JP2014209576A - 半導体ウェハ、および半導体ウェハの作製のためのプロセス - Google Patents

Abstract

【課題】シリコン基板上に成長される、欠陥密度が低減されたＧａＮ層を備えた半導体ウェハおよびその作成方法を提供する。【解決手段】半導体ウェハは順に、本質的にシリコンからなり、（１１１）表面配向を有する単結晶基板ウェハ１、（１１１）表面配向を有するＳｃ2Ｏ3の単結晶層３、（１１１）表面配向を有するＳｃＮの単結晶層４、および、（０００１）表面配向を有するＡｌzＧａ1−zＮ、なお０≦ｚ≦１、の単結晶層６とを備える。基板ウェハ１の少なくとも１つの表面上に、格子定数が前記基板ウェハ１の格子定数以下でありかつＳｃ2Ｏ3の単結晶層３の格子定数以上であるように選択される単結晶金属酸化物層２をエピタキシャルに堆積してもよい。【選択図】図１

Description

本発明は、（１１１）表面配向を有するシリコンから本質的になる単結晶基板ウェハと、（０００１）表面配向を有するＡｌ_zＧａ_1−zＮ、なお０≦ｚ≦１、の単結晶層とを備える半導体ウェハに関する。

単結晶窒化ガリウム（ＧａＮ）は、高電力および高周波適用例のための発光ダイオード（ＬＥＤ）および電界効果トランジスタ（ＦＥＴ）を作製するための基板としてますます重要になっている。基板の表面積は、製造プロセスの生産性、およびしたがってＬＥＤまたはＦＥＴのコストにとって重要な課題である。結晶品質および表面品質が高い、直径が３００ｍｍまでまたは４５０ｍｍまでですらある単結晶シリコン基板を現在利用可能であり、ＧａＮのエピタキシャル成長のための基板として単結晶シリコンを用いる取組がなされている。しかしながら、ＧａＮ（０００１）とＳｉ（１１１）との間の１７％という大きな格子不整合と２つの材料の熱膨張係数（ＴＥＣ）の大きな差とにより、高品質のＧａＮ層をシリコン（Ｓｉ）上に直接に成長させることができない。

この理由により、エピタキシャルに成長されるＧａＮ層の品質を向上させるために、多くの種類の中間またはバッファ層が提案されている。

たとえば、モラム他（M. Moram et al.）、結晶成長（J. Crystal Growth）、（オランダ）308 (2007), 302-308（非特許文献１）は、ＧａＮエピタキシの基礎としてのエピタキシャル（１１１）配向窒化スカンジウム（ＳｃＮ）バッファ層の使用を教示する。窒素前駆体としてのアンモニアによるガスソース分子線エピタキシ（ＧＳ−ＭＢＥ）を用いて、ｎ型Ｓｉ（１１１）ウェハ上に厚みが５０〜４５０ｎｍの範囲のＳｃＮ層が成長された。１００Ｔｏｒｒで動作するThomas Swan社の緊密結合シャワーヘッドＭＯＶＰＥ反応器を用いてＳｃＮ／Ｓｉ（１１１）テンプレート上にＧａＮ層が成長された。ＧａＮ成長のための準備では、用いられる各々のテンプレートは、ＳｃＮ層の表面からいずれの天然の酸化物も除去するように、１０ｓｌｍ（１分あたり標準リットル）のアンモニア（ＮＨ₃）および１０ｓｌｍの水素（Ｈ₂）の流れの下、１Ｋ／ｓの速度で成長温度に加熱された。ＳｃＮバッファ層は粗く、欠陥だらけであった。ＧａＮは、転位のないアイランドの形態でＳｃＮ表面上に成長した。ＧａＮの成長温度を変えることにより、ＧａＮのアイランドを合体させて滑らかなＧａＮ膜を生じさせることができたが、同時に、ＧａＮ層の表面上の貫通転位の密度は５×１０⁹ｃｍ^-2までかなり上昇した。

リー他（W. C. Lee et al.）、結晶成長（J. Crystal Growth）、（オランダ）311 (2009), 2006-2009（非特許文献２）は、ＧａＮエピタキシのためのテンプレートとしての単結晶酸化スカンジウム（Ｓｃ₂Ｏ₃）を開示する。高純度、粉末充填焼結Ｓｃ₂Ｏ₃酸化物源からのｅビーム蒸着を用いてＳｃ₂Ｏ₃膜が堆積された。分子線エピタキシ（ＭＢＥ）を用いて、Ｓｃ₂Ｏ₃表面上にアルミニウム（Ａｌ）の単層が数層堆積され、その後で窒素プラズマに露出して窒化を行ない、薄い窒化アルミニウム（ＡｌＮ）の層を形成した。この層の上にＧａＮが堆積された。ＡｌＮを成長させるための基板温度は最初は約６４５℃であり、７２０℃に上昇された。この温度は、ＧａＮ成長の残余のためにも用いられた。当該方法は、Ｓｃ₂Ｏ₃バッファの欠陥密度が高く、またＧａＮ層の品質が限られるという結果となった。転位は１０¹⁰ｃｍ^-3の範囲の密度で発生した。転位はＳｃ₂Ｏ₃／Ｓｉ界面から始まって層を通って伝播した。

欧州特許第１９７５９８８Ａ１号明細書

モラム他（M. Moram et al.）、結晶成長（J. Crystal Growth）、（オランダ）308 (2007), 302-308 リー他（W. C. Lee et al.）、結晶成長（J. Crystal Growth）、（オランダ）311 (2009), 2006-2009 島田他（K. Shimada et al.）、半導体科学技術（Semicond. Sci. Technol.）、（英国）27 (2012), 105014 秋山他（M. Akiyama et al）、アプライドフィジックスレターズ（Appl. Phy. Lett.）、（米国）95, 162107 (2009) リトル他（M. E. Little et al）、アプライドフィジックスレターズ（Appl. Phy. Lett.）、（米国）78, 2891 (2001) コンスタンティン他（C. Constantin et al.）、フィジカル・レビュー（Phys. Rev.）、（米国）B 70, 193309 (2004)

したがって、発明の目的は、シリコン基板上に成長する、欠陥密度が低減されたＧａＮ層を提供することである。

本発明は半導体ウェハに関し、半導体ウェハは、所与の順序で、
−本質的にシリコンからなり、（１１１）表面配向を有する単結晶基板ウェハと、
−（１１１）表面配向を有するＳｃ₂Ｏ₃の単結晶層と、
−（１１１）表面配向を有するＳｃＮの単結晶層と、
−（０００１）表面配向を有するＡｌ_zＧａ_1−zＮ、なお０≦ｚ≦−１、の単結晶層とを備える。

本発明は当該半導体ウェハの作製のためのプロセスにも関し、プロセスは、所与の順序で、
ａ）基板ウェハを設けるステップと、
ｃ）Ｓｃ₂Ｏ₃の層をエピタキシャルに堆積するステップと、
ｄ）ＳｃＮの層を作製するステップと、
ｆ）Ａｌ_zＧａ_1−zＮの層をエピタキシャルに堆積するステップとを備える。

以上で言及したように、後のＧａＮの堆積のためのＳｃ₂Ｏ₃バッファ層は既に公知である。バルク結晶格子に従うと、Ｓｃ₂Ｏ₃バッファ層は理論的に、ＧａＮと基板との間の格子不一致を１７％（ＧａＮ／Ｓｉ）から８％（ＧａＮ／Ｓｃ₂Ｏ₃）へ低減することができる。しかしながら、残余の格子不整合は依然としてＧａＮ層中の高密度の欠陥（主に転位）の生成につながり、したがってこの層の品質を限ってしまう。

このように、発明者らは、その格子定数がＧａＮにより近い、良好な結晶品質でＳｃ₂Ｏ₃上に成長させることができる別の中間層を挿入する必要があることを見出した。ＳｃＮ（１１１）がそのような層である。ＳｃＮ（１１１）とＧａＮ（０００１）との間の格子不整合はわずかに約−０．１％である。Ｓｃは、エピタキシャル層の形態のＳｉの上に直接に、第１にその酸化物を成長させることができ、第２にＧａＮの格子定数に完全に一致する格子定数を有する窒化物に変換可能な唯一の金属であることがわかった。ＳｃＮとＧａＮとの間の格子不整合が極めて小さいことはＳｃＮ表面上へのＧａＮの層ごとの成長に有利であり、アイランドの合体によって生じる欠陥の密度を低減する。さらに、Ｓｃ₂Ｏ₃表面の窒化ステップは、成長するＡｌ_zＧａ_1−zＮ（０００１）層の極性を制御可能にし、その後の高温処理ステップのためのヘテロ構造の熱収支を向上させる。

さらに、ＧａＮはより大きなＳｃ₂Ｏ₃格子上に、引っ張り歪下で成長する。成長温度でのＧａＮの面内格子定数ａは緩和されたバルク値よりも大きく、この歪は、異なる熱膨張係数の値により、室温への冷却の際にさらに増大する。付加的なＳｃＮ中間層を挿入することにより、成長の際に格子によって誘導される引っ張り歪が低減され、このことは、室温でのＧａＮ層の歪の状況を改善する。ＳｃＮ層は、層の厚みに依存して、緩められたり引っ張られたりし得る。しかしながら、ＧａＮ堆積のためには、緩められたＳｃＮが好ましい。引っ張られたＳｃＮ層は、次の層のエピタキシャル堆積の間にさらに緩むことができる。

ＳｉとＳｃＮとの間の極めて大きな格子不整合により、（非特許文献１が開示するように）シリコン基板上に直接に堆積されるＳｃＮ層は粗く、欠陥だらけである。ＧａはＳｉ表面をエッチングするので、ＧａＮの成長の際、ＳｉをＧａおよびＮＨ₃から保護する必要がある。シリコン基板上の品質の劣ったＳｃＮ層はシリコンを完全に被覆しないことがあり、このために、ＧａＮ上部層の成長の際に、シリコンがＧａとＮＨ₃とに露出されることがある。ＳｃＮバッファ層の結晶性は、後で成長されるＧａＮの形態、残留歪、および結晶性に影響を及ぼすことが示された。

本発明に従う層の積層体において、Ｓｉ上のＳｃＮの格子不一致と比較して、Ｓｃ₂Ｏ₃上のＳｃＮの格子不一致は低減される。したがって、ＳｃＮの結晶品質が向上し、品質が劣ったＳｃＮ層の上述の影響は発生しない。最終的に、発明に従って高品質のＧａＮ層をＳｃＮ層の上に成長させることができる。

本発明の実施形態を概略的に図示する図である。 Ｓｃ₂Ｏ₃（１１１）／Ｙ₂Ｏ₃（１１１）／Ｓｉ（１１１）ヘテロ構造上の岩塩構造の（１１１）配向ＳｃＮの成長を実証する鏡面反射θ／２θＸＲＤ測定の結果を示す図である。 ＳｃＮ（１１１）の双晶のない成長を実証する｛１１１｝ＳｉおよびＳｃＮ格子平面のファミリーにわたるＸＲＤφスキャンの結果を示す図である。

発明および好ましい実施形態の詳細な説明
第１のステップａ）（図１を参照）で、単結晶基板ウェハ１が設けられ、これは本質的に単結晶シリコンからなり、好ましくはこれは９０％〜１００％のシリコン、より好ましくは９８％〜１００％のシリコンからなる。基板ウェハ１はシリコン技術分野で一般的に公知の通常のドーパントまたは不純物を備えることがある。基板ウェハ１はＳｉ（１１１）の結晶表面配向を有する。基板ウェハ１の直径は１００ｍｍ〜４５０ｍｍであり得る。３００ｍｍ以下の直径が好ましい。基板ウェハの表面は好ましくは研磨される。

高品質のシリコン表面を得るために、好ましくは、基板ウェハ１は高温でアニールされる。好ましくは、アニールは、第１のエピタキシャル層の堆積に用いられる堆積チャンバ中でインサイチュで行なわれる。アニール温度は６００〜１２５０℃の間である。アニールは、真空中でまたは好ましくは水素を備える還元雰囲気下で３０秒〜３０分間、好ましくは１〜１０分間行なわれ得る。

その後のオプションのステップｂ）で、基板ウェハ１の少なくとも１つの表面上に単結晶金属酸化物層２をエピタキシャルに堆積してもよい。金属酸化物は、スピネル、ペロブスカイト、パイロクロア、岩塩、蛍石、または鉄マンガン鉱構造を有し得る。

ステップｃ）でのＳｃ₂Ｏ₃層３の堆積の前に、基板ウェハ１の表面上に金属酸化物層２を堆積することが好ましい。なぜなら、Ｓｃ₂Ｏ₃とＳｉの間の格子定数を有する中間層によってＳｃ₂Ｏ₃とＳｉとの間の約９％の格子不一致を低減可能であるからである。このことは、Ｓｃ₂Ｏ₃層３の中の欠陥密度を低減し、したがってＡｌ_zＧａ_1−zＮの層６の品質を向上させる。

先行技術で公知の化学気相成長（ＣＶＤ）、分子線エピタキシ（ＭＢＥ）、パルスレーザ堆積（ＰＬＤ）、またはスパッタリング技術を用いて、Ｓｉの上に金属酸化物層２を堆積することができる。ＭＢＥの場合、堆積は好ましくは０．１〜１０ｎｍ／分の速度で４００〜８００℃の温度で行なわれる。オプションで、１０^-4〜１０^-1Ｐａの圧力で酸素が存在してもよい。

金属酸化物層２は、（Ｍｅ１_wＭｅ２_1−w）₂Ｏ₃、なお０≦ｗ≦１、の組成と（１１１）格子配向とを有し得る。Ｍｅ１は第１の金属であり、Ｍｅ２は第２の金属である。好ましくは、そのＭｅ₂Ｏ₃酸化物が立方晶系Ｉａ−３構造となる金属が選択される。この構造はＳｉ（１１１）表面の構造に適合し、後続のＳｃ₂Ｏ₃の層３の構造と同一である。Ｍｅ１、Ｍｅ２、およびｗは、金属酸化物層２の格子定数が基板ウェハ１の格子定数以下であり、かつＳｃ₂Ｏ₃の層３の格子定数以上であるように選択される。

１つの実施形態では、ｗは、基板ウェハ１との境界で値ｗ１で始まり、金属酸化物層２の厚みにわたって変化してその厚みにわたって金属酸化物層２の材料の格子定数の変化を達成し、Ｓｃ₂Ｏ₃の層３との境界で値ｗ２で終わる。この実施形態では、値ｗ１は好ましくは、基板ウェハ１および金属酸化物層２の面内格子定数が基板ウェハ１と金属酸化物層２との間の境界で０％〜４％（および好ましくは０〜２％）だけ異なるように選択される。値ｗ２は好ましくは、金属酸化物層２およびその後のステップｃ）で堆積すべきＳｃ₂Ｏ₃の層３の面内格子定数が当該層同士の間の境界で０％〜４％だけ（および好ましくは０〜２％だけ）異なるように選択される。好ましくはｗは段階的に変えられる。すなわち、ある厚み分はｗは一定に保たれ、次に急激にｗが変更され、再びある厚みについては一定に保たれる。金属酸化物層２は、層のｗ一定部分内の格子緩和とｗが急激に変わる界面での欠陥消滅とを可能にするように、好適な数のそのようなステップを備えてもよい。段階的に傾斜が緩くなる（step-graded）層の場合、一定の組成の個別のサブ層の厚みは好ましくは少なくとも１０ｎｍである。これは、格子不整合が１％〜１０％の間である場合の層の完全な緩和という結果をもたらす最小限の厚みである。一般的に、金属酸化物層２の合計厚みは１００ｎｍを超えてはならない。

第１の金属Ｍｅ１はイットリウム（Ｙ）であってもよく、第２の金属Ｍｅ２はスカンジウム（Ｓｃ）であってもよい。Ｙ₂Ｏ₃の面内格子定数はＳｉ（１１１）の面内格子定数よりも約２％小さい。したがって、基板ウェハ１との界面では純粋なＹ₂Ｏ₃（すなわち、ｗ＝１）で始まって、金属酸化物層２の厚みが増すにつれてＳｃ₂Ｏ₃の割合（fraction）を（好ましくは段階的に）増し、層の頂部で純粋なＳｃ₂Ｏ₃（すなわちｗ＝０）で終わることが好ましい。特許文献１の教示に従って他の組合せおよび組成を選択してもよい。

ｗ＝１を選択することも可能である。すなわち、金属酸化物層２はたとえばＹ₂Ｏ₃などの二元酸化物から単になる。そのような層の厚みは典型的に１〜１００ｎｍの範囲にある。これは一方ではＧａＮの過成長の際のガリウムによる攻撃からＳｉ基板ウェハ１を保護し、他方では高品質Ｓｃ₂Ｏ₃ヘテロ構造堆積のための平坦な表面を設けなければならない。

オプションの金属酸化物層２の挿入は有利である。そうすると、基板ウェハ１からＧａＮの層６に向けて格子定数を段階的に調整することができるからである。Ｓｃ₂Ｏ₃の層３と基板ウェハ１との間の格子不一致は約−８％である。金属酸化物層２は、この比較的大きな不一致を少なくとも２つの相境界でより小さな部分に分ける。

次に、格子定数が異なる酸化物層の積層体（金属酸化物層２および後続のＳｃ₂Ｏ₃の層３）は、高温でのＧａＮとＳｉとの間の強い化学反応に対する改良されたバッファとして働く。Ｓｃ₂Ｏ₃層のみの場合、後続のＧａＮのまたは一般的にＡｌ_zＧａ_1−zＮの層との界面に多数の転位が伝播する。ガリウムは主に転位に沿って酸化物層を通って拡散し、シリコン基板ウェハ１との界面に達することがある。いくつかの酸化物層の積層体の場合、形成される転位はより少なく、転位は各々の相境界で部分的に消滅し、Ｓｃ₂Ｏ₃の層の表面に達する転位の数が減少する。これは、酸化物層を通るガリウム原子の拡散を妨げ、シリコン界面をガリウムによる攻撃から保護する。

その後のステップｃ）で、基板ウェハ１の表面の少なくとも１つの上、またはステップｂ）が行なわれた場合は金属酸化物層２の頂面上のいずれかに、（１１１）表面配向を有するＳｃ₂Ｏ₃の単結晶層３がエピタキシャルに堆積される。層が緩められて下地層を完全に覆うのを確実にするには厚みは十分に大きくなければならないが、成長速度論の効果（kinetic growth effects）による表面粗面化を避けるためには必ずしも大きくない。したがって、Ｓｃ₂Ｏ₃の層３の厚みは、少なくとも２ｎｍであって５００ｎｍ以下、好ましくは２００ｎｍ以下である。

Ｓｃ₂Ｏ₃の層３を堆積するのにＣＶＤ、ＭＢＥ、ＰＬＤ、またはスパッタリング技術を用いる。ＭＢＥの場合、標準的なＭＢＥ源を用いてもよい。堆積は０．１〜１０ｎｍ／分の速度で４００〜８００℃の温度で行なわれ得る。オプションで、１０^-4〜１０^-1Ｐａの圧力で酸素が存在してもよい。

その後のステップｄ）で、Ｓｃ₂Ｏ₃の層３の頂面上に（１１１）表面配向を有するＳｃＮの単結晶層４が作製される。この層の効果は上述した。層の厚みは好ましくは、少なくとも２であって５００ｎｍ以下、より好ましくは２００ｎｍ以下である。Ｓｉ（１１１）上のＳｃＮ（１１１）膜は、円柱状構造の特性を有して成長する傾向があり、その結果、厚みが増すにつれて表面の粗面化が顕著になる。その結果、ＳｃＮとＳｉとに対するＳｃＮとＳｃ₂Ｏ₃との間の格子不整合をより小さくすると、欠陥および粗さに対する層厚みの関数としてＳｃＮ層の品質を最適化することができる。これらの観察に鑑みて、ＳｃＮの層４の厚みは２〜２００ｎｍの範囲になければならない。

Ｓｃ₂Ｏ₃の層３とＳｃＮの層４との間の界面に、プロセス条件に依存して、酸窒化スカンジウムの薄い層を形成してもよい。この中間層はＳｃＮ層の機能に不利ではない。

ステップｄ）の第１の実施形態では、ＳｃＮの層４は、２００〜１２００℃の温度で窒素源を備える雰囲気に表面を露出することによってＳｃ₂Ｏ₃の層３の表面をＳｃＮに変換することによって作製される。Ｓｃ₂Ｏ₃（１１１）表面のこの窒化は、数ｎｍ厚のＳｃＮ（１１１）層４を設ける。材料の顕著な粗面化傾向のために、薄い層が好ましい。この方法により、２〜１０ｎｍの厚みを有する単結晶層を得ることができる。

窒素源は窒素含有ガス、好ましくは（水素（Ｈ₂）または窒素（Ｎ₂）の雰囲気で希釈される）ＮＨ₃、または窒素含有プラズマのいずれかである。プラズマ源は、たとえば電子サイクロトロン共鳴（ＥＣＲ）または無線周波数（ｒｆ）プラズマ源などの公知のプラズマ源から選択され得る。

窒素含有ガスまたはプラズマはＳｃ₂Ｏ₃の層３の表面と反応し、ＳｃＮの層４を形成する窒素（Ｎ）原子で酸素（Ｏ）原子を部分的にまたは完全に置き換える。ＳｃＮの層４の厚みは窒素ガスまたはプラズマ源の窒化時間、温度、流量、および分圧に依存する。ＳｃＮの層４の残留歪または緩和は層の厚みに依存する。

さまざまな表面上へのＮＨ₃の吸着の研究で、温度が上昇するにつれて、ＮＨ₃の脱水素の速度が増し、これにより最終的に窒素原子のみが表面上に残されることが観察された。温度が上昇したＳｃ₂Ｏ₃上では、吸着したＮＨ₃の大部分は完全に脱水素され、表面には吸着した窒素原子しか残らない。一部の水素原子は再結合して表面からＨ₂として脱着し、一部の水素原子はＳｃ₂Ｏ₃表面から拡散する酸素と結合し、Ｈ₂Ｏとして脱着することがある。吸着した窒素原子の一部はＳｃ₂Ｏ₃中に拡散し、スカンジウムおよび酸素原子のネットワークと反応する。拡散した窒素が酸素の代わりに用いられてスカンジウムと結合し、ＳｃＮの薄い層を形成する。

ステップｄ）の第２の実施形態では、Ｓｃ₂Ｏ₃の層３の表面上にスカンジウムの層を堆積し、その後スカンジウム層を窒化することによってＳｃＮの層４が作製される。

Ｓｃの層の堆積は、Ｓｃ₂Ｏ₃の層３の表面上への、窒素環境中でのＳｃ金属の薄い層の蒸着によって達成可能である。好適なプロセスは、分子線エピタキシ（ＭＢＥ）、有機金属化学気相成長（ＭＯＣＶＤ）、またはスパッタリング技術である。次に、ステップｄ）の第１の実施形態で上述されたように、Ｓｃ被覆テンプレートに窒化プロセスを施し、２００〜１２００℃の温度で窒素源を備える雰囲気にスカンジウムの層の表面を露出する。所望の厚みを有するＳｃＮ層を得るために、これらの２つのステップを数回繰り返すことができる。

ステップｄ）の第３の実施形態では、ＳｃＮの層４は、Ｓｃ₂Ｏ₃の層３の表面上へのエピタキシャル堆積によって作製される。１３００〜１４５０℃の温度に加熱されるスカンジウム放出セル（effusion cell）および（好ましくはプラズマの形態の）ＮＨ₃を備える環境を用いたＭＢＥ技術を用いてＳｃＮ層を堆積してもよい。基板温度は好ましくは４５０〜６５０℃の間である。

第２および第３の実施形態は、Ｓｃ₂Ｏ₃表面の窒化によって作製することができない厚みが１０ｎｍを超えるＳｃＮ膜が所望される場合は特に好ましい。

ＳｃＮ層４は好ましくは、ステップｅ）またはｆ）におけるその後のＩＩＩ族窒化物成長のための温度上昇の際、ＮＨ₃またはＨ₂またはＮＨ₃とＨ₂との混合物を備える環境でアニールされる。アニールは、ＳｃＮ層を完全に緩和し、表面粗さを低減し、点欠陥を補うのを助けることができる。雰囲気に依存して、次の層の成長のための表面終端を最適化することができる。たとえば、ＮＨ₃はＮ終端表面という結果を与える。さらに、（ステップｅ）またはｆ）の１つで）ステップｄ）の温度よりも高温で次の層が成長される場合、温度上昇の際のＳｃＮからの窒素分解を最小限にするには、ＮＨ₃を備える環境でＳｃＮの層４をアニールすることが好ましい。

その後のオプションのステップｅ）で、（Ａｌ_xＧａ_1−x）_yＳｃ_1−yＮ、なお０≦ｘ≦１かつ０＜ｙ＜１、の組成を有する単結晶金属窒化物層５をＳｃＮの層４の表面上にエピタキシャルに堆積してもよい。島田他（K. Shimada et al.）、半導体科学技術（Semicond. Sci. Technol.）、（英国）27 (2012), 105014（非特許文献３）の理論的研究によると、（Ａｌ_xＧａ_1−x）_yＳｃ_1−yＮの合金は六方晶ウルツ鉱構造に結晶化し、単位セル中のＳｃおよびＩＩＩＡ−Ｖ原子の配置は合金の組成に依存する。このオプションの層は、スパッタリング（秋山他（M. Akiyama et al）、アプライドフィジックスレターズ（Appl. Phy. Lett.）、（米国）95, 162107 (2009)（非特許文献４）およびリトル他（M. E. Little et al）、アプライドフィジックスレターズ（Appl. Phy. Lett.）、（米国）78, 2891 (2001)（非特許文献５））、またはＭＢＥ（コンスタンティン他（C. Constantin et al.）、フィジカル・レビュー（Phys. Rev.）、（米国）B 70, 193309 (2004)（非特許文献６））、またはＭＯＣＶＤ技術を用いて成長させることができる。ｘおよびｙの実際の値は、層が堆積される目的に鑑みて選択される。

実際の組成に拘わらず、ある割合のＳｃＮを備える遷移層はＡｌ_zＧａ_1−zＮによる表面のより大きな濡れを促進し、成長の早期段階での、成長するＡｌ_zＧａ_1−zＮの完全な合体を可能にする。

第１の実施形態では、金属窒化物層５は、組成の傾斜を緩くされて、ＳｃＮの層４からＡｌ_zＧａ_1−zＮからなる頂部層６への滑らかな遷移を達成する。この場合、ｘおよびｙはＳｃＮの層４との境界でそれぞれ値ｘ１およびｙ１で始まり、金属窒化物層５の厚みにわたって変化してその厚みにわたって金属窒化物層５の材料の格子定数の変化を達成し、Ａｌ_zＧａ_1−zＮの層との境界でそれぞれ値ｘ２およびｙ２で終わる。好ましくは、値ｘ１およびｙ１は、金属窒化物層５およびＳｃＮの層４の格子定数が当該層同士の間の境界で０％〜１％だけ異なるように選択される。好ましくは、値ｘ２およびｙ２は、金属窒化物層５およびＡｌ_zＧａ_1−zＮの層６の格子定数が当該層同士の間の境界で０％〜１％だけ異なるように選択される。最も好ましくは、ｙ２＝１およびｘ２はＡｌ_zＧａ_1−zＮの層６の組成に対応し、これにより、金属窒化物層５とＡｌ_zＧａ_1−zＮの層６との間の完全な格子整合が可能になる。

第２の実施形態では、金属窒化物層５の組成は、金属窒化物層５の格子定数が後で堆積されるＡｌ_zＧａ_1−zＮの層６の格子定数よりも小さくなるように選択される。これは、Ａｌ_zＧａ_1−zＮの層６と比較して金属窒化物層５のＡｌ含有量をより大きくすることによって達成可能である。さらに、金属窒化物層５は少なくとも部分的にまたは好ましくは完全に緩和されなければならない。この場合、後続のＡｌ_zＧａ_1−zＮの層６は、圧縮歪下で金属窒化物層５の表面上に成長する。これは、Ａｌ_zＧａ_1−zＮの層の高い熱膨張係数により、Ａｌ_zＧａ_1−zＮの層６の堆積後にウェハが室温に冷却された後に発生するウェハの反りを低減する。

その後のステップｆ）で、ＳｃＮの層４の上に、またはステップｅ）が行なわれた場合は金属窒化物層５の上に、（０００１）表面配向を有するＡｌ_zＧａ_1−zＮ（０≦ｚ≦１）からなる単結晶層６がエピタキシャルに堆積される。合計層厚みは１０μｍまでであり得る。この層は、Ａｌの割合ｚが０〜１の範囲の、組成が異なるいくつかの（１〜２０の）サブ層からなり得る。サブ層の厚みは１〜１０００ｎｍに異なり得る。

Ａｌ_zＧａ_1−zＮの層６を堆積するのにＭＯＣＶＤまたはＭＢＥシステムを用いる。基板試料は、１０００〜１１５０℃の範囲のＡｌ_zＧａ_1−zＮ堆積温度まで加熱される。ＭＯＣＶＤの場合、先に堆積された層を濡らすには、有機金属を５秒〜２分予め流すことが好ましい。成長温度、反応器圧力（３×１０³−４×１０⁴Ｐａ）、および気体流量は、層中のＡｌ含有量に依存して、１つのサブ層から別のサブ層へ異なってもよい。

本発明の特に好ましい実施形態では、Ａｌ_zＧａ_1−zＮの層６はＧａＮ（すなわちｚ＝０）の層である。この場合、ステップｅ）を省略し、ＧａＮをＳｃＮの層４の表面上に直接に堆積することが好ましい。というのも、ＧａＮおよびＳｃＮの面内格子定数は完全に一致しているからである。

Ａｌ_zＧａ_1−zＮの層６の上に、半導体ウェハ上に作製すべき電子デバイスまたは光電子デバイスの機能に必要なさらなる層を堆積することができる。

本発明は、１つの層から次の層へ段階的に系統的に不一致を低減することにより、多層構造に伴う格子不整合の課題を扱う。格子定数がＧａＮの格子定数に非常に近いＳｃＮをＳｃ₂Ｏ₃とＧａＮとの間に挿入することは、酸化物バッファとＧａＮ層との間の格子不一致を低減するのを助ける。結晶品質が高く欠陥密度が低いＧａＮ（または一般的にＡｌ_zＧａ_1−zＮ）の頂部層を堆積することができる。

ステップａ）で、（１１１）表面および直径１００ｍｍを有する研磨された単結晶シリコン基板ウェハを準備する。ウェハは、フッ化アンモニウム（ＮＨ₄Ｆ）干渉水溶液で洗浄される。基板ウェハは、プロセスの残余が行なわれるＭＢＥシステムに入れられる。ウェハは、まず、２００℃の温度で２０分間ＭＢＥシステムのロードロックで脱ガスされ、次にプロセスチャンバに移され、ここでこれは、７００℃の温度で超高真空で１０分間アニールされる。

ステップｂ）で、単結晶Ｙ₂Ｏ₃（１１１）の２０ｎｍ厚の層が基板ウェハの片面上に堆積される。標準的なＭＢＥ源を用いる。堆積は６００℃の温度で１ｎｍ／分の速度で行なわれる。

ステップｃ）で、単結晶Ｓｃ₂Ｏ₃（１１１）の２０ｎｍ厚の層がＹ₂Ｏ₃の層の表面上に堆積される。堆積は５００℃の温度で１ｎｍ／分の速度で行なわれる。

ステップｄ）で、窒素プラズマ中でのスカンジウムの蒸着により、単結晶ＳｃＮ（１１１）の２００ｎｍ厚の層がＳｃ₂Ｏ₃（１１１）の層の表面上に岩塩結晶構造に成長される。基板温度は６００℃に固定される。スカンジウム放出セルの温度は１４００℃である。

ＳｃＮ層はＸ線回折（ＸＲＤ）によって特徴付けられる。図２および図３はそれぞれの角度の関数としての（秒あたりカウント、ｃｐｓでの）強度Ｉを示す。図２は、鏡面反射θ／２θ測定の結果を示す。これは、ＳｃＮ層が（１１１）表面配向を有することを実証する。他のＳｃＮの配向は検出されない。しかしながら、Ｓｃ₂Ｏ₃（１１１）表面上の（１１１）配向のｆｃｃ状岩塩ＳｃＮ膜の立方晶積層順序（cubic stacking order）ばらつきによる双晶の可能性が依然として存在する。そのような双晶層は非常に欠陥的であり、回避する必要がある。図３に示される｛１１１｝ＳｉおよびＳｃＮ格子平面のファミリーにわたるφスキャンは、双晶が完全に抑制され、真に単結晶のＳｃＮ（１１１）がこうして入手可能であることを実証する。

最後のステップｆ）で、単結晶ＧａＮ（０００１）の５００ｎｍ厚の層がＳｃＮの層の表面上に堆積される。基板温度７２０℃、Ｇａビーム透過圧力（ＢＥＰ）２×１０^-5Ｐａ、窒素流量０．４ｓｃｃｍ（１分あたり標準立方センチメートル）、および無線周波数プラズマ源のパワー３００Ｗで、Ｎに富んだ領域でＧａＮが成長される。滑らかなＧａＮの単結晶層が得られる。

１ 基板ウェハ、２ 金属酸化物層、３ Ｓｃ₂Ｏ₃の層、４ ＳｃＮの層、５ 金属窒化物層、６ Ａｌ_zＧａ_1−zＮの層。

Claims (15)

1. 半導体ウェハであって、所与の順序で、
   −本質的にシリコンからなり、（１１１）表面配向を有する単結晶基板ウェハ（１）と、
   −（１１１）表面配向を有するＳｃ₂Ｏ₃の単結晶層（３）と、
   −（１１１）表面配向を有するＳｃＮの単結晶層（４）と、
   −（０００１）表面配向を有するＡｌ_zＧａ_1−zＮ、なお０≦ｚ≦１、の単結晶層（６）とを備える、半導体ウェハ。
2. 前記基板ウェハ（１）とＳｃ₂Ｏ₃の前記層（３）との間に単結晶金属酸化物層（２）をさらに備える、請求項１に記載の半導体ウェハ。
3. 前記金属酸化物層（２）は、立方晶系Ｉａ−３結晶構造と（Ｍｅ１_wＭｅ２_1−w）₂Ｏ₃、なお０≦ｗ≦１、の組成とを有し、Ｍｅ１は第１の金属であり、Ｍｅ２は第２の金属であり、前記金属酸化物層（２）は前記基板ウェハ（１）とＳｃ₂Ｏ₃の前記層（３）との間に位置し、Ｍｅ１、Ｍｅ２、およびｗは、前記金属酸化物層（２）の格子定数が前記基板ウェハ（１）の格子定数以下でありかつＳｃ₂Ｏ₃の前記層（３）の格子定数以上であるように選択される、請求項２に記載の半導体ウェハ。
4. Ｓｃ₂Ｏ₃の前記層（３）は２〜５００ｎｍの厚みを有する、請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の半導体ウェハ。
5. ＳｃＮの前記層（４）は２〜５００ｎｍの厚みを有する、請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の半導体ウェハ。
6. （Ａｌ_xＧａ_1−x）_yＳｃ_1−yＮ、なお０≦ｘ≦１かつ０＜ｙ＜１、の組成を有する単結晶金属窒化物層（５）をさらに備え、前記金属窒化物層（５）はＳｃＮの前記層（４）とＡｌ_zＧａ_1−zＮの前記層（６）との間に位置する、請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の半導体ウェハ。
7. ｚ＝０である、請求項１から請求項６のいずれか１項に記載の半導体ウェハ。
8. 請求項１に記載の半導体ウェハの作製のためのプロセスであって、所与の順序で、
   ａ）前記基板ウェハ（１）を設けるステップと、
   ｃ）Ｓｃ₂Ｏ₃の前記層（３）をエピタキシャルに堆積するステップと、
   ｄ）ＳｃＮの前記層（４）を作製するステップと、
   ｆ）Ａｌ_zＧａ_1−zＮの前記層（６）をエピタキシャルに堆積するステップとを備える、プロセス。
9. ステップａ）の後であってステップｃ）の前の付加的なステップｂ）で単結晶金属酸化物層（２）がエピタキシャルに堆積される、請求項８に記載のプロセス。
10. ステップｃ）は、ＣＶＤ、ＭＢＥ、ＰＬＤ、またはスパッタリング技術によって行なわれる、請求項８または請求項９に記載のプロセス。
11. ステップｄ）で、ＳｃＮの前記層（４）は、２００〜１２００℃の温度で窒素源を備える雰囲気にＳｃ₂Ｏ₃の前記層（３）の表面を露出することによって前記層（３）の表面をＳｃＮに変換することによって作製される、請求項８から請求項１０のいずれか１項に記載のプロセス。
12. ステップｄ）で、ＳｃＮの前記層（４）は、Ｓｃ₂Ｏ₃の前記層（３）の表面上にＳｃの層を堆積し、その後２００〜１２００℃の温度で窒素源を備える雰囲気にＳｃの前記層の表面を露出し、こうしてＳｃの前記層をＳｃＮの前記層（４）に変換することによって作製される、請求項８から請求項１０のいずれか１項に記載のプロセス。
13. ステップｄ）で、ＳｃＮの前記層（４）は、Ｓｃ₂Ｏ₃の前記層（３）の表面上にＳｃＮの前記層（４）をエピタキシャルに堆積することによって作製される、請求項８から請求項１０のいずれか１項に記載のプロセス。
14. ステップｄ）の後であってステップｆ）の前の付加的なステップｅ）で、（Ａｌ_xＧａ_1−x）_yＳｃ_1−yＮ、なお０≦ｘ≦１かつ０＜ｙ＜１、の組成を有する単結晶金属窒化物層（５）がエピタキシャルに堆積される、請求項８から請求項１３のいずれか１項に記載のプロセス。
15. ステップｆ）はＭＯＣＶＤまたはＭＢＥによって行なわれる、請求項８から請求項１４のいずれか１項に記載のプロセス。