JP3993830B2

JP3993830B2 - Manufacturing method of nitride-based III-V compound semiconductor and semiconductor device including the same

Info

Publication number: JP3993830B2
Application number: JP2003045693A
Authority: JP
Inventors: 信明寺口
Original assignee: Sharp Corp
Current assignee: Sharp Corp
Priority date: 2003-02-24
Filing date: 2003-02-24
Publication date: 2007-10-17
Anticipated expiration: 2023-02-24
Also published as: JP2004259738A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体およびその製造方法に関し、特に、シリコン（Ｓｉ）基板上に結晶性に優れた窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体、特に、窒化インジウム（ＩｎＮ）の半導体層を成長するための製造方法に関する。さらに、本発明は、結晶性に優れた窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体を含む半導体装置も提供する。
【０００２】
【従来の技術】
窒化インジウム（ＩｎＮ）や窒化ガリウム（ＧａＮ）に代表される窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体は、発光波長が紫外線から赤色まで変化させられることから、可視光〜紫外の発光・受光デバイス用材料として開発が進められ、種々の次世代のデバイス分野への応用が期待されている。
特に、ＩｎＮのバンドギャップは約０.７５ｅＶであり、光通信波長域の光素子への応用ができる材料である。また、ＩｎＮの電子移動度は理論的に４０００ｃｍ^２／Ｖｓであり、既存の半導体の電子速度を凌駕するものと予測され、高周波ハイパワー電子デバイスへの応用が期待される。
【０００３】
窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体を成長する際、基板と格子定数が整合しないと、形成された窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体には、基板との格子定数差に起因した非常に多くの結晶欠陥（転位）が発生し、これらの欠陥は、レーザー素子や電界効果トランジスターの寿命、信頼性、生産性を大きく損なうものである。
特に、上記したＩｎＮの特性を十分に発揮させるためには、欠陥のない高品質の結晶を得る必要がある。
従来、窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体を成長する基板として、サファイア（Ａｌ_２Ｏ_３）基板（特許文献１）や炭化珪素（ＳｉＣ）基板（特許文献２）などが主に用いられ、結晶成長技法と同時に複雑な外部プロセスを用いて、欠陥の低減を図っている。
しかしながら、上記の材料を用いた基板は、高価であり、また大口径のウェハを得ることが困難であった。
【０００４】
そこで、最近、これら以外の基板として、安価なＳｉ基板が用いられるようになってきた。Ｓｉ基板は、サファイア基板の１／１０、ＳｉＣ基板の１／１００程度の価格で入手でき、さらに、大口径のウェハを作製することができるので、Ｓｉ基板を用いれば、生産性が向上し、低コストな窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体を作製することが可能である。
Ｓｉ基板を用いる場合、その上に形成するＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層の結晶性を向上させるために、Ｓｉ基板と窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体の間にＳｉＣ層を挿入し、格子定数を整合させる方法が取られている（特許文献３）。
【０００５】
【特許文献１】
米国特許第５,２９６,３９５号明細書
【０００６】
【特許文献２】
特開２００１−１７７１８９号公報（第３図）
【０００７】
【特許文献３】
特開２００１−１７７１９０号公報（第２図）
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
まず、ウルツ鉱構造のＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体およびＳｉＣの極性面について述べる。ＳｉＣに関してはいくつかの構造が存在するが、ここでは六方晶系を考える。
【０００９】
図１は、窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体の例としてＩｎＮの結晶中の結合の状態を二次元で表した概略図である。この図において、Ｉｎ原子に着目した場合、下方に結合の手が１本伸びており、上方には結合の手が３本伸びている（図面では２本しかないが立体的には３本存在する）。次に、Ｎ原子に着目すると、Ｉｎ原子とは逆に上方に結合の手が１本伸びており、下方には結合の手が３本伸びている（図面では２本しかないが立体的には３本存在する）。このように結晶の上と下とで結合の状態が異なっており、図１の場合であれば下側をＩｎ極性面、上側を窒素（Ｎ）極性面と呼ぶ。
図示しないが、ＳｉＣの場合も同じように、Ｓｉから結合の手が１本伸びている側をＳｉ極性面、その逆側をＣ極性面と呼ぶ。
【００１０】
各種基板上に、結晶性に優れたＩｎＮを成長するためには、Ｎ極性面を上にして結晶成長することが望ましいということが経験的に明らかとなっている。
Ｎ極性面を上にして結晶成長が進む場合、基板温度５５０℃前後で電気的特性に優れたＩｎＮが成長可能である。一方、Ｉｎ極性面を上にして結晶成長が進む場合には、基板温度３００℃以下にして、ＩＩＩ族元素供給量に対するＶ族元素供給量の比（以下、「Ｖ／ＩＩＩ比」と略記する。ここでは、供給インジウム量に対する供給窒素量の比）をなるべく上げることが望ましいが、結晶性に乏しい膜となる。その理由は明らかではないが、最表面の結合の手の数によって必要なＶ／ＩＩＩ比が変化することが考えられる。
【００１１】
したがって、特性に優れたＩｎＮ層を得るためには、Ｎ極性面を上にして結晶成長させる必要がある。そのためには、ＩｎＮ基板のＮ極性面上にＩｎＮ層を成長すればよい。
また、ＳｉＣ基板上にＩｎＮ層を成長する場合、Ｓｉ極性面の上に成長したＩｎＮ層はＩｎ極性面を持ち、Ｃ極性面の上に成長したＩｎＮ層はＮ極性面を持つことが分っている。すなわち、ＳｉＣ基板のＣ極性面が、ＩｎＮ基板のＮ極性面と等価であるので、ＳｉＣ基板を用いる場合には、基板のＣ極性面上にＩｎＮ層を成長すればよい。
【００１２】
しかしながら、特許文献２に記載されているように、Ｓｉ基板を用いた場合、どちらの面もＳｉ面であることから、図２（ａ）に示すように最表面はＩｎ極性面と等価となる。
Ｓｉ基板を炭化処理して、基板の最表面上にＳｉＣを形成した場合、図２（ｂ）に示すように表面は炭素であっても、炭素終端されたＳｉ面はＮ極性面と等価ではなく、Ｉｎ極性面と等価である。すなわち、Ｓｉ基板上にＳｉＣを形成しても、その表面をＮ極性面と等価な面にすることができず、結晶性の良好なＩｎＮ層を成長することができなかった。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明では、鋭意検討を重ねた結果、Ｓｉ基板上に、Ｎ極性面に等価であるＣ極性面を有するＳｉＣ表面を形成する方法を見出し、かくして、結晶性に優れた窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体、特にＩｎＮ半導体の製造方法を見出した。
【００１４】
本発明は、シリコン（Ｓｉ）基板上に、四価元素からなる原子層を成長する工程と、引き続いて炭素（Ｃ）からなる原子層を成長する工程と、さらに引き続いて窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体からなる半導体層を成長する工程とを含む窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体の製造方法を提供する。特に、本発明の製造方法は、該窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体が窒化インジウム（ＩｎＮ）であることを特徴とする。
また、本発明の窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体の製造方法は、該四価元素が、ゲルマニウム（Ｇｅ）、スズ（Ｓｎ）、ハフニウム（Ｈｆ）、ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）およびジルコン（Ｚｒ）よりなる群から選択される少なくとも１つの元素であることを特徴とする。
【００１５】
図３に示すように、Ｓｉ基板（ここでは（１１１）面を示してある）の最表面は常にＳｉ面となる。Ｓｉ面を、ＳｉＣ基板のＮ極性面と等価であるＣ極性面にするために、基板の最表面上にＳｉとＣの両方に４配位で結合することができる四価元素からなる原子層を成長し、その上にＣからなる原子層を成長する。該四価元素がＧｅ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＶおよびＺｒよりなる群から選択される少なくとも１つの元素であることが好ましい。
【００１６】
Ｓｉ基板の（１１１）面上に、四価元素として、例えばＧｅの原子層を成長すると、Ｇｅで終端させたＳｉ面が形成される。さらにその上にＣ原子層を成長することで、Ｓｉ基板上にＣ極性面を形成することが可能となる。
【００１７】
本発明の窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体の製造方法は、該四価元素からなる原子層の層厚が、０．５原子層以上２原子層未満であることを特徴とする。
四価元素からなる原子層の層厚が０．５原子層未満の場合、表面がＳｉ極性を維持しているため、良好なＣ原子層を形成することができず望ましくない。一方、四価元素からなる原子層の層厚が２原子層以上の場合、次に成長するＣ原子層がＳｉＣの結晶構造を維持できないために望ましくない。
【００１８】
本発明の窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体の製造方法は、該炭素（Ｃ）からなる原子層の層厚が、０．５原子層以上であることを特徴とする。炭素原子層の層厚が０．５原子層未満の場合、Ｓｉ極性が強く維持されているため望ましくない。
【００１９】
ここで、本明細書において、例えば、Ｓｉ基板表面上に堆積した原子の被覆率が５０％の場合を０．５原子層という。Ｓｉ基板表面上に堆積した原子の被覆率は電子線回折パターンによって確認することが可能であり、１ｘ１のパターンのとき被覆率は１００％であり、２ｘ１のパターンのとき５０％の被覆率である。また、ＲＥＥＤ振動との併用により、原子層厚、例えば１原子層であるか２原子層であるかを判断することができる。
【００２０】
本発明は、該ＩｎＮからなる原子層を成長する方法が、プラズマ励起した窒素を用いた分子線エピタキシー法または基板照射前に熱分解したアンモニアを用いた分子線エピタキシー法であることを特徴とする。
５５０℃前後の基板温度でＩｎＮの結晶成長ができる方法としては、プラズマ励起した窒素を用いた分子線エピタキシー法がある。
また、基板におけるアンモニアの熱分解を用いた成長では、５５０℃前後の基板温度ではアンモニアが十分に分解しないために良好な結晶を得ることは困難であるが、基板照射前にアンモニアを熱分解する方法では５５０℃でのＩｎＮ成長が可能となる。
【００２１】
本発明は、シリコン（Ｓｉ）基板上に、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＶおよびＺｒよりなる群から選択される少なくとも１つの元素からなる原子層と炭素（Ｃ）からなる原子層とが順次形成され、その上に窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層が形成されている半導体装置を提供する。
本発明の方法により作製された窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体は、結晶性が高く、高い電子移動度を示すので、例えば、高い周波数特性が求められるヘテロ接合電界効果トランジスター等の半導体装置に用いることが有用である。
【００２２】
窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体の製造方法のところでも述べたように、Ｓｉ基板上にＣ極性面を形成するためにはＳｉ基板上に四価元素からなる原子層および炭素からなる原子層を順次成長する必要があり、その結果、Ｓｉ基板と窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層との間にＧｅ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＶおよびＺｒよりなる群から選択される少なくとも１つの元素からなる原子層と炭素からなる原子層が含まれることとなる。この構成により、Ｓｉ基板上に、結晶性の良好な窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体を形成することができ、かくして、低コストで、高特性の半導体装置を提供することが可能となった。
【００２３】
【実施例】
以下、本発明の窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体およびこの半導体を含む半導体装置の具体例を図面を用いて説明するが、本発明は以下の具体例のみに限定されるものではない。
【００２４】
（実施例１）
プラズマ励起した窒素を用いたｐ型Ｓｉ基板上にＮ極性を有するＩｎＮを成長する工程を以下に述べる。基板の導電型は何でもかまわないが、結晶性を評価するために、ホール測定により、キャリア濃度および電子移動度を測定するので、ここではｐ型Ｓｉ（１１１）面を用いた。ホール測定に対しては、高抵抗Ｓｉ基板でもよい。
【００２５】
まず、Ｓｉ基板をＲＣＡ洗浄した後、フッ酸で表面の酸化膜を除去する。その後、真空チャンバーに導入し、排圧１ｘ１０^−８Ｔｏｒｒ以下の真空下で基板温度１０００℃で表面酸化膜を完全に除去し清浄なＳｉ表面を得た。
酸化膜を除去した後、基板温度７００℃においてゲルマン（ＧｅＨ_４）ガスを流量１０ｓｃｃｍで基板に照射し、１原子層のＧｅを堆積した。
このとき、Ｓｉ基板表面のＧｅ被覆率を電子線回折パターンによって確認し、１ｘ１のパターンになるまでＧｅＨ_４を照射して、被覆率を１００％とした。流量を減らした場合には照射時間を長くし、流量を増やした場合には照射時間が短くなる。
照射するガスとしてはＧｅＨ_４以外に、ＧｅＨ_２Ｃｌ_２、ＧｅＨ_２Ｆ_２、Ｇｅ（ＣＨ_３）_４などを用いることができる。
【００２６】
Ｇｅの層厚が０．５原子層未満の場合、基板表面がＳｉ極性を維持し、良好なＣ原子層を形成することができず、２原子層以上の場合、Ｃ原子層がＳｉＣの結晶構造を得ることができなかった。
すなわち、本発明においては、基板上に堆積する四価元素の層厚は、１原子層が最も制御が簡単であるが、０．５原子層以上２原子層未満であれば、本発明の効果を達成できることがわかった。
【００２７】
引き続いて、同じ基板温度でＣＨ_２Ｃｌ_２ガスを流量１０ｓｃｃｍで基板に照射し、１原子層のＣを堆積した。Ｇｅの場合と同様、Ｇｅ上のＣ被覆率は電子線回折パターンによって確認することが可能であり、１ｘ１のパターンになるまでＣＨ_２Ｃｌ_２を照射して、被覆率を１００％とした。
照射するガスとしてはＣＨ_２Ｃｌ_２以外に、ＣＣｌ_４、ＣＨ_２Ｆ_２、Ｃ（ＣＨ_３）_４などを用いることができる。
【００２８】
Ｃの層厚が０．５原子層未満の場合、基板表面がＳｉ極性を維持し、良好なＩｎＮ層を形成することができなかった。
すなわち、本発明においては、基板上に堆積する炭素の層厚は、１原子層が最も制御が簡単であるが、０．５原子層以上であれば、本発明の効果を達成できることがわかった。
【００２９】
この後、引き続いてＲＦプラズマ励起した窒素を用いた分子線エピタキシー法（ＲＦ−ＭＢＥ法）によって、ＩｎＮを成長した。ＩｎＮの成長条件は、基板温度５５０℃で、Ｉｎビーム強度３ｘ１０^−７Ｔｏｒｒ、窒素流量２ｓｃｃｍ、ＲＦパワー３００Ｗである。
あるいは、アンモニアを熱分解して基板に照射する分子線エピタキシー法でも同様に成長可能である。
以上の方法を用いて作成したＩｎＮ膜は、表面平坦性に優れ、膜厚５００ｎｍにおいてキャリア濃度５ｘ１０^１８ｃｍ^−３で電子移動度２５００ｃｍ^２／Ｖｓを得た。
【００３０】
（実施例２）
実施例１と同様の方法で、四価元素を堆積させずに、またはＳｎ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＶもしくはＺｒの各元素を金属の蒸発によって１原子層堆積し、その後Ｃを１原子層堆積した。引き続いて、ＲＦ−ＭＢＥ法により実施例１と同じ条件でＩｎＮを５００ｎｍ厚成長した。層厚の制御上、１原子層が最も容易であるため実施例では１原子層としているが、０．５原子層以上２原子層未満であればよい。
【００３１】
表１に、それぞれの四価元素上に成長したＩｎＮの電子移動度とキャリア濃度を示す。
【００３２】
【表１】

【００３３】
いずれの四価元素においても、サファイア基板上に直接成長したＩｎＮの電気的特性（キャリア濃度２ｘ１０^１９ｃｍ^−３、電子移動度９００ｃｍ^２／Ｖｓ）よりも優れた値になっていた。
すなわち、本発明によれば、基板上にまず、四価元素を堆積させ、引き続き炭素を堆積させるので、その後堆積させるＩｎＮの結晶性を向上させることができることが確認された。
【００３４】
（比較例１）
Ｓｉ表面を炭化した場合、基板温度５５０℃ではＩｎＮ成長が見られず、基板温度３００℃以下でようやく膜の成長が見られるようになっており、また膜質も悪いものであった。
【００３５】
（実施例３）
上記の作製方法を用いて、図４に示すＧａＮ／ＩｎＮヘテロ接合電界効果トランジスター（ＨＦＥＴ）をＳｉ基板上に作製した。
まず、実施例１と同様にして、Ｓｉ基板１の表面上に１原子層のＧｅおよび１原子層のＣを堆積した。この上に、ＲＦ−ＭＢＥ法によって、ＩｎＮ層２（膜厚１０００Å、キャリア濃度１ｘ１０^１８ｃｍ^−３）を成長した。さらに、この上に、ＧａＮバリア層３（膜厚２００Å、キャリア濃度１ｘ１０^１６ｃｍ^−３）を成長した。次に、ＧａＮバリア層３の上に、ＷＮゲート電極４およびＨｆ／Ａｌソース／ドレイン電極５を形成して、ＨＦＥＴ構造を作製した。
【００３６】
上記のＨＦＥＴ構造の最大発振周波数を測定すると、１００ＧＨｚと高い値を示した。これは、本発明の方法によりＳｉ基板を処理したことによって、その上に成長した層の結晶性が高く、かくして、高い電子移動度の層が得られたためと考えられる。
【００３７】
【発明の効果】
本発明において見出した製造方法および構造を用いることで、Ｓｉ基板上にＣ極性面（Ｎ極性面）を作成することが可能となり、さらにその上にＩｎＮを成長することで、電気的特性に優れた結晶を得ることが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＩｎＮ結晶の極性を説明する概略図。
【図２】Ｓｉ基板表面の結晶構造（ａ）と表面炭化したＳｉ基板表面（ｂ）の結晶構造を示す概略図。
【図３】Ｓｉ基板（ａ）、１原子層の四価元素の原子層が成長したＳｉ基板（ｂ）、および、さらにＣ原子層が成長したＳｉ基板（ｃ）の結晶構造を示す概略図。
【図４】ＨＦＥＴ構造を示す概略断面図。
【符号の説明】
１・・・Ｓｉ基板、
２・・・ＩｎＮ層、
３・・・ＧａＮバリア層、
４・・・ＷＮゲート電極、
５・・・Ｈｆ／Ａｌソース／ドレイン電極。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a nitride III-V compound semiconductor and a method for manufacturing the same, and more particularly, a nitride III-V compound semiconductor excellent in crystallinity on a silicon (Si) substrate, particularly indium nitride (InN). The present invention relates to a manufacturing method for growing a semiconductor layer. Furthermore, the present invention also provides a semiconductor device including a nitride III-V group compound semiconductor having excellent crystallinity.
[0002]
[Prior art]
Nitride III-V compound semiconductors represented by indium nitride (InN) and gallium nitride (GaN) can change the emission wavelength from ultraviolet to red. Development is proceeding as such, and application to various next-generation device fields is expected.
In particular, the band gap of InN is about 0.75 eV, and is a material that can be applied to optical devices in the optical communication wavelength region. Also, the electron mobility of InN is theoretically 4000 cm ² / Vs, which is predicted to surpass the electron velocity of existing semiconductors, and is expected to be applied to high-frequency high-power electronic devices.
[0003]
When a nitride-based III-V compound semiconductor is grown, if the lattice constant does not match the substrate, the formed nitride-based III-V compound semiconductor has a large amount due to a difference in lattice constant from the substrate. Crystal defects (dislocations) occur, and these defects greatly impair the life, reliability, and productivity of laser elements and field effect transistors.
In particular, it is necessary to obtain a high-quality crystal having no defects in order to sufficiently exhibit the above-described characteristics of InN.
Conventionally, a sapphire (Al ₂ O ₃ ) substrate (Patent Document 1), a silicon carbide (SiC) substrate (Patent Document 2), or the like is mainly used as a substrate for growing a nitride-based III-V group compound semiconductor. At the same time as the growth technique, a complex external process is used to reduce defects.
However, a substrate using the above material is expensive and it is difficult to obtain a large-diameter wafer.
[0004]
Therefore, recently, an inexpensive Si substrate has been used as a substrate other than these. The Si substrate can be obtained at a price about 1/10 of the sapphire substrate and about 1/100 of the SiC substrate. Furthermore, since a large-diameter wafer can be produced, if the Si substrate is used, productivity is improved. A low-cost nitride III-V compound semiconductor can be manufactured.
In the case of using a Si substrate, in order to improve the crystallinity of the III-V compound semiconductor layer formed thereon, a SiC layer is inserted between the Si substrate and the nitride III-V compound semiconductor, and the lattice constant (Patent Document 3).
[0005]
[Patent Document 1]
US Pat. No. 5,296,395 Specification
[Patent Document 2]
JP 2001-177189 A (FIG. 3)
[0007]
[Patent Document 3]
JP 2001-177190 A (FIG. 2)
[0008]
[Problems to be solved by the invention]
First, the wurtzite group III-V compound semiconductor and the polar surface of SiC will be described. There are several structures for SiC, but here we consider a hexagonal system.
[0009]
FIG. 1 is a schematic diagram showing two-dimensionally the bonding state in an InN crystal as an example of a nitride III-V compound semiconductor. In this figure, when attention is focused on In atoms, one bond hand extends downward, and three bond hands extend upward (there are only two in the figure, but there are three three-dimensionally). To do). Next, focusing on the N atom, one bond hand extends upward, and three bond hands extend downward (in the drawing, there are only two, but three-dimensionally). There are three). Thus, the bonding state is different between the top and bottom of the crystal. In the case of FIG. 1, the lower side is referred to as an In polar plane and the upper side is referred to as a nitrogen (N) polar plane.
Although not shown, in the same way in the case of SiC, the side where one bonding hand extends from Si is called the Si polar face, and the opposite side is called the C polar face.
[0010]
It has been empirically revealed that in order to grow InN having excellent crystallinity on various substrates, it is desirable to grow the crystal with the N polar face up.
When crystal growth proceeds with the N-polar face up, InN having excellent electrical characteristics can be grown at a substrate temperature of around 550 ° C. On the other hand, when crystal growth proceeds with the In polar face up, the substrate temperature is set to 300 ° C. or lower, and the ratio of the group V element supply amount to the group III element supply amount (hereinafter abbreviated as “V / III ratio”). Here, it is desirable to increase the ratio of the supplied nitrogen amount to the supplied indium amount as much as possible, but the film has poor crystallinity. The reason is not clear, but it is conceivable that the required V / III ratio varies depending on the number of bonding hands on the outermost surface.
[0011]
Therefore, in order to obtain an InN layer with excellent characteristics, it is necessary to grow the crystal with the N-polar plane facing up. For this purpose, an InN layer may be grown on the N-polar surface of the InN substrate.
In addition, when an InN layer is grown on a SiC substrate, the InN layer grown on the Si polar face has an In polar face, and the InN layer grown on the C polar face has an N polar face. ing. That is, since the C polarity plane of the SiC substrate is equivalent to the N polarity plane of the InN substrate, when the SiC substrate is used, an InN layer may be grown on the C polarity plane of the substrate.
[0012]
However, as described in Patent Document 2, when an Si substrate is used, since both surfaces are Si surfaces, the outermost surface is equivalent to the In polar surface as shown in FIG. .
When SiC is formed on the outermost surface of the substrate by carbonizing the Si substrate, even if the surface is carbon as shown in FIG. 2B, the carbon-terminated Si surface is not equivalent to the N-polar surface. And is equivalent to the In polarity plane. That is, even if SiC is formed on the Si substrate, the surface cannot be made equivalent to the N-polar plane, and an InN layer with good crystallinity cannot be grown.
[0013]
[Means for Solving the Problems]
In the present invention, as a result of extensive studies, a method for forming a SiC surface having a C polar face equivalent to an N polar face on a Si substrate has been found, and thus a nitride III-V having excellent crystallinity. A method for producing a group compound semiconductor, particularly an InN semiconductor, has been found.
[0014]
The present invention includes a step of growing an atomic layer made of a tetravalent element on a silicon (Si) substrate, a step of growing an atomic layer made of carbon (C), and a nitride III-V. And a method for producing a nitride-based III-V group compound semiconductor including a step of growing a semiconductor layer made of a group III compound semiconductor. In particular, the manufacturing method of the present invention is characterized in that the nitride III-V compound semiconductor is indium nitride (InN).
In the method for producing a nitride-based III-V compound semiconductor of the present invention, the tetravalent element is germanium (Ge), tin (Sn), hafnium (Hf), niobium (Nb), titanium (Ti), It is at least one element selected from the group consisting of vanadium (V) and zircon (Zr).
[0015]
As shown in FIG. 3, the outermost surface of the Si substrate (here, the (111) plane is shown) is always the Si plane. An atomic layer made of a tetravalent element that can be tetracoordinately bonded to both Si and C on the outermost surface of the substrate in order to make the Si surface a C polar surface equivalent to the N polar surface of the SiC substrate. And an atomic layer made of C is grown thereon. The tetravalent element is preferably at least one element selected from the group consisting of Ge, Sn, Hf, Nb, Ti, V, and Zr.
[0016]
When an atomic layer of Ge, for example, as a tetravalent element is grown on the (111) surface of the Si substrate, a Si surface terminated with Ge is formed. Further, by growing a C atomic layer thereon, a C polar face can be formed on the Si substrate.
[0017]
The method for producing a nitride-based III-V compound semiconductor of the present invention is characterized in that the layer thickness of the atomic layer made of the tetravalent element is 0.5 atomic layer or more and less than 2 atomic layer.
When the thickness of the atomic layer composed of tetravalent elements is less than 0.5 atomic layer, the surface maintains the Si polarity, which is not desirable because a good C atomic layer cannot be formed. On the other hand, when the thickness of the atomic layer composed of tetravalent elements is 2 atomic layers or more, the C atomic layer to be grown next is not desirable because the crystal structure of SiC cannot be maintained.
[0018]
The method for producing a nitride III-V compound semiconductor according to the present invention is characterized in that the layer thickness of the atomic layer made of carbon (C) is 0.5 atomic layer or more. When the thickness of the carbon atomic layer is less than 0.5 atomic layer, the Si polarity is strongly maintained, which is not desirable.
[0019]
Here, in this specification, for example, a case where the coverage of atoms deposited on the surface of the Si substrate is 50% is referred to as a 0.5 atomic layer. The coverage of atoms deposited on the surface of the Si substrate can be confirmed by an electron beam diffraction pattern. The coverage is 100% when the pattern is 1 × 1, and the coverage is 50% when the pattern is 2 × 1. . Further, by using together with the REED vibration, it is possible to determine the atomic layer thickness, for example, whether it is one atomic layer or two atomic layers.
[0020]
The present invention is characterized in that the method for growing an atomic layer made of InN is a molecular beam epitaxy method using plasma-excited nitrogen or a molecular beam epitaxy method using ammonia thermally decomposed before substrate irradiation. .
As a method for allowing InN crystal growth at a substrate temperature of about 550 ° C., there is a molecular beam epitaxy method using plasma-excited nitrogen.
Further, in the growth using the thermal decomposition of ammonia on the substrate, it is difficult to obtain a good crystal because the ammonia is not sufficiently decomposed at a substrate temperature of around 550 ° C., but the ammonia is thermally decomposed before the substrate irradiation. This method enables InN growth at 550 ° C.
[0021]
The present invention provides an atomic layer composed of at least one element selected from the group consisting of Ge, Sn, Hf, Nb, Ti, V, and Zr and an atomic layer composed of carbon (C) on a silicon (Si) substrate. Are sequentially formed, and a nitride III-V compound semiconductor layer is formed thereon.
The nitride III-V compound semiconductor manufactured by the method of the present invention has high crystallinity and high electron mobility. For example, it can be applied to a semiconductor device such as a heterojunction field effect transistor that requires high frequency characteristics. It is useful to use.
[0022]
As described in the method of manufacturing the nitride-based III-V compound semiconductor, in order to form the C polar face on the Si substrate, an atomic layer made of a tetravalent element and an atomic layer made of carbon are formed on the Si substrate. As a result, at least one selected from the group consisting of Ge, Sn, Hf, Nb, Ti, V, and Zr is formed between the Si substrate and the nitride-based III-V compound semiconductor layer. An atomic layer composed of two elements and an atomic layer composed of carbon are included. With this configuration, it is possible to form a nitride-based III-V compound semiconductor with good crystallinity on the Si substrate, and thus it is possible to provide a high-performance semiconductor device at low cost. .
[0023]
【Example】
Specific examples of the nitride-based III-V group compound semiconductor of the present invention and a semiconductor device including the semiconductor will be described below with reference to the drawings. However, the present invention is not limited to the following specific examples.
[0024]
Example 1
A process of growing InN having N polarity on a p-type Si substrate using plasma-excited nitrogen will be described below. The conductivity type of the substrate may be anything, but since the carrier concentration and the electron mobility are measured by hole measurement in order to evaluate crystallinity, a p-type Si (111) plane is used here. For Hall measurement, a high resistance Si substrate may be used.
[0025]
First, after the RCA cleaning of the Si substrate, the surface oxide film is removed with hydrofluoric acid. Thereafter, the surface was introduced into a vacuum chamber, and the surface oxide film was completely removed at a substrate temperature of 1000 ° C. under a vacuum of 1 × 10 ⁻⁸ Torr or less to obtain a clean Si surface.
After removing the oxide film, the substrate was irradiated with germane (GeH ₄ ) gas at a flow rate of 10 sccm at a substrate temperature of 700 ° C. to deposit one atomic layer of Ge.
At this time, the Ge coverage on the surface of the Si substrate was confirmed by an electron diffraction pattern, and GeH ₄ was irradiated until a 1 × 1 pattern was obtained, so that the coverage was 100%. When the flow rate is decreased, the irradiation time is lengthened, and when the flow rate is increased, the irradiation time is shortened.
As a gas to be irradiated, GeH ₂ Cl ₂ , GeH ₂ F ₂ , Ge (CH ₃ ) _4, or the like can be used in addition to GeH ₄ .
[0026]
When the Ge layer thickness is less than 0.5 atomic layer, the substrate surface maintains Si polarity and a good C atomic layer cannot be formed. When the Ge layer thickness is 2 atomic layers or more, the C atomic layer is a SiC crystal. The structure could not be obtained.
That is, in the present invention, the layer thickness of the tetravalent element deposited on the substrate is most easily controlled by one atomic layer, but if the layer thickness is 0.5 atomic layer or more and less than 2 atomic layer, the effect of the present invention It was found that can be achieved.
[0027]
Subsequently, the substrate was irradiated with CH ₂ Cl ₂ gas at a flow rate of 10 sccm at the same substrate temperature to deposit a single atomic layer of C. As in the case of Ge, C coverage on Ge is can be confirmed by electron diffraction pattern, it is irradiated with CH ₂ Cl ₂ until the pattern of 1x1, and the coverage is 100%.
As a gas to be irradiated, CCl ₄ , CH ₂ F ₂ , C (CH ₃ ) ₄ or the like can be used in addition to CH ₂ Cl ₂ .
[0028]
When the C layer thickness was less than 0.5 atomic layer, the substrate surface maintained Si polarity, and a good InN layer could not be formed.
That is, in the present invention, the thickness of the carbon deposited on the substrate is most easily controlled by one atomic layer, but it has been found that the effect of the present invention can be achieved if the atomic thickness is 0.5 atomic layer or more. .
[0029]
Thereafter, InN was grown by molecular beam epitaxy (RF-MBE) using nitrogen excited by RF plasma. The growth conditions of InN are a substrate temperature of 550 ° C., an In beam intensity of 3 × 10 ⁻⁷ Torr, a nitrogen flow rate of 2 sccm, and an RF power of 300 W.
Alternatively, growth can be similarly performed by a molecular beam epitaxy method in which ammonia is thermally decomposed and irradiated onto a substrate.
The InN film prepared by using the above method was excellent in surface flatness, and obtained an electron mobility of 2500 cm ² / Vs at a carrier concentration of 5 × 10 ¹⁸ cm ⁻³ at a film thickness of 500 nm.
[0030]
(Example 2)
In the same manner as in Example 1, one atomic layer of each element of Sn, Hf, Nb, Ti, V, or Zr was deposited by evaporation of metal without depositing a tetravalent element, and then C was deposited by one atomic layer. Deposited. Subsequently, InN was grown to a thickness of 500 nm under the same conditions as in Example 1 by the RF-MBE method. In order to control the layer thickness, a single atomic layer is the easiest, so in the examples, a single atomic layer is used. However, it may be 0.5 atomic layer or more and less than two atomic layers.
[0031]
Table 1 shows the electron mobility and carrier concentration of InN grown on each tetravalent element.
[0032]
[Table 1]

[0033]
In any of the tetravalent elements, the values were superior to the electrical characteristics of InN grown directly on the sapphire substrate (carrier concentration 2 × 10 ¹⁹ cm ⁻³ , electron mobility 900 cm ² / Vs).
That is, according to the present invention, it was confirmed that since the tetravalent element is first deposited on the substrate and then the carbon is subsequently deposited, the crystallinity of InN deposited thereafter can be improved.
[0034]
(Comparative Example 1)
When the Si surface was carbonized, InN growth was not observed at a substrate temperature of 550 ° C., and film growth was finally observed at a substrate temperature of 300 ° C. or less, and the film quality was poor.
[0035]
(Example 3)
A GaN / InN heterojunction field effect transistor (HFET) shown in FIG. 4 was fabricated on a Si substrate using the fabrication method described above.
First, similarly to Example 1, one atomic layer of Ge and one atomic layer of C were deposited on the surface of the Si substrate 1. On top of this, an InN layer 2 (thickness 1000 mm, carrier concentration 1 × 10 ¹⁸ cm ⁻³ ) was grown by RF-MBE. Furthermore, a GaN barrier layer 3 (thickness 200 mm, carrier concentration 1 × 10 ¹⁶ cm ⁻³ ) was grown thereon. Next, a WN gate electrode 4 and an Hf / Al source / drain electrode 5 were formed on the GaN barrier layer 3 to produce an HFET structure.
[0036]
When the maximum oscillation frequency of the above HFET structure was measured, it showed a high value of 100 GHz. This is considered to be because the Si substrate was processed by the method of the present invention, so that the layer grown thereon had high crystallinity, and thus a layer with high electron mobility was obtained.
[0037]
【The invention's effect】
By using the manufacturing method and structure found in the present invention, it becomes possible to create a C polar face (N polar face) on a Si substrate, and further, by growing InN on it, it has excellent electrical characteristics. Crystal can be obtained.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a schematic diagram illustrating the polarity of an InN crystal.
FIG. 2 is a schematic diagram showing the crystal structure (a) of the Si substrate surface and the crystal structure of the surface carbonized Si substrate surface (b).
FIG. 3 is a schematic view showing a crystal structure of a Si substrate (a), a Si substrate (b) on which an atomic layer of a tetravalent element of one atomic layer is grown, and a Si substrate (c) on which a C atomic layer is further grown. .
FIG. 4 is a schematic cross-sectional view showing an HFET structure.
[Explanation of symbols]
1 ... Si substrate,
2 ... InN layer,
3 ... GaN barrier layer,
4 ... WN gate electrode,
5: Hf / Al source / drain electrode.

Claims

At least selected from the group consisting of germanium (Ge), tin (Sn), hafnium (Hf), niobium (Nb), titanium (Ti), vanadium (V) and zircon (Zr) on a silicon (Si) substrate. Nitride-based III including a step of growing an atomic layer composed of one tetravalent element, a step of subsequently growing an atomic layer composed of carbon (C), and a step of subsequently growing a semiconductor layer composed of InN A method for producing a group V compound semiconductor.

The method for producing a nitride-based III-V compound semiconductor according to claim 1, wherein the atomic thickness of the tetravalent element is 0.5 atomic layer or more and less than 2 atomic layer.

The method for producing a nitride III-V compound semiconductor according to claim 1, wherein the atomic layer made of carbon (C) has a thickness of 0.5 atomic layer or more.

The nitride system III according to claim 1, wherein the method of growing a semiconductor layer made of InN is a molecular beam epitaxy method using plasma-excited nitrogen or a molecular beam epitaxy method using ammonia thermally decomposed before substrate irradiation. A method for producing a group V compound semiconductor.

An atomic layer composed of at least one tetravalent element selected from the group consisting of Ge, Sn, Hf, Nb, Ti, V, and Zr and an atomic layer composed of carbon (C) are sequentially formed on a silicon (Si) substrate. A semiconductor device formed and having an InN semiconductor layer formed thereon.