JP5554826B2 - エピタキシャル基板およびエピタキシャル基板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、半導体素子用のエピタキシャル基板に関し、特にIII族窒化物を用いて構成されるエピタキシャル基板に関する。

窒化物半導体は、直接遷移型の広いバンドギャップを有し、高い絶縁破壊電界および高い飽和電子速度を有することから、ＬＥＤやＬＤなどの発光デバイスや、ＨＥＭＴなど高周波／ハイパワーの電子デバイス用半導体材料として注目されている。例えば、ＡｌＧａＮからなる障壁層とＧａＮからなるチャネル層とを積層してなるＨＥＭＴ（高電子移動度トランジスタ）素子は、窒化物材料特有の大きな分極効果（自発分極効果とピエゾ分極効果）により積層界面（ヘテロ界面）に高濃度の二次元電子ガス（２ＤＥＧ）が生成するという特徴を活かしたものである（例えば、非特許文献１参照）。

ＨＥＭＴ素子用エピタキシャル基板に用いる下地基板として、ＳｉＣのような、III族窒化物とは異なる組成の単結晶（異種単結晶）を用いる場合がある。この場合、歪み超格子層や低温成長緩衝層などの緩衝層が、初期成長層として下地基板の上に形成されるのが一般的である。よって、下地基板の上に障壁層、チャネル層、および緩衝層をエピタキシャル形成してなるのが、異種単結晶からなる下地基板を用いたＨＥＭＴ素子用基板の最も基本的な構成態様となる。これに加えて、障壁層とチャネル層の間に、２次元電子ガスの空間的な閉じ込めを促進することを目的として、厚さ１ｎｍ前後のスペーサ層が設けられることもある。スペーサ層は、例えばＡｌＮなどで構成される。さらには、ＨＥＭＴ素子用基板の最表面におけるエネルギー準位の制御や、電極とのコンタクト特性の改善を目的として、例えばｎ型ＧａＮ層や超格子層からなるキャップ層が、障壁層の上に形成される場合もある。

ＨＥＭＴ素子およびＨＥＭＴ素子用の基板に対しては、電力密度の増大、高効率化などの性能向上に関する課題、ノーマリーオフ動作化などの機能性向上に関する課題、高信頼性や低コスト化などの基本的な課題など、様々な課題があり、各々について活発な取り組みが行われている。

一方、エピタキシャル基板の低コスト化、さらにはシリコン系回路デバイスとの集積化などを目的として、上記のような窒化物デバイスを作製するにあたって単結晶シリコンを下地基板として用いる研究・開発が行われている（例えば、特許文献１ないし特許文献３、および非特許文献２参照）。ＨＥＭＴ素子用エピタキシャル基板の下地基板にシリコンのような導電性の材料を選んだ場合には、下地基板の裏面からフィールドプレート効果が付与されるので、高耐電圧や高速スイッチングが可能なＨＥＭＴ素子の設計が可能となる。

また、ＨＥＭＴ素子用エピタキシャル基板を高耐電圧構造とするためには、チャネル層と障壁層の総膜厚を増やすことや、両層の絶縁破壊強度を向上させることが有効であることも既に公知である（例えば、非特許文献２参照）。

また、Ｓｉ下地基板の上にＡｌＮからなる介在層を形成し、続いて、ＧａＮからなる第１半導体層とＡｌＮからなる第２半導体層とを交互に、ただし全体として凸の反りが生じるように形成し、その後の降温時においてこれらの層が収縮した結果として基板全体の反りが打ち消されるようにした、半導体デバイスの製法も公知である（例えば、特許文献４参照）。

しかしながら、サファイア基板やＳｉＣ基板を用いる場合に比較して、シリコン基板上に良質な窒化物膜を形成することは、以下のような理由で非常に困難であることが知られている。

まず、シリコンと窒化物材料とでは、格子定数の値に大きな差異がある。このことは、シリコン基板と成長膜の界面にてミスフィット転位を発生させたり、核形成から成長に至るタイミングで３次元的な成長モードを促進させる要因となる。換言すれば、転位密度が少なく表面が平坦である良好な窒化物エピタキシャル膜の形成を阻害する要因となっている。

また、シリコンに比べると窒化物材料の熱膨張係数の値は大きいため、シリコン基板上に高温で窒化物膜をエピタキシャル成長させた後、室温付近に降温させる過程において、窒化物膜内には引張応力が働く。その結果として、膜表面においてクラックが発生しやすくなるとともに、基板に大きな反りが発生しやすくなる。

このほか、気相成長における窒化物材料の原料ガスであるトリメチルガリウム（ＴＭＧ）は、シリコンと液相化合物を形成しやすく、エピタキシャル成長を妨げる要因となることも知られている。

特許文献１ないし特許文献３および非特許文献１に開示された従来技術を用いた場合、シリコン基板上にＧａＮ膜をエピタキシャル成長することは可能である。しかしながら、得られたＧａＮ膜の結晶品質は、ＳｉＣやサファイアを下地基板として用いた場合と比べると決して良好なものではない。そのため、従来技術を用いて例えばＨＥＭＴのような電子デバイスを作製した場合には、電子移動度が低かったり、オフ時のリーク電流や耐圧が低くなったりするという問題があった。

また、特許文献４に開示された方法は、デバイス作製の途中で大きな凸の反りを意図的に生じさせているため、層形成条件によってはデバイス作製途中においてクラックが生じてしまうおそれがある。

特開平１０−１６３５２８号公報 特開２００４−３４９３８７号公報 特開２００５−３５０３２１号公報 特開２００９−２８９９５６号公報

"Highly Reliable 250W GaN High Electron Mobility Transistor Power Amplifier" Toshihide Kikkawa, Jpn. J. Appl. Phys. 44, (2005), 4896. "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 Oralando, FL", pp.287-290

本発明は上記課題に鑑みてなされたものであり、シリコン基板を下地基板とし、クラックフリーでかつ反りの低減されたエピタキシャル基板を提供することを目的とする。

上記課題を解決するため、本発明の第１の態様では、（１１１）方位の単結晶シリコンである下地基板の上に、前記下地基板の基板面に対し（０００１）結晶面が略平行となるようにIII族窒化物層群を形成してなるエピタキシャル基板が、それぞれが組成の相異なるIII族窒化物からなる第１単位層と第２単位層とを繰り返し交互に積層してなる超格子層である複数の超格子層を積層してなる超格子層群と、前記超格子層群よりも上方に形成された、III族窒化物からなる結晶層と、を備え、前記第１単位層を構成する第１のIII族窒化物よりも前記第２単位層を構成する第２のIII族窒化物の方が無歪状態における面内格子定数が大きく、それぞれの前記第２単位層はその直下の前記第１単位層に対してコヒーレントな状態に形成されてなり、前記超格子層群において上方に形成された前記超格子層ほど、前記第２単位層の厚みが大きいようにした。

本発明の第２の態様では、第１の態様に係るエピタキシャル基板が、前記超格子層群の直上に形成され、III族窒化物からなり、前記超格子層群に対してコヒーレントな状態に形成されてなる中間層、をさらに備えるようにした。

本発明の第３の態様では、第１または第２の態様に係るエピタキシャル基板において、前記第１単位層がＡｌＮからなり、前記第２単位層がＡｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ（０≦ｘ≦０．２５）なる組成のIII族窒化物からなるようにした。

本発明の第４の態様では、第３の態様に係るエピタキシャル基板において、前記中間層がＡｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ（０≦ｙ≦０．２５）なる組成のIII族窒化物にて５０ｎｍ以上２５０ｎｍ以下の厚みに形成されてなるようにした。

本発明の第５の態様では、第１ないし第４のいずれかの態様に係るエピタキシャル基板が、前記下地基板の上に形成された、ＡｌＮからなる第１の下地層と、前記第１の下地層の上に形成され、Ａｌ_ｐＧａ_１−ｐＮ（０≦ｐ＜１）からなる第２の下地層と、をさらに備え、前記第１の下地層が、柱状あるいは粒状の結晶もしくはドメインの少なくとも一種から構成される多結晶欠陥含有性層であり、前記第１の下地層と前記第２の下地層との界面が３次元的凹凸面であり、前記第２の下地層の直上に前記超格子層群が形成されてなるようにした。

本発明の第６の態様では、（１１１）方位の単結晶シリコンである下地基板の上に、前記下地基板の基板面に対し（０００１）結晶面が略平行なIII族窒化物層群を形成してなる半導体素子用エピタキシャル基板の製造方法が、組成の相異なるIII族窒化物からなる第１単位層と第２単位層とを繰り返し交互に積層することにより超格子層を形成する工程を複数回繰り返すことにより、複数の超格子層を積層してなる超格子層群を形成する超格子層群形成工程と、前記超格子層群よりも上方にIII族窒化物からなる結晶層を形成する結晶層形成工程と、を備え、前記超格子層群形成工程においては、前記第１単位層と前記第２単位層とを、前記第１単位層を構成する第１のIII族窒化物よりも前記第２単位層を構成する第２のIII族窒化物の方が無歪状態における面内格子定数が大きくなるように、それぞれの前記第２単位層がその直下の前記第１単位層に対してコヒーレントな状態になるように、かつ、上方に形成される前記超格子層ほど、前記第２単位層の厚みを大きくなるように、形成するようにした。

本発明の第７の態様では、第６の態様に係るエピタキシャル基板の製造方法が、前記超格子層群の直上に、III族窒化物からなる中間層を、前記超格子層群に対してコヒーレントな状態になるように形成する中間層形成工程、をさらに備えるようにした。

本発明の第８の態様では、第６または第７の態様に係るエピタキシャル基板の製造方法において、前記第１単位層をＡｌＮにて形成し、前記第２単位層をＡｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ（０≦ｘ≦０．２５）なる組成のIII族窒化物にて形成するようにした。

本発明の第９の態様では、第８の態様に係るエピタキシャル基板の製造方法において、前記中間層をＡｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ（０≦ｙ≦０．２５）なる組成のIII族窒化物にて５０ｎｍ以上２５０ｎｍ以下の厚みに形成するようにした。

本発明の第１０の態様では、第６ないし第９のいずれかの態様に係るエピタキシャル基板の製造方法が、前記下地基板の上に、ＡｌＮからなる第１の下地層を形成する第１下地層形成工程と、前記第１の下地層の上に、Ａｌ_ｐＧａ_１−ｐＮ（０≦ｐ＜１）からなる第２の下地層を形成する第２下地層形成工程と、をさらに備え、前記第１下地層形成工程においては、前記第１の下地層を、柱状あるいは粒状の結晶もしくはドメインの少なくとも一種から構成され、表面が三次元的凹凸面である多結晶欠陥含有性層として形成し、前記超格子層群形成工程においては、前記第２の下地層の直上に前記超格子層群を形成するようにした。

本発明の第１ないし第１０の態様によれば、超格子層群に圧縮歪が内在されるので、シリコンとIII族窒化物との熱膨張係数差に起因して生じる引張応力が該圧縮歪によって相殺される。これにより、シリコン基板を下地基板に用いた場合であっても、クラックフリーで反りが少なく、結晶品質の優れたエピタキシャル基板を、得ることができる。

特に、第２の態様によれば、超格子層群によって導入された圧縮歪が強化されるので、引張応力がより好適に相殺される。これにより、エピタキシャル基板においては反りがより効果的に低減されるとともに、クラックフリーがより確実に実現される。

特に、第５および第１０の態様によれば、低転位かつ表面平坦性に優れた下地層の上に超格子層群が設けられるので、超格子層群や結晶層などが良好な結晶品質を有するものとなる。その一方で、第２の下地層における歪みエネルギーの蓄積は抑制されるので、超格子層群に含まれる圧縮歪による引張応力の相殺効果が、下地層に歪みエネルギーが蓄積されることによって阻害されることはない。

本発明の実施の形態に係るエピタキシャル基板１０の構成を概略的に示す模式断面図である。 第１単位層３１の上に第２単位層３２が形成されるときの結晶格子の様子を示すモデル図である。 中間層６の形成までを行ったエピタキシャル基板の反り量を、中間層６の厚みに対してプロットした図である。 比較例に係るエピタキシャル基板１００の構成を概略的に示す模式断面図である。 各実施例および比較例に係るエピタキシャル基板について、それぞれに固有の作製条件と、総膜厚と、反り量と、クラックの発生の有無とを、一覧にして示す図である。

＜エピタキシャル基板の概略構成＞
図１は、本発明の実施の形態に係るエピタキシャル基板１０の構成を概略的に示す模式断面図である。

エピタキシャル基板１０は、下地基板１と、下地層２と、複数の超格子層３と終端層４とが積層された超格子層群５と、中間層６と、機能層７とを主として備える。なお、以降においては、下地基板１の上に形成した各層を、エピタキシャル膜と総称することがある。

下地基板１は、ｐ型の導電型を有する（１１１）面の単結晶シリコンウェハーである。下地基板１の厚みに特段の制限はないが、取り扱いの便宜上、数百μｍから数ｍｍの厚みを有する下地基板１を用いるのが好ましい。

下地層２と、それぞれの超格子層３と、終端層４と、中間層６と、機能層７とは、それぞれ、ウルツ鉱型のIII族窒化物を（０００１）結晶面が下地基板１の基板面に対し略平行となるように、エピタキシャル成長手法によって形成した層である。これらの層の形成は、有機金属化学気相成長法（ＭＯＣＶＤ法）により行うのが好適な一例である。

下地層２は、その上に上述の各層を良好な結晶品質で形成することを可能とするべく設けられる層である。具体的には、下地層２は、少なくともその表面近傍において（超格子層３との界面近傍において）、転位密度が好適に低減されてなるとともに良好な結晶品質を有するように設けられる。これにより、超格子層３さらにはその上に形成される各層においても、良好な結晶品質が得られる。

本実施の形態においては、係る目的をみたすべく、以下に示すように、下地層２が、第１下地層２ａと第２下地層２ｂとからなるものとする。

第１下地層２ａは、ＡｌＮからなる層である。第１下地層２ａは、下地基板１の基板面に略垂直な方向（成膜方向）に成長した多数の微細な柱状結晶等（柱状結晶、粒状結晶、柱状ドメインあるいは粒状ドメインの少なくとも一種）から構成される層である。換言すれば、第１下地層２ａは、エピタキシャル基板１０の積層方向への一軸配向はしてなるものの、積層方向に沿った多数の結晶粒界もしくは転位を含有する、結晶性の劣った多欠陥含有性層である。なお、本実施の形態においては、便宜上、ドメイン粒界あるいは転位も含めて、結晶粒界と称することがある。第１下地層２ａにおける結晶粒界の間隔は大きくても数十ｎｍ程度である。

係る構成を有する第１下地層２ａは、ｃ軸傾き成分についてのモザイク性の大小もしくはらせん転位の多少の指標となる（０００２）面のＸ線ロッキングカーブ半値幅が、０．５度以上１．１度以下となるように、かつ、ｃ軸を回転軸とした結晶の回転成分についてのモザイク性の大小もしくは刃状転位の多少の指標となる（１０−１０）面のＸ線ロッキングカーブ半値幅が０．８度以上１．１度以下となるように、形成される。

一方、第２下地層２ｂは、第１下地層２ａの上に形成された、Ａｌ_pＧａ_1-pＮ（０≦ｐ＜１）なる組成のIII族窒化物からなる層である。

また、第１下地層２ａと第２下地層２ｂとの界面Ｉ１（第１下地層２ａの表面）は、第１下地層２ａを構成する柱状結晶等の外形形状を反映した三次元的凹凸面となっている。界面Ｉ１がこのような形状を有することは、例えば、エピタキシャル基板１０のＨＡＡＤＦ（高角散乱電子）像において、明瞭に確認される。なお、ＨＡＡＤＦ像とは、走査透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）によって得られる、高角度に非弾性散乱された電子の積分強度のマッピング像である。ＨＡＡＤＦ像においては、像強度は原子番号の二乗に比例し、原子番号が大きい原子が存在する箇所ほど明るく（白く）観察されるので、Ｇａを含む第２下地層２ｂが相対的に明るく、Ｇａを含まない第１下地層２ａが相対的に暗く観察される。これにより、両者の界面Ｉ１が、三次元的凹凸面となっていることが容易に認識される。

なお、図１の模式断面においては、第１下地層２ａの凸部２ｃが略等間隔に位置するように示されているが、これは図示の都合にすぎず、実際には必ずしも等間隔に凸部２ｃが位置するわけではない。好ましくは、第１下地層２ａは、凸部２ｃの密度が５×１０⁹／ｃｍ²以上５×１０¹⁰／ｃｍ²以下であり、凸部２ｃの平均間隔が４５ｎｍ以上１４０ｎｍ以下であるように形成される。これらの範囲をみたす場合、特に結晶品質の優れた機能層７の形成が可能となる。なお、本実施の形態において、第１下地層２ａの凸部２ｃとは、表面（界面Ｉ１）において上に凸の箇所の略頂点位置のことを指し示すものとする。なお、本発明の発明者の実験および観察の結果、凸部２ｃの側壁を形成しているのは、ＡｌＮの（１０−１１）面もしくは（１０−１２）面であることが確認されている。

第１下地層２ａの表面に上記の密度および平均間隔を満たす凸部２ｃが形成されるには、平均膜厚が４０ｎｍ以上２００ｎｍ以下となるように第１下地層２ａを形成することが好ましい。平均膜厚が４０ｎｍより小さい場合には、上述のような凸部２ｃを形成しつつＡｌＮが基板表面を覆い尽くす状態を実現することが難しくなる。一方、平均膜厚を２００ｎｍより大きくしようとすると、ＡｌＮ表面の平坦化が進行し始めるために上述のような凸部２ｃを形成することが難しくなる。

なお、第１下地層２ａの形成は、所定のエピタキシャル成長条件のもとで実現されるが、第１下地層２ａをＡｌＮにて形成することは、シリコンと液相化合物を形成するＧａを含まないという点、および、横方向成長が比較的進みにくいので界面Ｉ１が三次元的凹凸面として形成されやすいという点において好適である。

エピタキシャル基板１０においては、下地基板１と第２下地層２ｂとの間に、上述のような態様にて結晶粒界を内在する多欠陥含有性層である第１下地層２ａを介在させることにより、下地基板１と第２下地層２ｂとの間の格子ミスフィットが緩和され、係る格子ミスフィットに起因する歪みエネルギーの蓄積が抑制されている。上述した第１下地層２ａについての（０００２）面および（１０−１０）面のＸ線ロッキングカーブ半値幅の範囲は、この結晶粒界による歪みエネルギーの蓄積が好適に抑制される範囲として定まるものである。

ただし、係る第１下地層２ａが介在することで、第２下地層２ｂには、第１下地層２ａの柱状結晶等の結晶粒界が起点となった非常に多数の転位が伝播する。本実施の形態においては、第１下地層２ａと第２下地層２ｂとの界面Ｉ１を上述のように三次元的凹凸面とすることで、係る転位を効果的に低減させてなる。

第１下地層２ａと第２下地層２ｂとの界面Ｉ１が三次元的凹凸面として形成されていることにより、第１下地層２ａで発生した転位のほとんどは、第１下地層２ａから第２下地層２ｂへと伝播する（貫通する）際に、界面Ｉ１で屈曲され、第２下地層２ｂの内部において合体消失する。結果として、第１下地層２ａを起点とする転位のうち、第２下地層２ｂを貫通する転位はごく一部となる。

また、第２下地層２ｂは、好ましくは、その成長初期こそ第１下地層２ａの表面形状（界面Ｉ１の形状）に沿って形成されるものの、成長が進むにつれて徐々にその表面が平坦化されていき、最終的には、１０ｎｍ以下の表面粗さを有するように形成される。なお、本実施の形態において、表面粗さは、ＡＦＭ（原子間力顕微鏡）により計測した５μｍ×５μｍ領域についての平均粗さｒａで表すものとする。ちなみに、第２下地層２ｂが、横方向成長が比較的進みやすい、少なくともＧａを含む組成のIII族窒化物にて形成されることは、第２下地層２ｂの表面平坦性を良好なものとするうえで好適である。

また、第２下地層２ｂの平均厚みは、４０ｎｍ以上とするのが好適である。これは、４０ｎｍより薄く形成した場合には、第１下地層２ａに由来する凹凸が十分に平坦化しきれないことや、第２下地層２ｂに伝播した転位の相互合体による消失が十分に起こらない、などの問題が生じるからである。尚、平均厚みが４０ｎｍ以上となるように形成した場合には、転位密度の低減や表面の平坦化が効果的になされるので、第２下地層２ｂの厚みの上限については特に技術上の制限はないが、生産性の観点からは数μｍ以下程度の厚みに形成するのが好ましい。

以上のように、第２下地層２ｂの表面は、低転位でかつ優れた平坦性を有するものとなっているので、その上に形成される各層は、良好な結晶品質を有するものとなる。

超格子層群５は、それぞれが相異なる組成の２種類のIII族窒化物層である第１単位層３１と第２単位層３２とを繰り返し交互に積層することにより形成されてなる、超格子層３を、複数積層してなる部位である。図１においては、３つの超格子層３（第１超格子層３ａ、第２超格子層３ｂ、第３超格子層３ｃ）を備える場合を例示しているが、超格子層群５の構成はこれに限られない。

なお、１つの第１単位層３１と１つの第２単位層３２との組をペア層と称する。図１に示すエピタキシャル基板１０においては、第１超格子層３ａが第１単位層３１ａおよび第２単位層３２ａのペア層からなり、第２超格子層３ｂが第１単位層３１ｂおよび第２単位層３２ｂのペア層からなり、第３超格子層３ｃが第１単位層３１ｃおよび第２単位層３２ｃのペア層からなるとする。

それぞれの超格子層３において、第１単位層３１と第２単位層３２とは、前者を構成するIII族窒化物よりも後者を構成するIII族窒化物の方が無歪の状態（バルク状態）における面内格子定数（格子長）が大きい、という関係をみたすように形成されてなる。

また、それぞれの超格子層３においては、第２単位層３２が、その直下の第１単位層３１に対してコヒーレントな状態に形成されてなる。また、第１単位層３１の厚みよりも第２単位層３２の厚みの方が大きくなっている。

加えて、超格子層群５は、上方に存在する（下地基板１から離れている）超格子層３ほど、第２単位層３２の厚みが大きくなるように構成されてなる。例えば、図１に示すエピタキシャル基板１０の場合であれば、第１超格子層３ａの第２単位層３２ａの厚みをｄａ、第２超格子層３ｂの第２単位層３２ｂの厚みをｄｂ、第３超格子層３ｃの第２単位層３２ｃの厚みをｄｃとするとき、ｄａ≦ｄｂ≦ｄｃとなっている。ただし、第２単位層３２の具体的な厚みは、超格子層群５において積層される超格子層３の数、超格子層群５における超格子層３の形成位置などによって異なる。図１に示すように、超格子層群５が３つの超格子層３から構成される場合であれば、最下部の超格子層３ａにおける第２単位層３２の厚みは１０ｎｍ〜２０ｎｍ程度であるのが好適である。最上部の超格子層３ｃにおける第２単位層３２の厚みは数十ｎｍ〜１００ｎｍ程度であるのが好適である。

一方、第１単位層３１は、３ｎｍ〜２０ｎｍ程度の厚みに形成されるのが好ましい。典型的には５ｎｍ〜１０ｎｍである。また、ペア層の繰り返し数は、５〜数十程度であるのが好適である。これらのパラメータに係る要件については、後述する。

好ましくは、第１単位層３１（３１ａ、３１ｂ、３１ｃ）はＡｌＮにて構成され、第２単位層３２（３２ａ、３２ｂ、３２ｃ）はＡｌ_xＧａ_1-xＮ（０≦ｘ≦０．２５）なる組成のIII族窒化物にて構成される。

終端層４は、超格子層群５の最上層をなす層であり、最上部の超格子層３の第１単位層３１と同じ組成および厚みで形成されてなる層である。すなわち、ペア層こそ構成はしないが、終端層４は、実質的には最上部の超格子層３の一部であるともいえる。

中間層６はIII族窒化物からなる層である。例えば、中間層６は、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ（０≦ｙ≦０．２５）なる組成のIII族窒化物にて構成される。中間層６は、超格子層群５に対して（より厳密には、終端層４に対して）コヒーレントな状態に形成されてなる。中間層６は、５０ｎｍ〜２５０ｎｍ程度の厚みを有するのが好適である。ただし、中間層６の実際の組成および厚みは、超格子層群５の形成態様に応じて定められる。中間層６の詳細については後述する。

機能層７は、中間層６の上に形成された、III族窒化物により形成される少なくとも１つの層であり、エピタキシャル基板１０の上にさらに所定の半導体層や電極などを形成することで半導体素子を構成する場合において、所定の機能を発現する層である。それゆえ、機能層７は、当該機能に応じた組成および厚みを有する１または複数の層にて形成される。図１においては、機能層７が単一の層からなる場合を例示しているが、機能層７の構成はこれに限られるものではない。

例えば、高抵抗のＧａＮからなる数μｍ厚のチャネル層と、ＡｌＧａＮやＩｎＡｌＮなどからなる数十ｎｍ厚の障壁層とを機能層７として積層すれば、ＨＥＭＴ素子用のエピタキシャル基板１０が得られる。すなわち、障壁層の上に、図示を省略するゲート電極、ソース電極、およびドレイン電極を形成することで、ＨＥＭＴ素子が得られる。これらの電極形成には、フォトリソグラフィープロセスなどの公知の技術を適用可能である。また、係る場合において、チャネル層と障壁層との間にＡｌＮからなる１ｎｍ程度の厚みのスペーサ層を設ける態様であってもよい。

あるいは、機能層７として、１つのIII族窒化物層（例えばＧａＮ層）を形成し、その上に図示を省略するアノードとカソードとを形成することで、同心円型ショットキーバリアダイオードが実現される。これらの電極形成にも、フォトリソグラフィープロセスなどの公知の技術を適用可能である。

＜エピタキシャル基板の製造方法＞
次に、ＭＯＣＶＤ法を用いる場合を例として、エピタキシャル基板１０を製造する方法について概説する。

まず、下地基板１として（１１１）面の単結晶シリコンウェハーを用意し、希フッ酸洗浄により自然酸化膜を除去し、さらにその後、ＳＰＭ洗浄を施してウェハー表面に厚さ数Å程度の酸化膜が形成された状態とする。これをＭＯＣＶＤ装置のリアクタ内にセットする。

そして所定の加熱条件とガス雰囲気のもとで各層を形成する。まず、ＡｌＮからなる第１下地層２ａは、基板温度を８００℃以上、１２００℃以下の所定の初期層形成温度に保ち、リアクタ内圧力を０．１ｋＰａ〜３０ｋＰａ程度とした状態で、アルミニウム原料であるＴＭＡ（トリメチルアルミニウム）バブリングガスとＮＨ₃ガスとを適宜のモル流量比にてリアクタ内に導入し、成膜速度を２０ｎｍ／ｍｉｎ以上、目標膜厚を２００ｎｍ以下、とすることによって、形成させることができる。

第２下地層２ｂの形成は、第１下地層２ａの形成後、基板温度を８００℃以上１２００℃以下の所定の第２下地層形成温度に保ち、リアクタ内圧力を０．１ｋＰａ〜１００ｋＰａとした状態で、ガリウム原料であるＴＭＧ（トリメチルガリウム）バブリングガスとＴＭＡバブリングガスとＮＨ₃ガスとを、作製しようとする第２下地層２ｂの組成に応じた所定の流量比にてリアクタ内に導入し、ＮＨ₃とＴＭＡおよびＴＭＧとを反応させることにより実現される。

超格子層３を構成する第１単位層３１および第２単位層３２、終端層４、および中間層６の形成は、第２下地層２ｂの形成に続いて、基板温度を８００℃以上１２００℃以下の各層に応じた所定の形成温度に保ち、リアクタ内圧力を０．１ｋＰａ〜１００ｋＰａの各層に応じた所定の値に保った状態で、ＮＨ₃ガスとIII族窒化物原料ガス（ＴＭＡ、ＴＭＧのバブリングガス）とを、各層において実現しようとする組成に応じた流量比でリアクタ内に導入することによって実現される。その際、設定膜厚に応じたタイミングで流量比を切り替えることで、それぞれの層が連続的にかつ所望の膜厚で形成される。

機能層７の形成は、中間層６の形成後、基板温度を８００℃以上１２００℃以下の所定の機能層形成温度に保ち、リアクタ内圧力を０．１ｋＰａ〜１００ｋＰａとした状態で、ＴＭＩバブリングガス、ＴＭＡバブリングガス、あるいはＴＭＧバブリングガスの少なくとも１つとＮＨ₃ガスとを、作製しようとする機能層７の組成に応じた流量比にてリアクタ内に導入し、ＮＨ₃とＴＭＩ，ＴＭＡ、およびＴＭＧの少なくとも１つとを反応させることにより実現される。

機能層７が形成された後、エピタキシャル基板１０は、リアクタ内で常温まで降温される。その後、リアクタから取り出されたエピタキシャル基板１０は、適宜、後段の処理（電極層のパターニングなど）に供される。

＜超格子層群の作用効果＞
本実施の形態もそうであるように、一般に、単結晶シリコンウェハーの上にIII族窒化物からなる結晶層を所定の形成温度でエピタキシャル成長させてエピタキシャル基板を得ようとする場合、III族窒化物の方がシリコンよりも熱膨張係数が大きい（例えば、シリコン：３．４×１０^-6／Ｋ、ＧａＮ：５．５×１０^-6／Ｋ）ことから、結晶成長後、常温にまで降温される過程において、結晶層には面内方向に引張応力が生じる。この引張応力は、エピタキシャル基板における反りや結晶層におけるクラック発生の要因となる。本実施の形態においては、係る引張応力を低減させ、上述の反りやクラック発生を抑制する目的で、エピタキシャル基板１０に超格子層群５が設けられている。以下、その作用効果について具体的に説明する。

図２は、超格子層３において第１単位層３１の上に第２単位層３２が形成されるときの結晶格子の様子を示すモデル図である。いま、第２単位層３２を構成するIII族窒化物の無歪状態における面内方向の格子長をａ₀、実際の格子長をａとする。本実施の形態においては、図２（ａ）、（ｂ）に示すように、第２単位層３２は第１単位層３１の結晶格子に対して整合を保ちつつ結晶成長していく。このことは、結晶成長時に、第２単位層３２の面内方向にｓ＝ａ₀−ａだけの圧縮歪が生じることを意味している。すなわち、第２単位層３２の結晶成長は歪みエネルギーを保持した状態で進行する。

ただし、成長が進むにつれて、エネルギー的な不安定さが増していくため、第２単位層３２には歪みエネルギーを解放するべく徐々にミスフィット転位が導入されていく。やがて、ある臨界状態に達すると、第２単位層３２に保持されていた歪みエネルギーは全て解放されてしまうことになる。このとき、図２（ｃ）に示すようにａ＝ａ₀となる。

ところが、この図２（ｃ）に示す状態に達するまでの、図２（ｂ）に示すようなａ₀＞ａの状態で第２単位層３２の形成を終了させてしまえば、第２単位層３２は歪みエネルギーを保持したまま（圧縮歪を含んだまま）となる。本実施の形態においては、このような歪みエネルギーを含んだままの結晶成長を、コヒーレントな状態での結晶成長と称する。換言すれば、歪みエネルギーが完全に解放されてしまう臨界膜厚よりも小さい厚みに第２単位層３２を形成する限りにおいては、第２単位層３２は第１単位層３１に対してコヒーレントな状態にあるといえる。あるいは、第２単位層３２の最上面（直上の第１単位層３１と接する面）の格子長ａについてａ₀＞ａが成り立つ限りにおいては、第２単位層３２は第１単位層３１に対してコヒーレントな状態にあるということもできる。なお、第２単位層３２が上述した態様にて歪みエネルギーを含んでいる限りにおいては、第２単位層３２において部分的にａ₀＝ａになっていたとしても、第２単位層３２は第１単位層３１に対してコヒーレントな状態にあるといえる。

第１単位層３１を構成するIII族窒化物の面内格子定数は第２単位層３２を構成するIII族窒化物の面内格子定数よりも小さいので、この歪みエネルギーを保持したままの第２単位層３２の上に第１単位層３１を形成させたとしても、コヒーレントな状態は保たれ、直下の第２単位層３２に保持された歪みエネルギーが解放されることもない。そして、この第１単位層３１の上に再び、第２単位層３２をコヒーレントな状態に成長させれば、係る第２単位層３２においても、上述と同様の圧縮歪が生じることとなる。

以降、同様に、コヒーレントな状態での成長を維持したままで第１単位層３１と第２単位層３２の形成（ペア層の形成）を繰り返すと、それぞれのペア層の第２単位層３２に歪みエネルギーが保持されるので、超格子層３は全体として、圧縮歪を含んだ部位として形成されることになる。

係る圧縮歪は、熱膨張係数差に起因して生じる引張応力とは正反対の向きに作用するので、降温時において、該引張応力を相殺する作用がある。概略的にいえば、１つのペア層における圧縮歪の大きさと、超格子層３におけるペア層の繰り返し数との積に比例する力で、引張応力が相殺されることになる。

本実施の形態においては、このように圧縮歪を内在した超格子層３を複数積層することによって超格子層群５とすることで、超格子層３を１つのみ備える場合よりもさらに大きな圧縮歪を生じさせ、エピタキシャル基板１０に生じる引張応力が十分に低減されるようにしている。これにより、エピタキシャル基板１０においては、反りの低減と、クラックフリーとが実現されてなる。

すなわち、本実施の形態において、超格子層群５は、内在した圧縮歪によってエピタキシャル基板１０に生じる引張応力を好適に相殺するという作用効果を奏する部位である。また、換言すれば、本実施の形態において、超格子層群５は、その全体が圧縮歪内在層として機能するものであるともいえる。

加えて、本実施の形態においては、上方に存在する超格子層３ほど第２単位層３２の厚みが大きくなるようにしている。これは、圧縮歪を含んだ超格子層３の上に形成される上方の超格子層３ほど、第２単位層３２を形成する際に歪みエネルギーが解放される臨界膜厚が大きくなるため、第２単位層３２をより厚くコヒーレントな状態に成長させることができることを利用したものである。これにより、超格子層群５においては、上方の超格子層３ほどより強い圧縮歪を含むようになっている。また、この場合の圧縮歪は、同じペア層を繰り返し積層して該超格子層群５と同じ厚みの単一の超格子層３を形成した場合よりも大きなものである。

すなわち、本実施の形態においては、上方に存在する超格子層３ほど第２単位層３２の厚みが大きくなるように超格子層群５を設けることで、引張応力がさらに相殺され、結果として、反りがさらに好適に低減されてなるとともに、クラックの発生がより確実に防止されてなる。

なお、第１単位層３１は、２つの第２単位層３２の間に介在することになるが、その厚みが小さすぎる場合は、第２単位層３２に生じる圧縮歪が小さくなって逆に第１単位層３１自体に引張応力を内在しやすくなり好ましくない。一方、厚みが大きすぎる場合は、第２単位層３２自体が引張方向の力を受けやすくなってやはり好ましくない。上述した、３ｎｍ〜２０ｎｍ程度の厚みという要件は、このような不具合が生じないという点から好適なものである。

また、上述した、第１単位層３１がＡｌＮにて構成され、第２単位層３２がＡｌ_xＧａ_1-xＮ（０≦ｘ≦０．２５）なる組成のIII族窒化物にて構成されるという要件は、個々のペア層において十分な大きさの圧縮歪を得ることが出来るという点で好適なものである。

なお、超格子層群５は、上述したように歪みエネルギーの蓄積が抑制された状態の第２下地層２ｂの上に形成されることから、本実施形態の場合、第２下地層２ｂに歪みエネルギー蓄積され、該歪みエネルギーの存在が原因となって引張応力の相殺効果が阻害されるようなことはない。

また、超格子層３を積層して超格子層群５を設けることは、エピタキシャル膜自体の総膜厚を増大させることになる。一般に、エピタキシャル基板１０を用いてＨＥＭＴ素子を作製する場合、その総膜厚が大きいほど該ＨＥＭＴ素子が高耐圧化されるので、本実施の形態に係るエピタキシャル基板１０の構成は、係る高耐圧化にも資するものである。

＜中間層の作用効果＞
図３は、中間層６の形成までを行ったエピタキシャル基板の反り量を、中間層６の厚みに対してプロットした図である。なお、本実施の形態において、エピタキシャル基板の反り量は、レーザー変位計によって測定するものとする。

図３に示した５つの例において、中間層６の厚み以外の条件は全て同じである。下地基板１としては、ｐ型の導電型を有する（１１１）単結晶シリコンウェハー（５２５μｍ厚）を用いている。その上に、ＡｌＮからなり平均膜厚１００ｎｍの第１下地層２ａと、Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎからなり平均膜厚４０ｎｍの第２下地層２ｂと、５ｎｍ厚のＡｌＮからなる第１単位層３１と１５ｎｍ厚のＡｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎからなる第２単位層３２とのペア層が２０回繰り返し積層された超格子層３と図示しない終端層４とを含む超格子層群５と、ＧａＮからなる中間層６とが積層されてなる。なお、本実施の形態に係るエピタキシャル基板１０においては複数の超格子層３が積層されてなるのに対し、図３では超格子層３は１つのみ設けられているが、中間層６の作用効果については係る場合でも同様である。

図３においては、中間層６の厚みが２００ｎｍのときに、エピタキシャル基板の反り量が極小となっている。上述のように、中間層６は、終端層４に対してコヒーレントな状態に形成されるので、図３に示す結果は、２００ｎｍ程度の厚みに形成された中間層６は、超格子層群５によってエピタキシャル基板１０に導入された圧縮歪をより強める圧縮歪強化層として機能し得ることを示唆している。係る結果を踏まえ、本実施形態においては、中間層６を５０ｎｍ〜２５０ｎｍ程度の厚みに設けるようにしている。これにより、本実施の形態に係るエピタキシャル基板１０においては、引張応力がさらに相殺され、反りのさらなる低減と、クラック発生のより確実な防止とが、実現されてなる。

なお、中間層６の厚みが大きすぎる場合にエピタキシャル基板１０の反り量が増大するのは、結晶が成長するにつれて歪みエネルギーの蓄積に限界が生じて圧縮歪が弱まってくとともに、格子がコヒーレントな状態を保って成長するのが困難となっていき、やがては臨界膜厚を越えて歪みエネルギーが開放されてしまうためである。

以上、説明したように、本実施の形態によれば、下地基板と機能層との間に、圧縮歪み内在層として複数の超格子層が積層された超格子層群を設けるようにしたことで、安価で大口径のものを入手容易なシリコン基板を下地基板とし、かつ、クラックフリーで反りが少なく、結晶品質の優れたエピタキシャル基板を、得ることができる。

＜変形例＞
エピタキシャル基板１０は、下地基板１と第１下地層２ａの間に図示しない界面層を備える態様であってもよい。界面層は、数ｎｍ程度の厚みを有し、アモルファスのＳｉＡｌ_uＯ_vＮ_wからなるのが好適な一例である。

下地基板１と第１下地層２ａとの間に界面層を備える場合、下地基板１と第２下地層２ｂなどとの格子ミスフィットがより効果的に緩和され、その上に形成される各層の結晶品質がさらに向上する。すなわち、界面層を備える場合には、第１下地層２ａであるＡｌＮ層が、界面層を備えない場合と同様の凹凸形状を有しかつ界面層を備えない場合よりも内在する結晶粒界が少なくなるように形成される。特に（０００２）面でのＸ線ロッキングカーブ半値幅の値が改善された第１下地層２ａが得られる。これは、下地基板１の上に直接に第１下地層２ａを形成する場合に比して、界面層の上に第１下地層２ａを形成する場合の方が第１下地層２ａとなるＡｌＮの核形成が進みにくく、結果的に、界面層が無い場合に比べて横方向成長が促進されることによる。なお、界面層の膜厚は５ｎｍを超えない程度で形成される。このような界面層を備えた場合、第１下地層２ａを、（０００２）面のＸ線ロッキングカーブ半値幅が、０．５度以上０．８度以下の範囲となるように形成することができる。この場合、（０００２）面のＸ線ロッキングカーブ半値幅が８００ｓｅｃ以下であり、らせん転位密度が１×１０⁹／ｃｍ²以下であるという、さらに結晶品質の優れた機能層７を形成することができる。

なお、界面層の形成は、シリコンウェハーが第１下地層形成温度に達した後、第１下地層２ａの形成に先立って、ＴＭＡバブリングガスのみをリアクタ内に導入し、ウェハーをＴＭＡバブリングガス雰囲気に晒すようすることによって実現される。

また、第１下地層２ａの形成時に、Ｓｉ原子とＯ原子の少なくとも一方が第１下地層２ａに拡散固溶してなる態様や、Ｎ原子とＯ原子の少なくとも一方が下地基板１に拡散固溶してなる態様であってもよい。

超格子層群５の構成が異なる５つの実施例（実施例１〜実施例５）に係るエピタキシャル基板１０と、超格子層群５に代えて単一の超格子層のみを備える比較例に係るエピタキシャル基板１００とを作製した。図４は、エピタキシャル基板１００の構成を概略的に示す模式断面図である。エピタキシャル基板１００においては、第１単位層８ａと第２単位層８ｂとがペア層をなして、一の超格子層８が形成されている。また、図５は、各実施例および比較例に係るエピタキシャル基板について、それぞれに固有の作製条件と、総膜厚と、反り量と、クラックの発生の有無とを、一覧にして示す図である。

第２下地層２ｂの形成までは、実施例、比較例ともに同様の手順で行った。まず、下地基板１として基板厚みが５２５μｍのｐ型の導電型を有する４インチ（１１１）面単結晶シリコンウェハー（以下、シリコンウェハー）を用意した。用意したシリコンウェハーに、フッ化水素酸／純水＝１／１０（体積比）なる組成の希フッ酸による希フッ酸洗浄と硫酸／過酸化水素水＝１／１（体積比）なる組成の洗浄液によるＳＰＭ洗浄とを施して、ウェハー表面に厚さ数Åの酸化膜が形成された状態とし、これをＭＯＣＶＤ装置のリアクタ内にセットした。次いで、リアクタ内を水素・窒素混合雰囲気とし、リアクタ内圧力を１５ｋＰａとして、基板温度が第１下地層形成温度である１１００℃となるまで加熱した。

基板温度が１１００℃に達すると、リアクタ内にＮＨ₃ガスを導入し、１分間、基板表面をＮＨ₃ガス雰囲気に晒した。

その後、ＴＭＡバブリングガスを所定の流量比にてリアクタ内に導入し、ＮＨ₃とＴＭＡを反応させることによって表面が三次元的凹凸形状を有する第１下地層２ａを形成した。その際、第１下地層２ａの成長速度（成膜速度）は２０ｎｍ／ｍｉｎとし、第１下地層２ａの目標平均膜厚は１００ｎｍとした。

第１下地層２ａが形成されると、続いて、基板温度を１１００℃とし、リアクタ内圧力を１５ｋＰａとして、ＴＭＧバブリングガスをリアクタ内にさらに導入し、ＮＨ₃とＴＭＡならびにＴＭＧとの反応により、第１下地層２ｂとしてのＡｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ層を平均膜厚が４０ｎｍ程度となるように形成した。

第２下地層２ｂの形成に続いて、実施例においては複数の超格子層３と終端層４からなる超格子層群５を形成した。実施例４以外は、第１超格子層３ａと第２超格子層３ｂと第３超格子層３ｃの３つの超格子層３を形成した。実施例４では、第１超格子層３ａと第２超格子層３ｂの２つの超格子層３のみを形成した。比較例においては、１つの超格子層８を形成した。いずれの場合も、第１単位層は全てＡｌＮにて形成し、第２単位層は全てＡｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎにて形成した。それぞれの実施例および比較例における、第１単位層と第２単位層の膜厚と、ペア層の繰り返し数とは、図５に示す通りである。ただし、図５においては、図示の都合上、比較例における超格子層８を第１超格子層として示している。なお、超格子層の形成においては、基板温度を１１００℃とし、リアクタ内圧力を１５ｋＰａとした。用いた原料ガスは下地層２の形成に用いたものと同じである。

超格子層群５または超格子層８の形成後、続いて、中間層６および機能層７を形成した。それぞれの実施例および比較例における、中間層６の組成は、図５に示す通りである。なお、中間層６の厚みはいずれも１８０ｎｍとした。また、機能層７はいずれもＧａＮにて０．７μｍの厚みに形成した。なお、中間層６の形成においては、基板温度を１１００℃とし、リアクタ内圧力を１５ｋＰａとした。機能層７の形成においては、基板温度を１１００℃とし、リアクタ内圧力を１５ｋＰａとした。いずれも、用いた原料ガスは下地層２の形成に用いたものと同じである。

以上により、エピタキシャル基板が得られた。得られたエピタキシャル基板について、レーザー変位計によって反り量を測定した。また、クラック発生の有無を目視により確認した。

図５に示したように、下地基板１上に形成されたエピタキシャル膜の総膜厚は同程度であるにもかかわらず、実施例においては、比較例の１／２程度にまで反りが低減された。また、比較例に係るエピタキシャル基板のみ、外周から約２０ｍｍのところにクラックが発生していた。

以上の結果は、上方の超格子層ほど第２単位層の厚みが大きくなるようにすることによって、上方の超格子層により大きな圧縮歪を生じさせる態様にて超格子層群を設けることが、エピタキシャル基板における反りの低減とクラックフリーの実現において効果的であることを示している。

１ 下地基板
２ 下地層
２ａ 第１下地層
２ｂ 第２下地層
２ｃ （第２下地層の）凸部
３、３ａ、３ｂ、３ｃ 超格子層
４ 終端層
５ 超格子層群
６ 中間層
７ 機能層
１０、１００ エピタキシャル基板
３１、３１ａ、３１ｂ、３１ｃ 第１単位層
３２、３２ａ、３２ｂ、３２ｃ 第２単位層

Claims (10)

1. （１１１）方位の単結晶シリコンである下地基板の上に、前記下地基板の基板面に対し（０００１）結晶面が略平行となるようにIII族窒化物層群を形成してなるエピタキシャル基板であって、
   それぞれが組成の相異なるIII族窒化物からなる第１単位層と第２単位層とを繰り返し交互に積層してなる超格子層である複数の超格子層を積層してなる超格子層群と、
   前記超格子層群よりも上方に形成された、III族窒化物からなる結晶層と、
   を備え、
   前記第１単位層を構成する第１のIII族窒化物よりも前記第２単位層を構成する第２のIII族窒化物の方が無歪状態における面内格子定数が大きく、
   それぞれの前記第２単位層はその直下の前記第１単位層に対してコヒーレントな状態に形成されてなり、
   前記超格子層群において上方に形成された前記超格子層ほど、前記第２単位層の厚みが大きい、
   ことを特徴とするエピタキシャル基板。
2. 請求項１に記載のエピタキシャル基板であって、
   前記超格子層群の直上に形成され、III族窒化物からなり、前記超格子層群に対してコヒーレントな状態に形成されてなる中間層、
   をさらに備えることを特徴とするエピタキシャル基板。
3. 請求項１または請求項２に記載のエピタキシャル基板であって、
   前記第１単位層がＡｌＮからなり、前記第２単位層がＡｌ _ｘ Ｇａ _１−ｘ Ｎ（０≦ｘ≦０．２５）なる組成のIII族窒化物からなることを特徴とするエピタキシャル基板。
4. 請求項３に記載のエピタキシャル基板であって、
   前記中間層がＡｌ _ｙ Ｇａ _１−ｙ Ｎ（０≦ｙ≦０．２５）なる組成のIII族窒化物にて５０ｎｍ以上２５０ｎｍ以下の厚みに形成されてなることを特徴とするエピタキシャル基板。
5. 請求項１ないし請求項４のいずれかに記載のエピタキシャル基板であって、
   前記下地基板の上に形成された、ＡｌＮからなる第１の下地層と、
   前記第１の下地層の上に形成され、Ａｌ _ｐ Ｇａ _１−ｐ Ｎ（０≦ｐ＜１）からなる第２の下地層と、
   をさらに備え、
   前記第１の下地層が、柱状あるいは粒状の結晶もしくはドメインの少なくとも一種から構成される多結晶欠陥含有性層であり、
   前記第１の下地層と前記第２の下地層との界面が３次元的凹凸面であり、
   前記第２の下地層の直上に前記超格子層群が形成されてなる、
   ことを特徴とするエピタキシャル基板。
6. （１１１）方位の単結晶シリコンである下地基板の上に、前記下地基板の基板面に対し（０００１）結晶面が略平行なIII族窒化物層群を形成してなる半導体素子用エピタキシャル基板の製造方法であって、
   組成の相異なるIII族窒化物からなる第１単位層と第２単位層とを繰り返し交互に積層することにより超格子層を形成する工程を複数回繰り返すことにより、複数の超格子層を積層してなる超格子層群を形成する超格子層群形成工程と、
   前記超格子層群よりも上方にIII族窒化物からなる結晶層を形成する結晶層形成工程と、
   を備え、
   前記超格子層群形成工程においては、前記第１単位層と前記第２単位層とを、
   前記第１単位層を構成する第１のIII族窒化物よりも前記第２単位層を構成する第２のIII族窒化物の方が無歪状態における面内格子定数が大きくなるように、
   それぞれの前記第２単位層がその直下の前記第１単位層に対してコヒーレントな状態になるように、かつ、
   上方に形成される前記超格子層ほど、前記第２単位層の厚みを大きくなるように、
   形成する、
   ことを特徴とするエピタキシャル基板の製造方法。
7. 請求項６に記載のエピタキシャル基板の製造方法であって、
   前記超格子層群の直上に、III族窒化物からなる中間層を、前記超格子層群に対してコヒーレントな状態になるように形成する中間層形成工程、
   をさらに備えることを特徴とするエピタキシャル基板の製造方法。
8. 請求項６または請求項７に記載のエピタキシャル基板の製造方法であって、
   前記第１単位層をＡｌＮにて形成し、前記第２単位層をＡｌ _ｘ Ｇａ _１−ｘ Ｎ（０≦ｘ≦０．２５）なる組成のIII族窒化物にて形成することを特徴とするエピタキシャル基板の製造方法。
9. 請求項８に記載のエピタキシャル基板の製造方法であって、
   前記中間層をＡｌ _ｙ Ｇａ _１−ｙ Ｎ（０≦ｙ≦０．２５）なる組成のIII族窒化物にて５０ｎｍ以上２５０ｎｍ以下の厚みに形成することを特徴とするエピタキシャル基板の製造方法。
10. 請求項６ないし請求項９に記載のエピタキシャル基板の製造方法であって、
    前記下地基板の上に、ＡｌＮからなる第１の下地層を形成する第１下地層形成工程と、
    前記第１の下地層の上に、Ａｌ _ｐ Ｇａ _１−ｐ Ｎ（０≦ｐ＜１）からなる第２の下地層を形成する第２下地層形成工程と、
    をさらに備え、
    前記第１下地層形成工程においては、前記第１の下地層を、柱状あるいは粒状の結晶もしくはドメインの少なくとも一種から構成され、表面が三次元的凹凸面である多結晶欠陥含有性層として形成し、
    前記超格子層群形成工程においては、前記第２の下地層の直上に前記超格子層群を形成する、
    ことを特徴とするエピタキシャル基板の製造方法。

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