(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
（ａ）シリコン（Ｓｉ）基板をチャンバ内で９５０℃より高い温度に加熱する工程と、
（ｂ）前記チャンバ内に水素（Ｈ２）を流す工程と、
（ｃ）前記チャンバ内に、水素と、第１の量のアンモニア（ＮＨ３）と、を流す工程であって、前記チャンバ内のアンモニア流量は、水素流量の０．０１体積％未満である工程と、
（ｄ）前記チャンバ内に、水素と、トリメチルアルミニウム（Ａｌ２（ＣＨ３）６）と、を流す工程と、
（ｅ）前記チャンバ内に、水素と、トリメチルアルミニウムと、第２の量のアンモニアと、を流す工程であって、前記チャンバ内のアンモニア流量は、水素流量の０．００２体積％よりも多い工程と、
を備え、
前記工程（ｂ）では、前記シリコン基板の表面の面積に対し、平方センチメートル当たり１０６〜１１８立方センチメートル／分の水素を流し、前記水素を流す時の前記チャンバ内の温度は１１００℃より高く、
前記工程（ｃ）は、３０秒〜３分の間行われ、前記第１の量のアンモニアを流す時の前記チャンバ内の温度は１０００℃〜１０５０℃であり、前記第１の量は、前記シリコン基板の表面の面積に対し、平方センチメートル当たり０．００６立方センチメートル／分を超えず、
前記工程（ｄ）は、１０〜２０分の間行われ、前記トリメチルアルミニウムは前記チャンバ内に約９０μｍｏｌ／分の量で流れる半導体装置の製造方法。
【請求項２】
（ａ）シリコン（Ｓｉ）基板をチャンバ内で９５０℃より高い温度に加熱する工程と、
（ｂ）前記チャンバ内に水素（Ｈ２）を流す工程と、
（ｃ）前記チャンバ内に、水素と、第１の量のアンモニア（ＮＨ３）と、を流す工程であって、前記チャンバ内のアンモニア流量は、水素流量の０．０１体積％未満である工程と、
（ｄ）前記チャンバ内に、水素と、トリメチルアルミニウム（Ａｌ２（ＣＨ３）６）と、を流す工程と、
（ｅ）前記チャンバ内に、水素と、トリメチルアルミニウムと、第２の量のアンモニアと、を流す工程であって、前記チャンバ内のアンモニア流量は、水素流量の０．００２体積％よりも多い工程と、
を備える半導体装置の製造方法。
【請求項３】
前記工程（ｃ）は、３０秒〜３分の間行われる請求項２に記載の半導体装置の製造方法。
【請求項４】
前記第１の量は、前記シリコン基板の表面の面積に対し、平方センチメートル当たり０．００６立方センチメートル／分を超えない請求項２または３に記載の半導体装置の製造方法。
【請求項５】
前記工程（ｂ）では、前記シリコン基板の表面の面積に対し、平方センチメートル当たり１０６〜１１８立方センチメートル／分の水素を流す請求項２〜４のいずれか１つに記載の半導体装置の製造方法。
【請求項６】
前記工程（ｄ）は、１０〜２０分の間行われる請求項２〜５のいずれか１つに記載の半導体装置の製造方法。
【請求項７】
前記トリメチルアルミニウムは前記チャンバ内に約９０μｍｏｌ／分の量で流れる請求項２〜６のいずれか１つに記載の半導体装置の製造方法。
【請求項８】
前記工程（ｂ）において、水素を流す時の前記チャンバ内の温度は１１００℃より高く、
前記工程（ｃ）において、前記第１の量のアンモニアを流す時の前記チャンバ内の温度は１０００℃〜１０５０℃である請求項２〜７のいずれか１つに記載の半導体装置の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、全般的には、シリコン上に窒化ガリウムを成長させる方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
窒化ガリウム（ＧａＮ）などのＩＩＩ族窒化物の薄膜は、高効率な光電子発光体の製造に使用される。従来、ＧａＮはサファイア基板（Ａｌ２Ｏ３）上に直接成長させてきた。ＧａＮは、エピタキシャル成長の高品質結晶性構造を得るためには、単一の３次元成長モードでなく層として成長させる。ＧａＮのエピタキシャル層をサファイア上でなくシリコン上に成長させることは、シリコンの大量製造の規模の経済性により、半導体工業に対して相当なコストの節約をもたらす。結晶シリコン製造用の多くの装置は既に減価償却されたものである。その装置は現在、発光ダイオード（ＬＥＤ）の製造で使用可能である。
【０００３】
しかしながら、ＧａＮの高品質エピタキシャル層をシリコン基板上に成長させる現行の試みは、完全に成功したとは言えない。ＧａＮ及びシリコンの格子定数及び熱膨張係数の差が大きいために、ＧａＮは、直接シリコン基板上にエピタキシャル成長するのに好適でない。１０００℃より高い成長温度においてもＧａＮの格子定数が結晶シリコンのそれよりもずっと小さいために、ＧａＮエピ層は室温への冷却時にしばしばクラックが生じる。加えて、ＧａＮは、シリコンよりもずっと大きい熱膨張係数を有する。よって、シリコン上に高温で成長させたＧａＮの層を室温まで冷却するとき、シリコン結晶に比べてＧａＮ結晶の格子距離が小さいことが、更により顕著になる。シリコン上に直接に堆積されるＧａＮ層は、それらの層が冷却するにつれ、更に大きな引張応力を受け、下地のシリコン基板を曲げることすら可能である。
【０００４】
それゆえ、ＧａＮ及びシリコンの異なる格子定数及び熱膨張係数を補償するために、シリコン基板とエピタキシャルＧａＮ層との間にバッファ層を成長させる試みがなされてきた。例えば、ＡｌＮ、ＡｌＧａＮ及びＡｌＧａＩＮのバッファ層をシリコン基板とＧａＮ層との間に成長させてきた。
【０００５】
しかしながら、現行のバッファ層上で成長可能なエピタキシャルＧａＮ層の品質は、劣るものであった。ＡｌＮ及びＡｌＧａＮのバッファ層を形成する現行の方法は、不連続面、転位及び欠陥などの構造欠陥を含有するＧａＮ層のエピタキシャル成長を生じるものであった。これらの欠陥は、ＧａＮ層のモルホロジー及び光学的性質を劣化させ、ＧａＮ層を高品質ＬＥＤでの使用に不適なものとする。
【０００６】
構造欠陥を減少させた高品質エピタキシャルＧａＮ層をバッファ層上に成長させることが可能なバッファ層をシリコン基板上に成長するための方法が求められている。
【発明の概要】
【０００７】
発光ダイオード（ＬＥＤ）用の結晶性ＧａＮの製造に使用されるシリコンウェーハは、シリコン基板、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）のバッファ層、窒化アルミニウムガリウム（ＡｌｘＧａ１−ｘＮ）の第２バッファ層、及びＧａＮの上層を含む。シリコンウェーハは、少なくとも２００ミリメートルの直径及びＳｉ（１１１）１×１表面を有する（Ｓｉ（１１１）７×７再配列表面でなく）。ＡｌＮバッファ層は基板のＳｉ（１１１）表面の上層として存在し、２０５〜２５０ナノメートルの厚さである。窒化アルミニウムガリウムの第２バッファ層は、窒化アルミニウムのバッファ層と窒化ガリウムの上層との間に配置される。
【０００８】
ウェーハ全体にわたり、ＡｌＮバッファ層の原子の最下面にはＡｌＮのアルミニウム原子が実質的に存在せず、ウェーハ全体にわたり、ＡｌＮの原子の最下面にはＡｌＮバッファ層の窒素原子のみが実質的に存在する。したがって、ＡｌＮバッファ層は単一極性を有する。シリコン及び窒化アルミニウムは、ＡｌＮ＜０００１＞｜｜Ｓｉ＜１１１＞として配向する。いかなる量の金属アルミニウムもシリコン基板とＡｌＮ緩衝層との間に配置されない。加えて、ＳｉＮｘの層はシリコン基板とＡｌＮバッファ層との間に存在しない。
【０００９】
ＡｌＮバッファ層の作製方法は、単一極性ＡｌＮを形成するために、トリメチルアルミニウムを流す前に、第１の少量のアンモニア（ＮＨ３）をプリフローする工程を含む。ＡｌＮバッファ層の結晶性は、ＡｌＮの初期の核生成層の品質及びＡｌＮとシリコン（１１１）表面との間の原子結合の性状に影響される。アンモニアプリフロー工程のために、ＡｌＮの初期の核生成層は、シリコンウェーハの表面全体にわたってシリコン（１１１）表面に対して窒素原子のみが結合して成長を開始する。
【００１０】
第１のクリーニング工程では、シリコン（Ｓｉ）の基板が、有機金属化学気相成長（ＭＯＣＶＤ）装置チャンバ内で９５０℃より高い温度まで加熱される。次いで、水素（Ｈ２）が、シリコン基板の表面の各平方センチメートルにわたって１０６〜１１８立方センチメートル／分の間の水素の量でチャンバに流される。一態様では、水素を流す時のチャンバ内の温度は１１００℃より高い。
【００１１】
アンモニアプリフロー工程では、水素がチャンバを流れている間に、第１の量のアンモニアがチャンバに流される。第１の量のアンモニアはチャンバを流れる水素の０．０１容積％未満である。第１の量のアンモニアは、シリコン基板の表面の各平方センチメートルにわたって０．００６立方センチメートル／分を超えない。アンモニアプリフロー工程は、３０秒〜３分の間行われる。アンモニアプリフロー工程時のチャンバ内の温度は、１０００℃〜１０５０℃である。
【００１２】
次いで、水素及び第１の量のアンモニアがチャンバにまだ流れている間に、トリメチルアルミニウム（Ａｌ２（ＣＨ３）５）がチャンバに流される。トリメチルアルミニウムが１０〜２０分間、約９０μｍｏｌ／分の量でチャンバに流される。
【００１３】
次いで、トリメチルアルミニウムがチャンバに流れている間に、第２の量のアンモニアがチャンバに流される。第２の量のアンモニアは、チャンバに流れる水素の０．００２容積％超である。一態様では、チャンバに流される第２の量のアンモニアは、水素、アンモニア及びトリメチルアルミニウムの５％弱である。
【００１４】
更なる詳細並びに実施形態及び技術は、以下の「発明を実施するための形態」で、説明される。この「発明の概要」は、本発明を規定することを意図するものではない。本発明は、特許請求の範囲によって規定される。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
添付図面は、同様の符号が同様の構成要素を示し、本発明の実施形態を例示する。
【００１６】
【図１】シリコン基板にわたるバッファ層上の単一結晶ＧａＮ膜の成長を示す断面図である。
【００１７】
【図２】ＡｌＮの初期の核生成層をシリコン基板上で成長させるための方法のフローチャート図である。
【００１８】
【図３】図３（ａ）はシリコンの結晶構造のモデルである。
【００１９】
図３（ｂ）はシリコンのＳｉ（１１１）１×１表面に沿ったシリコン原子の図である。
【００２０】
【図４】図２の方法時のチャンバ内の水素、アンモニア及びトリメチルアルミニウムのガス流れのグラフである。
【００２１】
【図５】ウルツ鉱型窒化アルミニウムの結晶構造のモデルである。
【００２２】
【図６】Ｓｉ（１１１）１×１表面に沿ってシリコンの結晶構造にわたって重畳されたＡｌＮのＣ面中のアルミニウム六角形の結晶構造の図である。
【００２３】
【図７】Ｓｉ（１１１）表面に垂直に見たシリコン基板及びＡｌＮ核生成層の結晶構造の図である。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
本発明のいくつかの実施形態が詳細に参照され、その例が添付の図面で図示される。
【００２５】
図１はシリコン基板１１にわたるバッファ層上の単一結晶ＧａＮ膜１０の成長を示す断面図である。第１に窒化アルミニウム（ＡｌＮ）１２のバッファ層をシリコン基板１１上に成長させる。次いで、窒化アルミニウムガリウム（ＡｌｘＧａ１−ｘＮ）１３の高バッファ層をＡｌＮ層１２にわたって成長させる。最後に、ＧａＮ層１０を窒化アルミニウムガリウム１３の最上層にわたって成長させる。一部の実施形態では、ＧａＮ層はいくつかのサブレイヤーを含む。ＡｌＮ１２のバッファ層は、初期核生成層１４及び厚い上層１５で構成されている。
【００２６】
窒化ガリウム（ＧａＮ）層１０を成長させる前に、第１にバッファ層をシリコン基板上に成長させることに対していくつかの理由がある。第１に、ガリウムをシリコン基板と直接に反応させると、ガリウムによるシリコン基板１１のメルトバックエッチングが生じる。ガリウムとシリコンの反応は、ＧａＮ層１０の結晶品質及びモルホロジーを劣化させることになる。第２に、ＧａＮがシリコン上に堆積されるにしたがって、ＳｉＮｘが形成される可能性があり、これによって、シリコン基板の表面全体にわたる２次元成長の代わりに、ＧａＮ結晶の３次元成長がＧａＮ層の厚化の前に起こる。３次元結晶成長は、２次元結晶成長よりも低品質ＧａＮ層を生じる。第３に、ＧａＮと結晶シリコンとの間の格子ミスマッチは、ＧａＮ層上シリコンとの界面で大きな引張歪みを生じる。ＧａＮとシリコンＳｉ（１１１）の六角形の表面配向との間の室温での格子ミスマッチは約１６．９％である。第４に、Ｓｉ（１１１）上のＧａＮの面内熱膨張係数は、大きく変わる（ＧａＮに対して５．５９×１０−６Ｋ−１及びＳｉに対して２．６×１０−６Ｋ−１）。熱膨張係数の差は、成長温度から室温まで冷却するときにＧａＮ層のクラックが生じる可能性がある。
【００２７】
ＧａＮをシリコン上に直接に成長させることにより引き起こされる問題を解決するために、典型的には、バッファ層はシリコンとＧａＮとの間に堆積される。例えば、第１に、ＡｌＮ１２の核生成層をシリコン基板１１上に成長させ、続いて、窒化アルミニウムガリウム（ＡｌｘＧａ１−ｘＮ）の追加のバッファ層１３を成長させる。ＡｌＮ核生成層及び他のバッファ層は上述の４つの問題を解決する。第１に、ＡｌＮバッファ層１２によって、ガリウムがシリコン基板１１と接触することができない。第２に、ＧａＮが、シリコン基板上に直接に成長されず、非晶質ＳｉＮｘのシリコンの表面上での形成（これはＧａＮの結晶形成を劣化させる）を防止することができる。第３に、ＧａＮとＳｉ（１１１）との間の格子ミスマッチは、ＧａＮに圧縮応力を加えて、下層のＳｉ（１１１）からのＧａＮの引張応力に対抗するＡｌＮのより小さい格子定数により補償される。第４に、ＡｌＮの小さい格子定数は、成長温度から室温まで冷却するときシリコン結晶と比較してＧａＮ結晶のより大きな対応する収縮を補償する。
【００２８】
しかしながら、ＧａＮ層及び他のエピタキシャル層の品質は、ＡｌＮ核生成層１２の品質にも依存する。結果として、シリコン上にＧａＮを直接に成長させることにより生じる前述の４つの問題を解決するためにＡｌＮの層を単純に成長させることは、高品質ＧａＮを必ずしも生じない。転位密度及び表面モルホロジーなどの窒化アルミニウム核生成層１２の性質は、高エピタキシャル層の性質に影響を及ぼすことにおいて重要である。ＡｌＮ層１２は、高バッファ層用及び最終的にはＧａＮ層１０用の結晶学的テンプレートとして作用する。翻って、ＡｌＮ層１２の性質は、ＡｌＮの成長が開始される条件により、並びに、シリコン基板１１がＡｌＮの成長前に処理される方法により大部分が決定される。
【００２９】
低転位密度を有するＡｌＮ層をＳｉ（１１１）にわたって成長させることは、ＡｌＮとＳｉ（１１１）との間の２３．４％格子ミスマッチにより妨げられるように思われる。シリコン結晶の（１１１）面中のシリコン原子の間の距離は３．８４０オングストロームであり、ウルツ鉱型ＡｌＮのＣ面中のアルミニウム原子間又は窒素原子間の距離は３．１１２オングストロームである。しかしながら、ＡｌＮとＳｉ（１１１）との間の平滑な界面モルホロジーは、ＡｌＮ／Ｓｉ界面においてミスフィット転位の規則的な間隔で結晶応力の緩和を可能とする、シリコンの（１１１）面とＡｌＮのＣ面との間の格子対応により達成可能である。規則的な間隔で同一の形のミスフィット転位を達成することは、平滑な界面モルホロジーを得るのに重要である。
【００３０】
ＡｌＮとＳｉ（１１１）との間の平滑な界面を生じるＡｌＮの成長を開始するための方法が開示される。この方法は、低転位密度を有するＡｌＮの単一極性バッファ層を成長させる。ＡｌＮバッファ層にわたって成長させた以降のバッファ層は、高品質結晶形を保持し、高品質ＧａＮ及び他のエピタキシャル層がバッファ層にわたって成長するのを可能とする。
【００３１】
図２は高品質のＡｌＮの核生成層をシリコン基板上で成長させるための方法１６の工程を図示するフローチャート図である。第１の工程１７では、シリコン（Ｓｉ）の基板を９５０℃より高い温度までチャンバ内で加熱する。一態様では、基板を有機金属化学気相成長法（ＭＯＣＶＤ）（有機金属気相エピタキシーシステムとも呼ばれる）のチャンバ内で１１４０℃の温度まで加熱した。基板は、（１１１）面に沿って切断された３枚の８インチシリコンウェーハの形態であった。３枚のウェーハを４６５ミリメートルの直径を有するウェーハレセプタクル上に置いた。
【００３２】
図３Ａはシリコンの結晶構造２３を図示する図である。３つのシリコンウェーハを劈開した（１１１）面は、図３Ａ中でシリコン原子Ａ、Ｃ及びＦを交差する面である。シリコン原子Ａ、Ｆ及び２４は、（０１０）面を画定し、シリコン原子が正方形フォーマットを形成する。同一の（１００）、（０１０）及び（００１）面の正方形の隣接する隅のシリコン原子の間の距離は５．４３１オングストロームである。しかしながら、（１１１）面の六角形フォーマットの隣接するシリコン原子の間により短い距離が存在する。例えば、（１１１）面中の原子Ａ及びＢの間の距離は３．８４０オングストロームである。Ｓｉ（１１１）の六角形フォーマット中の原子の間のこの短い距離は、ＡｌＮのＣ面に沿った六角形フォーマット中の窒素原子の間の距離によく合致する。図３Ｂは、（１１１）面が紙面と合致する、図Ａの原子Ａ−Ｆを図示する。第１の工程１７の後の３枚のシリコンウェーハの表面は、Ｓｉ（１１１）７×７再配列の相対電子−吸着原子−積層（ＤＡＳ）欠陥構造ではなく、図３Ｂに示されるＳｉ（１１１）１×１構造２５を有する。シリコン基板を約８５０℃より高く加熱するとき、より安定なファセットＳｉ（１１１）７×７表面構造は、規則的なＳｉ（１１１）１×１六角形構造２５に変化する。
【００３３】
工程１８では、水素をチャンバに流して、ウェーハからＳｉＯ２を除去し、シリコン基板の表面を全体的にクリーニングする。１分当たり１０６〜１１８立方センチメートルの水素を、基板の表面の各平方センチメートルにわたって流す。一態様では、１８０〜２００リットル／分の水素をチャンバに流した。シリコン基板を水素流中で１１４０℃で約１５分間ベークして、自然酸化物を除去した。次いで、チャンバ内の温度を約１０２０℃まで低下させた。
【００３４】
工程１９では、水素がチャンバにまだ流れている間に、第１の量のアンモニア（ＮＨ３）をチャンバに流す。第１の量のアンモニアはチャンバに流れる水素の０．０１容積％未満である。第１の量のアンモニアを３０秒〜３分間チャンバに流す。一態様では、１０立方センチメートル／分未満のアンモニアを４６５ｍｍウェーハレセプタクルにわたって流した。したがって、０．００５８８立方センチメートル／分未満のアンモニアをシリコン基板の表面の各平方センチメートルにわたって流した。１０２０℃では、第１の量のアンモニアは、シリコン基板の表面にわたってＳＩＮｘの層を形成するには不充分である。しかしながら、第１の量のアンモニアは、Ｓｉ（１１１）１×１表面上に少数のＳｉ−Ｎ結合を形成するには充分である。
【００３５】
工程２０では、水素がチャンバにまだ流れている間に、トリメチルアルミニウム（Ａｌ２（ＣＨ３）６）をチャンバに流す。トリメチルアルミニウムをチャンバに約９０μｍｏｌ／分の量で流す。一態様では、９０μｍｏｌ／分のトリメチルアルミニウムをチャンバに１０〜２０分間流した。
【００３６】
工程２１では、トリメチルアルミニウムがチャンバにまだ流れている間に、第２の量のアンモニアをチャンバに流す。第２の量のアンモニアはチャンバに流れる水素の０．００２容積％超である。一態様では、チャンバに流される第２の量のアンモニアは、水素、アンモニア及びトリメチルアルミニウムの５％弱である。第２の量のアンモニアを合計流れの５％弱でチャンバに約１５分間流すと、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）の初期の核生成層１４は、２５〜５０ナノメートルの厚さに成長した。ＡｌＮバッファ層１２の結晶性は、初期の核生成層１４の品質、及びシリコン（１１１）表面とＡｌＮとの間の原子結合の性状に関連する。工程１９でアンモニアをプリフローするために、初期の核生成層１４は、８インチウェーハの表面全体にわたってシリコン（１１１）表面に対して窒素原子のみが結合して成長を開始する。
【００３７】
工程２２では、トリメチルアルミニウムの流れを約１８０μｍｏｌ／分に増加し、チャンバ内の温度を約１１２０℃まで上昇させる。トリメチルアルミニウム流を増加させて、ＡｌＮのバッファ層を更に１８０〜２００ナノメートル成長させ、２０５〜２５０ナノメートルの合計厚さまで成長させる。
【００３８】
図４は、クリーニング、プリフロー、ＡｌＮバッファ層の形成の初期の成長及びより厚い成長段階時の反応チャンバを通る水素、アンモニア及びトリメチルアルミニウムの流れを表すグラフである。他の実施形態では、追加の１８０〜２００ナノメートルのＡｌＮを一工程でなく、高トリメチルアルミニウム濃度の多数の段階で成長させる。
【００３９】
最初に、トリメチルアルミニウムが工程２０でチャンバに流れ始めると、並びに、第２の量のアンモニアが工程２１でチャンバに流れる前に、ＡｌＮの初期の核生成層１４が形成を開始する。結果として、トリメチルアルミニウムからのアルミニウムが基板表面と接触するようになる前に、極めて少量の窒素がシリコン基板１１のＳｉ（１１１）１×１表面上に存在する。ＡｌＮの第１の種結晶が形成されるにしたがって、アルミニウム原子は、基板表面上のシリコン原子に直接ではなく、Ｓｉ（１１１）１×１表面上に存在する窒素原子に対する結合を形成する。アンモニアプリフロー工程からの窒素は、シリコンウェーハ全体で形成されるＡｌＮ結晶中のアルミニウム及び窒素の交互層の極性が、シリコン基板に面する窒素層及び最上部のアルミニウム層を有することを確実にする。
【００４０】
図５はウルツ鉱型窒化アルミニウム（ＡｌＮ）の結晶構造２６を図示する図である。小さい球はアルミニウム原子２７を表し、大きい球は窒素原子２８を表す。ＡｌＮ結晶のＣ面は、結晶の最上表面上で六角形を形成する全ての６個のアルミニウム原子と交差する。Ｃ面中の六角形の周りの隣接するアルミニウム原子の間の距離は３．１１２オングストロームである。それゆえ、中間の六角形の周りの隣接するアルミニウム原子の間の距離も３．１１２オングストロームである。ＡｌＮのＣ面に沿った窒素及びアルミニウムの六角形は、シリコン基板のＳｉ（１１１）１×１表面上のシリコン原子の六角形フォーマットに近似的にマッチする。
【００４１】
図６はＳｉ（１１１）１×１表面上のシリコンの結晶構造にわたって重畳されたＡｌＮのＣ面中のアルミニウム六角形の結晶構造の図である。シリコン六角形の周りの原子の間の距離は３．８４０オングストロームであり、ＡｌＮの六角形の周りの原子の間の距離は３．１１２オングストロームであるために、シリコンセル単位の格子距離は６．６５２オングストロームであり、ＡｌＮセル単位の格子距離は５．３９０オングストロームである。したがって、２３．４％の格子ミスマッチが存在する。しかしながら、５つのＡｌＮセル単位の幅（２６．９５オングストローム）は、図６に図示するように４つのシリコンセル単位の幅（２６．６１オングストローム）と近似的にマッチする。５番目ごとのＡｌＮセル単位は、４番目ごとのシリコンセル単位に対して良好に結合することができる。
【００４２】
図７はＳｉ（１１１）表面及びＡｌＮのＣ面に垂直に見たシリコン基板及びＡｌＮの結晶構造の図である。図７は、ＡｌＮ結晶の各第５のセル単位が、Ｓｉ（１１１）１×１表面上の各第４のセル単位とどのように近似的にマッチするかを図示する。ＡｌＮ及びシリコン表面構造の間の規則的なミスマッチによって、ＡｌＮの結晶を低転位密度で成長させることが可能となる。
【００４３】
しかしながら、Ｓｉ（１１１）１×１表面上で形成し始めるＡｌＮ結晶の全てのアイランドが同一極性を有しないと、ＡｌＮバッファ層の転位密度は相当に高い。ＡｌＮ結晶の一部のアイランドが、シリコンに対して結合した窒素原子と形成し、ＡｌＮ結晶の他のアイランドが、シリコンに対して結合したアルミニウム原子と形成する場合、不連続面及び積層欠陥が生成し、相対する極性を有する結晶のアイランドが一緒に成長する。図７は、方法１６を用いて形成されるＡｌＮの初期の核生成層が、Ｓｉ（１１１）１×１表面に対して結合した窒素原子のみを有するということを示す。基板ウェーハ全体で、窒化アルミニウムの実質的に窒素原子のみが、窒化アルミニウムの原子の最下面に存在する。方法１６を用いて形成されるＡｌＮの初期の核生成層は単一極性を有するために、２×１０９ｃｍ−２未満の転位密度を有するＧａＮ層を、核生成層の上方に成長させることが可能であった。
【００４４】
ＡｌＮバッファ層を成長させる一部の先行の方法は、シリコン基板の表面上に金属Ａｌ層を堆積し、その後、ＡｌＮを成長させて、非晶質ＳｉＮｘの形成を防止することにより始まる。シリコン基板の表面上にアルミニウム原子が存在することによって、恐らく窒化アルミニウムの原子の最下面としてＡｌＮ結晶のアイランドの少なくとも一部がアルミニウムと共に生成することが起こる。これらの先行技術の方法は、少なくとも一部の窒素原子がシリコン基板に対して結合する（必ずしも非晶質ＳｉＮｘとしてではなく）ことを妨げないために、ＡｌＮ結晶の一部のアイランドは、窒化アルミニウムの原子の最下面として窒素と共に生成し、生成するＡｌＮ層は混合極性を有する。他方、方法１６は、単一極性材料の成長を可能とさせる。
【００４５】
したがって、ＡｌＮバッファ層、ＡｌＧａＮ層及び最終的には上方ＧａＮ層を成長させるシリコン基板のウェーハの製造に、方法１６を使用することができる。このシリコン基板は、シリコンを約８５０℃より高く加熱すると、７×７構造から１×１構造に変化するＳｉ（１１１）表面を有する。ＡｌＮバッファ層は、シリコン基板のＧａＮとＳｉ（１１１）表面との間の格子ミスマッチを補償して、上方ＧａＮ層が低応力下で成長することを可能ならしめるための手段である。ＡｌＮバッファ層の最上部のＡｌＧａＮは、シリコンにおけるよりも、ＧａＮに対するより良好な格子マッチング層である。このシリコン基板は、８インチウェーハなどの直径少なくとも２００ミリメートルのウェーハである。ＡｌＮバッファ層は基板のＳｉ（１１１）表面の上層であり、ＡｌＮ＜０００１＞｜｜Ｓｉ＜１１１＞として配向している。ＧａＮの上層はＡｌＮバッファ層にわたったＡｌＧａＮ層上で成長される。ウェーハ全体で、窒化アルミニウムの原子の最下面には窒化アルミニウムのアルミニウム原子は実質的に存在せず、ウェーハ全体にわたり、窒化アルミニウムの原子の最下面には窒化アルミニウムの窒素原子のみが実質的に存在する。したがって、ウェーハ全体で、実質的にＡｌＮバッファ層の窒素原子のみがＳｉ（１１１）表面に対する結合を形成する。シリコン基板とＡｌＮバッファ層との間には金属アルミニウムもＳｉＮｘの層も存在しない。
【００４６】
特定の具体的実施形態が、指示目的のために上述されているが、本特許文書の教示は、一般的な適用性を有するものであり、上述の具体的実施形態に限定されるものではない。したがって、説明される実施形態の様々な特徴の、様々な修正、応用、及び組み合わせは、特許請求の範囲に記載されるような、本発明の範囲から逸脱することなく、実践することができる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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