JPH07118450B2 - 単成分半導体基板上に化合物半導体層を成長させる方法及びかかる半導体構造 - Google Patents
単成分半導体基板上に化合物半導体層を成長させる方法及びかかる半導体構造Info
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- JPH07118450B2 JPH07118450B2 JP1108188A JP10818889A JPH07118450B2 JP H07118450 B2 JPH07118450 B2 JP H07118450B2 JP 1108188 A JP1108188 A JP 1108188A JP 10818889 A JP10818889 A JP 10818889A JP H07118450 B2 JPH07118450 B2 JP H07118450B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔概要〕 ガリウムヒ素(GaAs)等の化合物半導体層をシリコンウ
ェハ上にエピタキシャル成長させたヘテロエピタキシャ
ル成長化合物半導体基板及びその成長方法に関し、 シリコンウェハ上に化合物半導体層をバッファ層を介し
て成長させる際、バッファ層中における島状構造の形成
を抑止することを目的とし、 第1の元素よりなる単成分半導体基板上に、前記第1の
元素に対して固有の親和力をそれぞれ有する第2及び第
3の元素を構成成分とするバッファ層を第2及び第3の
元素が交互に単原子層の形で積層されるようにエピタキ
シャル成長させ、 前記第1の元素に対して固有の親和力をそれぞれ有する
第4及び第5の元素を構成成分とする化合物半導体層を
前記バッファ層上にエピタキシャル成長させ、 前記第1,第2,第3,第4及び第5の元素を、第2及び第3
の元素の第1の元素に対する親和力が第4,第5の元素の
第1の元素に対する親和力と同等若しくは大きくなるよ
うに、且つ第2及び第3の元素のうちの一方の元素の第
1の元素に対する親和力が第4又は第5の元素のそれよ
りも大きくなるように選定し構成してなる。
ェハ上にエピタキシャル成長させたヘテロエピタキシャ
ル成長化合物半導体基板及びその成長方法に関し、 シリコンウェハ上に化合物半導体層をバッファ層を介し
て成長させる際、バッファ層中における島状構造の形成
を抑止することを目的とし、 第1の元素よりなる単成分半導体基板上に、前記第1の
元素に対して固有の親和力をそれぞれ有する第2及び第
3の元素を構成成分とするバッファ層を第2及び第3の
元素が交互に単原子層の形で積層されるようにエピタキ
シャル成長させ、 前記第1の元素に対して固有の親和力をそれぞれ有する
第4及び第5の元素を構成成分とする化合物半導体層を
前記バッファ層上にエピタキシャル成長させ、 前記第1,第2,第3,第4及び第5の元素を、第2及び第3
の元素の第1の元素に対する親和力が第4,第5の元素の
第1の元素に対する親和力と同等若しくは大きくなるよ
うに、且つ第2及び第3の元素のうちの一方の元素の第
1の元素に対する親和力が第4又は第5の元素のそれよ
りも大きくなるように選定し構成してなる。
本発明は一般に半導体装置の製造に関し、特にガリウム
ヒ素(GaAs)等の化合物半導体層をシリコンウェハ上に
エピタキシャル成長させたヘテロエピタキシャル成長化
合物半導体基板及びその成長方法に関する。
ヒ素(GaAs)等の化合物半導体層をシリコンウェハ上に
エピタキシャル成長させたヘテロエピタキシャル成長化
合物半導体基板及びその成長方法に関する。
GaAsは典型的な化合物半導体であり特徴的なバンド構造
と高い電子移動度とを有するためレーザダイオードやME
SFET,HEMT,HBT等の高速半導体装置として使われてい
る。かかる半導体装置はGaAs単結晶インゴットから切出
されたGaAsウェハ上に、あるいはシリコンウェハ上にエ
ピタキシャル成長させられたGaAs基板上に形成される。
後者の構成では製造時に重くてもろいGaAsウェハを取扱
う際の困難が回避され、基板を軽量で強く、しかも確立
された製造過程によって形成されたシリコンウェハ上に
形成できるので有利である。また、後者の構成では大径
のウェハを容易に得ることができる。その結果、ウェハ
の取扱いが容易になるのみならず半導体装置の製造費用
を安くできる。また、かかる構成のウェハはGaAsレーザ
ダイオードとシリコントランジスタが共通の半導体チッ
プ上に形成されたいわゆる光電子集積回路(OEIC)を形
成する際にも有利である。
と高い電子移動度とを有するためレーザダイオードやME
SFET,HEMT,HBT等の高速半導体装置として使われてい
る。かかる半導体装置はGaAs単結晶インゴットから切出
されたGaAsウェハ上に、あるいはシリコンウェハ上にエ
ピタキシャル成長させられたGaAs基板上に形成される。
後者の構成では製造時に重くてもろいGaAsウェハを取扱
う際の困難が回避され、基板を軽量で強く、しかも確立
された製造過程によって形成されたシリコンウェハ上に
形成できるので有利である。また、後者の構成では大径
のウェハを容易に得ることができる。その結果、ウェハ
の取扱いが容易になるのみならず半導体装置の製造費用
を安くできる。また、かかる構成のウェハはGaAsレーザ
ダイオードとシリコントランジスタが共通の半導体チッ
プ上に形成されたいわゆる光電子集積回路(OEIC)を形
成する際にも有利である。
しかし、GaAsをシリコン基板上にエピタキシャル成長さ
せる際には様々な問題が生じる。かかる問題点は主にSi
とGaAsとの間の大きな格子定数差及び熱膨張に起因して
生じる。例えばSiの格子定数はGaAsのものよりも約4%
小さく、熱膨張係数は約230%小さい。格子定数の値に
もとづいた単純計算によればかかるシリコンウェハ上に
形成されたGaAs基板中には1012/cm2程度の転位密度で転
位が生じてしまう。このため一般にシリコンウェハ上に
GaAs基板を直接に成長させることはできず、仮りにでき
たとしても基板中には半導体装置の基板として不適当な
多数の欠陥が形成されてしまう。
せる際には様々な問題が生じる。かかる問題点は主にSi
とGaAsとの間の大きな格子定数差及び熱膨張に起因して
生じる。例えばSiの格子定数はGaAsのものよりも約4%
小さく、熱膨張係数は約230%小さい。格子定数の値に
もとづいた単純計算によればかかるシリコンウェハ上に
形成されたGaAs基板中には1012/cm2程度の転位密度で転
位が生じてしまう。このため一般にシリコンウェハ上に
GaAs基板を直接に成長させることはできず、仮りにでき
たとしても基板中には半導体装置の基板として不適当な
多数の欠陥が形成されてしまう。
これらの問題点を解決し、半導体装置の基板として十分
な品質のGaAs基板を形成するため、シリコンウェハとGa
As基板との間にバッファ層を挿入し、ウェハと基板との
間の格子定数及び熱膨張の不整合による応力を吸収させ
ることが提案されている。
な品質のGaAs基板を形成するため、シリコンウェハとGa
As基板との間にバッファ層を挿入し、ウェハと基板との
間の格子定数及び熱膨張の不整合による応力を吸収させ
ることが提案されている。
一の例においては、各々数原子層を含みまた相互に格子
定数の異なった超格子層がGaAs基板の堆積に先立ってシ
リコンウェハ上に積層させられる。これによりGaAs基板
層中への欠陥の伝播が阻止される。しかし、かかる超格
子構造の形成には非常に精密な結晶成長の制御が必要で
あり、今日可能な技術ではこれと信頼性をもって形成す
ることは困難である。
定数の異なった超格子層がGaAs基板の堆積に先立ってシ
リコンウェハ上に積層させられる。これによりGaAs基板
層中への欠陥の伝播が阻止される。しかし、かかる超格
子構造の形成には非常に精密な結晶成長の制御が必要で
あり、今日可能な技術ではこれと信頼性をもって形成す
ることは困難である。
一方、シリコンウェハとGaAs基板との間の格子定数及び
熱膨張法の不整合を吸収する目的で多結晶GaAsバッファ
層を形成することも提案されている。この方法では典型
的に約10nmの厚さの薄い多結晶のGaAsバッファ層がGaAs
基板の堆積に先立って堆積に先立ってシリコンウェハ上
に約400℃〜450℃の温度で堆積される。次いで温度を約
600〜750℃に上昇させる。GaAs基板を数ミクロンの厚さ
に堆積させる。温度が第1の温度から第2の温度に昇温
する際、多結晶GaAsバッファ層は再結晶して単結晶とな
り、このバッファ層上に形成されるGaAs基板層はその下
のGaAsバッファ層に対してエピタキシャルに成長する。
熱膨張法の不整合を吸収する目的で多結晶GaAsバッファ
層を形成することも提案されている。この方法では典型
的に約10nmの厚さの薄い多結晶のGaAsバッファ層がGaAs
基板の堆積に先立って堆積に先立ってシリコンウェハ上
に約400℃〜450℃の温度で堆積される。次いで温度を約
600〜750℃に上昇させる。GaAs基板を数ミクロンの厚さ
に堆積させる。温度が第1の温度から第2の温度に昇温
する際、多結晶GaAsバッファ層は再結晶して単結晶とな
り、このバッファ層上に形成されるGaAs基板層はその下
のGaAsバッファ層に対してエピタキシャルに成長する。
しかし、この技術においては得られた単結晶GaAs基板の
表面を完全に平坦にすることが困難である。これはGaAs
バッファ層がシリコンウェハ表面において島状構造をと
り、かかるGaAsバッファ層の平坦でない表面モフォロジ
ーがその上に形成されるGaAs基板に転写されるためであ
る。換言すればGaAS基板表面はバッファ層の島状構造に
対応して凹凸を生じてしまう。かかる島状構造はバッフ
ァ層を形成する時にその成長速度を下げるべく成長温度
を上記400〜450℃程度まで下げても十分に消去できな
い。また、基板表面の凹凸はGaAs基板層の厚さを数ミク
ロン以上にしても消去できない。
表面を完全に平坦にすることが困難である。これはGaAs
バッファ層がシリコンウェハ表面において島状構造をと
り、かかるGaAsバッファ層の平坦でない表面モフォロジ
ーがその上に形成されるGaAs基板に転写されるためであ
る。換言すればGaAS基板表面はバッファ層の島状構造に
対応して凹凸を生じてしまう。かかる島状構造はバッフ
ァ層を形成する時にその成長速度を下げるべく成長温度
を上記400〜450℃程度まで下げても十分に消去できな
い。また、基板表面の凹凸はGaAs基板層の厚さを数ミク
ロン以上にしても消去できない。
この他に、他の材料、例えばシリコンゲルマニウム固溶
体SiyGel-yをバッファ層として使用し組成yをシリコン
ウェハ表面からGaAs基板底面まで連続的に変化させる構
成が特開昭62−87490号に記載されている。また、InxGa
1-xAs等のGaAs系混晶をx=4.5×10-3程度の組成範囲で
バッファ層として使用することも提案されている(特開
昭62−291909号)。しかし、これらのいずれも表面モフ
ォロジーの問題の満足すべき解決とはならない。
体SiyGel-yをバッファ層として使用し組成yをシリコン
ウェハ表面からGaAs基板底面まで連続的に変化させる構
成が特開昭62−87490号に記載されている。また、InxGa
1-xAs等のGaAs系混晶をx=4.5×10-3程度の組成範囲で
バッファ層として使用することも提案されている(特開
昭62−291909号)。しかし、これらのいずれも表面モフ
ォロジーの問題の満足すべき解決とはならない。
一方、出願人はアルミヒ素(AlAs)等のIII−V族化合
物をGaAs基板上に原子層エピタキシー(ALE)により堆
積する実験を行っていたところ、GaAs基板のAs面上に堆
積されたアルミニウムは基板表面を迅速に被覆し、その
際の基板表面上におけるAlの面密度が堆積されるIII−
V族化合物の2又は3分子層に相当する面密度に等しく
なることを見出した(特願昭62−71747,尾関他,「パル
ス化気相法を使ったGaAs及びAlAsの原子層エピタキシー
の動的過程」,真空科学技術B.5(4),1184〜1186頁
(1987年);Ozeki et al.“Kinetic processes in atmi
c layer epitaxy of GaAs and AlAs using pulsed vapo
r method",J.Vac.Sci.Technol.B 5(4)Jul/Ang 1987
PP.1184−1186)。さらに、AlAs堆積時に飽和ないしセ
ルフリミティング効果が生じることが見出された。より
具体的に説明すると、AlはGaAs表面にAlAsにして2又は
3分子層に対応する表面密度で堆積した後は実質的な堆
積を生じないことが見出された。しかし、この研究の時
点においては同様なセルフリミティング効果がAlを閃亜
鉛鉱形の結晶構造を有するGaAsでなくダイヤモンド構造
を有するシリコン上に堆積させた場合にも同様に生じる
か否かは不明であった。
物をGaAs基板上に原子層エピタキシー(ALE)により堆
積する実験を行っていたところ、GaAs基板のAs面上に堆
積されたアルミニウムは基板表面を迅速に被覆し、その
際の基板表面上におけるAlの面密度が堆積されるIII−
V族化合物の2又は3分子層に相当する面密度に等しく
なることを見出した(特願昭62−71747,尾関他,「パル
ス化気相法を使ったGaAs及びAlAsの原子層エピタキシー
の動的過程」,真空科学技術B.5(4),1184〜1186頁
(1987年);Ozeki et al.“Kinetic processes in atmi
c layer epitaxy of GaAs and AlAs using pulsed vapo
r method",J.Vac.Sci.Technol.B 5(4)Jul/Ang 1987
PP.1184−1186)。さらに、AlAs堆積時に飽和ないしセ
ルフリミティング効果が生じることが見出された。より
具体的に説明すると、AlはGaAs表面にAlAsにして2又は
3分子層に対応する表面密度で堆積した後は実質的な堆
積を生じないことが見出された。しかし、この研究の時
点においては同様なセルフリミティング効果がAlを閃亜
鉛鉱形の結晶構造を有するGaAsでなくダイヤモンド構造
を有するシリコン上に堆積させた場合にも同様に生じる
か否かは不明であった。
本発明において出願人はIII−V族化合物のシリコン上
へのヘテロエピタキシャル成長を研究し、少なくとも一
の成分元素としてシリコンに対して強い親和力を有する
元素を含むIII−V族化合物をシリコン層上に成分元素
が原子層単位で交互に堆積されるように成長させた場
合、島状構造の形成が効果的に抑止されることを見出し
た。
へのヘテロエピタキシャル成長を研究し、少なくとも一
の成分元素としてシリコンに対して強い親和力を有する
元素を含むIII−V族化合物をシリコン層上に成分元素
が原子層単位で交互に堆積されるように成長させた場
合、島状構造の形成が効果的に抑止されることを見出し
た。
本発明は以上の点に鑑み、シリコンウェハ上に化合物半
導体層をバッファ層を介して成長させる際、バッファ層
中における島状構造の形成を抑止することができる方法
及びかかる方法により形成された化合物半導体基板化を
提供することを目的とする。
導体層をバッファ層を介して成長させる際、バッファ層
中における島状構造の形成を抑止することができる方法
及びかかる方法により形成された化合物半導体基板化を
提供することを目的とする。
上記目的は第1の元素よりなる単成分半導体基板上に、
前記第1の元素に対して固有の親和力をそれぞれ有する
第2及び第3の元素を構成成分とするバッファ層を第2
及び第3の元素が交互に単原子層の形で積層されるよう
にエピタキシャル成長させ、 前記第1の元素に対して固有の親和力をそれぞれ有する
第4及び第5の元素を構成成分とする化合物半導体層を
前記バッファ層上にエピタキシャル成長させ、 その際前記第2,第3,第4及び第5の元素を、第2及び第
3の元素の第1の元素と対する親和力が第4,第5の元素
の第1の元素に対する親和力と同等若しくは大きくなる
ように、且つ第2及び第3のうちの一方の元素の第1の
元素に対する親和力が第4又は第5の元素のそれよりも
大きくなるように選ぶことにより達成される。
前記第1の元素に対して固有の親和力をそれぞれ有する
第2及び第3の元素を構成成分とするバッファ層を第2
及び第3の元素が交互に単原子層の形で積層されるよう
にエピタキシャル成長させ、 前記第1の元素に対して固有の親和力をそれぞれ有する
第4及び第5の元素を構成成分とする化合物半導体層を
前記バッファ層上にエピタキシャル成長させ、 その際前記第2,第3,第4及び第5の元素を、第2及び第
3の元素の第1の元素と対する親和力が第4,第5の元素
の第1の元素に対する親和力と同等若しくは大きくなる
ように、且つ第2及び第3のうちの一方の元素の第1の
元素に対する親和力が第4又は第5の元素のそれよりも
大きくなるように選ぶことにより達成される。
本発明によれば、バッファ層を構成する成分元素は基板
を構成する第1の元素と迅速に結合して基板表面を覆う
ためバッファ構成元素の基板表面上におけるクラスタリ
ングないしバッファ層の島状成長が回避され、バッファ
上に形成される半導体基板層の表面を平坦に形成するこ
とができる。
を構成する第1の元素と迅速に結合して基板表面を覆う
ためバッファ構成元素の基板表面上におけるクラスタリ
ングないしバッファ層の島状成長が回避され、バッファ
上に形成される半導体基板層の表面を平坦に形成するこ
とができる。
第1図は本発明一実施例におけるシリコンウェハ上への
バッファ層を介したIII−V族半導体基板層の、勇気金
属CVD(MOCVD)技術にもとづいたALE成長に際して使わ
れるガス供給シーケンスを示す図、第2図はその際に使
われる温度履歴を示す図、また第3図は使用される装置
を説明する図である。
バッファ層を介したIII−V族半導体基板層の、勇気金
属CVD(MOCVD)技術にもとづいたALE成長に際して使わ
れるガス供給シーケンスを示す図、第2図はその際に使
われる温度履歴を示す図、また第3図は使用される装置
を説明する図である。
以下説明する本実施例においてはIII−V族化合物とし
てGaAsを使用し、バッファ層としてAlAsを使用する。Al
Asはそのうえに成長されるGaAsと実質的に同一の格子定
数及び熱膨張係数を有している。また、GaAs及びAlAsは
いずれも化合結合にイオン性を含む極性化合物である。
これらの理由により、GaAsがAlAs上にエピタキシャル成
長された場合には優れた格子の整合性が得られることが
わかっている。
てGaAsを使用し、バッファ層としてAlAsを使用する。Al
Asはそのうえに成長されるGaAsと実質的に同一の格子定
数及び熱膨張係数を有している。また、GaAs及びAlAsは
いずれも化合結合にイオン性を含む極性化合物である。
これらの理由により、GaAsがAlAs上にエピタキシャル成
長された場合には優れた格子の整合性が得られることが
わかっている。
まず第3図を参照するに、使用装置はチムニー形の反応
室20を有し、その頂部のポート20aより排気される構造
を有する。反応室20中には高周波加熱を加えられる際に
反応室中に保持された基板22を加熱するサセプタ21と、
サセプタ21を支持する支持パイブ23とが設けられ、また
反応室20外に高周波加熱のための励起コイル24が設けら
れる。反応室20の下方にはガス又は混合ガスを反応室中
に導入するためのミキサ26と、ソースガス及びパージガ
スを反応室20中に選択的に導入するための弁27a〜27dと
が設けられ、弁27a〜27d側にはその動作を制御するコン
トローラ28が協働する。
室20を有し、その頂部のポート20aより排気される構造
を有する。反応室20中には高周波加熱を加えられる際に
反応室中に保持された基板22を加熱するサセプタ21と、
サセプタ21を支持する支持パイブ23とが設けられ、また
反応室20外に高周波加熱のための励起コイル24が設けら
れる。反応室20の下方にはガス又は混合ガスを反応室中
に導入するためのミキサ26と、ソースガス及びパージガ
スを反応室20中に選択的に導入するための弁27a〜27dと
が設けられ、弁27a〜27d側にはその動作を制御するコン
トローラ28が協働する。
最初、第2図「段階I」として示すようにシリコンウェ
ハ22は減圧下約1000℃の温度でベーキングされて酸化膜
や汚れが除去される。その際、反応室20の圧力は約20To
rrに維持され、全部で2SLM水素が室20中を全過程にわた
り流し続けられる。約20分間のベーキングの後、ウェハ
22の温度は第2図中「段階」IIに対応して約500℃に下
げられ、ウェハ22上にAlAsバッファ層がALEにより成長
させられる。
ハ22は減圧下約1000℃の温度でベーキングされて酸化膜
や汚れが除去される。その際、反応室20の圧力は約20To
rrに維持され、全部で2SLM水素が室20中を全過程にわた
り流し続けられる。約20分間のベーキングの後、ウェハ
22の温度は第2図中「段階」IIに対応して約500℃に下
げられ、ウェハ22上にAlAsバッファ層がALEにより成長
させられる。
以下、段階IIにおけるガス供給シーケンスを第1図を参
照して説明する。
照して説明する。
まず、反応室20にトリメチルアルミニウム((CH3)3A
l)(以下TMAと略す)が弁27Aよりバブラ温度22℃、20S
CCMの流量で7.5秒間導入される。導入されたTMAは反応
室20中で分解してアルミニウムを形成し、後程説明する
ようにシリコン基板表面を単原子層の形で被覆する。次
に、残ったTMAガスあるいは分解残留成分が弁27dより水
素ガスを約3秒間導入することにより反応室20から排除
される。次に水素で10%濃度まで希釈されたアルシン
(A3H3)ガスが弁27bより反応室20に約480SCCMの流量で
10秒間導入される。導入されたアルシンは反応室20中で
分解してヒ素を形成し、シリコン基板上に先に堆積され
ているAl単原子層上に堆積する。次いで、残留アルシン
ガスあるいはその分解残留成分が弁27dより水素を導入
することによりパージされる。これにより、AlAsバッフ
ァ層を成長させる際の1ガスサイクルが終了する。この
ようにして形成ないし放出されたAsはウェハ表面に堆積
されているAl単原子層上に堆積してAlを再配列させるも
のと考えられる。この再配列の結果、シリコンウェハの
面の性質如何ににより、2又は3分子層のAlAsが形成さ
れる。
l)(以下TMAと略す)が弁27Aよりバブラ温度22℃、20S
CCMの流量で7.5秒間導入される。導入されたTMAは反応
室20中で分解してアルミニウムを形成し、後程説明する
ようにシリコン基板表面を単原子層の形で被覆する。次
に、残ったTMAガスあるいは分解残留成分が弁27dより水
素ガスを約3秒間導入することにより反応室20から排除
される。次に水素で10%濃度まで希釈されたアルシン
(A3H3)ガスが弁27bより反応室20に約480SCCMの流量で
10秒間導入される。導入されたアルシンは反応室20中で
分解してヒ素を形成し、シリコン基板上に先に堆積され
ているAl単原子層上に堆積する。次いで、残留アルシン
ガスあるいはその分解残留成分が弁27dより水素を導入
することによりパージされる。これにより、AlAsバッフ
ァ層を成長させる際の1ガスサイクルが終了する。この
ようにして形成ないし放出されたAsはウェハ表面に堆積
されているAl単原子層上に堆積してAlを再配列させるも
のと考えられる。この再配列の結果、シリコンウェハの
面の性質如何ににより、2又は3分子層のAlAsが形成さ
れる。
この後、上記ガス供給シーケンスをくりかえして、望ま
しい厚さのAlAs層がシリコンウェハ22上に形成される。
AlAsの厚さはシリコンウェハとGaAs基板との間に格子定
数及び熱膨張のミスマッチが緩和されるに十分な程度と
される。一例では100分子層のAlAsがガス供給シーケン
スをくりかえしながら成長される。この場合はガス供給
シーケンスを50回くりかえす。
しい厚さのAlAs層がシリコンウェハ22上に形成される。
AlAsの厚さはシリコンウェハとGaAs基板との間に格子定
数及び熱膨張のミスマッチが緩和されるに十分な程度と
される。一例では100分子層のAlAsがガス供給シーケン
スをくりかえしながら成長される。この場合はガス供給
シーケンスを50回くりかえす。
次に、第2図の「段階III」に対応して基板22の温度が
約600℃に上昇される。この段階ではGaAs基板がシリコ
ンウェハ上に通常のMOCVD等の適当なエピタキシャル成
長技術により成長させられる。この過程ではソースガス
とバージガスを選択的に導入する必要はなく、Ga及びAs
のソースガスを同時に導入してもよい。一例では以下TM
Gと略するトリメチルガリウム((CH3)3Ga)及びアル
シンをそれぞれ流量2SCCM及び40SCCMで約2時間導入す
ることにより約2〜3μmの厚さのGaAs層を形成でき
る。
約600℃に上昇される。この段階ではGaAs基板がシリコ
ンウェハ上に通常のMOCVD等の適当なエピタキシャル成
長技術により成長させられる。この過程ではソースガス
とバージガスを選択的に導入する必要はなく、Ga及びAs
のソースガスを同時に導入してもよい。一例では以下TM
Gと略するトリメチルガリウム((CH3)3Ga)及びアル
シンをそれぞれ流量2SCCM及び40SCCMで約2時間導入す
ることにより約2〜3μmの厚さのGaAs層を形成でき
る。
第4図はシリコンウェハ22表面に対して行ったオージェ
電子分光測定の結果をAlAsバッファ層による被覆の様々
な段階に対応して示す図である。図中、縦軸はバッファ
層で部分的に又は完全に被覆されたウェハ表面中のSiか
ら放出されたオージェ電子の強度を全く被覆されていな
いウェハ表面からのものと比較して示す図である。換言
すれば、縦軸の相対的オージェ電子強度はバッファ層に
よるシリコンウェハの表面の被覆の程度をあらわす。図
中、縦軸の値が1である場合はシリコンウェハ表面が完
全に霧出されていることを意味し、一方値がゼロである
場合はシリコン基板表面が完全に被覆されていることを
意味する。
電子分光測定の結果をAlAsバッファ層による被覆の様々
な段階に対応して示す図である。図中、縦軸はバッファ
層で部分的に又は完全に被覆されたウェハ表面中のSiか
ら放出されたオージェ電子の強度を全く被覆されていな
いウェハ表面からのものと比較して示す図である。換言
すれば、縦軸の相対的オージェ電子強度はバッファ層に
よるシリコンウェハの表面の被覆の程度をあらわす。図
中、縦軸の値が1である場合はシリコンウェハ表面が完
全に霧出されていることを意味し、一方値がゼロである
場合はシリコン基板表面が完全に被覆されていることを
意味する。
第4図中、横軸はシリコンウェハ22の表面上に堆積され
たAlAs分子層の数をあらわす。そこで第4図中、「ALE
AlAs」と記した実線はウェハ22表面が約20分子層のAl
Asの堆積後ほとんど被覆されてしまっていることをあら
わす。
たAlAs分子層の数をあらわす。そこで第4図中、「ALE
AlAs」と記した実線はウェハ22表面が約20分子層のAl
Asの堆積後ほとんど被覆されてしまっていることをあら
わす。
さらに、約30分子量のAlAs堆積後においてはシリコンウ
ェハ表面はAlAsにより完全に被覆されていることがわか
る。これは、シリコンウェハ表面が実質的な島状構造の
形成なしに急速に被覆されていっている状態を示してい
る。第4図中には「理想層状成長」と記した点線によ
り、バッファが一層毎に理想的にウェハ表面を被覆した
場合をも比較のため示してある。
ェハ表面はAlAsにより完全に被覆されていることがわか
る。これは、シリコンウェハ表面が実質的な島状構造の
形成なしに急速に被覆されていっている状態を示してい
る。第4図中には「理想層状成長」と記した点線によ
り、バッファが一層毎に理想的にウェハ表面を被覆した
場合をも比較のため示してある。
第4図中には、また従来の使われているGaAsバッファ層
が通常の分子ビームエピタキシ(MBE)によりシリコン
ウェハ上に堆積されて場合を比較のため破線で示してあ
る。明らかに、この場合にはシリコンウェハ表面の被覆
は100分子以上のバッファ層が堆積されても不完全であ
り、実質的な島状構造の形成が進んでいることを示して
いる。
が通常の分子ビームエピタキシ(MBE)によりシリコン
ウェハ上に堆積されて場合を比較のため破線で示してあ
る。明らかに、この場合にはシリコンウェハ表面の被覆
は100分子以上のバッファ層が堆積されても不完全であ
り、実質的な島状構造の形成が進んでいることを示して
いる。
第4図中にはさらに、GaAsを使ったバッファ層がシリコ
ンウェハ上にALEにより形成された場合が示されている
(「ALE GaAs」と記した実線)。この場合と比較的し
てもAlAsを使ったバッファ時Siウェハ表面をより迅速に
被覆する。
ンウェハ上にALEにより形成された場合が示されている
(「ALE GaAs」と記した実線)。この場合と比較的し
てもAlAsを使ったバッファ時Siウェハ表面をより迅速に
被覆する。
第5図はAlAsバッファ層上に成長されたGaAs基板の表面
をシリコンウェハ上にALEにより成長されたGaAsバッフ
ァ層上にさらに成長されたGaAs基板の表面と比較して評
価した結果を示す図である。
をシリコンウェハ上にALEにより成長されたGaAsバッフ
ァ層上にさらに成長されたGaAs基板の表面と比較して評
価した結果を示す図である。
評価はGaAs基板にArレーザビームをあて、ラマン散乱を
測定することにより行った。第5図中、「L0」と記した
強いピークはGaAsの(100)面に起因するものであり、
一方「T0」と記した弱いピークはGaAsの他の面及び/又
は欠陥に起因するものである。この図より、GaAs基板を
AlAsバッファ層上に形成した場合には(100)面のみが
観測されGaAs基板の品質が良好であることが示されるの
に対しGaAsバッファ層を用いた場合にはGaAs基板の結晶
面に歪みが存在することがわかる。
測定することにより行った。第5図中、「L0」と記した
強いピークはGaAsの(100)面に起因するものであり、
一方「T0」と記した弱いピークはGaAsの他の面及び/又
は欠陥に起因するものである。この図より、GaAs基板を
AlAsバッファ層上に形成した場合には(100)面のみが
観測されGaAs基板の品質が良好であることが示されるの
に対しGaAsバッファ層を用いた場合にはGaAs基板の結晶
面に歪みが存在することがわかる。
次に、バッファ層及び基板層をシリコンウェハ上に成長
させる過程を第6図(A)〜(D)を参照して説明す
る。
させる過程を第6図(A)〜(D)を参照して説明す
る。
第6図(A)で、第2図中段階IIに対応したTMAの熱分
解の結果生じたAl原子がシリコンウェハIの(100)面
上に単原子層mの形で堆積する。これはAlとSiとの間に
強い親和力のためである。ここで親和力とは2つの元素
が結合する際の化学結合の強さないし結合により形成さ
れる化合物の生成熱をあらわす定性的な尺度をあらわす
ものとする。Al元素が占める席は完全には確認されてい
ないが、AlのSi基板I上にAlAs2分子層を対応する面密
度で、クラスタリングを起すことなく一様に分布してい
ると考えられる。定性的には、この現象はAlはSiに対し
て強い親和力を有するため互いにクラスターを形成する
よりもシリコンウェハ表面のSiと結合した方が安定にな
ることを意味する。また、本出願人先にGaAs上へのAlの
堆積の際に見出したセルフリミティング効果(特願昭62
−71747号)と同様なセルフリミティング効果がAlをAlA
s2分子層に対応する面密度以上に堆積させようとした場
合にも現われることが確認された。かかるSi上へのAlの
セルフリミティング効果は本発明の基礎となる研究で初
めて明らかになったものである。またAlがSiの(110)
面上に堆積する場合はGaAsの(110)面上へのAlの堆積
の場合と同様なAlAs3分子層に対応するAl面密度におけ
るAlの堆積速度の飽和ないしセルフリミティング効果が
観察された。
解の結果生じたAl原子がシリコンウェハIの(100)面
上に単原子層mの形で堆積する。これはAlとSiとの間に
強い親和力のためである。ここで親和力とは2つの元素
が結合する際の化学結合の強さないし結合により形成さ
れる化合物の生成熱をあらわす定性的な尺度をあらわす
ものとする。Al元素が占める席は完全には確認されてい
ないが、AlのSi基板I上にAlAs2分子層を対応する面密
度で、クラスタリングを起すことなく一様に分布してい
ると考えられる。定性的には、この現象はAlはSiに対し
て強い親和力を有するため互いにクラスターを形成する
よりもシリコンウェハ表面のSiと結合した方が安定にな
ることを意味する。また、本出願人先にGaAs上へのAlの
堆積の際に見出したセルフリミティング効果(特願昭62
−71747号)と同様なセルフリミティング効果がAlをAlA
s2分子層に対応する面密度以上に堆積させようとした場
合にも現われることが確認された。かかるSi上へのAlの
セルフリミティング効果は本発明の基礎となる研究で初
めて明らかになったものである。またAlがSiの(110)
面上に堆積する場合はGaAsの(110)面上へのAlの堆積
の場合と同様なAlAs3分子層に対応するAl面密度におけ
るAlの堆積速度の飽和ないしセルフリミティング効果が
観察された。
次に、アルシンの熱分解により形成されAs原子がアルミ
ニウム単原子層m上に堆積される。As原子はAl単原子層
mに到達するとAl原子を再配列させ、第6図(B)に示
すようにAl Asの2分子層IIが形成される。ウェハI上
におけるAlの初期分布は一様であるので、その上にAsが
堆積されても層IIは島状にはならない。TMAとアルシン
を先に説明したように間に水素によるパージを含みなが
ら交互に供給することにより、層IIを所望の厚さまで成
長し、バッファ層IIを形成する。この層II中でAlとAsは
交互に積層されている。バッファ層IIの形成後、GaAs層
IIIが先に説明したように通常のMOCVDにより、あるいは
MBEにより形成される。GaAsの格子定数と熱膨張係数はA
lAsのものとほとんど変らないので、GaAsをAlAsバッフ
ァ層上に堆積させるのに困難はない。このようにして形
成された構造は第6図(D)に示すようにシリコンウェ
ハIと、AlAsバッファ層IIと、GaAs基板層IIIとよりな
る。先にも説明したように、バッファ層IIはウェハIと
基板層IIIとの間の格子定数及び熱膨張係数の不整合に
伴う応力を吸収するためのものである。AlAsはGaAsと同
一の格子定数および熱膨張係数を有するため、Ga As層I
IIはほとんど欠陥を含まず、化合物半導体基板として問
題なく使用できる。
ニウム単原子層m上に堆積される。As原子はAl単原子層
mに到達するとAl原子を再配列させ、第6図(B)に示
すようにAl Asの2分子層IIが形成される。ウェハI上
におけるAlの初期分布は一様であるので、その上にAsが
堆積されても層IIは島状にはならない。TMAとアルシン
を先に説明したように間に水素によるパージを含みなが
ら交互に供給することにより、層IIを所望の厚さまで成
長し、バッファ層IIを形成する。この層II中でAlとAsは
交互に積層されている。バッファ層IIの形成後、GaAs層
IIIが先に説明したように通常のMOCVDにより、あるいは
MBEにより形成される。GaAsの格子定数と熱膨張係数はA
lAsのものとほとんど変らないので、GaAsをAlAsバッフ
ァ層上に堆積させるのに困難はない。このようにして形
成された構造は第6図(D)に示すようにシリコンウェ
ハIと、AlAsバッファ層IIと、GaAs基板層IIIとよりな
る。先にも説明したように、バッファ層IIはウェハIと
基板層IIIとの間の格子定数及び熱膨張係数の不整合に
伴う応力を吸収するためのものである。AlAsはGaAsと同
一の格子定数および熱膨張係数を有するため、Ga As層I
IIはほとんど欠陥を含まず、化合物半導体基板として問
題なく使用できる。
また、バッファIIを形成する際にシリコンウェハ上にAs
を最初に堆積させ、次いでAlを堆積させてもよいことが
見出された。この場合は第1図においてALEの条件は同
じにしてTMAとアルシンの供給順序のみを反転させれば
よい。このようにしてバッファ層IIを形成した場合も島
状構造の形成は効果的に抑止され、得られたGa As基板
は平坦な表面を有する。この場合に島状構造の形成を抑
止する機構は確かではないが、AsがSi上に単原子層を形
成して一様に堆積し、AlがAs単原子層上に一様に堆積す
るものと想像される。
を最初に堆積させ、次いでAlを堆積させてもよいことが
見出された。この場合は第1図においてALEの条件は同
じにしてTMAとアルシンの供給順序のみを反転させれば
よい。このようにしてバッファ層IIを形成した場合も島
状構造の形成は効果的に抑止され、得られたGa As基板
は平坦な表面を有する。この場合に島状構造の形成を抑
止する機構は確かではないが、AsがSi上に単原子層を形
成して一様に堆積し、AlがAs単原子層上に一様に堆積す
るものと想像される。
さらに、シリコン基板上に堆積されるV族元素はAsに限
定されるものではなく、基板を構成するGaやAsよりもSi
に対して強い親和力を有する窒素(N)や燐(P)も同
様に使用可能である。これらのV族元素はSiの結合する
ことによりシリコン基板表面を迅速に被覆し、島状構造
の形成は抑止される。ALEの過程におけるAlとV族元素
の堆積順序はAlAsバッファ層の形成の場合と同じく、逆
転させてかまわない。NあるいはPをV族元素として使
う場合はソースガスとしてアンモニア(NH3)あるいは
ホスフィン(PH3)が使える。
定されるものではなく、基板を構成するGaやAsよりもSi
に対して強い親和力を有する窒素(N)や燐(P)も同
様に使用可能である。これらのV族元素はSiの結合する
ことによりシリコン基板表面を迅速に被覆し、島状構造
の形成は抑止される。ALEの過程におけるAlとV族元素
の堆積順序はAlAsバッファ層の形成の場合と同じく、逆
転させてかまわない。NあるいはPをV族元素として使
う場合はソースガスとしてアンモニア(NH3)あるいは
ホスフィン(PH3)が使える。
またシリコンウェハ上に成長させたい基板がGaAsでなく
てInPである場合は、基板層を構成するInやPよりもSi
に対して強い親和力を有するAl,Ga及びN等の元素より
なる化合物がバッファ層IIとして適当である。
てInPである場合は、基板層を構成するInやPよりもSi
に対して強い親和力を有するAl,Ga及びN等の元素より
なる化合物がバッファ層IIとして適当である。
さらに、バッファ層のALEは先に説明したMOCVDにもとづ
くものに限定されることなく、元素を交互に供給できる
ものであればMBEでもかまわない。さらに、基板を成長
させる技術はMOCVDに限られることなく通常のMBEでもよ
い。
くものに限定されることなく、元素を交互に供給できる
ものであればMBEでもかまわない。さらに、基板を成長
させる技術はMOCVDに限られることなく通常のMBEでもよ
い。
以上、本発明を実施例により説明したが、本発明はその
主旨に従い種々の変形が可能であり、本発明からこれら
を排除するものではない。
主旨に従い種々の変形が可能であり、本発明からこれら
を排除するものではない。
以上説明した如く、本発明方法により形成された化合物
半導体基板は、バッファ層として単成分ウェハを構成す
るシリコン等の元素に対して強い親和力を有する元素を
含む化合物半導体を使用するためバッファ層がウェハ表
面を迅速に被覆しながら成長し、バッファ層の島状構造
形成が回避されるため、平坦な表面を有する。
半導体基板は、バッファ層として単成分ウェハを構成す
るシリコン等の元素に対して強い親和力を有する元素を
含む化合物半導体を使用するためバッファ層がウェハ表
面を迅速に被覆しながら成長し、バッファ層の島状構造
形成が回避されるため、平坦な表面を有する。
第1図は本発明実施例に於ける原料ガスの供給状況を図
式的に示す図、 第2図は本発明実施例に於ける温度履歴を図式的に示す
図、 第3図は本発明実施例で使用する装置を示す模式図、 第4図はSiウエハ表面層による被覆の程度をあらわす
図、 第5図は得られたGaAs基板の表面状態をする図、 第6図(A)〜(D)はSi(100)面上へのAlAsバッフ
ァ層及びGaAs基板層の堆積過程及び得られた構造を示す
図である。 図において、 20は反応室、 20aは排気ポート、 21はサセプタ、 23は支持パイプ、 24はRFコイル、 26は原料供給装置、 27a〜27dは切換バルブ 28は制御装置、 IはSiウェハ、 IIはバッファ層、 IIIは基板 を示す。
式的に示す図、 第2図は本発明実施例に於ける温度履歴を図式的に示す
図、 第3図は本発明実施例で使用する装置を示す模式図、 第4図はSiウエハ表面層による被覆の程度をあらわす
図、 第5図は得られたGaAs基板の表面状態をする図、 第6図(A)〜(D)はSi(100)面上へのAlAsバッフ
ァ層及びGaAs基板層の堆積過程及び得られた構造を示す
図である。 図において、 20は反応室、 20aは排気ポート、 21はサセプタ、 23は支持パイプ、 24はRFコイル、 26は原料供給装置、 27a〜27dは切換バルブ 28は制御装置、 IはSiウェハ、 IIはバッファ層、 IIIは基板 を示す。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 Journal of Applied Physics Vol,57、no, 10、(1985年)PP,4578〜4582
Claims (6)
- 【請求項1】第1の元素よりなる単成分半導体基板上に
化合物半導体層を成長させる方法であって、 該第1の元素に対して固有の親和力をそれぞれ有する第
2及び第3の元素を構成成分とするバッファ層を第2及
び第3の元素が交互に単原子層の形で堆積されるように
エピタキシャル成長させ、 該第1の元素に対して固有の親和力をそれぞれ有する第
4及び第5の元素を構成成分とする化合物半導体層を該
バッファ層上にエピタキシャル成長させる工程よりな
り、該第2,第3,第4及び第5の元素は、第2及び第3の
元素の第1の元素に対する親和力が第4,第5の元素の第
1の元素に対する親和力と同等若しくは大きくなるよう
に、且つ第2及び第3の元素のうちの一方の元素の第1
の元素に対する親和力が第4又は第5の元素のそれより
も大きくなるように選ばれることを特徴とする方法。 - 【請求項2】該第1の元素はシリコンであり、第2及び
第3の元素はアルミニウム及びヒ素であり、第4及び第
5の元素はガリウム及びヒ素であることを特徴とする請
求項1記載の方法。 - 【請求項3】第1の元素よりなる単成分半導体基板と、
第半導体基板上に形成され、該第1の元素に対して固有
の親和力をそれぞれ有する第2及び第3の元素を構成成
分とする単結晶バッファ層と、 該バッファ層上に形成され、該第1の元素に対して固有
の親和力をそれぞれ有する第4及び第5の元素を構成成
分とする単結晶化合物半導体層とよりなり、該第2,第3,
第4及び第5の元素は、第2及び第3の元素の第2の元
素に対する親和力が第4,第5の元素の第1の元素に対す
る親和力と同等若しくは大きくなるように、且つ第2及
び第3の元素のうちの一方の元素の第1の元素に対する
親和力が第4又は第5の元素のそれよりも大きくなるよ
うに選ばれる半導体構造において 前記第1の元素はシリコンであり、前記第2及び第3の
元素はアルミニウム及びヒ素であり、前記第4及び第5
の元素はガリウム及びヒ素であることを特徴とする半導
体構造。 - 【請求項4】第1の元素よりなる単成分半導体基板と、
第半導体基板上に形成され、該第1の元素に対して固有
の親和力をそれぞれ有する第2及び第3の元素を構成成
分とする単結晶バッファ層と、 該バッファ層上に形成され、該第1の元素に対して固有
の親和力をそれぞれ有する第4及び第5の元素を構成成
分とする単結晶化合物半導体層とよりなり、該第2,第3,
第4及び第5の元素は、第2及び第3の元素の第2の元
素に対する親和力が第4,第5の元素の第1の元素に対す
る親和力と同等若しくは大きくなるように、且つ第2及
び第3の元素のうちの一方の元素の第1の元素に対する
親和力が第4又は第5の元素のそれよりも大きくなるよ
うに選ばれる半導体構造において 前記第1の元素はシリコンであり、前記第2及び第3の
元素はアルミニウム及び窒素であり、前記第4及び第5
の元素はガリウム及びヒ素であることを特徴とする半導
体構造。 - 【請求項5】第1の元素よりなる単成分半導体基板と、
第半導体基板上に形成され、該第1の元素に対して固有
の親和力をそれぞれ有する第2及び第3の元素を構成成
分とする単結晶バッファ層と、 該バッファ層上に形成され、該第1の元素に対して固有
の親和力をそれぞれ有する第4及び第5の元素を構成成
分とする単結晶化合物半導体層とよりなり、該第2,第3,
第4及び第5の元素は、第2及び第3の元素の第2の元
素に対する親和力が第4,第5の元素の第1の元素に対す
る親和力と同等若しくは大きくなるように、且つ第2及
び第3の元素のうちの一方の元素の第1の元素に対する
親和力が第4又は第5の元素のそれよりも大きくなるよ
うに選ばれる半導体構造において 前記第1の元素はシリコンであり、前記第2及び第3の
元素はアルミニウム及び窒素であり、前記第4及び第5
の元素はインジウム及びリンであることを特徴とする半
導体構造。 - 【請求項6】第1の元素よりなる単成分半導体基板と、
第半導体基板上に形成され、該第1の元素に対して固有
の親和力をそれぞれ有する第2及び第3の元素を構成成
分とする単結晶バッファ層と、 該バッファ層上に形成され、該第1の元素に対して固有
の親和力をそれぞれ有する第4及び第5の元素を構成成
分とする単結晶化合物半導体層とよりなり、該第2,第3,
第4及び第5の元素は、第2及び第3の元素の第2の元
素に対する親和力が第4,第5の元素の第1の元素に対す
る親和力と同等若しくは大きくなるように、且つ第2及
び第3の元素のうちの一方の元素の第1の元素に対する
親和力が第4又は第5の元素のそれよりも大きくなるよ
うに選ばれる半導体構造において 前記第1の元素はシリコンであり、前記第2及び第3の
元素はガリウム及び窒素であり、前記第4及び第5の元
素はインジウム及びリンであることを特徴とする半導体
構造。
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JP63-105036 | 1988-04-27 | ||
JP26461888 | 1988-10-20 | ||
JP63-264618 | 1988-10-20 |
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Publication Number | Publication Date |
---|---|
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JP (1) | JPH07118450B2 (ja) |
DE (1) | DE68918150D1 (ja) |
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