(57)【要約】ＳｉＣは極めて安定な物質であり、通常のＩＩＩ族窒化物の結晶成長装置では、ＳｉＣ表面状態を結晶成長に適した状態に制御することが困難である。そこで、以下の処理を行った。ＨＣｌガス雰囲気中で熱処理を行ってＳｉＣ基板１の表面をステップ−テラス構造にし、ＳｉＣ基板１の表面に対して、王水、塩酸、フッ酸による処理を順次行ってＳｉＣ基板１の表面にわずかに形成されているシリコン酸化膜をエッチングして基板表面にはＳｉＣ清浄表面３を形成し、ＳｉＣ基板１を高真空装置内に取り付け、超高真空状態（例えば、１０−６〜１０−８Ｐａ）に保持した。超高真空状態において、例えば８００℃以下でＧａ原子ビーム５を時間ｔ１において照射し８００℃以上で熱処理を行うプロセスを、少なくとも１回以上繰り返し、ＡｌＮ膜の成長温度に設定し、超高真空状態でＡｌ原子８ａをＳｉＣ基板表面３に対して先行照射し、その後、Ｎ原子８ｂを供給する。
2004084283.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＳｉＣ表面にステップ−テラス構造を形成し、その表面の酸化膜を除去する工程と、
高真空下においてＳｉ又はＧａを照射した後、高温加熱を行う工程を少なくとも１サイクル以上行った後に、ＩＩＩ族窒化物を成長する工程を有する結晶成長方法。
【請求項２】
前記ＩＩＩ族窒化物を成長する工程を、前記高温加熱を行う工程における基板温度よりも低温で行うことを特徴とする請求の範囲第１項に記載の結晶成長方法。
【請求項３】
平坦かつ清浄なＳｉＣ表面を形成する工程と、
高真空下においてＩＩＩ族窒化物を成長する工程であって、ＩＩＩ族元素を先行して供給した後に窒素を供給する工程と
を有する結晶成長方法。
【請求項４】
平坦かつ清浄なＳｉＣ表面を形成する工程と、
高真空下においてＩＩＩ族窒化物を成長する工程であって、前記ＳｉＣ表面上における前記ＩＩＩ族窒化物の結晶成長様式を制御する表面制御元素を先行して供給する工程と、
ＩＩＩ族元素と窒素とを供給し、続いて、前記表面制御元素の供給を停止する工程と
を有する結晶成長方法。
【請求項５】
前記表面制御元素は、Ｇａ又はＩｎであることを特徴とする請求の範囲第４項に記載の結晶成長方法。
【請求項６】
ＳｉＣ表面を、ステップ−テラス構造に制御する工程と、
酸素分圧を減圧した雰囲気下において表面の酸化膜を除去し、ＩＩＩ族窒化物を成長する工程と
を有する結晶成長方法。
【請求項７】
前記ＳｉＣ表面は、（０００１）Ｓｉ又は（０００−１）Ｃ面に対して０から１５°までのオフセット角を有していることを特徴とする請求の範囲第１項から第６項までのいずれか１項に記載の結晶成長方法。
【請求項８】
ＳｉＣ層と、
ＩＩＩ族窒化物層と、
前記ＳｉＣ層と前記ＩＩＩ族窒化物層との間に残留するＧａ原子又はＩｎ原子と
を有する積層構造。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】  本発明は、半導体結晶成長技術に関し、特に、ＳｉＣ表面上へのＩＩＩ族窒化物結晶の成長技術に関する。
【背景技術】  六方晶ＳｉＣは極めて高い熱伝導率を有し、また、導電性基板及び絶縁性基板も入手が可能なこと、さらに、格子定数、熱膨張率がＡｌＮ，ＧａＮ系ＩＩＩ族窒化物に比較的近く、また、ＩＩＩ族窒化物と同様に極性を有する六方晶という結晶系であるという特徴を有している。
ＳｉＣ上へのＩＩＩ族窒化物の高品質結晶成長技術は、ＳｉＣ基板上ＧａＮ系デバイス構造形成のためのバッファ層への応用やＩＩＩ族窒化物／ＳｉＣヘテロ接合デバイスへの応用から、その実現が期待されている。ＳｉＣとＩＩＩ族窒化物のｃ軸方向の積層構造、いわゆるポリタイプの不一致のため、良質なＩＩＩ族窒化物層をＳｉＣ上に成長することは難しかった。すなわち、代表的な六方晶ＳｉＣである４Ｈ−ＳｉＣ、６Ｈ−ＳｉＣはｃ軸方向にそれぞれ４モノレイヤー、６モノレイヤーを周期とする構造を持ち、一方、ＩＩＩ族窒化物であるＡｌＮやＧａＮは、ウルツ鉱構造と呼ばれるｃ軸方向に２モノレイヤーを周期とする構造を持つ。
この問題の解決には、ＳｉＣ基板表面を全くステップの存在しない平坦面にするか、或いは、ＳｉＣ基板表面のステップの高さをＳｉＣとＩＩＩ族窒化物の積層周期の公倍数に制御すればよいことが提唱されている。例えば、ＳｉＣ基板表面をＨＣｌガスエッチング処理することにより、上記の特徴を持つＳｉＣ表面を形成した後にＡｌＮ層を成長させる技術が提案されている（例えば、非特許文献１Ｎｏｒｉｏ  Ｏｎｏｊｉｍａ，Ｊｕｎ  Ｓｕｄａ，ａｎｄ  Ｈｉｒｏｙｕｋｉ  Ｍａｔｓｕｎａｍｉ，“Ｍｏｌｅｃｕｌａｒ−ｂｅａｍ  ｅｐｉｔａｘｉａｌ  ｇｒｏｗｔｈ  ｏｆ  ｉｎｓｕｌａｔｉｎｇ  ＡｌＮ  ｏｎ  ｓｕｒｆａｃｅ−ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ  ６Ｈ−ＳｉＣ  ｓｕｂｓｔｒａｔｅ  ｂｙ  ＨＣｌ  ｇａｓ  ｅｔｃｈｉｎｇ”，Ａｐｐｌｉｅｄ  Ｐｈｙｓｉｃｓ  Ｌｅｔｔｅｒｓ，Ｖｏｌ．８０，Ｎｏ．１，（２００２）ｐ．７６−７８．参照）。
【発明の開示】
積層構造における不整合は、上記の方法を用いて解決されることが期待されるが、一方、ＳｉＣ表面上のＩＩＩ族窒化物の結晶成長においては、さらに、以下に述べる２つの問題がある。第１の問題は、ＳｉＣ表面が化学的・熱的に安定であり、１２００℃を超える高温環境などを用いない限りＳｉＣ表面状態を制御することが難しく、一般のＩＩＩ族窒化物成長装置ではそのような高温環境を実現することが困難であることである。
第２の問題は、結晶成長の界面が、ＩＶ−ＩＶ族とＩＩＩ−Ｖ族という異なる化学結合を有する物質間の界面であるため、この界面において、ＩＶ−ＩＩＩ族やＩＶ−Ｖ族など共有結合形成に対して電子が余るか、もしくは、不足するという状況が発生し、界面が不安定となり、結晶成長様式が３次元島状成長になりやすいという問題である。その結果、高品質なＩＩＩ族窒化物の結晶成長は困難な状況にあった。
本発明は、ＳｉＣ表面の制御および／または成長開始時のシーケンス制御することにより、ＳｉＣ上への高品質なＩＩＩ族窒化物の結晶成長技術を提供することを目的とする。
本発明の一観点によれば、ＳｉＣ表面に原子レベルで平坦なステップ−テラス構造を形成し、その表面の酸化膜を除去する工程と、高真空下においてＳｉ又はＧａを照射し高温加熱を行う工程を少なくとも１サイクル以上行った後にＩＩＩ族窒化物を成長する工程とを有する結晶成長方法が提供される。
上記結晶成長方法によれば、ＳｉＣ表面のステップを制御しつつ、平坦かつ清浄な表面にした後に、高真空下においてＳｉ又はＧａを照射し高温加熱を行う工程を少なくとも１サイクル以上行った後にＩＩＩ族窒化物を成長することで、ＳｉＣ表面に残留する酸素量を極めて少なくすることができ、良好な界面を有するＳｉＣ／ＩＩＩ族窒化物を形成することができる。
また、平坦かつ清浄なＳｉＣ表面を形成する工程と、高真空下においてＩＩＩ族窒化物を成長する工程であって、ＩＩＩ族元素を先行して供給した後に窒素を供給する工程とを有する結晶成長方法が提供される。
上記方法によれば、ＳｉＣ清浄表面にＩＩＩ族元素を先行して供給した後に窒素を供給することにより、ＳｉＣ表面のＳｉと窒素が反応し窒化物層や過剰なＳｉ−Ｎ結合が形成されるのを防止できる。また、ＳｉＣ表面にＩＩＩ族元素を先行して供給することにより界面の不安定性を低減できることができ、２次元レイヤー・バイ・レイヤー（ｌａｙｅｒ−ｂｙ−ｌａｙｅｒ）成長を再現性良く実現することができる。
本発明の他の観点によれば、平坦かつ清浄なＳｉＣ表面を形成する工程と、高真空下においてＩＩＩ族窒化物を成長する工程であって、ＳｉＣ表面上におけるＩＩＩ族窒化物の結晶成長様式を制御する表面制御層を形成する表面制御元素を供給する工程と、ＩＩＩ族元素と窒素とを供給し、続いて前記表面制御元素の供給を停止する工程とを有する結晶成長方法が提供される。前記表面制御元素は、Ｇａ又はＩｎであるのが好ましい。
上記表面制御元素を供給した後にＩＩＩ族元素と窒素とを供給することで、ＩＩＩ族元素と窒素との供給順序にかかわらず、ＳｉＣ表面にＳｉの窒化物層などが形成されるのを防ぐことができ、良好な界面を形成できるとともに、ＩＩＩ族元素と窒素との供給順序に関する制御を不要にすることも可能となる。
本発明のさらに他の観点によれば、ＳｉＣ表面を、原子レベルで平坦なステップ−テラス構造に制御する工程と、酸素分圧の減圧雰囲気下において表面の酸化膜を除去し、ＩＩＩ族窒化物を成長する工程とを有する結晶成長方法が提供される。この方法を用いると、表面酸化膜を除去する工程の後に再び酸素が吸着することを防止できるため、ＩＩＩ族窒化物の成長前に、Ｇａ照射・高温加熱処理などの表面酸化膜除去処理などを行わない場合でも良質な単結晶を成長することができる。
本発明の別の観点によれば、ＳｉＣ層と、ＩＩＩ族窒化物層と、前記ＳｉＣ層と前記ＩＩＩ族窒化物層との間に残留するＧａ原子又はＩｎ原子とを有する積層構造が提供される。
【図面の簡単な説明】    図１は、本実施の形態によるＳｉＣ上へのＩＩＩ族窒化物の結晶成長ステップを模式的に示す工程図である。
図２（Ａ）は、本発明の第１の実施の形態によるＳｉＣ上へのＩＩＩ族窒化物の結晶成長において、ＩＩＩ族窒化物の結晶成長前後における成長元素の供給タイミング（ＭＢＥであればシャッターのオンオフなどにより制御する）に関するシーケンス図であり、図２（Ｂ）はその変形例による結晶成長方法を示すシーケンス図である。
図３（Ａ）は、ＡｌＮ層の成長が開始されたタイミング時点から後にその場観察した電子線回折強度の測定結果であり、図３（Ｂ）はＡｌＮ層の成長温度を下げた場合の測定結果を示す図である。
図４は、フッ酸処理及びＧａ原子ビーム照射処理を行わなかった試料と、Ｇａ原子ビーム照射処理のみを行わなかった試料と、フッ酸処理及びＧａ原子ビーム照射処理を行った試料における非対象面（０１−１４）のＸ線ロッキングカーブ測定の結果を示す図である
図５は、本発明の第２の実施の形態による結晶成長工程を示す図である。
図６は、ＩＩＩ族窒化物の結晶成長前後における成長元素の供給タイミング（ＭＢＥであればシャッターのオンオフなどにより制御する）に関するシーケンス図である。
図７は、本発明の第３の実施の形態による結晶成長工程を示す図である。
図８は、ＩＩＩ族窒化物の結晶成長前後における成長元素の供給タイミング（ＭＢＥであればシャッターのオンオフなどにより制御する）に関するシーケンス図である。
図９は、本発明の第４の実施の形態による結晶成長方法を示す図である。
図１０（Ａ）から（Ｄ）までは、本発明の第１又は第３の実施の形態による結晶成長方法により成長された構造例を示す図である。
図１１（Ａ）は、ＳｉＣとＡｌＮとの間のバンド不連続と電子親和力の差とを利用し、２次元電子ガス層をチャネル層として用いたＭＩＳＦＥＴの断面構造例を示す図である。図１１（Ｂ）は、ＳｉＣとＡｌＮとの接合構造におけるエネルギーバンド構造を示す図である。
図１２は、本実施の形態による結晶成長技術を光デバイスに応用した例であり、レーザ構造への応用例を示す構造断面図である。
図１３は、本実施の形態による結晶成長技術をＨＢＴ（ヘテロ接合バイポーラトランジスタ）に応用した例であり、ＧａＮ／ＳｉＣ系ＨＢＴの構造断面図である。
【発明を実施するための最良の形態】  以下に、図面を参照しつつ、本発明の実施の形態によるＳｉＣ上へのＩＩＩ族結晶成長技術について説明を行う。尚、本明細書において、ＳｉＣ表面という用語は、ＳｉＣ基板の表面と、例えばＳｉ基板やサファイア基板上などの異種材料上に堆積されたＳｉＣ層の表面とのいずれをも含むものとする。ＳｉＣ基板という場合にも、その中にはＳｉＣが表面に存在する基板という意味が含まれるものとする。
ＩＩＩ族窒化物と称する場合には、Ｂ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎのうちの少なくとも１つ以上ＩＩＩ族元素とＮとを含むことを意味する。Ｖ族の元素としてＮ以外の元素を含んでいても良いし、またＧａＮやＡｌＮなどの化合物のみではなく、ＡｌｘＩｎｙＧａ１−ｘ−ｙＮなどの混晶も含まれるものとする。
まず、本発明の第１の実施の形態による結晶成長技術について図面を参照して説明する。図１は、本実施の形態によるＳｉＣ上へのＩＩＩ族窒化物の結晶成長ステップを模式的に示す工程図である。図２（Ａ）及び図２（Ｂ）は、ＩＩＩ族窒化物の結晶成長前後における成長元素の供給タイミング（ＭＢＥであればシャッターのオンオフなどにより制御する）と成長温度との関係を示す成長のシーケンス図である。
以下に、図１及び図２を参照して結晶成長工程について詳細に説明する。まず、洗浄した４Ｈ−ＳｉＣ（０００１）Ｓｉ基板１（ジャスト基板又は任意の結晶方向に１５°以下のオフセット角を有する基板とする。それ以上大きなオフセット角になるとステップの近接やファセットの形成が問題となり、他の結晶成長機構を考慮する必要が生じる。）を準備した後に（６Ｈ−ＳｉＣでも良い）、例えば石英製の加熱炉内において水素ガスで希釈されたＨＣｌガス雰囲気中で（例えば、キャリアガスである水素ガスの流量が１ｓｌｍであり、ＨＣｌガスの流量が３ｓｃｃｍである。）、例えば、１３００℃で１０分間の熱処理を行う。この条件下におけるＳｉＣのエッチング速度は約０．３μｍ／ｈである。かかるガスエッチング処理により、上述のように、ＳｉＣ基板表面は原子レベルで平坦なテラスとステップからなるステップ−テラス構造となる。テラスの幅は、基板の面方位（オフ角）による。例えば、（０００１）Ｓｉ面に対して０．２°程度のオフセット角を持つ場合、テラス幅はμｍオーダーとなる。ステップの高さは、ＳｉＣ基板表面の傾斜角、傾斜方向の結晶方位、ガスエッチングの条件を整えることで、４モノレイヤーになる。このガスエッチングに代えて、又は、ガスエッチングに次いで、ＳｉＣのホモエピタキシャル成長を行っても良い（図１（Ａ）の符号２に示す層）。ホモエピタキシャル成長においても成長条件を調節することにより上述のステップ高さを持つ表面を形成することができる。また、ホモエピタキシャル成長を行うことは基板よりも高品質なＳｉＣ層を形成することができるため、より高品質なＩＩＩ族窒化物層の形成や、ＩＩＩ族窒化物／ＳｉＣ界面を使用するデバイス作製には有用である。
ガスエッチングの後に、ＳｉＣ基板を大気中に取り出す。取り出した基板を原子間力顕微鏡により評価したところ、基板表面はステップ−テラス構造を有しており、テラス上は原子レベルで平坦であることがわかった。ステップの高さは４モノレイヤーになっている。ＩＩＩ族窒化物を成長する前にＳｉＣ基板表面を上記構成にすることで、高品質な構造を成長できる１つの条件が満たされていることがわかる。
次に、図１（Ｂ）に示すように、大気中に取り出したＳｉＣ基板１の表面に対して、王水、塩酸、フッ酸による処理を順次行った。フッ酸処理により、ＳｉＣ基板１の表面にわずかに形成されているシリコン酸化膜を除去することができる。基板表面にはＳｉＣ清浄表面３が形成されている。この処理を行った基板に対しても、原子間力顕微鏡により評価したところ、ＳｉＣ基板１の表面にはステップ−テラス構造が観察された。すなわち、上記化学処理によっても表面のステップ−テラス構造は変化せず維持されることが確認された。また、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）により表面分析を行ったところ、表面の酸素量が王水、塩酸、フッ酸の処理により大幅に低減していることが分かった。しかし、微量ではあるが、有意な量の酸素がなお残っていることも確認された。
図１（Ｃ）及び図２（Ａ）に示すように、上記ＳｉＣ基板１を高真空装置、例えばＭＢＥ（Ｍｏｌｅｃｕｌａｒ  ｂｅａｍ  ｅｐｉｔａｘｙ）装置内に取り付け、超高真空状態（例えば、１０−６〜１０−８Ｐａ）に保持した。超高真空状態において、例えば８００℃以下の温度（図では６００℃）において、Ｇａ原子ビーム５を時間ｔ１から照射を開始し、その後、時間ｔ２から時間ｔ３までの間に８００℃以上の温度（図では１０００℃）へ昇温し、次いで、時間ｔ３から時間ｔ４までの一定期間中高温に保持する。
加熱・保持を行うプロセスは、少なくとも１回以上（図では２回）、好ましくは３回以上繰り返した。加熱中はＧａ照射を中断するのが好ましい（実線）。但し、Ｇａ照射を時間ｔ３から時間ｔ４までの間の継続し時間ｔ４において照射を中断しても（破線）同様の結果が得られる。尚、この場合には、Δｔ１、Δｔ２のＧａ中断から降温までのインターバルを設けることにより、表面からのＧａ脱離のための時間を設けても良い。或いは、Ｇａをｔ８又はｔ８−Δｔ２まで、継続して供給することも可能である。次いで、時間ｔ４から時間ｔ５までの間において１０００℃から６００℃まで降温させ、時間ｔ５において再びＧａを照射し、時間ｔ６まで温度を維持する。次いで、時間ｔ６においてＧａの照射を中断し時間ｔ７までの間に１０００℃まで昇温する。同様にＧａの照射を、時間ｔ６で中断せずに、１０００℃に保持する終期である時間ｔ８において中断しても良い。その後、時間ｔ８から時間ｔ９までにおいて温度を例えば９００℃まで降温し、時間ｔ１０において、ＡｌとＮを同時に供給する。この時点でＡｌＮの成長が開始する。
尚、Ｇａ原子ビーム５の代わりに、又は、Ｇａ原子に加えてＳｉ原子ビームを照射しても良い。ＸＰＳによる表面分析の結果、Ｇａ照射・加熱処理後の表面の酸素量は測定装置の測定限界以下になった。Ｇａ照射とそれに続く熱処理により、フッ酸処理によっても完全には除去し切れていない、もしくはフッ酸処理後大気中を介してＭＢＥ装置に取り付ける間に吸着した表面の酸素をほぼ完全に除去することができた。
ＡｌＮの成長工程についてより詳細に説明すると、図１（Ｄ）に示すように、ＡｌＮ膜の成長温度（例えば、Ｔｓ＝４００℃から１１００℃までの間、図では９００℃）に設定し、超高真空状態（例えば、１０−６〜１０−８Ｐａ）においてＡｌ原子８ａとＮ原子８ｂとをＳｉＣ基板表面に供給する。なお、成長中の真空度は、Ｎ原子供給量と成長装置の真空排気能力との平衡により決まる。一般的な成長条件では、１０−２〜１０−４Ｐａ程度となる。Ｎ原子８ｂは、例えば高周波プラズマ励起活性窒素を用いたｒｆ−ＭＢＥ法により基板表面に供給した。この時点から、図１（Ｄ）に示すようにＡｌＮ層７がＳｉＣ基板１表面上に成長できる。
図３に、ＡｌＮ層７の成長が開始されたタイミングｔ１０の時点から後にその場観察した電子線回折（ＲＨＥＥＤ）の測定結果を示す。図３には、図１（Ｃ）のＧａ原子ビームの照射を省略してＡｌＮを成長した試料と、さらに、図１（Ｂ）のフッ酸処理も省略した試料のＲＨＥＥＤ強度のＡｌＮ成長膜厚による変化も併せて示している。
図３に示すように、ＡｌＮ層７の成長が開始されたタイミングｔ３後にその場観察した電子線回折強度において、フッ酸処理及びＧａ原子ビーム照射処理を行わなかった試料と、Ｇａ原子ビーム照射処理のみを行わなかった試料においては、ＲＨＥＥＤの振動が観測されなかった。すなわち、ＡｌＮ層７の３次元島状成長が支配的になるのに対して、フッ酸処理及びＧａ原子ビーム照射処理を行った試料に関しては、ＲＨＥＥＤの振動が観測され、ＳｉＣ表面上においてＡｌＮ層がレイヤー・バイ・レイヤー（島状の３次元成長ではなく層状の２次元成長）の様式で成長していることが確認された。
尚、ＲＨＥＥＤ振動の持続は成長条件により大きく異なり、より低温の成長では数１０周期を超える振動の持続が確認できる。原子間力顕微鏡によるＡｌＮ成長表面のステップ構造の観察より、高温での振動の減衰は、成長モードがレイヤー・バイ・レイヤー成長からステップフロー成長に移行したことによるものであることが分かった。尚、ステップフロー成長も２次元成長であり、結晶の高品質化という意味ではレイヤー・バイ・レイヤー成長と同様に結晶成長においては好ましいことである。図３（Ｂ）は、ＩＩＩ族窒化物の結晶成長温度を、６００〜７００℃程度まで下げた場合のＲＨＥＥＤ振動の様子を示す図である。ＲＨＥＥＤ振動の周期が２０周期以上にわたり明瞭に現れており、結晶成長温度を低温化にすることによって、レイヤー・バイ・レイヤー成長を長時間にわたり持続可能なことがわかる。しかし、例えば。４００℃以下の低温では、原子のマイグレーションや過剰原料の再脱離が不十分となり、結晶性が大幅に悪化する。すなわち、高品質ＡｌＮを得るためには少なくとも４００℃以上の温度が必要である。
図４に、上記３種類の試料に関する非対象面（０１−１４）のＸ線ロッキングカーブ測定の結果を示す。尚、ここで、−１は１の上にバーの記号を付したものと等価である。縦軸はＸ線ロッキングカーブの半値幅であり、横軸はＡｌＮ層の膜厚である。ロッキングカーブの半値幅が大きいほど、結晶面に揺らぎがある、すなわち、結晶の品質が低いことを意味する。図４に示すように、フッ酸処理及びＧａ原子ビーム照射処理を行わなかった試料では１０００から３０００秒の半値幅であり、Ｇａ原子ビーム照射処理のみを行わなかった試料は８００から２０００秒の半値幅である。これに比べて、フッ酸処理及びＧａ原子ビーム照射処理を行った試料においてはＸ線ロッキングカーブの半値幅が３００から５００秒と大幅に低減する。これより後者は結晶面の揺らぎが非常に小さく、結晶性が極めて良好であることがわかる。これは、ＡｌＮ層が個々の３次元島として成長したのではなく、レイヤー・バイ・レイヤー成長の実現により、ＡｌＮの２次元核が成長の初期段階で横方向に融合して層状に成長した効果であると考えられる。
以上、本発明の第１の実施の形態による結晶成長方法によれば、ＳｉＣ表面とその上の堆積物であるＡｌＮ層との分子層数の公倍数を有する表面を準備した後に、ＡｌＮ層の成長を行うことによりＳｉＣ表面状にＡｌＮをレイヤー・バイ・レイヤー成長もしくはステップフロー成長（２次元成長）させることができ、従来の島状成長（３次元成長）させた場合に比べて欠陥が導入されにくく、高品質の結晶成長ができる。尚、ＡｌＮの結晶成長では、Ａｌビームを照射しつつ、Ｎを断続的に供給する等の間欠供給又は断続供給を行っても良い。
ところで、ＡｌＮ成長前のＳｉＣ表面には多数のステップが存在している。すべてのステップの高さを、ＳｉＣとＡｌＮの分子総数の最小公倍数にするのがもっとも望ましいが、一部そのような高さのステップを持たないステップが存在しても、おおむね半分以上のステップがそのような高さを持っていれば、ＡｌＮ結晶の高品質化にかなりの効果を期待できることが分かっている。むしろ、化学処理、Ｇａ原子ビーム照射・加熱処理を適切に行うことやＡｌＮの成長温度やＡｌ、Ｎの供給比を適切に設定することが、ＡｌＮ結晶の高品質化に極めて重要である。
次に、本発明の第１の実施の形態の変形例による結晶成長方法について図２（Ｂ）を参照しつつ説明する。図２（Ａ）と異なり、図２（Ｂ）に示す成長方法では、まず、時間ｔ１において、基板温度を８００℃に保持したままＧａの照射を開始する。８００℃においてＧａを照射すると、ＳｉＣ表面へのＧａの供給速度とＳｉＣ表面からのＧａの離脱する速度とがほぼ一致し、一種の平衡状態になる。この状態において、ＧａがＳｉＣ表面に残っているＳｉ酸化膜と反応し、比較的蒸気圧の高いＧａ酸化物として基板表面から蒸発しＳｉＣ表面のＳｉ酸化膜を除去することができる。
時間ｔ２において又はその前にＧａの照射を中断し、時間ｔ２から時間ｔ３までの間において１０００℃まで昇温し、時間ｔ４まで１０００℃で温度を保持する。時間ｔ４から時間ｔ５までにおいて成長温度である９００℃に降温し、あるタイミングｔ０でＡｌとＮとを同時に供給することによりＡｌＮを成長する。上記の方法によりＡｌＮの成長前にＳｉＣ表面のシリコン酸化膜を除去することができる。
尚、図２（Ｂ）においてｔ４からΔｔ３前までの期間までＧａを供給し、その後のΔｔ３期間にＧａを除去するようにしても良い。
次に、本発明の第２の実施の形態による結晶成長方法について図面を参照しつつ説明する。図５は、本実施の形態による結晶成長方法の工程を示す図であり、図６は、ＩＩＩ族窒化物の結晶成長前後における成長元素の供給タイミング（ＭＢＥであればシャッターのオンオフなどにより制御する）に関するシーケンス図である。
以下に、図５及び図６を参照して本実施の形態による結晶成長工程について詳細に説明する。図５（Ａ）に示すように、まず、洗浄した４Ｈ−ＳｉＣ（０００１）Ｓｉ基板１１を準備した後に、この基板１１の表面に、上記第１の実施の形態と同様に清浄面１５を形成する。次いで、図５（Ｂ）と図６とに示すように、時間ｔ１１においてＡｌの照射を先行して行う。ＡｌがＳｉＣ基板１１の表面をほぼ被覆した時点ｔ１２（例えばｔ１２−ｔ１１＝１０ｓ）において、図５（Ｃ）に示すように、高周波プラズマ励起活性窒素２１を供給する。この時点ｔ１２からＡｌＮ層２３の成長が開始する。ｔ２３においてＡｌとＮの供給を停止すると、ＡｌＮ層２３の成長が停止する。これにより、Ｎ原子（高周波プラズマ励起活性窒素）２１がＳｉＣ表面１５と直接反応する可能性が少なくなり、ＳｉＣ表面１５上に不要なＳｉＮ層、もしくは、過剰なＳｉ−Ｎ結合が形成されるのを防止することができ、ＳｉＣ表面１５とＡｌＮ層２３との界面状態を良好に保つことができる。尚、ＳｉＣ表面１５上に供給されるＡｌ原子１７は、必ずしも１モノレイヤー必要ではなく、それよりも少ない量、例えば１／３モノレイヤーのＡｌ原子１７がほぼ均一にＳｉＣ表面１５上を被覆した後に高周波プラズマ励起活性窒素２１を供給すれば良い。（六方晶のｃ面においては、１／３又は１モノレイヤーが規則的な吸着に相当する。）
次に、本発明の第３の実施の形態による結晶成長方法について図面を参照しつつ説明する。図７は、本実施の形態による結晶成長方法の工程を示す図であり、図８は、ＩＩＩ族窒化物の結晶成長前後における成長元素の供給タイミング（ＭＢＥであればシャッターのオンオフなどにより制御する）に関するシーケンス図である。
以下に、図７及び図８を参照して本実施の形態による結晶成長工程について詳細に説明する。図７（Ａ）に示すように、まず、洗浄した４Ｈ−ＳｉＣ（０００１）Ｓｉ基板２１を準備した後に、この基板２１の表面に、上記第１、第２の実施の形態と同様の方法により清浄面２５を形成する。次いで、図７（Ｂ）と図８とに示すように、所定のタイミング（時間ｔ２０）において、Ｇａの照射を先行して行う。ＡｌＮの成長温度付近において、Ｇａの蒸気圧はＡｌの蒸気圧よりも蒸気圧が高く、Ｇａ原子はＳｉＣ基板２１の表面２５に吸着する成分と表面から蒸発する成分とがほぼ等しくなり、一種の平衡状態になる。その結果、表面には平衡状態のＧａが吸着した状態２５ａが形成される。
ＡｌＮの成長は図７（Ｃ）と図８に示すように、所定のタイミング（時間ｔ２２）にＡｌとＮを同時に供給することで開始される。Ｇａの照射はＡｌＮの成長開始時のＡｌＮの結晶成長様式を制御するために行っているため、ＡｌＮの結晶成長開始後は、ｔ２４の時間にＧａの供給を停止する。
なお、ｔ２４−ｔ２２の期間はＡｌとＧａが供給されているので、図７（Ｄ）に示すようにＡｌＮ層３５とＳｉＣ基板２１との界面にＡｌｘＧａ１−ｘＮ層２５ｂが形成されることになる。ＳｉＣとＡｌＮの間にＡｌＧａＮ層が存在することが好ましくない目的、例えば、ＡｌＮ／ＳｉＣ  ＭＩＳ構造の作製などであれば、ｔ２４−ｔ２２をＡｌＧａＮ層の１モノレイヤーの成長時間に比べて十分短くする必要がある。例えば、ＡｌとＮの供給開始と同時にＧａ照射を停止すれば（ｔ２２＝ｔ２４）、界面にＧａが僅かに存在するだけであり、ＡｌＧａＮ層の形成はほとんど無視できる。一方、ＳｉＣとＡｌＮの界面構造に特に制約が無い場合、例えば、ＧａＮレーザ構造のためのバッファ層などであれば、Ａｌの供給タイミングに自由度を持たせることができる。具体的にはｔ２２のＮ供給に先駆けてｔ２１でＡｌを供給する方法、または、ｔ２２のＮ供給から遅らせてｔ２３でＡｌを供給する方法などである。ｔ２１で供給する場合には、先行照射時間ｔ２２−ｔ２１が長すぎると過剰なＡｌがＳｉＣ表面上で凝集し、結晶性を悪化させることになる。一方、ｔ２３で供給する場合には、ｔ２３−ｔ２１の間はＧａとＮが供給されているためＧａＮ層が成長し、ＳｉＣ／ＧａＮ／ＡｌＮ構造が形成されることになる。所望のＡｌＮ層厚さを成長した後に、ＡｌとＮの供給を停止することでＡｌＮ層の成長を停止する。
再蒸発し凝集を起こさないＧａ原子２７を先行照射することで、Ａｌ原子３１を先行照射しなくても、ＳｉＮ膜もしくは過剰なＳｉ−Ｎ結合の形成を防止し、ＡｌＮの結晶成長様式を容易にレイヤー・バイ・レイヤー成長にすることができる。第２の実施の形態による方法では、Ａｌの先行照射のタイミング調整が必要である。すなわち、過剰なＡｌ照射はＡｌの凝集による結晶性悪化を招き、一方、Ａｌ照射が不足するとＳｉＮ膜などの形成を招く。Ａｌに比べて蒸発しやすいＧａ原子２７を使用し、Ｇａ原子の吸着・脱離の平衡状態を利用することで、タイミング調整が特に不要になるという利点がある。
尚、Ｇａの代わりにＧａ同様再蒸発しやすいＩｎを用いても良い。この場合も、高周波プラズマ励起活性窒素３３がＳｉＣ表面２５と直接反応する可能性が少なくなり、ＳｉＣ表面２５上にＳｉＮ層などが形成されるのを防止することができ、ＳｉＣ表面２５とＡｌＮ層３５との界面状態を良好に保つことができる。尚、Ｎの供給は断続的に行っても良い。尚、Ｇａの供給としてガスソースを用いる成長方法、たとえば、ＣＢＥ（ｃｈｅｍｉｃａｌ  ｂｅａｍ  ｅｐｉｔａｘｙ）やＭＯＶＰＥ（Ｍｅｔａｌ  ｏｒｇａｎｉｃ  ｖａｐｏｒ  ｐｈａｓｅ  ｅｐｉｔａｘｙ）の場合には、トリメチルガリウムやトリエチルガリウムなどのＧａを含む有機金属を供給することにより、実質的にＧａを供給することになる。Ｎについても同様で、アンモニアやヒドラジンなどの窒素を含むガスを供給することにより、実質的にＮを供給することになる。
次に、本発明の第４の実施の形態による結晶成長方法について、図９を参照して説明する。本実施の形態による結晶成長方法では、第１の実施の形態による結晶成長方法と同様にＨＣｌガスエッチングを行った（図９（Ａ）参照）、その後の処理を、通常よりも酸素の分圧が小さい雰囲気中で行う点に特徴がある。例えば、ＭＢＥの試料導入部と連結したグローブボックス中を、アルゴンや窒素などの高純度不活性ガスにより置換することで酸素分圧を、例えば、０．１Ｐａ程度にすることができる。図９（Ｂ）に示すようにフッ酸を含む水溶液によりＳｉＣ基板４１の表面４３を清浄し、酸素にふれることなくＭＢＥ試料導入部に入れ高真空に排気し、図９（Ｃ）に示すように、他の実施の形態による結晶成長方法と同様にＭＢＥ装置内の高真空下（Ｐ＝１０−６〜１０−８Ｐａ）において、ＡｌＮ膜５１を成長する。なお、この場合、フッ酸を含む水溶液中に溶解している酸素を除去することも重要である。これは、水溶液を酸素分圧がない環境下、上記の場合にはグローブボックスに数時間以上置くことにより達成される。この方法を用いると、図１（Ｃ）のＳｉ原子又はＧａ原子の照射処理とその後の高温処理とのサイクル数を少なくとも減少させることができ、或いは省略することも可能である。従って、工程が簡単になるという利点がある。
図１０は、本発明の第１又は第３の実施の形態による結晶成長方法により成長された構造例を示す図である。図１０（Ａ）に示す構造においては、ＳｉＣ基板１とＡｌＮ層５３との間に例えばｐｐｍオーダーのＧａ原子が残留しているのみである。図１０（Ｂ）に示す構造においては、ＳｉＣ基板５１とＡｌＮ層５３との間に薄いＡｌｘＧａ１−ｘＮ層５５（ｘ＝０〜１）が形成されている。これは、図８のようにしてＧａを供給した後、ＡｌＮ層を成長させたことにより形成された層である。Ｇａの代わりにＩｎを用いると、図１０（Ｃ）に示すように、ＳｉＣ基板５１とＡｌＮ層５３との間にＩｎ原子５８が残留する。或いは、図１０（Ｄ）に示すように、パーセントオーダーのＩｎが入ると、ＳｉＣ基板５１とＡｌＮ層５３との間に薄いＡｌｘＩｎ１−ｘＮ層５９（ｘ＝０〜１）が形成される。これらは、図８のようにしてＧａ又はＩｎを供給した後、ＡｌＮ層を成長させたことにより形成された層である。上記構造のいずれかであれば、本実施の形態による結晶成長方法を用いたものと推定される。
上記の第１から第４の結晶成長プロセスの実施例においてはＩＩＩ族窒化物としてＡｌＮ層の成長について述べたが、ＧａＮ層やＡｌｘＧａ１−ｘＮ層などの成長に関しても同様の方法により形成することができる。この場合には、実施例におけるＡｌの供給を、ＧａＮ成長の場合には、Ｇａの供給に、ＡｌｘＧａ１−ｘＮ成長の場合には、ＡｌとＧａとの同時供給に置き換えれば良い。
図１１に、本発明の第１から第３までのいずれかの実施の形態による結晶成長方法を用いたデバイス構造例を示す。図１１（Ａ）は、ＳｉＣとＡｌＮとの間のバンド不連続を利用し、界面の２次元電子ガス層をチャネルとして用いたＭＩＳＦＥＴの断面構造例を示す図である。図１１（Ｂ）は、ＳｉＣとＡｌＮとの接合構造におけるエネルギーバンド構造を示す図である。
図１１（Ａ）に示すように、ヘテロ接合型のＭＩＳＦＥＴ６０は、ＳｉＣ表面を有する基板６１と、基板６１に本実施の形態による結晶成長技術を用いて成長した高品質ＡｌＮ層６６と、ＡｌＮ層６６の上に形成されたゲート電極６８と、ゲート電極６８の両側のＳｉＣ内に形成され高濃度に不純物をドーピングしたソース層６３及びドレイン層６５と、ソース層６３に対して形成されたソース電極６７ａと、ドレイン層６５に対して形成されたドレイン電極６７ｂと、を有している。
図１１（Ｂ）に示すように、ＡｌＮ層６６（バンドギャップが約６．２ｅＶ）とＳｉＣ（バンドギャップが約３．４ｅＶ）表面との間には、大きなバンドオフセットが存在しており、ＡｌＮ層６６に対してゲート電極を形成すると、ゲート電極の電圧により、界面に誘起される２次元電子ガス濃度を制御でき、トランジスタ動作を実現できる。
本実施の形態による結晶成長技術を用いているため、上記ＡｌＮ／ＳｉＣ系ＭＩＳＦＥＴでは、ＡｌＮの結晶性の向上に伴って、良好なゲート絶縁特性および高いチャネル電子移動度を有する高性能ＭＩＳＦＥＴを実現することができる。
次に、本実施の形態による結晶成長技術を光デバイスに応用した例について図面を参照して説明する。図１２は、レーザ構造への応用例を示す構造断面図である。図１２に示すように、本実施の形態による結晶成長技術を用いた半導体レーザは、ＳｉＣ表面を有する基板７１と、その上に形成されたＡｌＮバッファ層７３と、ＡｌＧａＮ（ｎ型）クラッド層７５と、ＧａＮ／ＩｎＧａＮの多重量子井戸構造（ＭＱＷ）７７と、ＡｌＧａＮ（ｐ）クラッド層７８とを有している。ＡｌＧａＮ（ｐ）クラッド層７８上に第１電極Ｅ１が、ＡｌＧａＮ（ｎ型）クラッド層７５上に第２電極Ｅ２が形成される。このレーザ構造においても、ＳｉＣ基板７１上に良好なＡｌＮ結晶を成長することができるため、その上部に作製されるレーザ動作の結晶性が大幅に向上し、レーザのしきい値電流密度の低減、素子寿命の向上などへ寄与する。
尚、図１２の構造で、ＳｉＣ７１をｎ型にし、ＡｌＮ層７３をトンネル電流が期待される程度、例えば１０ｎｍ以下と極めて薄くすることにより、縦方向に電流が流せる構造とすることができ。その場合、第２電極をＳｉＣ７１の裏面Ｅ２’に形成することも可能である。この場合、ＩＩＩ族窒化物のメサ構造形成の工程を省略することができる。または、図１２の構造で、ＳｉＣ７１をｎ型にし、ＡｌＮ層７３の代わりにｎ型ＡｋＧａＮ層をバッファ層として用いることにより、縦方向に電流が流す構造とすることも可能である。
図１３に本実施の形態による結晶成長方法により製造したヘテロ接合バイポーラトランジスタ（ＨＢＴ）の構造例を示す。図１３に示すように、このＨＢＴは、ｎ−ＳｉＣ基板８１と、その上に形成されたｐ−ＳｉＣ層８３と、その上に形成されたｎ＋−ＧａＮ層８５との縦型積層構造を有する。ｎ＋−ＧａＮ層８５に対してエミッタ電極９１が形成され、ｐ−ＳｉＣ層８３に対してベース電極９３が形成され、ｎ−ＳｉＣ基板８１の裏面にコレクタ電極９５が形成されたＨＢＴを構成する。本実施の形態による結晶成長方法によれば、ｎ＋−ＧａＮ（ＩＩＩ族窒化物）とｐ−ＳｉＣとの間の界面が良好になるため、界面再結合を抑制し、ＨＢＴにおける重要な性能指標である電流増幅率βを大きくすることができるという利点がある。
以上に説明したように、本発明の実施の形態による結晶成長技術を用いると、ＳｉＣ表面に結晶成長開始直後からＩＩＩ族−Ｎの層がレイヤー・バイ・レイヤーもしくはステップフロー成長するため、島状成長する場合に生じる欠陥の導入を低減することができ、また、薄膜を高精度に成長することができるという利点がある。従って、ＳｉＣの広いバンドギャップを利用した電子デバイス、ＩＩＩ族窒化物の高い発光光デバイスなどに適用した場合に、特性を向上させることができる。
以上、本実施の形態に沿って説明したが、本発明はこれらの例に限定されるものではなく、種々の変形が可能であるのは言うまでもない。
【産業上の利用可能性】  本発明の結晶成長技術を用いると、ＳｉＣ表面上にＩＩＩ族窒化物がレイヤー・バイ・レイヤー成長もしくはステップフロー成長するため、欠陥の導入を低減することができ、また、薄膜を高精度に成長することができるため、ＳｉＣやＩＩＩ族窒化物の広いバンドギャップを活用した電子デバイス、光デバイスなどの作製に適用した場合、デバイス特性を向上させることができる。
【図１】
2004084283.tif 000003
【図２】
2004084283.tif 000004
【図３】
2004084283.tif 000005
【図４】
2004084283.tif 000006
【図５】
2004084283.tif 000007
【図６】
2004084283.tif 000008
【図７】
2004084283.tif 000009
【図８】
2004084283.tif 000010
【図９】
2004084283.tif 000011
【図１０】
2004084283.tif 000012
【図１１】
2004084283.tif 000013
【図１２】
2004084283.tif 000014
【図１３】
2004084283.tif 000015
【手続補正書】
【提出日】平成17年2月21日(2005.2.21)
【手続補正００１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【書類名】特許請求の範囲
【請求項１】ＳｉＣ表面にステップ−テラス構造を形成し、その表面の酸化膜を除去する工程と、
高真空下においてＳｉ又はＧａを照射した後、高温加熱を行う工程を少なくとも１サイクル以上行った後に、ＩＩＩ族窒化物を成長する工程を有する結晶成長方法。
【請求項２】前記ＩＩＩ族窒化物を成長する工程を、前記高温加熱を行う工程における基板温度よりも低温で行うことを特徴とする請求項１に記載の結晶成長方法。
【請求項３】表面の酸化膜を除去し平坦かつ清浄なＳｉＣ表面を形成する工程と、
高真空下においてＩＩＩ族窒化物を成長する工程であって、前記清浄なＳｉＣ表面に１モノレイヤー又はそれよりも少ない量のＩＩＩ族元素を先行して供給した後に窒素を供給する工程と
を有する結晶成長方法。
【請求項４】表面の酸化膜を除去し平坦かつ清浄なＳｉＣ表面を形成する工程と、
高真空下において前記清浄なＳｉＣ表面に１モノレイヤー又はそれよりも少ない量のＩＩＩ族窒化物を成長する工程であって、前記ＳｉＣ表面上における前記ＩＩＩ族窒化物の結晶成長様式を制御する表面制御元素を先行して供給する工程と、
ＩＩＩ族元素と窒素とを供給し、続いて、前記表面制御元素の供給を停止する工程と
を有する結晶成長方法。
【請求項５】前記表面制御元素は、Ｇａ又はＩｎであることを特徴とする請求の範囲第４項に記載の結晶成長方法。
【請求項６】ＳｉＣ表面を、ステップ−テラス構造に制御する工程と、
酸素分圧を減圧した雰囲気下においてフッ酸を含む溶液を用いて表面の酸化膜を除去しステップ−テラス構造を維持した状態のまま高真空下でＩＩＩ族窒化物を成長する工程と
を有する結晶成長方法。
【請求項７】前記ＳｉＣ表面は、（０００１）Ｓｉ又は（０００−１）Ｃ面に対して０から１５°までのオフセット角を有していることを特徴とする請求の範囲第１項から第６項までのいずれか１項に記載の結晶成長方法。
【請求項８】ＳｉＣ層と、
ＡｌＮ層と、
前記ＳｉＣ層と前記ＡｌＮ層との間に残留するｐｐｍオーダーのＧａ原子又はＩｎ原子の残留原子と
を有する積層構造。
【請求項９】前記ＳｉＣ表面にステップ−テラス構造を形成し、その表面の酸化膜を除去する工程と、前記表面の酸化膜を除去し平坦かつ清浄なＳｉＣ表面を形成する工程を含み、
前記ＩＩＩ族窒化物を成長する工程は、前記ＩＩＩ族元素を先行して供給した後に窒素を供給する工程を含むことを特徴とする請求の範囲第１項又は第２項に記載の結晶成長方法。
【請求項１０】表面の酸化膜を除去し平坦かつ清浄なＳｉＣ表面を形成する工程と、
前記高真空下においてＩＩＩ族窒化物を成長するは、前記ＳｉＣ表面上における前記ＩＩＩ族窒化物の結晶成長様式を制御する表面制御元素を先行して供給する工程と、ＩＩＩ族元素と窒素とを供給し、続いて、前記表面制御元素の供給を停止する工程と、を有することを特徴とする請求の範囲第１項又は第２項に記載の結晶成長方法。
【請求項１１】前記酸化膜を除去する工程は、酸素分圧を減圧した雰囲気下においてフッ酸を含む溶液を用いて表面の酸化膜を除去しＩＩＩ族窒化物を成長する工程を有することを特徴とする請求の範囲第１項又は第２項に記載の結晶成長方法。
【請求項１２】ＳｉＣ基板と、
請求の範囲第１項又は第２項に記載の結晶成長方法により形成されたＡｌＮ層と、
該ＡｌＮ層上に形成されたゲート電極と、
該ゲート電極の両側に形成されたソース及びドレインと
を有するヘテロ接合型ＭＩＳＦＥＴ。
【請求項１３】ＳｉＣ基板と、
請求の範囲第１項又は第２項に記載の結晶成長方法により形成されたＡｌＮバッファ層と、
該ＡｌＮ層上に形成された第１の１ＡｌＧａＮクラッド層と、
ＧａＮ／ＩｎＧａＮの多重量子井戸構造と、
該多重量子井戸構造上に形成された第２のＡｌＧａＮクラッド層と
を有するヘテロ接合型レーザ素子。




【手続補正書】
【提出日】平成17年11月1日(2005.11.1)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＳｉＣ表面にステップ−テラス構造を形成し、その表面の酸化膜を除去する工程と、
Ｓｉ又はＧａを照射した後、高温加熱を行う工程を少なくとも１サイクル以上行った後に、III族窒化物を成長する工程を有する結晶成長方法。
【請求項２】
前記Ｓｉ又はＧａを照射する工程を、高真空（Ｈｉｇｈ  Ｖａｃｕｕｍ）下において行なうことを特徴とする請求項１に記載の結晶成長方法。
【請求項３】
前記高真空は、１０-6Ｐａ以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の結晶成長方法。
【請求項４】
前記III族窒化物を成長する工程を、前記高温加熱を行う工程における基板温度よりも低温で行うことを特徴とする請求項１から３までのいずれか１項に記載の結晶成長方法。
【請求項５】
前記ＳｉＣ表面は、（０００１）Ｓｉ又は（０００−１）Ｃ面に対して０から１５°までのオフセット角を有していることを特徴とする請求項１から４までのいずれか１項に記載の結晶成長方法。
【請求項６】
平坦かつ清浄なＳｉＣ表面を形成する工程と、
III族窒化物を成長する工程であって、III族元素を先行して供給した後に窒素を供給する工程と
を有する結晶成長方法。
【請求項７】
表面の酸化膜を除去し平坦かつ清浄なＳｉＣ表面を形成する工程と、
III族窒化物を成長する工程であって、前記清浄なＳｉＣ表面に１モノレイヤー又はそれよりも少ない量のIII族元素を先行して供給した後に窒素を供給する工程と
を有する結晶成長方法。
【請求項８】
前記III族窒化物を成長する工程を、高真空下において行なうことを特徴とする請求項６又は７に記載の結晶成長方法。
【請求項９】
前記高真空は、１０-2Pa以下であることを特徴とする請求項８に記載の結晶成長方法。
【請求項１０】
前記ＳｉＣ表面は、（０００１）Ｓｉ又は（０００−１）Ｃ面に対して０から１５°までのオフセット角を有していることを特徴とする請求項６から９までのいずれか１項に記載の結晶成長方法。
【請求項１１】
平坦かつ清浄なＳｉＣ表面を形成する工程と、
III族窒化物を成長する工程であって、前記ＳｉＣ表面上における前記III族窒化物の結晶成長様式を制御する表面制御元素を先行して供給する工程と、
III族元素と窒素とを供給し、続いて、前記表面制御元素の供給を停止する工程と
を有する結晶成長方法。
【請求項１２】
前記表面制御元素は、Ｇａ又はＩｎであることを特徴とする請求項１１に記載の結晶成長方法。
【請求項１３】
前記III族窒化物を成長する工程を、高真空下において行なうことを特徴とする請求項１１又は１２に記載の結晶成長方法。
【請求項１４】
前記高真空は、１０-2Pa以下であることを特徴とする請求項１３に記載の結晶成長方法。
【請求項１５】
前記ＳｉＣ表面は、（０００１）Ｓｉ又は（０００−１）Ｃ面に対して０から１５°までのオフセット角を有していることを特徴とする請求項１１から１４までのいずれか１項に記載の結晶成長方法。
【請求項１６】
ＳｉＣ表面を、ステップ−テラス構造に制御する工程と、
酸素分圧を減圧した雰囲気下において表面の酸化膜を除去し、III族窒化物を成長する工程と
を有する結晶成長方法。
【請求項１７】
ＳｉＣ表面を、ステップ−テラス構造に制御する工程と、
酸素分圧を減圧した雰囲気下において表面の酸化膜を除去し、ステップ−テラス構造を維持した状態のままIII族窒化物を成長する工程と
を有する結晶成長方法。
【請求項１８】
前記III族窒化物を成長する工程を、高真空下において行なうことを特徴とする請求項１６又は１７に記載の結晶成長方法。
【請求項１９】
前記高真空は、１０-2Pa以下であることを特徴とする請求項１８に記載の結晶成長方法。
【請求項２０】
前記表面の酸化膜を除去する工程は、フッ酸を含む溶液を用いて行なわれることを特徴とする請求項１６から１９までのいずれか１項に記載の結晶成長方法。
【請求項２１】
前記ＳｉＣ表面は、（０００１）Ｓｉ又は（０００−１）Ｃ面に対して０から１５°までのオフセット角を有していることを特徴とする請求項１６から２０までのいずれか１項に記載の結晶成長方法。
【請求項２２】
ＳｉＣ層と、
III族窒化物層と、
前記ＳｉＣ層と前記III族窒化物層との間に残留するＧａ原子又はＩｎ原子と
を有する積層構造。
【請求項２３】
ＳｉＣ層と、
ＡｌＮ層と、
前記ＳｉＣ層と前記ＡｌＮ層との間に残留するｐｐｍオーダーのＧａ原子又はＩｎ原子の残留原子と
を有する積層構造。
【請求項２４】
前記ＳｉＣ表面にステップ−テラス構造を形成し、その表面の酸化膜を除去する工程と、前記表面の酸化膜を除去し平坦かつ清浄なＳｉＣ表面を形成する工程を含み、
前記III族窒化物を成長する工程は、前記III族元素を先行して供給した後に窒素を供給する工程を含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の結晶成長方法。
【請求項２５】
表面の酸化膜を除去し平坦かつ清浄なＳｉＣ表面を形成する工程と、
前記III族窒化物を成長する工程は、前記ＳｉＣ表面上における前記III族窒化物の結晶成長様式を制御する表面制御元素を先行して供給する工程と、III族元素と窒素とを供給し、続いて、前記表面制御元素の供給を停止する工程と、を有することを特徴とする請求項１又は２に記載の結晶成長方法。
【請求項２６】
前記酸化膜を除去する工程は、酸素分圧を減圧した雰囲気下においてフッ酸を含む溶液を用いて表面の酸化膜を除去し、III族窒化物を成長する工程を有することを特徴とする請求項１又は２に記載の結晶成長方法。
【請求項２７】
ＳｉＣ基板と、
請求項１又は２に記載の結晶成長方法により形成されたＡｌＮ層と、
該ＡｌＮ層上に形成されたゲート電極と、
該ゲート電極の両側に形成されたソース及びドレインと
を有するヘテロ接合型ＭＩＳＦＥＴ。
【請求項２８】
ＳｉＣ基板と、
請求項１又は２に記載の結晶成長方法により形成されたＡｌＮバッファ層と、
該ＡｌＮ層上に形成された第１の１ＡｌＧａＮクラッド層と、
ＧａＮ/ＩｎＧａＮの多重量子井戸構造と、
該多重量子井戸構造上に形成された第２のＡｌＧａＮクラッド層と
を有するヘテロ接合型レーザ素子。
【国際調査報告】
2004084283.tif 000016
2004084283.tif 000017
2004084283.tif 000018