WO2005047574A2 - Heteroepitaxieschicht und verfahren zu ihrer herstellung - Google Patents

Heteroepitaxieschicht und verfahren zu ihrer herstellung Download PDF

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WO2005047574A2
WO2005047574A2 PCT/EP2004/012807 EP2004012807W WO2005047574A2 WO 2005047574 A2 WO2005047574 A2 WO 2005047574A2 EP 2004012807 W EP2004012807 W EP 2004012807W WO 2005047574 A2 WO2005047574 A2 WO 2005047574A2
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metal layer
substrate
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Matthias Schreck
Stefan Gsell
Thomas Bauer
Johannes Golfuss
Bernd Stritzker
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Universität Augsburg
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    • C30CRYSTAL GROWTH
    • C30BSINGLE-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
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    • C30B23/02Epitaxial-layer growth
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
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    • C30B25/02Epitaxial-layer growth
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    • C30B25/02Epitaxial-layer growth
    • C30B25/18Epitaxial-layer growth characterised by the substrate

Definitions

  • the present invention relates to a single-crystalline or quasi-single-crystalline, non-diamond heteroepitaxial layer or a heteroepitaxial layer with low misorientation, substrates for such layers and methods for their production.
  • Such heteroepitaxial layers are required in particular in electronics, for example for semiconductor components, for example made of GaN, GaAs or A1N.
  • Semiconductor layers with low misorientation are particularly suitable for the field of microelectronics (hereinafter also referred to as quasi-single-crystal or also as single-crystal layers).
  • the object of the present invention is to provide epitaxial layers and growth substrates and processes for their production, the layers being reliable, verifiable and cost-effective. the layers can be produced reliably, checkably and inexpensively in sufficient size.
  • single-crystal silicon in (100) or (111) orientation is now proposed as a substrate, at least one epitaxially oriented, primarily oxidic buffer layer being deposited on this substrate.
  • a metal layer is also epitaxially deposited on this buffer layer as a result of several metal layers such as platinum on iridium. This consists of or contains transition metals of the 4th, 5th and / or 6th period of the periodic table of elements with a melting point greater than or equal to 1200 K, i.e. with the exception of the metals manganese (Mn), zinc (Zn), technetium (Tc) , Cadmium (Cd), lanthanum (La) and mercury (Hg).
  • scandium (Sc), titanium (Ti), vanadium (V), chromium (Cr), iron (Fe), cobalt (Co), nickel (Ni), copper (Cu), yttrium can be used as the material for the metal layer (Y), zircon (Zr), niobium (Nb), molybdenum (Mo), ruthenium (Ru), rhodium (Rh), palladium (Pd), silver (Ag), hafnium (Hf), tantalum (Ta), tungsten (W), rhenium (Re), osmium (Os), iridium (Ir), platinum (Pt) and gold (Au) can be used.
  • the highly advantageous melting metals especially iridium, platinum, rhenium, ruthenium, molybdenum, tungsten and / or tantalum.
  • Silicon single crystals as substrates are widely available, inexpensive and have good thermal conductivity.
  • the high thermal conductivity is advantageous for cooling power components with high thermal losses.
  • the thermal expansion of silicon differs significantly from that of typical single oxide crystals. It is therefore suitable for functional layers with similar values as a substrate, since it leads to lower internal thermal stresses.
  • the deposition of the buffer layer mainly oxides such. B.
  • strontium titanate STO
  • aluminum oxide A1 2 0 3
  • magnesium oxide MgO
  • yttrium-stabilized zirconium oxide YSZ
  • cerium oxide Ce0 2
  • carbides such as silicon carbide (SiC) or nitrides, such as titanium nitride ( TiN)
  • SiC silicon carbide
  • TiN titanium nitride
  • Oxides as stated above allow good adhesion of metal layers deposited thereon, in particular iridium layers. It is therefore possible to deposit quasi-single-crystalline metal layers on these buffer layers using suitable methods, such as electron beam evaporation or sputtering.
  • the transition metals mentioned above are suitable as metals. Surprisingly, it turned out that the metal layers can be much better oriented than the underlying buffer layers. This is because the buffer layers can typically still have large misorientations of> 2 °,> 1 ° or> 0.5 °, while the metal layers applied are of high quality and are single-crystal or quasi-single-crystal, for example with a misorientation ⁇ 0.5 ° or ⁇ 0.2 °.
  • An ideal growth substrate for a subsequent deposition of single-crystal or quasi-single-crystal layers is thus present as functional layers on the metal layer.
  • the layer material can be deposited, for example, using MBE, CVD or other conventional methods.
  • This first method and the epitaxial functional layers produced in this way relate to any epitaxially deposited materials, in particular semiconductors such as GaN, A1N, GaAs, InP, oxidic materials such as ZnO, SrTi ⁇ 3, high-temperature superconductors, ferroelectrics, ferromagnetics and the like with the exception of diamond.
  • semiconductors such as GaN, A1N, GaAs, InP
  • oxidic materials such as ZnO, SrTi ⁇ 3, high-temperature superconductors, ferroelectrics, ferromagnetics and the like with the exception of diamond.
  • a second approach now does not start from certain substrates, but can use any, also non-single-crystalline substrate, for example also an amorphous substrate.
  • a biaxially textured oxidic buffer layer is applied to this. This buffer layer is applied by means of ion-assisted deposition.
  • this buffer layer can be an oxidic layer made of the same materials as described there, for example MgO or YSZ.
  • the buffer layer is textured on any substrates in such a way that the texture sharpness of this biaxially textured IBAD layer is sufficient to apply a quasi-single-crystalline metal layer as in the first method.
  • texture sharpening with values of 2 to 4 ° is achieved. Then, as shown in the examples, in particular in example 6, quasi-single-crystalline metal layers can then be deposited.
  • An advantage of the proposed methods is that the substrate is highly scalable and inexpensive. Furthermore, the quasi-single-crystalline metal layers and the epitaxial layers produced adhere excellently to this substrate.
  • An essential aspect of the present invention is that with the two aforementioned methods, in particular with a suitable process control, ie with slow deposition of the metal layer on the buffer layer, the metal layer can be oriented much better than the underlying buffer layer.
  • Buffer layers of this type in particular Ce0 2 , YSZ (yttrium-stabilized zirconium oxide), Y2O3, MgO, strontium titanate (SrTi0 3 ), carbides, nitrides and the like, typically still have large misorientations of> 1 °, but can now be used as a base for growth of quasi-single-crystalline or single-crystalline metal layers.
  • an oxide single crystal is used as the substrate.
  • This can be sapphire, for example.
  • a layer of a high-melting metal is applied directly to this oxide single crystal.
  • the high-melting metals can be used for the two previous methods used metals such as iridium and. Like., Are used.
  • the metal layer can be applied, for example, by thermal evaporation, electron beam evaporation, PLD or sputtering.
  • metal layers can be produced which have a polar and azimuthal misorientation distribution with a small width, for example ⁇ 0.3 °.
  • the quasi-single-crystalline functional layers according to the invention can be produced on this metal layer.
  • the present application therefore also relates to a growth substrate for producing quasi-single-crystalline functional layers with a substructure of substrate, buffer layer and metal layer as described above, the polar and azimuthal misorientation distribution of the metal layer having a small width, for example ⁇ 0.3 °.
  • a further embodiment of the invention consists in applying an oxide layer again to the metal layer after the sequence of substrate / buffer layer / metal layer or substrate / metal layer.
  • the same oxide as for the buffer layer or a different oxide can be used for this.
  • This layer prevents the desired epitaxial functional layer from growing directly on the metal layer. This prevents interdiffusion between the metal layer and the epitaxial layer.
  • the single-crystalline metal layers produced by the above-mentioned processes can also serve as growth substrates with their side facing the substrate.
  • a further layer is first grown on the side of the metal layer facing away from the substrate. This later serves as a substrate and as a heat sink for semiconductor components and the like.
  • the original substrate for example silicon, is then etched away using HF / HN0 3 .
  • the oxidic buffer layer is also removed, for example, by sputtering. Then you can use the exposed surface of the metal layer as a growth substrate. However, it can also be annealed beforehand in a simple manner or briefly grown further in order to obtain an optimal surface quality.
  • any material on the metal layer for example a substance with a good adaptation of the expansion coefficient to the later functional layer or with a special high thermal conductivity.
  • a textured MgO layer could be applied to a polycrystalline diamond disk as substrate using IBAD, which is then coated with a single-crystalline metal layer.
  • a growth substrate for semiconductor materials, for example, which are applied to the monocrystalline metal layer represents an ideal heat-conducting growth substrate.
  • Such substrates are required in particular in the field of optoelectronics and high-performance electronics.
  • FIG. 1 shows a scheme for the production of the growth substrates according to the invention.
  • Fig. 1 the production of a growth substrate according to the first method is shown under point la.
  • an epitaxial, oxidic buffer layer 3 is applied to an Si single crystal 2 in the 001 or 111 orientation. As indicated in Fig. 1, this can still have a certain misorientation.
  • a metal layer 4 is then applied to this buffer layer by means of thermal evaporation, electron beam evaporation, PLD, sputtering or the like. The free surface of the metal layer 4 then forms the growth surface for a functional layer 5, as is shown, for example, in item 3 of FIG. 1 in the overall structure of the layer sequence.
  • Point lb in FIG. 1 shows the second method for producing a growth substrate.
  • any substrate 2 is used, which can be, for example, amorphous, polycrystalline or also single-crystal.
  • the substrate can be selected in such a way that, for example, the thermal expansion coefficients or the thermal conductivity match the application of the functional layer applied to the substrate.
  • An oxidic, biaxially textured buffer layer 3 is then applied to this arbitrary substrate by means of ion-beam-assisted deposition. This buffer layer is now again as in point la applied a metal layer, the free surface of which serves for the growth of the functional layer.
  • Point lc now shows the third method for producing a growth substrate according to the invention.
  • a metal layer is applied directly to an oxidic single crystal, for example sapphire, by thermal evaporation, electron beam evaporation, PLD, sputtering or the like.
  • the free surface of the metal layer 4 in turn serves as a growth surface for the desired functional layer.
  • FIG. 2 shows various growth substrates (substrates) according to the invention for the growth of heteroepitaxial layers, for example semiconductor layers, with diamond being excluded as the material of the epitaxial functional layer.
  • 2A shows a strontium titanate single crystal 2 with an iridium layer 4 with a thickness of 150 nm.
  • a semiconductor layer can now be deposited on this iridium layer using the third method.
  • FIG. 2B a silicon single crystal 2 is provided with a buffer layer 3 made of strontium titanate.
  • FIG. 2C yttrium-stabilized zirconium oxide with a thickness of 20 nm is used as the buffer layer.
  • FIG. 2D two buffer layers 3a, 3b made of yttrium-stabilized zirconium oxide 3a with a thickness of 1.5 nm and cerium oxide 3b with a thickness of 50 n are provided. Two buffer layers are provided in FIG.
  • FIG 3 shows a method for producing a functional layer according to the invention.
  • a buffer layer 3 for example oxides such as strontium titanate SrTi0 3 , yttrium-stabilized zirconium oxide (YSZ), barium titanate (BaTi0 3 ) is placed on a silicon single crystal with 001 or 111 orientation by means of laser ablation, sputtering, MBE or CVD.
  • Yttrium oxide Y 2 0 3 Yttrium oxide Y 2 0 3
  • magnesium oxide MgO titanium oxide Ti0 2
  • aluminum oxide AI2O3 aluminum oxide
  • a single-crystalline iridium layer 4 is applied to this buffer layer 3 by means of PVD, MBE, laser ablation or sputtering.
  • Platinum, rhenium, ruthenium and other refractory metals are also possible alternatives.
  • FIG. 3C shows how seeds 5 are deposited on the single-crystal iridium or platinum layer in the deposition process of the functional layer.
  • FIG. 3D shows how, with further growth on the iridium layer, the germs grow into a low-defect, quasi-single-crystalline functional layer 5.
  • FIG. 4 shows that the iridium layer 4 can be produced quasi-single-crystal or with little misorientation, even if the buffer layer 3 has a high misorientation.
  • 4A a system composed of buffer layer 3 and iridium layer 4 is deposited on a 001-oriented silicon single crystal 2.
  • FIGS. 4B and 4C further explain the principle of texture improvement of metal layers on buffer layers according to the present invention.
  • 4B there is a buffer layer 3 with large domains 3a-3g on a substrate 2.
  • a metal layer 4 composed of individual islands 4a-4c is deposited on this buffer layer 3 before coalescence.
  • 4C a buffer layer 3 in the form of individual domains 3a, 3b, 3c, 3d, 3e, 3f, 3g is also deposited on a substrate 2.
  • the domains 3a, 3b, 3c, 3d, 3e, 3f, 3g are laterally less extensive (smaller) compared to FIG. 4B.
  • the interior 4a-4c of the metal layer 4 now spans many more domains, as a result of which the texture improvement / reduction. is much more pronounced. As a result, a significantly better texture of the metal layer 4 ultimately produced is achieved.
  • FIG. 5 shows a comparison with regard to the texture of iridium layers that are grown on SrTi0 3 / Si (001) at 650 ° C.
  • FIG. 5A shows that under normal standard growth conditions (growth rate 0.05 nm / s) essentially an iridium layer with a 111 texture grows, but this is not desired. Under optimized deposition conditions (growth rate 0.002 nm / s for the first 15 nm, then 0.05 nm / s), however, an iridium layer with 001 texture grows almost free of 111 texture components on the strontium titanate layer (FIG. 5B) ,
  • a 100 nm thick epitaxial strontium titanate (001) layer with tilt and twist values of approximately 0.6 ° and 1.3 ° was deposited on a silicon substrate.
  • An iridium layer was deposited on these by means of electron beam evaporation in a high vacuum with a thickness of 150 nm at a deposition temperature of 650 ° C.
  • the growth rates were 0.002 nm / s for the first 15 nm and then 0.05 nm / s up to a layer thickness of 150 nm.
  • the measurement curves were normalized to the same height.
  • a 20 nm thick epitaxial yttrium-stabilized zirconium oxide (YSZ) layer was applied to a silicon (OOl) substrate by means of pulsed laser ablation from a sintered YSZ target in an oxygen atmosphere of 10 -4 mbar deposited at a substrate temperature of 770 ° C.
  • a krypton fluoride excimer laser at 8 Hz with a pulse duration of 30 ns was used for the laser ablation. This resulted in a growth rate of 0.005 nm per pulse.
  • the orientation of the YSZ is the orientation of the YSZ
  • Example 1 An iridium layer was applied to this YSZ layer using an electron beam evaporator in a high vacuum. This layer was applied as in Example 1.
  • Example 8 shows the associated X-ray data of both the YSZ layer and the iridium layer.
  • a 1.5 nm thick epitaxial yttrium-stabilized zirconium oxide layer as in example 3 was applied to silicon (001).
  • a 50 nm thick cerium oxide layer was applied to these with identical laser parameters and a growth rate of 0.016 nm per pulse.
  • the orientation of the cerium oxide layer showed a tilt of 0.85 ° and a twist of 1.32 ° in X-ray measurements (see FIG. 9).
  • a yttrium-stabilized zirconium oxide layer and a cerium oxide layer were applied to a silicon (001) substrate as in example 4.
  • a further 50 nm thick strontium titanate layer was applied to the cerium oxide layer with identical laser parameters and a growth rate of 0.016 nm per pulse.
  • FIGS. 11 and 12 a 50 nm thick epitaxial yttrium-stabilized zirconium oxide layer was applied to silicon (111) under growth conditions as in the previous example.
  • This YSZ layer is now followed by an iridium layer as in the previous example.
  • 11 shows the X-ray data of the YSZ layer and the iridium layer. Tilt and twist values of 2, 11 ° and 2.13 ° resulted for the YSZ layer and 0.31 ° and 0.25 ° for tilt and twist of the iridium layer.
  • This example in particular shows that excellent epitaxial iridium layers with 111 orientation can also be deposited on buffer layers of relatively high mosaicity on silicon (111). 12 shows the pole figure of an iridium layer produced in this way.
  • An iridium layer was deposited using a high-vacuum electron beam evaporator as in the previous example. However, the growth rate for the first 25 nm was 0.025 nm / s, which is more than 12 times that of the previous examples.
  • Iridium in the first step over a large load can be varied widely without having to accept a significant deterioration in the texture of the iridium layer.
  • a further oxide layer of strontium titanate was deposited on a single crystal made of MgO and a metal layer made of Ir (thickness 150 nm). The deposition was carried out at a substrate temperature of 750 ° C. using PLD at 8 Hz, 700 m pulse energy and an O ⁇ pressure of 6.2 x 10 "3 mbar. The thickness of the SrTiO 3 layer was 200 nm.
  • FIG. 13 shows the rocking curves and ⁇ scans for the iridium buffer layer at approximately 0.3 °. This shows that the iridium layer is not perfectly epitaxial and is even somewhat more misoriented than the corresponding layers in Examples 2 and 3. Values of 0.4 ° were nevertheless determined for the strontium titanate layer. If the iridium layers of example 2 and 3 on silicon are combined with the SrTiO 3 layers of the present example, then SrTiO 3 layers on silicon are to be expected which clearly exceed the prior art for SrTi0 3 directly on silicon. The technical effort is also significantly less than for the MBE growth of SrTi0 directly on silicon.
  • cerium oxide Ce0 2 was grown on corresponding Ir / MgO layers. The deposition took place at a substrate temperature of 750 ° C using PLD at 8 Hz, 700 mJ pulse energy and a 0 2 pressure of 2.5 x 10 ⁇ 4 mbar. The thickness of the SrTi0 3 layer was 200 nm.
  • FIG. 15 now shows the production of quasi-single-crystalline or single-crystalline functional layers on any substrate by the second method described above.
  • a substrate can be amorphous, polycrystalline or also single crystal. It is thus possible, for example, to select the cheapest substrate in each case, for example with regard to the adaptation of the expansion coefficients. Suitable values can also be aimed for by using appropriate polycrystalline sintered samples as the substrate.
  • the oxidic buffer layers are grown biaxially textured on the substrate.
  • IBAD Ion Beam Assisted Deposition
  • the coating material itself can be CVD or PVD processes, such as thermal evaporation, Electron beam evaporation, PLD or sputtering, are applied to the substrate.
  • FIG. 15A where the oxidic coating material of the buffer layer 3 is applied to any substrate 2 under ion bombardment from an ion source 10.
  • a metal layer 4 is then applied to this intermediate layer 3.
  • the result here, as shown in FIG. 15B, is a single-crystalline metal layer on any substrate which can now be used as a universal growth substrate.
  • a universal single-crystalline growth substrate for heteroepitaxial layers can be produced on any substrate.
  • the materials of the substrate can be selected according to the respective requirements, for example thermally adapted to the layer to be deposited heteroepitaxially.

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Abstract

Die vorliegenden Erfindung betrifft ein Wachstumssubstrat zur Herstellung von nicht-diamantenen epitaktischen Schichten mit einem Substrat (2) aus einkristallinem Silizium, mindestens einer auf dem Substrat angeordneten epitaktischen, vorteilhafterweise oxidischen Pufferschicht sowie mindestens einer auf der Pufferschicht angeordneten Metallschicht (4) enthaltend oder bestehend aus einem Übergangsmetall der 4., 5. Und/oder 6. Periode mit einem Schmelzpunkt grösser oder gleich 1200 K.

Description

Heteroepitaxieschicht und Verfahren zu ihrer Herstellung
Die vorliegende Erfindung betrifft eine einkristalli- ne bzw. quasi-einkristalline, nicht-diamantene Heteroepitaxieschicht bzw. eine Heteroepitaxieschicht mit geringer Fehlorientierung, Substrate für derartige Schichten sowie Verfahren zu ihrer Herstellung. Derartige heteroepitaktische Schichten werden insbeson- dere in der Elektronik, beispielsweise für Halbleiterbauelemente, beispielsweise aus GaN, GaAs oder A1N, benötigt. Insbesondere für den Bereich der Mikroelektronik eignen sich Halbleiterschichten mit geringer Fehlorientierung (im Folgenden auch als quasi- einkristalline oder auch als einkristalline Schichten bezeichnet) .
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, epitaktische Schichten sowie Wachstumssubstrate und Verfahren zu ihrer Herstellung zur Verfügung zu stellen, wobei die Schichten zuverlässig, überprüfbar und kosten- die Schichten zuverlässig, überprüfbar und kostengünstig in ausreichender Größe hergestellt werden können.
Diese Aufgabe wird durch ein Wachstumssubstrat nach einem der Ansprüche 1, 2 oder 6, das Herstellungsverfahren nach Anspruch 16, die Schicht bzw. das Schichtsystem nach Anspruch 17 und die Verwendungen nach Anspruch 22 gelöst. Vorteilhafte Weiterbildungen der erfindungsgemäßen Verfahren, der erfindungsgemäßen Schichten sowie ihrer Verwendungen werden in den jeweiligen abhängigen Ansprüchen gegeben.
Erfindungsgemäß wird nach einem ersten Verfahren nun- mehr als Substrat einkristallines Silizium in (100) oder (111) -Orientierung vorgeschlagen, wobei auf dieses Substrat mindestens eine epitaktisch orientierte, vornehmlich oxidische Pufferschicht abgeschieden wird. Auf diese Pufferschicht wird epitaktisch eine Metallschicht auch als Folge mehrerer Metallschichten wie beispielsweise Platin auf Iridium, abgeschieden. Diese besteht aus oder enthält Übergangsmetalle der 4., 5. und/oder 6. Periode des Periodensystems der Elemente mit einem Schmelzpunkt größer oder gleich 1200 K, also mit Ausnahme der Metalle Mangan (Mn) , Zink (Zn) , Technetium (Tc) , Cadmium (Cd) , Lanthan (La) und Quecksilber (Hg) . Weiterhin ausgenommen sind die Lanthanide. Es können als Material für die Metallschicht also insbesondere Scandium (Sc) , Titan (Ti), Vanadium (V), Chrom (Cr) , Eisen (Fe) , Kobalt (Co) , Nickel (Ni), Kupfer (Cu) , Yttrium (Y) , Zirkon (Zr), Niob (Nb) , Molybdän (Mo), Ruthenium (Ru) , Rhodium (Rh) , Palladium (Pd) , Silber (Ag) , Hafnium (Hf) , Tantal (Ta) , Wolfram (W) , Rhenium (Re) , Osmium (Os) , Iridium (Ir) , Platin (Pt) und Gold (Au) verwendet werden. Besonders vorteilhaft sind hierbei die hoch- schmelzenden Metalle, insbesondere Iridium, Platin, Rhenium, Ruthenium, Molybdän, Wolfram und/oder Tantal.
Silizium-Einkristalle als Substrat sind großflächig verfügbar, kostengünstig und besitzen eine gute Wärmeleitfähigkeit. Die hohe Wärmeleitfähigkeit ist vorteilhaft für die Kühlung von Leistungsbauelementen mit hohen thermischen Verlusten. Die Wärmeausdehnung von Silizium unterscheidet sich deutlich von der typischer Oxideinkristalle. Es bietet sich deshalb für Funktionsschichten mit ähnlichen Werten als Substrat an, da es zu niedrigeren thermischen Eigenspannungen führt. Die Abscheidung der Pufferschicht, vornehmlich Oxide wie z. B. Strontiumtitanat (STO), Aluminiumoxid (A1203) , Magnesiumoxid (MgO) , Yttrium-stabilisiertes Zirkonoxid (YSZ) , Ceroxid (Ce02) , aber auch Karbide, wie beispielsweise Siliziumkarbid (SiC) oder Nitride, wie Titannitrid (TiN) , kann beispielsweise mittels Vakuumverfahren, MBE, PLD, CVD oder PVD erfolgen.
Oxide wie oben angegeben ermöglichen eine gute Haftung von darauf abgeschiedenen Metallschichten, insbesondere Iridiumschichten. Es ist daher möglich, auf diesen Pufferschichten mit geeigneten Methoden, wie beispielsweise Elektronenstrahlverdampfen oder Sput- tern, quasi-einkristalline Metallschichten abzuscheiden. Als Metalle eignen sich dabei die oben genannten Übergangsmetalle. Überraschenderweise stellte sich hierbei heraus, dass die Metallschichten ganz wesent- lieh besser orientiert sein können als die darunter liegenden Pufferschichten. Denn die Pufferschichten können typischerweise noch große Fehlorientierungen von > 2°, > 1° oder auch > 0,5° aufweisen, während die aufgebrachten Metallschichten qualitativ hochwer- tig und einkristallin bzw. quasi-einkristallin, beispielsweise mit einer Fehlorientierung < 0,5° oder < 0,2°, sind. Entscheidend ist dabei, dass die gegeneinander leicht fehlorientierten Domänen der Pufferschicht lateral sehr klein sind. Die Ausrichtung der Metallinseln ergibt sich dann aus einer Mittelung der Orientierungen der darunter liegenden Pufferschichtdomänen. Dies führt zu einer Erhöhung der Texturschärfe für die Metallschicht. Der Effekt ist umso ausgeprägter je mehr Domänen einbezogen werden.
Damit liegt ein ideales Wachstumssubstrat für eine nachfolgende Deposition einkristalliner bzw. quasi- einkristalliner Schichten als Funktionsschichten auf der Metallschicht vor. Die Deposition des Schichtmaterials kann beispielsweise über MBE, CVD oder andere herkömmliche Verfahren erfolgen.
Dieses erste Verfahren und die so hergestellten epitaktischen Funktionsschichten betreffen dabei beliebige epitaktisch abgeschiedene Materialien, also ins- besondere Halbleiter wie GaN, A1N, GaAs, InP, oxidische Materialien wie ZnO, SrTiθ3, Hochtemperatursupraleiter, Ferroelektrika, Ferromagnetika und dergleichen mit der Ausnahme von Diamant .
Ein zweiter Ansatz geht nunmehr nicht von bestimmten Substraten aus, sondern kann ein beliebiges, auch nicht-einkristallines Substrat, beispielsweise auch ein amorphes Substrat, verwenden. Auf dieses wird eine biaxial texturierte oxidische Pufferschicht aufge- bracht. Diese Pufferschicht wird dabei mittels ionen- strahlunterstützter Abscheidung aufgebracht.
Diese Pufferschicht kann wie beim vorher beschriebenen erfindungsgemäßen Verfahren eine oxidische Schicht aus denselben Materialien wie dort beschrieben sein, beispielsweise MgO oder YSZ. Durch die ionenstrahlunterstützte Beschichtung wird die Pufferschicht auf beliebigen Substraten derart texturiert, dass die Texturschärfe dieser biaxial texturierten IBAD-Schicht ausreicht, um auf ihr eine quasi- einkristalline Metallschicht wie im ersten Verfahren aufzubringen. Für Schichten, die mittels IBAD abgeschieden wurden, werden Texturschärfen mit Werten von 2 bis 4° erreicht. Hierauf können dann wie in den Beispielen, insbesondere in Beispiel 6, gezeigt, qua- si-einkristalline Metallschichten abgeschieden werden. Damit ist es erstmals möglich, auf jedem beliebigen Substrat und damit auch auf Substraten beliebiger Größe, wie beispielsweise Endlosbändern im Bereich der Hochtemperatursupraleiter, einkristalline Metallschichten bereitzustellen. Auch ist es möglich, Sinterproben mit gezielt für die spätere Funktionsschicht maßgeschneiderten Ausdehnungskoeffizienten als Substrate zu verwenden. Damit steht die gesamte Palette an Materialien (Metalle, Oxide, Halbleiter u. dgl.) wie im ersten Verfahren einkristallin bzw. qua- sieinkristallin auf großen Flächen zur Verfügung. Wesentlich dabei ist, dass eine ausreichend texturierte Pufferschicht auf beliebigen Substraten ausschließlich mittels Ionenstrahlunterstützung abgeschieden werden kann.
Mit Hilfe dieser quasi-einkristallinen bzw. einkristallinen Metallschicht, die als Wachstumssubstrat dient, können dann großflächige einkristalline Be- Schichtungen als Funktionsschichten vorgenommen werden. Als Anwendungen kommen hierbei beispielsweise großflächige Solarzellen auf Si- oder CuInSe-Basis in Frage. Letztere werden bisher polykristallin auf Glas aufgesputtert . Wird der Sputterprozess jedoch nur so durchgeführt, dass zuerst mittels Ionenstrahlunterstützung eine texturierte Pufferschicht entsteht und anschließend eine einkristalline Metallschicht aufgebracht wird, so sind anschließend die Herstellung großflächiger, billiger, einkristalliner Solarzellen auf billigen Substraten, wie Glas und Keramik, mög- lieh. Da das Aufbringen der Metallschicht ein technologisch einfacher zusätzlicher Prozessschritt ist, kann die erzeugte Texturverbesserung zu sehr günstigen Herstellungskosten führen.
Vorteilhaft an den vorgeschlagenen Verfahren ist, dass das Substrat hochskalierbar und preisgünstig ist. Weiterhin haften auf diesem Substrat die erzeugten quasi-einkristallinen Metallschichten und die erzeugten Epitaxieschichten hervorragend.
Ein wesentlicher Aspekt der vorliegenden Erfindung besteht darin, dass bei den beiden vorgenannten Verfahren, insbesondere bei geeigneter Prozessführung d. h. bei langsamer Abscheidung der Metallschicht auf der Pufferschicht, die Metallschicht ganz wesentlich besser orientiert sein kann als die darunter liegende Pufferschicht. Derartige Pufferschichten, insbesondere Ce02, YSZ (Yttrium-stabilisiertes Zirkonoxid) , Y2O3, MgO, Strontiumtitanat (SrTi03) , Karbide, Nitride und dergleichen, besitzen typischerweise noch große Fehlorientierungen von > 1°, können nunmehr jedoch dennoch als Unterlage für das Aufwachsen von quasi- einkristallinen oder einkristallinen Metallschichten dienen.
In einem dritten erfindungsgemäßen Verfahren wird als Substrat ein Oxideinkristall verwendet. Dabei kann es sich beispielsweise um Saphir handeln. Auf diesen Oxideinkristall wird unmittelbar eine Schicht aus ei- nem hochschmelzenden Metall aufgebracht. Als hochschmelzende Metalle können dabei die für die beiden vorherigen Verfahren verwendeten Metalle, wie beispielsweise Iridium u. dgl., verwendet werden. Die Metallschicht kann dabei beispielsweise durch thermisches Verdampfen, Elektronenstrahlverdampfen, PLD oder Sputtern aufgebracht werden.
Diesem Ansatz liegt zu Grunde, dass selbst auf Oxidschichten mit deutlicher Mosaizität exzellent orientierte quasieinkristalline Metallschichten wachsen können. Daher wird vorgeschlagen, Metallschichten als ideale Wachstumssubstrate zu verwenden. Oxidische Einkristalle statt Silizium sind dann als Substrate für die Metallschichten zu verwenden, wenn z.B. die thermische Anpassung des Oxidkristalls an die spätere Funktionsschicht besser ist als die von Silizium.
Entscheidend bei der vorliegenden Erfindung ist es also, dass Metallschichten erzeugt werden können, die eine polare und azimutale Fehlorientierungsverteilung mit einer geringen Breite, beispielsweise < 0,3°, besitzen. In diesem Falle können die erfindungsgemäßen quasi-einkristallinen Funktionsschichten auf dieser Metallschicht erzeugt werden. Die vorliegende Anmeldung betrifft daher auch ein Wachstumssubstrat zur Erzeugung von quasi-einkristallinen Funktionsschichten mit einem wie oben beschriebenen Unterbau aus Substrat, Pufferschicht und Metallschicht, wobei die polare und azimutale Fehlorientierungsverteilung der Metallschicht eine geringe Breite, beispielsweise < 0,3°, aufweist. Derartige Substrate können insbesondere durch Ionenstrahlunterstützung bei der Abscheidung (IBAD) der Pufferschicht erzeugt werden (IBAD = Ion Beam Assisted Deposition) .
Als Pufferschicht für das Wachstum (001) -orientierter Metallschichten eignen sich dabei nicht nur kubische oxidische Materialien, sondern alle Materialien, die eine quadratische oder rechteckige Oberflächenelemen- tarzelle aufweisen, beispielsweise auch Saphir.
Eine weitere Ausgestaltung der Erfindung besteht darin, nach der Abfolge von Sustrat/Pufferschicht/Me- tallschicht bzw. Substrat/Metallschicht nochmals eine Oxidschicht auf die Metallschicht aufzubringen. Dazu kann dasselbe Oxid wie für die Pufferschicht verwen- det werden oder auch ein anderes Oxid. Mittels dieser Schicht wird verhindert, dass die gewünschte epitaktische Funktionsschicht direkt auf der Metallschicht wächst. Dadurch wird eine Interdiffusion zwischen Metallschicht und Epitaxieschicht verhindert.
Die nach den oben genannten Verfahren hergestellten einkristallinen Metallschichten können auch mit ihrer dem Substrat zugewandten Seite als Wachstumssubstrate dienen. Hierzu wird zuerst auf der dem Substrat abge- wandten Seite der Metallschicht eine weitere Schicht aufgewachsen. Diese dient dann später als Substrat und als Wärmesenke für Halbleiterbauelemente und dergleichen. Anschließend wird mittels HF/HN03 das ursprüngliche Substrat, beispielsweise Silizium wegge- ätzt. Auch die oxidische Pufferschicht wird beispielsweise mittels Sputtern entfernt. Anschließend kann man die freigelegte Oberfläche der Metallschicht als Wachstumssubstrat nutzen. Sie kann zuvor jedoch auch auf einfache Art und Weise getempert oder kurz weitergewachsen werden, um so eine optimale Oberflächenqualität zu erhalten.
Dabei ist es möglich, auf der Metallschicht ein beliebiges Material abzuscheiden, z.B. eine Substanz mit einer guten Anpassung der Ausdehnungskoeffizienten an die spätere Funktionsschicht oder mit beson- ders hoher Wärmeleitfähigkeit.
Als Alternative hierzu könnte mittels des oben beschriebenen zweiten Verfahrens auf eine polykristal- line Diamantscheibe als Substrat mittels IBAD eine texturierte MgO-Schicht aufgebracht werden, die anschließend mit einer einkristallinen Metallschicht beschichtet wird. Ein derartiges Wachstumssubstrat für beispielsweise Halbleitermaterialien, die auf die einkristalline Metallschicht aufgebracht werden, stellt ein ideal wärmeleitendes Wachstumssubstrat dar. Derartige Substrate werden insbesondere im Bereich der Optoelektronik und der Hochleistungselektronik benötigt.
Im Folgenden werden nun einige Beispiele erfindungsgemäßer Verfahren und erfindungsgemäßer epitaktischer Schichten beschrieben.
Es zeigen
Fig. 1 ein Schema der vorliegenden Erfindung;
Fig. 2 Schichtsysteme, auf denen Heteroepitaxie- schichten abgeschieden werden können;
Fig. 3 die Erzeugung einer erfindungsgemäßen Heteroepitaxieschicht;
Fig. 4 Alternativen bezüglich des Substrates zur Erzeugung einer erfindungsgemäßen Heteroepitaxieschicht;
Fig. 5 bis Fig. 14 experimentelle Ergebnisse an erfindungsgemäßen Heteroepitaxieschichten, Fig. 15 die Erzeugung einer erfindungsgemäßen Schicht mittels ionenstrahl-unterstützter Abscheidung.
Fig. 1 zeigt ein Schema für die Herstellung der erfindungsgemäßen Wachstumssubstrate .
In Fig. 1 ist unter Punkt la die Herstellung eines Wachstumssubstrates nach dem ersten Verfahren dargestellt. Hierbei wird auf einen Si-Einkristall 2 in 001- bzw. 111-Orientierung eine epitaktische, oxidische Pufferschicht 3 aufgebracht. Wie in Fig. 1 angedeutet, kann diese noch eine gewisse Fehlorientierung aufweisen. Auf diese Pufferschicht wird dann mittels thermischem Verdampfen, Elektronenstrahlverdampfen, PLD, Sputtern o. dgl. eine Metallschicht 4 aufgebracht. Die freie Oberfläche der Metallschicht 4 bildet dann die Wachstumsoberfläche für eine Funktions- schicht 5, wie sie beispielsweise unter Punkt 3 der Figur 1 im Gesamtaufbau der Schichtfolge dargestellt ist.
Unter Punkt lb in Figur 1 ist das zweite Verfahren zur Herstellung eines Wachstumssubstrates dargestellt. Hierbei wird nun ein beliebiges Substrat 2 verwendet, das beispielsweise amorph, polykristallin oder auch einkristallin sein kann. Das Substrat kann dabei derart ausgewählt werden, dass beispielsweise die thermischen Ausdehnungskoeffizienten oder die thermische Leitfähigkeit zur Anwendung der auf dem Substrat aufgebrachten Funktionsschicht passt. Auf dieses beliebige Substrat wird nun mittels ionen- strahlunterstützter Abscheidung eine oxidische, bi- axial texturierte Pufferschicht 3 aufgebracht. Auf diese Pufferschicht wird nun wiederum wie in Punkt la eine Metallschicht aufgebracht, deren freie Oberfläche für das Aufwachsen der Funktionsschicht dient.
Unter Punkt lc ist nun das dritte Verfahren zur Her- Stellung eines erfindungsgemäßen Wachstumssubstrates dargestellt. Hierzu wird auf einem oxidischen Einkristall, beispielsweise Saphir, unmittelbar eine Metallschicht durch thermisches Verdampfen, Elektronen- strahlverdampfen, PLD, Sputtern o. dgl. aufgebracht. Die freie Oberfläche der Metallschicht 4 dient wiederum als Wachstumsoberfläche für die gewünschte Funktionsschicht .
Gemeinsam ist allen drei Verfahren, dass zuletzt eine epitaktische Metallschicht aus einem hochschmelzenden Metall erzeugt wird, die sich hervorragend für die epitaktische Abscheidung einer Funktionsschicht eignet. Als Funktionsschichten sind dabei Halbleitermaterialien, Supraleiter, Ferromagnetika, Ferroelektri- ka u. dgl. geeignet. Diamant in jeglicher Form, insbesondere als amorpher, polykristalliner oder einkristalliner Diamant, wird als Material für die Funktionsschicht hier ausgeschlossen. Wie unter Punkt 3 der Figur 1 dargestellt, ist es auch möglich, auf die Me- tallschicht eine zusätzliche oxidische Pufferschicht aufzubringen, auf die dann unmittelbar die epitaktische Funktionsschicht aufgebracht werden kann. Hierdurch ist eine Trennung von Metallschicht und Funktionsschicht möglich. Zusätzlich kann jedoch auf die zusätzliche oxidische Pufferschicht eine weitere Metallschicht aufgebracht werden. In diesem Sinne können auch noch weitere Abfolgen von Pufferschichten und Metallschichten auf der Schichtenfolge abgeschieden werden, um zuletzt die epitaktische Funktions- schicht auf der obersten Pufferschicht oder obersten Metallschicht abzuscheiden. Fig. 2 zeigt nun verschiedene erfindungsgemäße Wachstumssubstrate (Unterlagen) für das Aufwachsen von He- teroepitaxieschichten, z.B. Halbleiterschichten, wo- bei als Material der epitaktischen Funktionsschicht Diamant ausgeschlossen wird. Fig. 2A zeigt dabei einen Strontiumtitanat-Einkristall 2 mit einer Iridiumschicht 4 mit 150 nm Dicke. Auf dieser Iridiumschicht kann nun nach dem dritten Verfahren eine Halbleiter- schicht abgeschieden werden. In Fig. 2B wird ein Silizium-Einkristall 2 mit einer Pufferschicht 3 aus Strontiumtitanat versehen. Auf diese wird eine 150 nm dicke Iridiumschicht aufgewachsen, wobei die Iridiumschicht eine weitaus geringere Fehlorientierung auf- weist als das Strontiumtitanat 3. In Fig. 2C wird als Pufferschicht Yttrium-stabilisiertes Zirkonoxid mit einer Dicke von 20 nm verwendet. In Fig. 2D sind zwei Pufferschichten 3a, 3b aus Yttrium-stabilisiertem Zirkonoxid 3a mit einer Dicke von 1,5 nm und Ceroxid 3b mit einer Dicke von 50 n vorgesehen. In Fig. 2E sind drei Pufferschichten vorgesehen, nämlich eine Schicht aus Yttrium-stabilisiertem Zirkonoxid 3a mit einer Dicke von 1,5 nm, eine Schicht 3b aus Ceroxid mit einer Dicke von 50 nm und eine Schicht 3c aus Strontiumtitanat mit einer Dicke von 50 nm.
Fig. 3 zeigt ein Verfahren zur Erzeugung einer erfindungsgemäßen Funktionsschicht.
Hierzu wird in Fig. 3A auf einem Silizium-Einkristall mit 001 bzw. 111-Orientierung mittels Laserablation, Sputtern, MBE oder CVD eine Pufferschicht 3, beispielsweise Oxide wie Strontiumtitanat SrTi03, Yttrium-stabilisiertes Zirkonoxid (YSZ) , Bariumtitanat (BaTi03) , Yttriumoxid Y203, Magnesiumoxid MgO, Titanoxid Ti02, Aluminiumoxid AI2O3, abgeschieden. In Fig. 3B wird auf diese Pufferschicht 3 eine einkristalline Iridiumschicht 4 mittels PVD, MBE, Laserablation oder Sputtern aufgetragen. Ebenso sind Platin, Rhenium, Ruthenium und andere hochschmelzende Metalle mögliche Alternativen.
In Fig. 3C ist gezeigt, wie auf der einkristallinen Iridium- bzw. Platinschicht im Abscheideprozess der Funktionsschicht Keime 5 abgeschieden werden. In Fig. 3D ist zu sehen, wie bei weiterem Wachstum auf der Iridiumschicht die Keime sich zu einer defektarmen, quasi-einkristallinen Funktionsschicht 5 auswachsen.
In Fig. 4 ist dargestellt, dass die Iridiumschicht 4 quasi-einkristallin bzw. mit geringer Fehlorientierung erzeugt werden kann, auch wenn die Pufferschicht 3 eine hohe Fehlorientierung aufweist. In Fig. 4A ist dabei ein System aus Pufferschicht 3 und Iridiumschicht 4 auf einem 001-orientierten Silizium- Einkristall 2 abgeschieden.
Die Figuren 4B und 4C erläutern weiterhin das Prinzip der Texturverbesserung von Metallschichten auf Pufferschichten nach der vorliegenden Erfindung. In Fig. 4B befindet sich auf einem Substrat 2 eine Pufferschicht 3 mit großen Domänen 3a-3g. Auf dieser Pufferschicht 3 ist eine Metallschicht 4 aus einzelnen Inseln 4a-4c vor der Koaleszenz abgeschieden. In Fig. 4C ist ebenfalls eine Pufferschicht 3 in Form einzel- ner Domänen 3a, 3b, 3c, 3d, 3e, 3f, 3g auf einem Substrat 2 abgeschieden. Die Domänen 3a, 3b, 3c, 3d, 3e, 3f, 3g sind jedoch verglichen mit Fig. 4B lateral weniger ausgedehnt (kleiner) . Als Folge mittein nun während des Aufwachsens der Metallschicht 4 die In- sein 4a-4c der Metallschicht 4 über sehr viel mehr Domänen, wodurch die Texturverbesserung/-verschmä- lerung sehr viel ausgeprägter ist. Dadurch wird eine erheblich bessere Textur der letztlich erzeugten Metallschicht 4 erzielt.
Messungen an derartigen Schichtfolgen wie sie im Weiteren dargestellt werden, belegen, dass das Iridium sehr viel besser orientiert ist als die darunter liegende Pufferschicht. Derartige Schichtfolgen sind also ideale Wachstumssubstrate für einkristallines bzw. quasi-einkristallines Wachstum von heteroepitakti- schen abgeschiedenen Materialien.
Fig. 5 zeigt einen Vergleich bezüglich der Textur von Iridiumschichten, die auf SrTi03/Si (001) bei 650° C aufgewachsen werden. Fig. 5A zeigt dabei, dass unter normalen Standardwachstumsbedingungen (Wachstumsrate 0,05 nm/s) im Wesentlichen eine Iridiumschicht mit einer 111-Textur aufwächst, die jedoch nicht erwünscht ist. Unter optimierten Abscheidungsbedingun- gen (Wachstumsrate 0,002 nm/s für die ersten 15 nm, danach 0,05 nm/s) wächst auf der Strontiumtitanat- schicht jedoch eine Iridiumschicht mit 001-Textur nahezu frei von 111-Texturkomponenten auf (Fig. 5B) .
Hier wie im folgenden werden alle Röntgendiffrak- tionsmessungen mit Ausnahme der Polfiguren mit einem Röntgendiffraktometer 3003PTS HRXRD der Fa. Seifert mit TS-Goniometer durchgeführt.
Die Messung der Polfiguren erfolgte mit einem
Diffraktometer D5000 der Fa. Siemens mit Kupferröhre mit Punktfokus und ausgerüstet mit einer offenen Eu- lerwiege.
Der Messbereich in Fig. 5 betrug 40°-48° in 2 Theta, 0° Polarwinkel. Beispiel 1
In einem ersten Beispiel (Fig. 6) wurde auf einem Si- liziumsubstrat eine 100 nm dicke epitaktische Strontiumtitanat- (001) -Schicht mit Tilt- und Twistwerten von ca. 0,6° bzw. 1,3° abgeschieden. Auf diese wurde eine Iridiumschicht mittels Elektronenstrahlverdamp- fen im Hochvakuum mit einer Dicke von 150 nm bei ei- ner Abscheidetemperatur von 650 °C abgeschieden. Die Wachstumsraten betrugen für die ersten 15 nm 0,002 nm/s und bis zu einer Schichtdicke von 150 nm anschließend 0,05 nm/s.
Fig. 6 zeigt die Röntgendaten der Iridiumschicht, wobei zu erkennen ist, dass die Halbwertsbreite der Fehlorientierungsverteilung für die Iridiumschicht deutlich kleiner ist als für die Strontiumtitanat- schicht .
Fig. 6A zeigt dabei die Rockingkurven des SrTi03 (002) -Reflexes bei 2 Theta = 46,47° sowie des Ir(002) Reflexes bei 2 Theta = 47,32°. Die Messkurven wurden auf gleiche Höhe normiert. Fig. 6B zeigt den azimutalen Scan des SrTiθ3 (101) -Reflexes bei 2 Theta = 32,40° und einem Polarwinkel Chi = 45° sowie den azimutalen Scan des Ir (311) -Reflexes bei 2 Theta = 83,44° und einem Polarwinkel Chi = 72,45'o
Beispiel 2
In einem weiteren Beispiel (Fig. 7) wurde als Substrat wiederum Silizium verwendet und hierauf eine 20 nm dicke epitaktische Strontiumtitanat (001) -Schicht mit Tilt- und Twistwerten von ca. 0,4° bzw. 1,4° abgeschieden. Auf diese Strontiu titanatpufferschicht wurde eine Iridiumschicht wie in Beispiel 1 aufgebracht. Fig. 7 A zeigt die Rockingkurven des SrTiO3(002) Reflexes bei 2 Theta = 46,47° sowie des Ir(002) Reflexes bei 2 Theta = 47,32°. Die Messkurven wurden auf gleiche Höhe normiert. Fig. 7B zeigt den azimutalen Scan des SrTiO3(101) Reflexes bei 2 Theta = 32,40° und einem Polarwinkel Chi = 45° sowie den azimutalen Scan des Ir(311) Reflexes bei 2 Theta = 83,44° und einem Polarwinkel Chi = 72,45°. Es zeigt sich, dass die Fehlorientierungsverteilung der Iridiumschicht erheblich geringer ist als diejenige der Strontiumtitanatschicht .
Beispiel 3
In einem weiteren Beispiel (Fig. 8) wurde auf ein Si- lizium(OOl) -Substrat eine 20 nm dicke epitaktische Yttrium-stabilisierte Zirkonoxid (YSZ) -Schicht mittels gepulster Laserablation von einem gesinterten YSZ-Target in einer Sauerstoffatmosphäre von 10~4 mbar bei einer Substrattemperatur von 770 °C abgeschieden. Für die Laserablation wurde ein Kryptonflu- oridexzimerlaser bei 8 Hz mit einer Pulsdauer von 30 ns verwendet. Hierdurch ergab sich eine Wachstumsrate von 0,005 nm pro Puls. Die Orientierung der YSZ-
Schicht in Röntgenbeugungsmessungen ergab einen Tilt von 1,4° und einen Twist von 1,2°.
Auf diese YSZ-Schicht wurde eine Iridiumschicht mit- tels Elektronenstrahlverdampfer im Hochvakuum aufgebracht. Diese Schicht wurde wie in Beispiel 1 aufgebracht.
Fig. 8 zeigt die zugehörigen Röntgendaten sowohl der YSZ-Schicht als auch der Iridiumschicht. Beispiel 4
In einem weiteren Beispiel (Fig. 9) wurde auf Silizium (001) eine 1,5 nm dicke epitaktische Yttriumstabilisierte Zirkonoxidschicht wie in Beispiel 3 aufgebracht. Auf diese wurde eine 50 nm dicke Cer- oxidschicht bei identischen Laserparametern und einer Wachstumsrate von 0,016 nm pro Puls aufgebracht.
Die Orientierung der Ceroxidschicht ergab in Röntgen- messungen einen Tilt von 0,85° und einen Twist von 1,32° (siehe Fig. 9). Auf diese Ceroxid-Pufferschicht wurde nun wiederum eine Iridiumschicht wie in Bei- spiel 3 aufgebracht, die einen Tilt und Twist von
0,35° bzw. 0,29° aufwies (siehe Röntgendaten in Fig. 9) .
Beispiel 5
In einem weiteren Beispiel (Fig. 10) wurde eine Ytt- rium-stabilisierte Zirkonoxidschicht und eine Ceroxidschicht auf ein Silizium (001) -Substrat wie in Beispiel 4 aufgebracht. Auf die Ceroxidschicht wurde eine weitere 50 nm dicke Strontiumtitanatschicht bei identischen Laserparametern und einer Wachstumsrate von 0,016 nm pro Puls aufgebracht.
Auf diese Strontiumtitanatschicht folgte eine Iridi- umschicht wie im Beispiel 4. Fig. 10 zeigt nun die
Röntgendaten der Strontiumtitanatschicht und der Iridiumschicht, wobei sich als Tilt und Twist für die Strontiumtitanatschicht Werte von 0,99° und 1,51° und als Tilt und Twist für die Iridiumschichtwerte von 0,44° und 0,37° ergaben. Beispiel 6
In einem weiteren Beispiel (Fign. 11 und 12) wurde auf Silizium (111) eine 50 nm dicke epitaktische Ytt- rium-stabilisierte Zirkonoxidschicht unter Wachstumsbedingungen wie im vorigen Beispiel aufgebracht. Auf diese YSZ-Schicht folgt nun eine Iridiumschicht wie in dem vorigen Beispiel. Fig. 11 zeigt die Röntgendaten der YSZ-Schicht und der Iridiumschicht. Es erga- ben sich Tilt- und Twistwerte von 2 , 11 ° und 2,13° für die YSZ-Schicht und 0,31° und 0,25° für Tilt und Twist der Iridiumschicht.
Insbesondere dieses Beispiel zeigt, dass auch auf Pufferschichten von relativ hoher Mosaizität auf Silizium (111) hervorragende epitaktische Iridiumschichten mit 111-Orientierung abgeschieden werden können. Fig. 12 zeigt die Polfigur einer derart hergestellten Iridiumschicht.
Beispiel 7
In einem weiteren Beispiel wurde eine 20 nm dicke epitaktische Strontiumtitanat (001) -Schicht auf Sili- zium (001) mit Tilt und Twistwerten von 0,4° bzw.
1,4° abgeschieden. Mittels Elektronenstrahlverdampfer im Hochvakuum wurde eine Iridiumschicht wie im vorigen Beispiel abgeschieden. Die Wachstumsrate für die ersten 25 nm betrug jedoch 0,025 nm/s und damit das über 12fache wie bei den bisherigen Beispielen.
Für die Iridiumschicht wurde ein Tilt und Twist von 0,27 und 0,39° festgestellt.
Dieses Beispiel zeigt, dass die Wachstumsrate für
Iridium im ersten Teilschritt über einen großen Be- reich variiert werden kann, ohne damit eine wesentliche Verschlechterung der Textur der Iridiumschicht in Kauf nehmen zu müssen.
Beispiel 8
In einem weiteren Beispiel (Fig. 13) wurde auf einem Einkristall aus MgO und einer Metallschicht aus Ir (Dicke 150 nm) eine weitere oxidische Schicht aus Strontiumtitanat abgeschieden. Die Abscheidung erfolgte bei einer Substrattemperatur von 750°C mittels PLD bei 8 Hz, 700 m Pulsenergie und einem O∑-Druck von 6,2 x 10"3 mbar. Die Dicke der SrTiθ3-Schicht betrug 200 nm.
Figur 13 zeigt hierzu die Rockingkurven und φ-Scans für die Iridium-Pufferschicht mit ca. 0,3°. Dies zeigt, dass die Iridiumschicht nicht perfekt epitaktisch ist und sogar etwas fehlorientierter als die entsprechenden Schichten in den Beispielen 2 und 3. Für die Strontiumtitanatschicht wurden dennoch Werte von 0,4° bestimmt. Kombiniert man die Iridiumschichten von Beispiel 2 und 3 auf Silizium mit den SrTiθ3~ Schichten des vorliegenden Beispiels, so sind damit SrTiθ3-Schichten auf Silizium zu erwarten, die den bisherigen Stand der Technik für SrTi03 direkt auf Silizium deutlich übertreffen. Der technische Aufwand ist darüber hinaus wesentlich geringer als für das MBE-Wachstum von SrTi0 direkt auf Silizium.
Beispiel 9
In einem weiteren Beispiel (Fig. 14) wurde auf entsprechende Ir/MgO-Schichten Ceroxid Ce02 aufgewach- sen. Die Abscheidung erfolgte bei einer Substrattemperatur von 750°C mittels PLD bei 8 Hz, 700 mJ Pulsenergie und einem 02-Druck von 2,5 x 10~4 mbar. Die Dicke der SrTi03-Schicht betrug 200 nm.
Auch hier erhält man ohne jegliche weitere Optimierung auf Anhieb einen Wert von 0,6° polar und azimutal, wie er in Figur 14 dargestellt ist. Dies erlaubt analoge Schlüsse wie im vorhergehenden Beispiel.
Beispiel 10
Figur 15 zeigt nun die Herstellung von quasi- einkristallinen bzw. einkristallinen Funktionsschich- ten auf einem beliebigen Substrat nach dem oben beschriebenen zweiten Verfahren. Ein derartiges Substrat kann amorph, polykristallin oder auch einkristallin sein. Es ist so beispielsweise möglich, das jeweils günstigste Substrat, beispielsweise bezüglich der Anpassung der Ausdehnungskoeffizienten zu wählen. Geeignete Werte können dabei auch gezielt angestrebt werden, indem entsprechende polykristalline Sinterproben als Substrat verwendet werden.
Entscheidend bei der vorliegenden Erfindung ist hier nun, dass die oxidischen Pufferschichten biaxial tex- turiert auf das Substrat aufgewachsen werden. Dies zeigt Figur 15A. Eine derartige biaxial texturierte Pufferschicht auf praktisch beliebigen Substratmate- rialien ist jedoch nur möglich, wenn das Aufwachsen unter gleichzeitigem Ionenbeschuss erfolgt, beispielsweise mit Edelgasen oder Sauerstoff, unter schrägem Winkel (sog. ionenstrahlunterstützte Beschichtung, IBAD = Ion Beam Assisted Deposition) . Das Beschichtungsmaterial selbst kann dabei über CVD- oder PVD-Verfahren, wie thermisches Verdampfen, Elektronenstrahlverdampfen, PLD oder Sputtern, auf das Substrat aufgebracht werden. Dies ist in Figur 15A dargestellt, wo auf ein beliebiges Substrat 2 unter Ionenbeschuss aus einer Ionenquelle 10 das oxidi- sehe Beschichtungsmaterial der Pufferschicht 3 aufgebracht wird. Auf diese Zwischenschicht 3 wird anschließend eine Metallschicht 4 aufgebracht. Das Ergebnis ist hier, wie in Fig. 15B dargestellt, eine einkristalline Metallschicht auf einer beliebigen Un- terlage, die nunmehr als universelles Wachstumssubstrat verwendet werden kann.
Vorteilhaft hierbei ist also nun, dass wie in Figur 15 gezeigt, ein universelles einkristallines Wachs- tumssubstrat für heteroepitaktische Schichten auf einer beliebigen Unterlage hergestellt werden kann. Die Materialien des Substrates können dabei den jeweiligen Anforderungen entsprechend ausgewählt werden, beispielsweise an die heteroepitaktisch abzuscheiden- de Schicht thermisch angepasst werden.

Claims

Patentansprüche
1. Wachstumssubstrat zur Herstellung von nichtdiamantenen epitaktischen Schichten mit einem Substrat (2) aus einkristallinem Silizium, mindestens einer auf dem Substrat angeordneten epitaktischen, vorteilhafterweise oxidischen Pufferschicht sowie mindestens einer auf der Pufferschicht angeordneten Metallschicht (4) enthaltend oder bestehend aus einem Übergangsmetall der 4., 5. und/oder 6. Periode mit einem Schmelzpunkt größer oder gleich 1200 K.
2. Wachstumssubstrat zur Herstellung von nichtdiamantenen epitaktischen Schichten mit einem Substrat (2) aus einem beliebigen Material oder dieses enthaltend, mindestens einer epitakti- sehen, vorteilhafterweise oxidischen Pufferschicht, die mit einem ionenstrahlunterstützten Abscheideverfahren (IBAD) auf das Substrat aufgebracht wurde, sowie mindestens einer auf der Pufferschicht angeordneten Metallschicht (4) enthaltend oder bestehend aus einem Übergangsmetall der 4., 5. und/oder 6. Periode mit einem Schmelzpunkt größer oder gleich 1200 K.
3. Wachstumssubstrat nach dem vorhergehenden Anspruch, dadurch gekennzeichnet, dass das Sub- strat ein amorphes, polykristallines oder einkristallines Material enthält oder daraus besteht.
4. Wachstumssubstrat nach einem der beiden vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Substrat Glas, Keramik, polykristallinen o- der einkristallinen Diamant enthält oder daraus besteht.
5. Wachstumssubstrat nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Pufferschicht eine mittels eines Vakuumverfahrens, PVD, CVD, Laserablation (PLD) , Sputtern und/oder MBE abgeschiedene Schicht ist.
6. Wachstumssubstrat zur Herstellung von nicht- diamantenen epitaktischen Schichten mit einem Substrat (2) aus einem Oxideinkristall sowie mindestens einer auf dem Substrat (2) angeordneten Metallschicht enthaltend oder bestehend aus einem Übergangsmetall der 4., 5. und/oder 6. Pe- riode mit einem Schmelzpunkt größer oder gleich 1200 K.
7. Wachstumssubstrat nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass auf der Metallschicht eine weitere epitaktische, vor- teilhafterweise oxidische Pufferschicht angeordnet ist.
8. Wachstumssubstrat nach dem vorhergehenden Anspruch, dadurch gekennzeichnet, dass die weitere Pufferschicht eine mittels eines Vakuumverfah- rens, PVD, CVD, Laserablation (PLD), Sputtern und/oder MBE oder mittels eines ionenstrahlun- terstützten Abscheideverfahrens (IBAD) aufgebrachte Schicht ist.
9. Wachstumssubstrat nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass auf der Metallschicht mindestens eine weitere Schichtfolge aus mindestens einer weiteren Pufferschicht und mindestens einer weiteren Metall- Schicht enthaltend oder bestehend aus einem Übergangsmetall der 4., 5. und/oder 6. Periode mit einem Schmelzpunkt größer oder gleich 1200 K angeordnet ist.
10. Wachstumssubstrat nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Metallschicht und/oder die mindestens eine weitere Metallschicht ein hochschmelzendes Metall, insbesondere Iridium, Rhenium, Ruthenium, Molybdän, Wolfram, Tantal und/oder Platin enthält oder daraus besteht.
11. Wachstumssubstrat nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die mindestens eine Pufferschicht und/oder die mindes- tens eine weitere Pufferschicht eine oxidische Pufferschicht (3), Strontiumtitanat (SrTi03) , Bariumtitanat (BaTi03) , Titanoxid (Ti02) , Aluminiumoxid (A1203) , Yttrium-stabilisiertes Zirkonoxid (YSZ), Y203, MgO und/oder Ceroxid (Ce02) und/oder ein Karbid und/oder ein Nitrid enthält oder daraus besteht.
12. Wachstumssubstrat nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die mindestens eine Pufferschicht und/oder die mindes- tens eine weitere Pufferschicht eine Dicke zwischen 1 und 2000 nm, vorteilhafterweise zwischen 1 und 100 n , vorteilhafterweise 10 bis 50 nm aufweist.
13. Wachstumssubstrat nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die mindestens eine Metallschicht und/oder die mindestens eine weitere Metallschicht eine Dicke zwi- sehen 10 und 1000 nm, vorteilhafterweise zwischen 50 und 200 nm aufweist.
14. Wachstumssubstrat nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die min- destens eine Pufferschicht und/oder die mindestens eine weitere Pufferschicht eine Fehlorientierung > 2°, vorteilhafterweise > 1°, vorteilhafterweise > 0,5° bzgl. Verkippung (tilt) und/oder Verdrehung (twist) aufweist.
15. Wachstumssubstrat nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die mindestens eine Metallschicht und/oder die mindestens eine weitere Metallschicht mit einer Abscheiderate < 0,4 nm/min, vorteilhafterweise < 0,2 nm/min, zumindest bis die Metallschicht eine geschlossene Oberfläche aufweist, abgeschieden wurde .
16. Verfahren zur Herstellung von nicht-diamantenen epitaktischen Schichten (5) mit geringer Fehl- Orientierung durch Abscheidung von Material auf einem Substrat, dadurch gekennzeichnet, dass das Material auf einem Wachstumssubstrat nach einem der vorhergehenden Ansprüche abgeschieden wird.
17. Epitaktisch abgeschiedene, nicht-diamantene Funktionsschicht mit geringer Fehlorientierung auf einem Wachstumssubstrat nach einem der Ansprüche 1 bis 15.
18. Funktionsschicht nach dem vorhergehenden Anspruch, dadurch gekennzeichnet, dass sie als Material Halbleiter, GaN, GaAs, AIN, InP, CuInSe, Si, oxidische Materialien, ZnO, SrTi03, supraleitende oder hochtemperatursupraleitende Materialien, ferromagnetische und/oder ferro- elektrische Stoffe oder dergleichen, jedoch nicht polykristallinen oder einkristallinen Diamant enthält oder daraus besteht.
19. Funktionsschicht (5) nach einem der beiden vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Funktionsschicht (5) eine Fehlorientie- rung < 2°, vorteilhafterweise < 1°, vorteilhafterweise < 0,5° in Verkippung (Tilt) und Verdrehung (Twist) aufweist.
20. Funktionsschicht (5) nach einem der drei vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sie mit einem Verfahren nach Anspruch 16 herstellbar ist bzw. hergestellt wurde.
21. Verwendung einer Schicht nach einem der Ansprüche 17 bis 20, dadurch gekennzeichnet, dass anschließend die Schichten auf der dem Substrat zugewandten Seite der Metallschicht zumindest in einer vorbestimmten Dicke, beispielsweise 10 um, zumindest bereichsweise vorteilhafterweise durch Ätzen und/oder durch Polieren, entfernt werden und die freigelegte Oberfläche der Metallschicht als Wachstumssubstratoberfläche zur Abscheidung von Materialien verwendet wird.
22. Verwendung eines Wachstumssubstrates, einer Schicht (5) bzw. eines Verfahrens nach einem der vorhergehenden Ansprüche als Bauelement bzw. zur Herstellung eines Bauelementes in der Elektronik, Mikroelektronik, für Photovoltaik- Solarzellen, Optoelektronik, Leuchtdioden, Halbleiterlaser, Hochtemperatursupraleiter, Ferro- magnetika, Ferroelektrika oder sonstige be- schichtete Bänder.
23. Verwendung eines Wachstumssubstrates und/oder eines Verfahrens nach einem der Ansprüche 1 bis 16 als Wachstumssubstrat (2) für das epitaktische Wachstum von Halbleitermaterialien, Ferro- elektrika oder Ferromagnetika.
24. Verwendung nach Anspruch 22 zur Herstellung elektronischer Hochleistungsbauelemente, insbesondere für hohe Temperaturen, hohe Leistungen und/oder hohe Frequenzen.
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