2b传播。在本实
施方式中，通过将第一基底层2a和第二基底层2b之间的界面I1如
上所述那样构成为三维凹凸面，从而能够有效降低所述位错。
通过使第一基底层2a和第二基底层2b的界面I1形成为三维凹
凸面，从而在第一基底层2a上发生的大部分位错在从第一基底层2a
向第二基底层2b传播(贯通)时，于界面I1弯曲，并在第二基底层
2b内部合体消失。其结果，在以第一基底层2a为起点的位错中的贯
通第二基底层2b的位错为极少一部分。
另外，第二基底层2b最好以如下方式形成：在其生长初期沿着
第一基底层2a的表面形状(界面I1的形状)形成，但随着生长的进
行，其表面渐渐被平坦化，最终具有10nm以下的表面粗糙度。此外，
在本实施方式中，表面粗糙度用通过AFM(原子力显微镜)测得的
针对5μm×5μm区域的平均粗糙度ra来表示。顺便说一下，在使第
二基底层2b的表面平坦性良好的方面，用横向生长比较容易进行且
至少含有Ga组分的III族氮化物来形成第二基底层2b是优选的。
另外，第二基底层2b的平均厚度优选在40nm以上。这是因为，
当薄于40nm地形成时，产生如下等问题：第一基底层2a引起的凹
凸不能被充分平坦化，或通过相互合体使传播到第二基底层2b的位
错的消失不够充分。此外，以平均厚度在40nm以上的方式形成时，
能有效降低位错密度并使表面平坦化，因此对第二基底层2b厚度的
上限在技术上没有特殊限制，但从生产性的观点考虑，优选以数μm
以下左右的厚度形成。
如上所述，第二基底层2b的表面呈低位错且具有优良的平坦性，
所以在其上形成的各层具有良好的结晶质量。
缓冲层5具有在多个组分调制层3之间设有中间层4的结构。换
句话说，中间层4是作为边界层设置在各个组分调制层3之间。或者
也可以说缓冲层5具有结构：在使最下部和最上部为组分调制层3的
状态下，重复交替层叠作为第一层叠单位的组分调制层3和作为第二
层叠单位的中间层4。在图1中，例示了具备四个组分调制层3(3a、
3b、3c、3d)和三个中间层4(4a、4b、4c)的情形，但组分调制层
3和中间层4的个数并不限于此。
组分调制层3是通过重复交替层叠由不同组分的III族氮化物构
成的第一组分层31和第二组分层32所形成的部位。此外，在本实施
方式中，从基底基板1侧开始的第i个第一组分层31标记为“31<i>”，
从基底基板1侧开始的第i个第二组分层32标记为“32<i>”。
各个第一组分层31以3nm-20nm左右的大致相同的厚度形成。
典型的为5nm-10nm。另一方面，当第一组分层31和第二组分层32
的层数分别为n(n是2以上的自然数)且将从基底基板1侧开始的
第i个第二组分层32<i>的厚度设为t(i)时，第二组分层32以满足
以下式的方式形成。
t(1)≤t(2)≤···≤t(n-1)≤t(n)··(式1)
并且，
t(1)＜t(n) ··(式2)
即，组分调制层3以第二组分层32<n>的厚度大于第二组分层
32<1>的厚度且在至少一部分中第二组分层32的厚度随着远离基底
基板1而阶梯性增大的方式构成。典型的是组分调制层3以越是远离
基底基板1的第二组分层32则其厚度就越厚的方式形成，由此在本
实施方式中，以下，包括具有相同厚度的第二组分层32<i-1>和第二
组分层32<i>的情形在内，都看作是以越是远离基底基板1的第二组
分层32则其厚度就越厚的方式形成的。
离基底基板1最近的第二组分层32<1>的厚度t(1)在10nm-25nm
左右，并且，最好比第一组分层31的厚度大。另一方面，离基底基
板1最远的第二组分层32<n>的厚度t(n)虽与n值相关，但最好在
150nm-350nm左右。对于第二组分层32<i>的厚度t(i)的条件将在
后文中进行说明。
另外，第一组分层31和第二组分层32以满足如下关系的方式形
成：与构成前者的III族氮化物相比构成后者的III族氮化物在无应
变状态(块状态)下的面内晶格常数(晶格长度)更大。
而且，在组分调制层3中，第二组分层32在第一组分层31以共
格相(coherent state)形成。
优选地，第一组分层31由AlN构成，第二组分层32由AlxGa1-xN
(0≤x≤0.25)组分的III族氮化物构成。此外，第二组分层32中的
Al摩尔分数与外延基板10自身的耐电压性有关。对此在下面进行详
细说明。
中间层4是由无应变状态下的面内晶格常数比构成第二组分层
32的III族氮化物情况时更小的III族氮化物构成的层。中间层4以
15nm以上且150nm以下的厚度形成。优选中间层4以15nm以上且
90nm以下的厚度形成。另外，优选中间层4由与第一组分层31具有
相同组分的III族氮化物构成。更优选中间层4由AlN构成。
功能层6是在缓冲层5上形成的、由III族氮化物形成的至少一
个层的层，并且通过在外延基板10上进一步形成规定的半导体层或
电极等来构成半导体元件的情况下，发挥规定功能的层。因此，功能
层6由具有与该功能相应的组分和厚度的一个或者多个层形成。在图
1中，例示了功能层6由一个层构成的情形，但功能层6的结构并不
限于此。
例如，若将由高电阻的GaN构成的数μm厚的沟道层和由AlGaN
或InAlN等构成的数十nm厚的势垒层层叠作为功能层6，便能得到
HEMT元件用外延基板10。即，通过在势垒层上形成省略图示的栅
极电极、源极电极以及漏极电极而得到HEMT元件。要形成这些电
极，可应用光刻法工艺等公知的技术。另外，在所述情形中，也可采
用在沟道层和势垒层之间设置由AlN构成的1nm左右厚度的隔离层
的方案。
或者，形成一个III族氮化物层(例如GaN层)，并在其上形成
省略图示的阳极和阴极，来作为功能层6，从而实现同心圆型肖特基
势垒二极管。要形成这些电极，也可应用光刻法工艺等公知的技术。
<外延基板的制造方法>
接着，以使用MOCVD法的情形为例，对制造外延基板10的方
法进行概述。
首先，作为基底基板1准备(111)面的单晶硅晶片，并通过稀
氢氟酸清洗来除去自然氧化膜，之后，实施SPM(Sulfuric-peroxide
mix：硫酸双氧水)清洗，在晶片表面上形成厚度为数左右的氧化
膜。将基底基板放置在MOCVD装置的反应器内。
然后，在规定的加热条件和气体环境下形成各层。首先，由AlN
构成的第一基底层2a能以如下方式形成：在将基板温度保持在800
℃以上且1200℃以下的规定的初始层形成温度，并使反应器内压力
处于0.1kPa-30kPa左右的状态下，按适当的摩尔流量比将作为铝原
料的TMA(trimethylaluminum：三甲基铝)鼓泡气体和NH3气体导
入反应器内，并且使成膜速度在20nm/min以上，目标膜厚在200nm
以下。
第二基底层2b的形成以如下方式实现：在形成第一基底层2a后，
在将基板温度保持在800℃以上且1200℃以下的规定的第二基底层
形成温度，并使反应器内压力处于0.1kPa-100kPa的状态下，按与要
制作的第二基底层2b的组分相应的规定的流量比，将作为镓原料的
TMG(trimethylgallium：三甲基镓)鼓泡气体、TMA鼓泡气体以及
NH3气体导入反应器内，使NH3、TMA以及TMG发生反应。
构成缓冲层5的各层，即，构成组分调制层3的第一组分层31
和第二组分层32、中间层4的形成以如下方式进行：接着第二基底
层2b的形成，将基板温度保持在800℃以上且1200℃以下的与各层
相应的规定的形成温度，并使反应器内压力保持在0.1kPa-100kPa的
与各层相应的规定的值的状态下，按与在各层要实现的组分相应的流
量比，将NH3气体和III族氮化物原料气体(TMA、TMG的鼓泡气
体)导入反应器内。此时，通过在与设定膜厚相应的时机切换流量比，
使各层连续且形成为所希望的膜厚。
功能层6的形成以如下方式实现：在形成缓冲层5之后，在将基
板温度保持在800℃以上且1200℃以下的规定的功能层形成温度，并
使反应器内压力处于0.1kPa-100kPa的状态下，按与要制作的功能层
6的组分相应的流量比，将TMI鼓泡气体、TMA鼓泡气体和TMG
鼓泡气体中的至少一个和NH3气体导入反应器内，使NH3与TMI、
TMA以及TMG中的至少一个发生反应。
在形成功能层6之后，外延基板10在反应器内降温至常温。之
后，从反应器取出的外延基板10被适当用于后级处理。
<缓冲层的作用效果>
正如本实施方式所述，一般地，在要使由III族氮化物构成的结
晶层以规定的形成温度在单晶硅晶片上外延生长来得到外延基板的
情况下，III族氮化物与硅相比热膨胀系数更大(例如，硅：3.4×10-6/K、
GaN：5.5×10-6/K)，因此在结晶生长后，在降温至常温的过程中，在
结晶层中在面内方向上产生拉伸应力。该拉伸应力成为在外延基板中
发生裂纹和弯曲的主要原因。在本实施方式中，为了降低所述拉伸应
力来抑制发生裂纹和弯曲，在外延基板10上设置有缓冲层5。更具
体地说，通过构成缓冲层5的各层分别发挥的作用效果，抑制了在外
延基板10中发生裂纹和弯曲。下面将进行详细说明。
(组分调制层)
图2是示出了在组分调制层3中，在第一组分层31之上形成第
二组分层32时的结晶晶格的样子的示意图。现在，将构成第二组分
层32的III族氮化物的在无应变状态下的面内方向的晶格长度设为
a0、实际的晶格长度设为a。在本实施方式中，如图2的(a)、(b)
所示，第二组分层32与第一组分层31的结晶晶格保持匹配的同时进
行结晶生长。这意味着在结晶生长时，在第二组分层32的面内方向
上产生s＝a0-a的压缩应变。即，第二组分层32的结晶生长在保持
应变能量的状态下进行。
但是，随着生长的进行，能量的不稳定性会增加，因此为了释放
应变能量，而逐渐在第二组分层32中导入失配位错。不久，若达到
某临界状态，则在第二组分层32中保持的应变能量被全部释放。此
时，如图2(c)所示变为a＝a0。
但是，若在达到如图2(c)所示的状态之前的、如图2(b)所
示的a0＞a的状态下完成第二组分层32的形成，则第二组分层32会
处于保持应变能量(含有压缩应变)的状态。在本实施方式中，将这
种含有应变能量的结晶生长称为在共格相下的结晶生长。换句话说，
只要第二组分层32以比完全释放应变能量的临界膜厚更小的厚度形
成，就可以说第二组分层32在第一组分层31呈共格相。或者，只要
第二组分层32最上面(正上方的与第一组分层31相接触的面)的晶
格长a满足a0＞a，就可以说第二组分层32在第一组分层31呈共格相。
此外，只要第二组分层32以上述方式含有应变能量，则即使在第二
组分层32中局部成为a0＝a，也可以说第二组分层32在第一组分层
31呈共格相。
由于构成第一组分层31的III族氮化物的面内晶格常数比构成第
二组分层32的III族氮化物的面内晶格常数更小，因此即使在保持该
应变能量的第二组分层32上形成第一组分层31，也会保持共格相，
不会释放在正下方的第一组分层31中所保持的应变能量。而且，若
在该第一组分层31上再次使第二组分层32以共格相生长，则在所述
第二组分层32中也产生与上述相同的压缩应变。
以下，以相同的方式，在维持共格相下的生长的同时交替进行第
一组分层31和第二组分层32的形成，则在各自的第二组分层32保
持应变能量。并且此时，从正下方受到更大的压缩应变的作用，因此
越是在上方形成的第二组分层32则其临界膜厚变得就越大。而且，
厚度越大则第二组分层32内中的压缩应变就越大。在本实施方式中，
鉴于这些，以满足(式1)和(式2)的方式，即，以越是远离基底
基板1的第二组分层32<i>则具有越厚的厚度t(i)的方式形成组分
调制层3，该厚度t(i)在不超过临界膜厚的范围。因此，也可以说
组分调制层3是以越是远离基底基板1就具有越大的压缩应变的方式
构成的应变导入层。
该压缩应变由于向与热膨胀系数差所引起并产生的拉伸应力正
相反的方向作用，具有在降温时抵消该拉伸应力的作用。概略地讲，
用与n个第二组分层32的压缩应变大小总和成比例的力来抵消拉伸
应力。
此外，第一组分层31是介于两个第二组分层32之间，但是当其
厚度过小时，在第二组分层32中产生的压缩应变变小，反而容易使
第一组分层31自身中存在拉伸应力，因此不优选。另一方面，当厚
度过大时，第二组分层32自身容易受到拉伸方向的力，因此不优选。
从不会产生这种不良现象这一点来看，上述3nm-20nm左右厚度的这
一条件是优选的。
另外，从能够在每个第二组分层32中得到充分大的压缩应变这
一点来看，上述第一组分层31由AlN构成且第二组分层32由
AlxGa1-xN(0≤x≤0.25)组分的III族氮化物构成这一条件是优选的。
但是，若第二组分层32<1>的厚度t(1)过分大于第一组分层31
的厚度，则第二组分层32<1>在共格相下根本就不生长。因此，优选
第二组分层32<1>的厚度尽可能在第一组分层31的3倍左右以下。
另外，虽然在每个组分调制层3中，与形成在其下方的第一组分层
31和第二组分层32的厚度总和有关，但从最好地实现共格相下的生
长这一观点来看，优选第二组分层32<i>的厚度t(i)尽可能在第二
组分层32<i-1>的厚度t(i-1)的5倍-6倍左右以下。
(中间层)
如上所述，组分调制层3整体存在压缩应变。因此，若层叠多个
组分调制层3，则应能得到充分防止裂纹产生的大的压缩应变。但在
实际上，即使在某组分调制层3的正上方形成其他组分调制层3，上
侧的组分调制层3中也得不到充分的压缩应变。这是因为，构成作为
下侧的组分调制层3的最上层的第二组分层32<n>的III族氮化物与
构成作为上侧的组分调制层3的最下层的第一组分层31<1>的III族
氮化物相比，在无应变状态下的面内晶格常数更大，并且，第一组分
层31<1>只不过以3nm-20nm左右的厚度形成而已，因此若直接在第
二组分层32<n>上形成第一组分层31<1>，则第一组分层31<1>内存
在拉伸应变，而无法在这之后继续形成的组分调制层3中导入充分的
压缩应变。
因此，在本实施方式中，通过在两个组分调制层3之间设置中间
层4，使得避免发生伴随如上所述拉伸应变的导入而产生的问题，并
使每个组分调制层3中存在充分的压缩应变。
具体来说，在作为组分调制层3的最上层的第二组分层32<n>上，
由与构成该第二组分层32的III族氮化物相比在无应变状态下的面内
晶格常数更小的III族氮化物而形成中间层4。虽然以所述方式设置
的中间层4在与第二组分层32<n>的界面附近存在由与第二组分层32
之间的晶格常数差引起的失配位错，但至少在其表面附近产生晶格弛
豫，实现了拉伸应力不起作用的实质上无应变的状态。其中，实质上
无应变意味着，至少在除了与正下方的第二组分层32<n>的界面附近
以外的部位具有与在块状态下的晶格常数实质上相同的晶格常数。
在这样的实质上无应变的中间层4上形成的组分调制层3，在作
为其最下层的第一组分层31<1>中拉伸应力不产生作用，因此该组分
调制层3也与中间层4正下方的组分调制层3相同地，以适当存在压
缩应变的方式形成。
优选第一组分层31和中间层4都由AlN形成。此时，通过连续
形成中间层4和第一组分层31<1>，二者实际上是构成一个层，因此
能更切实地防止在第一组分层31<1>中拉伸应力发生作用。
但是，中间层4有必要以15nm以上且150nm以下的厚度形成。
中间层4的厚度小于15nm时，与在第二组分层32<n>上直接形成第
一组分层31<1>的情况相同，在中间层4中拉伸应力起到作用，由于
在受其影响的状态下形成组分调制层3，导致在组分调制层3无法适
宜地存在压缩应变，因此并不优选。另一方面，中间层4的厚度大于
150nm时，不能忽略中间层4自身的与作为基底基板1的硅之间的热
膨胀系数差的影响，在中间层4中由热膨胀系数差引起的拉伸应力起
到作用，因此并不优选。无论哪种情况，外延基板10都会产生裂纹。
通过将中间层4形成为15nm以上且150nm以下的厚度，使其呈实质
上无应变的状态，实现其正上方的第一组分层31<1>中拉伸应力不产
生作用的状态，其结果，实现了无裂纹的外延基板10。
当设置更多组分调制层3时，也以与上述相同的方式，通过使中
间层4位于各组分调制层3之间，从而实现在全部组分调制层3中适
当存在压缩应变的状态。此外，若组分调制层3的结构相同，则组分
调制层3的重复层叠数越多，在缓冲层5中存在的压缩应变就越大。
在具备根据如上所述的方式构成的缓冲层5的外延基板10中，
通过该缓冲层5存在大的压缩应变，实现了拉伸应力适宜抵消的状
态，该拉伸应力由硅和III族氮化物的热膨胀系数差而产生。由此，
在外延基板10中实现了无裂纹。另外，以这种方式抵消拉伸应力，
由此外延基板10的弯曲量被抑制在100μm以下。
即，在本实施方式的外延基板10中，通过以交替层叠作为应变
导入层的组分调制层3和实质上无应变的中间层4的方式设置缓冲层
5，使缓冲层5存在大的压缩应变，并适当降低由硅和III族氮化物的
热膨胀系数差而在外延基板10中产生的拉伸应力。由此，在外延基
板10中实现无裂纹且减小了弯曲程度。
此外，缓冲层5形成在如上所述的应变能量积累被抑制的第二基
底层2b上，因此拉伸应力的抵消效果不会因累积在第二基底层2b
的应变能量而被阻碍。
另外，重复层叠组分调制层3和中间层4能够使外延膜自身的总
膜厚增大。一般当使用外延基板10制作HEMT元件时，其总膜厚越
大该HEMT元件的绝缘击穿电压就越大，因此本实施方式的外延基
板10的结构也有助于增大所述绝缘击穿电压。
<外延基板的高耐电压化>
在本实施方式中，通过使缓冲层5的结构参数(各层的组分、厚
度、第一组分层31和第二组分层的层数、组分调制层3和中间层4
的重复层叠数等)分别不同，能得到具体结构不同的各种各样的外延
基板10。
尤其是，通过由AlxGa1-xN(0.1≤x≤0.25)组分的III族氮化物
形成第二组分层32，从而实现无裂纹且耐电压高的外延基板10。此
外，在本实施方式中，耐电压是指，在对外延基板10从0V开始增
大值的同时施加电压时，产生1mA/cm2的漏电流的电压值。例如，
将除了基底基板1之外的外延膜整体的总膜厚设在4.0μm以下，并且
将第二组分层32的总膜厚设在1700nm以上，用这种方式形成缓冲
层5时，能实现600V以上的高耐电压。
在所述情况中，若各层的厚度和层叠数相同，则在上述组分范围
内第二组分层32的Al摩尔分数(相当于上述x)越大耐电压就越高。
通过适当设定组分调制层3的重复层叠数、外延膜整体的总膜厚
以及第二组分层32的总膜厚，也可以得到具有更高耐电压的外延基
板10。例如，也可以实现外延膜整体的总膜厚为5μm且耐电压在
1000V以上的外延基板，或外延膜整体的总膜厚为7μm且耐电压在
1400V以上的外延基板等。
如上所述，根据本实施方式，通过在基底基板和功能层之间交替
层叠第一组分层和第二组分层，并且使第二组分层的厚度越靠近上方
就变得越大，从而形成交替层叠了内含压缩应变的组分调制层和实质
上无应变的中间层的缓冲层。由此，能够将廉价、大口径且容易得到
的硅基板作为基底基板，并且能得到无裂纹且结晶质量优良的外延基
板。另外，所述外延基板为弯曲量被抑制在100μm以下的基板。
进而，当由Al摩尔分数在0.1以上且0.25以下的AlGaN形成第
二组分层时，能够实现无裂纹且耐电压高的外延基板。
<变形例>
外延基板10也可以采用在基底基板1和第一基底层2a之间具有
未图示的界面层的方式。界面层具有数nm左右的厚度，由无定形的
SiAluOvNw构成是优选的一个例子。
当基底基板1和第一基底层2a之间具有界面层时，更有效地缓
和了基底基板1和第二基底层2b等之间的晶格失配，且进一步提高
了在其上形成的各层的结晶质量。即，当具有界面层时，第一基底层
2a即AlN层形成为，具有与不具有界面层的情形相同的凹凸形状，
且与不具有界面层的情形相比存在的结晶晶界变少。尤其得到改善了
在(0002)面的X射线摇摆曲线半辐值的第一基底层2a。这是因为，
与直接在基底基板1上形成第一基底层2a的情形相比，在界面层上
形成第一基底层2a的情况下，第一基底层2a的AlN的核形成难以进
行，结果，与没有界面层的情况相比促进了横向生长。此外，界面层
的膜厚以不超过5nm的程度形成。当具有这样界面层时，能将第一
基底层2a以(0002)面的X射线摇摆曲线半辐值在0.5度以上且0.8
度以下范围的方式形成。此时，能形成(0002)面的X射线摇摆曲
线半辐值在800sec以下且螺旋位错密度在1×109/cm2以下的、结晶质
量优良的功能层6。
此外，界面层的形成是通过以下方式实现：在硅晶片达到第一基
底层形成温度之后，且在形成第一基底层2a之前，只将TMA鼓泡
气体导入反应器内，并将晶片置于TMA鼓泡气体环境中。
另外，在形成第一基底层2a时，也可以为Si原子和O原子中的
至少一个在第一基底层2a中扩散固溶，或N原子和O原子中的至少
一个在基底基板1中扩散固溶。
另外，构成缓冲层5的各组分调制层3的层结构不用必须相同，
相互不同也可。
实施例
制作了缓冲层5的层结构和第二组分层32的组分不相同的多种
外延基板10。在表1中示出实施例和下述比较例的缓冲层5的层结
构、中间层4的厚度、外延膜的总膜厚、以及第二组分层32的总厚
度。
表1
缓冲层5的层结构，具体地将第二组分层32的层数、各层的厚
度，以及组分调制层3的重复数采用如层结构a-层结构e这样的不同
的五种。对于各个层结构，将第二组分层32的组分采用Al0.1Ga0.9N
和Al0.2Ga0.8N的两种，对于前者将中间层4的厚度采用不同的六种，
针对后者采用不同的四种。基底层2、第一组分层31、以及功能层6
全都采用相同的组分和厚度。
到形成第二基底层2b为止对任一试料都按照相同的步骤进行。
首先，作为基底基板1准备基板厚度为525μm的具有p型导电型的4
英寸(111)面单晶硅晶片(下面称为硅晶片)。对所准备的硅晶片
利用氢氟酸/纯水＝1/10(体积比)组分的稀氢氟酸实施稀氢氟酸清洗
和利用硫酸/双氧水＝1/1(体积比)组分的清洗液实施SPM清洗，以
在晶片表面上形成厚度为数的氧化膜，然后将硅晶片放置在
MOCVD装置的反应器内。接着，使反应器内处于氢和氮的混合环境，
使反应器内压力为15kPa，将基板温度加热到第一基底层形成温度即
1100℃为止。
若基板温度达到1100℃，则向反应器内导入NH3气体，将基板
表面在NH3气体环境中暴露一分钟。
之后，将TMA鼓泡气体以规定的流量比导入反应器内，通过使
NH3和TMA反应来形成表面具有三维凹凸形状的第一基底层2a。此
时，第一基底层2a的生长速度(成膜速度)为20nm/min，第一基底
层2a的目标平均膜厚为100nm。
若形成了第一基底层2a，则继续使基板温度为1100℃，使反应
器内压力为15kPa，再将TMG鼓泡气体导入反应器内，通过NH3、
TMA以及TMG之间的反应，使作为第一基底层2b的Al0.1Ga0.9N层
的平均膜厚形成为40nm左右。
接着第二基底层2b的形成，将缓冲层5以下面五种层结构中的
任意一种来形成。
层结构a：在一个组分调制层3内将第二组分层32的厚度从最小
的10nm以每层倍增的方式增加到320nm，共形成六层。组分调制层
3的重复数为3。
层结构b：在一个组分调制层3内将第二组分层32的厚度从最
小的10nm以每层倍增的方式增加到160nm，共形成五层。组分调制
层3的重复数为6。
层结构c：在一个组分调制层3内将第二组分层32的厚度从最小
的15nm以每层倍增的方式增加到240nm，共形成五层。组分调制层
3的重复数为4。
层结构d：在一个组分调制层3内将第二组分层32的厚度从第
一层到第五层全部设为15nm，从第六层到第八层全部设为80nm，
第九层和第十层都设为160nm，共形成十层。组分调制层3的重复数
为3。
层结构e：在一个组分调制层3内将第二组分层32厚度从第一层
到第七层都设为10nm，从第八层到第十层以最小的50nm以每层倍
增的方式增加到200nm，共形成十层。组分调制层3的重复数为4。
另一方面，任一试料的第一组分层31和中间层4都由AlN形成。
设第一组分层31的厚度为5nm。就中间层4的厚度而言，对第二组
分层32的组分为Al0.1Ga0.9N的试料采用10nm、15nm、30nm、60nm、
90nm、200nm的六种，对第二组分层32的组分为Al0.2Ga0.8N的试料
采用了除10nm和200nm之外的四种。
此外，在缓冲层5的形成中，设基板温度为1100℃，设反应器
内压力为15kPa。使用的原料气体与在形成基底层2时所使用的原料
气体相同。
对任一试料而言，在形成缓冲层5之后，以700nm的厚度形成
由GaN构成的功能层6。在功能层6的形成中，设基板温度为1100
℃，设反应器内压力为15kPa。对任一试料使用的原料气体与在形成
基底层2时所使用的原料气体相同。
通过以上方式，得到了共五十种外延基板。
(比较例1-比较例3)
制作了缓冲层5的结构不同的三种比较例(层结构f-层结构h)。
作为比较例1(层结构f)，代替具有交替组分调制层3和中间
层4的结构，将5nm厚的AlN层和15nm厚的Al0.1Ga0.9N层各交替
层叠100层，从而制作了具有所谓的超晶格层的外延基板。AlN层和
Al0.1Ga0.9N层的形成条件分别与实施例的第一组分层31和第二组分
层32的形成条件相同。
作为比较例2(层结构g)和比较例3(层结构h)，制作了具
有第二组分层32厚度全部相同的组分调制层3的外延基板。在比较
例2中，设第二组分层32的厚度为240nm，设中间层4的厚度为15nm，
设组分调制层3的重复数为3。在比较例3中，设第二组分层32的
厚度为160nm，设中间层4的厚度为15nm，设组分调制层3的重复
数为4。
(关于实施例和比较例的评价结果)
对于在实施例和比较例中得到的外延基板，用肉眼确认有没有产
生裂纹。另外，通过激光位移计来测定弯曲量。进一步，对未产生裂
纹的外延基板测定了耐电压。在表2中示出关于实施例和比较例的外
延基板的评价结果。
表2
如表2所示，比较例1至比较例3的全部试料，和实施例中的中
间层厚度分别为10nm和200nm的试料，在外周20mm处均产生裂
纹。另一方面，实施例中的中间层厚度在15nm以上且150nm以下
范围的试料均没有发现裂纹。
另外，在产生裂纹的试料中弯曲量超过100μm，与此相比，在没
有产生裂纹的试料中弯曲量被抑制在100μm以下。
以上结果表示：重复交替层叠组分调制层3和中间层4的结构对
外延基板10的无裂纹化和抑制弯曲都很有效，其中，组分调制层3
的第二组分层的厚度越远离基底基板就变得越厚，并且，中间层4具
有15nm以上且150nm以下的厚度。
此外，对比较例1的情况而言，相当于第二组分层32的
Al0.1Ga0.9N层的厚度比较小为15nm，因此推测Al0.1Ga0.9N层自身是
在共格相下生长的层。即使这样比较例1中还是产生裂纹，因此如比
较例1那样，当仅设置超晶格层时，虽然向每个第二组分层32导入
压缩应变，但其总和要抵消拉伸应力还是不够的。
另一方面，可以认为在比较例2和比较例3中产生裂纹是因为第
一层的第一组分层31和在其上形成的第二组分层32<1>的厚度差较
大，导致第二组分层32<1>不能保持共格相所引起的。
此外，对没有产生裂纹的试料，进行弯曲量比较时，中间层4的
厚度越大则弯曲量就越小。
另外，没有产生裂纹的所有试料的第二组分层的总厚度均在
1700nm0以上且耐电压在600V以上。而且，对由Al0.2Ga0.8N形成第
二组分层32的所有的试料而言，耐电压均在700V以上且具有大致
相同程度的弯曲量，但均比由Al0.1Ga0.9N形成的试料的耐电压高出
100V以上。