(57)【要約】  本発明は、化学式Ｇｅ１−ｘ−ｙＳｉｘＳｎｙの新規な化合物と、そうした化合物からなる半導体構造とを提供する。ここで、０．０１＜ｙ≦０．１１、かつ、０．２６≦ｘ≦０．３５である。また、本発明は、シリコン基板、ＳｉＧｅバッファ層、及びＩＩＩ〜Ｖ族又はＩＩ〜ＶＩ族の活性層からなる新規な半導体構造を提供する。また、本発明は、シリコン基板、ＳｉＧｅバッファ層、ＳｉＧｅＳｎテンプレート層、及びＳｉＧｅ、Ｇｅ、ＩＩＩ〜Ｖ族又はＩＩ〜ＶＩ族の活性層からなる新規な半導体構造を提供する。
2008532294.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学式Ｇｅ１−ｘ−ｙＳｉｘＳｎｙの化合物であって、０．０１＜ｙ≦０．１１、かつ、０．２６≦ｘ≦０．３５である化合物。
【請求項２】
ｘ≧０．２８である請求項１に記載の化合物。
【請求項３】
ｘ≧０．３０である請求項１に記載の化合物。
【請求項４】
ｘ≧０．３２である請求項１に記載の化合物。
【請求項５】
（ａ）Ｓｉ基板と、
（ｂ）Ｓｉ基板の上方に形成されたＧｅＳｎバッファ層と、
（ｃ）ＧｅＳｎバッファ層の上方に形成された、請求項１乃至４のいずれか一項に記載の化合物を含むテンプレート層と、からなる半導体構造。
【請求項６】
テンプレート層の上方に形成された活性層と、
活性層は、
（ｉ）ＩＩＩ〜Ｖ族の層、
（ｉｉ）ＩＩ〜ＶＩ族の層、
（ｉｉｉ）ＳｉＧｅ層、及び、
（ｉｖ）Ｇｅ層、から選択されることと、を含む請求項５に記載の半導体構造。
【請求項７】
活性層はＩＩＩ〜Ｖ族の層であることと、ＩＩＩ〜Ｖ族の層は、ＩｎＡｓ、ＧａＡｓ、ＩｎＧａＡｓ、ＡｌＡｓ、ＩｎＰ、ＧａＳｂ、ＩｎＳｂ、ＧａＳｂＡｓ、及びＡｌＧａＡｓから選択された合金を含むことと、を含む請求項６に記載の半導体構造。
【請求項８】
活性層はＩＩ〜ＶＩ族の層であることと、ＩＩ〜ＶＩ族の層は、ＺｎＳｅ、ＺｎＳ、ＺｎＣｄＴｅ、ＣｄＳ、ＺｎＳｅＴｅ、ＺｎＳＴｅ、ＣｄＭｎＴｅ、ＣｄＴｅ、ＣｄＳｅ、及びＨｇＣｄＴｅから選択された合金を含むことと、を含む請求項６に記載の半導体構造。
【請求項９】
活性層はＳｉＧｅ層である請求項６に記載の半導体構造。
【請求項１０】
活性層はＧｅ層である請求項６に記載の半導体構造。
【請求項１１】
（ａ）Ｓｉ基板と、
（ｂ）基板の上方に形成されたＧｅＳｎバッファ層と、
（ｃ）バッファ層の上方に形成された活性層と、活性層は、
（ｉ）ＩＩＩ〜Ｖ族の層、及び、
（ｉｉ）ＩＩ〜ＶＩ族の層から選択されることと、からなる半導体構造。
【請求項１２】
（ａ）Ｓｉ基板と、
（ｂ）基板の上方に形成されたＧｅＳｎバッファ層と、
（ｃ）バッファ層の上方に形成されたＳｉＧｅＳｎテンプレート層と、
（ｄ）バッファ層の上方に形成された活性層と、活性層は、
（ｉ）ＩＩＩ〜Ｖ族の層、
（ｉｉ）ＩＩ〜ＶＩ族の層、
（ｉｉｉ）ＳｉＧｅ層、及び、
（ｉｖ）Ｇｅ層、から選択されることと、からなる半導体構造。
【請求項１３】
活性層はＩＩＩ〜Ｖ族の層であることと、ＩＩＩ〜Ｖ族の層は、ＩｎＡｓ、ＧａＡｓ、ＩｎＧａＡｓ、ＡｌＡｓ、ＩｎＰ、ＧａＳｂ、ＩｎＳｂ、ＧａＡｓＳｂ及びＡｌＧａＡｓから選択された合金を含むことと、を含む請求項１１又は１２に記載の半導体構造。
【請求項１４】
活性層はＩＩ〜ＶＩ族の層であることと、ＩＩ〜ＶＩ族の層は、ＺｎＳｅ、ＺｎＳ、ＺｎＣｄＴｅ、ＣｄＳ、ＺｎＳｅＴｅ、ＺｎＳＴｅ、ＣｄＭｎＴｅ、ＣｄＴｅ、ＣｄＳｅ、及びＨｇＣｄＴｅから選択された合金を含むことと、を含む請求項１１又は１２に記載の半導体構造。
【請求項１５】
活性層はＩｎＡｓを含む請求項１３に記載の半導体構造。
【請求項１６】
活性層はＧａＡｓを含む請求項１３に記載の半導体構造。
【請求項１７】
活性層はＡｌＧａＡｓを含む請求項１３に記載の半導体構造。
【請求項１８】
活性層はＧａＡｓＳｂを含む請求項１３に記載の半導体構造。
【請求項１９】
活性層はＩｎＧａＡｓを含む請求項１３に記載の半導体構造。
【請求項２０】
活性層はＳｉＧｅ層である請求項１３に記載の半導体構造。
【請求項２１】
活性層はＧｅ層である請求項１３に記載の半導体構造。
【請求項２２】
ＧｅＳｎ層は化学式Ｇｅ１−ｘＳｎｘの層であり、ｘは〜０．０２と２０との間である請求項５乃至２１のいずれか一項に記載の半導体構造。
【請求項２３】
シリコン基板はＳｉ（１００）を含む請求項５乃至２２のいずれか一項に記載の半導体構造。
【請求項２４】
活性層はドーパントを含む請求項５乃至２３のいずれか一項に記載の半導体構造。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ＧｅＳｉＳｎベースの化合物、テンプレート、及びそれらから得られる半導体構造に関する。
【背景技術】
【０００２】
バッファ層の概念は周知であり、半導体のヘテロエピタキシーにおいて広範に用いられている。バッファ層は、界面の応力及び欠陥形成を緩和したり、一定の位相又は２Ｄモルフォロジーの成長を促進したりするように設計されている。高度に不整合な系については、１９６６年にＲＣＡにて、段階的なバッファ層の概念が最初に提案されており、今日までの大半の努力は、半導体統合への汎用的な手法ではなく、固有の問題に対する解決策を見出すように設計されている。全ての統合方式のうち、ＩＩＩ〜Ｖ及びＩＩ〜ＶＩ族の半導体とシリコンとの統合は、機能性、小型化、及び製造費用に対し、最も好適な影響を及ぼす。
【０００３】
Ａｌ含有率の低いＡｌＧａＡｓ化合物の格子定数は、Ｇｅの格子定数に近い。そのため、Ｇｅは、一部の砒化物ベースのデバイスとＳｉとのモノリシックな統合への妥当な経路であると考えられる。ＳｉとＧｅとは非常に関連しているが、有意な格子の不整合及び熱的な不整合のため、Ｓｉ上へのＧｅの直接的なエピタキシーによってＧｅ層に夥しい欠陥が生じる。この問題を軽減するために、近年の研究では、Ｓｉ（１００）上に段階的なＳｉ１−ｘＧｅｘバッファ層を成長させることに関心が集中していた。この場合、ＧａＡｓにほぼ格子の整合した仮想基板を生成するように、厚いＳｉ１−ｘＧｅｘ中間層はＧｅが１００％になるまで段階的に組成を変更される。１０μｍを超える厚さの段階的な層には、１０６／ｃｍ２程度の貫通転位密度を達成することが要求され、続く成長に先立って平滑な表面を生成するために、成長後の化学的機械的研磨（ＣＭＰ）工程が必要である。
【０００４】
上述の手法は比較的容易であるが、次の幾つかの制限を有する。（１）指定可能な格子パラメータ空間はＳｉとＧｅとの間の狭い幅に限定されるため、３つの化合物（ＧａＡｓ、ＧａＰ、ＡｌＰ）の格子整合しか可能でない。（２）処理には比較的高温で厚いバッファ層を成長させることが必要であり、熱的な不整合のため、さらなる欠陥形成が生じる。（３）成長後のＣＭＰ平坦化工程が必須である。（４）貫通欠陥密度は１０６／ｃｍ２程度であるが、これは最新の化合物のデバイスには不利益であり、欠陥密度の２〜３桁の低減が必要である。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
したがって、当該技術分野においては、ＩＩＩ〜Ｖ族及びＩＩ〜ＶＩ族の半導体とシリコンとの統合のための改良された材料及び方法が必要である。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
第１の態様では、本発明は化学式Ｇｅ１−ｘ−ｙＳｉｘＳｎｙの新規な化合物を提供する。ここで、０．０１＜ｙ≦０．１１、かつ、０．２６≦ｘ≦０．３５である。一実施形態では、本発明は、Ｓｉ基板と、Ｓｉ基板の上方に形成されたＧｅＳｎバッファ層と、本発明の第１の態様のＧｅ１−ｘ−ｙＳｉｘＳｎｙの化合物を含むテンプレート層と、からなる半導体構造を提供する。さらなる実施形態では、この半導体構造は、テンプレート層の上方に形成された活性層をさらに含む。活性層は、
（ｉ）ＩＩＩ〜Ｖ族の層、
（ｉｉ）ＩＩ〜ＶＩ族の層、
（ｉｉｉ）ＳｉＧｅ層、及び、
（ｉｖ）Ｇｅ層、から選択される。
【０００７】
第２の態様では、本発明は、
（ａ）Ｓｉ基板と、
（ｂ）基板の上方に形成されたＧｅＳｎバッファ層と、
（ｃ）バッファ層の上方に形成された活性層と、からなる半導体構造を提供する。ここで、活性層は、
（ｉ）ＩＩＩ〜Ｖ族の層、及び、
（ｉｉ）ＩＩ〜ＶＩ族の層から選択される。
【０００８】
第３の態様では、本発明は、
（ａ）Ｓｉ基板と、
（ｂ）基板の上方に形成されたＧｅＳｎバッファ層と、
（ｃ）バッファ層の上方に形成されたＳｉＧｅＳｎテンプレート層と、
（ｄ）バッファ層の上方に形成された活性層と、からなる半導体構造を提供する。ここで、活性層は、
（ｉ）ＩＩＩ〜Ｖ族の層、
（ｉｉ）ＩＩ〜ＶＩ族の層、
（ｉｉｉ）ＳｉＧｅ層、及び、
（ｉｖ）Ｇｅ層、から選択される。
【０００９】
本発明の第１、第２、及び第３の態様の好適な一実施形態では、活性層はＩＩＩ〜Ｖ族の層であり、このＩＩＩ〜Ｖ族の層は、ＩｎＡｓ、ＧａＡｓ、ＩｎＧａＡｓ、ＡｌＡｓ、ＩｎＰ、ＧａＳｂ、ＩｎＳｂ、ＧａＳｂＡｓ、及びＡｌＧａＡｓから選択された合金を含む。本発明の第１、第２、及び第３の態様のさらなる好適な実施形態では、活性層はＩＩ〜ＶＩ族の層であり、このＩＩ〜ＶＩ族の層は、ＺｎＳｅ、ＺｎＳ、ＺｎＴｅ、ＣｄＳ、ＺｎＣｄＴｅ、ＺｎＳＴｅ、ＣｄＭｎＴｅ、ＣｄＴｅ、ＣｄＳｅ、及びＨｇＣｄＴｅから選択される。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
第１の態様では、本発明は化学式Ｇｅ１−ｘ−ｙＳｉｘＳｎｙの新規な化合物を提供する。ここで、０．０１＜ｙ≦０．１１、かつ、０．２６≦ｘ≦０．３５である。従来の三元Ｇｅ１−ｘ−ｙＳｉｘＳｎｙ複合物では、Ｓｉ含有率は０．２５以下に限定されている。本明細書において詳述するＳｉ含有率を増大したＧｅ１−ｘ−ｙＳｉｘＳｎｙ化合物は、マイクロ電子デバイス、光学デバイス、レーザ、及び赤外線光検出器に適切な調整可能なバンドギャップを有する新規な化合物半導体デバイスの製造に有用である。様々な好適な実施形態では、ｙ≧〜０．０２，０．０３，０．０４，０．０５，０．０６，０．０７，０．０８，０．０９，０．１０である。さらなる様々な好適な実施形態では、ｘ≧〜０．２７，０．２８，０．２９，０．３０，０．３１，０．３２，０．３３，又は０．３４である。
【００１１】
これらのＧｅ１−ｘ−ｙＳｉｘＳｎｙ化合物は、国際公開第０５／０１５６０９号パンフレットに記載の方法を用いて製造した。国際公開第０５／０１５６０９号パンフレットに開示されているように、Ｇｅ１−ｘ−ｙＳｉｘＳｎｙ化合物を調製するための合成スキームは、気体化合物ＳｉＨ３ＧｅＨ３とＳｎＤ４との超高真空化学蒸着法（ＵＨＶ−ＣＶＤ）反応を含む。前者はジゲルマンＧｅＨ３ＧｅＨ３の単純な誘導体であり、ＧｅＨ３基のうちの１つがＳｉＨ３で置換されているため、直接的なＳｉ−Ｇｅ結合による分子中心を形成する。Ｈ３ＳｉＧｅＨ３は、沸点が約７℃の安定な気体分子であり、次に概説する新規かつ高収率の方法を介して合成される：ＣＦ３ＳＯ３ＳｉＨ３＋ＫＧｅＨ３。これに
よって、Ｈ３ＳｉＧｅＨ３＋ＫＯ３ＳＣＦ３が生成する。Ｈ３ＳｉＧｅＨ３を半導体用途において商業的に魅力的なものとする高い収率に加えて、この方法はデバイス開発及び処理に適切な要求される高品質材料も提供する。前駆体合成用の方法や、より詳細な合成プロトコルも、国際公開第０５／０１５６０９号パンフレットに開示されている。
【００１２】
さらなる実施形態では、本発明のＧｅ１−ｘ−ｙＳｉｘＳｎｙ化合物の合成において、任意の他の気体の水素化ＳｉＧｅ化合物が用いられる。他のそうした水素化ＳｉＧｅ化合物には、以下に限定されないが、（Ｈ３Ｇｅ）ｘＳｉＨ４−ｘが含まれる。この化学式による化合物には、Ｈ２Ｓｉ（ＧｅＨ３）２、Ｈ２Ｓｉ（ＧｅＨ３）３、Ｓｉ（ＧｅＨ３）４及びＳｉ（ＧｅＨ３）４が含まれる。これらの化合物の合成には、ＫＧｅＨ３など適切なゲルミル配位子と、ＨｘＳｉ（ＳＯ３ＣＦ３）４−ｘ及びＨｘＳｉ（ＳＯ３Ｃ４Ｆ９）４−ｘ（ｘ＝１、２、又は３）などトリフラート置換及びパーフルオロアルキルスルホニルオキシ置換されたシランとの適切な溶媒中での低温反応が利用される。原料のトリフラート置換及びパーフルオロアルキルスルホニルオキシ置換されたシランは、対応するフェニルシラン及び適切なスルホン酸の反応によって調製した（国際特許出願第ＵＳ０４／４３８５４号明細書。その全体を引用によって本明細書に援用する）。
【００１３】
別の実施形態では、本発明は、Ｓｉ基板と、Ｓｉ基板の上方に形成されたＧｅＳｎバッファ層と、バッファ層の上方に形成されたＧｅ１−ｘ−ｙＳｉｘＳｎｙテンプレート層と、からなる半導体構造を提供する。ここで、Ｇｅ１−ｘ−ｙＳｉｘＳｎｙテンプレート層は化学式Ｇｅ１−ｘ−ｙＳｉｘＳｎｙの層であり、０．０１＜ｙ≦０．１１、かつ、０．２６≦ｘ≦０．３５である。上述のように、Ｇｅ１−ｘ−ｙＳｉｘＳｎｙ組成物、及びそうした組成物からなるバッファ層を含む半導体構造は、マイクロ電子デバイス、光学デバイス、レーザ、及び赤外線光検出器に適切である、調整可能なバンドギャップを有する新規な化合物半導体デバイスの製造に有用である。
【００１４】
この実施形態では、Ｓｉ（１００）又はシリコン・オン・インシュレータなどシリコン基板上に直接的にバッファ層が成長される。
ＧｅＳｎバッファ層は、本発明の任意の態様の半導体基板における使用に適切な任意のＧｅＳｎ層であってよいが、好適には、国際公開第２００５／００１９０２号パンフレットに開示のように、Ｇｅ１−ｘＳｎｘにおいて、ｘは〜０．０２と２０との間である。様々な好適な実施形態では、ＧｅＳｎバッファ層におけるＳｎ含有率は、〜０．０２，０．０３，０．０４，０．０５，０．０６，０．０７，０．０８，０．０９，０．１０，０．１１，０．１２，０．１３，０．１４，０．１５，０．１６，０．１７，０．１８，０．１９，又は０．２０である。国際公開第０５／００１９０２号パンフレットに開示のように、Ｓｎ原子源としてのＳｎＤ４ガスの反応に基づくＣＶＤ成長手法を用いて、デバイス品質の単結晶Ｇｅ１−ｘＳｎｘ合金がＳｉ（１００）上に直接的に成長される。
【００１５】
本発明の第１の態様の半導体構造の好適な一実施形態では、ＧｅＳｎバッファ層の厚さは、〜５０ｎｍと１μｍとの間であり、より好適には〜５０ｎｍと５００ｎｍとの間である。さらなる好適な実施形態では、Ｇｅ１−ｘ−ｙＳｉｘＳｎｙ層の蒸着に先立つＧｅＳｎバッファ層の貫通欠陥の密度は、〜１０５／ｃｍ２以下である。しかしながら、Ｇｅ１−ｘ−ｙＳｉｘＳｎｙ層蒸着後には、ＧｅＳｎバッファ層は有意なレベルの欠陥を含むことが多い。任意の特定の機構に拘束されるものではないが、ＧｅＳｎバッファ層は不整合なオーバレイヤによる応力を緩和する独特な性能を有すると考えられる。ＧｅＳｎバッファ層のＳｎ含有率の増大にしたがって、この特性は強化される。さらなる好適な実施形態では、ＧｅＳｎバッファ層はＳｉＯ２上ではなくＳｉ上に直接的に歪みなく成長し、原子レベルでほぼ平坦な表面モルフォロジーを示す。さらなる好適な実施形態では、ＧｅＳｎバッファ層の格子定数は、〜０．５６５７ナノメートル（５．６５７オングストローム）と０．６００ナノメートル（６．００オングストローム）との間で調整可能である。さら
なる好適な実施形態では、続く成長には、〜５−６％のＲＢＳχｍｉｎチャネリング、〜０．５−１ｎｍのＲＭＳ粗さ、及び〜０．２度未満のＦＷＨＭを有するＸＲＤロッキングカーブを示すＳｉ上のＧｅＳｎバッファ層のみが利用される。
【００１６】
好適な一実施形態では、Ｇｅ１−ｘ−ｙＳｉｘＳｎｙ層の厚さは、〜１０ｎｍと１μｍ以下との間であり、より好適には〜１０ｎｍと５００ｎｍとの間である。さらなる好適な実施形態では、Ｇｅ１−ｘ−ｙＳｉｘＳｎｙ層の貫通欠陥の密度は、〜１０５／ｃｍ２以下である。さらなる好適な実施形態では、Ｇｅ１−ｘ−ｙＳｉｘＳｎｙ層は、ほぼ原子レベルで平坦な表面モルフォロジーを有する。さらなる好適な実施形態では、Ｇｅ１−ｘ−ｙＳｉｘＳｎｙ層の格子定数は、〜０．５４ナノメートル（５．４オングストローム）と０．６０ナノメートル（６．０オングストローム）との間で調整可能である。
【００１７】
さらなる一実施形態では、半導体基板は、テンプレート層の上方に形成された活性層をさらに含む。活性層は、
（ｉ）ＩＩＩ〜Ｖ族の層、
（ｉｉ）ＩＩ〜ＶＩ族の層、
（ｉｉｉ）ＳｉＧｅ層、及び、
（ｉｖ）Ｇｅ層から選択される層を含むか、又はその層からなる。
【００１８】
これらの活性層についてのより詳細な説明は、以下で提供する。
第２の態様では、本発明は、
（ａ）Ｓｉ基板と、
（ｂ）基板の上方に形成されたＧｅＳｎバッファ層と、
（ｃ）バッファ層の上方に形成された活性層と、からなる半導体構造を提供する。活性層は、
（ｉ）ＩＩＩ〜Ｖ族の層、及び、
（ｉｉ）ＩＩ〜ＶＩ族の層から選択される層を含む。
【００１９】
Ｓｉ基板及びＧｅＳｎバッファ層については上述において説明されている。ＩＩＩ〜Ｖ族及びＩＩ〜ＶＩ族の活性層については、以下で説明する。
第３の態様では、本発明は、
（ａ）Ｓｉ基板と、
（ｂ）基板の上方に形成されたＧｅＳｎバッファ層と、
（ｃ）バッファ層の上方に形成されたＳｉＧｅＳｎテンプレート層と、
（ｄ）バッファ層の上方に形成された活性層と、からなる半導体構造を提供する。ここで、活性層は、
（ｉ）ＩＩＩ〜Ｖ族の層、
（ｉｉ）ＩＩ〜ＶＩ族の層、
（ｉｉｉ）ＳｉＧｅ層、及び、
（ｉｖ）Ｇｅ層から選択される層を含む。
【００２０】
本発明は、詳述した本発明の第２及び第３の態様からなる半導体構造の製造を最初に実証した。この半導体構造は、例えば、マイクロ電子デバイス、光学デバイス、レーザ、及び赤外線光検出器の調製のために用いられる。
【００２１】
Ｓｉ基板及びＧｅＳｎバッファ層については、上述において説明されている。ＳｉＧｅＳｎテンプレート層は、本発明の第２及び第３の態様の半導体基板における使用に適切な任意のそうしたＳｉＧｅＳｎテンプレート層であってよいが、好適には、化学式Ｇｅ１−ｘ−ｙＳｉｘＳｎｙにおいて、ｙは〜０．０１−０．１１、かつ、ｘは〜０．１０と０．３５との間である。様々な実施形態では、ｙは、〜０．０２，０．０３，０．０４，０．
０５，０．０６，０．０７，０．０８，０．０９，０．１０，又は０．１１である。同様に、様々な実施形態では、ｘは、〜０．１１，０．１２，０．１３，０．１４，０．１５，０．１６，０．１７，０．１８，０．１９，０．２０，０．２１，０．２２，０．２３，０．２４，０．２５，０．２６，０．２７，０．２８，０．２９，０．３０，０．３１，０．３２，０．３３，又は０．３４である。
【００２２】
本発明の全ての態様の半導体構造の好適な一実施形態では、活性層の厚さは、〜１０ｎｍと１μｍとの間であり、より好適には〜５０ｎｍと５００ｎｍとの間である。さらなる好適な実施形態では、活性層の貫通欠陥の密度は、〜１０５／ｃｍ２以下である。さらなる好適な実施形態では、活性層は、ほぼ原子レベルで平坦な表面モルフォロジーを有する。さらなる好適な実施形態では、活性層の格子定数は、〜０．５４ナノメートル（５．４オングストローム）と０．６０ナノメートル（６．０オングストローム）との間で調整可能である。
【００２３】
本発明の第１、第２、及び第３の態様の各々の好適な一実施形態では、活性層はＩＩ〜ＶＩ族の層を含むか、又はＩＩ〜ＶＩ族の層からなる。このＩＩ〜ＶＩ族の層は、以下に限定されないが、ＺｎＳｅ、ＺｎＳ、ＺｎＴｅ、ＣｄＳ、ＺｎＣｄＴｅ、ＺｎＳＴｅ、ＣｄＴｅ、ＣｄＳｅ、ＺｎＣｄＭｇＳｅ、ＺｎＭｇＳＳｅ、及びＨｇＣｄＴｅから選択された合金を含む、任意のＩＩ〜ＶＩ族の層を含む。
【００２４】
本発明の第１、第２、及び第３の態様の各々のさらなる好適な一実施形態では、活性層はＩＩＩ〜Ｖ族の層を含むか、又はＩＩＩ〜Ｖ族の層からなる。このＩＩＩ〜Ｖ族の層は、（Ｉｎ，Ｇａ，Ａｌ）及び（Ｎ，Ｐ，Ａｓ，Ｓｂ）の族の任意の組合せを含んでよい。好適な一実施形態では、ＩＩＩ〜Ｖ族の層は、ＩｎＡｓ、ＧａＡｓ、ＩｎＧａＡｓ、ＡｌＡｓ、ＩｎＰ、ＧａＳｂ、ＩｎＳｂ、ＧａＡｓＳｂ、ＡｌＧａＡｓ、ＩｎＧａＡｓＳｂ、及びＩｎＧａＮＡｓＳｂから選択された合金を含有する。
【００２５】
当業者には明らかであるように、活性層は、例えば、量子井戸スタック又はヘテロ構造など、１より多くのそうした活性層を含んでよい。
好適な一実施形態では、ＩＩＩ〜Ｖ族の活性層はＩｎＧａＡｓを含むか、又はＩｎＧａＡｓからなる。ＩｎＧａＡｓ活性層がＩｎｘＧａ１−ｘにしたがう化合物を含むこと、又はＩｎｘＧａ１−ｘにしたがう化合物からなることはさらに好適である。ここで、ｘは〜０．０３から０．４０である。即ち、さらなる様々な実施形態では、ｘは、〜０．０４，０．０５，０．０６，０．０７，０．０８，０．０９，０．１０，０．１１，０．１２，０．１３，０．１４，０．１５，０．１６，０．１７，０１．８，０．１９，０．２０，０．２１，０．２２，０．２３，０．２４，０．２５，０．２６，０．２７，０．２８，０．２９，０．３０，０．３１，０．３２，０．３３，０．３４，０．３５，０．３６，０．３７，０．３８，又は０．３９である。
【００２６】
別の好適な実施形態では、ＩＩＩ〜Ｖ族の活性層はＧａＡｓ、ＡｌＧａＡｓ、若しくはその両方を含むか、又はＧａＡｓ、ＡｌＧａＡｓ、若しくはその両方からなる。さらなる好適な実施形態では、ＧａＡｓ、ＡｌＧａＡｓ、若しくはその両方の活性層は、ＡｌＧａＡｓ／ＧａＡｓ／ＡｌＧａＡｓ量子井戸スタックを含むか、又はＡｌＧａＡｓ／ＧａＡｓ／ＡｌＧａＡｓ量子井戸スタックからなる。
【００２７】
さらなる好適な実施形態では、ＩＩＩ〜Ｖ族の活性層はＧａＡｓＳｂを含むか、又はＧａＡｓＳｂからなる。ＧａＡｓＳｂ活性層がＧａＡｓ１−ｘＳｂｘ合金系を含むことはさらに好適である。ここで、ｘは〜０．０２と０．４０との間である。即ち、さらなる様々な実施形態では、ｘは、〜０．０３，０．０４，０．０５，０．０６，０．０７，０．０８，０．０９，０．１０，０．１１，０．１２，０．１３，０．１４，０．１５，０．１
６，０．１７，０１．８，０．１９，０．２０，０．２１，０．２２，０．２３，０．２４，０．２５，０．２６，０．２７，０．２８，０．２９，０．３０，０．３１，０．３２，０．３３，０．３４，０．３５，０．３６，０．３７，０．３８又は０．３９である。
【００２８】
本発明の異なる態様では、半導体構造の所望の使用に適切な任意のＳｉＧｅ層又は活性Ｇｅ層が活性層として用いられてよい。そうした活性ＳｉＧｅ及びＧｅ層は当業者には周知である。ＧｅＳｎ又はＳｉＧｅＳｎ上の引張歪みＧｅは直接バンドギャップを有し、エミッタとして、即ち、Ｓｉ技術と完全に統合された検出器として用いられる。
【００２９】
第１、第２、及び第３の実施形態のさらなる実施形態では、所望に応じて半導体構造は、以下に限定されないが、ホウ素、リン、ヒ素、及びアンチモンなどのドーパントを含有することを含む、他の特徴をさらに含んでもよい（ここで、活性層はＧｅＳｉ又はＧｅである）。半導体の活性層へのそうしたドーパントの含有は、当該技術分野において標準的な方法によって実行されてよい。さらなる実施形態では、所与の用途における所望に応じて、半導体構造は変化する量の炭素をさらに含んでもよい。半導体基板への炭素の含有は、当該技術分野において標準的な方法によって実行されてよい。炭素は、構造中のドーパント、より詳細にはホウ素において、モビリティを減少させるために用いられる。
【００３０】
本発明の第１、第２、及び第３の態様の各々の半導体構造は、ＧｅＳｎバッファ層を利用する。国際公開第０５／００１９０２号パンフレットに開示のように、Ｓｎ原子源としてのＳｎＤ４ガスの反応に基づく化学蒸着（ＣＶＤ）成長手法を用いて、デバイス品質の単結晶Ｇｅ１−ｘＳｎｘ合金が、Ｓｉ（１００）又はシリコン・オン・インシュレータなどシリコン基板上に直接的に成長される（上述のように）。この手法によって、厚膜と比較したときにも従来報告されている任意のＭＢＥ材料よりはるかに高品質のフィルムが得られる。ＧｅＳｎバッファ層を用いるこの研究では、次のことが示される。（ａ）ＧｅＳｎ層は、１μｍより薄い層の場合であっても、〜１０５ｃｍ−２程度の低い貫通欠陥密度でＳｉ上に直接的に歪みなく成長する。（ｂ）ＧｅＳｎ層は、選択成長に適合した〜２５０−３５０℃の低い温度範囲で成長し、従来の半導体加工に必要な熱安定性（組成に応じて〜７５０℃まで）を有する。（ｃ）ＧｅＳｎは、原理的には、ランダムな合金の立方構造と、〜０．５６５７ナノメートル（５．６５７オングストローム）と０．６４９１ナノメートル（６．４９１オングストローム）との間で調整可能な格子定数とを示す。これは、充分にＳｉ及びＩＩ〜ＶＩ族及びＩＩＩ〜Ｖ族の範囲内にある。Ｓｎ含有率が２０％のＧｅＳｎは、〜０．６０ナノメートル（６．０オングストローム）の格子定数を有する。（ｄ）ＧｅＳｎ層は貫通欠陥のない原子レベルで平坦な表面モルフォロジーを示すため、化合物半導体の続く成長のための理想的なプラットフォームを提供する。（ｅ）ＧｅＳｎフィルムは、高度に不整合なヘテロエピタキシー用途において課される歪み差によって生じる欠陥を吸収することが可能な緩和効果を提供する。（ｆ）このＧｅＳｎフィルムはＳｉＯ２上ではなくＳｉ上に選択的に成長する。（ｇ）フィルム表面は続く系外（ｅｘ−ｓｉｔｕ）エピタキシャル成長のために単純な化学洗浄方法によって調製される。
【００３１】
完全な格子整合に加えて、ＧｅＳｎバッファ層系は、大抵の化合物半導体に対する熱的な整合のための独特な機会も提供する。Ｓｉ及びＧｅの熱膨張率は著しく異なっており、それぞれ、２．５×１０−６Ｋ−１及び６．１×１０−６Ｋ−１である。ＩＩＩ〜Ｖ族及びＩＩ〜ＶＩ族の化合物に対する値は、この範囲内にある。格子及び熱の同時の整合による化合物半導体とＳｉとの統合の新たな手法を開発するためのＧｅＳｎの組成範囲の探索は、本発明の焦点である。そうした化合物との調整可能な熱的整合を提供し得るＳｉＧｅＳｎ三元系を得るために、低濃度のＳｉがＧｅＳｎへ組み込まれてもよい。この系の欠陥を吸収する独特な性能は、デバイス構造において１０３ｃｍ−２程度の欠陥密度を達成するための手段を提供する。対照的に、ＳｉＧｅ及びＧｅベースのバッファ層は剛直過ぎる
ので、この種の欠陥緩和を提供することはできない。
【００３２】
我々の研究では、ＧｅＳｎ合金は高延性を示し（即ち、「より柔らかい固体」であり）、それによって、より剛直な系によって課される応力差を速やかに吸収する「応力緩和部」として機能する。この概念は、図３に示す例において明らかに実証されている。図３では、Ｓｉ（１００）上に成長された高度に不整合な新たに合成されたＳｉＧｅＳｎ／ＧｅＳｎヘテロ構造の鮮明なデバイス構造の顕微鏡写真を示す。単相のＳｉｘＳｎｙＧｅ１−ｘ−ｙ合金は、気体化合物ＳｉＨ３ＧｅＨ３（又はＧｅＨ３ＳｉＨ２ＧｅＨ３）とＳｎＤ４とのＵＨＶ−ＣＶＤ反応を介して、ＧｅＳｎバッファ層上に慣例手順によって成長され、バルクＧｅの格子定数より小さい又は大きい格子定数を有する。図３の２つの層の格子定数は、それぞれ０．５５８ナノメートル（５．５８オングストローム）及び０．５７１ナノメートル（５．７１オングストローム）であり、ＳｉＧｅＳｎのせん断弾性率は、Ｓｉ含有率が１８％であるため、ＧｅＳｎより高かった。
【００３３】
なお、ＳｉＧｅＳｎの上層は、ほぼ欠陥がないが、下にあるＧｅＳｎバッファ層は、層全体を通じて広がる有意なレベルの欠陥を含む。図３に示すように、ＧｅＳｎ層における欠陥の存在は、Ｓｉ上に「成長した」同じＧｅＳｎ材料にほぼ貫通欠陥がないため、予想外である。唯一の妥当な説明は、ヘテロ構造の２つの層とＳｉ基板との間の格子不整合による大きな応力差によって、ＳｉＧｅＳｎ／ＧｅＳｎ／Ｓｉの場合に欠陥が生成されるということである。実際、図３に矢印によって示すように、これらの欠陥のうちの幾つかは、ＳｉＧｅＳｎ／ＧｅＳｎ界面から生じ、ＧｅＳｎバッファ層の中へと下方に広がる傾向を示すように見える。この結果は、不整合なオーバレイヤによる応力を緩和する潜在的に独特な性能をＧｅＳｎバッファ層が有することを示唆している。上述のバッファ層におけるＳｎ含有率は、わずかに０．０２であった。第１原理の熱可塑性シミュレーションは、バッファ層のＳｎ含有率の増大にしたがって、体積弾性率が減少することを示している。したがって、ＧｅＳｎ層の性能は、さらに高い密度の欠陥を吸収するように強化される。これは、格子パラメータがより大きく、立方格子がより柔らかい高Ｓｎ含有率のバッファ層には特に重要であり、それによって、広範囲の不整合なヘテロエピタキシー系がＳｉと統合されることが可能となり得る。格子パラメータがより大きく立方格子がより柔らかいことによって、広範囲の不整合なヘテロエピタキシー系をＳｉと統合することを可能とするＳｎ含有率の高いバッファ層には、このことは特に重要である。
【００３４】
図３に示すヘテロ構造の非常に重要な特徴は、ＳｉＧｅＳｎオーバレイヤにおける高い品質である。この層のモルフォロジーは完全に平坦であり、ＳｉＧｅＳｎ系それ自体がＳｉ上での統合される成長における理想的なテンプレートとして機能することができることを示唆している。これらの材料はより容易に生成し、より大きな熱安定性を示し、また大抵の場合には、そのＧｅ１−ｘＳｎｘ対応物より優れた結晶性を示す。従来のＧｅ１−ｘＳｎｘフィルムの実証と組み合わされると、新たな三元系はＩＶ族合金における格子及び熱の工学に従来にはない柔軟性を提供する。したがって、次の理由のため、これらの材料はＩＩＩ〜Ｖ族及びＩＩ−ＩＶ族の化合物の続く成長における潜在的に優れたテンプレートとして機能することが可能である：１．Ｇｅ１−ｘＳｎｘへＳｉを組み込むことによって、ＩＩＩ〜Ｖ族及びＩＩ−ＩＶ族の系のより良好な熱的な整合を可能とする。２．結晶性の改良及び貫通欠陥密度（〜１０５／ｃｍ２）の低減。３．Ｇｅ１−ｘＳｎｘと比較して高い熱安定性。
【００３５】
本発明のバッファ／テンプレート層は、図１に示すように広範囲の調整可能な格子パラメータを有し、優れたミクロ構造の品質を示すとともに、本発明のバッファ／テンプレート層を従来のＳｉ  ＣＭＯＳ加工に適合する条件における続く化合物半導体の成長のためのテンプレートの完全な候補とする独特なモルフォロジー特性及び物性を示す。
【００３６】
我々は、Ｓｉが１０〜３２％、Ｓｎが１．０〜１１．０％の範囲の組成と、ＩＩ〜ＩＶ族の統合に適切であり得る格子寸法とを用いて、多数のデバイス品質のＳｉＧｅＳｎ試料を成長させた。我々は、ＳｉＧｅＳｎ／ＧｅＳｎヘテロ構造のフィルム厚及び格子定数に応じて、歪み（引張）や緩和、また格子整合したＳｉＧｅＳｎフィルムをＧｅＳｎバッファ層上に得た。図４には、平滑、鮮明であり、欠陥のない界面を含む、高度に整合したミクロ構造を有する格子整合した系のＴＥＭ顕微鏡写真を示す。これらの系のＸＴＥＭ研究では、貫通欠陥をほとんど示すことのない、一様で、かつ、非常に平坦なＧｅＳｉＳｎフィルムが常に示される。ＳｉＧｅＳｎ／ＧｅＳｎヘテロ構造の結晶構造、元素分布、モルフォロジー及び結合特性は、ナノスケールＥＥＬＳを含むＴＥＭ、高解像度ＸＲＤ、ＡＦＭ、及びラマン分光法によって、充分に特性評価されている。全体的に、これらの手法では、原子レベルで平滑な表面及び単結晶の単相構造を有する、完全にエピタキシャル、一様で、かつ、高度に整合した層が示される。
【００３７】
本明細書に記載のＳｉ−Ｇｅ−Ｓｎ系は、理論的には０．５４ナノメートル（５．４オングストローム）からほぼ０．６５ナノメートル（６．５オングストローム）までの格子定数に渡ることが可能な、格子及び熱の工学には従来ない柔軟性を提供し、２．５〜６．１×１０−６Ｋ−１の範囲で熱膨張率を独立に調整することを可能とする。したがって、対象のＩＩＩ〜Ｖ族及びＩＩ〜ＶＩ族の化合物に対し、格子及び熱的に、同時に完全に整合することが可能である。本明細書の結果は、既存の技術を超える有意な利点、特に顕著には、貫通欠陥密度が１桁小さいこと、不整合や場合によっては熱応力を緩和する性能、及び調製の容易さを示す。
【００３８】
実施例１：ＧｅＳｎ表面の調整及びＳｉ統合の例
ＧｅＳｎバッファ層表面は続く系外エピタキシャル成長のために極めて単純な化学洗浄方法によって調製される。これは、Ｓｉとの統合用の汎用的なテンプレートとしてのこれらの材料の利用可能性をさらに示す、必須の作動工程である。所望の厚さ及びＳｎ濃度を有するＧｅＳｎフィルムは、公称寸法２．５×３．０ｃｍ２でＳｉ基板上に成長される。典型的な１回の蒸着実験では、４〜１０のウエハのバッチが製造される。我々は、慣例的には、ＲＢＳ（ラザフォード後方散乱分光法）、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）、及びＸ線回折を用いて、各バッチから無作為に選択した幾つかの試料を特性評価し、フィルムの品質を評価する。ＲＢＳイオンチャネリングは、層の厚みを通じて広がる貫通転位の存在を定性的に測定するために用いられる。大抵の試料では、結晶化度の指標である、整合ピーク高さ対ランダムピーク高さ（χｍｉｎ）の比は、界面の１０％から表面の５％へと減少し、フィルムの厚さを通じた転位密度の減少を示す。５％の値は完全なＳｉ結晶の実用限界である〜３％に近づき、大抵の欠陥が界面に集中していることを示すが、フィルムの上部には、ほぼ欠陥は存在しない（高解像度ＸＴＥＭ（断面透過型電子顕微鏡）によって確認されるように）。１０６／ｃｍ２の値に近付く欠陥レベルを得るには、５０ｎｍの最小フィルム厚が必要である。続く成長には、〜５−６％のＲＢＳχｍｉｎチャネリング、１ｎｍ未満のＲＭＳ粗さ、及び〜０．２度未満のＦＷＨＭを有するＸＲＤロッキングカーブを示す試料のみが利用される。（００４）ロッキングカーブのＦＷＨＭ（半値幅）の劇的な低減によって証拠付けられるように、成長後のアニーリング工程によって、貫通欠陥の濃度はさらに低減され、結晶のモザイクが改良される。この工程は、Ｓｉ上で適切なテンプレート成長を得るためには好適である。
【００３９】
特性評価されるテンプレートは、アセトン、イソプロパノール及びメタノールの超音波浴中で洗浄されてから、成長チャンバ中に置かれ、圧力が基準値５×１０−１０Ｔｏｒｒに到達するまで３５０℃で脱気される。基板の表面モルフォロジー及び構造は、５０ｅＶまでで動作する低エネルギー電子顕微鏡を用いるＬＥＥＤ（低エネルギー電子線回折）及びＬＥＥＭ（低エネルギー電子顕微鏡）によって検査される。ＬＥＥＭの画像では、層表面の位相差が一様であることが示されており、これは１５μｍの視野における非常に平坦
な表面モルフォロジーを示している。この試料の対応するＬＥＥＤ画像では、鮮明かつ明確な（１×１）回折パターンが示されており、表面再構成が充分に規則的であって、不純物の存在しないことを示している。ＬＥＥＤは、浸入深度が１ナノメートル（１０オングストローム）と低いため、化学的な表面の不純物の存在に特に影響を受けやすい。また、Ｓｎの濃度が５％以上のＧｅＳｎ試料は、任意の残る表面の不純物を除去するため、８００℃で〜２秒の短期間、フラッシュされる。試料をフラッシュすることによって、バルク材料が劣化することなく、表面のモルフォロジー及び構造が改良される。
【００４０】
実施例２：Ｓｉ−Ｇｅ−Ｓｎバッファ層によるＳｉ上のＩＩＩ〜Ｖ族材料の成長の例：ＧａＡｓ，ＡｌＧａＡｓ，ＧａＡｓＳｂ，ＩｎＧａＡｓ
半導体とＳｉとの統合用のバッファ層としてのＧｅＳｎフィルムの適用可能性の実証として、我々は、ＧｅＳｎ／Ｓｉ基板上のＩＩＩ〜Ｖ族化合物の直接的な成長を調査した。我々は、ほぼ格子整合したＧｅＳｎ（ａ＝０．５６７ナノメートル（５．６７オングストローム））バッファ層上に、純粋なＧａＡｓ（ａ＝０．５６５ナノメートル（５．６５オングストローム））層やＡｌＧａＡｓ／ＧａＡｓ量子井戸構造を成長させた。比較のため、同時に我々は、ホモエピタキシーによりＧａＡｓ基板上に同じ材料を成長させた。両方の場合において、我々は、ＸＴＥＭ、ＡＦＭ、フォトルミネッセンス（ＰＬ）、及び高解像度ＸＲＤによって、フィルムの構造、モルフォロジー、及び光学特性を決定した。我々は、ＧａＡｓ基板上に成長されたフィルムの品質（ＰＬピーク位置を含む）が、ＧｅＳｎ／Ｓｉバッファ層上に成長されたフィルムの品質に匹敵することを発見した。これは、この場合、我々の方法が機能し、我々の手法が化合物半導体とＳｉとの統合の簡便、かつ、低コストな経路を提示し得ることを示している。
【００４１】
成長はＭＢＥによって行った。上述のように、Ｓｉ（１００）上のＧｅＳｎバッファ層が調製され、使用に先立って、系外で特性評価された。試料はＭＢＥチャンバ中で６００℃まで加熱され、（１００）表面の構造はＲＨＥＥＤによって監視された。データを図５に示す。図５では、３５０、５５０、６００℃で得られる一連のＲＨＥＥＤパターを示す（それぞれ左、中央、右のパネル）。結果は、３５０℃でＧｅＳｎ表面が再構成され得ることを示している。温度が６００℃まで上昇すると、最大回折が充分に鮮明となることが観察されており、フィルム表面は平坦であり、結晶学的に規則的であるため、続くエピタキシャル成長のために完全に調製されていることを示す。
【００４２】
ＩＩＩ〜Ｖ族の層は６００℃で成長された。Ｓｉ／ＧｅＳｎ及びＧａＡｓ基板の両方の上で成長されたフィルムの表面モルフォロジーは平坦であり、ＡＦＭ  ＲＭＳ値は、〜１ｎｍである。ＧｅＳｎバッファ層上で成長されたフィルムの結晶性は、図６に示すように、非常に高品質である。ミクロ構造は完全にエピタキシャルであり、様々な層の間に、鮮明で欠陥のない界面を示す。図７には、Ｇｅ０．９８Ｓｎ０．０２／ＧａＡｓ／ＡｌＧａＡｓ／ＧａＡｓ（量子井戸）／ＡｌＧａＡｓヘテロ構造を含む量子井戸スタック用のＧａＡｓ／Ｇｅ０．９８Ｓｎ０．０２界面の高解像度ＸＴＥＭ顕微鏡写真を示す。界面は完全に整合しており、欠陥がなく、汚染物質の徴候もなく、実際に我々の系外調製方法が完全に清浄な成長表面を生成したことを示している。また、図７には、同じ試料のＰＬスペクトルも示す。
【００４３】
実施例１，２の参照文献
１．Ｍ．Ｂａｕｅｒ、Ｊ．Ｔａｒａｃｉ、Ｊ．Ｔｏｌｌｅ  Ａ．Ｖ．Ｇ  Ｃｈｉｚｍｅｓｈｙａ、Ｓ．Ｚｏｌｌｎｅｒ、Ｊ．Ｍｅｎｅｎｄｅｚ，Ｄ．Ｊ．Ｓｍｉｔｈ、及びＪ．Ｋｏｕｖｅｔａｋｉｓ、「Ｇｅ１−ｘＳｎｘ半導体のバンドギャップ及び格子工学（Ｇｅ１−ｘＳｎｘ  ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒｓ  ｆｏｒ  ｂａｎｄｇａｐ  ａｎｄ  ｌａｔｔｉｃｅ  ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ）」、Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ、２００２年、第８１巻、ｐ．２９９２〜２９９４。
２．Ａ．Ｖ．Ｇ  Ｃｈｉｚｍｅｓｈｙａ、Ｍ．Ｂａｕｅｒ、及びＪ．Ｋｏｕｖｅｔａｋｉｓ、「Ｇｅ１−ｘＳｎｘ系におけるベガードの法則からの乖離に関する実験的、理論的研究（Ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌ  ａｎｄ  ｔｈｅｏｒｅｔｉｃａｌ  ｓｔｕｄｙ  ｏｆ  ｄｅｖｉａｔｉｏｎｓ  ｆｒｏｍ  Ｖｅｇａｒｄｓ  Ｌａｗ  ｉｎ  ｔｈｅ  Ｇｅ１−ｘＳｎｘ  ｓｙｓｔｅｍ）」、Ｃｈｅｍ．ｏｆ  Ｍａｔｌｓ．、２００３年、第１５巻，ｐ．２５１１−２５１９。
３．Ｍ．Ｂａｕｅｒ、Ｃｏｌｅ  Ｒｉｔｔｅｒ、Ｐｅｔｅｒ  Ｃｒｏｚｉｅｒ、Ｊ．Ｍｅｎｅｎｄｅｚ、Ｊｉｅ  Ｒｅｎ、及びＪ．Ｋｏｕｖｅｔａｋｉｓ、「ＳｎｘＧｅ１−ｘバッファ層によるＳｉ（１００）の三元系Ｓｉ−Ｇｅ−Ｓｎ半導体の合成（Ｓｙｎｔｈｅｓｉｓ  ｏｆ  ｔｅｒｎａｒｙ  Ｓｉ−Ｇｅ−Ｓｎ  ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒｓ  ｏｎ
Ｓｉ（１００）  ｖｉａ  ＳｎｘＧｅ１−ｘ  ｂｕｆｆｅｒ  ｌａｙｅｒｓ）」、Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ、２００３年、第８３巻、第９号、ｐ．２１６〜２１６５。
４．Ｍ．Ｂａｕｅｒ、Ｐｅｔｅｒ  Ｃｒｏｚｉｅｒ、Ａ．Ｖ．Ｇ  Ｃｈｉｚｍｅｓｈｙａ、Ｊ．Ｄ．Ｓｍｉｔｈ、及びＪ．Ｋｏｕｖｅｔａｋｉｓ、「Ｓｉベースのオプトエレクトロニクス技術における材料超構造化ＧｅＳｎ（ＧｅＳｎ  ｓｕｐｅｒｓｔｒｕｃｔｕｒｅｄ  ｍａｔｅｒｉａｌｓ  ｆｏｒ  Ｓｉ−ｂａｓｅｄ  ｏｐｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃ  ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ）」、Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ、２００３年、第８３巻、ｐ．３４８９〜３４９１。
５．Ｐ．Ａｅｌｌａ、Ｃ．Ｃｏｏｋ、Ｊ．Ｔｏｌｌｅ、Ｓ．Ｚｏｌｌｎｅｒ、Ａ．Ｖ．Ｇ．Ｃｈｉｚｍｅｓｈｙａ、及びＪ．Ｋｏｕｖｅｔａｋｉｓ、「ＳｎｘＳｉｙＧｅ１−ｘ−ｙ合金の構造及び光学的性質（Ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ  ａｎｄ  ｏｐｔｉｃａｌ  ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ  ｏｆ  ＳｎｘＳｉｙＧｅ１−ｘ−ｙ  ａｌｌｏｙｓ）」、Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ、２００４年、第８４巻、ｐ．８８８〜８９０。
６．Ｒ．Ｒｏｕｃｋａ、Ｊ．Ｔｏｌｌｅ、Ｃ．Ｃｏｏｋ、Ａ．Ｖ．Ｇ．  Ｃｈｉｚｍｅｓｈｙａ、、Ｊ．Ｋｏｕｖｅｔａｋｉｓ、Ｖ．Ｄ’Ｃｏｓｔａ、Ｊ．Ｍｅｎｅｎｄｅｚ、Ｚ．Ｄ．Ｃｈｅｎ、及びＳ．Ｚｏｌｌｎｅｒ、「Ｇｅ１−ｘＳｎｘ合金に基づく多目的バッファ層アーキテクチャ（Ｖｅｒｓａｔｉｌｅ  ｂｕｆｆｅｒ  ｌａｙｅｒ  ａｒｃｈｉｔｅｃｔｕｒｅｓ  ｂａｓｅｄ  ｏｎ  Ｇｅ１−ｘＳｎｘ  ａｌｌｏｙｓ）」、Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ、２００５年、第８６巻、第１９号、ｐ．１９１９１２〜１９１９１４。
７．Ｇ．Ｈｅ及びＨ．Ａｔｗａｔｅｒ、「イオン補助分子線エピタキシーによるエピタキシャルＳｎｘＧｅ１−ｘ合金フィルムの合成（Ｓｙｎｔｈｅｓｉｓ  ｏｆ  ｅｐｉｔａｘｉａｌ  ＳｎｘＧｅ１−ｘ  ａｌｌｏｙ  ｆｉｌｍｓ  ｂｙ  ｉｏｎ−ａｓｓｉｓｔｅｄ
ｍｏｌｅｃｕｌａｒ  ｂｅａｍ  ｅｐｉｔａｘｙ）」、Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ、１９９６年、第６８巻、第５号、ｐ．６６４〜６６６。
【００４４】
実施例３：格子の設計されたＧｅＳｎバッファ層によるＩｎＧａＡｓ及びＧａＡｓＳｂとＳｉとの統合
概要
ほぼ１．２５μｍ〜１．５６μｍの通信波長範囲において動作する垂直共振器面発光レーザ（ＶＣＳＥＬ）など、半導体レーザダイオードは、低コストの光学通信システム及びデータリンクにとって望ましい。これらのデバイスの実現によって、数ｋｍの距離を通じてのみ動作する「ＦＴＴＨ（ｆｉｂｅｒ  ｔｏ  ｔｈｅ  ｈｏｍｅ）」などのデジタル通信用途が可能となり得る。
【００４５】
さらに、長波長レーザには低い動作電圧が必要であり、動作電圧を低下させ、より高い集積密度を得ることに向かう傾向にあるモノリシックＳｉベースの回路との統合において、それらを魅力的なものとしている。
【００４６】
従来、リン化インジウム（ＩｎＰ）は、エッジ発光レーザにおける基板の選択肢であっ
た。しかしながら、ＩｎＰ材料系は、この基板上に形成されたデバイスの性能に影響を与えることがあるという制限を有する。信頼性及び再現性を確保するとともにＩｎＰ／ＩｎＧａＡｓＰ材料系の制限を克服するために、特に、ＧａＡｓベースの技術は一般にＩｎＰの技術より高度であるので、ＧａＡｓに基づく代替の構造を開発することの関心が存在する。ＧａＡｓには、基板コストがより低くデバイス性能の改良の可能性があるという点で、利点が存在する。しかしながら、長波長（ほぼ１．３μｍ〜１．６μｍ）の光電子デバイスに適切なバンドギャップを有するＧａＡｓ上で成長可能な材料を見出すことは容易ではない。
【００４７】
ＧａＡｓには、基板コストがより低く、結晶成長技術がより単純で、反射率鏡の反射率がより高いという点で有意な利点が存在し得るが、ＧａＡｓ上に高光学品質の活性材料を成長させる問題は、多くの研究者が多くの手法による取り組みを試みてきた問題である。
【００４８】
研究された材料には、三元系のＩｎＧａＡｓ及びＧａＡｓＳｂや、ＩｎＧａＮＡｓ及びＩｎＧａＮＡｓＳｂの形態の「薄い窒化物（ｄｉｌｕｔｅ  ｎｉｔｒｉｄｅｓ）」が含まれる。
【００４９】
ＧａＡｓ上のＩｎＧａＡｓの成長に関する問題は、両材料間の格子の不整合による高い応力である。この結果、ほぼ１．２μｍを超えるＩｎＧａＡｓレーザを製造することは困難である。この波長を超えると、材料の利得が急速に減少する。それにもかかわらず、１．３μｍ近くのレーザ発光特性を有する材料が報告されたが、その性能は実用には適切でないことが分かった。高歪みのエピタキシャル成長では、その限界厚未満であっても、層は平滑に成長しない。層は、表面の粗さ、しわや、或いは量子ドットの形態の島部の形成さえ示すことがある。
【００５０】
レーザ用の１つの代替の構造は、ＧａＡｓＳｂ量子井戸に基づく。これらのデバイスも歪みの問題に直面するが、ＧａＡｓ基板上で仮像的に（ｐｓｅｕｄｏｍｏｒｐｈｉｃａｌｌｙ）成長されたとき、１．３μｍ近くの波長でのそれらの光学利得性能はＩｎＧａＡｓの性能より優れている。しかしながら、この材料系の１つの不利は、アンチモン化合物構造の価電子帯オフセットが、通常、ＩｎＧａＡｓ構造のものよりもはるかに大きく、成長可能な量子井戸の数、したがって利用可能な利得を制限することである。
【００５１】
これらの理由のため、通常、通信波長レーザは、アンチモン化合物ベースの活性材料ではなくＩｎＧａＡｓ活性材料を用いて、ＩｎＰ上で成長される。
シリコン基板上のＳｉ−Ｇｅ−Ｓｎバッファの格子定数を調整する性能は、仮像の材料の続く成長のために、ＧａＡｓの格子定数より大きな格子定数が達成されることを可能とし得る。増大した格子定数によって、より高いインジウム含有率のＩｎＧａＡｓ層を成長させることが可能となり、ＧａＡｓ上で成長された同様の構造と比較したとき、充分に性能の改良された通信波長動作を可能とし得る。そうしたデバイス（通常ＩｎＧａＡｌＡｓ材料に基づく）によって必要とされるさらなる層（導波層、クラッド層、接触層など）も、高品質で成長させることが可能である。
【００５２】
ＧａＡｓ１−ｘＳｂｘ系
ＧａＡｓ１−ｘＳｂｘ合金系は、広範囲の格子パラメータや、ＧａＳｂ（０．６０９６ナノメートル（６．０９６オングストローム）、０．７２６ｅＶ）と、ＧａＡｓ（０．５６５ナノメートル（５．６５オングストローム）、１．４３ｅＶ）との間の直接的なバンドギャップをカバーしている。また、この系は、ｘ＝０．３５〜０．４８に相当する１．３〜１．５５のμｍの間の通信波長範囲を含む。これに加えて、高い電子移動度によって、ＧａＡｓ１−ｘＳｂｘは、光電子用途において非常に魅力的な材料となる。緩和ＧａＡｓ０．５０Ｓｂ０．５０の成長は格子整合したＩｎＰ基板上で行われ得る。不整合のＧａ
Ａｓ１−ｘＳｂｘ合金は、高度に不整合なＧａＡｓ及びＩｎＰウエハ上の歪み層として成長される［１］か、或いは厚さによる転位によって歪みが取り除かれ、段階的な組成のフィルムとして成長される［２］。
【００５３】
ＧａＡｓ１−ｘＳｂｘ三元合金に基づく最近の研究は、主として次のデバイス構造に集中している。（１）３００ＧＨｚで動作するＩｎＰ基板の上でＭＢＥ及びＭＯＣＶＤによって成長させられたデュアルヘテロ構造バイポーラトランジスタ（ＤＨＢＴ）［３］。（２）１．３μｍで動作するタイプＩＩのＧａＡｓＳｂ／ＩｎＧａＡｓ  ＱＷに基づく垂直共振器面発光レーザ（ＶＣＳＥＬ）［４］。ＧａＡｓＳｂ／ＧａＡｓ  ＶＣＥＳＬは、その電気特性のため、ＡｌＧａＡｓ／ＧａＡｓに対する現在の新たな代替である［５］。（３）１．５５μｍでの用途用の格子整合したＧａＡｓ０．５０Ｓｂ０．５０／ＩｎＰフォトダイオード［６］。（４）１．３μｍでの量子効率が５４％である、空胴共振器によって強化されたｐｉｎフォトダイオード［７］。
【００５４】
参照文献：
［１］Ｐｒｉｓｔｏｖｓｅｋ  Ｍ．、Ｚｏｒｎ  Ｍ．、Ｚｅｉｍｅｒ  Ｕ．、Ｗｅｙｅｒｓ  Ｍ．、「ＭＯＶＰＥによるＧａＡｓ（００１）上の歪みＧａＡｓＳｂ層の成長（Ｇｒｏｗｔｈ  ｏｆ  ｓｔｒａｉｎｅｄ  ＧａＡｓＳｂ  ｌａｙｅｒｓ  ｏｎ  ＧａＡｓ  （００１）  ｂｙ  ＭＯＶＰＥ）」、Ｊｏｕｒｎａｌ  ｏｆ  Ｃｒｙｓｔａｌ  Ｇｒｏｗｔｈ  ２００５年、第２７６巻、第３−４号、ｐ．３４７−３５３。
［２］Ｗｏｓｉｎｓｋｉ  Ａ．、Ｍａｋｏｓａ  Ａ．、Ｆｉｇｉｅｌｓｋｉ  Ｔ．、Ｒａｃｚｙｎｓｋａ、「不整合転位によってＧａＡｓＳｂ／ＧａＡｓヘテロ構造に生じる深いレベル（Ｄｅｅｐ  ｌｅｖｅｌｓ  ｃａｕｓｅｄ  ｂｙ  ｍｉｓｆｉｔ  ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓ  ｉｎ  ＧａＡｓＳｂ／ＧａＡｓ  ｈｅｔｅｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ）」、Ｊ．，Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．第６７巻、第８号、ｐ．１１３１−１１３３（１９９５）。
［３］Ｄｖｏｒａｋ  Ｍ．Ｗ．、Ｂｏｌｏｇｎｅｓｉ  Ｃ．Ｒ．、Ｐｉｔｔｓ  Ｏ．Ｊ．、Ｗａｔｋｉｎｓ  Ｓ．Ｐ、「電流性能が高くＢＶＣＥＯ＜６Ｖである３００ＧＨｚ  ＩｎＰ／ＧａＡｓＳｂ／ＩｎＰダブルＨＢＴ（３００  ＧＨｚ  ＩｎＰ／ＧａＡｓＳｂ／ＩｎＰ  ｄｏｕｂｌｅ  ＨＢＴｓ  ｗｉｔｈ  ｈｉｇｈ  ｃｕｒｒｅｎｔ  ｃａｐａｂｉｌｉｔｙ  ａｎｄ  ＢＶＣＥＯ  ＜  ６  Ｖ）」、ＩＥＥＥ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｄｅｖｉｃｅ  Ｌｅｔｔｅｒｓ、２００１年、第２２巻、第８号、ｐ．３６１−３６３。
［４］Ｒｙｕ  Ｓａｎｇ−Ｗａｎ、Ｄａｐｋｕｓ  Ｐ．Ｄ．、「ＩＩ型ＧａＡｓＳｂ／ＩｎＧａＡｓ  ＱＷの伝導性バンドオフセットの光学特性評価及び決定（Ｏｐｔｉｃａｌ  ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ  ａｎｄ  ｄｅｔｅｒｍｉｎａｔｉｏｎ  ｏｆ  ｃｏｎｄｕｃｔｉｏｎ  ｂａｎｄ  ｏｆｆｓｅｔ  ｏｆ  ｔｙｐｅ−ＩＩ  ＧａＡｓＳｂ／ＩｎＧａＡｓ  ＱＷ）」、Ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒ  Ｓｃｉｅｎｃｅ  ａｎｄ  Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ、２００４年、第１９巻、第１２号、ｐ．１３６９−１３７２。
［５］Ｄｏｗｄ  Ｐ．、Ｊｏｈｎｓｏｎ  Ｓ．Ｒ．、Ｆｅｌｄ  Ｓ．Ａ．、Ａｄａｍｃｙｋ  Ｍ．Ｃｈａｐａｒｒｏ  Ｓ．Ａ．、Ｊｏｓｅｐｈ  Ｊ．、Ｈｉｌｇｅｒｓ  Ｋ．、Ｈｏｒｎｉｎｇ  Ｍ．Ｐ．、Ｓｈｉｒａｌａｇｉ  Ｋ．、Ｚｈａｎｇ  Ｙ．−Ｈ．、「通信用途におけるＧａＡｓ基板上の長波長ＧａＡｓＰ／ＧａＡｓ／ＧａＡｓＳｂ  ＶＣＳＥＬ（Ｌｏｎｇ  ｗａｖｅｌｅｎｇｔｈ  ＧａＡｓＰ／ＧａＡｓ／ＧａＡｓＳｂ  ＶＣＳＥＬｓ  ｏｎ  ＧａＡｓ  ｓｕｂｓｔｒａｔｅｓ  ｆｏｒ  ｃｏｍｍｕｎｉｃａｔｉｏｎｓ  ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ）」、Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ  Ｌｅｔｔｅｒｓ、２００３年、第３９巻、第１３号，ｐ．９８７−９８８。
［６］Ｌｉｇｕａｎｇ  Ｚｈｅｎｇ、Ｘｉｏｎｇ  Ｚｈａｎｇ、Ｙｕｐｉｎｇ  Ｚｅｎｇ、Ｓ．Ｒ．Ｔａｔａｖａｒｔｉ、Ｓ．Ｐ．Ｗａｔｋｉｎｓ、Ｃ．Ｒ．Ｂｏｌｏｇｎｅｓｉ、Ｓｔｅｐｈａｎｅ  Ｄｅｍｉｇｕｅｌ、及びＪ．Ｃ．Ｃａｍｐｂｅｌｌ、「キャリアフォトダイオードを一方に移動する高速の交互配列ＧａＡｓＳｂ−ＩｎＰの実演（Ｄｅｍｏ
ｎｓｔｒａｔｉｏｎ  ｏｆ  Ｈｉｇｈ−Ｓｐｅｅｄ  Ｓｔａｇｇｅｒｅｄ  Ｌｉｎｅｕｐ
ＧａＡｓＳｂ−ＩｎＰ  Ｕｎｉｔｒａｖｅｌｉｎｇ  Ｃａｒｒｉｅｒ  Ｐｈｏｔｏｄｉｏｄｅｓ）」、ＩＥＥＥ  Ｐｈｏｔｏｎｉｃｓ  Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ  Ｌｅｔｔｅｒｓ、２００５年、第１７巻、第３号、ｐ．６５１。
［７］Ｘｉａｏｇｕａｎｇ  Ｓｕｎ、Ｓｈｕｌｉｎｇ  Ｗａｎｇ、Ｈｓｕ  Ｊ．Ｓ．、Ｓｉｄｈｕ  Ｒ．、Ｚｈｅｎｇ  Ｘ．Ｇ．、Ｘｉａｏｗｅｉ  Ｌｉ、Ｃａｍｐｂｅｌｌ  Ｊ．Ｃ．、Ｈｏｌｍｅｓ  Ａ．Ｌ．Ｊｒ．、「ＧａＡｓＳｂ：ＧａＡｓ基板上の近赤外線光検出器用の新規材料（ＧａＡｓＳｂ：  ａ  ｎｏｖｅｌ  ｍａｔｅｒｉａｌ  ｆｏｒ  ｎｅａｒ  ｉｎｆｒａｒｅｄ  ｐｈｏｔｏｄｅｔｅｃｔｏｒｓ  ｏｎ  ＧａＡｓ  ｓｕｂｓｔｒａｔｅｓ）」、Ｓｅｌｅｃｔｅｄ  Ｔｏｐｉｃｓ  ｉｎ  Ｑｕａｎｔｕｍ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ、ＩＥＥＥ  Ｊｏｕｒｎａｌ、２００２年、第８巻、第４号ｐ．８１７−８２２  （２００２）。
【００５５】
Ｓｉ電子部品とのモノリシックな統合のためのＳｉ基板上のＧａＡｓＳｂの成長は、合金と基板との間の大きな格子及び熱的な不整合のため、研究における未探索領域であると考えられる。我々は、最近、Ｇｅ−Ｓｎバッファ層手法を用いて、Ｓｉ（１００）基板上に格子整合した緩和ＧａＡｓ１−ｘＳｂｘフィルムを最初に成長させた。ｘが０．１８までのエピ層が、ｘ＝０〜０．０７のＧｅ１−ｘＳｎｘ上に成長された。加えて、我々は、通信波長をカバーする、より高い濃度の不整合のＧａＡｓ１−ｘＳｂｘ系を得た。
【００５６】
ＩｎＧａＡｓの実験
この研究では、我々は広い範囲で変更可能かつ制御可能な組成を有する、ＩｎｘＧａ１−ｘＡｓ合金の成長に新規な方法を適用した。格子整合した、完全歪み（引張、圧縮）、かつ、応力なしのＩｎｘＧａ１−ｘＡｓフィルムが、ｘ＝０〜０．０８のＧｅ１−ｘＳｎｘ上に成長される。この範囲は、ＧａＡｓ（０．５６５ナノメートル（５．６５オングストローム））とＩｎＰ（〜０．５８３ナノメートル（５．８３オングストローム））との間の格子パラメータをカバーし、原理的には、Ｉｎ含有率がｘ＝０．４５までの広い範囲のＩｎｘＧａ１−ｘＡｓ組成物を格子整合させるために用いられる。
【００５７】
この研究において用いられるバッファ層は、ＲＣＡ洗浄したＳｉ（１００）基板を用いて、気体のジゲルマンＧｅ２Ｈ６と全重水素化したスタンナンＳｎＤ４との反応によって、ホットウォールＵＨＶ−ＣＶＤ反応装置において系外で成長させた。適切な濃度の反応物は最初に気相で結合され、水素によって希釈されて、均一な混合物を生成し、反応器の中へのマスフローを均一にする。別記のように、キャリアガスとして大過剰の水素を用いた。成長後、バッファ層は、組成及び厚さを決定するためにランダムＲＢＳによって、またエピタキシャル整合の程度を評価するためにイオンチャネリングブロック実験によって、徹底的に検査された。次いで、高解像度ＸＲＤを用いて、立方構造の平面格子パラメータ（ａ）を正確に測定した。続く成長には、ｘ＝０．０２〜０．０８で、０．５６６〜０．５７３ナノメートル（５．６６〜５．７３オングストローム）の格子パラメータに相当するＧｅ１−ｘＳｎｘバッファ層を用いた。成長に先立って、Ｇｅ１−ｘＳｎｘフィルムを窒素下で１５分間、５５０℃でインシツ（ｉｎ  ｓｉｔｕ）アニーリングした。これによって層のミクロ構造がさらに改良され、全体的な欠陥濃度は大幅に低減されて、基板に関して完全な緩和が保証される。アニーリングされたフィルムのＸＲＤデータでは、横粒径の３倍の増大と、付随してモザイク広がりの減少とが明らかとなった。ＸＴＥＭ観察によって、結晶性の充分な改良が確認された。ＡＦＭ  ＲＭＳ粗さは０．５〜０．７ｎｍであり、ほぼ原子レベルで平坦なバッファ層の表面を示していた。
【００５８】
ＩｎＧａＡｓ半導体のエピタキシャル成長用のバッファ層としてのＧｅ１−ｘＳｎｘフィルムの利用可能性を評価するために、我々は、この材料の商業生産において通常利用されている従来の経路を用いた。誘導加熱したモリブデンブロックサセプタを用いて、水平
の低圧のコールドウォール反応装置において、ＩｎＧａＡｓフィルムを成長させた。ＩｎＧａＡｓフィルムの成長には、合成及び精製したばかりのＭＯＣＶＤ前駆体Ｇａ（ＣＨ３）３（トリメチルガリウム、ＴＭＧａ）、Ｉｎ（ＣＨ３）３（トリメチルインジウム、ＴＭＩｎ）及びＡｓＨ３（アルシン）を用いた。Ｇａ（ＣＨ３）３及びＡｓＨ３と水素とのストック混合物を、１：１０、１：１５の比でそれぞれ注意深く調製し、室温で保存した。蒸着中の相対的な反応物濃度は、マスフローコントローラによって調整した。インジウム化学種の均一なフローを確立させるために、−５〜＋５℃に保持された固体を含むバブラーからＩｎ（ＣＨ３）３化合物を分配した。バブラーの材料を通じて、制御された量の水素キャリアガスを流した。気相でのＩｎ（ＣＨ３）３の相対濃度はバブラーの温度によって制御され、これによって今度はフィルムのＩｎ濃度が決定される。
【００５９】
成長に先立って、ＧｅＳｎバッファ層を有するシリコンウエハをメタノール中で５分間、超音波洗浄し、任意の有機汚染物質及びＧｅの酸化した表層を除去した。表面の上に窒素を吹きかけることによって試料を乾燥させた後、基板を１０−８Ｔｏｒｒでロードロックを通じて反応チャンバへ速やかに移送した。表面から任意の残余の汚染物質を除去するために、４５０℃で試料の上にＡｓＨ３を吹きかけた。所望の成長温度が確立され（５００〜５４０℃）、次いで、適切な濃度のＡｓＨ３、ＴＭＧａ及びＴＭＩｎを基板表面上で同時に反応させた。反応中、主なキャリアガスとして高純度窒素を用いた。高純度窒素は５Ｔｏｒｒの圧力で流した。高Ｓｎ含有率（＞１０％）のＧｅＳｎバッファ層が安定であることを保証するため、最高反応温度を５４０℃とした。ＡｓＨ３及びＩＩＩ族の有機金属の分圧は、成長中、ほぼ均一であった。Ｉｎ含有率は、バブラーの温度と、固体のＩｎ（ＣＨ３）３試料を通じるＨ２キャリアガスの流量とによって調整した。表層からのＡｓの消散を防止するため、ＡｓＨ３の連続的な流れの下、蒸着フィルムを室温までゆっくりと冷却した。これらの条件の下で、平滑なモルフォロジーを備えるフィルムを成長させた（ＡＦＭ画像では、Ｉｎ若しくはＧａの金属滴又は表面ピットの証拠は検出されない）。ＲＢＳ、ＸＴＥＭ、ＨＲＸＲＤ、ラマン分光法及びフォトルミネッセンス法によって、試料を徹底的に分析した。結果を次に述べる。
【００６０】
結果：
この研究では、我々は主に、１．３３〜１．５５μｍの所望の通信範囲に近いバンドギャップ放射を与えるＩｎ濃度を有する、ＩｎｘＧａ１−ｘＡｓ合金の成長に集中した。これは、ベガード（Ｖｅｇａｒｄ）の法則に基づくと、それぞれａＩｎＧａＡｓ＝０．５７７〜０．５８１ナノメートル（５．７７〜５．８１オングストローム）、ｘ＝０．３５〜０．４８に相当する。ｘ＝０．４０までのＩｎ濃度を有する一連の合金を、Ｇｅ１−ｘＳｎｘ（ｘ＝０．０２〜０．０７）バッファ層上に成長させた。これらは、格子の整合した試料及び整合していない試料と、引張又は圧縮歪みのいずれかであるコヒーレント層とを含む。
【００６１】
図８には、Ｇｅ１−ｘＳｎｓバッファ上に成長された典型的な格子整合したＩｎｘＧａ１−ｘＡｓフィルムのＲＢＳスペクトルを示す。ランダムスペクトル（黒いトレース）はＧｅ、Ｇａ、Ａｓ、Ｓｎ、ＩｎのＲＢＳシグナルに相当する重なったピークを含む。既知の組成及び厚さのバッファ層（Ｇｅ０．９５Ｓｎ０．０５／７０ｎｍ）を用いるフィッティング手順によって、対応するフィルムの厚さ及び元素含有率は、それぞれ１７０ｎｍ及びＩｎ０．１０Ｇａ０．９０Ａｓであることが明らかとなった。イオンチャネリングスペクトル（赤いトレース）は、フィルム、バッファ及び下にあるＳｉ（１００）基板の間の高度な結晶性及びエピタキシャル整合を示す。また、これらのデータによって、Ｇｅ０．９５Ｓｎ０．０５層の全Ｓｎ含有率は置換量に留まることと、フィルムの構成元素のＩｎ、Ｇａ及びＡｓは単相材料を示す同じ立方格子を占めることとが確認される。図９には、Ｓｉ基板を含むヘテロ構造全体の（２２４）ブラッグ（Ｂｒａｇｇ）反射の高解像度ＸＲＤ逆格子空間マップを示す。なお、Ｇｅ０．９５Ｓｎ０．０５及びＩｎ０．１０Ｇａ０．
９０Ａｓの（２２４）ピークが完全に重なり合うことは、両層の格子パラメータがほぼ同一であることを示している。（００４）及び（２２４）高解像度ＸＲＤ測定値を用いた格子パラメータを正確に決定することによって、ａＧｅＳｎ＝０．５６８９ナノメートル（５．６８９オングストローム）、ｃＧｅＳｎ＝０．５６９８ナノメートル（５．６９８オングストローム）、ａＩｎＧａＡｓ＝０．５７０ナノメートル（５．７０オングストローム）、ｃＩｎＧａＡｓ＝０．５７０５ナノメートル（５．７０５オングストローム）が与えられる。これらのデータは、層に歪みがなく、ほぼ格子が整合していることを示す。なお、Ｓｉ（２２４）ピークと、Ｇｅ０．９５Ｓｎ０．０５及びＩｎ０．１０Ｇａ０．９０Ａｓの（２２４）ピークの中央を直接通過する基点とを接続する線によって、Ｓｉ基板に関してスタックの完全に緩和した状態が確認される。この研究の成長結果は、常法でほぼ完全な結晶性及びモルフォロジー品質を生じ得る典型的なＧｅ０．９５Ｓｎ０．０５バッファ層が、ｘ＝０．０９〜０．１１の公称Ｉｎ濃度の格子整合したＩｎｘＧａ１−ｘＡｓ層を容易に成長させられることを示している。
【００６２】
Ｇｅ０．９５Ｓｎ０．０５上に成長された、Ｉｎ含有率ｘ＜０．１０、即ち、０．０３〜０．０９の範囲のフィルムは、完全に結晶で、エピタキシャルであり、貫通欠陥の濃度が比較的低いことが分かった。高解像度ＸＲＤデータでは、いずれの場合のバッファ層もほぼ緩和されており、ＩｎｘＧａ１−ｘＡｓフィルムは完全にコヒーレントであり、格子不整合のために期待されるようなバッファによる引張歪みを有することが示された。
【００６３】
また、同じＧｅ０．９５Ｓｎ０．０５テンプレート上で合成したｘ＝０．１１〜０．２０の範囲のフィルムも、完全にコヒーレントであり、圧縮歪みを有することが分かった。水平（ａ）及び垂直（ｃ）格子寸法を決定し、フィルムの歪み状態を特性評価するために、オン軸（００４）及び非対称の２２４の逆格子空間マップ測定値を含むＸＲＤ分析を広汎に用いた。図１０には、緩和バッファ上に成長された圧縮歪みＩｎ０．１８Ｇａ０．８２Ａｓエピ層における（２２４）ピークを示す。Ｉｎ０．１８Ｇａ０．８２Ａｓの（２２４）反射はバッファ層ピークの真下に位置しており、面内格子定数がほぼ同じであること、即ち、ａＧｅＳｎ＝０．５７０３ナノメートル（５．７０３オングストローム）、ａＩｎＧａＡｓ＝０．５６９６ナノメートル（５．６９６オングストローム）であることを示している。相当する垂直寸法はｃＧｅＳｎ＝０．５６９８ナノメートル（５．６９８オングストローム）、ｃＩｎＧａＡｓ＝０．５７３８ナノメートル（５．７３８オングストローム）である。加えて、バッファ層ピークは基点を通過する線の真上にあり、その完全な緩和が確認される。ＸＴＥＭ分析では高いエピタキシャル整合による単相の層が示され、これはＸＴＥＭ観察によって確認される。図１１には、Ｉｎ０．１８Ｇａ０．８２Ａｓ／Ｇｅ０．９５Ｓｎ０．０５／Ｓｉ（１００）フィルム全体の高明視野顕微鏡写真と、エピ層−バッファ界面の高解像度画像とを示す。データは、鮮明で、欠陥のない界面、平坦な表面、及び低濃度の貫通欠陥を含む、高品質な層ミクロ構造及びモルフォロジーを示す。時々表面まで広がる転位が、ＸＴＥＭ明視野画像に観察される。なお、逆位相分域境界は、Ｇｅ又はＳｉなどの無極性基板上にＭＢＥ成長させたＩＩＩ〜Ｖ族半導体における一般的な欠陥であるが、我々はいずれのＩｎｘＧａ１−ｘＡｓ試料にも逆位相分域境界を観察しなかった。これは、我々のＧｅ１−ｘＳｎｘテンプレート上のＣＶＤ成長の重要な利点を示している。試料に関するＡＦＭ研究では、１．８ｎｍ程度の低いＲＭＳ値を有する平滑な表面モルフォロジーが確認された。
【００６４】
Ｒａｍａｎ及びフォトルミネッセンス（ＰＬ）法によって、これらの試料をさらに特性評価した。Ｉｎ０．１８Ｇａ０．８２Ａｓ／Ｇｅ０．９５Ｓｎ０．０５／Ｓｉ試料のラマン散乱スペクトルは、５１４．５ｎｍのレーザ線を用いて記録した。シグナルは、Ｇａ−ＡｓのＬＯ振動モード（２８７．１９ｃｍ−１）、Ｉｎ−ＡｓのＬＯ（２３８．５７ｃｍ−１）、Ｇａ−ＡｓのＴＯ（２６３．８２ｃｍ−１）及び２９７．５４ｃｍ−１のＧｅ−Ｇｅ様フォノンモードに相当する幾つかの別個のピークへとデコンボリューションされる
。Ｇａ−Ａｓ及びＩｎ−Ａｓピークは、緩和したＩｎ０．０９Ｇａ０．４１Ａｓ（緩和したＧａＡｓ：ＬＯ〜２８５．８ｃｍ−１、ＴＯ〜２６３．９ｃｍ−１、緩和したＩｎＡｓ：ＬＯ〜２３７．５ｃｍ−１、ＴＯ〜２３５．２ｃｍ−１）に期待される位置からシフトしている［１２］。このラマンシフトは、Ｉｎ０．１８Ｇａ０．８２Ａｓエピ層に期待される圧縮歪みによって、合理的に解釈され得る。Ｇｅ−Ｇｅピークは下にあるＧｅ０．９５Ｓｎ０．０５バッファ層に相当する。フォトルミネッセンス（ＰＬ）スペクトルは、そのフィルムの圧縮状態との完全に一致している。図１２に示すように、１．３３６ｅＶに強力なＰＬピークが見られる。この値は、完全に緩和したＩｎ０．１８Ｇａ０．８２Ａｓ層のエネルギーギャップ（１．２５ｅＶ）から期待される値より大きい。我々の試料におけるＰＬの存在は、我々の低温Ｇｅ１−ｘＳｎｘ／Ｓｉバッファ層手法が広範なモノリシック統合において実施可能な経路であることを示唆している。
【００６５】
次に、我々は、通信範囲（ｘ＝０．３５〜０．４５）内の放射及び吸収において所望の濃度を達成するために、ＩｎｘＧａ１−ｘＡｓにおけるＩｎ含有率をｘ＝０．２０のレベルを超えて増大させる実験を行なった。Ｇｅ０．９５Ｓｎ０．０５バッファは、ｘ＝０．２０までのＩｎ含有率を有するエピタキシャル材料の成長に完全に適切であったが、より大きな格子定数のバッファが必要である。したがって次のサンプルのセットは、緩和した格子パラメータａ＝０．５７２ナノメートル（５．７２オングストローム）を有するＧｅ０．９３Ｓｎ０．０７上で成長させた。関心の範囲の濃度（１．３〜１．５μｍに相当するｘ＝０．３４〜０．４０）を有する平滑なＩｎｘＧａ１−ｘＡｓフィルムを成長させた。
【００６６】
公称組成Ｉｎ０．４０Ｇａ０．６０Ａｓを有する試料のＲＢＳスペクトルは、Ｉｎ含有率にわずかな勾配を示す。これは既知の問題であり、ＭＯＣＶＤ及びＭＢＥ処理の成長前面におけるＩｎ原子の蓄積によって生じる。Ｇｅ０．９３Ｓｎ０．０７界面近くのＩｎ含有率がより低いことの別の理由は、エピ層とテンプレートとの間の格子寸法におけるより接近した整合のためであり得る［１３］。試料の整合したＲＢＳスペクトルによって、Ｓｎ及びＧｅの両方のシグナルが同じにチャネル化されたことが明らかとされ、これは成長中、７％Ｓｎバッファ層が安定なまま残ることを示している。ＸＴＥＭ明視野画像（図１３）は、単結晶で、ほぼ欠陥のないエピ層を示し、完全に損なわれないバッファ層の存在が確認された。５５０℃での試料のアニーリングによって、バッファ層を含むフィルムのミクロ構造の全体的な改良が生じた。最上部の表面まで広がる貫通欠陥の数は、両方の層において劇的に減少された。
【００６７】
また、Ｇｅ０．９３Ｓｎ０．０７上で成長された公称組成Ｉｎ０．３４Ｇａ０．６６Ａｓを有する試料は、層を通じるＩｎ含有率の勾配を示す。これらにおけるミクロ構造及びモルフォロジーの特性は、Ｉｎ０．４０Ｇａ０．６０Ａｓフィルムと極めて類似して見える。興味深いことに、この場合、ＨＲ−ＸＲＤデータは、エピ層が圧縮歪みを有し、完全にバッファにコヒーレントであることを示す（ａＧｅＳｎ＝０．５７１ナノメートル（５．７１オングストローム）、ａＩｎＧａＡｓ＝０．５７１３ナノメートル（５．７１３オングストローム））。
【００６８】
ＧｅＳｎテンプレート上に純粋なＩｎＡｓを成長させようという努力によって、島成長及び粗いフィルムが生じる。しかしながら、ＲＢＳイオンチャネリング実験、ＸＴＥＭ検査、及びＸＲＤ測定によって証拠付けられるように、我々は、完全に結晶性かつエピタキシャルな、完全に緩和したＩｎ豊富な層を生成することが可能であった。図１４には、Ｉｎ０．９０Ｇａ０．１０Ａｓ／Ｇｅ０．９８Ｓｎ０．０２／Ｓｉに基づく、典型的なヘテロ構造のＸＲＤ（２２４）逆格子空間マップを示す。なお、大きな格子不整合にもかかわらず、この試料の層は高度に整合され、広がったモザイク及びエピ層の粒子サイズは下にあるバッファのものに匹敵する。
【００６９】
実施例３の参照文献：
［１］Ｋａｎｉｅｗｓｋｉ  Ｊ．、Ｍｕｓｚａｌｓｋｉ  Ｊ．、Ｐａｗｌｕｃｚｙｋ  Ｊ．、Ｐｉｏｔｒｏｗｓｋｉ  Ｊ．、１．５５μｍ赤外線の高速検出空胴共振器強化ＩｎＧａＡｓフォトダイオード（Ｒｅｓｏｎａｎｔ  ｃａｖｉｔｙ  ｅｎｈａｎｃｅｄ  ＩｎＧａＡｓ  ｐｈｏｔｏｄｉｏｄｅｓ  ｆｏｒ  ｈｉｇｈ  ｓｐｅｅｄ  ｄｅｔｅｃｔｉｏｎ
ｏｆ  １．５５  μｍ  ｉｎｆｒａｒｅｄ  ｒａｄｉａｔｉｏｎ）」、Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ  ｏｆ  ＳＰＩＥ−Ｔｈｅ  Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ  Ｓｏｃｉｅｔｙ  ｆｏｒ  Ｏｐｔｉｃａｌ  Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ、２００５年、５７８３（Ｐｔ．１、Ｉｎｆｒａｒｅｄ  Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ  ａｎｄ  Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ  ＸＸＸＩ）、ｐ．４７−５６。
［２］Ｋａｎｇ  Ｙ．、Ｌｏ  Ｙ．−Ｈ．、Ｂｉｔｔｅｒ  Ｍ．、Ｋｒｉｓｔｊａｎｓｓｏｎ  Ｓ．、Ｐａｎ  Ｚ．、Ｐａｕｃｈａｒｄ  Ａ．、「ＩｎＧａＡｓオンＳｉ単一光子なだれ光検出器（ＩｎＧａＡｓ−ｏｎ−Ｓｉ  ｓｉｎｇｌｅ  ｐｈｏｔｏｎ  ａｖａｌａｎｃｈｅ  ｐｈｏｔｏｄｅｔｅｃｔｏｒｓ）」、Ａｐｐｌｉｅｄ  Ｐｈｙｓｉｃｓ  Ｌｅｔｔｅｒｓ、２００４年、第８５巻、第１０号，ｐ．１６６８−１６７０。
［３］Ｋｉｍ  Ｓ．、Ｎｏｈ  Ｈ．、Ｊａｎｇ  Ｋ．、Ｌｅｅ  Ｊ．、Ｓｅｏ  Ｋ．、「７７ＧＨｚの自動車レーダ用途用のＳｉパルスドープキャップ層（Ｄｏｐｅｄ  Ｃａｐ  Ｌａｙｅｒ）を有する高機能０．１μｍＧａＡｓの仮像高電子移動度トランジスタ（Ｈｉｇｈ  Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ  ０．１μｍ  ＧａＡｓ  Ｐｓｅｕｄｏｍｏｒｐｈｉｃ  Ｈｉｇｈ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｏｂｉｌｉｔｙ  Ｔｒａｎｓｉｓｔｏｒｓ  ｗｉｔｈ  Ｓｉ  Ｐｕｌｓｅ−Ｄｏｐｅｄ  Ｃａｐ  Ｌａｙｅｒ  ｆｏｒ  ７７ＧＨｚ  Ｃａｒ  Ｒａｄａｒ  Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ）」、Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐ．Ｐｈｙｓ．、２００５年、第４４巻、ｐ．２４７２−２４７５。
［４］Ｃｒｉｓｔｅａ  Ｐ．、Ｆｅｄｏｒｙｓｈｙｎ  Ｙ．、Ｊａｅｃｋｅｌ  Ｈ．、「全ての光学スイッチ用のＡｌＡｓＳｂ／ＩｎＧａＡｓ  ＭＢＥ層の成長（Ｇｒｏｗｔｈ  ｏｆ  ＡｌＡｓＳｂ／ＩｎＧａＡｓ  ＭＢＥ−ｌａｙｅｒｓ  ｆｏｒ  ａｌｌ−ｏｐｔｉｃａｌ  ｓｗｉｔｃｈｅｓ）」、Ｊ．Ｃｒｙｓｔ．Ｇｒｏｗｔｈ、２００５年、第２７８巻、第１−４号、ｐ．５４４−５４７。
［５］Ｌｉ  Ｙ．Ｊ．、Ｈｓｕ  Ｗ．Ｃ．、Ｃｈｅｎ  Ｉ−Ｌ．、Ｌｅｅ  Ｃ．Ｓ．、Ｃｈｅｎ  Ｙ．Ｊ．、Ｌｏ  Ｉ．、「段階的な対称ＩｎｘＧａ１−ｘＡｓチャンネルを有する仮像ＩｎＡｌＡｓ／ＩｎＧａＡｓ高電子移動度トランジスタの改良された特性（Ｉｍｐｒｏｖｅｄ  ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓ  ｏｆ  ｍｅｔａｍｏｒｐｈｉｃ  ＩｎＡｌＡｓ／ＩｎＧａＡｓ  ｈｉｇｈ  ｅｌｅｃｔｒｏｎ  ｍｏｂｉｌｉｔｙ  ｔｒａｎｓｉｓｔｏｒ  ｗｉｔｈ  ｓｙｍｍｅｔｒｉｃ  ｇｒａｄｅｄ  ＩｎｘＧａ１−ｘＡｓ  ｃｈａｎｎｅｌ）」、Ｊ．ｏｆ  Ｖａｃ．Ｓｃｉ．Ｔｅｃｈ．Ｂ、２００４年、第２２巻、第５号、ｐ．２４２９−２４３３。
［６］Ｍａｏ  Ｒ．Ｗ．、Ｌｉ  Ｃ．Ｂ．、Ｚｕｏ  Ｙ．Ｈ．、Ｃｈｅｎｇ  Ｂ．Ｗ．、Ｔｅｎｇ  Ｘ．Ｇ．、Ｌｕｏ  Ｌ．Ｐ．、Ｙｕ  Ｊ．Ｚ．、Ｗａｎｇ  Ｑ．Ｍ．、「ゾルゲル結合を用いる１．５５μｍＳｉベース空胴共振器強化光検出器の組立（Ｆａｂｒｉｃａｔｉｏｎ  ｏｆ  １．５５  μｍ  Ｓｉ−Ｂａｓｅｄ  Ｒｅｓｏｎａｎｔ  Ｃａｖｉｔｙ  Ｅｎｈａｎｃｅｄ  Ｐｈｏｔｏｄｅｔｅｃｔｏｒｓ  Ｕｓｉｎｇ  Ｓｏｌ−Ｇｅｌ  Ｂｏｎｄｉｎｇ）」、ＩＥＥＥ  Ｐｈｏｔｏｎｉｃｓ  Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ  Ｌｅｔｔｅｒｓ、２００４年、第１６巻、第８号。
［７］Ｐａｕｃｈａｒｄ  Ａ．、Ｍａｇｅｓ  Ｐ．、Ｋａｎｇ  Ｙ．、Ｂｉｔｔｅｒ  Ｍ．、Ｐａｎ  Ｚ．、Ｓｅｎｇｕｐｔａ  Ｄ．、Ｈｕｍｍｅｌ  Ｓ．、Ｌｏ  Ｙ．Ｈ．、Ｙｕ  Ｐ．、「ウエハを接合したＩｎＧａＡｓ／シリコンなだれ式フォトダイオード（Ｗａｆｅｒ−ｂｏｎｄｅｄ  ＩｎＧａＡｓ／ｓｉｌｉｃｏｎ  ａｖａｌａｎｃｈｅ  ｐｈｏｔｏｄｉｏｄｅｓ）」、Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ  ｏｆ  ＳＰＩＥ−Ｔｈｅ  Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ  Ｓｏｃｉｅｔｙ  ｆｏｒ  Ｏｐｔｉｃａｌ  Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，
２００２年、４６５０、（Ｐｈｏｔｏｄｅｔｅｃｔｏｒ  Ｍａｔｅｒｉａｌｓ  ａｎｄ
Ｄｅｖｉｃｅｓ  ＶＩＩ）、ｐ．３７−４３。
［８］Ｔａｋａｎｏ  Ｙ．、Ｋｕｒｕｒｉ  Ｔ．、Ｋｕｗａｈａｒａ  Ｋ．、Ｆｕｋｅ  Ｓ．、「有機金属気相エピタキシーによってＳｉ基板上に成長させたＩｎＧａＡｓ層における残留歪み及び貫通転位密度（Ｒｅｓｉｄｕａｌ  ｓｔｒａｉｎ  ａｎｄ  ｔｈｒｅａｄｉｎｇ  ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ  ｄｅｎｓｉｔｙ  ｉｎ  ＩｎＧａＡｓ  ｌａｙｅｒｓ  ｇｒｏｗｎ  ｏｎ  Ｓｉ  ｓｕｂｓｔｒａｔｅｓ  ｂｙ  ｍｅｔａｌｏｒｇａｎｉｃ
ｖａｐｏｒ−ｐｈａｓｅ  ｅｐｉｔａｘｙ）」、Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．、２００１年、第７８巻、第１号、ｐ．９３−９５。
［９］Ｃｈｒｉｑｕｉ  Ｙ．、Ｓａｉｎｔ−Ｇｉｒｏｎｓ  Ｇ．、Ｉｓｅｌｌａ  Ｇ．、ｖｏｎ  Ｋａｅｎｅｌ  Ｈ．、Ｂｏｕｃｈｏｕｌｅ  Ｓ．、Ｓａｇｎｅｓ  Ｉ．、「低いエネルギープラズマ強化蒸着による段階的に転位されたＧｅ／Ｓｉ仮想基板上に有機金属蒸着によってモノリシックに成長させた歪みＩｎＧａＡｓ／ＧａＡｓ量子井戸構造の長波長室温レーザ操作（Ｌｏｎｇ  ｗａｖｅｌｅｎｇｔｈ  ｒｏｏｍ  ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ  ｌａｓｅｒ  ｏｐｅｒａｔｉｏｎ  ｏｆ  ａ  ｓｔｒａｉｎｅｄ  ＩｎＧａＡｓ／ＧａＡｓ  ｑｕａｎｔｕｍ  ｗｅｌｌ  ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ  ｍｏｎｏｌｉｔｈｉｃａｌｌｙ  ｇｒｏｗｎ  ｂｙ  ｍｅｔａｌｏｒｇａｎｉｃ  ｃｈｅｍｉｃａｌ  ｖａｐｏｕｒ  ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ  ｏｎ  ａ  ｌｏｗ  ｅｎｅｒｇｙ−ｐｌａｓｍａ  ｅｎｈａｎｃｅｄ  ｃｈｅｍｉｃａｌ  ｖａｐｏｕｒ  ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ  ｇｒａｄｅｄ  ｍｉｓｏｒｉｅｎｔｅｄ  Ｇｅ／Ｓｉ  ｖｉｒｔｕａｌ  ｓｕｂｓｔｒａｔｅ）」、Ｏｐｔｉｃａｌ  Ｍａｔｅｒｉａｌｓ、２００５年、第２７巻、ｐ．８４６−８５０。
［１０］Ｖ．Ｋ．Ｙａｎｇ、Ｓ．Ｍ．Ｔｉｎｇ、Ｍ．Ｅ．Ｇｒｏｅｎｅｒｔ、Ｍ．Ｔ．Ｂｕｌｓａｒａ、Ｍ．Ｔ．Ｃｕｒｒｉｅ、Ｃ．Ｗ．Ｌｅｉｔｚ、及びＥ．Ａ．Ｆｉｔｚｇｅｒａｌｄ、「Ｓｉ、ＧａＡｓ、Ｇｅ、及びＳｉＧｅ仮想基板上に成長させたＩｎＧａＡｓ量子井戸構造の発光効率の比較（Ｃｏｍｐａｒｉｓｏｎ  ｏｆ  ｌｕｍｉｎｅｓｃｅｎｔ
ｅｆｆｉｃｉｅｎｃｙ  ｏｆ  ＩｎＧａＡｓ  ｑｕａｎｔｕｍ  ｗｅｌｌ  ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ  ｇｒｏｗｎ  ｏｎ  Ｓｉ，  ＧａＡｓ，  Ｇｅ，  ａｎｄ  ＳｉＧｅ  ｖｉｒｔｕａｌ  ｓｕｂｓｔｒａｔｅ）」、Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．、２００３年、第９３巻、第９号、ｐ．５０９５−５１０２。
【００７０】
ＧａＡｓ１−ｘＳｂｘ系
実験
Ｇａ（ＣＨ３）３（トリメチルガリウム  ＴＭＧａ）、Ｓｂ（ＣＨ３）３（トリメチルアンチモン  ＴＭＳｂ）及びＡｓＨ３（アルシン）を利用するＭＯＣＶＤによって、Ｇｅ１−ｘＳｎｘバッファ層上のＧａＡｓ１−ｘＳｂｘ三元合金の成長に関する研究を行った。純粋な前駆体を新たに調製し、ガス比で１：１０に水素で希釈し、使用前は室温で保持した。実験は、ＩｎＧａ１−ｘＡｓｘ類似物と同じ反応装置を用いて、圧力５Ｔｏｒｒ、組成に応じて５１０〜５６０℃で行った。ウエハは上述のように系外調製し、残存する汚染物質を除去するため、成長に先立ってそれらの表面を反応装置においてＡｓＨ３を用いて処理した。最初の実験は、Ｇｅ１−ｘＳｎｘ／ＧａＡｓ１−ｘＳｂｘ界面におけるＳｂの空乏を示した。したがって、成長前面に初期濃度のＳｂ化学種を蓄積するために、５Ｔｏｒｒで３０秒間、サンプル表面の上にＴＭＳｂを通過させた。その後で即座に、ＴＭＧａ及びＡｓＨ３を反応装置へと送り、三元系の成長を開始させた。所望の元素含有率が得られるように、反応物の流量を賢明に調整した。ＧａＡｓ１−ｘＳｂｘフィルムの組成は、ＴＭＳｂ：ＡｓＨ３の流量比によって制御した。妥当なＳｂの結合を得るには、低いＡｓＨ３分圧が必要であり、全体のＶ族／ＩＩＩ族比も低いレベルに保持する必要がある。所望されない金属滴の形成のない平滑な表面を得るために、ＴＭＧａ化学種と、組み合わせられるＴＭＳｂ及びＡｓＨ３量との間の比を、１：１から１：５まで変化させた。表面を形成するＡｓの消散を防止するには、安定したＡｓＨ３フローの元でゆっくりと冷却することが必要であった。ＲＢＳ、ＸＴＥＭ、ＨＲＸＲＤ、及びＡＦＭによって、構造、組
成、エピタキシャル整合、及び表面モルフォロジーについての成長後の特性評価を行った。結果を次に述べる。
【００７１】
結果：
最初に我々は、ｘ＝０．０１からｘ＝０．０７へＳｎ含有率が単調に増加するＧｅ１−ｘＳｎｘバッファ層を用いて、歪みのないミクロ構造を有する、格子整合されたＧａＡｓ１−ｘＳｂｘを成長させることに集中した。これらの組成物は、それぞれ０．５６６ナノメートル（５．６６オングストローム）〜０．５７３ナノメートル（５．７３オングストローム）の格子パラメータと、対応する濃度ｘ＝０．０２〜０．１８とを有する格子整合ＧａＡｓ１−ｘＳｂｘ合金を示す。加えて、ｘ＝０．４０までの濃度を有するＧａＡｓ１−ｘＳｂｘ合金（所望の通信範囲に近付く）を、歪み構造を有する不整合なヘテロエピタキシャル層としてＧｅ０．９３Ｓｎ０．０７上に成長させた。
【００７２】
格子整合させたＧａＡｓ１−ｘＳｂｘ／Ｇｅ１−ｘＳｎｘの典型的なＲＢＳスペクトルを、図１５に示す。ランダムスペクトルは、Ｇｅ、Ｇａ、Ａｓ、Ｓｎ、Ｉｎ構成元素用の別個の元素プロファイルを示すように、デコンボリューションされる。組成及び厚さのシミュレーションによって、厚さ２００ｎｍのＧｅ０．９７Ｓｎ０．０３バッファ上に成長した厚さ１８０ｎｍのＧａＡｓ０．９２Ｓｂ０．０８エピ層が明らかとなった。図に挿入されているのは、エピ層の全体を通じて一様なＨｅイオンチャネリングを示す同じ試料の整合したスペクトルであり、完全なエピタキシャル整合及び単結晶のミクロ構造と、低い貫通欠陥濃度とを示す。また、このスペクトルは、フィルムの元素が完全に代替の単結晶ＧａＡｓ０．９２Ｓｂ０．０８エピ層及びＧｅ０．９７Ｓｎ０．０３バッファを表すチャネリングと同程度のチャネリングを示す。正確な格子寸法を決定し、構造の歪み状態を検査するために、（２２４）ブラッグ反射の高解像度ＸＲＤ逆格子空間マップを記録した。ＧａＡｓ０．９２Ｓｂ０．０８及びＧｅ０．９７Ｓｎ０．０３の層の（２２４）ピークは完全に重なり合い、両層が同一の格子面内パラメータ及び垂直格子パラメータ、ａＧｅＳｎ＝ａＧａＡｓＳｂ＝０．５６８７ナノメートル（５．６８７オングストローム）、ｃＧｅＳｎ＝ｃＧｅＳｎ＝０．５６８７ナノメートル（５．６８７オングストローム）を有することを示す、共通の極大値を有する。層は歪みなしで格子整合されている。Ｓｉ（２２４）反射とＸＲＤ地図の基点とを接続する線は、Ｓｉ基板に関して完全な歪み緩和を確保する極大点を通じ、ＧａＡｓ０．９２Ｓｂ０．０８／Ｇｅ０．９７Ｓｎ０．０３ピークを横切っている。広範囲の試料に関する同様の研究によって、我々がＧｅ（０．９９〜０．９３）Ｓｎ（０．０１〜０．０７）バッファ層上に完全に緩和し格子整合したフィルムを得ることが可能であることが示された。図１６には、厚さ７０ｎｍのＧｅ０．９３Ｓｎ０．０７バッファ層に格子整合された、完全に緩和した厚さ５０ｎｍのＧａＡｓ０．８５Ｓｂ０．１５フィルムの高解像度（２２４）ＸＲＤスペクトルを示す。期待されるように、全ヘテロ構造に相当する単一の（２２４）ピークが観察される。バッファ層及びオーバレイヤのＸＲＤ格子パラメータは同一であり、即ち、ａＧｅＳｎ＝ａＧａＡｓＳｂ＝０．５７０５ナノメートル（５．７０５オングストローム）、ｃＧｅＳｎ＝ｃＧａＡｓＳｂ＝０．５７１２ナノメートル（５．７１２オングストローム）である。この試料のＸＴＥＭ明視野画像（図１７）は、層の間の急で平滑な界面を示す。エピ層及びバッファの格子整合は完全なエピタキシーの成長を促進し、界面からフィルム表面へ広がる貫通欠陥をほとんど生じさせない。なお、この統合処理において７％のＳｎ含有率を有するＧｅＳｎバッファ層は完全に結晶のままであり、ＩＩＩ〜Ｖ族の蒸着中に構造又は組成の分解の徴候を示さない。
【００７３】
また、合成された格子整合試料に加えて、非整合のバッファ層上に完全歪みＧａＡｓ１−ｘＳｂｘフィルムを成長させることも可能であった。図１８には、完全に緩和したＧｅ０．９８Ｓｎ０．０２（２００ｎｍ）バッファ層上で成長させた、ほぼコヒーレントな、圧縮歪みを有するＧａＡｓ０．９０Ｓｂ０．１０（１５０ｎｍ）層の高解像度ＸＲＤデー
タを示す。相当する格子パラメータは、それぞれ、ａＧｅＳｎ＝０．５６７７ナノメートル（５．６７７オングストローム）、ｃＧｅＳｎ＝０．５６７９ナノメートル（５．６７９オングストローム）、ａＧａＡｓＳｂ＝０．５６８２ナノメートル（５．６８２オングストローム）、ｃＧａＡｓＳｂ＝０．５７２２ナノメートル（５．７２２オングストローム）である。明視野のＸＴＥＭ顕微鏡写真（図１９を参照）には、視野内の貫通欠陥は見られず、良好な結晶性を示す。高解像度の高い画像によって、そうした高度なコヒーレント成長に期待されるような、欠陥のないヘテロエピタキシャル界面が明らかとなった。
【００７４】
通信範囲及びｘ＝０．３５を超える相当する組成によるバンドギャップを有するＧａＡｓ１−ｘＳｂｘ三元合金は、通常、１０〜１５％のＳｎ含有率を有するバッファ層を必要とする。これらは格子整合したＧａＡｓ１−ｘＳｂｘを成長させるためにまだ用いられていないが、７％Ｓｎのバッファ層（ａ＝０．５７３ナノメートル（５．７３オングストローム））上に、組成ＧａＡｓ０．６０Ｓｂ０．４０（ａ〜０．５８３ナノメートル（５．８３オングストローム））を備えた不整合フィルムを成長させることは可能であった。この場合の格子不整合は、主として界面における刃状転位の形成によって適応されると思われる。また、フィルムの明視野画像において貫通欠陥が時々観察される。図２０には、７５ｎｍのＧｅ０．９３Ｓｎ０．０７バッファ上の厚さ５０ｎｍのＧａＡｓ０．６０Ｓｂ０．４０のＲＢＳスペクトルを示す。構造チャンネルの全ての構成元素からのシグナルが一様であることは、両層が均一で結晶であることを示唆している。（２２４）及び（００４）測定値に基づく高解像度ＸＲＤデータによって、部分歪み材料を示すａＧａＡｓＳｂ＝０．５８４５ナノメートル（５．８４５オングストローム）、ｃＧａＡｓＳｂ＝０．５８０２ナノメートル（５．８０２オングストローム）の格子パラメータが与えられた。
【図面の簡単な説明】
【００７５】
【図１】Ｓｉ−Ｇｅ−Ｓｎ合金及びＩＩ〜ＶＩ族（Ｚｎ−Ｃｄ−Ｈｇ−Ｔｅ）における格子定数の範囲の図。二元合金又は三元合金を用いて利用可能な値を示す。明るいバーは、我々が実際に成長させた組成を示す。大抵のＩＩＩ〜Ｖ族はこの範囲内にある。
【図２】（ａ）歪みのないフィルムを示すＳｉ基板及びＧｅＳｎ層の（２２４）反射の逆格子空間マップ。なお、（２２４）Ｓｉピークと完全な緩和に一致する基点とを接続する線上に（２２４）ＧｅＳｎピークがある。（ｂ）ローマー（Ｌｏｍｅｒ）欠陥（矢印）の位置を示すＧｅ−Ｓｎ／Ｓｉ（１００）界面。（ｃ）平滑な表面と、貫通欠陥のないこととを示す３２５℃で成長されたＧｅＳｎ／Ｓｉ（１００）層の明視野ＸＴＥＭ画像。
【図３】上層に欠陥がなく、平滑な表面を示す、高度に不整合なＧｅＳｉＳｎ／ＧｅＳｎ／Ｓｉヘテロ構造のＴＥＭ画像。欠陥の大部分はバッファ層に集中している。なお、ＧｅＳｉＳｎ／ＧｅＳｎ界面から生じる欠陥は「より柔らかい」ＧｅＳｎバッファ層（矢印）によって吸収されるように見える。
【図４】欠陥のないフィルム及び平滑な表面を示す、Ｓｉ上の典型的なＧｅＳｉＳｎ／ＧｅＳｎヘテロ構造のＸＴＥＭ画像。各層の厚さは１００ｎｍであり、上層の格子定数は〜０．５７ナノメートル（５．７オングストローム）である。
【図５】ＵＨＶ条件で３５０〜６００℃の熱処理中のＧｅ０．９８Ｓｎ０．０２のＲＨＥＥＤパターンの発展を示す図。
【図６】ＧｅＳｎバッファ層上で成長された純粋なＧａＡｓのＸＴＥＭ顕微鏡写真。
【図７】（左）矢印によってマークされた清浄なエピタキシャルＧａＡｓ／ＧｅＳｎ界面を示す高解像度ＸＴＥＭ顕微鏡写真。（右）ＧａＡｓ量子井戸のＰＬ。１．８２７ｅＶの弱いピークはＡｌＧａＡｓバリアに相当する。
【図８】Ｇｅ０．９５Ｓｎ０．０５上のＩｎ０．１０Ｇａ０．９０ＡｓのＲＢＳランダム及びチャネルスペクトル。なお、フィルムチャンネルの全ての構成元素が顕著である。
【図９】対応する平面パラメータ（ａ）がほぼ同一である（Ｑｘ＝λ√８／２ａ）ことを示すＳｉピークに関するＩｎ０．１０Ｇａ０．９０Ａｓ及びＧｅ０．９５Ｓｎ０．０５の（２２４）反射のＸＲＤ  ＲＳＭマップ。なお、ＧｅＳｎ及びＩｎＧａＡｓの（２２４）ピークは緩和したフィルムに一致する基点にＳｉピークを接続する線の真上にある。
【図１０】対応する平面パラメータ（ａ）が同一である（Ｑｘ＝λ√８／２ａ）ことを示すＩｎ０．１８Ｇａ０．８２Ａｓ及びＧｅ０．９５Ｓｎ０．０５の（２２４）反射のＸＲＤ  ＲＭＳマップ。なお、ＧｅＳｎ及びＧｅＳｉＳｎの（２２４）ピークは、それぞれ緩和したバッファ及び圧縮フィルムに一致する基点にＳｉピークを接続する線の真上及び下にある。
【図１１】（上）Ｇｅ０．９５Ｓｎ０．０５上のＩｎ０．１８Ｇａ０．８２Ａｓの明視野ＸＴＥＭ顕微鏡写真。（下）バッファ／フィルム界面の高解像度画像。
【図１２】Ｇｅ０．９５Ｓｎ０．０５バッファ層上のＩｎ０．１８Ｇａ０．８２Ａｓのフォトルミネッセンススペクトル。
【図１３】Ｇｅ０．９３Ｓｎ０．０７上のＩｎ０．４０Ｇａ０．６０Ａｓの明視野ＸＴＥＭ顕微鏡写真。
【図１４】高度に不整合な完全緩和ヘテロ構造を示すＩｎ０．９５Ｇａ０．０５Ａｓ及びＧｅ０．９８Ｓｎ０．０２の（２２４）反射のＸＲＤ  ＲＭＳマップ。
【図１５】デコンボリューションされた構成元素のピーク要素を示すＧａＡｓ０．９２Ｓｂ０．０８／Ｇｅ０．９７Ｓｎ０．０３／Ｓｉ（１００）フィルムのＲＢＳスペクトル。挿入されている図は、試料のＲＢＳランダム（上のトレース）及び整合（下のトレース）スペクトルを示す。
【図１６】対応する格子パラメータが同一であることを示すＳｉピークに関するＧａＡｓ０．８５Ｓｂ０．１５及びＧｅ０．９３Ｓｎ０．０７の（２２４）ＸＲＤ逆格子空間マップ。なお、Ｇｅ０．９３Ｓｎ０．０７及びＧａＡｓ０．８５Ｓｂ０．１５の（２２４）ピークは緩和したフィルムに一致する基点にＳｉピークを接続する線の真上にある。
【図１７】Ｇｅ０．９３Ｓｎ０．０７上のＧａＡｓ０．８５Ｓｂ０．１５の明視野ＸＴＥＭ顕微鏡写真。
【図１８】完全緩和Ｇｅ０．９８Ｓｎ０．０２バッファ上で成長された圧縮歪みＧａＡｓ０．９０Ｓｂ０．１０の（２２４）ＸＲＤ逆格子空間マップ。なお、相当する平面パラメータ（ａ）は同一である。
【図１９】Ｇｅ０．９８Ｓｎ０．０２上のＧａＡｓ０．９０Ｓｂ０．１０の明視野ＸＴＥＭ顕微鏡写真。
【図２０】Ｇｅ０．９３Ｓｎ０．０７バッファ層上で成長されたＧａＡｓ０．６０Ｓｂ０．４０フィルムのランダム（実線）及び整合（破線）ＲＢＳスペクトル。挿入図：ほぼ緩和したＧａＡｓ０．６０Ｓｂ０．４０層を示す（２２４）反射の相当するＸＲＤ逆格子空間マップ。
【図１】
2008532294.tif 000003
【図２】
2008532294.tif 000004
【図３】
2008532294.tif 000005
【図４】
2008532294.tif 000006
【図５】
2008532294.tif 000007
【図６】
2008532294.tif 000008
【図７】
2008532294.tif 000009
【図８】
2008532294.tif 000010
【図９】
2008532294.tif 000011
【図１０】
2008532294.tif 000012
【図１１】
2008532294.tif 000013
【図１２】
2008532294.tif 000014
【図１３】
2008532294.tif 000015
【図１４】
2008532294.tif 000016
【図１５】
2008532294.tif 000017
【図１６】
2008532294.tif 000018
【図１７】
2008532294.tif 000019
【図１８】
2008532294.tif 000020
【図１９】
2008532294.tif 000021
【図２０】
2008532294.tif 000022
【国際調査報告】
2008532294.tif 000023
2008532294.tif 000024
2008532294.tif 000025