JP2012148944A - 半導体基板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】単純な単結晶シリコン基板を出発基板として窒化ガリウム膜を形成することができ、反りやクラックが抑制された半導体基板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】半導体基板１０は、単結晶シリコン基板１１と、前記単結晶シリコン基板１１の最表面を除く表層領域に形成された転位層１２と、前記単結晶シリコン基板１１の前記最表面に形成されたバッファ層１３と、前記バッファ層１３の表面に形成された窒化ガリウム層１４とを備えている。転位層１２は、窒化ガリウム層１４が形成された単結晶シリコン基板１４の表層領域に転位が発生し且つ単結晶シリコン基板１１の最表面には転位が発生しない条件下でイオン注入することにより形成される。イオン注入では、ドーズ量が５Ｅ＋１４ａｔｏｍｓ／ｃｍ^２以上５Ｅ＋１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^２以下のアルゴンイオンを注入する。
【選択図】図１

Description

本発明は、半導体基板及びその製造方法に関し、特に、窒化ガリウムが成膜されたシリコン基板及びその製造方法に関するものである。

窒化ガリウム等の３族窒化物系化合物半導体は、青色ＬＥＤの材料として利用されているが、耐絶縁性、耐環境性、高周波特性等に優れているため、近年、この特長を活かした電子デバイスの開発が盛んに行われている。中でも、窒化ガリウム（ＧａＮ）は、バンドギャップが大きく、高耐圧・高周波用パワーデバイス材料として注目されている。

パワーデバイス用ＧａＮ基板の出発基板の材料は、ＧａＮの成長温度下で安定であり、しかもＧａＮとの格子定数差が小さいことが必要である。現在実用化されている出発基板としては、サファイヤ（Ａｌ_２Ｏ_３）基板、６Ｈ、４Ｈ炭化珪素（ＳｉＣ）基板等があり、例えば単結晶サファイヤ基板上に有機金属気相成長法（ＭＯＶＰＥ法）等でＧａＮをエピタキシャル成長させる方法が一般的である。

サファイヤ基板はＧａＮと格子定数が異なるため、サファイヤ基板上に直接ＧａＮをエピタキシャル成長させても良好な単結晶膜を得ることはできない。そのため、サファイヤ基板上にＡｌＮ等のバッファ層を低温で成長させ、このバッファ層で格子の歪みを緩和させてからＧａＮを成長させる方法が採用されている。

しかしながら、サファイヤ基板等は加工性が悪く且つ高価であり、大口径の基板も得にくいという問題がある。

この問題を解決する方法として、ＳＯＩ（Silicon On Insulator）基板を出発基板とし、ＳＯＩ層中にイオン注入により歪み緩衝層を形成した後、ＳＯＩ層を炭化熱処理して単結晶ＳｉＣ層を形成し、このＳｉＣ層をＧａＮ膜のバッファ層として使用する方法が提案されている（特許文献１、２参照）。

特開２０１０−４０７３７号公報 特開２００７−１２３６７５号公報

しかしながら、バッファ層としての単結晶ＳｉＣ層を形成する場合、水素ガス雰囲気中にプロパンガス等を導入してシリコン基板の表面を１１００℃以下の低温で炭化処理した後、シランガスとプロパンガスを導入して約１２００℃の高温で３Ｃ-ＳｉＣ単結晶膜のエピタキシャル成長を行わなければならず、生産性の低下や高温熱処理によるシリコン基板のスリップ転位発生等の問題がある。また、上記方法においては、ＧａＮの成長基板としてＳＯＩ基板を使用しており、基板コストが非常に高いという問題がある。

本発明は上記課題を解決するためになされたものであり、本発明の目的は、ＳＯＩ基板ではなく単純な単結晶シリコン基板を出発基板として窒化ガリウム膜を形成することができ、反りやクラックが抑制された半導体基板及びその製造方法を提供することにある。

本願発明者らは、上記課題を解決するため鋭意研究を重ねた結果、単結晶ＳｉＣ層が形成されたＳＯＩ基板を必ずしも用いる必要はなく、イオン注入によってシリコン基板の最表面を除く表層領域に転位層を形成し、このシリコン基板上にＡｌＮやＡｌＧａＮ等のバッファ層を形成すれば、ＧａＮとの間の格子定数差や熱膨張係数差によるシリコン基板の反りやクラックを抑制できると共に、最終的に転位密度の低いＧａＮ膜を得ることができることを見出した。

本発明はこのような技術的知見に基づくものであり、本発明による半導体基板は、単結晶シリコン基板と、前記単結晶シリコン基板の最表面を除く表層領域に形成された転位層と、前記単結晶シリコン基板の前記最表面に形成されたバッファ層と、前記バッファ層の表面に形成された窒化ガリウム膜とを備えることを特徴とする。

また、本発明による半導体基板の製造方法は、単結晶シリコン基板の最表面を除く表層領域に転位層を形成する工程と、前記転位層が形成された前記単結晶シリコン基板の前記最表面にバッファ層を形成する工程と、前記バッファ層の表面に窒化ガリウム膜を形成する工程とを備えることを特徴とする。

本発明によれば、ＳＯＩ基板ではなく単純な単結晶シリコン基板を出発基板としてＧａＮ膜を形成することができ、反りやクラックが抑制された半導体基板及びその製造方法を提供することができる。

本発明の好ましい実施の形態による半導体基板の構造を示す略断面図である。 本実施形態による半導体基板の製造工程を示す模式図である。

以下、添付図面を参照しながら、本発明の好ましい実施の形態について詳細に説明する。

図１は、本発明の好ましい実施の形態による半導体基板の構造を示す略断面図である。

図１に示すように、本実施形態による半導体基板１は、単結晶シリコン基板１１と、単結晶シリコン基板１１の最表面１１ｓを除く表層領域に形成された転位層１２と、転位層１２の表面に形成されたバッファ層１３と、バッファ層１２の表面に形成されたＧａＮ膜１４とを備えている。

シリコン基板１１は、チョクラルスキー（ＣＺ）法によって引き上げられたシリコンインゴットから切り出された面方位（１１１）のＣＺウェーハである。特に限定されるものではないが、シリコン基板１１は、ｐ型不純物としてのボロン（Ｂ）やｎ型不純物としてのリン（Ｐ）がドープされたものであり、これらの不純物に基づくシリコン基板１１の比抵抗は０．００１Ω・ｃｍ以上１０００Ω・ｃｍ以下であることが好ましく、０．１Ω・ｃｍ以下であることがさらに好ましい。

シリコン基板１１の初期酸素濃度は特に限定されず、一般的に製造可能な酸素濃度の範囲であればよく、４×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上２．４×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下である。シリコン基板１１の厚みは、反り対策の観点から厚いものほど良く、シリコン基板の口径にもよるが、好ましくは０．９ｍｍ以上２．５ｍｍ以下である。

転位層１２は、シリコン基板１１の最表面１１ｓよりも深い位置に形成された不完全なシリコン結晶構造であり、空孔が高濃度に含まれているため、バッファ層１３及びＧａＮ膜１４の成長時の応力緩和層として機能する。転位層１２はシリコン基板の最表面１１ｓから深さ０．５μｍ以下の領域に形成されていることが好ましい。転位層１２は、アルゴンイオン等のイオン注入により形成することができるが、そのイオン注入条件としては、ＧａＮ膜１４内の転位密度を低減するため、シリコン基板の表面に単結晶構造が残るような加速エネルギーに設定する必要がある。シリコン表面までアモルファス化される加速エネルギーでは、シリコン基板１１の表面に高密度の転位が存在することになり、最終的にはＧａＮ膜１４の転位密度を増加させることになるからである。

イオン注入後のシリコン基板１１の表層は単結晶構造が乱されており、ＭＯＣＶＤ炉内でバッファ層１３及びＧａＮ膜１４を成長させる熱処理中に結晶回復していくが、転位を有する不完全な結晶構造となるため、バッファ層１３やＧａＮ膜１４の成長時の応力緩和層として有効に作用する。さらに、上記イオン注入条件によれば、バッファ層１３の成長時の熱処理でイオン注入に起因する転位が基板表面まで達していないため、転位がバッファ層内に伝播することを防止することができ、最終的にはＧａＮ膜の低転位化が可能となる。

バッファ層１３は、シリコン基板１１とＧａＮ膜１４との格子定数差を小さくする役割を果たす。バッファ層１３の膜厚は２μｍ程度であればよい。バッファ層１３は、ＡｌＮ層を形成後にＡｌＧａＮバッファ層の濃度を変化させた膜を複数回成長させ、最終的にＧａＮ膜を２μｍ成長させる。

単結晶シリコン基板１１の表面に単結晶ＳｉＣ膜を成膜する従来の方法として、１１００℃以下の温度で水素ガス雰囲気中にプロパンガスなどを導入してシリコン基板の表層のみを炭化（不完全なＳｉＣ膜を形成）後、さらに高温でシランガスとプロパンガスを導入して３Ｃ-ＳｉＣ単結晶膜を成長させる方法が知られている。このＳｉＣ膜は格子定数差が小さくなるためＧａＮ用基板のバッファ層としても利用されるが、生産性の低下や高温熱処理によるスリップの問題などある。

これに対し、本実施形態による半導体基板１０は、シリコン基板１１にアルゴン等をイオン注入して転位層１２を形成し、このシリコン基板１１の表面にＡｌＮ、ＡｌＧａＮ等のバッファ層１３を成長させているので、シリコンとＧａＮとの間の格子定数差や熱膨張係数差をさらに吸収することができる。したがって、ＧａＮの欠陥密度を小さくすることができ、高品質なＧａＮ膜１４を製造することが可能となる。

次に、半導体基板１０の製造方法について説明する。

図２は、半導体基板１０の製造工程を示す模式図である。

上記半導体基板１０の製造では、まず図２（ａ）に示すように、単結晶シリコン基板１１を用意する。単結晶シリコン基板１１は、チョクラルスキー（ＣＺ）法によって引き上げられたシリコンインゴットから切り出された面方位（１１１）のＣＺウェーハを用いることができる。上述の通り、シリコン基板１１の直径は１００ｍｍφ以上、厚みは０．９ｍｍ以上２．５ｍｍ以下、比抵抗は０．００１〜１０００Ω・ｃｍであることが好ましい。比抵抗は、ＣＺ法のシリコン融液に添加するボロン量やｎ型ドーパント量によって調整することができる。

次に、図２（ｂ）に示すように、単結晶シリコン基板１１上に転位層１２を形成する。転位層１２は、イオン注入装置にてシリコン基板を加熱させた状態で加速度エネルギー１５０ＫｅＶ、ドーズ量１Ｅ＋１５／ｃｍ^２のアルゴンイオンを基板表面側から注入することにより潜在的に形成される。その後のＭＯＣＶＤ炉内での熱処理工程により、転位層１２が顕在化する。イオン注入後のウェーハは、バッファ層１３の形成前に予め熱処理を行ってもよいが、コスト面からは事前に熱処理を施さず、ＭＯＣＶＤ炉内での熱処理工程を利用して転位層１２を顕在化させることが好ましい。

次に、図２（ｃ）及び（ｄ）に示すように、転位層１２が形成されたシリコン基板１１の最表面１１ｓにバッファ層１３及びＧａＮ膜１４を順次形成する。詳細には、転位層１２が形成されたシリコン基板１１をＭＯＣＶＤ炉に投入し、５００℃以上１１５０℃以下の水素含有雰囲気下でクリーニングを行い、ＡｌＮ膜を形成した後に、Ｇａ濃度を徐々に高濃度に変化させたＡｌＧａＮ膜を複数回成長させる。その後、最終的なＧａＮ膜を２μｍ成長させることにより、本実施形態による半導体基板１０が完成する。

以上説明したように、本実施形態によれば、シリコン基板１１とバッファ層１３との間に応力緩和層としての転位層１２が設けられていることから、バッファ層１３やＧａＮ膜１４の成長時においてシリコン基板１１の反りやクラックを抑制することができ、転位密度が低い良質なＧａＮ膜１４を成膜することができる。

以上、本発明の好ましい実施形態について説明したが、本発明は、上記の実施形態に限定されることなく、本発明の主旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能であり、それらも本発明の範囲内に包含されるものであることはいうまでもない。

例えば、上記実施形態においては、バッファ層１３がＡｌＮ膜及びＡｌＧａＮ膜の多層膜であるが、ＡｌＮ又は他の材料からなる単層膜であってもよい。また本発明は、通常のシリコン基板の他、ＳＯＩ基板に適用することも可能である。

［実施例１］
直径１５０ｍｍ、面方位（１１１）、厚み６２５μｍ、初期酸素濃度が１．５×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３、比抵抗が１０〜２０Ω・ｃｍに調整されたボロンドープのＣＺウェーハを用意した。

次に、イオンドーピング装置を用いてウェーハの表面に加速エネルギー１５０ＫｅＶ、ドーズ量１Ｅ＋１５／ｃｍ^２のアルゴンイオンを注入した。

その後、イオン注入されたＣＺウェーハを１０００℃で１時間の熱処理を行った。この熱処理中にアモルファス層が単結晶化すると共に転位が形成され、転位はシリコンウェーハの内部にのみ存在しており、表面にまで突き抜けていないことが分かった。このときのシリコンウェーハ表面の転位密度は０／ｃｍ^２であることがわかった。

［実施例２］
実施例１と同条件でイオン注入されたＣＺウェーハをＭＯＣＶＤ炉内に搭載し、９５０℃の温度にてＡｌＮ膜を成長させた後、Ｇａ濃度を２０％、５０％、８０％と順次高濃度にしたＡｌＧａＮ膜を成長させ、これによりバッファ層１３を形成した。そして引き続き、１１００℃の温度にてＧａＮ膜を２μｍ成長させて、半導体ウェーハのサンプル＃１を得た。こうして得られたウェーハサンプル＃１の表面を光学顕微鏡にて観察し、クラックの測定を行った結果、外周部の全周にクラックが発生していたが、その長さは０．５ｍｍ以下であった。また、ウェーハの反りを測定した結果、ウェーハの反りは２５μｍ以下であった。さらに、ウェーハ表面の転位密度を測定したところ、転位密度は約１E＋９／ｃｍ^２であることが分かった。

［実施例３］
実施例１と同一特性を有するＣＺウェーハを用意し、加速エネルギー７５ＫｅＶ、ドーズ量１Ｅ＋１５／ｃｍ^２のボロンイオンを注入した。その後、実施例２と同一条件下でバッファ層１３及びＧａＮ膜１４を形成し、半導体ウェーハのサンプル＃２を得た。その後、得られたウェーハサンプル＃２に対して、実施例２と同様の評価を行った。その結果、サンプル＃２の外周部に発生したクラックの長さは０．５ｍｍ以下であった。また、ウェーハの反りは２５μｍ以下であった。

さらに、ウェーハ表面の転位密度を測定したところ、転位密度は約８Ｅ＋８／ｃｍ^２であり、実施例２のサンプル＃１よりも転位密度がさらに低減していることが分かった。これは、ボロンがシリコン格子位置に入ることによりバッファ層との格子定数差が小さくなったためであると推察される。

［比較例１］
実施例１と同一特性を有するＣＺウェーハを用意し、このウェーハにアルゴンイオンを注入することなく、バッファ層１３及びＧａＮ膜１４の成膜のみを行った。すなわち、ウェーハをＭＯＣＶＤ炉内に搭載後、９５０℃の温度にてＡｌＮ膜を形成した後に２０％Ｇａ濃度のＡｌＧａＮ膜を形成し、順次５０％、８０％と高濃度のＡｌＧａＮ膜を成長させた。引き続きＧａＮ膜を１１００℃にて２μｍ成長させて、半導体ウェーハのサンプル＃３を得た。その後、得られたウェーハサンプル＃３に対して、実施例２と同様の評価を行った。その結果、外周部の全周に長さ１〜２ｍｍのクラックが発生していた。また、ウェーハの反りを測定した結果、ウェーハの反りは４５μｍであった。このときのシリコンウェーハ表面の転位密度は約５Ｅ＋９／ｃｍ^２であった。

［比較例２］
実施例１と同一特性を有するＣＺウェーハを用意し、加速エネルギー５０ＫｅＶ、ドーズ量１Ｅ＋１５／ｃｍ^２のアルゴンイオンを注入した。その後、実施例１と同一条件下でバッファ層１３及びＧａＮ膜１４を形成し、半導体ウェーハのサンプル＃４を得た。その後、得られたウェーハサンプル＃４に対して、実施例２と同様の評価を行った。その結果、サンプル＃４の外周部に発生したクラックの長さは０．５ｍｍ以下であった。また、ウェーハの反りは２５μｍ以下であった。このときのシリコンウェーハ表面の転位密度はサンプル＃３と同じく約５Ｅ＋９／ｃｍ^２であった。

１０ 半導体基板
１１ 単結晶シリコン基板
１１ｓ 単結晶シリコン基板の最表面
１２ 転位層
１３ バッファ層
１４ 窒化ガリウム（ＧａＮ）膜

Claims (5)

1. 単結晶シリコン基板と、前記単結晶シリコン基板の最表面を除く表層領域に形成された転位層と、前記単結晶シリコン基板の前記最表面に形成されたバッファ層と、前記バッファ層の表面に形成された窒化ガリウム膜とを備えることを特徴とする半導体基板。
2. 前記転位層は、前記単結晶シリコン基板の前記最表面から深さ０．５μｍ以下の領域に形成されていることを特徴とする請求項１に記載の半導体基板。
3. 単結晶シリコン基板の最表面を除く表層領域に転位層を形成する工程と、前記転位層が形成された前記単結晶シリコン基板の前記最表面にバッファ層を形成する工程と、前記バッファ層の表面に窒化ガリウム膜を形成する工程とを備えることを特徴とする半導体基板の製造方法。
4. 前記転位層を形成する工程は、前記単結晶シリコン基板の前記最表面に転位が発生しない条件下でイオン注入する工程を含むことを特徴とする請求項３に記載の半導体基板の製造方法。
5. 前記イオン注入する工程は、ドーズ量が５Ｅ＋１４ａｔｏｍｓ／ｃｍ^２以上５Ｅ＋１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^２以下のアルゴンイオンを注入する工程を含むことを特徴とする請求項４に記載の半導体基板の製造方法。

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