外延基板以及外延基板的制造方法.pdf

本发明提供一种将硅基板作为基底基板，无裂纹且耐电压性优良的外延基板。将在（111）取向的单晶Si基底基板上，以使（0001）结晶面与基板面大致平行的方式形成III族氮化物层组的外延基板，以如下方式形成。该外延基板具有：缓冲层，其具有多个通过交替层叠由AlN构成的第一组分层和由AlxGa1-xN（0≦x＜1）构成的第二组分层而形成的组分调制层；形成在缓冲层上的结晶层；将第一组分层和第二组分层的层叠数分别设为n，并将从基底基板侧开始的第i个第二组分层的x的值设为x（i）时，以满足x（1）≧x（2）≧···≧x（n-1）≧x（n），且x（1）＞x（n）的方式形成，使得各第二组分层相对于第一组分层形成共格状态。

权利要求书一种外延基板，在作为（111）取向的单晶硅的基底基板上，以使（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，其特征在于，
所述外延基板具有：
缓冲层，其具有多个通过交替层叠第一组分层和第二组分层而形成的组分调制层，其中，所述第一组分层由AlN构成，所述第二组分层由AlxGa1‑xN组分的III族氮化物构成，x满足0≦x＜1;
结晶层，其形成在所述缓冲层上；
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，其中n为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x的值设为x（i）时，所述各组分调制层以满足
x（1）≧x（2）≧···≥x（n‑1）≧x（n），
并且
x（1）＞x（n）的方式形成，使得各所述第二组分层相对于所述第一组分层形成共格状态。
如权利要求1所述的外延基板，其特征在于，
所述缓冲层是通过交替层叠第一层叠单位和第二层叠单位而形成的层，
所述第一层叠单位是所述组分调制层，
所述第二层叠单位是由AlN以10nm以上且150nm以下厚度形成的中间层。
如权利要求1或2所述的外延基板，其特征在于，
所述外延基板还具有：
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构成，其中p满足0≦p＜1；
所述第一基底层是由柱状结晶、粒状结晶、柱状畴或粒状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的界面为三维凹凸面；
在所述第二基底层的正上方形成有所述缓冲层。
一种外延基板的制造方法，其为在作为（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III族氮化物层组的半导体元件用外延基板的制造方法，其特征在于，
所述外延基板的制造方法包括：
缓冲层形成工序，通过多次进行组分调制层形成工序来形成包括多个所述组分调制层的缓冲层，其中所述组分调制层形成工序如下，通过交替层叠AlN构成的第一组分层、和由AlxGa1‑xN组分的III族氮化物构成的第二组分层，形成组分调制层，其中x满足0≦x＜1；
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；
在所述组分调制层形成工序中，
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，其中n为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x的值设为x（i）时，以满足
x（1）≧x（2）≧···≥x（n‑1）≧x（n），
并且，
x（1）＞x（n）的方式，
并且，以各所述第二组分层相对于所述第一组分层形成共格状态的方式，
来形成所述组分调制层。
如权利要求4所述的外延基板的制造方法，其特征在于，
在所述缓冲层形成工序中，通过交替进行所述组分调制层形成工序、和将由AlN构成的中间层以10nm以上且150nm以下厚度形成的中间层形成工序，来形成交替层叠了所述组分调制层和所述中间层的所述缓冲层。
如权利要求4或5所述的外延基板的制造方法，其特征在于，
所述外延基板的制造方法还包括：
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构成的第二基底层，其中p满足0≦p＜1；
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结晶、粒状结晶、柱状畴或粒状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。

说明书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（bandgap）、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（HighElectronMobilityTransistor）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之上形成。由此，在基底基板上外延形成阻挡层、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，为了促进对二维电子气的空间上的封闭性，有时还在阻挡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，有时还在阻挡层之上形成例如由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型的材料的情形下，从基底基板的背面赋予场板（fieldplate）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，为了将HEMT元件用外延基板做成高耐电压结构，已经公知增加沟道层和阻挡层的总膜厚或提高两层的绝缘击穿强度是有效的（例如，参照非专利文献2）。
另外，还公知有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（misfitdislocation），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膜的结晶质量不是一定就会比将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，所以根据层形成条件的不同，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 18‑22,2008 Orlando,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、无裂纹且耐电压性优良的外延基板。
为解决上述问题，在本发明第一方案中，将在作为（111）取向的单晶硅的基底基板上，以使（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族氮化物层组的外延基板，以如下方式形所述外延基板具有：缓冲层，其具有多个通过交替层叠第一组分层和第二组分层而形成的组分调制层，其中，所述第一组分层由AlN构成，所述第二组分层由AlxGa1‑xN组分的III族氮化物构成，x满足0≦x＜1;结晶层，其形成在所述缓冲层上。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，其中n为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x的值设为x（i）时，所述各组分调制层以满足x（1）≧x（2）≧···≧x（n‑1）≧x（n并且x（1）＞x（n）的方式形成，使得各所述第二组分层相对于所述第一组分层形成共格状态。
在基于第一方案外延基板的本发明的第二方案中，所述缓冲层是通过交替层叠第一层叠单位和第二层叠单位而形成的层，所述第一层叠单位是所述组分调制层，所述第二层叠单位是由AlN以10nm以上且150nm以下厚度形成的中间层。
在基于第一方案或第二方案外延基板的本发明的第三方案中，所述外延基板还具有：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构成，其中p满足0≦p＜1。所述第一基底层是由柱状结晶、粒状结晶、柱状畴或粒状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的界面为三维凹凸面；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，通过多次进行组分调制层形成工序来形成包括多个所述组分调制层的缓冲层，其中所述组分调制层形成工序如下，通过交替层叠AlN构成的第一组分层、和由AlxGa1‑xN组分的III族氮化物构成的第二组分层，从而形成组分调制层，其中x满足0≦x＜1；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。所述组分调制层形成工序中，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，其中n为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x的值设为x（i）时，以满足x（1）≧x（2）≧···≧x（n‑1）≧x（n），并且，x（1）＞x（n）的方式，并且，以各所述第二组分层相对于所述第一组分层形成共格状态的方式，来形成所述组分调制层。
在基于所述第四方案外延基板制造方法的本发明的第五方案中，在所述缓冲层形成工序中，通过交替进行所述组分调制层形成工序、和将由AlN构成的中间层以10nm以上且150nm以下厚度形成的中间层形成工序，来形成交替层叠了所述组分调制层和所述中间层的所述缓冲层。
在基于第四方案或第五方案外延基板制造方法的本发明第六方案中，所述外延基板的制造方法还包括：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构成的第二基底层，其中p满足0≦p＜1；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结晶、粒状结晶、柱状畴或粒状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。
根据本发明的第一至第六方案，能够将廉价、大口径且容易得到的硅基板作为基底基板，并且能实现耐电压性高的外延基板。
尤其是，根据第二方案和第五方案，由于具有中间层，而使缓冲层中存在大的压缩应变，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，根据第三方案和第六方案，由于在低位错且表面平坦性优良的基底层上设置缓冲层，所以缓冲层和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是示意性地表示本发明实施方式的外延基板10的结构的示意剖视图。
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时的结晶晶格情况的模型图。
图3是例示实施例的主要试料中Al摩尔分数的变化情况的图。
具体实施方式
＜外延基板的概略结构＞
图1是示意性地表示本发明实施方式的外延基板10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、具有组分调制层3、中间层4a以及末端层4b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。对基底基板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1。
基底层2、组分调制层3、中间层4a、末端层4b、功能层6分别是通过外延生长方法以（0001）结晶面与基底基板1的基板面大致平行的方式形成有纤锌矿型的III族氮化物的层。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是为了可以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是结晶性差的多缺陷含有性层，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）像中能明确确认界面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，示出第一基底层2a的凸部2c为大致呈等间隔，但这只不过是为了便于图示，在实际上凸部2c未必呈等间隔。优选第一基底层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，可以形成结晶质量特别优良的功能层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）中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平均平间隔的凸部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，若使平均膜厚大于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缺陷含有性层的第一基底层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，确定为适当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如上所述那样形成为三维凹凸面，从而能够有效降低所述位错。
通过将第一基底层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，在界面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，其表面逐渐被平坦化，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，在第二基底层2b的平均厚度形成为小于40nm的情形下，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，或无法使由传播到第二基底层2b的位错的相互合体充分消失。此外，以平均厚度在40nm以上的方式形成时，由于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为至少具有多个组分调制层3且在最上部的组分调制层3上设有末端层4b的结构。优选地，如图1所示，缓冲层5为在各组分调制层3之间设有中间层4a的结构。此时，也可以说中间层4a作为边界层而设置在各组分调制层3之间。或者，换言之，缓冲层5具有如下结构：将最下部和最上部作为组分调制层3的情况下，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4a，进而在最上部的组分调制层3上设置末端层4b的结构。在图1中，例示了具有三个组分调制层3和两个中间层4a的情况，组分调制层3和中间层4a的数量并不限于此，组分调制层3的层叠数为3‑6左右便可。
组分调制层3是交替层叠由AlN构成的第一组分层31和由AlxGa1‑xN（0≦x＜1）组分的III族氮化物构成的第二组分层32而形成的部位。此外，在本实施方式中，将从基底基板1侧开始的第i个第一组分层31标记为“31＜i＞”，将从基底基板1侧开始的第i个第二组分层32标记为“32＜i＞”。
但是，当第一组分层31和第二组分层32的层数分别为n（n为2以上的自然数）且将与从基底基板1侧开始的第i层的第二组分层32＜i＞相应的第二组分层32的Al摩尔分率x作为x（i）时，第二组分层32以满足下式的方式形成：
x（1）≧x（2）≧···≧x（n‑1）≧x（n）··（式1）
并且，
x（1）＞x（n）··（式2）。
即，组分调制层3以如下方式构成：设置第二组分层32＜n＞的Al摩尔分数小于第二组分层32＜1＞的Al摩尔分数，且至少在一部分 中第二组分层32的Al摩尔分数x随着远离基底基板1阶梯性减小。进一步优选的是x（1）≧0.8且x（n）≦0.2。
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就具有越小的Al摩尔分率的方式（即，Ga里奇张量的方式）形成来满足式1和式2。因此，在本实施方式中，以下，包括具有相同Al摩尔分数的第二组分层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Al摩尔分数越小的方式形成。另外，这种第二组分层32的形成方式也称为对第二组分层32赋予组分梯度。
此外，第一组分层31由AlN构成且第二组分层32由AlxGa1‑xN构成，由此第一组分层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（AlN）相比，构成后者的III族氮化物AlxGa1‑xN在无应变状态（块状态）下的面内晶格常数（晶格长度）更大。
此外，在组分调制层3中，第二组分层32相对于第一组分层31以共格相（coherent state）形成。
各第一组分层31优选以3nm‑20nm左右的厚度形成。典型的是5nm‑10nm。另一方面，第二组分层32优选以10nm‑25nm左右的厚度形成。典型的是15nm‑35nm。另外，n的值是10‑40左右。
中间层4a是以与第一组分层31相同组分（即AlN）形成的层。此外，如下所述，就实现外延基板10的高耐电压化而言，中间层4a并不是必要的结构要素。优选中间层4a以10nm以上且150nm以下的厚度形成。
末端层4b是以与组分调制层3的第一组分层31相同组分（即AlN）和厚度形成的层。也可以说末端层4b实质上是最上部的组分调制层3的一部分。
功能层6是在缓冲层5的上方形成且由III族氮化物形成的至少一个层，并且是在通过在外延基板10之上进一步形成规定的半导体层和电极等来构成半导体元件的情形下，发挥规定的功能的层。所以，功能层6由具有与该功能相应的组分以及厚度的一个或多个层形成。在图1中，例示了功能层6由一个层构成的情形，但是功能层6的结构不限于此。
例如，若将由高电阻的GaN构成的数μm厚的沟道层与由AlGaN或InAlN等构成的数十nm厚的阻挡层层叠作为功能层6，则得到HEMT元件用的外延基板10。即，通过在阻挡层之上形成省略图示的栅极电极、源极电极以及漏极电极，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，在所述情形下，也可以是在沟道层和阻挡层之间设置由AlN构成的1nm左右的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能够以如下方式形成：在将基板温度保持在800℃以上、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，将作为铝原料的TMA（trimethylaluminum：三甲基铝）鼓泡气体和NH3气体以适当的摩尔流量比导入反应器内，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，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气体以与要制作的第二基底层2b的组分相应的规定的流量比导入反应器内，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4a、末端层4b的形成以如下方式实现：接着第二基底层2b的形成，在将基板温度保持在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，将NH3气体和III族氮化物原料气体（TMA、TMG的鼓泡气体）以与在各层要实现的组分相应的流量比导入反应器内。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，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气体以与要制作的功能层6的组分相应的流量比导入反应器内，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后，使外延基板10在反应器内降温至常温。之后，将从反应器中取出的外延基板10适当用于后级的处理（电极层的图案成形等）。
＜缓冲层的作用效果＞
本实施方式也同样，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之上外延生长来得到外延基板的情形下，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产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产生裂纹和弯曲，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中产生裂纹和弯曲。下面，进行详细说明。
（组分调制层）
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时的结晶晶格情况的模型图。现在，将构成第二组分层32的AlxGa1‑xN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，由于随着生长的进行，能量的不稳定性增加，因此为了释放应变能量，而在第二组分层32中逐渐导入失配位错。不久，若达到某临界状态，则在第二组分层32中所保持的应变能量被全部释放。此时，如图2的（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）所示状态的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AlN的面内晶格常数比构成第二组分层32的AlxGa1‑xN的面内晶格常数更小，所以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之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，则在各第二组分层32中保持应变能量。而且，在本实施方式中，以满足（式1）和（式2）的方式，即，越是远离基底基板1的第二组分层32＜i＞则其Al摩尔分数x（i）就越小的方式形成组分调制层3。因此，越远离基底基板1，则构成第二组分层32的AlxGa1‑xN的面内晶格常数和构成用于夹入该第二组分层32的第一组分层31的AlN的面内晶格常数的差就越大，因此越是形成在上方的第二组分层32，则具有越大的压缩应变。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。此外，组分调制层3这种方式的压缩应变的导入，在x（1）≧0.8且x（n）≦0.2的情形下更好实现。
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。
（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AlxGa1‑xN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AlN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，在本实施方案中，通过在组分调制层3之间设置中间层4a，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＞之上形成由AlN构成的中间层4a。虽然以所述方式设置的中间层4a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4a上形成的组分调制层3中，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4a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。
此外，由于第一组分层31和中间层4a都由AlN形成，所以在中间层4a上形成组分调制层3的情形下，通过连续形成中间层和该组分调制层3的第一组分层31＜1＞，两者实质上构成一个层。由此，更切实地防止拉伸应力作用于在第一组分层31＜1＞。
但是，为了抑制外延基板10产生裂纹，中间层4a有必要以10nm以上且150nm以下的厚度形成。中间层4a的厚度小于10nm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4a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4a的厚度大于150nm时，不能忽略中间层4a自身的、与基底基板1的硅之间的热膨胀系数差的影响，而在中间层4a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4a形成为10nm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4a位于各组分调制层3之间，从而实现在全部组分调制层3中适当存在有压缩应变的状态。
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，并且其弯曲量被抑制在100μm以下。
另外，在缓冲层5得到充分的压缩应变而抵消热膨胀系数差而产生的拉伸应力的方面上，优选作为上述第一组分层31和第二组分层32的层叠数n的值为40‑100左右，组分调制层3的层叠数为3‑6左右，x（1）≧0.8且x（n）≦0.2。
即，在本实施方式的外延基板10中，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4a的方式设置缓冲层5，由此使缓冲层5存在大的压缩应变，并适当降低因硅和III族氮化物之间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积累在第二基底层2b的应变能量而被阻碍。
另外，重复层叠第一组分层31和第二组分层32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＞
本实施方式的外延基板10，另外，由于具有上述方式的缓冲层5，因此在高耐电压性方也具有特点。
例如，以x（1）≧0.8且x（n）≦0.2的方式形成组分调制层3，且除了基底基板1之外的外延膜整体的总膜厚在4.0μm以下的外延基板10中，能实现600V以上的高耐电压。此外，就该高耐电压的实现而言，在外延基板10设置中间层4a并不是必须的，但如上所述，如果以10nm以上且150nm以下范围的厚度形成中间层4a，则能得到无裂纹且高耐电压化的外延基板10。此外，在本实施方式中，所谓的耐电压是指，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。
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设置具有多个组分调制层的缓冲层，其中，所述组分调制层以如下方式形成：交替层叠第一组分层和第二组分层，并且使第二组分层的Al摩尔分数越靠近上方就变得越小。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，并且能得到耐电压高的外延基板。
而且，使中间层以10nm以上且150nm以下范围的厚度形成在组分调制层之间，由此能实现无裂纹、弯曲量被降低至60μm‑70μm左右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，与不具有界面层的情形相比，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。当具有这种界面层时，能够将第一基底层2a以（0002）面的X射线摇摆曲线半辐值在0.5度以上且0.8度以下的范围内的方式形成。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，界面层的形成以如下方式实现：在硅晶片到达第一基底层形成温度后，在形成第一基底层2a之前，仅将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，也可以为使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（组分梯度的赋予方式等）不用必须相同，可以互相不同。
实施例
作为实施例，制作了缓冲层5的层结构不同的多种外延基板10。在表1中示出实施例的外延基板10的基本结构，具体地说，各层的形成材料和膜厚。
[表1]

如表1所示，在本实施例中，就全部延基板10而言，基底基板1、基底层2（第一基底层2a和第二基底层2b）、功能层6都是以相同材料和膜厚形成。此外，功能层6为沟道层和势垒层的两层结构。
另一方面，第一组分层31和末端层4b均由AlN形成，但是膜厚根据试料而不同。在表1中将第一组分层31和末端层4b的膜厚用变量A（nm）来表示。相同地，将第二组分层32的膜厚用变量B（nm）来表示，将中间层4a的膜厚用C（nm）来表示。另外，n是第一组分层31和第二组分层32的层数。Ｋ是组分调制层3的重复数。
在本实施例中，将A、B、C、n以及K的值和组分梯度设置成各种各样，由此制作了共计26种外延基板10（试料No.1‑No.22、No.31‑34）。
另外，作为比较例制作了8种仅具有一个组分调制层3且不具有中间层4a外延基板10（试料No.23‑No.30），其中所有第二组分层32的Al摩尔分数相同。此外，在比较例中，除第二组分层32以外的制作条件均与实施例相同。
将各试料的A、B、C、n、Ｋ的值，从基底基板1侧开始的第i个第二组分层32的Al摩尔分数x（i）的值，组分调制层3的总厚度以及外延膜的总厚表示在表2中。此外，表2膜厚栏中的“‑”标记是指不存在对应的层的意思。
[表2]

各外延基板10的具体制作过程如下。
首先，直至形成第二基底层2b为止，任一试料都以相同步骤进行。首先，作为基底基板1准备基板厚度为525μm的具有p型的导电型的4英寸的（111）面单晶硅晶片（以下称为硅晶片）。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的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，按照表2所示的A、B、C、n、K以及x（i）的值形成缓冲层5。此外，在缓冲层5的形成中，设置基板温度为1100℃，设置反应器内压力为15kPa。使用的原料气体与形成基底层2时使用的原料气体相同。
对实施例和比较例的A、B、C、n以及K的具体设定值进行总结，则如下所示。
A：实施例（5nm、7.5nm、10nm），比较例（5nm）；
B：实施例（15nm、25nm、30nm、35nm），比较例（15nm、20nm、25nm、35nm）；
C：实施例（没有设定、10nm、20nm、40nm、80nm、150nm、200nm），比较例（没有设定）；
n：实施例（13、15、18、20、24、25、35），比较例（50、70、80、100）；
Ｋ：实施例（3、4），比较例（1）。
另外，赋予实施例试料中第二组分层32的组分梯度的方法，即，赋予第二组分层32＜1＞至第二组分层32＜n＞的各第二组分层32＜i＞的Al摩尔分数x（i）的方法大体分为如下3种。另外，图3是例示主要试料Al摩尔分数的变化情况的图。但是，任一试料都是以x（1）≧0.8且x（n）≦0.2的方式形成。
No.1‑16、31‑34：使Al摩尔分数x（i）以一定比例单调递减；
No.17‑20：单调递减的同时，在途中使Al摩尔分数x（i）变化比例不同；
No.21‑22：使Al摩尔分数x（i）以阶梯状变化。
另一方面，比较例的试料中，将第二组分层32的Al摩尔分数x的值设为0、0.1、0.2、0.3、0.4中的任意值。
在实施例、比较例的任一试料中，形成缓冲层5之后，以700nm的厚度形成作为功能层6的由GaN构成的沟道层，且以25nm的厚度形成由Al0.2Ga0.8N构成的阻挡层。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。在任一试料中使用的原料气体与形成基底层2时使用的相同。
通过以上方式，得到了共34种外延基板10。
对于得到的外延基板10，用肉眼确认有无产生裂纹。另外，通过激光位移计来测定弯曲量。进而，测定耐电压。此外，关于产生裂纹的外延基板10的耐电压的测定是在未产生裂纹的区域中进行。表3中示出各测定结果。
[表3]

首先，就耐电压而言，比较例的试料中，最大的也小于600V，与此相比，实施例的试料的耐电压全都在600V以上。该结果表示，通过以对第二组分层32赋予组分梯度的方式形成组分调制层3，能得到耐电压高的外延基板10。
另外，关于裂纹产生情况，在比较例的所有试料中，外周20mm处发现有裂纹产生。进而，实施例中的No.31‑34的试料中也相同地在外周20mm处产生裂纹。另一方面，在No.1‑22的试料中与第二组分层32的组分梯度赋予方法无关，均没有发生裂纹。即，在实施例的试料中，当第二中间层的厚度在10nm以上且150nm以下时没有产生裂纹，当没有设置第二中间层的时候，以及第二中间层的厚度比该范围更厚时，产生了裂纹。
另外，在产生裂纹的试料中，弯曲量最低的也达到135μm远远大于100μm，与此相比，没有产生裂纹的实施例的试料中，弯曲量被抑制在60μm‑70μm左右。
以上结果表示，通过交替层叠组分调制层3和中间层4a形成的缓冲层5对外延基板10的无裂纹化和抑制弯曲方面都很有效。其中，组分调制层3通过赋予第二组分层32组分梯度地交替层叠第一组分层31和第二组分层32而形成，中间层4a的厚度在10nm以上且150nm以下。
此外，比较例的试料中，第二组分层的厚度较薄，因此可以推测第二组分层自身以共格相生长。尽管如此，由于比较例中产生了裂纹，因此如比较例那样，当没有赋予第二组分层组分梯度而仅仅交替层叠第一组分层和第二组分层的情况时，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。