JP2014527714A - 半導体装置およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

ＬＥＤ用のＧａＮを製造する際に使用されるシリコンウェーハは、シリコン基板、窒化ホウ素アルミニウム（ＢｘＡｌ１−ｘＮ）のバッファ層、及びＧａＮの上層を含み、０．３５≰ｘ≰０．４５である。ＢＡｌＮは、Ｓｉ（１１１）表面上に、シリコンのセル単位長の約３分の２のセル単位長を有する、ウルツ鉱型結晶を形成する。ＢＡｌＮのＣ面は、２個のアルミニウムの原子に対して、約１個のホウ素の原子を有する。ウェーハ全体にわたって、ＢＡｌＮの窒素原子のみが、実質的にＳｉ（１１１）表面に対する結合を形成し、ＢＡｌＮの原子の最下面内には、ＢＡｌＮのアルミニウム原子又はホウ素原子は実質的に存在しない。ＢＡｌＮバッファ層の作製方法は、チャンバを流れる水素の０．０１体積％未満に等しい、第１の量のアンモニアをプリフローする工程の後に、トリメチルアルミニウム及びトリエチルホウ素を、次いで第２の量のアンモニアを、チャンバに流す工程を含む。

Description

本発明は全体として、シリコン上に窒化ガリウムを成長させる方法に関する。

窒化ガリウム（ＧａＮ）などのＩＩＩ族窒化物の薄膜は、効率的な光電子発光体の製造に使用される。従来より、ＧａＮは、サファイア基板（Ａｌ_２Ｏ_３）上に直接成長させてきた。ＧａＮは、エピタキシャル成長の高品質な結晶構造を達成するために、単一の３次元成長モードではなく、薄層として成長させる。ＧａＮのエピタキシャル層を、サファイア上ではなく、シリコン上に成長させることは、半導体工業用のシリコンの大量生産による規模の経済性により、多大なコストの節減をもたらす。結晶シリコンの生産用の大量の装置は、既に減価償却されている。その装置は、現在、発光ダイオード（ＬＥＤ）の生産で使用することができる。

しかしながら、シリコン基板上に、ＧａＮの高品質なエピタキシャル層を成長させる現行の試みは、完全には成功していない。ＧａＮとシリコンとの格子定数及び熱膨張係数の差が大きいために、ＧａＮは、シリコン基板上に直接エピタキシャル成長させるためには、あまり適切ではない。１０００℃を超える成長温度でさえも、ＧａＮの格子定数は、結晶シリコンの格子定数よりも遙かに小さいために、ＧａＮエピタキシャル層は、室温まで冷却される際に、クラックを生じることが多い。更には、ＧａＮは、シリコンよりも、遙かに大きい熱膨張係数を有する。そのため、シリコン上に高温で成長させたＧａＮの層が、室温へと冷却されるにつれて、シリコン結晶と比較した、より小さいＧａＮ結晶の格子距離は、更により顕著なものとなる。シリコン上に直接堆積されるＧａＮ層は、それらの層が冷却されるにつれて、更に大きい引張応力を受け、下層のシリコン基板を弓状に撓ませる恐れさえある。

それゆえ、ＧａＮとシリコンとの、異なる格子定数及び熱膨張係数を補正するために、シリコン基板とエピタキシャルＧａＮ層との間に、バッファ層を成長させる試みが行われてきた。例えば、ＡｌＮ、ＡｌＧａＮ、及びＡｌＧａＩＮのバッファ層を、シリコン基板とＧａＮ層との間に成長させてきた。これらのバッファ層を成長させることは、高コストな製造工程であるが、これは、バファ層内で使用される材料のためばかりではなく、バッファ層を成長させるための追加的時間が必要とされるためでもある。より大きいシリコン結晶格子によってＧａＮ結晶格子に加えられる引張応力を相殺するための、十分な圧縮応力を蓄積するために、それぞれが十分な厚さを有する、十分な数のバッファ層を成長させなければならない。

更には、既存のバッファ層の上に成長させることができるエピタキシャルＧａＮ層の品質は、粗悪なものであった。ＡｌＮ及びＡｌＧａＮのバッファ層を形成する現行の方法は、不連続部、転位、及び断層などの構造欠陥を含む、ＧａＮ層のエピタキシャル成長を生じさせるものであった。これらの欠陥は、ＧａＮ層のモルホロジー及び光学特性を劣化させ、それらのＧａＮ層を高品質ＬＥＤに使用することを不適切なものにする。

現行の実践方法よりも速く、かつ安価に、シリコン基板の上にバッファ層を成長させつつも、より構造欠陥が少ない高品質なエピタキシャルＧａＮ層を、それらのバッファ層上に成長させることを可能にするための方法が求められている。

発光ダイオード（ＬＥＤ）用の結晶窒化ガリウム（ＧａＮ）を製造する際に使用されるシリコンウェーハは、シリコン基板、窒化ホウ素アルミニウムのバッファ層、窒化アルミニウムガリウム（Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ）の第２バッファ層、及びＧａＮの上層を含む。窒化ホウ素アルミニウムのバッファ層は、組成Ｂ_ｘＡｌ_１−ｘＮ（式中、０．３５≦ｘ≦０．４５）を有する。シリコンウェーハは、少なくとも２００ミリメートルの直径、及びＳｉ（１１１）１×１表面（Ｓｉ（１１１）７×７再構成表面ではなく）を有する。ＢＡｌＮバッファ層は、基板のＳｉ（１１１）表面の上に重ねられ、厚さ１００〜１５０ナノメートルである。窒化アルミニウムガリウムの第２バッファ層は、窒化ホウ素アルミニウムのバッファ層と窒化ガリウムの上層との間に配置される。

窒化アルミニウム層にホウ素を追加することにより、格子サイズが低減され、窒化アルミニウムを単独で使用する場合よりも大きい圧縮応力を、より薄いバッファ層内に蓄積することが可能となる。既定量のホウ素を追加することによって、ＢＡｌＮは、Ｓｉ（１１１）表面上に、シリコンのセル単位長の約３分の２であるセル単位長を有する、ウルツ鉱型結晶構造で成長する。既定量のホウ素を追加することによって、そのＢＡｌＮ結晶のＣ面は、それぞれ２個のアルミニウムの原子に対して、約１個のホウ素の原子を有する。窒化アルミニウム層のアルミニウム原子の六角形内に、十分なホウ素を成長させることにより、ＢＡｌＮの格子サイズが低減され、３つごとのＢＡｌＮのセル単位が、２つごとのシリコンのセル単位に良好に結合する、規則的な格子不整合が形成される。この規則的な不整合は、ＢＡｌＮの核形成層とシリコン基板のＳｉ（１１１）表面との間に、滑らかな界面モルホロジーを作り出す。

ウェーハ全体にわたって、実質的にＢＡｌＮの窒素原子のみが、Ｓｉ（１１１）表面に対する結合を形成する。ウェーハ全体にわたって、ＢＡｌＮの原子の最下面内には、ＢＡｌＮのアルミニウム原子又はホウ素原子は実質的に存在せず、ＢＡｌＮの原子の最下面内には、実質的にＢＡｌＮの窒素原子のみが存在する。最下面内には、窒素原子のみが存在するため、ＢＡｌＮは、より少ない転位を有する、単一極性の材料として形成され、このことが、ＢＡｌＮとＳｉ（１１１）表面との間に、滑らかな界面モルホロジーを作り出す。シリコン及びＢＡｌＮは、ＢＡｌＮ＜０００１＞｜｜Ｓｉ＜１１１＞として配向される。シリコン基板とＢＡｌＮバッファ層との間には、いかなる量の金属アルミニウムも配置されない。更には、シリコン基板とＢＡｌＮバッファ層との間には、ＳｉＮ_ｘの層は存在しない。

ＢＡｌＮバッファ層の作製方法は、単一極性のＢＡｌＮを形成するために、トリメチルアルミニウム及びトリエチルホウ素を流す前に、第１の少量のアンモニアをプリフローする工程を含む。ＢＡｌＮバッファ層の結晶性は、ＢＡｌＮの初期核形成層の品質、及びＢＡｌＮとシリコン（１１１）表面との間の原子結合の性状によって、影響される。アンモニアのプリフロー工程のために、ＢＡｌＮの初期核形成層は、シリコンウェーハの表面全体の上に、窒素原子のみがシリコン（１１１）表面に結合して、成長を開始する。

第１の洗浄工程では、シリコン（Ｓｉ）の基板を、有機金属気相成長（ＭＯＣＶＤ）装置の反応チャンバ内で、９５０℃を超える温度まで加熱する。次いで、水素（Ｈ_２）が、シリコン基板の表面の各平方センチメートルにわたって１０６〜１１８立方センチメートル／分の間の水素の量でチャンバに流される。一態様では、水素が流れている間のチャンバ内の温度は１１００℃を超える。

アンモニアのプリフロー工程では、水素がまだチャンバに流れている間に、第１の量のアンモニアが反応チャンバに流される。第１の量のアンモニアはチャンバを流れる水素の０．０１体積％未満である。第１の量のアンモニアは、シリコン基板の表面の各平方センチメートルにわたって毎分０．００６立方センチメートルを超えない。このアンモニアのプリフロー工程は、３０秒〜３分の間、実行される。アンモニアのプリフロー工程中のチャンバ内の温度は、１０００℃〜１０５０℃である。

次いで、水素及び第１の量のアンモニアがチャンバにまだ流れている間に、トリメチルアルミニウム（Ａｌ_２（ＣＨ_３）_６、ＴＭＡｌ）及びトリエチルホウ素（Ｂ_２（ＣＨ_２ＣＨ_３）_６、ＴＥＢ）がチャンバに流される。トリメチルアルミニウム及びトリエチルホウ素は、毎分約９０マイクロモルの合計量で、１０〜１５分間、チャンバに流される。

次いで、トリメチルアルミニウム及びトリエチルホウ素がチャンバにまだ流れている間に、第２の量のアンモニアがチャンバに流される。第２の量のアンモニアは、チャンバを流れる水素の０．００２体積％超である。一態様では、チャンバに流される第２の量のアンモニアは、水素、トリメチルアルミニウム、トリエチルホウ素、及びアンモニアの総量の５％弱である。

ＬＥＤを製造する際に使用される素子は、シリコン基板、アルミニウム原子及び窒素原子を含むウルツ鉱型結晶格子、並びにウルツ鉱型結晶格子のサイズを低減するための手段を含む。このシリコンの基板はＳｉ（１１１）表面を有する。シリコン結晶格子が、第１の長さのセル単位を有して、このＳｉ（１１１）表面の全域にわたって存在する。ウルツ鉱型結晶格子は、Ｓｉ（１１１）表面と平行なＣ面を有し、このＣ面内のセル単位は、第２の長さを有する。この手段は、ウルツ鉱型結晶格子内に組み込まれ、第２の長さの３倍が、第１の長さの２倍に等しくなるように、ウルツ鉱型結晶格子のセル単位の第２の長さを減少させる。

更なる詳細並びに実施形態及び技術は、以下の「発明を実施するための形態」で、説明される。この「発明の概要」は、本発明を規定することを意図するものではない。本発明は、特許請求の範囲によって規定される。

添付図面は、同様の符号が同様の構成要素を示し、本発明の実施形態を例示する。

シリコン基板の上の、ＢＡｌＮ及びＡｌＧａＮのバッファ層上での、単結晶ＧａＮ層の成長を示す断面図である。

図２ａはシリコンの結晶構造のモデルである。

図２ｂはシリコン結晶のＳｉ（１１１）１×１表面に沿った、シリコン原子の図である。

ウルツ鉱型窒化アルミニウムの結晶構造のモデルである。

Ｓｉ（１１１）１×１表面に沿って、シリコンの結晶構造の上に重ね合わされた、ＡｌＮのＣ面内の、アルミニウム六角形の結晶構造の図である。

一部のアルミニウム原子が、ホウ素原子で置換されている、図４の窒化アルミニウム結晶の頂部又は底部の六角形構造の図である。

図４の窒化アルミニウム結晶のセル単位長を算出するために使用される幾何学である。

図４の結晶のＣ面内の３つごとのアルミニウム原子が、ホウ素原子で置換される結晶の、セル単位長を算出するために使用される幾何学である。

ＡｌＮのアルミニウムの３つごとの原子が、ホウ素原子によって置換されている、ＢＡｌＮのＣ面の図である。

Ｓｉ（１１１）１×１表面に沿って、シリコンの結晶構造の上に重ね合わされた、ＢＡｌＮのＣ面内のアルミニウム及びホウ素の六角形の結晶構造の図である。

Ｓｉ（１１１）表面に対して垂直に示される、シリコン基板及びＢＡｌＮ核形成層の結晶構造の図である。

結晶のＣ面内の３つごとのアルミニウム原子が、ホウ素原子で置換される、ウルツ鉱型窒化ホウ素アルミニウムの結晶構造のモデルである。

シリコン基板上に、ＢＡｌＮの初期核形成層を成長させるための方法のフローチャート図である。

図１２の方法の間に反応チャンバを流れる、水素、トリメチルアルミニウム、トリエチルホウ素、及びアンモニアのガスフローのグラフである。

シリコン基板の上の、ＡｌＮ及びＢＡｌＧａＮのバッファ層上での単結晶ＧａＮ層の成長を示す断面図である。

本発明の幾つかの実施形態が詳細に参照され、その実施例が添付の図面で示される。

図１は、本発明の第１の実施形態での、シリコン基板１１の上のバッファ層上での、単結晶ＧａＮ層１０の成長を示す概略図である。窒化ホウ素アルミニウム（Ｂ_ｘＡｌ_１−ｘＮ）１２のバッファ層を、最初にシリコン基板１１上に成長させる。次いで、窒化アルミニウムガリウム（Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ）１３の上位バッファ層を、窒化ホウ素アルミニウム層１２の上に成長させる。最後に、窒化アルミニウムガリウム１３の最上層の上に、ＧａＮ層１０を成長させる。一部の実施形態では、ＧａＮ層は、幾つかのサブレイヤーを含む。窒化ホウ素アルミニウム１２のバッファ層は、下位の初期核形成層１４及びより厚い上層１５で構成される。

窒化ガリウム（ＧａＮ）層１０を成長させる前に、シリコン基板上に、バッファ層を最初に成長させることに関しては、幾つかの理由が存在する。第１に、ガリウムをシリコン基板と直接反応させた場合には、ガリウムによる、シリコン基板１１のメルトバックエッチングが発生する。このガリウムとシリコンとの反応は、ＧａＮ層１０の劣悪な結晶品質及びモルホロジーをもたらす。第２に、ＧａＮがシリコン上に堆積される際に、ＳｉＮ_ｘが形成される場合があり、このことにより、ＧａＮ層が厚化する前の、シリコン基板の全表面にわたる２次元成長の代わりに、ＧａＮ結晶の３次元成長がもたらされる。３次元結晶成長は、２次元結晶成長の場合よりも、低品質なＧａＮ層をもたらす。第３に、ＧａＮと結晶シリコンとの間の格子不整合は、ＧａＮ層に対する、シリコンとの界面での大きい引張歪みを引き起こす。ＧａＮとシリコンの六角形表面方位Ｓｉ（１１１）との間の、室温での格子不整合は約１６．９％である。第４に、ＧａＮの面内熱膨張係数とＳｉ（１１１）の面内熱膨張係数とは大きく異なる（ＧａＮに関しては、５．５９×１０^−６Ｋ^−１、及びＳｉに関しては、２．６×１０^−６Ｋ^−１）。この熱膨張係数の差異は、成長温度から室温への冷却時にＧａＮ層のクラッキングを生じさせる恐れがある。

シリコン上にＧａＮを直接成長させることによって引き起こされる、これらの問題点を解決するために、典型的には、シリコンとＧａＮとの間にバッファ層が堆積される。例えば、シリコン基板１１上に、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）の層を最初に堆積させ、続いて、窒化アルミニウムガリウム（Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ）の追加バッファ層１３を堆積させることができる。この窒化アルミニウム層及び他のバッファ層により、上述の４つの問題点が軽減される。第１に、窒化アルミニウムのバッファ層によって、ガリウムは、シリコン基板１１と接触することが不可能となる。第２に、シリコン基板上にＧａＮを直接成長させないため、シリコンの表面上での、非晶質ＳｉＮ_ｘの形成（これは、通常であればＧａＮの結晶形成を劣化させる）を防止することができる。第３に、バッファ層を追加することによって、最上バッファ層とＧａＮ層との界面での格子不整合は、ＧａＮとＳｉ（１１１）との間の不整合の場合よりも著しく小さい。ＧａＮとＳｉ（１１１）との間の格子不整合は、窒化アルミニウムの、より小さい格子定数によって補正され、このより小さい格子定数が、ＧａＮに圧縮応力を加えることにより、下層のＳｉ（１１１）からのＧａＮの引張応力を相殺する。第４に、この窒化アルミニウムのより小さい格子定数は、シリコン結晶と比較して、より大きい比率のＧａＮ結晶の収縮（双方が成長温度から室温へと冷却される際の）を補正する。

しかしながら、窒化アルミニウム及び窒化アルミニウムガリウムのバッファ層を成長させることは、それらのバッファ層内で使用される材料のために、またバッファ層を成長させるための追加的時間も必要とされるために製造コストを増大させる。より大きいシリコン結晶格子によってＧａＮ結晶格子に対して加えられる、引張応力を相殺するための圧縮応力を蓄積するために、十分な厚さを有する十分な数のバッファ層を成長させるには、数時間を要する場合がある。

それらのバッファ層は、バッファ層の結晶格子の品質を維持しなければならないため、恣意的に急速成長させることができない。ＧａＮ層及び他のエピタキシャル層の品質は、下方のバッファ層の品質に応じて決定される。例えば、シリコン上に直接ＧａＮを成長させることから生じる、前述の４つの問題点を解決するために、窒化アルミニウムの層を単に成長させることは、必ずしも高品質のＧａＮをもたらすものではない。最低位の核形成バッファ層１４の、その転位密度及び表面モルホロジーなどの特性は、上位のエピタキシャル層の特性に影響を及ぼす点で、極めて重要である。この核形成層は、上位バッファ層のための、また最終的にはＧａＮ層１０のための結晶学的テンプレートとしての機能を果たす。最低位のバッファ層の特性は、同様に、窒化アルミニウムの成長が開始される条件によって、及び窒化アルミニウムの成長の前に、どのようにシリコン基板１１が処理されるかによって大部分が決定される。

Ｓｉ（１１１）の上に成長させる窒化アルミニウム層内での、低い転位密度を達成することは、窒化アルミニウムとＳｉ（１１１）との２３．４％の格子不整合によって阻止されるであろうと考えられる。シリコン結晶の（１１１）面内での、シリコン原子間の距離は、３．８４０オングストロームであり、その一方で、ウルツ鉱型窒化ホウ素アルミニウムのＣ面内での、アルミニウム原子間又は窒素原子間の距離は３．１１２オングストロームである。しかしながら、窒化アルミニウム／Ｓｉ界面での、ミスフィット転位の、規則的間隔での結晶応力の緩和を可能にする、シリコンのＳｉ（１１１）面と窒化アルミニウムのＣ面との格子の合致により、窒化アルミニウムとＳｉ（１１１）との間の滑らかな界面モルホロジーを、依然として達成することができる。しかし、その滑らかな界面モルホロジーを得るためには、同じタイプのミスフィット転位を規則的間隔で発生させることが、極めて重要である。

バッファ層とＳｉ（１１１）との間に滑らかな界面を生じさせる、最低位のバッファ層の成長を開始させるための１つの方法は、シリコン基板上に、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）の核形成層を成長させることを伴う。一態様では、この基板は、（１１１）面に沿って切断された、８インチのシリコンウェーハである。

図２Ａは、シリコンの結晶構造１６を示す図である。シリコンウェーハが切り出される（１１１）面は、図２Ａのシリコン原子Ａ、Ｃ、及びシリコン原子Ｆと交差する平面である。シリコン原子Ａ、Ｆ、及びシリコン原子１７は、（０１０）面を画定し、この面内で、それらのシリコン原子は、正方形フォーマットを形成する。同一の（１００）面、（０１０）面、及び（００１）面の正方形の、隣り合う角のシリコン原子間の距離は５．４３１オングストロームである。しかしながら、（１１１）面の六角形フォーマットの、隣り合うシリコン原子間には、より短い距離が存在する。例えば、（１１１）面内での、原子Ａと原子Ｂとの距離は、３．８４０オングストロームに過ぎない。Ｓｉ（１１１）の六角形フォーマット内での、このより短い原子間の距離は、窒化アルミニウムのＣ面に沿った六角形フォーマット内での、窒素原子間の距離に良好に整合する。図２Ｂは、（１１１）面が、そのページの平面と合致する、図２Ａの原子Ａ〜Ｆを示す。シリコンウェーハが、約８５０℃を超えて加熱されると、そのシリコンウェーハの表面は、Ｓｉ（１１１）７×７再構成の二量体−吸着原子−積層（ＤＡＳ）欠陥構造から、図２Ｂに示す規則的なＳｉ（１１１）１×１構造１８へと変化する。より安定なファセットＳｉ（１１１）７×７表面構造は、シリコン基板が約８５０℃を超えて加熱されると、規則的なＳｉ（１１１）１×１六角形構造１８へと分解する。

図３は、ウルツ鉱型窒化アルミニウム（ＡｌＮ）の結晶構造１９を示す図である。小さいほうの球は、アルミニウム原子２０を表し、大きいほうの球は、窒素原子２１を表す。窒化アルミニウム結晶のＣ面は、この結晶の上面及び底面上に六角形を形成する、６個のアルミニウム原子の全てと交差する。アルミニウム原子２０は、四面体の４つの角の各窒素原子２１に結合されるため、六角形内の定位置で保持される。Ｃ面内の六角形の周囲の、隣り合うアルミニウム原子間の距離は、約３．１１２オングストロームである。それゆえ、中央の六角形の周囲の、隣り合う窒素原子間の距離もまた、約３．１１２オングストロームである。窒化アルミニウムのＣ面に沿った、窒素の六角形及びアルミニウムの六角形は、シリコン基板のＳｉ（１１１）１×１表面上のシリコン原子の六角形フォーマットに、ほぼ整合する。

図４は、Ｓｉ（１１１）１×１表面上のシリコン基板の結晶構造の上に重ね合わされた、窒化アルミニウムのＣ面内の、アルミニウム六角形の結晶構造の図である。シリコン六角形の周囲の原子間の距離は、３．８４０オングストロームであり、窒化アルミニウムの六角形の周囲の原子間の距離は、３．１１２オングストロームであるため、各シリコンのセル単位の格子距離は、約６．６５２オングストロームであり、各窒化アルミニウムのセル単位の格子距離は、約５．３９０オングストロームである。それゆえ、２３．４％の格子不整合が存在する。しかしながら、図４に示すように、５つの窒化アルミニウムのセル単位の幅（２６．９５オングストローム）は、４つのシリコンのセル単位の幅（２６．６１オングストローム）に、ほぼ整合する。５つごとの窒化アルミニウムのセル単位は、４つごとのシリコンのセル単位に良好に結合することができる。

それゆえ、周期的な格子不整合によって可能となる、均等なトポロジーを有するＡｌＮの核形成層を、Ｓｉ（１１１）１×１表面の上に成長させることができ、その核形成層は、ＡｌＮバッファ層の残部、ＡｌＧａＮの上位バッファ層、また最終的にはＧａＮ層のための、結晶学的テンプレートとしての機能を果たす。

次いで、このＡｌＮ結晶の、より小さい格子サイズを使用して、窒化アルミニウムガリウム（Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ）の連続バッファ層を、格子サイズを徐々に大きくして成長させることによって、圧縮応力を蓄積することができる。窒化アルミニウムガリウム（Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ）の各上位バッファ層の組成は、更に大きい格子サイズを生成するために、より多くのガリウム、及びより少ないアルミニウムを含有する。上方の結晶格子のそれぞれは、その下の若干小さい結晶格子の上に適合しなければならず、このことにより上方の格子が圧縮される。最後に、最上バッファ層の上に窒化ガリウム層を成長させるが、この窒化ガリウムの格子サイズは、ｘが小さい値の、窒化アルミニウムガリウム（Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ）の最上バッファ層よりも若干大きい。ＧａＮの熱膨張係数が５．５９×１０^−６Ｋ^−１であり、Ｓｉ（１１１）の熱膨張係数が２．６×１０^−６Ｋ^−１に過ぎないことにより、成長温度から室温へとウェーハが冷却されるにつれて、窒化ガリウム層が、シリコン基板が収縮するよりも大きく収縮する際に生じる引張応力を、各連続バッファ層の圧縮応力の合計が相殺する。

ＧａＮ格子とシリコン格子との間の引張応力を相殺するための、十分な圧縮応力を蓄積するために、これらのバッファ層は比較的厚いものでなければならない。各下位バッファ層は、上方の層に応力を加えるために、十分に堅牢でなければならない。下位層が過度に薄い場合には、その格子は、より大きい上方の層の格子によって単に伸長される。窒化アルミニウムの下位バッファ層は、上位の窒化アルミニウムガリウム層に対して、安定な基底部を提供するために、典型的には、厚さ約２５０ナノメートルである。また窒化アルミニウムガリウム層の総厚は、典型的には、窒化アルミニウム層の約３倍の厚さである。これらの厚い窒化アルミニウム層及び窒化アルミニウムガリウム層を成長させるには、数時間を要する場合がある。

Ｓｉ（１１１）表面と窒化ガリウムとの間に、バッファ層を急速に成長させるための方法が開示される。この方法は、バッファ層をより薄くすることを可能にする。より薄いバッファ層は、より速く成長させることができ、かつ使用する原材料を、より少なくすることができる。結晶格子のサイズを低減し、かつ熱膨張係数を低下させるために、窒化アルミニウム層及び／又は窒化アルミニウムガリウム層に、ホウ素が追加される。より小さい結晶格子は、より薄いバッファ層を使用して、同じ量の圧縮応力を蓄積させることを可能にする。各薄いバッファ層の格子が、上方のバッファ層の、より大きい格子によって伸長される場合であっても、窒化ホウ素アルミニウムの最低位のバッファ層が、更に小さい格子サイズで開始されるため、各連続バッファ層の所望の格子サイズを達成することができる。更には、バッファ層を、より薄いものにしつつも、冷却される際の、それらの層の安定性を維持することができるが、これは、ホウ素の追加によって、それらの層の収縮が低減されるためである。ＡｌＮの熱膨張係数は、４．１５×１０^−６Ｋ^−１であり、その一方で、ＢＮの熱膨張係数は、２．３×１０^−６Ｋ^−１に過ぎない。より多くのホウ素原子で、ＡｌＮバッファ層内のアルミニウム原子を置換するにつれて、その窒化ホウ素アルミニウムの熱膨張係数は、４．１５×１０^−６Ｋ^−１から、２．３×１０^−６Ｋ^−１まで減少する。

この場合も、Ｓｉ（１１１）の上に成長させる窒化ホウ素アルミニウム層内で、低い転位密度を達成することは、窒化アルミニウムにホウ素が追加されると、５つのＡｌＮセル単位の長さ２６．９５オングストロームが、Ｓｉ（１１１）の４つのセル単位の長さ２６．６１オングストロームに、もはや整合しないため、不可能であろうと考えられる。それゆえ、整数個のＢ_ｘＡｌ_１−ｘＮのセル単位の全長が、整数個のシリコンのセル単位の全長とほぼ等しくなるように、ホウ素の量ｘが選択される。２つのシリコンのセル単位、及び３つの窒化ホウ素アルミニウムのセル単位のそれぞれでの、ミスフィット転位の規則的間隔を可能にすることによって、窒化ホウ素アルミニウムとＳｉ（１１１）との間の滑らかな界面モルホロジーを生成する方法が開示される。規則的なミスフィット転位を達成することは、滑らかな界面モルホロジーを得るために極めて重要である。

図５は、一部のアルミニウム原子２０が、ホウ素原子２２で置換されている、図３の窒化アルミニウム結晶の頂部又は底部の六角形構造を示す。ホウ素原子でアルミニウム原子を置換すると、ホウ素原子とアルミニウム原子との距離は、２個のアルミニウム原子間の距離よりも小さくなる。Ａｌ−Ｂ結合の長さは約２．２５オングストロームであるが、アルミニウム原子とホウ素原子との距離は、それらの原子が、Ｎ−Ａｌ結合及びＮ−Ｂ結合によって六角形リング内の定位置に保持される場合、幾分大きいものとなる。ホウ素原子の量は、窒化ホウ素アルミニウムの３つのセル単位の長さが、ほぼＳｉ（１１１）の２つのセル単位の長さである、約１３．３０オングストロームとなるように選択される。

図６は、窒化アルミニウムのセル単位長を算出する一方法を示し、この方法は、４．４３オングストローム（１３．３０?／３）のセル単位長を達成するために追加される、ホウ素の量を決定するための出発点として使用される。アルミニウム−窒素結合は、約１．９１オングストロームの長さを有し、窒素は１０９．５度の正四面体角で結合を形成する。それゆえ、互いに対角線上で向かい合う六角形リング上のアルミニウム原子間の距離は、図６に示すように、結合Ａｌ−Ｎ−Ａｌ−Ｎ−Ａｌを使用して算出することができる。１．９１オングストロームのＡｌ−Ｎ結合の距離に関しては、ＡｌＮのセル単位長は５．３９オングストロームである。

図７は、六角形リングを横切る対角線内の、３つごとのアルミニウム原子を、ホウ素原子で置換した場合に、ホウ素−窒化アルミニウムのセル単位長が、約４．４３オングストロームとなる理由を示す。１．９１オングストロームのＡｌ−Ｎ結合の長さ、及び１．５２オングストロームのＢ−Ｎ結合の長さに関して、図７に示すＢＡｌＮのセル単位の長さは、約√２／２（１．５２?＋３{１．９１?}）であり、これは４．４３オングストロームに等しい。

図８は、ＡｌＮのアルミニウムの３つごとの原子が、ホウ素原子によって置換される場合に、ＢＡｌＮのＣ面がどのように現れるかを示す。図８に示すＢＡｌＮの構成では、ホウ素原子と、隣り合うアルミニウム原子とのＣ面内での距離は、約２．５６オングストロームである。

図９は、Ｓｉ（１１１）１×１表面上で、シリコン基板の結晶構造の上に重ね合わされた、窒化ホウ素アルミニウムのＣ面内の、アルミニウム原子及びホウ素原子の六角形の結晶構造の図である。シリコン六角形の周囲の原子間の距離は３．８４０オングストロームであり、窒化ホウ素アルミニウムの六角形の周囲の原子間の距離は２．５６オングストロームであるため、各シリコンのセル単位の格子距離は、約６．６５２オングストロームであり、各窒化ホウ素アルミニウムのセル単位の格子距離は、約４．４３オングストロームである。図９は、３つごとの窒化ホウ素アルミニウムのセル単位が、２つごとのシリコンのセル単位に良好に結合し得ることを示す。

図１０は、Ｓｉ（１１１）１×１表面及び窒化ホウ素アルミニウムのＣ面に対して垂直に示される、シリコン基板及び窒化ホウ素アルミニウムの結晶構造の図である。図１０は、窒化ホウ素アルミニウム結晶の３つごとのセル単位が、どのように、Ｓｉ（１１１）１×１表面上の２つごとのセル単位に、ほぼ整合するかを示す。窒化ホウ素アルミニウムの表面構造とシリコンの表面構造との間の規則的な不整合により、窒化ホウ素アルミニウムの結晶は、低い転位密度を有して成長することが可能になる。

しかしながら、Ｓｉ（１１１）１×１表面上で形成を開始する、窒化ホウ素アルミニウム結晶の全ての島状構造が、同じ極性を有さない場合には、窒化ホウ素アルミニウムのバッファ層の転位密度は、著しく高いものとなる。窒化ホウ素アルミニウム結晶の一部の島状構造が、シリコンに結合された窒素原子で形成される一方で、窒化ホウ素アルミニウム結晶の他の島状構造が、シリコンに結合されたアルミニウム原子又はホウ素原子のいずれかで形成される場合には、反対の極性を有する結晶の島状構造が共に成長する場所に、不連続部及び積層欠陥が形成される。図１０は、開示される方法を使用して形成される、窒化ホウ素アルミニウムの初期核形成層が、Ｓｉ（１１１）１×１表面に結合される、窒素原子のみを有することを示す。基板ウェーハ全体にわたって、窒化ホウ素アルミニウムの原子の最下面内には、実質的に、窒化ホウ素アルミニウムの窒素原子のみが存在する。開示される方法を使用して形成される、窒化ホウ素アルミニウムの初期核形成層は、単一の極性を有するため、２×１０^９ｃｍ^−２未満の転位密度を有する核形成層の上方に、ＧａＮ層を成長させることが可能である。

図１１は、ウルツ鉱型窒化アルミニウム（ＡｌＮ）の結晶構造１９を示す図である。厚い外殻の球体は、ホウ素原子２２を表し、薄い外郭の球体は、アルミニウム原子２０を表し、平行線模様の球体は、窒素原子２１を表す。窒化ホウ素アルミニウム結晶のＣ面は、この結晶の上面上の六角形を形成する、３個のアルミニウム原子及び３個のホウ素原子と交差する。窒化ホウ素アルミニウムのＣ面に沿った窒素の六角形、又はホウ素／アルミニウムの六角形は、シリコン基板のＳｉ（１１１）１×１表面上のシリコン原子の２つごとの六角形に整合する。

図１１の組成を有する窒化ホウ素アルミニウムの各ウルツ鉱型結晶は、それぞれ１０個のアルミニウム原子に対して、７個のホウ素原子を有する。窒化ホウ素アルミニウムは、ホウ素原子及びアルミニウム原子の合計数と同じ数の窒素原子を有する。そのため、図１１に示す窒化ホウ素アルミニウム結晶の組成は、Ｂ_７Ａｌ_１０Ｎ_１７、又はＢ_０．４１Ａｌ_０．５９Ｎである。より小さい窒化ホウ素アルミニウム結晶格子と、より大きいＳｉ（１１１）結晶格子との、最適な結晶格子の整合は、それゆえ、Ｂ_ｘＡｌ_１−ｘＮ（式中、０．３５≦ｘ≦０．４５）を成長させることによって達成することができる。更には、より小さい窒化ホウ素アルミニウム結晶格子と、より大きいＳｉ（１１１）結晶格子との最適な結晶格子の整合は、Ｓｉ（１１１）表面上に、シリコンのセル単位長の約３分の２（６４％〜６８％）の、Ｃ面内でのセル単位長を有する、窒化ホウ素アルミニウムを成長させることによって達成することができる。

更には、１７個ごとのアルミニウム原子のうちの７個を、ホウ素原子で置換することによって、Ｂ_０．４１Ａｌ_０．５９Ｎの熱膨張係数は、ＡｌＮの係数よりも、ＢＮの係数に４１％接近する。Ｂ_０．４１Ａｌ_０．５９Ｎの熱膨張係数は、３．４×１０^−６Ｋ^−１に低下する。それゆえ、Ｂ_０．４１Ａｌ_０．５９Ｎのバッファ層は、ウェーハが成長温度から室温へと冷却される際に、ＡｌＮのバッファ層よりも収縮が少なく、冷却中に上方のＧａＮ層に加わる応力はより小さい。

窒化ホウ素アルミニウムとＳｉ（１１１）との間に滑らかな界面を生じさせる、窒化ホウ素アルミニウムの成長を、開始させるための方法が開示される。この方法は、低い転位密度を有する、窒化ホウ素アルミニウムの単一極性バッファ層を成長させる。この窒化ホウ素アルミニウムのバッファ層の上に成長させる、後続のバッファ層は、高品質の結晶形を保持し、より高品質のＧａＮ層及び他のエピタキシャル層がそれらのバッファ層の上に成長することを可能とする。

図１２は、シリコン基板上に、高品質の窒化ホウ素アルミニウム核形成層を成長させるための方法２３の工程を示す、フローチャート図である。第１の工程２４では、チャンバ内で、シリコン（Ｓｉ）の基板を、９５０℃を超える温度まで加熱する。一態様では、この基板は、有機金属気相成長（ＭＯＣＶＤ）システム（有機金属気相エピタキシーシステムとも称される）の反応チャンバ内で、１１４０℃の温度まで加熱される。この基板は、（１１１）面に沿って切断された、３つの８インチシリコンウェーハの形態である。３つのウェーハは、４６５ミリメートルの直径を有する、ウェーハ収容部上に定置される。

工程２５では、ウェーハからＳｉＯ_２を除去し、また全般的には、シリコン基板の表面を洗浄するために水素がチャンバに流される。基板の表面の各平方センチメートルにわたって、毎分１０６〜１１８立方センチメートルの水素が流れる。一態様では、毎分１８０〜２００リットルの水素がチャンバに流される。シリコン基板を、水素フロー中で、１１４０℃で約１５分間ベーキング処理して自然酸化物を除去する。次いで、チャンバ内の温度を、約１０２０℃まで低下させる。

工程２６では、水素がチャンバにまだ流れている間に、第１の量のアンモニア（ＮＨ３）がチャンバに流される。第１の量のアンモニアは、チャンバを流れる水素の、０．０１体積％未満である。第１の量のアンモニアは、３０秒〜３分の間、チャンバに流される。一態様では、毎分１０立方センチメートル未満のアンモニアを、４６５ｍｍウェーハ収容部の上に流す。それゆえ、毎分０．００５８８立方センチメートル未満のアンモニアが、シリコン基板の表面の各平方センチメートルにわたって流れる。１０２０℃では、この第１の量のアンモニアは、シリコン基板の表面の上にＳｉＮ_ｘの層を形成するためには不十分である。しかしながら、この第１の量のアンモニアは、Ｓｉ（１１１）１×１表面上に、少数のＳｉ−Ｎ結合を形成するためには十分である。

工程２７では、水素がチャンバにまだ流れている間に、トリメチルアルミニウム（Ａｌ_２（ＯＨ_３）_６）などのアルキルアルミニウム前駆物質がチャンバに流される。トリメチルアルミニウムは、毎分約５０マイクロモルの量でチャンバを流れる。一態様では、毎分５０マイクロモルのトリメチルアルミニウムが１０〜２０分の間、チャンバに流される。

工程２８では、水素がチャンバにまだ流れている間に、トリエチルホウ素（Ｂ_２（ＣＨ_２ＣＨ_３）_６、ＴＥＢ）などのアルキルホウ素前駆物質がチャンバに流される。トリエチルホウ素は、毎分約４０マイクロモルの量でチャンバを流れる。一態様では、毎分４０マイクロモルのトリエチルホウ素を、１０〜１５分の間、チャンバに流す。トリエチルホウ素をチャンバに追加する際、窒化ホウ素アルミニウムのウルツ鉱型結晶内への、ホウ素の組み込みを補助するために、温度を約１０２０℃から約１１５０℃まで上昇させ、圧力を約５０Ｔｏｒｒから約５５Ｔｏｒｒまで上昇させる。

工程２９では、トリメチルアルミニウム及びトリエチルホウ素がチャンバにまだ流れている間に、第２の量のアンモニアがチャンバに流される。第２の量のアンモニアは、チャンバを流れる水素の、０．００２体積％超である。一態様では、チャンバを流れる第２の量のアンモニアは、水素、アンモニア、トリメチルアルミニウム、及びトリエチルホウ素の総量の、５％弱である。第２の量のアンモニアが、合計流量の５％弱で、約１５分間チャンバを流れると、窒化ホウ素アルミニウム（Ｂ_０．４１Ａｌ_０．５９Ｎ）の初期核形成層１４が、２５〜５０ナノメートルの厚さまで成長する。窒化ホウ素アルミニウムのバッファ層１２の結晶性は、初期核形成層１４の品質、及びシリコン（１１１）表面と窒化ホウ素アルミニウムとの間の原子結合の性状に関連する。工程２６でのアンモニアのプリフロー工程のために、初期核形成層１４は、８インチウェーハの表面全体にわたって、シリコン（１１１）表面に窒素原子のみが結合されて成長を開始する。

工程３０では、トリメチルアルミニウム及びトリエチルホウ素のフローを増大させ、チャンバ内の温度を上昇させて、その増大したフローの下で、窒化ホウ素アルミニウムのバッファ層を、約１００〜１５０ナノメートルの総厚まで、更に７５〜１００ナノメートル成長させる。工程３０では、トリメチルアルミニウムのフローは、毎分約１００マイクロモルまで増大され、トリエチルホウ素のフローは、毎分約７０マイクロモルまで増大される。チャンバ内の温度は、約１１２０℃まで上昇させる。

工程３１では、窒化アルミニウムガリウム（Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ）１３の上位バッファ層を、窒化ホウ素アルミニウム層１２の上に成長させる。例えば、窒化アルミニウムガリウムの３つの層を、ガリウムの量を増大させながら成長させる。窒化アルミニウムガリウムの各層を、約２０分で、約１００ナノメートルの厚さまで成長させる。それゆえ、Ｂ_ｘＡｌ_１−ｘＮ及びＡｌ_ｘＧａ_１−ｘＮのバッファ層の全体は、約１．２５時間で、約４００ナノメートルの厚さまで成長させることができる。

図１３は、洗浄、プリフロー、窒化ホウ素アルミニウムのバッファ層の形成の初期成長、及びより厚い成長の段階の間に、反応チャンバを通る、水素、アンモニア、トリメチルアルミニウム、及びトリエチルホウ素のフローを表すグラフである。他の実施形態では、１つの工程ではなく、より高いトリメチルアルミニウムの濃度及びトリエチルホウ素の濃度の、複数の段階で、追加的な７５〜１００ナノメートルの窒化ホウ素アルミニウムを成長させる。

窒化ホウ素アルミニウムの初期核形成層１４は、トリメチルアルミニウム及びトリエチルホウ素が、工程２７、２８でチャンバに流れ始めるときに、かつ第２の量のアンモニアが工程２９でチャンバに流される前に、最初に形成を開始する。それゆえ、トリメチルアルミニウムからのアルミニウム、及びトリエチルホウ素からのホウ素が、基板表面と接触する前に、シリコン基板１１のＳｉ（１１１）１×１表面上には、極めて少量の窒素が存在する。窒化ホウ素アルミニウムの最初の種結晶が形成される際、アルミニウム原子及びホウ素原子は、基板表面上のシリコン原子と直接にではなく、Ｓｉ（１１１）１×１表面上に存在する窒素原子に対して、結合を形成する。シリコンウェーハ全体にわたって形成される窒化ホウ素アルミニウム結晶内の、アルミニウム／ホウ素と窒素との交互層の極性は、このアンモニアのプリフロー工程からの窒素により、シリコン基板に面する窒素層、及び最上部のアルミニウム／ホウ素の層を有することが確実になる。

窒化アルミニウムのバッファ層を成長させる、一部の従来方法は、非晶質ＳｉＮ_ｘの形成を防止するために、窒化アルミニウムを成長させる前に、シリコン基板の表面上に金属Ａｌ層を堆積させることによって開始する。シリコン基板の表面上の、このアルミニウム原子の存在により、恐らくは、窒化アルミニウム結晶の島状構造の少なくとも一部は、その窒化アルミニウムの原子の最下面として、アルミニウムを有して形成される。これらの従来技術の方法は、シリコン基板に、少なくとも一部のアルミニウム原子が結合することを防止するものではないため、窒化アルミニウム結晶の少なくとも一部の島状構造は、その窒化アルミニウムの原子の最下面として、アルミニウムを有して形成され、得られる窒化アルミニウム層は混合した極性を有する。一方で、方法２３は、アンモニアのプリフロー工程により、アルミニウム原子及びホウ素原子が、シリコン基板に直接結合することが防止されるため、単一極性の材料が成長することを可能にする。

それゆえ、方法２３を使用して、窒化ホウ素アルミニウムのバッファ層、ＡｌＧａＮ層、及び最終的には上方のＧａＮ層を上に成長させた、シリコン基板のウェーハを製造することができる。このシリコン基板は、シリコンが約８５０℃を超えて加熱される際に、７×７構造から１×１構造に転化する、Ｓｉ（１１１）表面を有する。窒化ホウ素アルミニウムのバッファ層は、ＧａＮとシリコン基板のＳｉ（１１１）表面との間の格子不整合を補正するための手段であることにより、上方のＧａＮ層が、低減された応力下で成長することを可能にする。この窒化ホウ素アルミニウムのバッファ層の頂部上のＡｌＧａＮは、シリコンの場合よりも良好なＧａＮに対する格子整合である。シリコン基板は、８インチウェーハなどの、少なくとも２００ミリメートルの直径を有するウェーハである。窒化ホウ素アルミニウムのバッファ層は、基板のＳｉ（１１１）表面の上に重ねられ、ＢＡｌＮ＜０００１＞｜｜Ｓｉ＜１１１＞として配向される。ＧａＮの上層は、ＢＡｌＮバッファ層の上の、ＡｌＧａＮ層上に成長される。ウェーハ全体にわたって、窒化ホウ素アルミニウムの原子の最下面内には、窒化ホウ素アルミニウムのアルミニウム原子又はホウ素原子は、実質的に存在せず、ウェーハ全体にわたって、窒化ホウ素アルミニウムの原子の最下面内には、実質的に、窒化ホウ素アルミニウムの窒素原子のみが存在する。それゆえ、ウェーハ全体にわたって、実質的にＢＡｌＮの窒素原子のみが、Ｓｉ（１１１）表面に対する結合を形成する。シリコン基板と窒化ホウ素アルミニウムのバッファ層との間には、金属アルミニウム又はいずれのＳｉＮ_ｘの層も、存在しない。

ホウ素はまた、ＡｌＧａＮバッファ層に追加することにより、得られるＢＡｌＧａＮ結晶の格子定数を低減することもできる。より大きいシリコン格子距離によって引き起こされる、ＧａＮ層に対する引張応力を相殺するために、下位のＢＡｌＧａＮバッファ層の結晶格子内に、より小さい格子距離を作り出すことによって、連続するＢＡｌＧａＮバッファ層内に（下位のＢＡｌＧａＮ核形成層内ではなく）、より大きい圧縮応力を蓄積することができる。

図１４は、本発明の第２の実施形態での、シリコン基板１１の上のバッファ層上での、単結晶ＧａＮ層１０の成長を示す概略図である。窒化アルミニウム（ＡｌＮ）３２のバッファ層を、最初に、シリコン基板１１上に成長させる。
次いで、窒化ホウ素アルミニウムガリウム（Ｂ_ｘＡｌ_ｙＧａ_{１−ｘ−ｙ}Ｎ）３３の上位バッファ層を、窒化アルミニウム層３２の上に成長させる。最後に、窒化ホウ素アルミニウムガリウム３３の最上層の上に、ＧａＮ層１０を成長させる。

ホウ素を追加してＡｌＧａＮの格子サイズを低減することによって、ＡｌＮとＧａＮとの間のより薄いＢＡｌＧａＮ層内に、より大きい圧縮応力を蓄積することができる。このＢＡｌＧａＮ結晶の、より小さい格子サイズを使用して、窒化ホウ素アルミニウムガリウム（Ｂ_ｘＡｌ_ｙＧａ_{１−ｘ−ｙ}Ｎ）３３の連続バッファ層を、格子サイズを徐々に大きくして成長させることによって、圧縮応力を蓄積する。最低位のＢＡｌＧａＮバッファ層は、最も多くの量のホウ素、及び最も少ない量のガリウムを有し、このことは、最も短いセル単位長を生じさせる。ＢＡｌＧａＮの各上位バッファ層の組成は、更に大きい格子サイズを生成するために、より多くのガリウム、並びにより少ないホウ素及びアルミニウムを含有する。上方の結晶格子のそれぞれは、その下の若干小さい結晶格子の上に適合しなければならず、このことにより、上位層の格子が圧縮される。最後に、最上バッファ層の上に窒化ガリウム層を成長させるが、この窒化ガリウムの格子サイズは、ｘ及びｙの値が小さい窒化ホウ素アルミニウムガリウム（Ｂ_ｘＡｌ_ｙＧａ_{１−ｘ−ｙ}Ｎ）の最上バッファ層よりも、若干大きい。成長温度から室温へとウェーハが冷却されるにつれて、窒化ガリウム層が、シリコン基板が収縮するよりも大きく収縮する際に生じる引張応力を、各連続バッファ層の圧縮応力の合計が相殺する。最低位のＢＡｌＧａＮ層が、より小さい格子サイズで開始されるため、ＢＡｌＧａＮのバッファ層をＡｌＧａＮのバッファ層よりも薄いものにしつつも、ＧａＮ格子とシリコン格子との間の引張応力を相殺するために必要な同じ量の圧縮応力を依然として蓄積することができる。更には、ＡｌＧａＮバッファ層にホウ素を追加することよって、そのＢＡｌＧａＮの層の熱膨張係数が低減される。

第３の実施形態では、ＡｌＮ層とＧａＮ層との間のバッファとして、窒化ホウ素ガリウム（Ｂ_ｘＧａ_１−ｘＮ）が、窒化ホウ素アルミニウムガリウム（Ｂ_ｘＡｌ_ｙＧａ_{１−ｘ−ｙ}Ｎ）の代わりに使用される。最低位のＢＧａＮバッファ層は、最も多くの量のホウ素、及び最も少ない量のガリウムを有する。ＢＧａＮの各上位バッファ層の組成は、更に大きい格子サイズを生成するために、より多くのガリウム、及びより少ないホウ素を含有する。

特定の具体的実施形態が、指示目的のために上述されているが、本特許文書の教示は、一般的な適用性を有するものであり、上述の具体的実施形態に限定されるものではない。したがって、説明される実施形態の様々な特徴の、様々な修正、応用、及び組み合わせは、特許請求の範囲に記載されるような、本発明の範囲から逸脱することなく、実践することができる。

Claims (23)

1. Ｓｉ（１１１）表面を有するシリコン基板と、
   前記基板の前記Ｓｉ（１１１）表面の上を覆う窒化ホウ素アルミニウムのバッファ層であって、前記窒化ホウ素アルミニウムが、Ｂ_ｘＡｌ_１−ｘＮの組成を有し、式中、０．３５≦ｘ≦０．４５であるバッファ層と、
   前記バッファ層の上方の、窒化ガリウムの上層と、
   を備えた装置。
2. 前記窒化ホウ素アルミニウムは、Ｃ面内でのセル単位長が前記Ｓｉ（１１１）表面上のシリコンのセル単位長の６４％〜６８％であるウルツ鉱型結晶構造を有する請求項１記載の装置。
3. 前記窒化ホウ素アルミニウムは、少なくとも１つのＣ面内の層が、２個のアルミニウムの原子に対して約１個のホウ素の原子を含むウルツ鉱型結晶構造を有する請求項１記載の装置。
4. 前記Ｓｉ（１１１）表面は、Ｓｉ（１１１）１×１構造を有し、Ｓｉ（１１１）７×７構造を有さない請求項１記載の装置。
5. 前記シリコン及び前記窒化ホウ素アルミニウムは、窒化ホウ素アルミニウム＜０００１＞軸とＳｉ＜１１１＞軸が平行となるように配向される請求項１記載の装置。
6. 前記基板と、前記バッファ層と、の間には、いかなる量の金属アルミニウムも配置されない請求項１記載の装置。
7. 窒化アルミニウムガリウム（Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ）を含む第２バッファ層を更に備え、
   前記窒化アルミニウム ガリウムの第２バッファ層は、前記窒化アルミニウムのバッファ層と、前記窒化ガリウムの上層と、の間に配置される請求項１記載の装置。
8. 前記窒化ホウ素アルミニウムのバッファ層は、厚さ１００〜１５０ナノメートルである請求項１記載の装置。
9. 前記シリコン基板は、少なくとも２００ミリメートルの直径を有するウェーハであり、
   前記ウェーハ全体にわたって、実質的に前記窒化ホウ素アルミニウムの窒素原子のみが前記Ｓｉ（１１１）表面に対する結合を形成する請求項１記載の装置。
10. シリコン基板を収容するチャンバに水素を流す工程と、
    前記水素が前記チャンバにまだ流れている間に、第１の量のアンモニアを前記チャンバに流す工程であって、前記第１の量のアンモニアは、前記チャンバを流れる前記水素の、０．０１体積％未満である工程と、
    前記水素が前記チャンバにまだ流れている間に、トリメチルアルミニウムを前記チャンバに流す工程と、
    前記水素が前記チャンバにまだ流れている間に、トリエチルホウ素を前記チャンバに流す工程と、
    前記トリメチルアルミニウム及び前記トリエチルホウ素が前記チャンバにまだ流れている間に、第２の量のアンモニアを前記チャンバに流す工程であって、前記第２の量のアンモニアは、前記チャンバを流れる前記水素の０．００２体積％超である、工程と、
    を備えた方法。
11. 前記トリメチルアルミニウム及び前記トリエチルホウ素は、窒化ホウ素アルミニウムの層が、Ｂ_ｘＡｌ_１−ｘＮ（０．３５≦ｘ≦０．４５）の組成を有して前記基板上に成長する相対量で流される請求項１０記載の方法。
12. 前記トリメチルアルミニウム及び前記トリエチルホウ素を前記チャンバに流す前記工程は、前記シリコン基板上に、窒化ホウ素アルミニウムの層が、１００〜１５０ナノメートルの厚さに成長するまで実行される請求項１０記載の方法。
13. 前記シリコンの基板は、Ｓｉ（１１１）表面を有する請求項１０記載の方法。
14. 前記水素を流す前記工程の前に、前記チャンバを９５０℃を超える温度まで加熱する工程を更に備える請求項１０記載の方法。
15. 前記第１の量のアンモニアを前記チャンバに流す前記工程は、３０秒〜３分の間実行される請求項１０記載の方法。
16. ６インチ超の直径を有するウェーハであり、かつＳｉ（１１１）表面を有するシリコン基板と、
    前記シリコン基板の上方に設けられ、前記Ｓｉ（１１１）表面との間に格子不整合が存在する窒化ガリウム（ＧａＮ）の上層と、
    前記窒化ガリウムの上層が、低減された応力下で成長することを可能にすることによって、前記格子不整合を補正するための手段であって、Ｂ_ｘＡｌ_１−ｘＮ（０．３５≦ｘ≦０．４５）の組成を有し、前記ウェーハ全体にわたって実質的に窒素原子のみが前記Ｓｉ（１１１）表面に対する結合を形成する手段と、
    を備えた装置。
17. 前記手段は、前記Ｓｉ（１１１）表面と平行な少なくとも１つの原子の層を有し、２個のアルミニウムの原子に対して、約１個のホウ素の原子を含む結晶である請求項１６記載の装置。
18. 前記Ｓｉ（１１１）表面は、Ｓｉ（１１１）１×１構造を有し、Ｓｉ（１１１）７×７構造を有さない、請求項１６記載の装置。
19. 窒化アルミニウムガリウム（Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ）を含むバッファ層を更に備え、
    前記窒化アルミニウムガリウムのバッファ層は、前記手段と、前記窒化ガリウムの上層と、の間に配置される請求項１６記載の装置。
20. 前記手段は、厚さ１００〜１５０ナノメートルの層である請求項１６記載の装置。
21. Ｓｉ（１１１）表面を有し、前記Ｓｉ（１１１）表面の全域にわたってシリコン結晶格子が第１の長さのセル単位を有するシリコン基板と、
    アルミニウム原子及び窒素原子を含むウルツ鉱型結晶格子であって、前記Ｓｉ（１１１）表面と平行なＣ面を有し、前記Ｃ面内において第２の長さのセル単位を有するウルツ鉱型結晶格子と、
    前記第２の長さの３倍が前記第１の長さの２倍に等しくなるように、前記ウルツ鉱型結晶格子のセル単位の前記第２の長さを減少させるための手段であって、前記ウルツ鉱型結晶格子内に組み込まれる手段と、
    を備えた装置。
22. 前記手段は、その原子と、アルミニウム原子と、窒素原子と、の総数の１８％〜２２％の量で前記ウルツ鉱型結晶格子内に設けられる請求項２１記載の装置。
23. 前記ウルツ鉱型結晶格子の窒素原子のみが、実質的に前記Ｓｉ（１１１）表面に対する結合を形成する請求項２１記載の装置。

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