DE112010003214T5 - Epitaxiesubstrat für ein halbleiterelement, verfahrenzur herstellung eines epitaxiesubstrats für einhalbleiterelement, und halbleiterelement - Google Patents

Epitaxiesubstrat für ein halbleiterelement, verfahrenzur herstellung eines epitaxiesubstrats für einhalbleiterelement, und halbleiterelement Download PDF

Info

Publication number
DE112010003214T5
DE112010003214T5 DE112010003214T DE112010003214T DE112010003214T5 DE 112010003214 T5 DE112010003214 T5 DE 112010003214T5 DE 112010003214 T DE112010003214 T DE 112010003214T DE 112010003214 T DE112010003214 T DE 112010003214T DE 112010003214 T5 DE112010003214 T5 DE 112010003214T5
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
layer
group iii
iii nitride
nitride layer
epitaxial substrate
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
DE112010003214T
Other languages
English (en)
Other versions
DE112010003214B4 (de
Inventor
Makoto Miyoshi
Mitsuhiro Tanaka
Shigeaki Sumiya
Tomohiko SUGIYAMA
Mikiya Ichimura
Yoshitaka Kuraoka
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
NGK Insulators Ltd
Original Assignee
NGK Insulators Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by NGK Insulators Ltd filed Critical NGK Insulators Ltd
Publication of DE112010003214T5 publication Critical patent/DE112010003214T5/de
Application granted granted Critical
Publication of DE112010003214B4 publication Critical patent/DE112010003214B4/de
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02518—Deposited layers
    • H01L21/02521—Materials
    • H01L21/02538—Group 13/15 materials
    • H01L21/0254—Nitrides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B25/00—Single-crystal growth by chemical reaction of reactive gases, e.g. chemical vapour-deposition growth
    • C30B25/02—Epitaxial-layer growth
    • C30B25/18—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B25/00—Single-crystal growth by chemical reaction of reactive gases, e.g. chemical vapour-deposition growth
    • C30B25/02—Epitaxial-layer growth
    • C30B25/18—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate
    • C30B25/183—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate being provided with a buffer layer, e.g. a lattice matching layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/40—AIIIBV compounds wherein A is B, Al, Ga, In or Tl and B is N, P, As, Sb or Bi
    • C30B29/403—AIII-nitrides
    • G—PHYSICS
    • G03—PHOTOGRAPHY; CINEMATOGRAPHY; ANALOGOUS TECHNIQUES USING WAVES OTHER THAN OPTICAL WAVES; ELECTROGRAPHY; HOLOGRAPHY
    • G03G—ELECTROGRAPHY; ELECTROPHOTOGRAPHY; MAGNETOGRAPHY
    • G03G15/00—Apparatus for electrographic processes using a charge pattern
    • G03G15/14—Apparatus for electrographic processes using a charge pattern for transferring a pattern to a second base
    • G03G15/16—Apparatus for electrographic processes using a charge pattern for transferring a pattern to a second base of a toner pattern, e.g. a powder pattern, e.g. magnetic transfer
    • G03G15/1605—Apparatus for electrographic processes using a charge pattern for transferring a pattern to a second base of a toner pattern, e.g. a powder pattern, e.g. magnetic transfer using at least one intermediate support
    • G03G15/161—Apparatus for electrographic processes using a charge pattern for transferring a pattern to a second base of a toner pattern, e.g. a powder pattern, e.g. magnetic transfer using at least one intermediate support with means for handling the intermediate support, e.g. heating, cleaning, coating with a transfer agent
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02367—Substrates
    • H01L21/0237—Materials
    • H01L21/02373—Group 14 semiconducting materials
    • H01L21/02381—Silicon, silicon germanium, germanium
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02436—Intermediate layers between substrates and deposited layers
    • H01L21/02439—Materials
    • H01L21/02455—Group 13/15 materials
    • H01L21/02458—Nitrides
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02436—Intermediate layers between substrates and deposited layers
    • H01L21/02439—Materials
    • H01L21/02488—Insulating materials
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02436—Intermediate layers between substrates and deposited layers
    • H01L21/02494—Structure
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02436—Intermediate layers between substrates and deposited layers
    • H01L21/02494—Structure
    • H01L21/02496—Layer structure
    • H01L21/02502—Layer structure consisting of two layers
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02612—Formation types
    • H01L21/02617—Deposition types
    • H01L21/0262—Reduction or decomposition of gaseous compounds, e.g. CVD
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L29/00—Semiconductor devices specially adapted for rectifying, amplifying, oscillating or switching and having potential barriers; Capacitors or resistors having potential barriers, e.g. a PN-junction depletion layer or carrier concentration layer; Details of semiconductor bodies or of electrodes thereof ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/02—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/12—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor characterised by the materials of which they are formed
    • H01L29/20—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor characterised by the materials of which they are formed including, apart from doping materials or other impurities, only AIIIBV compounds
    • H01L29/2003—Nitride compounds
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L29/00—Semiconductor devices specially adapted for rectifying, amplifying, oscillating or switching and having potential barriers; Capacitors or resistors having potential barriers, e.g. a PN-junction depletion layer or carrier concentration layer; Details of semiconductor bodies or of electrodes thereof ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/66—Types of semiconductor device ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/68—Types of semiconductor device ; Multistep manufacturing processes therefor controllable by only the electric current supplied, or only the electric potential applied, to an electrode which does not carry the current to be rectified, amplified or switched
    • H01L29/76—Unipolar devices, e.g. field effect transistors
    • H01L29/772—Field effect transistors
    • H01L29/778—Field effect transistors with two-dimensional charge carrier gas channel, e.g. HEMT ; with two-dimensional charge-carrier layer formed at a heterojunction interface
    • H01L29/7786—Field effect transistors with two-dimensional charge carrier gas channel, e.g. HEMT ; with two-dimensional charge-carrier layer formed at a heterojunction interface with direct single heterostructure, i.e. with wide bandgap layer formed on top of active layer, e.g. direct single heterostructure MIS-like HEMT
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L29/00—Semiconductor devices specially adapted for rectifying, amplifying, oscillating or switching and having potential barriers; Capacitors or resistors having potential barriers, e.g. a PN-junction depletion layer or carrier concentration layer; Details of semiconductor bodies or of electrodes thereof ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/66—Types of semiconductor device ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/86—Types of semiconductor device ; Multistep manufacturing processes therefor controllable only by variation of the electric current supplied, or only the electric potential applied, to one or more of the electrodes carrying the current to be rectified, amplified, oscillated or switched
    • H01L29/861—Diodes
    • H01L29/872—Schottky diodes

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
  • Computer Hardware Design (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Chemical Vapour Deposition (AREA)
  • Junction Field-Effect Transistors (AREA)
  • Recrystallisation Techniques (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
  • Electrodes Of Semiconductors (AREA)

Abstract

Bereitgestellt ist ein Epitaxiesubstrat, das einkristallines Silizium als Basissubstrats enthält und das hervorragende Kristallqualität und Eigenschaften aufweist. Ein Epitaxiesubstrat, bei dem eine Gruppe von Gruppe-III-Nitridschichten auf einem einkristallinen(111)-Siliziumsubstrat gebildet ist, so dass eine (0001)-Kristallebene annähernd parallel zu einer Substratoberfläche ist, umfasst: eine erste aus AlN auf dem Basissubstrat gebildete Gruppe-III-Nitridschicht; eine zweite aus InxxAlyyGazzN (xx + yy + zz = 1, 0 ≤ xx < 1, 0 ≤ yy < 1, and 0 < zz ≤ 1) auf einer zweiter Gruppe-III-Nitridschicht gebildete Gruppe-III-Nitridschicht; und zumindest eine dritte Gruppe-III-Nitridschicht, die auf der zweiten Gruppe-III-Nitridschicht epitaktisch gebildet ist, wobei: die erste Gruppe-III-Nitridschicht eine Schicht ist, die mehrere Fehlstellen, die zumindest eine Art aus einem Stängelkristall, einem Kornkristall, einer Stängeldomäne und einer Korndomäne enthalten; und eine Schnittstelle zwischen der ersten Gruppe-III-Nitridschicht und der zweiten Gruppe-III-Nitridschicht eine Oberfläche dreidimensionaler Unebenheit ist.

Description

  • Technisches Gebiet
  • Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Epitaxiesubstrat für Halbleitervorrichtungen, und genauer auf ein Epitaxiesubstrat mit einem Gruppe-III-Nitrid.
  • Stand der Technik
  • Nitridhalbleiter mit einer breiten direkten Übergangsbandlücke, einem Durchschlag bei hohem elektrischem Feld und einer hohen Elektronensättigungsgeschwindigkeit haben als Halbleitermaterialien für Licht emittierende Vorrichtungen wie LEDs und LDs sowie elektronische Hochfrequenz-/Hochleistungs-Vorrichtungen wie HEMTs Aufmerksamkeit auf sich gezogen (siehe beispielsweise "Highly Reliable 250 W GaN High Electron Mobility Transistor Power Amplifier", von Toshihide Kikkawa, Jpn. J. Appl. Phys. 44 (2005), Seite 4896 (Nicht-Patent Dokument 1)).
  • Um Kosten für ein Epitaxiesubstrat zu senken und um ferner einen höheren Grad an Integration mit einer Siliziumschaltkreis-Vorrichtung zu erreichen, wurde Forschung und Entwicklung bezüglich der Verwendung von einkristallinem Silizium als einem Basissubstrat für die Herstellung der oben erwähnten Nitridvorrichtung betrieben (siehe beispielsweise die japanischen Veröffentlichungen der Patentanmeldung mit den Nummern 10-163528(1998) (Patent Dokument 1), 2004-349387 (Patent Dokument 2), und 2005-350321 (Patent Dokument 3)).
  • Es ist bekannt, dass das Bilden eines Nitridfilms mit guter Qualität auf einem Siliziumsubstrat verglichen mit dem Fall der Verwendung eines Saphirsubstrats oder SiC-Substrats aus folgenden Gründen leider wesentlich schwieriger ist.
  • Erstens unterscheiden sich Silizium- und Nitridmaterialien deutlich in der Größe ihrer Gitterkonstante voneinander. Dies verursacht das Erzeugen von nicht passenden Versetzungen an einer Schnittstelle zwischen einem Siliziumsubstrat und einem abgelagerten Film oder eine Beschleunigung einer dreidimensionalen Wachstumsform zum Zeitpunkt von der Keimbildung zum Wachsen. In anderen Worten unterbindet dies die Bildung eines guten Nitrid-Epitaxiefilms, der eine geringe Versetzungsdichte und eine flache Oberfläche hat.
  • Ferner hat das Nitridmaterial verglichen mit Silizium einen größeren Wert des thermischen Expansionskoeffizienten und folglich wirkt eine Zugbelastung auf das Innere eines Nitridfilms im Prozess des Verringerns der Temperatur auf ungefähr Raumtemperatur nach dem epitaktischen Wachsen des Nitridfilms auf ein Siliziumsubstrat bei einer hohen Temperatur ein. Als ein Ergebnis besteht die Gefahr, dass ein Einriss auf der Filmoberfläche entsteht und ein Substrat tendiert dazu, sich beträchtlich zu krümmen.
  • Zusätzlich ist bekannt, dass Trimethylgallium (TMG), welches ein Quellengas für ein Nitridmaterial beim Bedampfen ist, anfällig ist, eine flüssige Verbindung mit Silizium einzugehen, was ein epitaktisches Wachstum hemmt.
  • Aus den oben genannten Gründen ist es beim Abscheiden eines Nitridmaterials auf ein Siliziumsubstrat eine beträchtliche technische Herausforderung, beispielsweise Versetzungen oder Einschnitte in dem Film zu unterbinden und ferner ein Krümmen des Wafers aufgrund von Belastungen zu vermindern, und dabei die Flachheit einer Filmoberfläche zu erhalten.
  • Es ist sicherlich möglich, einen GaN-Film auf einem Siliziumsubstrat in den Fällen des Verwendens der herkömmlichen Technologien wie in den Veröffentlichungen der japanischen Patentanmeldungen mit den Nummern 10-163528 (1998) , 2004-349387 , und 2005-350321 sowie bei Kikkawa offengelegt, epitaktisch zu wachsen. Allerdings hat der erhaltene GaN-Film nicht immer eine so gute Kristallqualität wie in dem Fall, dass SiC oder Saphir als Basissubstrat verwendet wird. Folglich tauchten in dem Fall des Herstellens beispielsweise einer elektronischen Vorrichtung wie einem HEMT durch die herkömmliche Technologie Probleme geringer Elektronenmobilität und geringem Leckstrom sowie geringer Durchschlagspannung auf.
  • Zusammenfassung der Erfindung
  • Die vorliegende Erfindung wurde im Hinblick auf die oben erwähnten Probleme gemacht und ein Ziel davon ist es, ein Nitrid-Epitaxiesubstrat bereitzustellen, das ein einkristallines Siliziumsubstrat als ein Basissubstrat enthält und exzellente Qualität und Eigenschaften aufweist.
  • Um die oben erwähnten Probleme zu lösen umfasst gemäß einem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung ein Epitaxiesubstrat für eine Halbleitervorrichtung, bei dem eine Gruppe von Gruppe-III-Nitridschichten auf einem Basissubstrat aus einkristallinem Silizium mit einer (111)-Orientierung, so dass eine (0001)-Kristallebene annähernd parallel zu einer Oberfläche des Basissubstrats ist, gebildet ist: eine erste aus AlN auf dem Basissubstrat gebildete Gruppe-III-Nitridschicht; eine zweite aus InxxAlyyGazzN(xx + yy + zz 1, 0 ≤ xx < 1, 0 ≤ yy < 1, and 0 < zz ≤ 1) auf der ersten Gruppe-III-Nitridschicht gebildete Gruppe-III-Nitridschicht; und zumindest eine dritte Gruppe-III-Nitridschicht, die auf der zweiten Gruppe-III-Nitridschicht epitaktisch gebildet ist, wobei: die erste Gruppe-III-Nitridschicht eine Schicht ist, die mehrere Fehlstellen enthält, die zumindest eine Art aus einem Stängelkristall, einem Kornkristall, einer Stängeldomäne und einer Korndomäne enthalten; und eine Schnittstelle zwischen der ersten Gruppe-III-Nitridschicht und der zweiten Gruppe-III-Nitridschicht eine Oberfläche dreidimensionaler Unebenheit ist.
  • Gemäß einem zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung ist bei dem Epitaxiesubstrat des ersten Aspekts eine Röntgen-Rockingkurven-Halbwertsbreite einer (0002)-Ebene der ersten Gruppe-III-Nitridschicht 0,8 Grad oder mehr und 1,1 Grad oder weniger, und eine Röntgen-Rockingkurven-Halbwertsbreite einer (10-10)-Ebene davon 0,8 Grad oder mehr und 1,1 Grad oder weniger.
  • Gemäß einem dritten Aspekt der vorliegenden Erfindung ist bei dem Epitaxiesubstrat des ersten oder zweiten Aspekts eine amorphe Schnittstellenschicht zwischen dem Basissubstrat und der ersten Gruppe-III-Nitridschicht gebildet.
  • Gemäß einem vierten Aspekt der vorliegenden Erfindung ist bei dem Epitaxiesubstrat des dritten Aspekts die Schnittstellenschicht aus SiAlxOyNz gebildet.
  • Gemäß einem fünften Aspekt der vorliegenden Erfindung ist bei dem Epitaxiesubstrat des dritten oder vierten Aspekts die Röntgen-Rockingkurven-Halbwertsbreite der (0002)-Ebene der ersten Gruppe-III-Nitridschicht 0,5 Grad oder mehr und 0,8 Grad oder weniger.
  • Gemäß einem sechsten Aspekt der vorliegenden Erfindung hat bei dem Epitaxiesubstrat eines der ersten bis fünften Aspekte eine Schnittstelle zwischen der zweiten Gruppe-III-Nitridschicht und der zumindest einen dritten Gruppe-III-Nitridschicht eine Oberflächenrauhigkeit von 4 nm oder mehr und 12 nm oder weniger.
  • Gemäß einem siebten Aspekt der vorliegenden Erfindung ist bei dem Epitaxiesubstrat eines der ersten bis sechsten Aspekte die zweite Gruppe-III-Nitridschicht aus AlyyGazzN (yy + zz = 1, 0 ≤ yy < 1, and 0 < zz ≤ 1) gebildet.
  • Gemäß einem achten Aspekt der vorliegenden Erfindung hat bei dem Epitaxiesubstrat eines der ersten bis siebten Aspekte eine Ausbuchtung der ersten Gruppe-III-Nitridschicht eine Dichte von 5 × 109/cm2 oder mehr und 5 × 1010/cm2 oder weniger.
  • Gemäß einem neunten Aspekt der vorliegenden Erfindung hat bei dem Epitaxiesubstrat eines der ersten bis achten Aspekte die Ausbuchtungen der ersten Gruppe-III-Nitridschicht einen Durchschnittsabstand von 45 nm oder mehr und 140 nm oder weniger.
  • Gemäß einem zehnten Aspekt der vorliegenden Erfindung enthält bei dem Epitaxiesubstrat eines der ersten bis neunten Aspekte die zumindest eine dritte Gruppe-III-Nitridschicht eine Funktionsschicht einer Halbleitervorrichtung.
  • Gemäß einem elften Aspekt der vorliegenden Erfindung enthält bei dem Epitaxiesubstrat eines der ersten bis zehnten Aspekte die zumindest eine dritte Gruppe-III-Nitridschicht eine Übergitter-Struktur-Schicht, die durch periodisches Schichten von zwei oder mehr Arten von Gruppe-III-Nitridschichten mit unterschiedlichen Zusammensetzungen direkt auf der zweiten Gruppe-III-Nitridschicht erhalten ist.
  • Gemäß einem zwölften Aspekt der vorliegenden Erfindung wird eine Halbleitervorrichtung unter Verwendung des Epitaxiesubstrats gemäß einem der ersten bis elften Aspekte hergestellt.
  • Gemäß einem dreizehnten Aspekt der vorliegenden Erfindung umfasst ein Verfahren zur Herstellung eines Epitaxiesubstrats für eine Halbleitervorrichtung, bei dem eine Gruppe von Gruppe-III-Nitridschichten auf einem Basissubstrat aus einkristallinem Silizium mit einer (111)-Orientierung, so dass eine (0001)-Kristallebene annähernd parallel zu einer Oberfläche des Basissubstrats ist, gebildet ist: einen ersten Bildungsschritt des Bildens einer ersten aus AlN gebildeten Gruppe-III-Nitridschicht auf dem Basissubstrat; einen zweiten Bildungsschritt des Bildens einer zweiten aus InxxAlyyGazzN (xx + yy + zz = 1, 0 ≤ xx < 1, 0 ≤ yy < 1, and 0 < zz ≤ 1) gebildeten Gruppe-III-Nitridschicht auf der zweiten Gruppe-III-Nitridschicht; und einen dritten Bildungsschritt des epitaktischen Bildens von zumindest einer dritten Gruppe-III-Nitridschicht auf der zweiten Gruppe-III-Nitridschicht, wobei bei dem ersten Bildungsschritt die erste Gruppe-III-Nitridschicht als eine Schicht gebildet wird, die mehrere Fehlstellen von zumindest einer Art aus einem Stängelkristall, einem Kornkristall, einer Stängeldomäne und einer Korndomäne enthält, und die eine Oberfläche dreidimensionaler Unebenheit aufweist.
  • Gemäß einem vierzehnten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird bei dem Verfahren zur Herstellung des Epitaxiesubstrats des dreizehnten Aspekts in dem ersten Bildungsschritt die erste Gruppe-III-Nitridschicht mit einer Abscheiderate von 20 nm/min oder mehr gebildet, so dass sie eine Durchschnittsfilmdicke von 200 nm oder weniger aufweist.
  • Gemäß einem fünfzehnten Aspekt der vorliegenden Erfindung umfasst das Verfahren zur Herstellung des Epitaxiesubstrats des vierzehnten Aspekts ferner einen Schnittstellenschicht-Bildungsschritt des Bildens einer amorphen Schnittstellenschicht zwischen dem Basissubstrat und der ersten Gruppe-III-Nitridschicht.
  • Gemäß einem sechzehnten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird bei dem Verfahren zur Herstellung des Epitaxiesubstrats des fünfzehnten Aspekts die Schnittstellenschicht aus SiAlxOyNz gebildet.
  • Gemäß einem siebzehnten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird bei dem Verfahren zur Herstellung des Epitaxiesubstrats eines der dreizehnten bis sechzehnten Aspekte in dem zweiten Bildungsschritt die zweite Gruppe-III-Nitridschicht mit einer Oberflächenrauhigkeit von 4 nm oder mehr und 12 nm oder weniger gebildet.
  • Gemäß einem achtzehnten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird bei dem Verfahren zur Herstellung des Epitaxiesubstrats eines der dreizehnten bis siebzehnten Aspekte in dem zweiten Bildungsschritt die Gruppe-III-Nitridschicht aus AlyyGazzN (yy + zz = 1, 0 ≤ yy < 1, and 0 < zz ≤ 1) gebildet.
  • Gemäß einem neunzehnten Aspekt der vorliegenden Erfindung umfasst bei dem Verfahren zur Herstellung des Epitaxiesubstrats eines der dreizehnten bis achtzehnten Aspekte der dritte Bildungsschritt den Schritt des Bildens einer Funktionsschicht einer Halbleitervorrichtung.
  • Gemäß einem zwanzigsten Aspekt der vorliegenden Erfindung umfasst bei dem Verfahren zur Herstellung des Epitaxiesubstrats eines der dreizehnten bis neunzehnten Aspekte der dritte Bildungsschritt den Schritt des periodischen Schichtens von zwei oder mehr Arten von Gruppe-III-Nitridschichten mit unterschiedlichen Zusammensetzungen direkt auf der zweiten Gruppe-III-Nitridschicht.
  • Gemäß einem einundzwanzigsten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Epitaxiesubstrat für eine Halbleitervorrichtung durch das Verfahren zur Herstellung eines Epitaxiesubstrats gemäß einem der dreizehnten bis zwanzigsten Aspekte hergestellt.
  • Gemäß einem zweiundzwanzigsten Aspekt der vorliegenden Erfindung umfasst eine Halbleitervorrichtung das Epitaxiesubstrat für eine Halbleitervorrichtung, das durch das Verfahren zur Herstellung eines Epitaxiesubstrats gemäß einem der dreizehnten bis zwanzigsten Aspekte hergestellt wird.
  • Gemäß den ersten bis zweiundzwanzigsten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird eine Gitterfehlanpassung zwischen einem Basissubstrat und einer zweiten Gruppe-III-Nitridschicht durch Bereitstellen einer ersten Gruppe-III-Nitridschicht als eine Schicht, die mehrere Fehlstellen mit schlechter Kristallinität hat, gemildert. Ferner wird eine Schnittstelle zwischen der ersten Gruppe-III-Nitridschicht und der zweiten Gruppe-III-Nitridschicht gebildet, um eine Oberfläche dreidimensionaler Unebenheit zu haben, wodurch die Versetzungen, die in der ersten Gruppe-III-Nitridschicht aufgetreten sind, an der Schnittstelle gekrümmt werden, um vereint zu werden und in der zweiten Gruppe-III-Nitridschicht zu verschwinden. Als Ergebnis ist es sogar in dem Fall, dass ein einkristallines Siliziumsubstrat als Basissubstrat verwendet wird, möglich, ein Epitaxiesubstrat zu erlangen, das eine Gruppe-III-Nitrid-Funktionsschicht mit annähernd gleicher Qualität und Eigenschaften wie die in dem Fall des Verwendens eines Saphirsubstrats oder eines SiC-Substrats umfasst. Die Verwendung solch eines Epitaxiesubstrats ermöglicht es, eine Halbleitervorrichtung wie einen HEMT mit niedrigeren Kosten verglichen mit dem Fall des Verwendens eines Saphirsubstrats oder SiC-Substrats bereitzustellen.
  • Kurze Beschreibung der Zeichnung
  • 1 ist eine Figur, die einen schematischen Schnitt zeigt, der schematisch einen Aufbau eines Epitaxiesubstrats 10 gemäß einem Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung und ein TEM-Bild des Epitaxiesubstrats 10 zum Vergleich zeigt.
  • 2 ist eine Figur, die ein Weitwinkel-Dunkelfeld (HAADF)-Bild des Epitaxiesubstrats 10 zeigt.
  • 3 ist eine Ansicht, die schematisch einen Zustand zeigt, bei dem Versetzungen in dem Epitaxiesubstrat 10 verschwinden.
  • 4 ist eine Figur, die Bildungsvoraussetzungen für eine AlN-Schicht sowie unterschiedliche Auswertungsergebnisse für Epitaxiesubstrate gemäß Beispiel 1, Beispiel 2 und Vergleichsbeispiel 1 zeigt.
  • 5 ist eine Figur, die eine gebildete Filmdicke einer Zwischenschicht und Auswertungsergebnisse für eine Funktionsschicht von Epitaxiesubstraten gemäß Beispiel 3, Beispiel 4 und Vergleichsbeispiel 2 zeigt.
  • 6 ist eine Figur, die eine Zusammensetzung einer Zwischenschicht und Auswertungsergebnisse für eine Funktionsschicht von Epitaxiesubstraten gemäß Beispiel 5 und Beispiel 6 zeigt.
  • 7 ist eine Figur, die einen Schichtaufbau und unterschiedliche Auswertungsergebnisse für Epitaxiesubstrate gemäß Beispiel 7 bis Beispiel 10 und Vergleichsbeispiel 4 zeigt.
  • 8 ist eine Figur, die einen Schichtaufbau und unterschiedliche Auswertungsergebnisse für Epitaxiesubstrate gemäß Beispiel 11 bis Beispiel 14 und Vergleichsbeispiel 5 zeigt.
  • Beste Ausführungsart der Erfindung
  • <Schematischer Aufbau des Epitaxiesubstrats>
  • 1 ist eine Figur, die einen schematischen Schnitt zeigt, der schematisch einen Aufbau eines Epitaxiesubstrats 10 gemäß einem Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung und ein mit einem Transmissionselektronenmikroskop (TEM) aufgenommenes Bild des Epitaxiesubstrats 10 zum Vergleich zeigt.
  • Das Epitaxiesubstrat 10 enthält hauptsächlich ein Basissubstrat 1, eine Anfangsschicht 3, eine Zwischenschicht 4 und eine Funktionsschicht 5. Ferner kann das Epitaxiesubstrat 10, wie in 1 gezeigt, eine Schnittstellenschicht 2 zwischen dem Basissubstrat 1 und der Anfangsschicht 3 oder eine Übergitter-Strukturschicht 6 zwischen der Zwischenschicht 4 und der Funktionsschicht 5 enthalten. Die Schnittstellenschicht 2 und die Übergitter-Strukturschicht 6 sind nachfolgend beschrieben.
  • Das Basissubstrat 1 ist ein einkristalliner (111)-Ebenen Siliziumwafer. Die Dicke dies Basissubstrats 1 ist nicht im Besonderen beschränkt, aber aus Gründen der Handhabung wird das Basissubstrat 1 mit einer Dicke von mehreren hundert μm bis zu einigen mm bevorzugt verwendet.
  • Die Anfangsschicht 3, die Zwischenschicht 4, die Funktionsschicht 5 und die Übergitter-Strukturschicht 6 sind Schichten, die jeweils durch Bilden eines Wurtzit-Gruppe-III-Nitrids durch ein epitaktisches Wachstumsverfahren erhalten werden, so dass dessen (0001)-Kristallebene annähernd parallel zu der Substratoberfläche des Basissubstrats 1 ist. Das Verfahren der metallorganischen Gasphasenabscheidung (MOCVD) ist ein bevorzugtes Beispiel für das Bilden dieser Schichten.
  • Die Anfangsschicht 3 ist eine aus AlN zusammengesetzte Schicht (erste Gruppe-III-Nitridschicht). Wie aus dem TEM-Bild in 1 ersichtlich ist, ist die Anfangsschicht 3 eine Schicht, die aus einer Anzahl an winzigen Stängelkristallen oder Ähnlichem (zumindest einer Art von Stängelkristallen, Kornkristallen, Stängeldomänen und Korndomänen) zusammengesetzt ist, die in der Richtung annähernd senkrecht zu der Substratoberfläche des Basissubstrats 1 abgeschieden sind (Abscheiderichtung). In anderen Worten ist die Anfangsschicht 3 eine Schicht, die mehrere Fehlstellen enthält, die eine große Anzahl an Korngrenzen oder Versetzungen entlang einer geschichteten Richtung aufweist und die schlechte Kristallinität aufweist, obwohl sie in der geschichteten Richtung des Epitaxiesubstrats 10 nicht axial orientiert ist. Zu beachten ist, dass in dem vorliegenden Ausführungsbeispiel aus Gründen der Vereinfachung manchmal eine Domänengrenze und eine Versetzung auch als Korngrenze bezeichnet werden. Der Abstand zwischen Korngrenzen der Anfangsschicht 3 ist annähernd maximal einige zehn nm.
  • Die Anfangsschicht 3 mit dem oben erwähnten Aufbau ist so gebildet, dass eine Röntgen-Rockingkurven-Halbwertsbreite einer (0002)-Ebene, die als ein Indikator der Größe der Mosaizität in einer c-Achsen-Neigungskomponente oder eine Höhe an Querversetzungsdichten dient, 0,5 Grad oder mehr und 1,1 Grad oder weniger ist, und dass eine Röntgen-Rockingkurven-Halbwertsbreite einer (10-10)-Ebene, die als ein Indikator der Größe der Mosaizität in einer Drehkomponente eines Kristalls dient, bei dem die c-Achse oder eine Anzahl an Kantenversetzungen eine Drehachse ist, 0,8 Grad oder mehr und 1,1 Grad oder weniger ist.
  • Ferner ist die Zwischenschicht 4 eine Schicht, die aus einem Gruppe-III-Nitrid mit der Zusammensetzung InxxAlyyGazzN (xx + yy + zz = 1, 0 ≤ xx < 1, 0 ≤ yy < 1, and 0 < zz ≤ 1) zusammengesetzt ist und die auf der Basisschicht 1 gebildet ist (zweites Gruppe-III-Nitrid). Vorzugsweise ist die Zwischenschicht 4 aus einem Gruppe-III-Nitrid mit der Zusammensetzung AlyyGazzN (yy + zz = 1, 0 ≤ yy < 1 < zz ≤ 1) zusammengesetzt.
  • Die Funktionsschicht 5 ist zumindest eine aus einem Gruppe-III-Nitrid zusammengesetzte Schicht, die eine Schicht ist, die eine vorbestimmte Funktion in dem Fall zeigt, dass eine Halbleitervorrichtung durch weiteres Bilden einer vorbestimmten Halbleiterschicht, Elektrode und Ähnlichem auf dem Epitaxiesubstrat 10 aufgebaut ist. Folglich ist die Funktionsschicht 5 aus einer oder einer Vielzahl von Schichten gebildet, die eine Zusammensetzung und Dicke entsprechend ihrer Funktion aufweisen.
  • <Detaillierter Aufbau und Wirkung der Anfangsschicht und der Zwischenschicht>
  • Eine Schnittstelle I1 zwischen der Anfangsschicht 3 und der Zwischenschicht 4 (Oberfläche der Anfangsschicht 3) ist eine Oberfläche dreidimensionaler Unebenheit, die die äußere Form von die Anfangsschicht 3 bildenden Stängelkristallen oder Ähnlichem widerspiegelt. Die Form der Schnittstelle I1 wie oben beschrieben ist deutlich durch ein Weitwinkel-Dunkelfeld (HAADF)-Bild des in 2 gezeigten Epitaxiesubstrats 10 zu beobachten. Zu beachten ist, dass das HAADF-Bild ein Mappingbild integrierter Intensität von Elektronen ist, die bei einem weiten Winkel unelastisch gestreut sind, und das mit einem Abtasttransmissionselektronenmikroskop (STEM) erhalten ist. In dem HAADF-Bild ist die Bildintensität proportional zu dem Quadrat der Atomzahl und ein Ort, an dem ein Atom eine höhere Atomzahl hat, ist heller (weißer) aufgenommen.
  • In dem Epitaxiesubstrat 10 ist die Anfangsschicht 3 aus AlN zusammengesetzt, während die Zwischenschicht 4 eine Schicht ist, die zumindest Ga enthält und eine Zusammensetzung aufweist, die sich von der von AlN unterscheidet, und ferner In enthalten kann, wie in der Strukturformel oben ausgedrückt ist. Ga und In haben größere Atomzahlen als Al und so ist gemäß 2 zu beobachten, dass die Zwischenschicht 4 relativ hell und die Anfangsschicht 3 relativ dunkel ist. Folglich ist aus 2 leicht erkennbar, dass die Schnittstelle I1 dazwischen zu einer Oberfläche dreidimensionaler Unebenheit wurde.
  • In dem schematischen Schnitt von 1 ist mehr aus Gründen der Vereinfachung zu sehen, dass Ausbuchtungen 3a der Anfangsschicht 3 in annährend gleichen Abständen angeordnet sind, wobei in der Realität die Ausbuchtungen 3a nicht notwendigerweise in gleichen Abständen angeordnet sind. Vorzugsweise ist die Anfangsschicht 3 so gebildet, dass die Ausbuchtungsdichte 3a 5 × 109/cm2 oder mehr und 5 × 1010/cm2 oder weniger und der Durchschnittsabstand der Ausbuchtungen 3a 45 nm oder mehr und 140 nm oder weniger beträgt. In dem Fall, dass diese Bereiche erfüllt sind, ist es möglich, die Funktionsschicht 5 zu bilden, die besonders exzellente Kristalldualität aufweist. In dem vorliegenden Ausführungsbeispiel bezeichnet die Ausbuchtung 3a der Anfangsschicht 3 die Position eines annähernden Scheitels an dem Ausbuchtungsort auf der Oberfläche (Schnittstelle I1). Als ein Ergebnis der Versuche und als eine Beobachtung der Erfinder der vorliegenden Erfindung wurde bestätigt, dass die Seitenwand der Ausbuchtung 3a eine (10-11)-Ebene oder eine (10-12)-Ebene von AlN ist.
  • Es ist bevorzugt, die Anfangsschicht 3 so zu bilden, dass eine Durchschnittsfilmdicke 40 nm oder mehr und 200 nm oder weniger für die Bildung der Ausbuchtungen 3a beträgt, welche die oben erwähnte Dichte und Durchschnittsabstände auf der Oberfläche der Anfangsschicht 3 erfüllen. Im Fall der Durchschnittsfilmdicke von weniger als 40 nm ist es schwierig, während des Bildens der oben erwähnten Ausbuchtungen 3a den Zustand zu erreichen, in dem die Substratoberfläche vollständig mit AlN bedeckt ist. Andererseits ist es in dem Fall, dass die Durchschnittsfilmdicke größer als 200 nm ist, schwierig, die oben erwähnten Ausbuchtungen 3a zu bilden, da die AlN Oberfläche beginnt, flach zu werden.
  • Die Anfangsschicht 3 ist unter vorbestimmten Bedingungen für epitaktisches Wachstum gebildet, und die Bildung der Anfangsschicht 3 aus AlN ist insofern bevorzugt, dass Ga, das eine flüssige Verbindung mit Silizium bildet, nicht enthalten ist und dass die Schnittstelle I1 wahrscheinlich als Oberfläche dreidimensionaler Unebenheit aufgrund des relativ geringen lateralen Wachstums gebildet wird.
  • In dem Epitaxiesubstrat 10 ist die Anfangsschicht 3, die eine mehrere Fehlstellen enthaltende Schicht ist, die innere Korngrenzen in der oben beschriebenen Art aufweist, zwischen dem Basissubstrat 1 und der Zwischenschicht 4 angeordnet, wodurch eine Gitterfehlanpassung zwischen dem Basissubstrat 1 und der Zwischenschicht 4 oder der ferner darauf bereitgestellten Funktionsschicht 5 gemildert ist, was die Anhäufung der Verformungsenergie aufgrund der Gitterfehlanpassung unterdrückt. Die Bereiche der Röntgen-Rockingkurven-Halbwertsbreite der (0002)-Ebene und der (10-10)-Ebene der oben beschriebenen Anfangsschicht 3 werden als die Bereiche bestimmt, in denen die Anhäufung der Verformungsenergie aufgrund der Korngrenzen möglichst unterdrückt ist.
  • Dadurch, dass die Anfangsschicht 3 eingeschoben ist, propagiert allerdings eine große Anzahl an Versetzungen der Anfangsschicht 3, beginnend an den Korngrenzen der Stängelkristalle oder Ähnlichem, durch die Zwischenschicht 4. In dem vorliegenden Ausführungsbeispiel werden solche Versetzungen effektiv durch Bilden der Schnittstelle I1 zwischen der Anfangsschicht 3 und der Zwischenschicht 4 als die Oberfläche dreidimensionaler Unebenheit wie oben beschrieben vermindert. 3 ist eine Figur, die schematisch den Zustand zeigt, bei dem Versetzungen in dem Epitaxiesubstrat 10 verschwinden. Es ist zu beachten, dass die unten beschriebene Schnittstellenschicht 2 in 3 nicht gezeigt ist.
  • Die Bildung der Schnittstelle I1 zwischen der Anfangsschicht 3 und der Zwischenschicht 4 als eine Oberfläche dreidimensionaler Unebenheit verursacht, dass die meisten der in der Anfangsschicht 3 erzeugten Versetzungen d an der Schnittstelle I1 gekrümmt werden, wenn sie von der Anfangsschicht 3 zu der Zwischenschicht 4 propagieren (wandern), wie in 3 gezeigt. Genauer können die durch die Teile der Schnittstelle I1, die annähernd parallel zu dem Basissubstrat 1 sind, propagierenden Versetzungen d (d0) den oberen Abschnitt der Zwischenschicht 4 erreichen, wohingegen die durch die Teile der Schnittstelle I1, die bezüglich dem Basissubstrat 1 geneigt sind, propagierenden Versetzungen d (d1) vereint sind und innerhalb der Zwischenschicht 4 verschwinden. Als ein Ergebnis sind die Versetzungen, die durch die Zwischenschicht 4 wandern nur ein Teil der an der Anfangsschicht 3 beginnenden Versetzungen.
  • Ferner, wie in dem schematisch in 4 gezeigten Zustand, ist die Zwischenschicht vorzugsweise entlang der Oberflächenform der Anfangsschicht 3 bei dem aller ersten Wachstum gebildet, und ihre Oberfläche ist allmählich abgeflacht, je mehr das Wachstum steigt, und wobei sie so gebildet ist, dass sie letztendlich eine Oberflächenrauhheit von 10 nm oder weniger aufweist. In dem vorliegenden Ausführungsbeispiel wird die Oberflächenrauhheit, durch eine Durchschnittsrauhheit ra einer 5 μm × 5 μm Fläche dargestellt, was mittels eine Rasterkraftmikroskop (AFM) gemessen wird. Im Übrigen ist es bevorzugt, dass die Zwischenschicht 4 aus einem Gruppe-III-Nitrid gebildet ist, das zumindest Ga enthält, das sehr wahrscheinlich dadurch, dass die Zwischenschicht 4 eine gute Oberflächenflachheit hat, in eine laterale Richtung wächst.
  • Ferner ist es bevorzugt, dass die Zwischenschicht 4 eine Durchschnittsdicke von 40 nm oder mehr aufweist. Das ist dadurch begründet, dass in dem Fall, dass eine Bildung von weniger als 40 nm erfolgt, ein Problem auftritt, dass sich aus der Anfangsschicht 3 ergebende Unebenheiten nicht genügend abgeflacht werden und dass die durch die Zwischenschicht 4 propagierten Versetzungen nicht genügend durch das sich miteinander Vereinen verschwinden. Es ist zu beachten, dass in dem Fall, dass eine Durchschnittsdicke von 40 nm oder mehr erzielt wird, die Versetzung effektiv vermindert wird und die Oberfläche effektiv abgeflacht wird. Deshalb ist technisch gesehen eine obere Grenze für die Dicke der Zwischenschicht 4 nicht speziell eingeführt, aber die Zwischenschicht 4 ist bevorzugt so gebildet, dass sie eine Dicke von annähernd mehreren μm oder weniger vom Gesichtspunkt der Produktivität aufweist.
  • Die Bildung in der oben beschriebenen Art erlaubt es der Zwischenschicht 4, vorzugsweise die Versetzungsdichte zu vermindern und eine exzellente Kristallqualität zumindest in der Nähe der Oberfläche aufzuweisen (d. h. in der Nähe der Schnittstelle mit der Funktionsschicht 5 oder der Übergitter-Strukturschicht 6). Dies ermöglicht es, auch in der Funktionsschicht 5 exzellente Kristallqualität zu erzielen. Alternativ ist es möglich, die Funktionsschicht 5 so zu bilden, dass sie eine kleinere Anzahl an Versetzungen verglichen mit der Zwischenschicht 4 aufweist, abhängig von den Zusammensetzungs- und Bildungsbedingungen für die Zwischenschicht 4 und die Funktionsschicht 5. Beispielsweise ist es möglich, die Funktionsschicht 5 mit exzellenter Kristallqualität zu bilden, die eine Versetzungsdichte von 6 × 109/cm2 oder weniger aufweist (in der die Querversetzungsdichte 2 × 109/cm2 oder weniger ist) und die Röntgen-Rockingkurven-Halbwertsbreiten von (0002)-Ebenen und (10-10)-Ebenen von 1000 Sekunden oder weniger aufweist. Das heißt, dass die Funktionsschicht 5 als die Schicht mit einer kleinen Anzahl an Versetzungen und exzellenter Kristallinität und mit einem sehr viel kleineren Grad an Mosaizität verglichen mit der Anfangsschicht 3 gebildet ist.
  • Der Wert der Versetzungsdichte in dem Fall, dass eine Gruppe an Gruppe-III-Nitridschichten mit derselben Gesamtfilmdicke auf einem Saphirsubstrat oder einem SiC-Substrat mittels einer Niedertemperatur-GaN-Pufferschicht oder Ähnlichem mittels dem MOCVD-Verfahren gebildet ist, ist innerhalb des Bereichs von 5 × 108/cm2 bis 1 × 1010/cm2. Folglich zeigen die oben erwähnten Ergebnisse, dass ein Epitaxiesubstrat mit derselben Qualität wie der in dem Fall, dass ein Saphirsubstrat verwendet wird, erreicht wird indem ein einkristalliner Siliziumwafer, der billiger ist als ein Saphirsubstrat, als das Basissubstrat 1 verwendet wird.
  • <Schnittstellenschicht>
  • Wie oben beschrieben kann das Epitaxiesubstrat 10 die Schnittstellenschicht 2 zwischen dem Basissubstrat 1 und der Anfangsschicht 3 enthalten. Als ein bevorzugtes Beispiel weist die Schnittstellenschicht 2 eine Dicke von annähernd mehreren nm auf und ist aus amorphem SiAlxOyNz zusammengesetzt.
  • In dem Fall, dass eine Schnittstellenschicht 2 zwischen dem Basissubstrat 1 und der Anfangsschicht 3 bereitgestellt ist, wird eine Gitterfehlanpassung zwischen dem Basissubstrat 1 und der Zwischenschicht 4 oder Ähnlichem effektiver abgemildert, was die Kristallqualität der Zwischenschicht 4 und der Funktionsschicht 5 weiter verbessert. Das heißt, dass in dem Fall, dass die Schnittstellenschicht 2 enthalten ist, die AlN-Schicht, welche die Anfangsschicht 3 ist, so gebildet ist, dass sie eine ähnliche Unebenheitsform aufweist wie im Fall, dass die Schnittstellenschicht 2 nicht enthalten ist, und kleinere Korngrenzen enthält verglichen mit dem Fall, dass die Schnittstellenschicht 2 nicht enthalten ist. Die Anfangsschicht 3 mit einem verbesserten Wert der Röntgen-Rockingkurven-Halbwertsbreite speziell der (0002)-Ebene wird erhalten. Das passiert, da die Keimbildung von AlN, das sich in die Anfangsschicht 3 wandelt, eher unwahrscheinlich in dem Fall weitergeht, dass die Anfangsschicht 3 auf der Schnittstellenschicht 2 gebildet wird, verglichen mit dem Fall, dass die Anfangsschicht 3 direkt auf dem Basissubstrat 1 gebildet wird, und folglich ein laterales Wachstum stärker weitergeht verglichen mit dem Fall, dass die Schnittstellenschicht 2 nicht bereitgestellt ist. Es ist zu beachten, dass die Schnittstellenschicht 2 in solchem Ausmaß gebildet ist, dass ihre Filmdicke 5 nm nicht übersteigt. In dem Fall, dass die oben beschriebene Schnittstellenschicht 2 bereitgestellt ist, kann die Anfangsschicht 3 so gebildet werden, dass eine Röntgen-Rockingkurven-Halbwertsbreite der (0002)-Ebene innerhalb des Bereichs von 0,5 Grad oder mehr und 0,8 Grad oder weniger fällt. In diesem Fall ist es möglich, die Funktionsschicht 5 mit noch besserer Kristallqualität zu bilden, bei der die Röntgen-Rockingkurven-Halbwertsbreite der (0002)-Ebene 800 Sekunden oder weniger und die Versetzungsdichte 1 × 109/cm2 oder weniger beträgt.
  • Es ist zu beachten, dass bei der Bildung der Anfangsschicht 3 zumindest eines aus einem Si-Atom und einem O-Atom in der Anfangsschicht 3 verteilt sein kann, um eine Festlösung zu erzeugen oder zumindest eines aus einem N-Atom und eine O-Atom in der Basisschicht 1 verteilt sein kann, um eine Festlösung zu erzeugen.
  • <Übergitter-Strukturschicht>
  • Wie oben beschrieben kann das Epitaxiesubstrat 10 die Übergitter-Strukturschicht 6 zwischen der Zwischenschicht 4 und der Funktionsschicht 5 enthalten. In dem in 1 gezeigten Beispiel ist die Übergitter-Strukturschicht 6 durch wiederholtes Schichten einer ersten Einheitsschicht 6a und einer zweiten Einheitsschicht 6b, die zwei Arten von Gruppe-III-Nitridschichten mit unterschiedlichen Zusammensetzungen sind, auf der Zwischenschicht 4 in alternierenden Weise gebildet. Hier wird ein Paar aus einer ersten Einheitsschicht 6a und einer zweiten Einheitsschicht 6b auch als eine Paarschicht bezeichnet.
  • In dem Epitaxiesubstrat 10 werden Verformungen der Zwischenschicht 4 in einer Richtung auf gleicher Ebene aufgrund eines großen Unterschieds in dem Wert des thermischen Expansionskoeffizienten zwischen einem einkristallinen Siliziumwafer, der das Basissubstrat 1 ist, und dem Gruppe-III-Nitrid erzeugt, und die Übergitter-Strukturschicht 6 bewirkt, dass diese Verformungen abgemildert werden, um die Ausbreitung der Verformungen zu der Funktionsschicht 5 hin zu unterbinden.
  • Die Übergitter-Strukturschicht 6 ist keine essentielle Komponente für das Epitaxiesubstrat 10, aber die Bereitstellung der Übergitter-Strukturschicht 6 erhöht die Gesamtfilmdicke der Gruppe an Gruppe-III-Nitridschichten in dem Epitaxiesubstrat 10, was zu dem Effekt führt, dass die Durchschlagspannung in der Halbleitervorrichtung verbessert wird. Selbst wenn die Übergitter-Strukturschicht 6 zwischen der Zwischenschicht 4 und der Funktionsschicht 5 angeordnet ist, bleibt die Kristallqualität der Funktionsschicht 5 bis zu einem ausreichenden Grad erhalten (so ausreichend wie in dem Fall, dass die Übergitter-Strukturschicht 6 nicht bereitgestellt ist), solange die Bildungsbedingungen vorteilhaft festgelegt sind.
  • In dem Fall des Epitaxiesubstrats 10 für eine in 1 gezeigte HEMT-Vorrichtung, ist die Übergitter-Strukturschicht 6 als ein bevorzugtes Beispiel so gebildet, dass die erste Einheitsschicht 6a aus GaN gebildet ist, um eine Dicke von annähernd mehreren zehn nm aufzuweisen, und die zweite Einheitsschicht 6b aus AlN gebildet ist, um eine Dicke von annähernd mehreren nm aufzuweisen. 1 zeigt den Fall, in dem die Paarschicht 15-mal wiederholt gebildet ist.
  • Die Funktionsschicht 5 ist in dem Ausmaß nachdem die Paarschicht gebildet ist gebildet, dass in der Zwischenschicht 4 innewohnende Belastungen ausreichend abgemildert werden, um dabei das Epitaxiesubstrat 10 zu erzielen, in dem Einrisse oder Verkrümmungen aufgrund eines Unterschieds im thermischen Expansionskoeffizienten zwischen dem Basissubstrat 1 und den Gruppe an Gruppe-III-Nitridschichten vorzugsweise unterdrückt sind. In anderen Worten hat die Übergitter-Strukturschicht 6 die Funktion, die Ausbreitung von Verformungen in Richtung der Funktionsschicht 5 in dem Epitaxiesubstrat 10 abzumildern.
  • <Spezifische Art der Funktionsschicht>
  • 1 zeigt den Fall, in dem eine aus GaN mit hohem Widerstand bestehende Kanalschicht 5a, eine aus AlN bestehende Abstandsschicht 5b und eine aus AlGaN, InAlN oder Ähnlichem bestehende Barriereschicht 5c als die Funktionsschicht 5 gebildet sind, angenommen dass das Epitaxiesubstrat 10 als ein Substrat für eine HEMT-Vorrichtung verwendet wird. Die Kanalschicht 5a wird bevorzugt in einer Dicke von mehreren μm gebildet. Die Abstandsschicht 5b wird bevorzugt mit einer Dicke von annähernd 1 nm gebildet. Es ist zu beachten, dass die Abstandsschicht 5b keine wesentliche Komponente für das Bilden einer HEMT-Vorrichtung ist. Die Barriereschicht 5c wird bevorzugt mit einer Dicke von annähernd mehreren zehn nm gebildet. Mit der oben erwähnten Zusammensetzung wird ein zweidimensionales Elektronengasgebiet infolge eines spontanen Polarisierungseffekts oder eines piezoelektrischen Polarisierungseffekts in der Nähe der Heteroübergangsschnittstelle zwischen der Kanalschicht 5a und der Barriereschicht 5c (oder der Abstandsschicht 5b) gebildet.
  • Alternativ ist in dem Fall, dass das Epitaxiesubstrat 10 als ein Substrat für eine Schottky-Diode verwendet wird, eine Gruppe-III-Nitridschicht (z. B. eine GaN-Schicht) als die Funktionsschicht 5 gebildet.
  • Ferner sind in dem Fall, dass das Epitaxiesubstrat 10 als ein Substrat für eine Licht emittierende Diode verwendet wird, eine Nitridschicht des n-Typs (z. B. eine GaN-Schicht), eine Licht emittierende Schicht, die aus InAlGaN-Mischkristallen, die gebildet sind, um ein Zusammensetzungsverhältnis in Übereinstimmung mit einer Zielemissionswellenlänge zu haben, gebildet ist, und eine Nitridschicht des p-Typs (z. B. eine GaN-Schicht) oder Ähnliches als die Funktionsschicht 5 gebildet.
  • Durch die Verwendung des Epitaxiesubstrats 10 mit der oben erwähnten Zusammensetzung wird eine Halbleitervorrichtung, die gleiche Eigenschaften wie die Halbleitervorrichtung (wie eine Schottky-Diode oder eine HEMT-Vorrichtung) aufweist, in der eine Gruppe an Gruppe-III-Nitridschichten auf einem Saphirsubstrat oder einem SiC-Substrat gebildet wird, mit geringeren Kosten erzielt.
  • Beispielsweise werden in einer konzentrischen Schottky-Diode, in der eine Anode und eine Kathode auf dem Epitaxiesubstrat 10 mit der aus GaN gebildeten Funktionsschicht 5 angeordnet sind, kleine Leckströme und eine hohe Durchschlagspannung erzielt.
  • Alternativ wird in dem Fall, dass die Funktionsschicht 5 als eine AlGaN/GaN-Schichtstruktur zusammengesetzt ist, um für eine HEMT-Vorrichtung bereitgestellt zu werden, die Funktionsschicht 5 mit exzellenter Kristallqualität und hoher Elektronenmobilität erzielt.
  • <Verfahren zur Herstellung des Epitaxiesubstrats>
  • Als nächstes wird eine Kurzdarstellung des Herstellungsverfahrens für das Epitaxiesubstrat 10 beschrieben indem ein Fall der Verwendung eines MOCVD-Verfahrens als ein Beispiel herangezogen wird.
  • Zuerst wird ein einkristalliner (111)-Ebenen-Siliziumwafer als das Basissubstrat 1 vorbereitet, ein natürlicher Oxidfilm wird durch Reinigen mit verdünnter Flußsäure entfernt und dann wird SPM-Reinigen durchgeführt, um dadurch den Zustand zu erreichen, in dem ein Oxidfilm mit einer Dicke von annähernd einigen Å auf der Waferoberfläche gebildet wird. Das Ganze wird in den Reaktor eines MOCVD-Geräts eingebracht.
  • Dann werden entsprechende Schichten unter vorbestimmten Heizbedingungen und vorbestimmter Gasatmosphäre gebildet. Als erstes kann die aus AlN bestehende Anfangsschicht 3 durch Einleiten eines Blasen bildenden Trimethyl-Aluminium (TMA)-Gases, das eine Aluminiumquelle ist, und eines NH3-Gases in einen Reaktor mit einer passenden molaren Flussrate und durch Setzen der Abscheiderate auf 20 nm/min oder mehr und einer Filmdicke auf 200 nm oder weniger in dem Zustand gebildet werden, dass die Substrattemperatur bei der vorbestimmten Anfangsschicht-Bildungstemperatur gleich 800°C oder höher und 1200°C oder weniger gehalten wird und der Druck innerhalb des Reaktors auf annähernd 0,1 kPa bis 30 kPa gesetzt wird.
  • Es ist zu beachten, dass in dem Fall, dass der Siliziumwafer eine Anfangsschicht-Bildungstemperatur erreicht und dann nur ein Blasen bildendes TMA-Gas in einen Reaktor eingeleitet wird, um den Wafer der Blasen bildenden TMA-Gasatmosphäre vor der Bildung der Anfangsschicht 3 auszusetzen, die aus SiAlxOyNz bestehende Schnittstellenschicht 2 gebildet wird.
  • Die Zwischenschicht 4 wird nach der Bildung der Anfangsschicht 3 durch Einleiten von Blasen bildendem Trimethylgallium (TMG), das eine Galliumquelle ist, und einem NH3-Gas, oder ferner einem Blasen bildenden Trimethylindium (TMI), das eine Indiumquelle ist, oder einem Blasen bildenden TMA-Gas in den Reaktor mit vorbestimmter Flussrate in Übereinstimmung mit der Zusammensetzung der herzustellenden Zwischenschicht 4 und Bewirken, dass NH3 mit zumindest einem aus TMI, TMA und TMG in dem Zustand reagiert, dass die Substrattemperatur bei einer vorbestimmten Zwischenschicht-Bildungstemperatur von 800°C oder mehr und 1200°C oder weniger gehalten wird und der Druck innerhalb des Reaktors auf 0,1 kPa bis 100 kPa gesetzt wird, gebildet.
  • In dem Fall, dass die Übergitter-Strukturschicht 6 nach dem Bilden der Zwischenschicht gebildet wird, können eine Flussrate eines NH3-Gases und eines Gruppe-III-Nitrid-Quellengases (Blasen bildendes Gas von TMI, TMA oder TMG), die in den Reaktor eingeleitet werden, in alternierender Weise in Übereinstimmung mit den Zusammensetzungen und Filmdicken der ersten Einheitsschicht 6a und der zweiten Einheitsschicht 6b in dem Zustand abgeändert werden, dass die Substrattemperatur bei einer vorbestimmten Übergitter-Strukturschicht-Bildungstemperatur von 800°C oder höher und 1200°C oder weniger gehalten wird und der Druck innerhalb des Reaktors auf 0,1 kPa bis 100 kPa festgesetzt wird.
  • Die Funktionsschicht 5 wird nach dem Bilden der Zwischenschicht 4 oder der Übergitter-Strukturschicht 6 gebildet indem zumindest eines aus einem Blasen bildenden TMI-Gas, einem Blasen bildenden TMA-Gas und einem Blasen bildenden TMG-Gas sowie einem NH3-Gas in den Reaktor mit einer Flussrate in Übereinstimmung mit der Zusammensetzung der herzustellenden Funktionsschicht 5 eingeleitet wird, und Bewirken, dass NH3 zumindest mit einem aus TMI, TMA und TMG in dem Zustand reagiert, dass die Substrattemperatur bei einer vorbestimmten Funktionsschicht-Bildungstemperatur von 800°C oder höher und 1200°C oder weniger gehalten wird und der Druck im Inneren des Reaktors auf 0,1 kPa bis 100 kPa festgesetzt wird. In dem Fall, dass die Funktionsschicht 5, wie in 1 gezeigt, aus einer Vielzahl von Schichten mit unterschiedlichen Zusammensetzungen besteht, werden Herstellungsbedingungen entsprechend den Zusammensetzungen der jeweiligen Schichten verwendet.
  • Beispiele
  • (Beispiel 1)
  • In dem vorliegenden Beispiel wurden vier Arten von Epitaxiesubstraten 10 (Probennamen a-1 bis a-4) unter unterschiedlichen Bedingungen zur Bildung der Anfangsschicht 3 hergestellt. Allerdings wurde ein Bilden der Schnittstellenschicht 2 und der Übergitter-Strukturschicht 6 weggelassen. 4 zeigt die Bedingungen zur Bildung einer AlN-Schicht (Anfangsschicht) und unterschiedliche Auswertungsergebnisse der Epitaxiesubstrate 10 gemäß Beispiel 1.
  • Zuerst wurde ein einkristalliner (111)-Ebenen-Siliziumwafer (nachfolgend als Siliziumwafer bezeichnet) als das Basissubstrat 1 vorbereitet. Der vorbereitete Siliziumwafer wurde mit verdünnter Flußsäure mit der Zusammensetzung Flußsäure/Reinstwasser = 1/10 (Volumenverhältnis) gereinigt und mittels SPM-Reinigen mit einer Reinigungsflüssigkeit mit der Zusammensetzung Schwefelsäure/wässriges Wasserstoffperoxid = 1/1 (Volumenverhältnis) gereinigt, um den Zustand zu erhalten, dass ein Oxidfilm mit einer Dicke von mehreren Å auf der Waferoberfläche gebildet wird und danach wurde alles in den Reaktor des MOCVD-Geräts eingebracht. Dann wurde das Innere des Reaktors auf die gemischte Wasserstoff- und Stickstoff-Atmosphäre gesetzt und Heizen wurde durchgeführt bis die Substrattemperatur gleich 1050°C war, was die Anfangsschicht-Bildungstemperatur ist.
  • Sobald die Substrattemperatur 1050°C erreicht hatte, wurde ein NH3-Gas in den Reaktor eingeleitet und die Substratoberfläche wurde der NH3-Gasatmosphäre für eine Minute ausgesetzt.
  • Danach wurde der Druck innerhalb des Reaktors auf 10 kPa festgesetzt, das Blasen bildende TMA-Gas wurde in den Reaktor mit einer bestimmten Flussrate eingeleitet, und NH3 und TMA wurden dazu gebracht, miteinander zu reagieren, um dabei die Anfangsschicht 3 mit einer Oberfläche der Form einer dreidimensionalen Unebenheit zu bilden. Bei dieser Gelegenheit wurde die Wachstumsrate (Abscheiderate) der Anfangsschicht 3 auf 20 nm/min oder 50 nm/min festgesetzt und die Ziel-Durchschnittsfilmdicke der Anfangsschicht 3 wurde auf 40 nm, 100 nm oder 200 nm festgesetzt.
  • Nach der Bildung der Anfangsschicht 3 wurde das Blasen bildende TMG-Gas zusätzlich in den Reaktor eingeleitet, wobei die Substrattemperatur auf 1050°C und der Druck im Inneren des Reaktors auf 20 kPa festgesetzt war, und die Al0,3Ga0 , 7N-Schicht als die Zwischenschicht 4 wurde gebildet, um eine Durchschnittsfilmdicke von annähernd 50 nm durch die Reaktion von NH3 mit TMA und TMG zu erreichen.
  • Die dem oben genannten Prozess ausgesetzten Proben wurden einer Strukturanalyse mittels einem Transmissionselektronenmikroskop (TEM)-Bild und einem Weitwinkel-Dunkelfeld (HAADF)-Bild unterzogen und, als ein Ergebnis wurde bestätigt, dass eine AlN-Schicht, welche die Anfangsschicht 3 ist, in der Art abgeschieden wurde, dass sie eine Oberfläche mit der Form einer dreidimensionalen Unebenheit hatte. Zusätzlich wurde bestätigt, dass, wie in 4 gezeigt, die Ausbuchtungsdichte 3a in dem Bereich von 5 × 109/cm2 oder mehr und 5 × 1010/cm2 oder weniger war und der Durchschnittsabstand der Ausbuchtungen 3a 45 nm oder mehr und 140 nm oder weniger war. Als ein Ergebnis der Messung der Röntgen-Rockingkurven-Halbwertsbreite der AlN-Schicht wurde ein Wert von 0,8 Grad (2870 Sekunden) oder mehr in der (0002)-Ebene als auch in der (10-10)-Ebene erzielt.
  • Als ein Ergebnis der Auswertungen der Versetzungsdichte der Al0 , 3Ga0 , 7N-Schicht war die Versetzungsdichte annähernd 1 × 1011/cm2 (die Querversetzungsdichte war annähernd 1 × 1010/cm2) als ein Durchschnittswert der gesamten Schicht, wobei die Versetzungsdichte auf der Oberfläche der Al0 , 3Ga0,7N-Schicht annähernd 1 × 1010/cm2 (die Querversetzungsdichte war annähernd 2 × 109/cm2) war. Das heißt, dass bestätigt wurde, dass eine große Anzahl an Versetzungen vereint wurden und in dem Wachstumsprozess des AlGaN-Films verschwanden.
  • Dann wurde die Substrattemperatur auf 1050°C und der Druck im Inneren des Reaktors wurde auf 30 kPa festgesetzt, und TMG und NH3 wurden dazu gebracht, miteinander zu reagieren, um dabei eine GaN-Schicht als die Funktionsschicht 5 mit einer Dicke von 800 nm zu bilden. Folglich wurde das Epitaxiesubstrat 10 erhalten. In dem erhaltenen Epitaxiesubstrat 10 hatte die auf dem Siliziumwafer gebildete Gruppe an Gruppe-III-Nitridschichten eine Gesamtfilmdicke von 950 nm. Es wurde kein Einriss in dem Epitaxiesubstrat 10 gefunden.
  • Die Versetzungsdichte der GaN-Schicht des erhaltenen Epitaxiesubstrats 10 wurde gemessen. Wie in 4 gezeigt wurde bestätigt, dass die Versetzungsdichte maximal 5,7 × 109/cm2 (in diesem Fall war die Querversetzungsdichte 1,8 × 109/cm2) war und dass in allen Proben Versetzungen in der GaN-Schicht weniger auftraten als in der Al0 , 3Ga0 , 7N-Schicht. Ferner wurde die Röntgen-Rockingkurven-Halbwertsbreite der GaN-Schicht gemessen und dann wurde ein Wert an 985 Sekunden oder weniger in der (0002)-Ebene als auch in der (10-10)-Ebene erhalten.
  • (Vergleichsbeispiel 1)
  • Vier Arten von Epitaxiesubstraten (Probennamen b-1 bis b-4) wurden unter ähnlichen Bedingungen wie denen in Beispiel 1 mit der Ausnahme gebildet, dass die Bildungsbedingungen für die Anfangsschicht 3 so bestimmt wurden, dass sie zumindest eine aus der Abscheiderate von 20 nm/min oder mehr und der Zielfilmdicke von 200 nm nicht erfüllen. Auch für das Vergleichsbeispiel 1 zeigt 4 die AlN-Schicht-Bildungsbedingungen und unterschiedliche Auswertungsergebnisse für diese Epitaxiesubstrate 10.
  • (Vergleich zwischen Beispiel 1 und Vergleichsbeispiel 1)
  • Wie in 4 gezeigt, wurde die Anfangsschicht 3 so gebildet, dass sie dreidimensionale Unebenheiten in allen Proben von Beispiel 1 aufwies, wobei in Vergleichsbeispiel 1 eine Anfangsschicht so gebildet wurde, dass sie dreidimensionale Unebenheiten nur in der Probe b-2 aufwies. Speziell hatte die Probe b-4 eine extrem schmale Halbwertsbreite der (0002)-Ebene und einen geringen Grad an Mosaizität. Ferner wurden keine so ausreichenden dreidimensionalen Unebenheiten wie in Beispiel 1 bei der Probe b-2 erzielt.
  • Bei dem Vergleich der GaN-Schichten wurde in keiner der Proben aus Beispiel 1 ein Einriss gefunden, wobei in den Proben b-2 und b-4 aus Vergleichsbeispiel 1 ein Einriss aufgetreten ist. Bei dem Vergleich der Versetzungsdichte und der Röntgen-Rockingkurven-Halbwertsbreite zwischen den Proben, bei denen kein Einriss gefunden wurde, war die Versetzungsdichte kleiner und die Rockingkurven-Halbwertsbreite war in allen Proben aus Beispiel 1 kleiner verglichen mit den Proben b-2 und b-4 aus Vergleichsbeispiel 1.
  • Die obigen Ergebnisse zeigen, dass es in dem Fall des Bildens einer Gruppe-III-Nitrid-Halbleiterfunktionsschicht mit einem Siliziumsubstrat als einem Basissubstrat effektiv ist, eine Anfangsschicht mit vorbestimmten dreidimensionalen Unebenheiten auf einem Basissubstrat zur Verbesserung der Kristallqualität einer Funktionsschicht zu bilden.
  • (Beispiel 2)
  • Vier Arten von Epitaxiesubstraten (Probennamen a-5 bis a-8) wurden unter ähnlichen Bedingungen und einem ähnlichen Prozess wie in Beispiel 1 mit der Ausnahme hergestellt, dass die Schnittstellenschicht 2 bereitgestellt wurde. Auch für Beispiel 2 zeigt 4 die AlN-Schicht-Bildungsbedingungen und unterschiedliche Auswertungsergebnisse für die Epitaxiesubstrate 10.
  • Speziell wurde an dem Zeitpunkt, an dem die Substrattemperatur 1050°C erreicht hatte, was eine Anfangsschicht-Bildungstemperatur ist, ein NH3-Gas in den Reaktor eingeleitet und die Substratoberfläche wurde der NH3-Gasatmosphäre für eine Minute ausgesetzt. Dann wurde, anders als in Beispiel 1, die Zufuhr von NH3-Gas einmal gestoppt, und ein Blasen bildendes TMA-Gas wurde in den Reaktor eingeleitet und die Substratoberfläche wurde der Blasen bildendes TMA-Gasatmosphäre für eine Minute ausgesetzt. Danach wurde das NH3-Gas wieder in den Reaktor eingeleitet und danach wurden die Anfangsschicht 3, die Zwischenschicht 4 und die Funktionsschicht 5 wie in Beispiel 1 gebildet.
  • Die Proben, bei denen die Anfangsschicht 3 gebildet wurde, wurden einer Strukturanalyse mittels TEM- und HAADF-Bildern unterzogen und des Weiteren einer Sekundärionenmassenspektrometrie (SIMS) und Zusammensetzungsanalyse mit einem energiedispersiven Röntgenmikrobereichsanalyse-Spektrameter (EDS) unterzogen. Als ein Ergebnis wurde bestätigt, dass die amorphe Schnittstellenschicht 2 aus SiAlxOyNz (auch oft als SiAlON bezeichnet) mit einer Filmdicke von annähernd 3 nm auf der AlN/Si-Schnittstelle gebildet wurde, wobei eine AlN-Schicht als die Anfangsschicht 3 auf der Schnittstellenschicht 2 in einer Art abgeschieden wurde, dass sie eine dreidimensionale Unebenheitsform aufweist, N und O wurden in den Siliziumwafer diffundiert, um eine Festlösung herzustellen, und Si und O wurden in die AlN-Schicht diffundiert, um eine Festlösung herzustellen.
  • Als ein Ergebnis der Auswertungen der Versetzungsdichte der Al0,3Ga0,7N-Schicht war die Versetzungsdichte annähernd 1 × 1011/cm2 (die Querversetzungsdichte war annähernd 1 × 1010/cm2) als ein Durchschnittswert der gesamten Schicht, und auf der Oberfläche der Al0,3Ga0,7N-Schicht war die Versetzungsdichte annähernd 1 × 1010/cm2 (die Querversetzungsdichte war annähernd 2 × 109/cm2). Das heißt, es wurde bestätigt, dass auch in Beispiel 2 eine hohe Anzahl von Versetzungen vereint wurden und in dem Wachstumsprozess des AlGaN-Films verschwanden.
  • (Vergleich zwischen Beispiel 1 und Beispiel 2)
  • In Beispiel 2, bei dem die Schnittstellenschicht 2 bereitgestellt wurde, war der Zustand der Ausbuchtungen identisch mit dem in Beispiel 1, wobei aber die Röntgen-Rockingkurven-Halbwertsbreite der (0002)-Ebene der AlN-Schicht kleiner als die in Beispiel 1 war. Ferner war bei der GaN-Schicht nicht nur die Röntgen-Rockingkurven-Halbwertsbreite der (0002)-Ebene, sondern auch die Versetzungsdichte kleiner verglichen mit Beispiel 1.
  • Die obigen Ergebnisse zeigen, dass aufgrund des Bereitstellens der Schnittstellenschicht die Anfangsschicht, deren Kristallqualität verbessert wurde, während die dreidimensionale Unebenheitsform erhalten wurde, gebildet wurde, was die Kristallqualität einer Funktionsschicht weiter verbessert.
  • (Beispiel 3, Beispiel 4, und Vergleichsbeispiel 2)
  • Als Beispiel 3 wurden fünf Arten von Epitaxiesubstraten 10 (Probennamen a-9 bis a-13) in einer ähnlichen Prozedur wie in Beispiel 1 mit der Ausnahme hergestellt, dass die Durchschnittsfilmdicke der Al0,3Ga0 , 7N-Schicht, welche eine Zwischenschicht ist, in dem Bereich von 40 nm oder mehr variiert wurde. Es ist zu beachten, dass a-10 mit a-2 aus Beispiel 1 identisch ist.
  • Als Beispiel 4 wurden fünf Arten von Epitaxiesubstraten 10 (Probennamen a-14 bis a-18) in einer ähnlichen Prozedur wie in Beispiel 3 mit der Ausnahme hergestellt, dass die Schnittstelenschicht 2 bereitgestellt wurde. Es ist zu beachten, dass a-15 mit a-6 aus Beispiel 2 identisch ist.
  • Ferner wurden als Vergleichsbeispiel 2 drei Arten von Epitaxiesubstraten (Probennamen b-5 bis b-7) in einer ähnlichen Prozedur wie in Beispiel 1 mit der Ausnahme hergestellt, dass die Durchschnittsfilmdicke der Al0,3Ga0,7N-Schicht, welche eine Zwischenschicht ist, in dem Bereich von 40 nm oder weniger variiert wurde.
  • 5 zeigt die gebildete Filmdicke der Zwischenschicht 4 und unterschiedliche Auswertungsergebnisse für die GaN-Schicht, welche die Funktionsschicht 5 der Epitaxiesubstrate gemäß Beispiel 3, Beispiel 4 und Vergleichsbeispiel 2 ist.
  • Es ist durch die in 5 gezeigten Ergebnisse aus Beispiel 3 und die Ergebnisse aus Vergleichsbeispiel 2 bestätigt, dass die gebildete Filmdicke der Zwischenschicht 4 von 40 nm oder mehr effektiv für die Verbesserung der Kristallqualität der Funktionsschicht 5 ist. Zusätzlich sind als Ergebnis des Vergleichs zwischen Beispiel 3 und Beispiel 4 die Röntgen-Rockingkurven-Halbwertsbreite der (0002)-Ebene und die Versetzungsdichte ähnlich wie bei dem Verhältnis zwischen Beispiel 1 und Beispiel 2 in den Proben von Beispiel 4 kleiner, bei dem die Schnittstellenschicht 2 bereitgestellt ist. Diese Ergebnisse zeigen, dass ähnliche Effekte wie in Beispiel 2 durch Bereitstellen der Schnittstellenschicht 2 erzielt werden.
  • (Beispiel 5 und Beispiel 6)
  • Als Beispiel 5 wurden vier Arten von Epitaxiesubstraten 10 (Probennamen a-19 bis a-22) in einer ähnlichen Prozedur wie in Beispiel 1 mit der Ausnahme hergestellt, dass die Zusammensetzung der Zwischenschicht 4 variiert wurde. Es ist zu beachten, dass a-20 mit a-2 aus Beispiel 2 identisch ist.
  • Als Beispiel 6 wurden vier Arten von Epitaxiesubstraten 10 (Probennamen a-23 bis a-26) in einer ähnlichen Prozedur wie in Beispiel 5 mit der Ausnahme hergestellt, dass die Schnittstelenschicht 2 bereitgestellt wurde. Es ist zu beachten, dass a-24 mit a-6 aus Beispiel 2 identisch ist.
  • 6 zeigt die Zusammensetzung der Zwischenschicht und unterschiedliche Auswertungsergebnisse für die GaN-Schicht der Epitaxiesubstrate 10, welche die Funktionsschicht ist, gemäß Beispiel 5 und Beispiel 6.
  • Die in 6 gezeigten Ergebnisse der Beispiele 5 und Beispiele 6 zeigen, dass der Effekt der Verbesserung der Kristallqualität der Funktionsschicht 5 in dem Epitaxiesubstrat 10 unabhängig von der Zusammensetzung der Zwischenschicht 4 erzielt wird. Zusätzlich wird auch in dem Vergleich zwischen Beispiel 5 und Beispiel 6 die Röntgen-Rockingkurven-Halbwertsbreite der (0002)-Ebene und die Versetzungsdichte in den Proben von Beispiel 6, bei dem die Schnittstellenschicht 2 bereitgestellt ist, kleiner. Diese Ergebnisse bestätigen die durch das Bereitstellen der Schnittstellenschicht 2 erzielten Effekte.
  • (Vergleichsbeispiel 3)
  • In dem vorliegenden Vergleichsbeispiel wurde das Epitaxiesubstrat mit einem Saphirsubstrat als einem Basissubstrat hergestellt.
  • Zuerst wurde ein einkristalliner C-Ebenen Saphirwafer (nachfolgend Saphirwafer genannt) als ein Basissubstrat vorbereitet. Der vorbereitete Saphirwafer wurde in den Reaktor des MOCVD-Geräts eingebracht. Dann wurde das Innere des Reaktors auf die gemischte Wasserstoff- und Stickstoff-Atmosphäre gesetzt und Heizen wurde durchgeführt bis die Substrattemperatur gleich 1200°C war, was die thermische Reinigungstemperatur ist. Danach wurde dies für 10 Minuten gehalten und danach wurde die Substrattemperatur auf 500°C erniedrigt.
  • Sobald die Substrattemperatur 500°C erreicht hat, wurde ein NH3-Gas und ein Blasen bildendes TMG-Gas in den Reaktor eingeleitet, und eine GaN-Schicht mit einer Dicke von annähernd 30 nm wurde als eine so genannte Niedertemperatur-GaN-Pufferschicht gebildet.
  • Nach der Bildung der Niedertemperatur-Pufferschicht wurden TMG und NH3 dazu gebracht miteinander zu reagieren, wobei die Substrattemperatur auf 1050°C und der Druck im Inneren des Reaktors auf 30 kPa festgesetzt wurden, um dadurch eine GaN-Schicht entsprechend der Funktionsschicht 5 mit einer Dicke von 1 μm zu bilden. Folglich wurde das Epitaxiesubstrat erhalten. Es wurde kein Einriss im Epitaxiesubstrat gefunden.
  • Die Versetzungsdichte der GaN-Schicht des erhaltenen Epitaxiesubstrats 10 wurde gemessen. Die Versetzungsdichte war 2,5 × 109/cm2 (die Querversetzungsdichte war 2 × 108/cm2).
  • (Vergleich zwischen Beispielen 1 bis 6 sowie Vergleichsbeispiel 3)
  • Als ein Vergleich zwischen den Gesamtversetzungsdichten der Funktionsschichten der Epitaxiesubstrate 10 gemäß Beispielen 1 bis 6, welche in 4 bis 6 gezeigt sind, und der Gesamtversetzungsdichte des Epitaxiesubstrats gemäß Vergleichsbeispiel 3 sind die Werte in den Beispielen 1 bis 6 größer, aber die Größenordnungen sind gleich. Speziell ist in den Epitaxiesubstraten 10 nach Beispiel 2, Beispiel 4 und Beispiel 6, bei denen die Schnittstellenschicht 2 bereitgestellt ist, ein Unterschied zu Vergleichsbeispiel 3 extrem klein, wie z. B. maximal 20%. Zusätzlich fallen die Werte der Querversetzungsdichte der Epitaxiesubstrate 10 nach den Beispielen 1 bis 6 innerhalb des Bereichs von maximal mehreren Malen des Werts des Epitaxiesubstrats 10 nach Vergleichsbeispiel 3.
  • Diese Ergebnisse zeigen, dass es sogar in dem Fall, dass ein Siliziumsubstrat, was billiger ist als ein Saphirsubstrat, als ein Basissubstrat verwendet wird, möglich ist, eine Gruppe-III-Nitrid-Funktionsschicht mit einer vergleichbaren Kristallqualität zu der bei Verwendung eines Saphirsubstrats zu bilden.
  • (Beispiel 7 bis Beispiel 10 und Vergleichsbeispiel 4)
  • Als Beispiele 7 bis 10 wurden Schottky-Dioden als Halbleitervorrichtungen mit dem Epitaxiesubstrat 10 hergestellt. Zusätzlich wurde als Vergleichsbeispiel 4 eine Schottky-Diode mit einem Epitaxiesubstrat mit einem Saphirwafer als einem Basissubstrat hergestellt. 7 zeigt eine Schichtzusammensetzung und unterschiedliche Auswertungsergebnisse für die Epitaxiesubstrate nach Beispielen 7 bis 10 und Vergleichsbeispiel 4.
  • In Beispiel 7 wurde das unter ähnlichen Bedingungen und Prozessen wie bei der Probe a-2 von Beispiel 1 gebildete Epitaxiesubstrat 10 vorbereitet.
  • In Beispiel 8 wurde das unter ähnlichen Bedingungen und Prozessen wie bei der Probe a-6 von Beispiel 2 gebildete Epitaxiesubstrat 10 mit der Schnittstellenschicht 2 vorbereitet.
  • In Beispiel 9 wurde das Epitaxiesubstrat 10 mit der Übergitter-Struktur-Schicht 6 vorbereitet. Speziell wurde die Bildung ähnlich wie bei Probe a-2 von Beispiel 1 bis zu der Bildung der Al0 , 3Ga0,7N-Schicht durchgeführt und dann wurde die Paarschicht, in der die erste Einheitsschicht 6a eine GaN-Schicht und die zweite Einheitsschicht 6b eine AlN-Schicht war, 40 Perioden lang gebildet, um dadurch die Übergitter-Struktur-Schicht 6 zu bilden. Bei dieser Gelegenheit war eine Zielfilmdicke der AlN-Schicht 5 nm und eine Zielfilmdicke der GaN-Schicht 20 nm. Die erhaltenen Paarschichten haben eine Dicke von 1 μm. Dann wurde eine GaN-Schicht als die Funktionsschicht 5 mit einer Dicke von 1,5 μm auf den erhaltenen Paarschichten gebildet. Die Gesamtfilmdicke der jeweiligen auf dem Siliziumwafer gebildeten Schichten war annähernd 2,65 μm.
  • In Beispiel 10 wurde das Epitaxiesubstrat 10 mit der Schnittstellenschicht 2 und der Übergitter-Struktur-Schicht 6 vorbereitet. Speziell wurde die Bildung ähnlich wie bei Probe a-6 von Beispiel 2 bis zu der Bildung der Al0 , 3Ga0,7N-Schicht durchgeführt und dann wurde die Übergitter-Struktur-Schicht 6 und die GaN-Schicht als die Funktionsschicht 5 wie in Beispiel 9 gebildet. Die Gesamtfilmdicke der jeweiligen auf dem Siliziumwafer gebildeten Schichten war annähernd 2,65 μm.
  • In Vergleichsbeispiel 4 wurde ein Epitaxiesubstrat mit einem Saphirwafer als einem Basissubstrat unter ähnlichen Bedingungen und ähnlichem Prozess wie denen in Vergleichsbeispiel 3 vorbereitet.
  • Die Versetzungsdichten der GaN-Schichten der jeweiligen erhaltenen Epitaxiesubstrate wurden gemessen. Wie in 7 gezeigt waren die Versetzungsdichten der jeweiligen Beispiele identisch mit der angezeigten Versetzungsdichte von Vergleichsbeispiel 4, welche maximal 5 × 109/cm2 waren, also beinahe gleich wie bei der Probe a-2. Es ist zu beachten, dass in jedem Beispiel bestätigt wurde, dass wie in Beispiel 1 Versetzungen in der GaN-Schicht geringer waren als in der Al0,3Ga0,7N-Schicht.
  • In jedem der Beispiele 7 bis 10 und dem Vergleichsbeispiel 4 wurde ein Epitaxiesubstrat vorbereitet und dann wurden eine Pt-Elektrode als eine Anodenelektrode und eine ohmsche Ti/Al-Elektrode als eine Kathodenelektrode auf der GaN-Schicht mittels einem Lithographieprozess gebildet, um dadurch eine konzentrische Schottky-Diode zu erhalten, in der ein Abstand zwischen den Elektroden 10 μm betrug.
  • Bei den Schottky-Dioden der Beispiele 7 bis 10 wurde der Leckstrom, wenn eine Spannung von 100 V angelegt wurde und die Durchschlagspannung, welche die Spannung ist, bei der ein Durchschlag in einer Diodenvorrichtung auftritt, als die Sperrstrom-Spannungs-Eigenschaften in dem Zustand ausgewertet, dass der Siliziumwafer und die Kathodenelektrode beide mit Masse verbunden waren. Bei der Schottky-Diode von Vergleichsbeispiel 4 wurden die Sperrstrom-Spannungs-Eigenschaften in dem Zustand ausgewertet, dass die Kathodenelektrode mit Masse verbunden war.
  • Dies resultierte darin, dass der Leckstrom und die Durchschlagspannung in Beispiel 7 mit denen in Vergleichsbeispiel 4 identisch waren, wobei aber andere Beispiele viel besser als Vergleichsbeispiel 4 zumindest in einem aus Leckstrom und Durchschlagspannung waren, wie in 7 gezeigt ist. Diese Ergebnisse zeigen, dass es auch in dem Fall, dass ein Siliziumwafer verwendet wird, möglich ist, eine Schottky-Diode mit gleichen oder besseren Eigenschaften als bei dem Fall, dass ein Saphirwafer verwendet wird, herzustellen.
  • Im Speziellen wird, verglichen mit Vergleichsbeispiel 4, der Leckstrom in dem Fall stärker vermindert, in dem das Epitaxiesubstrat 10 die Schnittstellenschicht 2 enthält. Diese Ergebnisse zeigen, dass es im Fall der Herstellung einer Schottky-Diode unter Verwendung des Epitaxiesubstrats mit einem Siliziumwafer als einem Basissubstrat möglich ist, eine Schottky-Diode mit einer beinahe gleichen Durchschlagspannung wie bei einer, die unter Verwendung eines Saphirwafers hergestellt wird, und mit einem verminderten Leckstrom durch Bereitstellen einer Schnittstellenschicht zwischen einem Basissubstrat und einer Anfangsschicht herzustellen.
  • Ferner wurde aus den Ergebnissen wie in 7 gezeigt, eine höhere Durchschlagspannung als die in Vergleichsbeispiel 4 bei den Schottky-Dioden nach Beispiel 9 und Beispiel 10 erhalten, bei denen das Epitaxiesubstrat 10 die Übergitter-Struktur-Schicht 6 enthält. Die Ergebnisse zeigen, dass die Bildung einer Übergitter-Struktur-Schicht einen Effekt des Erhöhens der Durchschlagspannung in dem Fall zeigt, dass eine Schottky-Diode unter Verwendung eines Epitaxiesubstrats mit einem Siliziumwafer als einem Basissubstrat hergestellt wird.
  • (Beispiele 11 bis 14 und Vergleichsbeispiel 5)
  • Als Beispiele 11 bis 14 wurden Epitaxiesubstrate 10 für HEMT-Vorrichtungen hergestellt. Ferner wurde als Vergleichsbeispiel 5 ein Epitaxiesubstrat für eine HEMT-Vorrichtung mit einem Saphirwafer als einem Basissubstrat hergestellt. 8 zeigt die Schichtzusammensetzung und unterschiedliche Auswertungsergebnisse für die Epitaxiesubstrate gemäß den Beispielen 11 bis 14 und Vergleichsbeispiel 5.
  • In Beispiel 11 wurde die Bildung bis zu der Bildung der als Funktionsschicht 5 (Kanalschicht 5a) dienenden GaN-Schicht unter ähnlichen Bedingungen und ähnlichem Prozess wie für Probe a-2 von Beispiel 1 durchgeführt, und dann wurden TMA, TMG und NH3 in den Reaktor eingeleitet, wobei die Substrattemperatur auf 1050°C und der Druck im Inneren des Reaktors auf 10 kPa festgesetzt wurden, um dadurch eine Al0 , 2Ga0,8N-Schicht als die Funktionsschicht 5 (Barriereschicht 5b) mit einer Dicke von 25 nm zu bilden.
  • In Beispiel 12 wurde ein Epitaxiesubstrat mit der Schnittstellenschicht 2 vorbereitet. Speziell wurde die Bildung bis zu der Bildung der als Funktionsschicht 5 (Kanalschicht 5a) dienenden GaN-Schicht unter ähnlichen Bedingungen und ähnlichem Prozess wie für Probe a-6 von Beispiel 2 durchgeführt, und dann wurde die Al0,2Ga0,8N-Schicht wie in Beispiel 1 gebildet.
  • In Beispiel 13 wurde ein Epitaxiesubstrat mit der Übergitter-Struktur-Schicht 6 vorbereitet. Speziell wurde die Bildung bis zu der Bildung der als Funktionsschicht 5 (Kanalschicht 5a) dienenden GaN-Schicht in einer ähnlichen Prozedur wie in Beispiel 9 durchgeführt, und dann wurde die als die Funktionsschicht 5 (Barriereschicht 5c) dienende Al0,2Ga0,8N-Schicht wie in Beispiel 11 gebildet.
  • In Beispiel 14 wurde das Epitaxiesubstrat 10 mit der Schnittstellenschicht 2 und der Übergitter-Struktur-Schicht 6 vorbereitet. Speziell wurde die Bildung bis zu der Bildung der Al0,3Ga0,7N-Schicht ähnlich wie für Probe a-6 von Beispiel 2 durchgeführt und dann wurde die Bildung bis zur Bildung der Übergitter-Struktur-Schicht 6 und einer als Funktionsschicht 5 (Kanalschicht 5a) dienenden GaN-Schicht wie in Beispiel 9 durchgeführt. Ferner wurde eine als die Funktionsschicht 5 (Barriereschicht 5c) dienende Al0 , 2Ga0,8N-Schicht wie in Beispiel 11 gebildet.
  • In Vergleichsbeispiel 5 wurde ein Saphirwafer als Basissubstrat gebildet und die Bildung wurde bis zu der Bildung der als Funktionsschicht 5 (Kanalschicht 5a) dienenden GaN-Schicht unter ähnlichen Bedingungen und ähnlichem Prozess wie von Vergleichsbeispiel 3 durchgeführt, und eine Al0,2Ga0,8N-Schicht als die Funktionsschicht 5 (Barriereschicht 5c) wurde wie in Beispiel 11 gebildet, um dadurch ein Epitaxiesubstrat für eine HEMT-Vorrichtung zu erhalten.
  • Eine Elektronenmobilität und eine zweidimensionale Elektronendichte wurden wie bei der gemäß Beispielen 11 bis 14 und Vergleichsbeispiel 5 mit dem oben beschriebenen Prozess hergestellten AlGaN/GaN-Schichtstruktur der Epitaxiesubstrate gemessen.
  • Wie in 8 gezeigt wurde kaum ein Unterschied zwischen den jeweiligen Beispielen und dem Vergleichsbeispiel gefunden außer, dass die Elektronenmobilität einen kleineren Wert in den Beispielen 11 und 13 als im Vergleichsbeispiel 5 aufwies. Außerdem beträgt ein Unterschied der Elektronenmobilität maximal einige Prozent zwischen Beispiel 11 oder 13 und Vergleichsbeispiel 5. Die oben beschriebenen Ergebnisse zeigen, dass es auch bei Verwendung eines Siliziumwafers möglich ist, eine HEMT-Vorrichtung mit beinahe gleichen Eigenschaften wie denen im Fall der Verwendung eines Saphirwafers herzustellen.
  • Speziell wurden annähernd gleiche Eigenschaften wie die in Vergleichsbeispiel 5 in Beispiel 12 und Beispiel 14, in denen eine Schnittstellenschicht in einem Epitaxiesubstrat bereitgestellt war, erhalten. Diese Ergebnisse zeigen, dass in dem Fall des Herstellens einer HEMT-Vorrichtung unter Verwendung eines Epitaxiesubstrats mit einem Siliziumwafer als einem Basissubstrat, eine HEMT-Vorrichtung mit beinahe ähnlichen Eigenschaften wie denen in dem Fall der Verwendung eines Saphirwafers dadurch hergestellt werden kann, dass eine Schnittstellenschicht zwischen einem Basissubstrat und einer Anfangsschicht bereitgestellt wird.
  • ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
  • Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
  • Zitierte Patentliteratur
    • JP 10-163528 [0003, 0009]
    • JP 2004-349387 [0003, 0009]
    • JP 2005-350321 [0003, 0009]
  • Zitierte Nicht-Patentliteratur
    • ”Highly Reliable 250 W GaN High Electron Mobility Transistor Power Amplifier”, von Toshihide Kikkawa, Jpn. J. Appl. Phys. 44 (2005), Seite 4896 [0002]

Claims (22)

  1. Epitaxiesubstrat für eine Halbleitervorrichtung, bei dem eine Gruppe von Gruppe-III-Nitridschichten auf einem Basissubstrat aus einkristallinem Silizium mit einer (111)-Orientierung, so dass eine (0001)-Kristallebene annähernd parallel zu einer Oberfläche des Basissubstrats ist, gebildet ist, umfassend: eine erste aus AlN auf dem Basissubstrat gebildete Gruppe-III-Nitridschicht; eine zweite aus InxxAlyyGazzN (xx + yy + zz = 1, 0 ≤ xx < 1, 0 ≤ yy < 1, and 0 < zz ≤ 1) auf der ersten Gruppe-III-Nitridschicht gebildete Gruppe-III-Nitridschicht; und zumindest eine dritte Gruppe-III-Nitridschicht, die auf der zweiten Gruppe-III-Nitridschicht epitaktisch gebildet ist, wobei: die erste Gruppe-III-Nitridschicht eine Schicht ist, die mehrere Fehlstellen enthält, die zumindest eine Art aus einem Stängelkristall, einem Kornkristall, einer Stängeldomäne und einer Korndomäne enthalten; und eine Schnittstelle zwischen der ersten Gruppe-III-Nitridschicht und der zweiten Gruppe-III-Nitridschicht eine Oberfläche dreidimensionaler Unebenheit ist.
  2. Epitaxiesubstrat für eine Halbleitervorrichtung nach Anspruch 1, wobei eine Röntgen-Rockingkurven-Halbwertsbreite einer (0002)-Ebene der ersten Gruppe-III-Nitridschicht 0,8 Grad oder mehr und 1,1 Grad oder weniger, und eine Röntgen-Rockingkurven-Halbwertsbreite einer (10-10)-Ebene davon 0,8 Grad oder mehr und 1,1 Grad oder weniger beträgt.
  3. Epitaxiesubstrat für eine Halbleitervorrichtung nach Anspruch 1 oder 2, wobei eine amorphe Schnittstellenschicht zwischen dem Basissubstrat und der ersten Gruppe-III-Nitridschicht gebildet ist.
  4. Epitaxiesubstrat für eine Halbleitervorrichtung nach Anspruch 3, wobei die Schnittstellenschicht aus SiAlxOyNz gebildet ist.
  5. Epitaxiesubstrat für eine Halbleitervorrichtung nach Anspruch 3 oder 4, wobei die Röntgen-Rockingkurven-Halbwertsbreite der (0002)-Ebene der ersten Gruppe-III-Nitridschicht 0,5 Grad oder mehr und 0,8 Grad oder weniger beträgt.
  6. Epitaxiesubstrat für eine Halbleitervorrichtung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei eine Schnittstelle zwischen der zweiten Gruppe-III-Nitridschicht und der zumindest einen dritten Gruppe-III-Nitridschicht eine Oberflächenrauhigkeit von 4 nm oder mehr und 12 nm oder weniger aufweist.
  7. Epitaxiesubstrat für eine Halbleitervorrichtung nach einem der Ansprüche 1 bis 6, wobei die zweite Gruppe-III-Nitridschicht aus AlyyGazzN (yy + zz = 1, 0 ≤ yy < 1, and 0 < zz ≤ 1) gebildet ist.
  8. Epitaxiesubstrat für eine Halbleitervorrichtung nach einem der Ansprüche 1 bis 7, wobei eine Ausbuchtung der ersten Gruppe-III-Nitridschicht eine Dichte von 5 × 109/cm2 oder mehr und 5 × 1010/cm2 oder weniger aufweist.
  9. Epitaxiesubstrat für eine Halbleitervorrichtung nach einem der Ansprüche 1 bis 8, wobei die Ausbuchtungen der ersten Gruppe-III-Nitridschicht einen Durchschnittsabstand von 45 nm oder mehr und 140 nm oder weniger aufweisen.
  10. Epitaxiesubstrat für eine Halbleitervorrichtung nach einem der Ansprüche 1 bis 9, wobei die zumindest eine dritte Gruppe-III-Nitridschicht eine Funktionsschicht einer Halbleitervorrichtung aufweist.
  11. Epitaxiesubstrat für eine Halbleitervorrichtung nach einem der Ansprüche 1 bis 9, wobei die zumindest eine dritte Gruppe-III-Nitridschicht eine Übergitter-Struktur-Schicht aufweist, die durch periodisches Schichten von zwei oder mehr Arten von Gruppe-III-Nitridschichten mit unterschiedlichen Zusammensetzungen direkt auf der zweiten Gruppe-III-Nitridschicht erhalten ist.
  12. Halbleitervorrichtung, die unter Verwendung des Epitaxiesubstrats gemäß einem der Ansprüche 1 bis 11 hergestellt ist.
  13. Verfahren zur Herstellung eines Epitaxiesubstrats für eine Halbleitervorrichtung, bei dem eine Gruppe von Gruppe-III-Nitridschichten auf einem Basissubstrat aus einkristallinem Silizium mit einer (111)-Orientierung, so dass eine (0001)-Kristallebene annähernd parallel zu einer Oberfläche des Basissubstrats ist, gebildet ist, wobei das Verfahren umfasst: einen ersten Bildungsschritt des Bildens einer ersten aus AlN gebildeten Gruppe-III-Nitridschicht auf dem Basissubstrat; einen zweiten Bildungsschritt des Bildens einer zweiten aus InxxAlyyGazzN (xx + yy + zz = 1, 0 ≤ xx < 1, 0 ≤ yy < 1, and 0 < zz ≤ 1) gebildeten Gruppe-III-Nitridschicht auf der zweiten Gruppe-III-Nitridschicht; und einen dritten Bildungsschritt des epitaktischen Bildens von zumindest einer dritten Gruppe-III-Nitridschicht auf der zweiten Gruppe-III-Nitridschicht, wobei bei dem ersten Bildungsschritt die erste Gruppe-III-Nitridschicht als eine Schicht gebildet wird, die mehrere Fehlstellen von zumindest einer Art aus einem Stängelkristall, einem Kornkristall, einer Stängeldomäne und einer Korndomäne enthält, und die eine Oberfläche dreidimensionaler Unebenheit aufweist.
  14. Verfahren zur Herstellung eines Epitaxiesubstrats für eine Halbleitervorrichtung nach Anspruch 13, wobei in dem ersten Bildungsschritt die erste Gruppe-III-Nitridschicht mit einer Abscheiderate von 20 nm/min oder mehr gebildet wird, so dass sie eine Durchschnittsfilmdicke von 200 nm oder weniger aufweist.
  15. Verfahren zur Herstellung eines Epitaxiesubstrats für eine Halbleitervorrichtung nach Anspruch 13 oder 14, ferner mit einem Schnittstellenschicht-Bildungsschritt des Bildens einer amorphen Schnittstellenschicht zwischen dem Basissubstrat und der ersten Gruppe-III-Nitridschicht.
  16. Verfahren zur Herstellung eines Epitaxiesubstrats für eine Halbleitervorrichtung nach Anspruch 15, wobei die Schnittstellenschicht aus SiAlxOyNz gebildet ist.
  17. Verfahren zur Herstellung eines Epitaxiesubstrats für eine Halbleitervorrichtung nach einem der Ansprüche 13 bis 16, wobei in dem zweiten Bildungsschritt die zweite Gruppe-III-Nitridschicht mit einer Oberflächenrauhigkeit von 4 nm oder mehr und 12 nm oder weniger gebildet wird.
  18. Verfahren zur Herstellung eines Epitaxiesubstrats für eine Halbleitervorrichtung nach einem der Ansprüche 13 bis 17, wobei in dem zweiten Bildungsschritt die Gruppe-III-Nitridschicht aus AlyyGazzN (yy + zz = 1, 0 ≤ yy < 1, and 0 < zz ≤ 1) gebildet wird.
  19. Verfahren zur Herstellung eines Epitaxiesubstrats für eine Halbleitervorrichtung nach einem der Ansprüche 13 bis 18, wobei der dritte Bildungsschritt den Schritt des Bildens einer Funktionsschicht einer Halbleitervorrichtung umfasst.
  20. Verfahren zur Herstellung eines Epitaxiesubstrats für eine Halbleitervorrichtung nach einem der Ansprüche 13 bis 19, wobei der dritte Bildungsschritt den Schritt des periodischen Schichtens von zwei oder mehr Arten von Gruppe-III-Nitridschichten mit unterschiedlichen Zusammensetzungen direkt auf der zweiten Gruppe-III-Nitridschicht umfasst.
  21. Epitaxiesubstrat für eine Halbleitervorrichtung, die durch das Verfahren zur Herstellung eines Epitaxiesubstrats gemäß einem der Ansprüche 13 bis 20 hergestellt ist.
  22. Halbleitervorrichtung mit einem Epitaxiesubstrat für eine Halbleitervorrichtung, die durch das Verfahren zur Herstellung eines Epitaxiesubstrats gemäß einem der Ansprüche 13 bis 20 hergestellt ist.
DE112010003214.9T 2009-08-07 2010-06-30 Epitaxiesubstrat für eine halbleitervorrichtung, verfahren zur herstellung eines epitaxiesubstrats für eine halbleitervorrichtung, und halbleitervorrichtung Expired - Fee Related DE112010003214B4 (de)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2009184066 2009-08-07
JP2009-184066 2009-08-07
PCT/JP2010/061148 WO2011016304A1 (ja) 2009-08-07 2010-06-30 半導体素子用エピタキシャル基板、半導体素子用エピタキシャル基板の製造方法、および半導体素子

Publications (2)

Publication Number Publication Date
DE112010003214T5 true DE112010003214T5 (de) 2012-07-12
DE112010003214B4 DE112010003214B4 (de) 2016-06-16

Family

ID=43544205

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE112010003214.9T Expired - Fee Related DE112010003214B4 (de) 2009-08-07 2010-06-30 Epitaxiesubstrat für eine halbleitervorrichtung, verfahren zur herstellung eines epitaxiesubstrats für eine halbleitervorrichtung, und halbleitervorrichtung

Country Status (5)

Country Link
US (1) US8853828B2 (de)
JP (2) JP5456783B2 (de)
CN (1) CN102484049B (de)
DE (1) DE112010003214B4 (de)
WO (1) WO2011016304A1 (de)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102016223622A1 (de) * 2016-11-29 2018-05-30 Fraunhofer-Gesellschaft zur Förderung der angewandten Forschung e.V. Halbleiterbauelement und Verfahren zu dessen Herstellung

Families Citing this family (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5456783B2 (ja) * 2009-08-07 2014-04-02 日本碍子株式会社 半導体素子用エピタキシャル基板、半導体素子用エピタキシャル基板の製造方法、および半導体素子
JP5524235B2 (ja) * 2009-11-06 2014-06-18 日本碍子株式会社 半導体素子用エピタキシャル基板および半導体素子用エピタキシャル基板の製造方法
JP2012186267A (ja) * 2011-03-04 2012-09-27 Ngk Insulators Ltd エピタキシャル基板
JP2012186268A (ja) * 2011-03-04 2012-09-27 Ngk Insulators Ltd エピタキシャル基板
JP5123414B2 (ja) 2011-05-16 2013-01-23 株式会社東芝 半導体発光素子、窒化物半導体ウェーハ及び窒化物半導体層の製造方法
JP5891650B2 (ja) * 2011-08-18 2016-03-23 富士通株式会社 化合物半導体装置及びその製造方法
JPWO2013125126A1 (ja) * 2012-02-23 2015-07-30 日本碍子株式会社 半導体素子および半導体素子の製造方法
JP5597663B2 (ja) * 2012-03-09 2014-10-01 株式会社東芝 半導体発光素子、窒化物半導体ウェーハ及び窒化物半導体層の製造方法
KR102281726B1 (ko) * 2012-07-11 2021-07-26 루미리즈 홀딩 비.브이. Iii-질화물 구조체들에서의 나노파이프 결함들의 감소 또는 제거
US9054027B2 (en) * 2013-05-03 2015-06-09 Texas Instruments Incorporated III-nitride device and method having a gate isolating structure
JP2015056556A (ja) * 2013-09-12 2015-03-23 株式会社東芝 半導体装置
JP6375890B2 (ja) 2014-11-18 2018-08-22 日亜化学工業株式会社 窒化物半導体素子及びその製造方法
JP6261523B2 (ja) 2015-01-08 2018-01-17 信越半導体株式会社 電子デバイス用エピタキシャル基板の製造方法、並びに電子デバイスの製造方法
JP6142893B2 (ja) * 2015-03-30 2017-06-07 富士通株式会社 化合物半導体装置及びその製造方法
JP6239017B2 (ja) * 2015-03-31 2017-11-29 クアーズテック株式会社 窒化物半導体基板
JP6609109B2 (ja) * 2015-04-16 2019-11-20 ローム株式会社 熱電変換素子およびその製造方法、および熱電発電装置およびペルチェ装置
JP6087414B2 (ja) * 2015-11-05 2017-03-01 住友化学株式会社 トランジスタ用窒化物半導体エピタキシャルウエハの製造方法
JP7019942B2 (ja) 2016-09-28 2022-02-16 富士通株式会社 化合物半導体基板及びその製造方法、化合物半導体装置及びその製造方法、電源装置、高出力増幅器
JP6796467B2 (ja) * 2016-11-30 2020-12-09 住友化学株式会社 半導体基板
JP6859084B2 (ja) * 2016-11-30 2021-04-14 住友化学株式会社 半導体基板
EP3451364B1 (de) * 2017-08-28 2020-02-26 Siltronic AG Heteroepitaxialwafer und verfahren zur herstellung eines heteroepitaxialwafers
JP7034723B2 (ja) * 2018-01-16 2022-03-14 クアーズテック株式会社 化合物半導体基板の製造方法
JP2019125737A (ja) * 2018-01-18 2019-07-25 株式会社サイオクス 窒化物半導体エピタキシャル基板
JP7159450B2 (ja) * 2019-03-28 2022-10-24 日本碍子株式会社 下地基板及びその製造方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10163528A (ja) 1996-11-27 1998-06-19 Furukawa Electric Co Ltd:The Ｉｉｉ−ｖ族窒化物結晶膜を備えた素子、およびその製造方法
JP2004349387A (ja) 2003-05-21 2004-12-09 Sanken Electric Co Ltd 半導体基体及びこの製造方法
JP2005350321A (ja) 2004-06-14 2005-12-22 Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> 窒化物半導体成長用基板

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6255004B1 (en) 1996-11-27 2001-07-03 The Furukawa Electric Co., Ltd. III-V nitride semiconductor devices and process for the production thereof
JP4371202B2 (ja) * 2003-06-27 2009-11-25 日立電線株式会社 窒化物半導体の製造方法及び半導体ウエハ並びに半導体デバイス
US7247889B2 (en) * 2004-12-03 2007-07-24 Nitronex Corporation III-nitride material structures including silicon substrates
WO2008048303A2 (en) * 2005-12-12 2008-04-24 Kyma Technologies, Inc. Group iii nitride articles and methods for making same
JP2007250721A (ja) * 2006-03-15 2007-09-27 Matsushita Electric Ind Co Ltd 窒化物半導体電界効果トランジスタ構造
JP2008098245A (ja) * 2006-10-06 2008-04-24 Showa Denko Kk Ｉｉｉ族窒化物化合物半導体積層構造体の成膜方法
CN100502071C (zh) * 2007-11-06 2009-06-17 南京大学 基于平面结构的ⅲ族氮化物半导体发光二极管及其制备方法
CN101355127B (zh) * 2008-07-08 2010-11-10 南京大学 提高ⅲ族氮化物发光效率的led量子阱结构及其生长方法
JP5456783B2 (ja) * 2009-08-07 2014-04-02 日本碍子株式会社 半導体素子用エピタキシャル基板、半導体素子用エピタキシャル基板の製造方法、および半導体素子

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10163528A (ja) 1996-11-27 1998-06-19 Furukawa Electric Co Ltd:The Ｉｉｉ−ｖ族窒化物結晶膜を備えた素子、およびその製造方法
JP2004349387A (ja) 2003-05-21 2004-12-09 Sanken Electric Co Ltd 半導体基体及びこの製造方法
JP2005350321A (ja) 2004-06-14 2005-12-22 Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> 窒化物半導体成長用基板

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
"Highly Reliable 250 W GaN High Electron Mobility Transistor Power Amplifier", von Toshihide Kikkawa, Jpn. J. Appl. Phys. 44 (2005), Seite 4896

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102016223622A1 (de) * 2016-11-29 2018-05-30 Fraunhofer-Gesellschaft zur Förderung der angewandten Forschung e.V. Halbleiterbauelement und Verfahren zu dessen Herstellung

Also Published As

Publication number Publication date
JP5456783B2 (ja) 2014-04-02
US20120126293A1 (en) 2012-05-24
JP2014103400A (ja) 2014-06-05
DE112010003214B4 (de) 2016-06-16
JPWO2011016304A1 (ja) 2013-01-10
US8853828B2 (en) 2014-10-07
WO2011016304A1 (ja) 2011-02-10
CN102484049B (zh) 2015-05-20
CN102484049A (zh) 2012-05-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE112010003214B4 (de) Epitaxiesubstrat für eine halbleitervorrichtung, verfahren zur herstellung eines epitaxiesubstrats für eine halbleitervorrichtung, und halbleitervorrichtung
DE10392313B4 (de) Auf Galliumnitrid basierende Vorrichtungen und Herstellungsverfahren
EP2150970B1 (de) Nitridhalbleiterbauelement-schichtstruktur auf einer gruppe-iv-substratoberfläche und herstellungsverfahren
EP2112699B1 (de) Nitridhalbleiter-Bauelement und Verfahren zu seiner Herstellung
DE102010039147B4 (de) Halbleiterstruktur und ein Verfahren zum Bilden derselben
DE19905516C2 (de) Lichtemittierende Diode mit dotierter Grenzflächenschicht zum Steuern von Verunreinigungen und Verfahren zum Herstellen derselben
EP1908099B1 (de) Halbleitersubstrat sowie verfahren und maskenschicht zur herstellung eines freistehenden halbleitersubstrats mittels der hydrid-gasphasenepitaxie
DE102013106683A1 (de) Halbleitervorrichtungen und Verfahren zur Herstellung derselben
DE112016005028T5 (de) Epitaxialsubstrat für halbleiterelemente, halbleiterelement und produktionsverfahren für epitaxialsubstrate für halbleiterelemente
DE112014003533T5 (de) Halbleiterwafer und Verfahren zur Herstellung des Halbleiterwafers
DE10114029A1 (de) III-V-Halbleiter und Verfahren zu seiner Herstellung
DE102014205466B4 (de) Einkristall-4H-SiC-Substrat und Verfahren zu seiner Herstellung
DE112015000824B4 (de) Verfahren zur Herstellung eines elektronischen Halbleiterchips
DE112014004744T5 (de) n-Aluminiumnitrid-Einkristallsubstrat und vertikales Nitrid-Halbleiterbauelement
DE102010003286A1 (de) Verbindungshalbleitersubstrat
AT518350A2 (de) Halbleiterwafer und Verfahren zum Prüfen eines Halbleiterwafers
DE102012103686A1 (de) Epitaxiesubstrat, Verfahren zur Herstellung eines Epitaxiesubstrats und optoelektronischer Halbleiterchip mit einem Epitaxiesubstrat
DE102013105707A1 (de) Halbleitervorrichtung, Übergitterschicht, welche in derselben verwendet wird, und Verfahren zur Herstellung der Halbleitervorrichtung
DE112014000633B4 (de) Halbleiterschichtenfolge und Verfahren zur Herstellung einer Halbleiterschichtenfolge
DE10393440T5 (de) Verfahren zum Behandeln von Halbleitermaterial
DE102012217631A1 (de) Optoelektronisches Bauelement mit einer Schichtstruktur
DE102017103879B4 (de) Halbleiterkomponenten mit Aluminiumsiliziumnitridschichten
WO2004057680A1 (de) Strahlungsemittierender halbleiterkörper und verfahren zu dessen herstellung
EP2245657B1 (de) Optoelektronischer halbleiterkörper und verfahren zur herstellung eines optoelektronischen halbleiterkörpers
DE102010052542B4 (de) Halbleiterchip und Verfahren zu dessen Herstellung

Legal Events

Date Code Title Description
R163 Identified publications notified
R012 Request for examination validly filed

Effective date: 20130315

R079 Amendment of ipc main class

Free format text: PREVIOUS MAIN CLASS: H01L0021205000

Ipc: H01L0029020000

R079 Amendment of ipc main class

Free format text: PREVIOUS MAIN CLASS: H01L0021205000

Ipc: H01L0029020000

Effective date: 20150327

R016 Response to examination communication
R016 Response to examination communication
R018 Grant decision by examination section/examining division
R020 Patent grant now final
R119 Application deemed withdrawn, or ip right lapsed, due to non-payment of renewal fee