JP5285942B2 - 半導体ウェハ - Google Patents
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Description
− 実質的にシリコンからなる単結晶基板ウェハ1
− 電気絶縁性材料を含み、かつ2nm〜100nmの厚さを有する第一非晶質中間層2
− 立方晶系Ia−3結晶構造と、(Me12O3)1-x(Me22O3)x(ここで、Me1及びMe2の各々は金属であり、0≦x≦1である)の組成と、基板ウェハの材料の格子定数と0%〜5%異なる格子定数とを有する単結晶第一酸化物層3
を、示される順序で含むことを特徴とする半導体ウェハに関する。
a)基板ウェハ1を設ける工程
b)第一酸化物層3を基板ウェハ1の少なくとも1つの表面上にエピタキシャル堆積させる工程、及び
e)得られた層状のウェハを酸素含有雰囲気下で10-6ミリバール〜1バールの部分圧で200〜1000℃の温度で10〜100分間熱処理し、それによって、第一非晶質中間層2を基板ウェハ1と第一酸化物層3との間の境界に形成させる工程
を、示される順序で含むことを特徴とする、上記の半導体ウェハを製造するための第一の方法にも関する。
a)基板ウェハ1を設ける工程であって、その際、前記基板ウェハはSi(111)の結晶格子配向を有するものとする、
b)第一酸化物層31を基板ウェハ1の少なくとも1つの表面上にエピタキシャル堆積させる工程であって、その際、前記第一酸化物層31は、六方晶系結晶構造と、(Me12O3)1-x(Me22O3)x(ここで、Me1及びMe2の各々は金属であり、0≦x≦1である)の組成と、基板ウェハの材料の格子定数と0%〜5%異なる格子定数とを有するものとする、
e)得られた層状のウェハを酸素含有雰囲気下で10-6ミリバール〜1バールの部分圧で200〜1000℃の温度で10〜100分間熱処理し、それによって、六方晶系結晶構造を有する第一酸化物層31を、立方晶系Ia−3結晶構造を有する第一酸化物層3に変換し、かつそれによって更に、第一非晶質中間層2を基板ウェハ1と第一酸化物層3との間の境界に形成させる工程
を、示される順序で含むことを特徴とする、上記の半導体ウェハを製造するための第二の方法にも関する。
まず第一に、本発明の発明者は、調節可能な格子パラメータを有する立方晶系Ia−3構造を有する混合金属酸化物を、エピタキシャル成長法を用いて、シリコン基板ウェハ上に容易に堆積させることができることを見出した。前記混合金属酸化物は、六方晶系(AlN:P63mc)又は三斜晶系(LaAlO3:R−3mR)対称性を有するWO03/096385A2に記載されている調節可能な格子パラメータを有する材料よりも、シリコンの立方晶系結晶格子に適している。
ビクスビアイト(bixbyite)混合酸化物成分及び半導体の双方共に、それぞれPVD及びCVDと略される物理蒸着法又は化学蒸着法によって堆積させることができる。PVDの場合、目標となる材料は、一般的な電子衝撃及び/又は熱蒸着技術により加熱される。CVDの場合、実績のある多くのCVD技術が適用される(高圧CVD、液体パルスCVD等)。堆積温度は200〜1200℃の範囲内であるが、400〜800℃の範囲内のサーマルバジェットでの成長条件が有利である。種々の目標物からの蒸着フラックスを、所望の組成の混合薄膜(例えば、化学量論的組成の傾斜を有する混合バッファ酸化物薄膜、化合物半導体薄膜、例えばSiGe等)を作製するために調節することができる。堆積フラックスは典型的には1〜100nm/秒の範囲内である。
構造:薄膜及び界面層の厚さ並びに表面及び界面の各々の粗度を、非破壊的に、界面技術(例えばX線反射光測定及び偏光解析)により試験する。更に、走査プローブ技術、例えばAFM及びSTMを、表面粗度パラメータの定量化のために適用することができる。層の結晶品質を、主にX線回折技術により特性決定する。面内及び面外X線回折測定を、Si基板ウェハに対する、酸化物バッファ及び半導体層のエピタキシャル関係の決定に用いる。X線回折は更に、薄膜の長距離秩序に関する高度に平均化された情報をもたらし、例えば欠陥密度及び歪み効果を定量化することができる。欠陥密度及び歪みに関するこれらの結果を、更に、TEM及びラマン研究により実証することができる。ヘテロ構造の化学量論は、非破壊的にRBSによって、又は破壊的にXPS及びTof−SIMSスパッタリング技術を用いて研究される。前記のTof−SIMSスパッタリング技術は、ヘテロ構造における高感度の不純物レベルでの測定にも適用される。
実施例1
ビクスビアイトに関連する酸化物バッファ層を介した、Si(001)基板ウェハ1上のシリコン−ゲルマニウム(Si1-aGea、a=0〜1;"SiGe")からなる表面層8のヘテロエピタキシー
本発明の一実施態様(図2を参照のこと)によれば、SiGeからなるヘテロエピタキシャル表面層8を、Si(001)基板ウェハ1上に、Ia−3型の混合バッファ酸化物層を介して、大域的に積層させるのに適した構造が設けられ、それによって、a=0(Si100%)からa=1(Ge100%)までの全範囲の組成にわたることが可能となる。本発明の利点は、a)適当な混合バッファ酸化物混合物を用いて所望の格子寸法を整合することによって高い構造品質の、及び、b)後堆積処理を通じて絶縁性金属ケイ酸塩又は二酸化シリコン界面層を半導体構造と酸化物バッファとの間に組み込むことによって高い電気的界面品質の、SiGeからなる単結晶表面層8を作製することにある。
基板ウェハ1(工程a))は、例えば一般にSiベースの集積回路(IC)の作製において用いられるようなSi(001)ウェハであってよい。実績のあるSi(001)ウェハ洗浄法(RCA、ピラニア(Piranha)等)を適用した後、混合複酸化物(Pr2O3)1-x(Y2O3)x(x=0.5)からなる第一酸化物層3を、工程b)において、キューブ・オン・キューブ型のエピタキシーにより(001)配向で成長させる。前記薄膜の層及びエピタキシャル関係を、以下でXRDにより測定する。薄膜の化学量論を以下で定量XPSを用いて分析し、場合によりRBSにより較正する。Siの格子寸法(格子定数a=5.431nm)に完全に適合する第一酸化物層3を成長させるためには、Pr2O3とY2O3との50:50混合物を用いることが必要である。第一酸化物層3の厚さは典型的には10〜100nmの範囲内である。薄膜の厚さを、以下で非破壊的にXRR測定により測定する。引き続き、(Pr2O3)1-y(Y2O3)yからなり、Y2O3含分が0(y=0)にまで段階的に低減している、約10nm厚の第二酸化物層4を、工程c)において堆積させる。前記構造は、工程d)において、約10nmの厚さの化学量論的組成Pr2O3からなる第三酸化物層52の成長のためのテンプレートの役割を果たす。ウェハを冷却せずに、工程e)において熱処理(後堆積アニーリング、"PDA")を行い、この材料系を酸素1気圧で約500℃で30分間加熱する。基板温度測定を、以下で、基板の近傍に位置する熱電対素線を用いて実施する。PDA工程は同時に以下の2つの主要な目標を達成する役割を果たす。第一に、ビクスビアイトに関連する酸化物構造の高い酸素伝導性によって、基板ウェハ1と第一酸化物層3との間の境界の後堆積酸化が、適度な温度で、比較的厚い酸化物層を介しても可能となる。異なる熱膨張係数("サーマルミスマッチ効果")による欠陥の発生を回避するために基板ウェハ1から第一酸化物層3を切り離すことに加え、得られた金属ケイ酸塩又は化学量論的二酸化シリコンのいずれかの第一非晶質中間層2は、高い電気的品質(高い絶縁性、低い界面準位密度、低いk値による低い容量結合等)の誘電構造をもたらす。電気的特性を、以下で周波数及び温度依存のCV及びJV測定技術により決定する。
本発明は、完全に緩和した、並びに歪んだ、又は圧縮されたエピタキシャルシリコン層をSi(001)基板ウェハ1上に積層させるためのオプションを提供する。歪み及び緩和現象を、高解像度X線回折及びラマン分光分析技術により測定する。この目的のために、A部の出発酸化物テンプレート構造を、工程f)において、約10nm厚の(Pr2O3)1-z(Y2O3)zからなる組成傾斜を有する第四酸化物層6によりエピタキシャル成長させる。複酸化物薄膜成長は、PrO2の格子定数(a=0.533nm)に適合するためにz=0.9の組成で出発し;その後、その組成が変化することによって、完全に緩和したか又は歪んだエピタキシャルSi(001)の表面層8の成長のためにその格子寸法を調整する。第一に、引張歪下にあるSi(001)のエピタキシャル表面層8は、Y2O3含分が0にまで低下した場合(z=0)に成長することができる。格子寸法がシリコンの結晶構造よりも約2.5%大きい純粋なPr2O3上層が生じる。この点において、工程g)におけるSiによるエピタキシャル成長は、電子並びに正孔移動度を増加させるためのデバイスに関連する歪みを有するSi(001)の表面層8を作製するのに適当である。第二に、工程f)における、(Pr2O3)1-z(Y2O3)zからなり、z=0.5で終わる、組成傾斜を有する第四酸化物層6による成長の場合、酸化物テンプレートはSi格子寸法に整合し、従って、工程g)において、Si(001)の完全に緩和した表面層8を作製するのに適当である。第三に、(Pr2O3)1-z(Y2O3)zからなり、上部で純粋なY2O3(z=1)層で終わる、組成傾斜を有する第四酸化物層6は、格子寸法がSiよりも約2.5%小さい半導体成長に関するテンプレートを提供する。この方法によって、工程g)において、デバイスに関連する圧縮応力下にあるエピタキシャルSi(001)の表面層8の成長が可能となる。酸化物テンプレートからSi(001)の歪み又は緩和表面層8を切り離すために、最終的なPDA処理を工程h)において行う。ここでも、第四酸化物層6の、Ia−3に関連する(Pr2O3)1-z(Y2O3)z複酸化物の高い酸素伝導性は中心的な物理的特性であり、この物理的特性によって、第三酸化物層51のPrO2の弱結合格子酸素を、Si(001)のエピタキシャル表面層8と第四酸化物層6との間の境界の酸化を達成するのに用いることが可能となる。このプロセスにおいて、第三酸化物層51の埋込PrO2はPr2O3に還元され、それによって、この層は第三酸化物層52へと変換され、その一方で、金属ケイ酸塩又はSiO2の第二非晶質中間層が界面に生じる。成長した材料スタックを冷却する前に第二非晶質中間層7を作製することは、酸化物と表面層8の半導体の異なる熱膨張係数による欠陥の発生を回避するための、並びに、高品質の電気的特性(絶縁性、低い電荷トラッピング密度等)を保証するための、重要な要件である。
B2の部で論じた酸化物支持系を、異なる化学量論的組成のエピタキシャルSiGe薄膜の、緩和並びに歪み表面層8の積層のために確実に用いることができる。第一に、種々の緩和SiGe層を、格子を整合させた(Pr2O3)1-z(Y2O3)z複酸化物薄膜の第四酸化物層6の上部に成長させることができる。例えば、80%のGe含分を有するSiGeの表面層8は、z=0の場合に、格子を整合させた(Pr2O3)1-z(Y2O3)z薄膜の第四酸化物層6上で、完全に緩和した状態で成長する。第二に、引張並びに圧縮歪下にある応力を受けたSiGe層を実現することができる。例えば、Ge100%の層には、z=0〜1の全ての可能な組成の(Pr2O3)1-z(Y2O3)zの第四酸化物層6上に圧縮歪みが生じる。しかしながら、a=1以下の組成のエピタキシャルSi1-aGea薄膜の完全に緩和した表面層8を、Ia−3関連の第四酸化物層6上に成長させるためには、格子寸法が十分に大きい新たな酸化物化合物が第四酸化物層6において必要である。最良の選択は、Geの格子寸法(a=0.5658nm)をわずかに超える極めて有効な酸素イオン伝導体Bi2O3(格子定数a=0.566nm)である。層厚約10nmの(Bi2O3)1-x(Y2O3)xの組成傾斜を有する第四酸化物層6を、工程f)において、A部で詳細に記載された第三酸化物層51の上部に成長させる。工程f)における酸化物成長は、PrO2の格子寸法(a=0.533nm)に整合させるために、(Bi2O3)1-z(Y2O3)z(z=0.92)の組成で開始する。その後、Bi2O3の割合を増加させて、目標となるエピタキシャルSiGeの表面層8の格子寸法に整合させる。例えば、工程g)において、完全に緩和したGe100%の薄膜の成長を達成するために、第四酸化物層6が、その上部層領域において(Bi2O3)1-z(Y2O3)z(z=0.03)の組成であることによって、完全な格子整合が達成される。最終的に、冷却の前に、PDA処理を工程h)において実施し、第三酸化物層51の埋込"酸素リザーバー"PrO2から第四酸化物層6と表面層8との間の境界への酸素拡散を活性化する。この処理において第三酸化物層51のPrO2がPr2O3に還元される一方で、金属ケイ酸塩又はSiO2の第二非晶質中間層7が埋込界面の酸化により生じる。B2部における界面層の役割は、B1部で詳細に論じたのと同様である。
ビクスビアイトに関連する酸化物バッファ層を介したSi(111)基板ウェハ1上の窒化インジウム(InN)及び窒化ガリウム(GaN)薄膜のヘテロエピタキシー
本発明の他の実施態様に関連して(図2を参照のこと)、六方晶系ウルツ鉱InN(0001)及びGaN(0001)薄膜を、Si(111)の基板ウェハ1上に、Ia−3型の混合バッファ酸化物層を介して大域的に積層させるのに適当な構造が設けられる。前記薄膜の層及びエピタキシャル関係を、以下でXRDにより測定する。III−V族及びII−VI族化合物半導体のうちの立方晶系閃亜鉛鉱と六方晶系ウルツ鉱結晶構造との共存によって、全面的に立方晶系IV−IV族半導体の世界にわたって技術的に十分に確立されたSi(001)ウェハ配向の優位性が崩壊する。本発明が、六方晶系ウルツ鉱構造で結晶化する新規の有用な半導体材料の積層の挑戦にも取り組むための十分な柔軟性を提供することは、本発明の利点の一つである。低指数(0001)底面がウルツ鉱に関連する構造の最も安定な表面配向であるため、擬似六方晶系Si(111)基板表面は、この半導体薄膜の格子対称に合致するための最良の選択である。ビクスビアイトに関連するバッファ酸化物構造は、Si(111)基板上に立方晶系(111)表面配向で成長する。この結果はもっともであり、それというのも、この表面は立方晶系結晶の場合には最も密であり、従って最も安定な配向であるためである。実施例1で詳細に論じた本発明の格子整合及び界面工学的戦略に加えて、安定な表面配向を伴うヘテロエピタキシャル薄膜構造の成長は、ビクスビアイトに関連する酸化物バッファを介してSi(111)プラットホーム上にウルツ鉱に関連する半導体を積層させる場合には更なる利点である。
基板ウェハ1はオン又はオフ配向Si(111)ウェハであってよく、かつ十分に実績のあるSi(111)洗浄法(RCA、ピラニア、NH4Fエッチ等)により洗浄する。Si(111)上への酸化物テンプレート構造の作製(工程a)〜e))は、実施例1のA)部に示した説明にほぼ従う。主な相違点は、第一酸化物層3及び第二酸化物層4の混合複酸化物(Pr2O3)1-x(Y2O3)x(x=0.5〜0)並びに第三酸化物層51のPrO2がSi(111)上に立方晶系(111)表面配向で成長するという点である。薄膜の化学量論を以下で定量XPSを用いて分析し、場合によりRBSにより較正する。
A部の酸化物テンプレート構造は、(111)表面配向を有する(Pr2O3)1-z(Sc2O3)zの単結晶第四酸化物層6により工程f)においてエピタキシャル成長する。立方晶系PrO2(111)面の表面単位格子寸法に関する格子整合は、z=0.37により特徴付けられる組成を用いることにより達成される。六方晶系InN(0001)底面の幾分小さな格子寸法(格子定数a=0.355nm)に整合させるために、組成傾斜を有する(Pr2O3)1-z(Sc2O3)zの第四酸化物層6を堆積させねばならならず、この層の組成は上部表面層領域においてz=0.85となる。引き続き、工程g)において、(0001)表面配向を有する六方晶系InNの完全に緩和した表面層8を堆積させることができる。冷却の前に、工程h)においてPDA処理を実施し、第三酸化物層51のPrO2の弱結合格子酸素を用いた界面酸化による表面層8と第四酸化物層6との引き離しを行う。
エピタキシャルGaN(0001)薄膜の積層のために、(111)配向を有する(Pr2O3)1-z(Mn2O3)zの組成傾斜を有する第四酸化物層6を用いなければならない。A部の酸化物テンプレートのエピタキシャル成長は、複酸化物構造(Pr2O3)1-z(Mn2O3)z(z=0.28)の格子整合により達成される。第四酸化物層6の厚さの増加に伴い、Pr2O3の含分がゼロに低減する。複酸化物構造の上部表面領域における化学量論的組成Mn2O3の使用は、元素周期系の公知の全てのビクスビアイトに関連する酸化物構造のうちで、Mn2O3が最も小さな構造寸法を有する結晶構造であるという事実に基づく。結果として、立方晶系Mn2O3(111)面の表面単位格子寸法(格子定数a=0.333nm)は、GaN(0001)底面の幾分小さな値(格子定数a=0.319nm)に整合する。ビクスビアイトバッファ酸化物アプローチもGaNの格子寸法への完全な整合に適しているわけではないが、支持酸化物バッファと六方晶系GaN(0001)の表面層8との間に残っている約4%の格子不整合が、昨今使用されるGaNヘテロエピタキシーのためのSiC及びAl2O3基板の場合の四倍小さいことは、本発明の重要な利点の一つである。格子不整合がより小さいことに加えて、PDA工程中の界面酸化による表面層8と第四酸化物層6との切り離し工程h)は、より低い欠陥密度を有する他の基板上のGaN薄膜のヘテロエピタキシー(工程g))を可能にするための、本発明によりもたらされた更なる改善点である。
工程a) Si(111)基板の作製:
Si技術プラットホームにおける高品質の(0001)配向単結晶ウルツ鉱InN薄膜の大域的な積層を、シリコン(Si)からなりかつ(111)配向を有する単結晶基板ウェハ1で開始する。前記薄膜の層及びエピタキシャル関係を、以下でXRDにより測定する。このSi表面配向を選択するのは、立方晶系Si(111)結晶面が擬似六方晶系表面対称性を示し、これが、六方晶系ウルツ鉱構造で結晶化するIII−V化合物半導体層の大域的な積層を達成するのに最適であるためである。Si(111)ウェハは300mmの直径を有し、±0.5°の精度でオン配向されており、非ドープである。電気的特性を、以下で周波数及び温度依存のCV及びJV測定技術により測定する。Siベースのマイクロエレクトロニクスにおいて十分に実績のある標準Si(111)ウェハ洗浄技術により洗浄する。Si(111)ウェハをピラニアウェットエッチングに曝し、次いで40%NH4F溶液中で30分間さらに処理し、その後脱イオン水でリンスする。この方法は結果的に原子的に平滑なSi(111)表面が得られることで知られている。次いで、水素末端Si(111)ウェハを湿潤化学的処理の直後に酸化物堆積チャンバ内に挿入する。ここで、酸化物の堆積の前に、Si(111)ウェハを超高真空条件下で700℃でアニールすることによって、水素を脱着し、(7×7)のSi(111)再構成出発表面を作製する。表面の再構築を以下でRHEED技術により測定する。
酸化物堆積を、可能な限り正確にSi格子寸法と整合する高品質の酸化物シード層を用いて開始する。この酸化物シード層は単結晶であり、立方晶系Ia−3結晶構造で結晶化する。Si(111)配向に関するエピタキシャル関係は、その(111)表面標準がSi(111)表面標準に対して平行に配列しており、かつ、Si<−1−12>方位に沿ったその<11−2>方向の配列により面内対称性に整合するという事実により与えられる。このエピタキシャル配向は、Si(111)基板上の酸化物薄膜のBタイプのエピタキシーと呼称される。この酸化物シード層は、混合(Pr2O3)1-x(Y2O3)x(但し、x=0〜約0.5の組成)層を用いることにより作製される。薄膜の化学量論を以下で定量XPSを用いて分析し、場合によりRBSにより較正する。この化学量論は、Pr2O3及びY2O3のバルク格子定数が、立方晶系Si結晶構造(a=5.431nm)に対して、それぞれ約2%大きすぎる及び小さすぎるという事実から生じる。(Pr2O3)0.5(Y2O3)0.5薄膜は、別個のPr2O3及びY2O3るつぼからの同時蒸着により、相応して較正された材料フラックスを電子ビーム照射セルの出力を用いて調節することによって作製される。製品規格に相応して99.99〜99.999%の範囲内の目標となる高純度の材料のみを、蒸着るつぼ内に装入する。Si(111)ウェハ上の混合(Pr2O3)0.5(Y2O3)0.5薄膜の形成を達成するために、750℃のSi(111)基板温度を選択する。基板温度測定を、以下で、基板の近傍に位置する熱電対素線を用いて実施する。Si(111)上の高品質(Pr2O3)0.5(Y2O3)0.5シード層は10nm厚であり、0.5nm/秒の速度で成長する。成長速度キャリブレーションを、XRR厚さ測定により、堆積時間の関数として実施する。薄膜の厚さを、以下で非破壊的にXRR測定により測定する。
次いで、Si(111)基板に対して酸化物シード層として同様のエピタキシャル関係を有する組成傾斜を有する(Pr2O3)1-y(Y2O3)y層が、上部で、Y2O3含分yが0.5から0へと段階的に低減することによって成長する。この酸化物組成における変化は、組成傾斜を有する(Pr2O3)1-y(Y2O3)y薄膜の厚さが10nmとなった後に終了する。
成長プロセスを中断することなく、20nm厚の純粋なPr2O3層を、組成傾斜を有する(Pr2O3)1-y(Y2O3)y層構造の上部で成長させる。この設計されたウェハ構造の成長工程の間、成長温度を約750℃でほぼ一定に保ち、薄膜は0.5nm/秒の厚さの割合で成長する。
この構造を、以下で後堆積アニーリング(PDA)処理することによって、同時に、a)非晶質中間薄膜構造(=第一非晶質中間層2)を、Si基板ウェハ1と、第一から第三酸化物層3、4、50からなる酸化物バッファとの間に導入し、かつ、b)上部の純粋なPr2O3薄膜50を酸化させて化学量論的組成PrO2(=第三酸化物層51)に変換する。この構造を分子酸素1気圧中で温度600℃で30分間PDA処理に曝すことによって、ここに記載された性質の50nm厚の酸化物ヘテロ構造の下方に、約5nm厚の非晶質中間層2を作製することができる。高温ウェハの処理は、この段階でのヘテロ構造の熱サイクルによる欠陥発生を回避するための重要な要件である。XPS及びTof−SIMSスパッタリング技術によって、非晶質中間層2が、Si基板ウェハ1と直接の接触するほぼ純粋なSiO2層を伴って、ケイ酸塩の化学量論的組成を示すことが証明された。相応して、Siウェハ構造自体には金属汚染物は検出できなかった。
次の工程f)は、ウルツ鉱構造を有する、単結晶の機能性(0001)配向InN表面層8の堆積のためのIa−3ベースの酸化物バッファ層の格子寸法を調節することからなる。Si(111)表面格子寸法(a=0.384nm)に対して、六方晶系InN(0001)底面の幾分小さな格子寸法(a=0.3548nm)に基づき、Pr2O3はより大幅に小さい格子寸法を有するIa−3酸化物と合金化されねばならない。この場合、Sc2O3はa=0.348nmの(111)表面単位格子寸法で用いられる。材料は、ここでも、高純度(99.99〜99.999%)の目標で充填された個々のセルから蒸着した電子ビームである。組成傾斜を有する(Pr2O3)1-z(Sc2O3)z層は、単結晶(111)配向PrO2層の上部で750℃の成長温度での同時蒸着により堆積される。(Pr2O3)1-z(Sc2O3)z薄膜は単結晶であり、Si(111)基板に対して、堆積された(Pr2O3)1-y(Y2O3)y(y=0.5〜0)ヘテロ構造と同じエピタキシャル関係を示す。PrO2(111)の格子寸法とInN(0001)表面単位格子の格子寸法とを整合させるために、(Pr2O3)1-z(Sc2O3)zの組成を典型的に10〜20nmの厚さ範囲にわたってz=0.37〜z=0.85に段階的に変化させる。格子調節された(Pr2O3)1-z(Sc2O3)zヘテロ構造を安定化し、かつ機能性InN薄膜の積層に関して原子スケールに制限された粗さを伴うフラットな酸化物バッファを達成するために、5nmの厚さを有する(Pr2O3)0.15(Sc2O3)0.85酸化物層を場合により追加で堆積させる。
InN薄膜は、ガス系を通じて導入されたチャンバ内の窒素と反応するクヌーセンセルからの高精製金属In(99.99〜99.999%)の蒸着によって、酸化物バッファ上に成長する。Inと反応する窒素は、プラズマ源支援成長技術で生成された原子窒素である。InNは(0001)配向ウルツ鉱構造で結晶化する。成長温度は750℃の範囲内であり、200nm厚のエピタキシャルInN薄膜は0.5nm/秒の速度で成長する。(0001)配向InNは、その面内ベクトル<10−10>で<01−1>方位に沿って配列することにより、酸化物バッファ上で単結晶を成長させることが判明した。このIa−3ベースの結晶構造の(111)配向立方晶系酸化物バッファ層上のInN薄膜のエピタキシャル関係は、a) (0001)底面がウルツ鉱III−V族化合物半導体の最も安定な表面配向であるという事実、並びに、b) (Pr2O3)0.15(Sc2O3)0.85酸化物バッファ格子寸法がInN(001)面内寸法の整合のために調節されているという事実により説明することができる。
保護窒素雰囲気下における高温ウェハの処理技術により、設計されたウェハ構造を、InN堆積の直後に、第二のPDA処理にかける。この第二のPDA処理の目的は、ここでも2つあり、即ち、a) 機能性InN層(=表面層8)の格子構造を酸化物バッファ(第一から第四酸化物層3、4、51、6を含む)から切り離し、それによって熱的な不整合の問題による不所望の欠陥を回避するため、並びに、b) 温度処理によるInN薄膜構造の長距離秩序を改善するためである。
Claims (13)
- 実質的にシリコンからなる単結晶基板ウェハ(1)、
電気絶縁性材料を含み、かつ2nm〜100nmの厚さを有する第一非晶質中間層(2)、
立方晶系Ia−3結晶構造と、(Me12O3)1-x(Me22O3)x(ここで、Me1及びMe2の各々は立方晶系Ia−3結晶構造を有する酸化物Me12O3及び酸化物Me22O3をそれぞれ形成する金属を含み、0≦x≦1である)の組成と、基板ウェハの材料の格子定数と0%〜5%異なる格子定数とを有する単結晶第一酸化物層(3)、
を、示される順序で含み、
基板ウェハ(1)がシリコン90%〜100%からなり、
第一非晶質中間層(2)の電気絶縁性材料が酸化シリコン又は金属ケイ酸塩又はそれらの混合物を含み、
Me1及びMe2の各々が希土類金属又は遷移金属であり、
Me1がプラセオジムであり、Me2がイットリウムであり、
更に、第一酸化物層(3)に隣接した単結晶第二酸化物層(4)を含み、前記第二酸化物層(4)は立方晶系Ia−3結晶構造と(Me32O3)1-y(Me42O3)y(ここで、Me3及びMe4の各々は金属であり、0≦y≦1である)の組成とを有しており、yは、第一酸化物層(3)との境界で値y1で出発し、第二酸化物層(4)の厚さにわたって第二酸化物層(4)の材料の格子定数の変化が達成されるように第二酸化物層(4)の厚さにわたって変化し、かつ第二酸化物層(4)の表面で値y2で終わり、値y1は、第二酸化物層(4)の格子定数が、第一酸化物層(3)に対する第二酸化物層(4)の境界で、第一酸化物層(3)の材料の格子定数と0%〜2%異なるように選択されている、半導体ウェハ。 - 第一酸化物層(3)がその全厚にわたって均一な格子定数を有する、請求項1記載の半導体ウェハ。
- Me3及びMe4の各々が希土類金属又は遷移金属である、請求項1または2記載の半導体ウェハ。
- Me3がプラセオジムであり、Me4がイットリウムである、請求項3記載の半導体ウェハ。
- 更に、単結晶半導体材料からなる表面層(8)を含む、請求項1から4までのいずれか1項記載の半導体ウェハ。
- 更に第二非晶質中間層(7)を含み、その際、前記第二非晶質中間層(7)は電気絶縁性材料を含み、かつ単結晶半導体材料からなる表面層(8)に隣接して位置している、請求項5記載の半導体ウェハ。
- 更に、Me52Ow(ここで、Me5は金属であり、3<w≦4である)からなる単結晶第三酸化物層(51)を含む、請求項1または2記載の半導体ウェハ。
- Me5が希土類金属又は遷移金属である、請求項7記載の半導体ウェハ。
- Me5がプラセオジムである、請求項8記載の半導体ウェハ。
- 更に、第三酸化物層(51)に隣接した単結晶第四酸化物層(6)を含み、その際、前記第四酸化物層(6)は立方晶系Ia−3結晶構造と(Me62O3)1-z(Me72O3)z(ここで、Me6及びMe7の各々は金属であり、0≦z≦1である)の組成とを有しており、その際、zは、第三酸化物層(51)との境界で値z1で出発し、第四酸化物層(6)の厚さにわたって第四酸化物層(6)の材料の格子定数の変化が達成されるように第四酸化物層(6)の厚さにわたって変化し、かつ第四酸化物層(6)の表面で値z2で終わる、請求項7から9までのいずれか1項記載の半導体ウェハ。
- 更に、単結晶半導体材料からなる表面層(8)を含む、請求項10記載の半導体ウェハ。
- 更に、
第二酸化物層(4)に隣接した単結晶第三酸化物層(52)であって、前記第三酸化物層は立方晶系Ia−3結晶構造とMe52O3の組成とを有し、ここで、Me5は、Me52Ow(3<w≦4)の組成を有する酸化物の形成も可能な金属であり、
第三酸化物層(52)に隣接した単結晶第四酸化物層(6)であって、前記第四酸化物層(6)は、立方晶系Ia−3結晶構造と(Me62O3)1-z(Me72O3)z(ここで、Me6及びMe7の各々は金属であり、0≦z≦1である)の組成とを有しており、その際、zは、第三酸化物層(52)との境界で値z1で出発し、第四酸化物層(6)の厚さにわたって第四酸化物層(6)の材料の格子定数の変化が達成されるように第四酸化物層(6)の厚さにわたって変化し、かつ第四酸化物層(6)の表面で値z2で終わり、
第四酸化物層(6)に隣接した第二非晶質中間層(7)であって、前記第二非晶質中間層(7)は電気絶縁性材料を含み、かつ0.5nm〜100nmの厚さを有し、並びに、
単結晶半導体材料からなる表面層(8)
を含む、請求項1または2記載の半導体ウェハ。 - 表面層(8)の半導体材料が、シリコン(Si)、ゲルマニウム(Ge)、シリコン−ゲルマニウム(Si1-aGea、0<a<1)、炭化シリコン(SiC)、リン化ガリウム(GaP)、リン化アルミニウム(AlP)、窒化ガリウム(GaN)、ヒ化ガリウム(GaAs)、ヒ化アルミニウム(AlAs)、ヒ化インジウム(InAs)、窒化インジウム(InN)、リン化インジウム(InP)、リン化ガリウムインジウム(Ga0.51In0.49P)、リン化インジウムヒ素(In0.51As0.49P)、硫化亜鉛(ZnS)及び酸化亜鉛(ZnO)である、請求項5、11又は12のいずれか1項記載の半導体ウェハ。
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