(57)【要約】  構造体は、核生成層と、該核生成層の表面上に配置されたＩＩＩ族窒化物構造とを有し、ＩＩＩ族窒化物構造は、複数ペアの積層されたＩＩＩ族窒化物の層を有し、複数ペアの層の各ペアが、３Ｄ成長構造を持つ下層と、２Ｄ成長構造を持つ上層とを有する。下層の各々は、完成時に、そのペアの上層の完成時の表面ラフネスよりも大きい表面ラフネスを持つ。複数ペアの積層されたＩＩＩ族窒化物の層の上層の各々と下層の各々との間の界面が、その中に結晶転位の結合及び／又は消滅を有する。
2020515499.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
核生成層と、該核生成層の表面上に配置されたＩＩＩ族窒化物構造と、を有し、前記ＩＩＩ族窒化物構造は、複数ペアの積層されたＩＩＩ族窒化物の層を有し、前記複数ペアの層の各ペアが、３Ｄ成長構造を持つ下層と、２Ｄ成長構造を持つ上層とを有する、構造体。
【請求項２】
前記下層の各々が完成時に、そのペアの上層の完成時の表面ラフネスよりも大きい表面ラフネスを持つ、請求項１に記載の構造体。
【請求項３】
前記複数ペアの積層されたＩＩＩ族窒化物の層の前記上層の各々と前記下層の各々との間の界面が、その中に結晶転位の結合及び／又は消滅を有する、請求項２に記載の構造体。
【請求項４】
核生成層と、該核生成層の表面上に配置されたＩＩＩ族窒化物構造と、を有し、前記ＩＩＩ族窒化物構造は、複数ペアの上下に積層されたＩＩＩ族窒化物の層を有し、該複数ペアの前記積層されたＩＩＩ族窒化物の層の各ペアの前記積層されたＩＩＩ族窒化物の層の上側の層は、その中に結晶転位の結合及び消滅を有し、結晶転位の結合及び消滅の密度が、前記核生成層の前記表面から垂直な方向に沿って、前記積層されたＩＩＩ族窒化物の層の前記上側の層内で低くなっている、構造体。
【請求項５】
第１のＩＩＩ族窒化物層と、
前記第１のＩＩＩ族窒化物層の表面上の第２のＩＩＩ族窒化物層であり、前記第１のＩＩＩ族窒化物層の前記表面よりも滑らかな表面を持つ第２のＩＩＩ族窒化物層と、
前記第２のＩＩＩ族窒化物層の前記表面上の第３のＩＩＩ族窒化物層であり、前記第２のＩＩＩ族窒化物層の前記表面よりも粗い表面を持つ第３のＩＩＩ族窒化物層と、
を有する構造体。
【請求項６】
核生成層と、該核生成層の表面上に配置されたＩＩＩ族窒化物構造と、を有し、前記ＩＩＩ族窒化物構造は、複数ペアのＩＩＩ族窒化物の層のスタックを有し、該スタックは、前記複数ペアの層の各ペアの前記ＩＩＩ族窒化物の層の間の界面にある結晶転位について、逐次に低くなった密度を有する、構造体。
【請求項７】
ＩＩＩ族窒化物構造を形成する方法であって、（ａ）核生成層上に第１のＩＩＩ族窒化物層をエピタキシャル成長させ、（ｂ）成長させた前記第１のＩＩＩ族窒化物層上に、低減された表面ラフネスを持つ第２のＩＩＩ族窒化物層をエピタキシャル成長させ、（ｃ）成長させた前記第２のＩＩＩ族窒化物層上に、増大された表面ラフネスを持つ第３のＩＩＩ族窒化物層をエピタキシャル成長させる、ことを有する方法。
【請求項８】
前記第１のＩＩＩ族窒化物層及び前記第３のＩＩＩ族窒化物層は、３Ｄ成長を用いて成長され、前記第２のＩＩＩ族窒化物層は、２Ｄ成長を用いて成長される、請求項７に記載の方法。
【請求項９】
結晶材料層上にＩＩＩ族窒化物構造を形成する方法であって、
（ａ）前記結晶材料層上に、３Ｄエピタキシャル成長を用いて、第１のＩＩＩ族窒化物層をエピタキシャル成長させ、
（ｂ）成長させた前記第１のＩＩＩ族窒化物層上に、２Ｄエピタキシャル成長を用いて、第２のＩＩＩ族窒化物層をエピタキシャル成長させ、
（ｃ）前記第２のＩＩＩ族窒化物層上に、３Ｄエピタキシャル成長を用いて、第３のＩＩＩ族窒化物層をエピタキシャル成長させ、
（ｄ）成長させた前記第３のＩＩＩ族窒化物層上に、２Ｄエピタキシャル成長を用いて、第４のＩＩＩ族窒化物層をエピタキシャル成長させる、
ことを有する方法。
【請求項１０】
結晶材料層上にＩＩＩ族窒化物構造を形成する方法であって、（ａ）前記結晶材料層上に、増大された表面ラフネスを持つ第１のＩＩＩ族窒化物層をエピタキシャル成長させ、（ｂ）成長させた前記第１のＩＩＩ族窒化物層上に、低減された表面ラフネスを持つ第２のＩＩＩ族窒化物層を、更に成長させても前記第２のＩＩＩ族窒化物層の前記表面ラフネスがもはや感知可能な変化量で低下しなくなるまでエピタキシャル成長させ、（ｃ）前記第２のＩＩＩ族窒化物層上に、増大された表面ラフネスを持つ第３のＩＩＩ族窒化物層をエピタキシャル成長させ、（ｄ）成長させた前記第３のＩＩＩ族窒化物層上に、低減された表面ラフネスを持つ第４のＩＩＩ族窒化物層を、更に成長させても前記第４のＩＩＩ族窒化物層の前記表面ラフネスがもはや感知可能な変化量で低下しなくなるまでエピタキシャル成長させる、ことを有する方法。
【請求項１１】
前記第１及び第３のＩＩＩ族窒化物層は、３Ｄエピタキシャル成長された層であり、前記第２及び第４のＩＩＩ族窒化物層は、２Ｄエピタキシャル成長された層である、請求項１０に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本開示は、概してＩＩＩ族窒化物構造に関し、より具体的には、そのような構造のエピタキシャル層内に減少された結晶転位を持つＩＩＩ族窒化物構造に関する。
【背景技術】
【０００２】
技術的に知られているように、窒化インジウム（ＩｎＮ）、窒化ガリウム（ＧａＮ）、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）、窒化ホウ素（ＢＮ）、並びに、Ｉｎｘ（ＡｌｙＧａ１−ｙ）１−ｘＮ（ただし、０≦ｘ≦１及び０≦ｙ≦１）及びＢｚ（Ｉｎｘ（ＡｌｙＧａ１−ｙ）１−ｘ）１−ｚＮ（ただし、０≦ｘ≦１及び０≦ｙ≦１及び０≦ｚ≦１）を含め、それらの関連合金の全てが、ＩＩＩ族窒化物として知られる材料の系列である。ＩＩＩ族窒化物は、それらの絶縁破壊電圧、バンドギャップエネルギー、及び飽和速度のために、一部で、パワートランジス及びマイクロ波トランジスタのデバイスエレクトロニクスで使用されている。デバイス性能に関係する主要な問題の１つは、ＩＩＩ族窒化物材料から成長されるエピタキシャル材料の結晶品質である。というのは、大きい直径のバルクＩＩＩ族窒化物基板の高価格及び入手しにくさのために、大抵のエピタキシャルＩＩＩ族窒化物ヘテロ構造が、格子整合していない基板上に成長されているからである。格子不整合は、デバイス性能に有害な多数の結晶転位の形成をもたらす。典型的に、活性デバイス領域が成長される前に、平坦な表面モルホロジを作り出しながら、材料が緩和することを可能にして成長プロセス中に転位をできるだけ多く減らすために、ＩＩＩ族窒化物バッファ層が１ミクロンを超える厚さで成長される。
【０００３】
やはり技術的に知られているように、プラズマアシスト分子線エピタキシ（ＰＡＭＢＥ）によるＧａＮの成長においては、プラズマ源によって供給される活性窒素フラックスの存在下で、ガリウム原子が基板表面上に蒸着される。成長中のＧａＮの表面モルホロジは、基板温度と、プラズマ活性化窒素フラックスに対するガリウムフラックスの比とに依存し、一般に、３つの主要なレジームに分けられています。Ｎ安定成長レジーム、中間成長レジーム、及びＧａドロップレット成長レジームという３つの主なレジームに分けられている。Ｎ安定成長レジームは、正味のガリウムフラックス（入射ガリウムフラックスから、表面からの脱着率を引いたもの）が、プラズマ源から表面に供給される活性窒素のフラックスよりも小さい場合に起こる。Ｇａドロップレット成長レジームは、正味のガリウムフラックスが活性窒素フラックスを上回るときに起こり、厚さ的に２．５モノレイヤよりも大きいガリウム湿潤層の蓄積、及び成長表面上のガリウムドロップレットの形成につながる。中間成長レジームは、正味のガリウムフラックスが活性窒素フラックスを上回るが、ガリウムの脱着率が成長表面上にガリウムドロップレットが蓄積するのを防ぐのに十分な高さであるときに起こる。中間成長レジームは、Ｎ安定レジームとＧａドロップレットレジームとの間の全ての成長をカバーし、厚さ的に最大２．５モノレイヤまでのガリウム湿潤層の様々なカバレッジ及び厚さを含む。
【０００４】
Ｎ安定及び中間の成長レジームはまた、どちらも粗い表面モルホロジを有するピット状の（窪みのある）表面を生み出すので、３次元（３Ｄ）成長レジームとしても分類される。Ｎ安定ＧａＮ成長レジームは典型的に、傾斜した柱状構造と高密度の積層欠陥とを有する粗いファセット状で窪みの多い表面モルホロジを生み出す。中間ＧａＮ成長レジームにおける表面モルホロジは、成長表面上のガリウム蓄積量に応じて大きく変化し、ガリウムの量が増えるにつれて表面ピット密度の連続的な低下及び成長平坦化を伴う。また、中間成長レジーム内で、ガリウムフラックスが増加し、表面上の１から２．５モノレイヤ厚のガリウム吸着層の存在を安定化させるにつれて、レイヤバイレイヤ成長（層ごとの成長）からステップフロー成長への移行が存在する。
【０００５】
ＧａドロップレットＧａＮ成長レジームは、原子的に平坦な表面を生み出し、２次元（２Ｄ）成長レジームとしても分類される。表面上のガリウムの蓄積が成長プロセス中に連続的に増加することが可能にされる場合、最終的に液体ガリウムがＧａＮ表面の品質をランダムに低下させ始めることになる。Ｇａドロップレット成長レジームと中間成長レジームと間のクロスオーバ境界での成長は、ステップフロー成長が支配的な原子的に平坦な表面をもたらすと報告されている。しかしながら、ウエハ全体で数度に満たない温度揺らぎが、成長をこのクロスオーバ境界から逸脱させて、ウエハ全体でかなりのモルホロジばらつきにつながってしまい得る。この問題を軽減するために、ＧａドロップレットＧａＮ成長レジームでの短期間のＧａＮ成長と、それに続く、表面から過剰なガリウムが除去される短い期間とを有する幾つもの“変調”成長法が開発された。変調ＭＢＥ成長法の一例では、Ｇａドロップレットレジームで成長が起こるのに十分な高さのガリウムフラックスで、或る期間だけガリウムシャッタ及び窒素シャッタが同時に開かれ、次いで、過剰なガリウムが成長表面から脱着することを可能にすべく、或る期間だけ双方のシャッタが同時に閉じられる。この例では、基板温度が、過剰なガリウムを表面から脱着するのに十分な熱さでなければならない。変調ＭＢＥ成長法の別の一例では、複数のガリウム源が成長に使用され、１つのソースへのシャッタが連続して開かれ、第２のソースへのシャッタが開と閉との間で交互に代わる。第２のシャッタが開いているとき、Ｇａドロップレットレジームで成長が起こり、過剰なガリウムが表面に蓄積する。第２のシャッタが閉じられると、過剰なガリウムが成長プロセスによって消費され始め、このシャッタは、過剰なガリウムが成長表面から一掃されるまで閉じたままにされる。過剰なガリウムが一掃されると、第２のシャッタが再び開かれ、Ｇａドロップレットレジームでの成長を再開する。一変調期間は一般に、数百オングストロームの成長にわたってである。
【０００６】
より具体的には、格子不整合のある結晶基板上でのＧａＮのヘテロエピタキシャル成長においては、エピタキシャルミスフィットに起因する歪みを低減させるよう、成長しているエピタキシャルＧａＮ膜の界面付近に高密度の結晶転位が生成される。ＧａＮ系の高電子移動度トランジスタ（ＨＥＭＴ）における高い結晶転位密度は、デバイスの２次元電子ガス（２ＤＥＧ）内での電子移動度を低下させ、シート抵抗を上昇させるので、望ましくない。ＧａＮ用の変調成長法は、成長全体を通して滑らかな表面モルホロジを生み出すが、ＧａＮ内の結晶転位が成長方向に平行に伝播することも可能にし、それにより、転位相互作用が低いままになり、転位密度が高いままになる。
【０００７】
Ｃ．Ｄ．Ｌｅｅ等による論文“Role  of  Ga  flux  in  dislocation  reduction  in  GaN  films  grown  on  SiC  (0001)”，Appl.Phys.Lett.79，3428(2001)（非特許文献１）によれば、ＧａＮ膜内の一対の転位が結合（Ｃ）する又は消滅（Ａ）したこととなる結晶転位消滅（Ａ）及び／又は結合の確率は、転位がランダムに離間されるのではなくクラスター化されるときに大いに高められる。何故なら、相互作用力は、一般に、転位間の距離に反比例するからである。より窒素リッチな条件下でＧａＮが成長されるとき、表面上の吸着原子の移動度が低下するため、表面が粗くなる。これらの膜内の結晶転位は、一般に、ＧａＮ表面に沿ったトポロジー的な谷及び成長表面の最も低い点にあることが観察される。Ｌｅｅによって理論化されたことには、粗い表面は、トポロジー的な谷の中での転位のクラスター化につながり、そして、転位のこのクラスター化は、ＧａＮ膜内での、より高い転位消滅又は結合率につながる。
【０００８】
後に、Ｗａｌｔｅｒｅｉｔ等の“Structural  Properties  of  GaN  Buffer  Layers  on  4H-SiC(0001)  Grown  by  Plasma-Assisted  Molecular  Beam  Epitaxy  for  High  Electron  Mobility  Transistors”，Jap.J.Appl.Phys.，43，L1520(2004)（非特許文献２）によって示されたことには、成長表面の粗面化による結晶転位減少の利点は、ＧａＮ成長の最初の１００ｎｍに限られる。最終的に結晶転位（この論文では貫通転位として参照されている）の全てがトポロジー的な谷に位置することとなり、同じ成長条件下での更なる成長は、２つ以上の小さめの谷が１つの大きめの谷へと合体するようにしてかなり大きいトポロジー的な谷を生み出すことによって、更なるクラスターを作り出すことができるのみである。従って、この中間成長レジームでの、より厚いバッファの成長は、結晶転位密度を有意に低下させることなく、表面の粗さを増加させるだけである。結晶転位を更に減らすために表面ラフネスを大幅に増大させるという要件は、デバイス製造と適合するものではない。
【０００９】
“Dislocation  and  morphology  control  during  molecular-beam  epitaxy  of  AlGaN/GaN  hetero-structures  directly  on  sapphire  substrates”，Appl.Phys.Lett.，81，1456(2002)と題された論文（非特許文献３）にてＭａｎｆｒａ等によって初めて実証されたように、従来技術における一部のＧａＮ層は、２つの成長ステップで成長されることが報告されている。第１ステップにおいて、粗い表面モルホロジを促進して結晶転位を減少させる中間すなわち３Ｄ成長レジーム条件下でＧａＮが成長される。Ｍａｎｆｒａ等が、この論文の図１を参照して、「３Ｄ成長モードは、転位相互作用を増加させ、ひいては、表面まで伝播する転位の数を減少させるようである。」と指摘している。Ｍａｎｆｒａ等はまた、その図１は、成長の最初の７５０−１０００ｎｍを通して貫通転位のかなりの曲がり（成長方向から遠ざかるように曲がって、ある程度横方向に動く）が観察されることを示しており、これらの転位のうち多くが他の転位と交わり、「そこで、それらの転位は、逆符号のバーガーズベクトルを持つ場合に消滅することができる。図１中の矢印は、この膜内に見られる閉じた転位ループのうちほんの一部を指し示している。」と指摘している。Ｍａｎｆｒａ等は、「窒素安定条件下での成長は貫通転位相互作用を高めるようであるが、これらの条件下での連続成長によって生み出される粗くなった表面モルホロジは、デバイス構造に最適なものではない。」と指摘している。従って、デバイス製造に十分な滑らかさの表面を生み出すために、「絶縁性のＧａＮバッファの成長の第２フェーズで、金属安定成長を生み出すようにＧａフラックスが増加され」、「これらのＧａ安定条件下でエピ層の残りが成長される。Ｇａフラックスは、表面に金属ドロップレットが観察されないように制限される」。Ｍａｎｆｒａ等は、「図１に見られる欠陥構造には、かなり急峻な変化が観察される。」、「この点から、多くの転位ループが閉じて、残りの貫通欠陥が膜表面までまっすぐに伝播するのが見える。粗い／滑らかの移行は、転位曲がりを最小化するようである。」と言及している。
【００１０】
例えば、図１Ａを参照するに、＜１１００＞軸に平行且つ＜０００１＞軸及び＜１１２０＞軸に垂直に見た、ＡｌＮ核生成層を有する炭化ケイ素（ＳｉＣ）基板を有する構造が示されている。そして、＜０００１＞軸に沿って、３Ｄ成長条件を用いて、ここでは、所定の成長温度での、そして、表面ラフネスの着実な増加をもたらす所定のガリウム対窒素フラックス比での、分子ビームエピタキシ（ＭＢＥ）を用いて、ＧａＮ層がエピタキシャル成長されている。ＧａＮと下に位置する基板との間の格子不整合に起因して、図１Ａに示されるように、結晶転位（Ｄ）及び大きく曲がった貫通転位が形成されている。なお、最初の消滅領域の後、これらの転位（Ｄ）は＜０００１＞軸に沿って突き出し続けている。転位の消滅（Ａ）及び／又は結合（Ｃ）をもたらす曲がった転位相互作用の大部分が３Ｄ成長層（初期消滅領域）の中又は近くに閉じ込められることが示されている。３Ｄから２Ｄの（３Ｄ／２Ｄ）界面に関してＭａｎｆｒａ等によって言及されているように、図１Ａに示されるように、Ｍａｎｆｒａ等は、「粗い／滑らかの移行は転位曲がりを最小化するようである」と述べている。
【００１１】
図１Ｂは、二段階（３Ｄから２Ｄ）成長法を用いて堆積されたＧａＮ＜０００１＞層構造の＜１１００＞ゾーン軸に沿った断面走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）像であり、それにより、基板近くのＧａＮは、３Ｄ成長をもたらすガリウム対窒素フラックス比及び成長温度で成長され、ＧａＮ層の残りは、２Ｄ成長をもたらすガリウム対窒素フラックス比及び成長温度で成長されている。
【先行技術文献】
【非特許文献】
【００１２】
【非特許文献１】C.D.Lee等，“Role  of  Ga  flux  in  dislocation  reduction  in  GaN  films  grown  on  SiC(0001)”，Appl.Phys.Lett.，79，3428(2001)
【非特許文献２】Waltereit等，“Structural  Properties  of  GaN  Buffer  Layers  on  4H-SiC(0001)  Grown  by  Plasma-Assisted  Molecular  Beam  Epitaxy  for  High  Electron  Mobility  Transistors”，Jap.J.Appl.Phys.，43，L1520(2004)
【非特許文献３】Manfra等，“Dislocation  and  morphology  control  during  molecular-beam  epitaxy  of  AlGaN/GaN  hetero-structures  directly  on  sapphire  substrates”，Appl.Phys.Lett.，81，1456(2002)
【発明の概要】
【００１３】
本開示によれば、構造体が提供され、当該構造体は、核生成層と、該核生成層の表面上に配置されたＩＩＩ族窒化物構造とを有し、ＩＩＩ族窒化物構造は、複数ペアの積層されたＩＩＩ族窒化物の層を有し、複数ペアの層の各ペアが、３Ｄ成長構造を持つ下層と、２Ｄ成長構造を持つ上層とを有する。
【００１４】
一実施形態において、下層の各々が完成時に、そのペアの上層の完成時の表面ラフネスよりも大きい表面ラフネスを持つ。
【００１５】
一実施形態において、複数ペアの積層されたＩＩＩ族窒化物の層の上層の各々と下層の各々との間の界面が、その中に結晶転位の結合及び／又は消滅を有する。
【００１６】
Ｍａｎｆｒａ等は「粗い／滑らかの移行は転位曲がりを最小化するようである」と述べているものの、本発明者は、３Ｄ成長層と２Ｄ成長層との間の界面で、結晶転位の数又は密度が減少されることを認識した。しかしながら、本発明者は更に、３Ｄ／２Ｄ成長プロセスを繰り返すことにより、対応する逐次の結合／消滅の結果として、結晶転位が逐次に減少されることを認識した。すなわち、第２の３Ｄ成長層と第２の２Ｄ成長層との間の第２の界面を再び形成することによって、第１の２Ｄ成長層の後に２Ｄ成長層内に残存している結晶転位の数又は密度を更に低減させることができる。故に、本発明者は、先に２Ｄ形成された滑らかな表面を持つ層の上に、粗い表面を持つ第２の３Ｄ成長層を成長させて、３Ｄから２Ｄへのプロセスを繰り返すことを可能にすることで、第１の２Ｄ成長層内よりも少ない結晶転位を持つ第２の２Ｄ成長層を作り出すことができるようにしている。斯くして、プロセスが続くにつれて、転位の数又は密度を逐次的に減少させることができる。
【００１７】
一実施形態において、複数ペアの上下に積層されたＩＩＩ族窒化物の層が提供される。複数ペアの積層されたＩＩＩ族窒化物の層の各ペアの積層されたＩＩＩ族窒化物の層の上側の層は、その中に結晶転位の結合及び消滅を有する。結晶転位の結合及び消滅の数又は密度が、核生成層の表面から垂直な方向に沿って、積層されたＩＩＩ族窒化物の層の上側の層内で低くなる。
【００１８】
一実施形態において、ＩＩＩ族窒化物構造を形成する方法が提供され、当該方法は、（ａ）核生成層上に第１のＩＩＩ族窒化物層をエピタキシャル成長させ、第１の密度の結晶転位を有する第１のＩＩＩ族窒化物層の成長中に、核生成層内に結晶転位を生成させ、核生成層から第１のＩＩＩ族窒化物層へと伝播させ（ｂ）成長させた第１のＩＩＩ族窒化物層上に第２のＩＩＩ族窒化物層をエピタキシャル成長させ、第１のＩＩＩ族窒化物層の成長中に生成された結晶転位の一プを結合及び／又は消滅させて、第２のＩＩＩ族窒化物層の成長中に第２のＩＩＩ族窒化物層中を伝播する結晶転位の密度を低減させ、（ｃ）成長させた前記第２のＩＩＩ族窒化物層上に第３のＩＩＩ族窒化物層をエピタキシャル成長させ、第３のＩＩＩ族窒化物層の成長中に結晶転位の一部を第２のＩＩＩ族窒化物層から第３のＩＩＩ族窒化物層に伝播させることを有する。
【００１９】
一実施形態において、第１のＩＩＩ族窒化物層及び第３のＩＩＩ族窒化物層は、３Ｄ成長を用いて成長され、第２のＩＩＩ族窒化物層は、２Ｄ成長を用いて成長される。
【００２０】
一実施形態において、構造体が提供され、当該構造体は、核生成層と、該核生成層の表面上に配置されたＩＩＩ族窒化物構造とを有し、ＩＩＩ族窒化物構造は、複数ペアのＩＩＩ族窒化物の層のスタックを有し、該スタックは、複数ペアの層の各ペアのＩＩＩ族窒化物の層の間の界面にある結晶転位について、逐次に低くなった密度を有する。
【００２１】
一実施形態において、構造体が提供され、当該構造体は、第１のＩＩＩ族窒化物層と、該第１のＩＩＩ族窒化物層の表面上の第２のＩＩＩ族窒化物層であり、第１のＩＩＩ族窒化物層の表面よりも滑らかな表面を持つ第２のＩＩＩ族窒化物層と、該第２のＩＩＩ族窒化物層の表面上の第３のＩＩＩ族窒化物層であり、第２のＩＩＩ族窒化物層の表面よりも粗い表面を持つ第３のＩＩＩ族窒化物層とを有する。
【００２２】
本発明者が認識したことには、ＩＩＩ族窒化物内の転位の動きを生み出すのは、単に粗い表面モルホロジを作り出すことではなく、むしろ、転位がトポロジー的な谷に宿るように転位の周りの材料を粗くし、次いで、トポロジー的な谷を埋めるように成長条件を切り換えて、成長方向に対して垂直な成分を持って転位を伝播させ、それにより、成長中に転位が相互作用して結合するか又は消滅するかのいずれかとなることができる確率を高めるプロセスである。発明者が認識したことには、転位に面内方向成分を持たせて、それらがクラスター化する可能性を高めることは、ＧａＮの最初の１００ｎｍに限る必要はなく、粗い表面と滑らかな表面との間で成長条件を変え続けることによって、クラスター化は成長プロセスを通して起こり続けることができる。この方法においては、成長中に複数回にわたって、転位が面内方向成分を持つことを強いらせ、それにより、転位がクラスター化して消滅するか又は結合するかのいずれかとなる機会の回数が増加する。本発明者はまた、表面の粗さ、又は谷の深さは、そのような動きを作り出すために大きいものである必要がないことも認識している。ＧａＮ表面は、成長条件の切り換えを受けて最初の１０ｎｍ以内で粗くなり始めることができ、３０ｎｍから１００ｎｍの成長後には転位を動かすのに十分な粗さの表面モルホロジを生み出すことができる。この表面ラフネスは典型的に、例えば５０ｎｍから２００ｎｍの成長といった同等の厚さで修復されることができ、粗い成長表面と滑らかな成長表面との間の複数回の移行が１ミクロンから２ミクロンの厚さのＧａＮ構造内で起こることを可能にする。
【００２３】
粗いものから滑らかなものへの移行は、転位の動き及びクラスター化が成長のうち他の期間よりも大幅に高い成長の期間を作り出す。従って、本発明者はまた、比較的高い転位減少の層と比較的低い転位減少の層でＧａＮ構造を作成することができること、及び構造内でのこれらの層の配置をＧａＮの成長条件を調整することによって制御することができることも認識している。このような構造は、断面透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）撮像技術の使用により特定可能である。
【００２４】
より具体的には、本発明者が認識したことには、３次元（３Ｄ）成長レジーム（表面原子は典型的に、段差エッジを見つけるのに十分な可動性を持たず、成長表面が経時的に粗くなり始める）から２次元（２Ｄ）成長レジーム（成長表面は原子スケールで比較的滑らかであり、その後の成長は、成長されている層の粗さを有意に増大させず、これは通常、成長表面に恒久的に結合する前に表面原子が段差エッジを見つけるのに十分な時間及び可動性の結果である）への切り換えによる、ＩＩＩ族窒化物の成長中の転位のクラスター化及び減少は、二段階成長法においてのような単一の切り換え発生に分けられる必要はなく、ＩＩＩ族窒化物の成長を通して何度も繰り返されることができる。本発明者はまた、成長中に転位の動きのための機会の回数が多く存在するほど、転位をクラスター化して減少させることにおいて成長がいっそう効果的であることも認識した。ＧａＮ（０００１）成長の場合、中間成長レジームからＧａドロップレット成長レジームへと移行し、次いで中間成長レジームに戻るように、成長条件を継続的に交番させることによって、転位減少バッファ構造を形成することができる。
【００２５】
このような方法により、転位が所定の間隔で系統的に曲げられてＩＩＩ族窒化物材料内のそれらの密度を低減させるのと同時に平坦な表面モルホロジを促進する転位減少バッファ構造が提供される。シリコン、炭化ケイ素、及びサファイアのような不整合のある基板上に転位減少ＧａＮバッファ構造を有するＡｌＧａＮ／ＧａＮヘテロ構造から、無線周波数（ＲＦ）デバイスを製造することができる。
【００２６】
本開示の１つ以上の実施形態の細部が、添付の図面及び以下の記載にて説明される。本開示のその他の特徴、目的及び利点が、これらの記載及び図面並びに請求項から明らかになる。
【図面の簡単な説明】
【００２７】
【図１Ａ】従来技術に従ったＩＩＩ族窒化物構造の概略断面図である。
【図１Ｂ】従来技術に従った二段階（３Ｄから２Ｄの）成長プロセスを用いて堆積されたＧａＮ＜０００１＞層構造の＜１１００＞ゾーン軸に沿った断面走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）像である。
【図２】本開示に従ったＩＩＩ族窒化物構造の概略断面図である。
【図３】本開示に従ったＩＩＩ族窒化物構造の断面図である。
【図４】本開示に従った、３Ｄ成長とそれに続く２Ｄ成長とによって順次に成長された複数の層の各々の表面ラフネスを示すグラフである。
【図５】本開示に従った構造を製造する際に使用される工程を示すプロセスフローチャートである。
【図６】図６Ａは、ＰＡＭＢＥによって成長された５回の３Ｄから２Ｄへの成長サイクルでのＧａＮ（０００１）層構造の＜１１００＞ゾーン軸に沿った断面ＳＴＥＭ像を示しており、図６Ｂは、図６Ａに示した構造についての成長厚さの関数としての定性的な転位密度プロットである。
【図７】図７Ａは、従来技術に従った、ＰＡＭＢＥによって成長された１回の３Ｄから２Ｄへの成長サイクルでのＧａＮ（０００１）層構造の＜１１００＞ゾーン軸に沿った断面ＳＴＥＭ像を示しており、図７Ｂは、図７Ａに示した構造についての成長厚さの関数としての定性的な転位密度プロットである。
【図８】図８Ａは、ＰＡＭＢＥによって成長された１０回の３Ｄから２Ｄへの成長サイクルでのＧａＮ（０００１）層構造の＜１１００＞ゾーン軸に沿った断面ＳＴＥＭ像を示しており、図８Ｂは、図８Ａに示した構造についての成長厚さの関数としての定性的な転位密度プロットである。
【図９】１回の３Ｄから２Ｄへの成長サイクルを持つ従来技術（図７Ａ−７Ｂ）と、５回の３Ｄから２Ｄへの成長サイクルを持つ構造（図６Ａ−６Ｂ）と、１０回の３Ｄから２Ｄへの成長サイクルを持つ構造（図８Ａ−８Ｂ）との間での、成長厚さの関数としての転位密度（構造表面積１ｃｍ２当たりの転位数（＃））の比較を示している。
【００２８】
様々な図中の似通った参照符号は同様の要素を指し示している。
【発明を実施するための形態】
【００２９】
次に図２を参照するに、基板１２と、核生成層１４と、ここでは窒化ガリウムであるＩＩＩ族窒化物の構造１６とを有する構造１０が示されている。核生成層１４は、基板１２とＩＩＩ族窒化物構造１６との間に配置され、１つ以上の結晶材料層によって形成され得る。ここでは、核生成層１４は、ＡｌＮ核生成層１４１と、初期消滅領域として機能するＧａＮ核生成層１４２とを有するように示されている。ＩＩＩ族窒化物構造１６は、層１８１−１８４を有する４層構造であり、図示のように、層１８２及び１８４が、それぞれ、層１８１及び１８３の上に成長されている。層１８１及び１８３は、当該層が成長されるにつれて当該層の表面を粗くさせる条件を用いて成長される。これらの成長条件を、３Ｄ成長として参照することとする。層１８２及び１８４は、当該層が成長されるにつれて当該層の表面を滑らかにさせる条件を用いて成長され、これらの成長条件を２Ｄ成長として参照することとする。従って、ＩＩＩ族窒化物層１８２は完成時に、完成時のＩＩＩ族窒化物層１８１の表面よりも滑らかな表面を持ち、ＩＩＩ族窒化物層１８３は完成時に、完成時のＩＩＩ族窒化物層１８２の表面よりも粗い表面を持ち、等々である。また、図２に示されるように、層１８２及び１８４が層１８１及び１８３上に成長されるとき、消滅（Ａ）及び結合（Ｃ）のために、結晶転位（Ｄ）密度が低減される。
【００３０】
従って、このＩＩＩ族窒化物構造は、複数ペア（対）の積層されたＩＩＩ族窒化物層（ペア１８１、１８２、及び対１８３、１８４）を有し、複数ペアの層の各ペアが、３Ｄ成長構造を持つ下層（層１８１及び１８３）を有し、複数ペアの層の各ペアが、２Ｄ成長構造を持つ上層（層１８２及び１８４）を有する。下層（層１８１及び１８３）の各々は完成時に、複数ペアの層の上層（層１８１及び１８３）の表面粗さより大きい表面ラフネスを持つ。また、３Ｄ成長から２Ｄ成長への界面１９１及び１９３は、その中に結晶転位の結合（Ｃ）及び／又は消滅（Ａ）を有する。
【００３１】
次に図３を参照するに、ここでは、Ｍは３より大きい整数であるとして、ＩＩＩ族窒化物構造が、層１８１−１８Ｍを有するＭ層構造であり、図示のように、層１８２、１８４、…、１８Ｍが、それぞれ、層１８１、１８３、…、１８Ｍ−１の上に成長されている。層１８１、１８３、…、１８Ｍ−１は、当該層が成長されるにつれて当該層の表面を粗くさせる条件を用いて成長される。これらの成長条件を、３Ｄ成長として参照することとする。層１８２、１８４、…、１８Ｍは、当該層が成長されるにつれて当該層の表面を滑らかにさせる条件を用いて成長され、これらの成長条件を２Ｄ成長として参照することとする。従って、ＩＩＩ族窒化物層１８２は完成時に、完成時のＩＩＩ族窒化物層１８１の表面よりも滑らかな表面を持ち、ＩＩＩ族窒化物層１８３は完成時に、完成時のＩＩＩ族窒化物層１８２の表面よりも粗い表面を持ち、等々である。より具体的には、成長が３Ｄ成長から２Ｄ成長に切り換えられるところであるＩＩＩ族窒化物構造１６内の移行部１９１、１９３、１９Ｍ−１付近で転位減少率が最も高い。従って、図４を参照するに、層１８１の最終的なラフネスはＲ１であり、層１８２の最終的なラフネスはＲ２であり、Ｒ１＞Ｒ２であり、層１８３の最終的なラフネスはＲ３であり、Ｒ１≧Ｒ３＞Ｒ２であり、等々であり、最後の層１８ＭはＲＭのラフネスを持ち、ＲＭ＜ＲＭ−１である。従って、ＩＩＩ族窒化物構造１６は、核生成層１４の表面よりも滑らかな最終表面まで成長する。
【００３２】
次に図４を参照するに、３Ｄ成長される層Ｒ１、Ｒ３、…、ＲＭ−１についての極大表面ラフネスを対応する層番号に対してプロットすることによって形成されるカーブ３０は、概して一定のままであるか、あるいは、層番号が増してＩＩＩ族窒化物厚さが増大するにつれて表面ラフネスのレベルを低くする傾向にあるか、であるはずである。２Ｄ成長される層Ｒ２、Ｒ４、…、ＲＭについての極小表面ラフネスを対応する層番号に対してプロットすることによって形成されるカーブ３２は、概して一定のままであるか、あるいは、層番号が増してＩＩＩ族窒化物厚さが増大するにつれて表面ラフネスのレベルを低くする傾向にあるか、であるはずである。完成された核生成層１４の表面ラフネスＲ０は、概してＲ１よりも低いはずであり、必要であれば、構造１６の成長を開始する前に核生成層の一部として２Ｄ成長によりＩＩＩ族窒化物層を成長させることによって低減されることができる。堆積の初期段階中に形成される核の合体と、エピタキシャル不整合によって生成される多数の転位と、互いに対する転位の相対的近接性とに部分的に起因して、ＩＩＩ族窒化物の最初の何ナノメートル内で転位のかなりの消滅及び結合が起こる。この初期成長の期間は、厚さにして１０ｎｍから１００ｎｍのオーダーとなり得るものであり、核生成層１４の一部として含められ、ＩＩＩ族窒化物構造１６は、核生成から発出する欠陥を減らすように設計される。
【００３３】
次に図５を参照するに、ＩＩＩ族窒化物構造１６（図３）を形成するために使用されるプロセスのプロセスフロー図が示されている。表面ラフネスの着実な増加をもたらす所定のＩＩＩ族対窒素フラックス比（窒素フラックスに対するＩＩＩ族フラックスの比）及び所定の成長温度で、ＭＢＥを用いた３Ｄ成長によって、層１８１が成長される。層１８１の所望厚さに達すると、成長条件が、表面ラフネスの着実な減少があるように、第２の所定の成長温度及び第２の所定のＩＩＩ族対窒素フラックス比に調整され、２Ｄ成長を用いて層１８２が成長される。層１８２の成長は、引き続き成長させても表面ラフネスの減少率が実質的に収まるようになるまで続けられる。或る指定の２Ｄ成長条件セットでは、延長された成長期間後に接近することになる定常状態表面ラフネスが存在するが、成長が進むと接近速度は遅くなる。表面ラフネスは、反射高速電子回折（reflection  high-energy  electron  diffraction；ＲＨＥＥＤ）によってその場（インサイチュ）モニタリングされることができ、あるいは、成長システムの外で、例えば原子プローブ顕微鏡法及び走査型トンネル顕微鏡法などの走査型プローブ顕微鏡技術によって測定されることができる。実際には、層１８２の成長は、ＩＩＩ族窒化物に関して得られるＲＨＥＥＤパターンが、平坦な表面モルホロジを指し示す縞模様になるまで進むべきである。ＲＨＥＥＤ回折パターンは、成長表面の頂部の数原子層に敏感である。縞模様のＲＨＥＥＤパターンは、平坦な２次元の成長表面を指し示し、斑点パターンは、通常、より粗い３次元の成長表面を指し示す。ＧａＮに関するＧａドロップレット成長レジームは、原子的に平坦な表面及び縞模様のＲＨＥＥＤパターンを生み出し得る。より窒素リッチな成長条件よりも改善されたモルホロジは、吸着原子の可動性における変化によるものである。より窒素リッチな条件下では、ガリウム吸着原子がもっと低い表面移動度を持ち、より粗い３次元の表面モルホロジを生み出す速度論的に制限された成長プロセスをもたらす。斑点状のＲＨＥＥＤパターンは、粗い表面に関連付けられる。
【００３４】
２Ｄ成長条件下でのＩＩＩ族窒化物のＲＨＥＥＤモニタリングは、層１８２からの結晶回折パターンを観察するために表面から液体金属層を除去することを必要とし得るので、実際には、層１８２は、その場ＲＨＥＥＤ測定結果から前もって較正された特定の成長時間にわたって成長される。
【００３５】
層１８２の成長に続いて、成長条件が、層１８１の３Ｄ成長条件に移し戻され、層１８３及び１８４のためにプロセスフローが繰り返される。Ｍは２より大きい偶整数であるとして、層１８１からの層１８Ｍまでの層厚さの合計がＩＩＩ族窒化物構造１６の所望厚さを超えると、プロセスフローが終了する。
【００３６】
構造１６内のＩＩＩ族窒化物が例えばＧａＮであるとき、層１８１の成長中の成長温度は、この例では約７２０−７７０℃であり、ＧａＮの分解温度に近い。ガリウムフラックスが低いほど、表面が粗くなるのが速く、故に、少なくとも、酸素の不純物混入を低く保つために必要なガリウムの吸着層のカバレッジ維持しながら、ガリウムフラックスを可能な限り低く設定するのが望ましい。二次イオン質量分析法（secondary  ion  mass  spectrometry；ＳＩＭＳ）深さプロファイリングを用いて、バックグラウンドの不純物取り込み濃度をモニタリングすることができる。このレジームでの成長中にガリウムフラックスが低すぎる場合、ＧａＮバッファ成長の他の部分に比べて酸素の取り込みが増加することになる。このレジームでのＧａＮ成長中の高いガリウムフラックスは、粗くなる過程を遅くし、これらのバッファ上に製造されるＨＥＭＴ構造の材料性能における低下につながる。この３Ｄ成長レジーム内での成長は、典型的に、この例では２０ｎｍから１００ｎｍの間のどこかに及ぶ。薄すぎると、表面が粗くなるのに十分な時間がなく、厚すぎると、表面を粗くする利益が減り始めるとともに、続く層において表面の滑らかさを回復するために、より多くの時間を必要とする。実際の厚さはまた、バッファの開始時の粗さにも依存し、それは、基板、核生成層１４の組成、及び格子不整合を含む多数の事項の関数である。
【００３７】
層１８１の３Ｄエピタキシャル成長の期間に続いて、このプロセスは２Ｄエピタキシャル成長のフェーズに入る。これは、成長温度を下げること、Ｇａフラックスを上げること、又はこれら２つの組み合わせによって、非常に容易に達成されることができ、それにより、５ｎｍから２０ｎｍの成長の期間にわたって、成長温度が約１０℃から９０℃だけ冷却され、ガリウムフラックスが、Ｇａドロップレットレジームでの成長に必要なフラックスまで増える方向に調整される。移行段階において成長を停止又は中断させる必要はなく、このことは、不純物混入の可能性を最小化する助けとなり得る。成長温度及びガリウムフラックスがそれらの新たな値に達すると、層１８２の２Ｄ成長がＧａドロップレットレジームで進む。このレジームでは、ＧａＮの成長温度は概して光学高温計で測定して約６８０−７２０℃であり、ガリウムフラックスは、このレジームでの成長の最初の約５ｎｍの間に表面に液体ガリウム層を生成するのに必要な最小フラックスに設定される。ウエハの表面上のガリウムの形成は、表面を照らす白色光源を使用してその場モニタリングされることができる。ガリウムが感知可能な量で（２．５モノレイヤよりも大きく）表面に積り始めると、光を散乱させ、それを、ウエハ表面の視覚的検査によって検出することができる。ＰＡＭＢＥでは、クヌーセンセルから生成されるガリウムフラックスが、該セルのるつぼ内のガリウムの量が時間とともに減少するにつれて、時間とともにゆっくりと変動し得る。ビーム等価圧力測定を用いて、成長の開始前にフラックスを較正することができるが、ガリウム被覆時間の視覚的観察が、相対的なガリウムフラックスレートに関するリアルタイムフィードバックを提供する。より高い成長温度又はより高い窒素プラズマレートでは、表面蓄積に必要なガリウムフラックスも増加する。Ｇａドロップレットレジーム内での成長は、典型的に、５０ｎｍの成長から２００ｎｍの成長の間のどこかに及ぶ。このレジームでの吸着原子の高い表面可動性が、２Ｄエピタキシャル成長を可能にする。
【００３８】
表面が３Ｄ成長から２Ｄ成長に移行するにつれて、転位が成長方向から離れるように曲がり始め、それらの伝播に対して横方向成分を発達させ、それにより、転位間の相互作用の確率を高めるとともに、転位又は貫通の結合及び／又は消滅の確率を高める。表面が平らになるにつれて、転位の伝播の横方向成分が減少し、転位は、表面に垂直で成長方向に沿ったそれらの伝播を再開し始める。
【００３９】
５０ｎｍから２００ｎｍの２Ｄ成長の後、表面は滑らかになり、ＲＨＥＥＤパターンは縞模様のパターンを示す。概して、２Ｄ層の成長厚さは通常、３Ｄ層の厚さの０．５倍から２倍の間である。
【００４０】
層１８２の成長後、このプロセスは、５ｎｍから２０ｎｍの成長の期間にわたり、成長温度を約１０℃から９０℃上げるとともに、ガリウムフラックスを、この高めの温度の中間成長レジームでの成長に必要なフラックスまで低下させることによって、３Ｄエピタキシャル成長条件に戻る。この移行段階において成長を停止又は中断させる必要はない。
【００４１】
３Ｄエピタキシャル成長条件下での層１８３の成長に続いて、このプロセスは２Ｄ成長条件に戻り、層１８３上に層１８４が成長される。３Ｄから２Ｄへの成長サイクルは、３Ｄ中間成長レジームでの成長の期間と、２ＤのＧａドロップレットレジームへの移行及び該レジーム内での成長と、３Ｄ中間成長レジームに戻る移行とを含むように規定される。
【００４２】
このプロセスは、構造が例えば１ミクロンから２ミクロンの範囲内といった所定の厚さに達するまで続く。なお、後続の３Ｄから２Ｄへの成長サイクル各々に関する層の厚さが一定に保たれる場合、３Ｄ成長層の極大ラフネスが、図４のカーブ３０によって示されるように連続的に改善するはずである。
【００４３】
３Ｄ成長条件下での成長は表面を粗くし、それに続く２Ｄ成長条件への移行は表面を滑らかにさせる。３Ｄ成長と２Ｄ成長との間での移行は、ＧａＮ転位が結合及び／又は消滅するための好条件を提供し、これらの移行期間中にかなり高い転位減少率につながる。従って、ＩＩＩ族窒化物バッファ内の転位密度プロファイルを制御すること、及び独特の転位密度プロファイルを持つ構造を作成することが可能である。
【００４４】
図６Ａは、ＰＡＭＢＥによって成長された５回の３Ｄから２Ｄへの成長サイクルでのＧａＮ（０００１）層構造の＜１１００＞ゾーン軸に沿った断面ＳＴＥＭ像４０を示している。ＳｉＣ（０００１）基板１２及びＡｌＮ層と１５０ｎｍのＧａＮ層とを有する核生成層１４の上で成長を行った。成長における各サイクルは、高めの温度の中間成長レジームでの１００ｎｍと、Ｇａドロップレットレジームでの１６０ｎｍと、これらの成長レジーム間の２つの移行段階各々での２０ｎｍと、短いＧａ変調段階での２０ｎｍと、を有する３２０ｎｍの成長を含むとした。変調段階は、Ｇａドロップレットレジーム成長の中間で行い、成長条件を高めの温度の中間成長レジームに動かして表面から過剰なガリウムを脱着させてから、Ｇａドロップレットレジームでの成長を再開した。
【００４５】
ＳＴＥＭ像４０の右側に、３Ｄ成長層１８１、１８３、１８５、１８７、及び１８９、並びに２Ｄ成長層１８２、１８４、１８６、１８８、及び１８１０をラベル付けしてある。ＳＴＥＭ像４０の隣の図６Ｂは、ＧａＮについての成長厚さの関数としての定性的な転位密度プロット４４である。プロット４４は、成長の過程で転位の数が減少するが、３Ｄ成長層と２Ｄ成長層との間の移行４６１、４６２、４６３、４６４、及び４６５の付近で減少率が最も高いことを示している。移行４６１から４６５の各々で、転位が曲がり、そして多くの場合に別の転位と出会い、それにより、それらの転位が１つの転位へと結合するか、互いに消滅し合うかのいずれかであることが、ＳＴＥＭ像４０内で観察される。結果として、これらの移行中に、残存する転位の数が大きく減少する。転位数が減るにつれて、相互作用し合う転位はほとんど存在しなくなり、残った転位が遠く離れていることが、新たな成長サイクルごとに転位密度が減少する率の低下につながる。なお、像４０内で一部の転位はランダムに消えている。これは、ＳＴＥＭ試料が、均一な原子厚さで原子的にまっすぐには切断されていないためである。従って、ＳＴＥＭ像４０内に見える貫通転位のうちの一部は、それらが表面に到達する前に終端しているように見えるが、実際には、それらの転位は単に、準備したＳＴＥＭサンプル試料の側面から出ただけである。
【００４６】
ＳＴＥＭ像４０はまた、２Ｄ及び３Ｄの成長条件下での成長の大部分において、転位の数がほぼ一定のままで、転位が成長方向にほぼ平行に進むことを示している。転位は、高めの温度の中間成長レジーム条件下での拡張成長の終わりで結合及び／又は消滅することがわかる。２Ｄ  Ｇａドロップレットレジームでの成長層の中間で、表面から過剰なガリウムを剥ぎ取るために、高めの温度の中間３Ｄ成長レジームでの短い変調成長が実行されてから、すぐに２Ｄ成長条件に戻る。３Ｄ成長モードへの／からの迅速な２０ｎｍ移行は、表面が３Ｄ成長条件下で粗くなるのに十分な成長時間を提供されないので、転位が結合及び／又は消滅するのを誘起しない。従って、３Ｄ成長条件から２Ｄ成長条件への移行は、先ず粗くなる機会が表面に与えられない場合、当該移行だけでは転位の動きを誘起するのに十分ではない。
【００４７】
図７Ａは、ＰＡＭＢＥによって成長された１回のみの３Ｄから２Ｄへの成長サイクルでのＧａＮ（０００１）層構造の＜１１００＞ゾーン軸に沿った断面ＳＴＥＭ像５０を示している。ＳｉＣ（０００１）基板１２及びＡｌＮ層と１００ｎｍのＧａＮ層とを有する核生成層１４の上で成長を行った。このＧａＮ層構造は、５００ｎｍの成長を含む延長された、高めの温度の３Ｄ成長と、それに続く１．２ミクロンの２Ｄ成長とを有する。Ｇａドロップレットレジームでの成長は、過剰な表面ガリウムを一掃してガリウムの蓄積がＧａＮを劣化させるのに十分な有意なものにならないように保つための、高めの温度の中間成長レジームへの成長変調を含むものとした。図７Ｂは、ＧａＮの成長厚さの関数としての定性的な転位密度プロット５４である。プロット５４は、成長の過程で転位の数が減少することを示している。多数のミスフィット転位と表面の３Ｄ粗面化とにより、成長の開始でのかなりの減少がある。しかしながら、減少率は最終的にほぼゼロまで下がり、３Ｄ成長条件下での更なる成長は、更なる欠陥減少にはつながらない。成長が２Ｄ成長へと移行されるときに、矢印５６２によって識別されるように、転位が結合及び／又は消滅する別の期間が存在する。
【００４８】
図８Ａは、ＰＡＭＢＥによって成長された１０回の３Ｄから２Ｄへの成長サイクルでのＧａＮ（０００１）層構造の＜１１００＞ゾーン軸に沿った断面ＳＴＥＭ像６０を示している。ＳｉＣ（０００１）基板１２及びＡｌＮ層と１００ｎｍのＧａＮ層とを有する核生成層１４の上で成長を行った。成長における各サイクルは、高めの温度の中間成長レジームでの５０ｎｍと、Ｇａドロップレットレジームでの８０ｎｍと、２つの移行段階各々での２０ｎｍと、を有する１６０ｎｍの成長を含むとした。図８Ｂは、ＧａＮの成長厚さの関数としての定性的な転位密度プロット６４である。プロット６４は、成長の過程で転位の数が着実に減少し、３Ｄ成長層と２Ｄ成長層との間の成長内の移行６６１から６６１０に対応して高い欠陥減少の領域があることを示している。移行６６１から６６１０の各々で、転位が曲がり、そして多くの場合に別の転位と出会い、それにより、それらの転位が１つの転位へと結合するか、互いに消滅し合うかのいずれかであることが、ＳＴＥＭ像６０内で観察される。結果として、これらの移行中に、残存する転位の数が減少する。ＳＴＥＭ像６０はまた、残りの成長中に欠陥伝播が主に成長方向に平行に起こることを示している。
【００４９】
ＳＴＥＭ像４０、５０、及び６０は、ＧａＮ  ＭＢＥ成長における転位の動き及び減少が、３Ｄ成長層と２Ｄ成長層との間の移行を通じて調整され得ることを示している。転位減少率が高いものと低いものとの交互層を所定の位置に含むＧａＮ（０００１）構造を製造することができる。３Ｄ高温中間成長の厚さ及び２Ｄ  Ｇａドロップレット成長の厚さを変えることによって、ＧａＮの表面モルホロジも制御することができる。図８Ａで成長された構造の場合、２つの層の厚さは、順次の各成長サイクル後に表面の粗さがいっそう滑らかになるように確立されている。より多くの転移が成長中に横方向に曲がって伝播するようにされるほど、それらが消滅及び／又は転位減少相互作用する機会が多くなる。合計サイクル厚は、理想的には、５０ｎｍよりも大きくて５００ｎｍよりも小さく、２回以上のサイクルが望まれる。連続したサイクル同士は、先行サイクルと厳密に同じ厚さである必要はなく、また、それらのサイクルが、非サイクル成長で、又はヘテロエピタキシャル層で離間されてもよい。ドーピングを、所与のサイクル内で調整することができ、また、異なるサイクル間で調整することができ、ＩＩＩ族窒化物層の組成を、所与のサイクル内で調整することができ、また、異なるサイクル間で調整することができる。
【００５０】
図９は、１回の３Ｄから２Ｄへの成長サイクルを持つ従来技術（図７Ａ−７Ｂ）と、５回の３Ｄから２Ｄへの成長サイクルを持つ構造（図６Ａ−６Ｂ）と、１０回の３Ｄから２Ｄへの成長サイクルを持つ構造（図８Ａ−８Ｂ）との間での、成長厚さの関数としてのＩＩＩ族窒化物構造内の転位密度（１ｃｍ２当たりの転位数（＃））の比較を示している。
【００５１】
理解されるべきことには、典型的に最も重要な成長条件は、基板温度とソース物質の原子／分子フラックスである。しかしながら、成長される材料の結合タイプ及び結合強度は、到来する原子及び分子の表面可動性に影響するので、これらの条件は材料に大きく依存する。さらに、到来するソースの吸着及び脱着のレートも材料に依存し、故に、ＧａＮの２Ｄ成長条件（基板温度及びＧａ／Ｎフラックス比）は、ＡｌＮの２Ｄ成長条件（基板温度及びＡｌ／Ｎフラックス比）と同じではない。
【００５２】
もはや理解されるはずのことには、本開示に従った構造体は、核生成層と、該核生成層の表面上に配置されたＩＩＩ族窒化物構造と、を含み、前記ＩＩＩ族窒化物構造は、複数ペアの積層されたＩＩＩ族窒化物の層を有し、前記複数ペアの層の各ペアが、３Ｄ成長構造を持つ下層と、２Ｄ成長構造を持つ上層とを有する。当該構造体は、以下の特徴のうちの１つ以上を、独立に、又は他の特徴と組み合わせて含み得る：前記下層の各々が完成時に、そのペアの上層の完成時の表面ラフネスよりも大きい表面ラフネスを持つ、及び、前記複数ペアの積層されたＩＩＩ族窒化物の層の前記上層の各々と前記下層の各々との間の界面が、その中に結晶転位の結合及び／又は消滅を有する。
【００５３】
これまたもはや理解されるはずのことには、本開示に従った構造体は、核生成層と、該核生成層の表面上に配置されたＩＩＩ族窒化物構造と、を含み、前記ＩＩＩ族窒化物構造は、複数ペアの上下に積層されたＩＩＩ族窒化物の層を有し、該複数ペアの前記積層されたＩＩＩ族窒化物の層の各ペアの前記積層されたＩＩＩ族窒化物の層の上側の層は、その中に結晶転位の結合及び消滅を有し、結晶転位の結合及び消滅の密度が、前記核生成層の前記表面から垂直な方向に沿って、前記積層されたＩＩＩ族窒化物の層の前記上側の層内で低くなっている。
【００５４】
これまたもはや理解されるはずのことには、本開示に従った構造体は、第１のＩＩＩ族窒化物層と、前記第１のＩＩＩ族窒化物層の表面上の第２のＩＩＩ族窒化物層であり、前記第１のＩＩＩ族窒化物層の前記表面よりも滑らかな表面を持つ第２のＩＩＩ族窒化物層と、前記第２のＩＩＩ族窒化物層の前記表面上の第３のＩＩＩ族窒化物層であり、前記第２のＩＩＩ族窒化物層の前記表面よりも粗い表面を持つ第３のＩＩＩ族窒化物層とを含む。
【００５５】
これまたもはや理解されるはずのことには、本開示に従った構造体は、核生成層と、該核生成層の表面上に配置されたＩＩＩ族窒化物構造と、を含み、前記ＩＩＩ族窒化物構造は、複数ペアのＩＩＩ族窒化物の層のスタックを有し、該スタックは、前記複数ペアの層の各ペアの前記ＩＩＩ族窒化物の層の間の界面にある結晶転位について、逐次に低くなった密度を有する。
【００５６】
これまたもはや理解されるはずのことには、本開示に従ったＩＩＩ族窒化物構造を形成する方法は、（ａ）核生成層上に第１のＩＩＩ族窒化物層をエピタキシャル成長させ、（ｂ）成長させた前記第１のＩＩＩ族窒化物層上に、低減された表面ラフネスを持つ第２のＩＩＩ族窒化物層をエピタキシャル成長させ、（ｃ）成長させた前記第２のＩＩＩ族窒化物層上に、増大された表面ラフネスを持つ第３のＩＩＩ族窒化物層をエピタキシャル成長させる、ことを含む。当該方法は、前記第１のＩＩＩ族窒化物層及び前記第３のＩＩＩ族窒化物層は、３Ｄ成長を用いて成長され、前記第２のＩＩＩ族窒化物層は、２Ｄ成長を用いて成長されるという特徴を含み得る。
【００５７】
これまたもはや理解されるはずのことには、本開示に従った結晶材料層上にＩＩＩ族窒化物構造を形成する方法は、（ａ）前記結晶材料層上に、３Ｄエピタキシャル成長を用いて、第１のＩＩＩ族窒化物層をエピタキシャル成長させ、（ｂ）成長させた前記第１のＩＩＩ族窒化物層上に、２Ｄエピタキシャル成長を用いて、第２のＩＩＩ族窒化物層をエピタキシャル成長させ、（ｃ）前記第２のＩＩＩ族窒化物層上に、３Ｄエピタキシャル成長を用いて、第３のＩＩＩ族窒化物層をエピタキシャル成長させ、（ｄ）成長させた前記第３のＩＩＩ族窒化物層上に、２Ｄエピタキシャル成長を用いて、第４のＩＩＩ族窒化物層をエピタキシャル成長させることを含む。
【００５８】
これまたもはや理解されるはずのことには、本開示に従った結晶材料層上にＩＩＩ族窒化物構造を形成する方法は、（ａ）前記結晶材料層上に、増大された表面ラフネスを持つ第１のＩＩＩ族窒化物層をエピタキシャル成長させ、（ｂ）成長させた前記第１のＩＩＩ族窒化物層上に、低減された表面ラフネスを持つ第２のＩＩＩ族窒化物層を、更に成長させても前記第２のＩＩＩ族窒化物層の前記表面ラフネスがもはや感知可能な変化量で低下しなくなるまでエピタキシャル成長させ、（ｃ）前記第２のＩＩＩ族窒化物層上に、増大された表面ラフネスを持つ第３のＩＩＩ族窒化物層をエピタキシャル成長させ、（ｄ）成長させた前記第３のＩＩＩ族窒化物層上に、低減された表面ラフネスを持つ第４のＩＩＩ族窒化物層を、更に成長させても前記第４のＩＩＩ族窒化物層の前記表面ラフネスがもはや感知可能な変化量で低下しなくなるまでエピタキシャル成長させることを含む。当該方法は、前記第１及び第３のＩＩＩ族窒化物層は、３Ｄエピタキシャル成長された層であり、前記第２及び第４のＩＩＩ族窒化物層は、２Ｄエピタキシャル成長された層であるという特徴を含み得る。
【００５９】
本開示の多数の実施形態を説明してきた。そうとはいえ、理解されるように、本開示の精神及び範囲を逸脱することなく、様々な変更が為され得る。例えば、本開示の構造は、製造技術には依存せず、１つ以上の部分が、分子ビームエピタキシ、化学ビームエピタキシ、化学気相成長、有機金属化学気相成長、電子ビーム蒸着、及び複数技術の組み合わせを含む多種多様な成長技術によって成長されてもよい。本開示の構造は、開示された構造内の層を製造するために異なる複数の成長技術で使用されることができる多種多様な原料及び堆積法とは無関係である。
【００６０】
また、理解されるべきことには、例えば、自立ＩＩＩ族窒化物基板、又は基板１２の結晶構造に対して明確に定められた単一の結晶方位での１つ以上の結晶ＩＩＩ族窒化物オーバレイヤの堆積を可能にする任意の結晶基板など、他の単結晶基板１２が使用されてもよい。これは、１つ以上の結晶材料を別の結晶材料上に堆積することにより形成されるか、結晶質である表面領域を画成するように１つ以上の層を共に接合することによって形成されるか、であるヘテロ接合構造を含み、１つ以上のＩＩＩ族窒化物材料の結晶成長をサポートする。モルホロジを変えるため、及び様々な成長条件下での２Ｄ及び３Ｄ成長を可能にするために、界面活性剤及びドーパントの添加も使用され得る。従って、その他の実施形態も以下の請求項の範囲内にある。
【図１Ａ】
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【図１Ｂ】
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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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【図８】
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【図９】
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【国際調査報告】
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