ウルツ鉱型結晶成長用基板およびその製造方法ならびに半導体装置
【課題】格子定数が広範囲にわたり可変であり、且つ結晶性に優れた基板およびその製造方法を提供する。また上記基板上に形成された半導体素子を提供する。
【解決手段】６回対称軸をを有する結晶からなる第１の層１１と、該結晶上に形成される金属酸窒化物結晶からなる第２の層１２を有し、第２の層１２が、Ｉｎ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｇｅ及びＡｌからなる群から選択される少なくとも１つの元素と、ＮとＯとＺｎとを主要元素として含み、且つ第２の層１２が面内配向性を有する積層構造体を備えたウルツ鉱型結晶成長用基板。
【解決手段】６回対称軸をを有する結晶からなる第１の層１１と、該結晶上に形成される金属酸窒化物結晶からなる第２の層１２を有し、第２の層１２が、Ｉｎ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｇｅ及びＡｌからなる群から選択される少なくとも１つの元素と、ＮとＯとＺｎとを主要元素として含み、且つ第２の層１２が面内配向性を有する積層構造体を備えたウルツ鉱型結晶成長用基板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、６回対称軸を有する結晶（代表的にはウルツ鉱型結晶）からなる第１の層と金属酸窒化物結晶からなる第２の層を有する積層構造体を備えることを特徴とするウルツ鉱型結晶成長用基板およびその製造方法ならびに半導体装置に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、ＩｎＧａＮ系半導体を用いた受発光素子が注目されている。ＩｎＮの光学バンドギャップが０．７ｅＶ（赤外域）、ＧａＮの光学バンドギャップが３．４ｅＶ（紫外域）であることから、ＩｎＧａＮ窒化物半導体を受発光素子として利用した場合、紫外域から赤外域まで極めて広い帯域で受発光できると考えられるためである。またその小さい電子有効質量のため、電子デバイスへの適用を考えた場合にも高周波動作が期待できる。以上の背景から、ＩｎＧａＮに対する研究開発が近年盛んになっている（特許文献１）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特許第２７５１９６３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかしながら、ウルツ鉱型結晶であるＩｎＧａＮと格子整合の取れる結晶基板が存在しないという問題がある。ＧａＮと同様にサファイア（Ａｌ２Ｏ３）を基板とし、その上に直接ＩｎＧａＮを成長する方法が用いられているが、得られる膜の結晶性は低い。そこで特許文献１では、サファイア上にまずＧａＮ層を成長し、その後ＩｎＧａＮの成長を行うという方法が提案されている。上記手法ではＧａＮ層を成長させてからＩｎＧａＮを成長させるため、成長面内での回転ドメインの形成が抑えられ、高い結晶性が得られるという長所がある。
しかし、ＧａＮとＩｎＮのａ軸格子定数はそれぞれ０．３１８９ｎｍ、０．３５４８ｎｍと大きく異なるため、これまで得られている高品質なＩｎＧａＮはいずれもＧａ−ｒｉｃｈ組成のみであった。これには様々な要因が考えられるが、その１つとして、ＧａＮ上にＩｎＧａＮを成長しようとすると、成長初期過程でのＧａ組成引き込み効果(ＧａＮ下地層との格子不整合を減少させるためＩｎ原子が取り込まれにくくなる効果)により、下地層と大きく格子定数の異なる結晶を得ることが難しいことが挙げられる。
【０００５】
そこでＺｎＯ基板上にＩｎＧａＮを形成する試みがなされている。ＺｎＯはＧａＮよりも格子定数が大きく、ＩｎＧａＮとの格子整合ミスマッチが小さいためである。しかしＺｎＯと完全に格子整合するＩｎの組成はＩｎ／（Ｉｎ＋Ｇａ）＝１８原子％であり、依然、Ｉｎ−ｒｉｃｈの高品質ＩｎＧａＮ膜の形成は困難なものとなっている。
本発明は、上記課題を解決するものであり、その目的は、所望の格子定数を有し、且つ結晶性に優れた積層構造体を備える基板およびその製造方法を提供することにある。また本発明の別の目的は上記基板を用いた半導体装置を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
上記目的を達成するために、本発明者らは金属酸窒化物結晶とウルツ鉱型結晶の積層構造に着目して鋭意検討した結果、本発明の完成に至ったものであり、その骨子とするところは、
６回対称軸を有する結晶からなる第１の層と該第１の層の上に形成される金属酸窒化物結晶からなる第２の層を有し、前記第２の層が、Ｉｎ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｇｅ及びＡｌからなる群から選択される少なくとも１つの元素と、ＮとＯとＺｎとを主要元素として含み、且つ前記第２の層が面内配向性を有する積層構造体を備えることを特徴とするウルツ鉱型結晶成長用基板である。
また本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板は、前記第１の層がウルツ鉱型の原子配置を有する結晶またはＡｌ２Ｏ３結晶であることが好ましい。
また本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板は、前記第２の層がウルツ鉱型構造の原子配置を有する結晶またはＡｌ２Ｏ３結晶でであることが好ましい。
また本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板は、前記第２の層のａ軸格子定数が０．３２０ｎｍから０．３５８ｎｍの範囲にあることが好ましい。
また本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板は、前記第２の層の（００２）面のＸ線ロッキングカーブの半値幅が１度以下であることが好ましい。
また本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板は、前記第１の層がＧａＮまたはＺｎＯから選ばれるウルツ鉱型結晶からなり、前記第２の層がＺｎ（ｘ）Ｉｎ（1-ｘ）Ｏ（ｙ）Ｎ（1-ｙ）（但し０．１≦ｘ≦０．９、０．１≦ｙ≦０．９）からなることが好ましい。
また本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板は、前記第１の層がＧａＮまたはＺｎＯから選ばれるウルツ鉱型結晶からなり、前記第２の層がＺｎ（ｘ）Ｇａ（1-ｘ）Ｏ（ｙ）Ｎ（1-ｙ）（但し０．１≦ｘ≦０．９、０．１≦ｙ≦０．９）からなることが好ましい。
また本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板は、前記第１の層がＡｌ２Ｏ３からなり、前記第２の層がＺｎ（ｘ）Ｇａ（1-ｘ）Ｏ（ｙ）Ｎ（1-ｙ）（但し０．１≦ｘ≦０．９、０．１≦ｙ≦０．９）からなることが好ましい。
また本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板は、前記第１の層がＡｌ２Ｏ３からなり、前記第２の層がＺｎ（ｘ）Ｉｎ（1-ｘ）Ｏ（ｙ）Ｎ（1-ｙ）（但し０．１≦ｘ≦０．９、０．１≦ｙ≦０．９）からなることが好ましい。
【０００７】
また別の本発明は、６回対称軸（代表的にはウルツ鉱型の原子配置）を有する結晶からなる第１の層の上に、面内配向性を有する金属酸窒化物結晶からなる第２の層を、窒素を含む雰囲気中で形成する工程を有し、前記第２の層がＩｎ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｇｅ及びＡｌからなる群から選択される少なくとも１つの元素と、ＮとＯとＺｎとを主要元素として含むことを特徴とする、積層構造体を備えたウルツ鉱型結晶成長用基板の製造方法である。
また本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板の製造方法は、前記第２の層がスパッタリング法により形成されることが好ましい。
また本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板の製造方法は、前記第２の層の製膜速度が１０ｎｍ／ｍｉｎ以下であることが好ましい。
【発明の効果】
【０００８】
本発明によれば、所望の格子定数を有し、且つ結晶性に優れたウルツ鉱型結晶成長用基板を低コストで提供することができる。
さらには当該基板を用いた高速のトランジスタやダイオード、また高効率の受光素子や発光素子といった半導体装置を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【０００９】
【図１】ウルツ鉱型の原子配置を有する金属酸窒化結晶の典型的な二次元Ｘ線回折パターンを示したものである。
【図２】二次元Ｘ線回折パターン測定時の幾何学的配置を示した図である。
【図３】ウルツ鉱型構造ＺｎＯの二次元Ｘ線回折パターンのシミュレーション結果を示したものである。
【図４】ウルツ鉱型構造ＧａＮの二次元Ｘ線回折パターンのシミュレーション結果を示したものである。
【図５】ウルツ鉱型構造の原子配置を示す図である。
【図６】本発明に係る金属酸窒化物膜のＸ線回折における（００２）面反射の典型的なロッキングカーブを示したものである。
【図７】本発明に係る金属酸窒化物膜の（１０１）面φスキャンの測定結果を示したものである。
【図８】本発明に係る積層構造体の模式図を示したものである。
【図９】本発明に係る積層構造体の模式図を示したものである。
【図１０】異なるＺｎ／Ｉｎ組成比におけるＩｎＺｎＯＮ膜のａ軸格子定数を示したグラフである。
【図１１】本実施例２の金属酸窒化物膜Ｘ線回折における（００２）面反射ロッキングカーブを示したものである。
【図１２】本比較例１の金属酸窒化物膜Ｘ線回折における（００２）面反射ロッキングカーブを示したものである。
【図１３】本比較例１の金属酸窒化物膜の（１０１）面φスキャン測定結果を示したグラフである。
【図１４】本実施例４の金属酸窒化物膜Ｘ線回折における（００２）面反射ロッキングカーブを示したものである。
【図１５】本実施例４の金属酸窒化物膜の（１０１）面φスキャン測定結果を示したグラフである。
【図１６】本実施例６の金属酸窒化物膜の（１０１）面φスキャン測定結果を示したグラフである。
【図１７】本実施例７の金属酸窒化物膜の（１０１）面φスキャン測定結果を示したグラフである。
【図１８】本実施例８の金属酸窒化物膜の（１０１）面φスキャン測定結果を示したグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
まず、本発明の実施形態を説明する前に、本発明の完成に至った経緯を説明する。
本発明者らは、ＺｎＯがＩｎＮ、ＧａＮ、ＡｌＮ等の窒化物と同様にウルツ鉱型の結晶構造を有することに着目し、ＺｎＯと上記窒化物の混晶である金属酸窒化物膜の作成を試みた。結果、前記金属酸窒化膜はいずれも（００１）配向（ｃ軸配向）したウルツ鉱型の原子配置を有する結晶構造を示すことが分かった。
図１に前記金属酸窒化膜の典型的な二次元Ｘ線回折パターンを示す。ここで、二次元Ｘ線回折パターンとは、試料を傾けながらq―２q測定（q：Ｘ線入射角）を繰り返し、その回折強度をつなぎ合わせたもので、配向膜の相同定が可能になる。図１中の横軸は２q、縦軸は基板傾斜角Ｃｈｉを表している。図２にＸ線回折の幾何学的配置図を示す。
図１に示すように、金属酸窒化物の組成に依存して、
Ｃｈｉ（基板傾斜角）が０度近傍で、２q＝３０−３５度付近に、
Ｃｈｉが３２度近傍で、２q＝５６−６４度付近に（図示せず）、
Ｃｈｉが４３度近傍で、２q＝４３−４８度付近に、
Ｃｈｉが６２度近傍で、２q＝３３−３７度付近に、
Ｃｈｉが約９０度近傍で、２q＝２９−３２度付近に、
Ｃｈｉが約９０度近傍で、２q＝５２−５８度付近に（図示せず）、
回折ピークが観測される。
【００１１】
観測された回折ピークは、（００１）配向したウルツ鉱構造を有するＺｎＯやＧａＮのシミュレーション結果（図３、図４）と同様のパターンを示している。
このことから、薄膜全体が図５に示すような、（００１）配向したウルツ鉱型構造の原子配置を有する酸窒化物で形成されていることが分かる。なお、本発明において、ウルツ鉱型構造の原子配置を有する結晶構造とは、二次元Ｘ線回折において、上述のようなウルツ鉱型構造と同様なパターンが得られることに対応する。
【００１２】
次に本発明者らはＺｎＧｅＮ２およびＺｎＳｉＮ２の結晶構造に着目し、それらとＺｎＯの混晶からなる金属酸窒化物膜の作製を試みた。ＺｎＧｅＮ２やＺｎＳｉＮ２の結晶構造は斜方晶系に分類されるものの、Ｎ原子が、それぞれ２個のＧｅと２個のＺｎ、または２個のＳｉと２個のＺｎからなる４面体で囲まれた構造を有し、ウルツ鉱型構造と類似した構造を有しているためである。結果、二次元Ｘ線回折において、前記金属酸窒化物膜もウルツ鉱型構造と同様なパターンが得られ、いずれも（００１）配向したウルツ鉱型の原子配置を有する結晶構造を有することが分かった。
【００１３】
また本発明者らの検討によると、これら金属酸窒化膜をウルツ鉱型結晶の上に形成することによって、結晶性に優れ、且つ面内配向の揃った金属酸窒化膜を形成できることが分かっている。
図６に本発明における金属酸窒化物膜のＸ線回折（００２）面反射の典型的なロッキングカーブを示す。ロッキングカーブとは、特定の結晶面がブラッグの回折条件を満たす角度の２倍の位置にディテクターを固定して、Ｘ線の入射角を変化させて得られる回折のことである。ロッキングカーブの半値幅により面方位の揺らぎの度合いを判断でき、半値幅の値が小さいほど、結晶品質が良好であると言える。本発明において、半値幅は組成および製膜条件に依存するが、いずれも１度以下と小さく、高品質な（００１）配向金属酸窒化物膜が作製されていることが分かる。
【００１４】
図７に本発明の金属酸窒化物膜の面内配向性をφスキャンにて測定した結果の典型例を示す。ここでφスキャンは、二次元Ｘ線回折測定から得られた（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、試料を面内方向に回転させることにより行っている。図７より、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、本発明の金属窒化物膜が６回対称性を有していることが分かる。
なお、本発明において、面内配向性を有する結晶とは、（１０１）面φスキャンにおいて、上述のように、６０度おきに回折ピークが観測されることに対応する。
また、前記金属窒化物膜の格子定数をＸ線回折および透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察より導出したところ、その組成に依存してａ軸格子定数が０．３２０ｎｍから０．３５８ｎｍの範囲にあることが分かった。
本発明はこのような知見に基づいてなされたものである。
【００１５】
以下、本発明の実施形態に係るウルツ鉱型結晶成長用基板について説明する。
図８に本実施形態のウルツ鉱型結晶成長用基板の模式図を示す。支持基板１０の上に６回対称軸を有する結晶からなる第１の層１１を設け、第１の層１１上に金属酸窒化物結晶からなる第２の層１２を設けることにより形成される。
上記支持基板１０としては、ウルツ鉱型結晶成長に一般的に用いられるＡｌ２Ｏ３（酸化アルミニウム）やＧａＮ（窒化ガリウム）、ＺｎＯ（酸化亜鉛）、Ｓｉ（ケイ素）、ＳｉＣ（炭化ケイ素）、ＳｃＡｌＭｇＯ４（ＳＣＡＭ、スカンジウム・アルミニウム・マグネシウム・オキサイド）、Ｙ添加安定化ＺｒＯ２（ＹＳＺ）などを用いることが出来る。第１の層１１としては、６回対称軸を有する結晶、例えば、Ａｌ２Ｏ３（酸化アルミニウム）やＧａＮ（窒化ガリウム）、ＺｎＯ（酸化亜鉛）、ＩｎＮ（窒化インジウム）、ＡｌＮ（窒化アルミニウム）、Ｓｉ（ケイ素）、ＳｉＣ（炭化ケイ素）、ＳｃＡｌＭｇＯ４（ＳＣＡＭ、スカンジウム・アルミニウム・マグネシウム・オキサイド）、Ｙ添加安定化ＺｒＯ２（ＹＳＺ）、あるいはこれらを積層した膜などを用いることができる。なかでも、ウルツ鉱型の原子配置を有する結晶またはＡｌ２Ｏ３結晶を用いることが好ましい。本発明者らが検討したところ、ウルツ鉱型の原子配置を有する結晶またはＡｌ２Ｏ３結晶を第１の層１１として用いると、それら第１の層１１の上に形成される第２の層１２の結晶性が高くなることが分かっている。ウルツ鉱型結晶としては、特にＧａＮやＺｎＯを用いると、第２の層１２の結晶性が高くなり、好ましい。
また本発明に適用できる積層構造体の構成は、上記構成に限らない。図９に示すように、例えばＧａＮやＺｎＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＡｌＮ、ＳｉＣ、ＳＣＡＭ等からなる第１の層１１が基板１０を兼ねるとしても良い。
【００１６】
金属酸窒化物結晶からなる第２の層１２としては、Ｉｎ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｇｅ（ゲルマニウム）及びＡｌからなる群から選択される少なくとも１つの元素と、ＮとＯとＺｎと、を含む金属酸窒化物を用いることが出来る。例えばＩｎＺｎＯＮ、ＧａＺｎＯＮ、ＩｎＧａＺｎＯＮ，ＩｎＡｌＺｎＯＮ、ＳｉＺｎＯＮ、ＧｅＺｎＯＮ、ＩｎＧｅＺｎＯＮ等の金属酸窒化物膜を用いることが出来る。ここで主要元素とは、金属酸窒化物内の既知の元素を示しており、試料への添加元素は含まれない。例えばＩｎやＮを微量添加したＺｎＯなどは、本発明の金属酸窒化物には含まれない。これは、ＺｎＯにＩｎやＮを微量添加しても、格子定数がＺｎＯと殆ど変わらないためである。本発明者らの検討によると、格子定数を変化させるためには、前記元素が主要元素として含まれている必要があり、具体的には膜中の全原子数に対し、少なくとも５原子％程度含まれている必要があることが分かっている。逆に、前記主要元素さえ含んでいれば、前記酸窒化物には、結晶構造に実質的に影響を及ぼさない程度の不純物を含んでも良く、例えばＢｅ（ベリリウム）やＭｇといった元素を含んでいても良い。
【００１７】
格子定数制御の観点からは、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｏ、Ｎを主要元素として含むことが好ましい。図１０に異なるＺｎ／（Ｉｎ＋Ｚｎ）［原子％］におけるＩｎＺｎＯＮ膜のａ軸格子定数［ｎｍ］を示す。Ｚｎ／（Ｉｎ＋Ｚｎ）［原子％］、つまり組成比を変えることで、ａ軸格子定数を約０．３３０から０．３５８の幅広い範囲で制御できることが分かる。
【００１８】
また上記よりも小さい格子定数が必要な場合は、Ｇａ、Ｚｎ、Ｏ、Ｎを主要元素として含むことが好ましい。このときａ軸格子定数は０．３２０ｎｍから０．３３２ｎｍの範囲で制御することが可能である。またＧｅ、Ｚｎ、Ｏ、Ｎ、或いは、Ａｌ、Ｚｎ、Ｏ、Ｎ、或いはＳｉ、Ｚｎ、Ｏ、Ｎを主要元素として含んだ場合も、ａ軸格子定数は０．３２０ｎｍから０．３３０ｎｍの範囲で制御することが可能であり、好ましい形態である。
【００１９】
このように本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板における金属酸窒化膜の格子定数は広範囲に渡り可変であり、例えばＩｎＧａＮやＩｎＮ等の格子定数整合性基板として用いることが出来る。
上記ウルツ鉱型結晶成長用基板を用いる場合、金属酸窒化物膜の結晶性が高く、面内配向性を有していると、その上に形成される膜の結晶性も高くなり好ましい。本発明者らの検討によると、（００１）配向した金属酸窒化物膜を形成した場合、（１０１）面φスキャンから得られるピークの半値幅が５度以下になると、本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板の上に形成される結晶の面内配向性が高く、高品質な結晶成長が可能である。そのため本発明の金属酸窒化物膜は高い面内配向性を有していることが好ましい。
【００２０】
また本発明の金属酸窒化物結晶では、面内配向性とｃ軸配向性に相関が見られ、例えば（００１）配向した金属酸窒化物結晶では、（００２）面のＸ線ロッキングカーブの半値幅が１度以下のとき、高い面内配向性（（１０１）面φスキャンピークの半値幅が５度以下）が得られることが分かっている。すなわち、本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板において、金属酸窒化物結晶からなる第２の層の（００２）面のＸ線ロッキングカーブの半値幅が１度以下であることが好ましい。
【００２１】
次に本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板の作成方法について説明する。まず、Ａｌ２Ｏ３やＧａＮ、ＺｎＯ、Ｓｉ、ＳｉＣ、ＳＣＡＭ、ＹＳＺ等の基板１０を用意する。
次いで、有機金属化学気相成長法（ＭＯＣＶＤ）、分子線エピタキシー法（ＭＢＥ）、ハイドライド気相エピタキシー法（ＨＶＰＥ）、スパッタ法、パルスレーザー蒸着法、及び電子ビーム蒸着法の気相法、もしくはそれらの組み合わせなどにより６回対称軸を有する結晶からなる第１の層１１を形成する。
尚、ＧａＮやＺｎＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＣ、ＳＣＡＭ等、６回対称軸を有する第１の層１１が基板１０を兼ねても良い。
また第１の層１１または第２の層１２を形成する前に、使用する基板１０や第１の層１１の構成元素、製膜手法に応じて、大気アニールや真空アニール、水素アニール、窒素アニール、アンモニアアニール等の前処理を基板１０に対して行う。特に基板１０もしくは第１の層１１がＡｌ２Ｏ３である場合、水素アニールまたはアンモニアアニールを行うことが好ましい。これによりＡｌ２Ｏ３上に形成される第１の層もしくは第２の層の高品質化が可能となる。ウルツ鉱型結晶の成長において、カチオン極性の方が、アニオン極性に比べ、結晶性が高いことが知られているが、前記アニール処理によりウルツ鉱型結晶の成長モードがカチオン極性になり易い。この原因は明らかではないが、前記アニール処理により、酸素が還元或いはエッチングされ、基板表面は化学量論比よりもＡｌ−ｒｉｃｈになっていることが原因と考えられる。第１の層１１を形成する時の基板１０の温度も同様に、使用する基板１０や第１の層１１の構成元素、また製膜手法に応じて適宜設定する。
次いで、スパッタ法、パルスレーザー蒸着法、ＭＯＣＶＤ法、ＭＢＥ法、ＨＶＰＥ法、電子ビーム蒸着法の気相法、もしくはそれらの組み合わせなどにより金属酸窒化物結晶からなる第２の層１２を形成する。基板１０の温度は適宜設定できる。
【００２２】
中でもスパッタ法を用いた場合、基板１０に入射してくる粒子のエネルギーが高いため、基板１０の表面でのマイグレーションが促進され、低温でも高品質な金属酸窒化物膜を形成することが可能である。
【００２３】
特に製膜速度が小さい場合、上記効果は顕著となる。具体的には製膜速度を１０ｎｍ／ｍｉｎ以下にすることで基板１０の温度が３００℃以下でも、面内配向性を有した金属酸窒化物結晶を形成することができる。
【００２４】
またスパッタ法は他の製膜手法に比べて装置およびランニングコストが安価であり、本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板が低コストで提供できるというメリットもある。
【００２５】
金属酸窒化物形成中に、所望の膜中窒素濃度に応じて、気相中にＮ原子を含む原料ガス（例えばＮ２、ＮＨ３、ＮＯなど）を導入する。このときラジカル源等を用いてＮラジカルを照射することも、膜中窒素濃度を大きくしたい場合に効果的である。
また上記工程後、作製された酸窒化物に対して熱処理を行うことも好ましい形態である。熱処理温度の上限は適宜設定できるが、金属酸窒化物膜の構成元素が分解温度よりも低いことが好ましい。例えば、金属酸窒化物膜がＩｎおよびＮを含む場合は５５０℃以下で熱処理することが好ましい。これにより、さらに結晶性に優れた金属酸窒化膜を形成することができる。効果的に熱処理を行うには、窒素、酸素、水蒸気、二酸化炭素のいずれかを含む雰囲気中で熱処理を行うのが良い。
以上により、本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板を作成することができる。
【００２６】
このように、本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板を用いることで、所望の格子定数を有し、且つ結晶性に優れた基板を低コストで提供することができる。
特にこれまで、ＺｎＯとＩｎＮの間の格子定数（０．３２５０ｎｍ−０．３５４８ｎｍ）を有するウルツ鉱型基板がないため、任意のＩｎ組成を有するＩｎＧａＮを形成することは困難であったが、本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板は前記課題を解決するものである。
【実施例】
【００２７】
以下、実施例を用いて本発明を更に説明するが、本発明はこれらの実施例によって何ら限定されるものではない。
【００２８】
（実施例１）
（ＺｎＩｎＯＮ／ＧａＮ／Ａｌ２Ｏ３； Ｚｎ：Ｉｎ＝３７:２０）本実施例では、ｃ面サファイア基板上にＭＯＣＶＤ法によりＧａＮを形成し、その後、アルゴン窒素混合雰囲気中でのＲＦ（高周波）スパッタリング成膜により、ＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。
まずサファイア基板上にＭＯＣＶＤ法によりＧａＮを形成した。なお本実施例では基板前処理として、水素雰囲気中、１１５０度でのアニールを行っている。これにより、基板上に形成されるＧａＮの高品質化が可能となる。ＧａＮ成長において、Ｇａ極性の方がＮ極性にくらべ結晶性が高いことが知られているが、前記前処理により、ＧａＮの成長モードがＧａ極性になるためである。この原因は明らかではないが、前記前処理により酸素が還元あるいはエッチングされ、基板表面は化学量論比よりもＡｌ-richになっていることが要因と考えられる。
その後、基板温度を４７０度まで下げ、Ｇａ原料としてトリメチルガリウム（ＴＭＧ）を、Ｎ原料としてアンモニアを流し、ＧａＮ低温バッファー層を２０ｎｍ形成した。
次いで、温度を１１５０℃に昇温し、原料としてＴＭＧ、アンモニアを流し、高温ＧａＮ層を５μｍ成長した。
このように低温バッファー層上に高温ＧａＮを形成すると、バッファー層を核とし、高温ＧａＮ形成時にその核が横方向成長しながら合体し、最終的に平坦なＧａＮを得ることが出来る。また高温ＧａＮが横方向成長することによって貫通転位が曲げられ、結果、転位密度を低く抑えることができる。
【００２９】
上記により得られたＧａＮを、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）観察したところ、平均二乗粗さ（Ｒｒｍｓ）は０．２５８ｎｍであった。
次にＸ線回折により結晶性を評価したところ、（００２）面反射のロッキングカーブ半値幅は約、０．０５度と小さく、高品質な（００１）配向のＧａＮが形成されていることが分かった。
また（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かった。この時（１０１）面φスキャンから得られた回折ピークの半値幅は０．１５度であった。
【００３０】
次に、ＧａＮ上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。ＺｎＩｎＯＮ膜の製膜は２元スパッタ装置を用いて行った。
ターゲット（材料源）としては、ＺｎＯ組成を有する２インチ焼結体およびＩｎ組成を有する２インチ焼結体（それぞれ純度９９．９％）を用いた。投入ＲＦパワーはそれぞれＺｎＯが９０Ｗ、Ｉｎが１２Ｗである。なお、ターゲットと基板との距離は約１２ｃｍ、成膜時の基板温度は３００℃とした。ＺｎＩｎＯＮ膜は、１×１０−１Ｐａのアルゴン窒素混合ガス雰囲気中で成膜され、導入窒素分圧は８×１０−２Ｐａとした。得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。ラザフォード後方散乱（ＲＢＳ）分析により測定されたＺｎＩｎＯＮ膜の組成比はＺｎ：Ｉｎ：Ｏ：Ｎ＝３７：２０：２９：１４（単位：原子％）である。なおＲＢＳの測定精度は±５％である。また上記ＺｎＩｎＯＮの抵抗率を４探針測定により評価したところ、８ｍΩｃｍの値を示している。
【００３１】
（比較例１）
（ＺｎＩｎＯＮ／Ｓｉ（１００）、基板前処理有り）
本比較例では、Ｓｉ（１００）基板上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。なお本比較例では基板前処理として、フッ酸での自然酸化膜の除去を行っている。ＺｎＩｎＯＮの成膜条件は、上記実施例１と同様とした。
得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。ＲＢＳ分析により測定されたＺｎＩｎＯＮ膜の組成比はＺｎ：Ｉｎ：Ｏ：Ｎ＝３７：２０：２９：１４（単位：原子％）、であった。
【００３２】
（比較例２）
（ＺｎＩｎＯＮ／Ｓｉ（１００）、基板前処理無し）
本比較例では、Ｓｉ（１００）基板上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。なお本比較例では基板前処理は行っていない。ＺｎＩｎＯＮの成膜条件は、上記実施例１と同様とした。
得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。ＲＢＳ分析により測定されたＺｎＩｎＯＮ膜の組成比はＺｎ：Ｉｎ：Ｏ：Ｎ＝３７：２０：２９：１４（単位：原子％）、であった。
【００３３】
（結晶性評価）
本実施例１および比較例１、２で得られたＺｎＩｎＯＮ膜の二次元Ｘ線回折パターンを測定したところ、いずれも（００１）配向したウルツ鉱型構造と同様のパターンが得られ、ウルツ鉱型の原子配置を有する結晶であることが分かった。またq―２q測定（q：Ｘ線入射角）により、ａ軸格子定数は約０．３３１ｎｍであることが分かった。
次に、本実施例１で得られたＺｎＩｎＯＮについて、（００２）面反射のロッキングカーブを測定した。結果、その半値幅は約０．１度であった。
図６に、本実施例１で得られた（００２）面反射のロッキングカーブを示す。
一方、比較例１、２で得られたＺｎＩｎＯＮについてロッキングカーブを測定したところ、（００２）面反射の半値幅は約４．５度であった。
図１２は比較例１で得られたＺｎＩｎＯＮ膜の（００２）面反射のロッキングカーブを示す。
また本実施例のＺｎＩｎＯＮ膜に対し、（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かっている。この時（１０１）面φスキャンから得られた回折ピークの半値幅は約０．８度であった。
図７に、本実施例１で得られた（１０１）面φスキャンの測定結果を示す。このとき半値幅は０．８度であった。
一方、比較例１および２のＺｎＩｎＯＮ膜の（１０１）面φスキャン測定を行ったところ、φに依存せずどの角度からも回折が観測され、面内配向していないことが分かる。
図１３に、比較例１で得られたＺｎＩｎＯＮ膜における（１０１）面φスキャン測定結果を示す。
【００３４】
次に本実施例１で得られたＺｎＩｎＯＮ膜を、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）観察したところ、Ｒｒｍｓは組成に依存して０．４７０ｎｍであった。
一方、比較例１および２のＲｒｍｓは約０．９ｎｍであり、本実施例１のＺｎＩｎＯＮ膜は平坦な膜が形成されていることが分かる。
このようにＺｎＩｎＯＮ膜をＧａＮ結晶層上に積層することで、結晶性および平坦性に優れた基板を提供することができる。また本実施例１のＺｎＩｎＯＮ膜のａ軸格子定数はＺｎＯの格子定数より大きく、例えばＩｎＧａＮやＩｎＮ等の格子定数整合性基板として用いることが出来る。また本実施例１のＺｎＩｎＯＮ膜は抵抗率が小さいため、電極機能も兼ねそろえた基板を提供できるという効果がある。さらに、上記ＺｎＩｎＯＮはスパッタリングにより形成可能であることから、基板を低コストで提供できるといった効果も期待できる。
【００３５】
（実施例２）
（ＺｎＩｎＯＮ／ＧａＮ／Ａｌ２Ｏ３； Ｚｎ：Ｉｎ＝３１:１８）
本実施例では、ｃ面サファイア基板上にＭＯＣＶＤ法によりＧａＮを形成し、その後、アルゴン窒素混合雰囲気中でのＲＦスパッタリング成膜により、ＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。
まずサファイア基板上にＭＯＣＶＤ法によりＧａＮを形成した。なお本実施例では基板前処理として、水素雰囲気中、１１５０度でのアニールを行っている。これにより、基板上に形成されるＧａＮの高品質化が可能となる。ＧａＮ成長において、Ｇａ極性の方がＮ極性にくらべ結晶性が高いことが知られているが、前記前処理により、ＧａＮの成長モードがＧａ極性になるためである。この原因は明らかではないが、前記前処理により酸素が還元あるいはエッチングされ、基板表面は化学量論比よりもＡｌ-richになっていることが要因と考えられる。その後、基板温度を４７０度まで下げ、Ｇａ原料としてトリメチルガリウム（ＴＭＧ）を、Ｎ原料としてアンモニアを流し、ＧａＮ低温バッファー層を２０ｎｍ形成した。
次いで、温度を１１５０℃に昇温し、原料としてＴＭＧ、アンモニアを流し、高温ＧａＮ層を５μｍ成長した。
このように低温バッファー層上に高温ＧａＮを形成すると、バッファー層を核とし、高温ＧａＮ形成時にその核が横方向成長しながら合体し、最終的に平坦なＧａＮを得ることが出来る。また高温ＧａＮが横方向成長することによって貫通転位が曲げられ、結果、転位密度を低く抑えることができる。
【００３６】
上記により得られたＧａＮを、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）観察したところ、平均二乗粗さ（Ｒｒｍｓ）は０．２５８ｎｍであった。
次にＸ線回折により結晶性を評価したところ、（００２）面反射のロッキングカーブ半値幅は約、０．０５度と小さく、高品質な（００１）配向のＧａＮが形成されていることが分かった。
また（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かった。この時（１０１）面φスキャンから得られた回折ピークの半値幅は０．１５度であった。
【００３７】
次に、ＧａＮ上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。ＺｎＩｎＯＮ膜の製膜は２元スパッタ装置を用いて行った。
ターゲット（材料源）としては、ＺｎＯ組成を有する２インチ焼結体およびＩｎ組成を有する２インチ焼結体（それぞれ純度９９．９％）を用いた。投入ＲＦパワーはそれぞれＺｎＯが６５Ｗ、Ｉｎが２６Ｗである。なお、ターゲットと基板との距離は約１２ｃｍ、成膜時の基板温度は３００℃とした。ＺｎＩｎＯＮ膜は、１×１０−１Ｐａのアルゴン窒素混合ガス雰囲気中で成膜され、導入窒素分圧は８×１０−２Ｐａとした。
【００３８】
得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。ラザフォード後方散乱（ＲＢＳ）分析により測定されたＺｎＩｎＯＮ膜の組成比はＺｎ：Ｉｎ：Ｏ：Ｎ＝３１：１８：３１：２０（単位：原子％）、であった。なおＲＢＳの測定精度は±５％である。また上記ＺｎＩｎＯＮの抵抗率を４探針測定により評価したところ、２ｍΩｃｍの値を示した。
【００３９】
（比較例３）
（ＺｎＩｎＯＮ／Ｓｉ（１００）、基板前処理有り）
本比較例では、Ｓｉ（１００）基板上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。なお本比較例では基板前処理として、フッ酸での自然酸化膜の除去を行っている。ＺｎＩｎＯＮの成膜条件は、上記実施例２と同様とした。
得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。ＲＢＳ分析により測定されたＺｎＩｎＯＮ膜の組成比はＺｎ：Ｉｎ：Ｏ：Ｎ＝３１：１８：３１：２０（単位：原子％）、であった。
【００４０】
（比較例４）
（ＺｎＩｎＯＮ／Ｓｉ（１００）、基板前処理無し）
本比較例では、Ｓｉ（１００）基板上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。なお本比較例では基板前処理は行っていない。ＺｎＩｎＯＮの成膜条件は、上記実施例２と同様とした。
得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。ＲＢＳ分析により測定されたＺｎＩｎＯＮ膜の組成比はＺｎ：Ｉｎ：Ｏ：Ｎ＝３１：１８：３１：２０（単位：原子％）、であった。
【００４１】
（結晶性評価）
本実施例２および比較例３、４で得られたＺｎＩｎＯＮ膜の二次元Ｘ線回折パターンを測定したところ、いずれも（００１）配向したウルツ鉱型構造と同様のパターンが得られ、ウルツ鉱型の原子配置を有する結晶であることが分かった。またq―２q測定（q：Ｘ線入射角）により、ａ軸格子定数は約０．３４６ｎｍであることが分かった。
次に、本実施例２で得られたＺｎＩｎＯＮについて、（００２）面反射のロッキングカーブを測定した。結果、その半値幅は約０．３度であった。
図１１に、本実施例２で得られた（００２）面反射のロッキングカーブを示す。一方、比較例３、４で得られたＺｎＩｎＯＮについてロッキングカーブを測定したところ、（００２）面反射の半値幅は約５．５度であった。
【００４２】
また本実施例のＺｎＩｎＯＮ膜に対し、（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かった。この時（１０１）面φスキャンから得られた回折ピークの半値幅は約１．２度であった。一方、比較例３および４のＺｎＩｎＯＮ膜の（１０１）面φスキャン測定を行ったところ、φに依存せずどの角度からも回折が観測され、面内配向していないことが分かった。
次に本実施例２で得られたＺｎＩｎＯＮ膜を、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）観察したところ、Ｒｒｍｓは組成に依存して０．５９０ｎｍであった。一方比較例３および４のＲｒｍｓは約１．２ｎｍであり、本実施例２のＺｎＩｎＯＮ膜は平坦な膜が形成されていることが分かった。
【００４３】
このようにＺｎＩｎＯＮ膜をＧａＮ結晶層上に積層することで、結晶性および平坦性に優れた基板を提供することができる。また本実施例２のＺｎＩｎＯＮ膜のａ軸格子定数はＺｎＯの格子定数より大きく、例えばＩｎＧａＮやＩｎＮ等の格子定数整合性基板として用いることが出来る。また本実施例２のＺｎＩｎＯＮ膜は抵抗率が小さいため、電極機能も兼ねそろえた基板を提供できるという効果がある。さらに、上記ＺｎＩｎＯＮはスパッタリングにより形成可能であることから、基板を低コストで提供できるといった効果も期待できる。
【００４４】
（実施例３）
（ＺｎＩｎＯＮ／ＧａＮ／Ａｌ２Ｏ３ ；Ｚｎ／Ｉｎ組成依存性）
本実施例では、ｃ面サファイア基板上にＭＯＣＶＤ法によりＧａＮを形成し、その後、アルゴン窒素混合雰囲気中でのＲＦスパッタリング成膜により、ＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。
まずサファイア基板上にＭＯＣＶＤ法によりＧａＮを形成した。なお本実施例では基板前処理として、水素雰囲気中、１１５０度でのアニールを行っている。これにより、基板上に形成されるＧａＮの高品質化が可能となる。ＧａＮ成長において、Ｇａ極性の方がＮ極性にくらべ結晶性が高いことが知られているが、前記前処理により、ＧａＮの成長モードがＧａ極性になるためである。この原因は明らかではないが、前記前処理により酸素が還元あるいはエッチングされ、基板表面は化学量論比よりもＡｌ-richになっていることが要因と考えられる。
その後、基板温度を４７０度まで下げ、Ｇａ原料としてトリメチルガリウム（ＴＭＧ）を、Ｎ原料としてアンモニアを流し、ＧａＮ低温バッファー層を２０ｎｍ形成した。
次いで、温度を１１５０℃に昇温し、原料としてＴＭＧ、アンモニアを流し、高温ＧａＮ層を５μｍ成長した。
このように低温バッファー層上に高温ＧａＮを形成すると、バッファー層を核とし、高温ＧａＮ形成時にその核が横方向成長しながら合体し、最終的に平坦なＧａＮを得ることが出来る。また高温ＧａＮが横方向成長することによって貫通転位が曲げられ、結果、転位密度を低く抑えることができる。
【００４５】
上記により得られたＧａＮを、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）観察したところ、平均二乗粗さ（Ｒｒｍｓ）は０．２５８ｎｍであった。
次にＸ線回折により結晶性を評価したところ、（００２）面反射のロッキングカーブ半値幅は約０．０５度と小さく、高品質な（００１）配向のＧａＮが形成されていることが分かった。
また（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かった。この時（１０１）面φスキャンから得られた回折ピークの半値幅は０．１５度であった。
【００４６】
次に、ＧａＮ上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。ＺｎＩｎＯＮ膜の製膜は２元斜入射スパッタ装置を用いて行った。ターゲットは基板に対し斜め方向に配置されており、基板面上の膜の組成がターゲットからの距離の差により変化するため、基板位置を変えることで、様々な組成を有する薄膜を得ることができる。
ターゲット（材料源）としては、ＺｎＯ組成を有する２インチ焼結体およびＩｎ組成を有する２インチ焼結体（それぞれ純度９９．９％）を用いた。投入ＲＦパワーはそれぞれＺｎＯが７４Ｗ、Ｉｎが１８Ｗである。なお、ターゲットと基板との距離は約１０−１５ｃｍ、成膜時の基板温度は３００℃とした。ＺｎＩｎＯＮ膜は、１×１０−１Ｐａのアルゴン窒素混合ガス雰囲気中で成膜され、導入窒素分圧は８×１０−２Ｐａとした。
【００４７】
得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。蛍光Ｘ線分析により測定されたＺｎ／（Ｚｎ＋Ｉｎ）で表されるＺｎの原子組成比率は１０−９０原子％であった。またＸ線光電子分光（ＸＰＳ）分析により、Ｎ／（Ｎ＋Ｏ）で表されるＮの原子組成比率は８原子％以上であることが確認されている。また上記ＺｎＩｎＯＮの抵抗率を４探針測定により評価したところ、組成に依存して１−１０ｍΩｃｍの値を示した。
【００４８】
（比較例５）
（ＺｎＩｎＯＮ／Ｓｉ（１００）、基板前処理有り）
本比較例では、Ｓｉ（１００）基板上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。なお本比較例では基板前処理として、フッ酸での自然酸化膜の除去を行っている。ＺｎＩｎＯＮの成膜条件は、上記実施例３と同様とした。
得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。
蛍光Ｘ線分析により測定されたＺｎ／（Ｚｎ＋Ｉｎ）で表されるＺｎの原子組成比率が１０−９０原子％であった。
またＸ線光電子分光（ＸＰＳ）分析により、Ｎ／（Ｎ＋Ｏ）で表されるＮの原子組成比率は８原子％以上であることが確認された。
【００４９】
（比較例６）
（ＺｎＩｎＯＮ／Ｓｉ（１００）、基板前処理無し）
本比較例では、Ｓｉ（１００）基板上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。なお本比較例では基板前処理は行っていない。ＺｎＩｎＯＮの成膜条件は、上記実施例３と同様とした。
得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。
また蛍光Ｘ線分析によりＺｎ／（Ｚｎ＋Ｉｎ）で表されるＺｎの原子組成比率が１０−９０原子％であることが分かっている。
またＸ線光電子分光（ＸＰＳ）分析により、Ｎ／（Ｎ＋Ｏ）で表されるＮの原子組成比率は８原子％以上であることが確認された。
【００５０】
（結晶性評価）
本実施例３および比較例５、６で得られたＺｎＩｎＯＮ膜の二次元Ｘ線回折パターンを測定したところ、いずれも（００１）配向したウルツ鉱型構造と同様のパターンが得られ、ウルツ鉱型の原子配置を有する結晶であることが分かっている。
また、構成元素の組成比による格子定数の変化が観測され、ａ軸格子定数は約０．３３０ｎｍから０．３５８ｎｍまで変化することが分かった。
図１０に異なるＺｎ／（Ｉｎ+Ｚｎ）組成比（原子％）におけるＺｎＩｎＯＮ膜のａ軸格子定数を示す。なお図１０は本実施例３のＺｎＩｎＯＮ膜の結果であるが、比較例１、２ともに同様の結果が得られている。
【００５１】
次に、本実施例３で得られたＺｎＩｎＯＮについて、（００２）面反射のロッキングカーブを測定した。結果、その半値幅は組成に依存して約０．０９−０．５度であった。一方、比較例５、６で得られたＺｎＩｎＯＮについてロッキングカーブを測定したところ、（００２）面反射の半値幅は３−６度であった。
また本実施例のＺｎＩｎＯＮ膜に対し、（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、どの組成においても６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かっている。この時（１０１）面φスキャンから得られた回折ピークの半値幅は組成に依存して約０．５−１．５度であった。一方、比較例５および６のＺｎＩｎＯＮ膜の（１０１）面φスキャン測定を行ったところ、φに依存せずどの角度からも回折が観測され、面内配向していないことが分かる。
【００５２】
次に本実施例３で得られたＺｎＩｎＯＮ膜を、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）観察したところ、Ｒｒｍｓは組成に依存して０．４４０ｎｍ−０．６５０ｎｍであった。一方比較例５および６のＲｒｍｓは０．８−１．５ｎｍであり、本実施例１のＺｎＩｎＯＮ膜は平坦な膜が形成されていることが分かる。
このようにＺｎＩｎＯＮ膜をＧａＮ結晶層上に積層することで、結晶性および平坦性に優れた基板を提供することができる。特に本実施例３のＺｎＩｎＯＮ膜の格子定数は広範囲に渡り可変であり、例えばＩｎＧａＮやＩｎＮ等の格子定数整合性基板として用いることが出来る。また本実施例３のＺｎＩｎＯＮ膜は抵抗率が小さいため、電極機能も兼ねそろえた基板を提供できるという効果がある。さらに、上記ＺｎＩｎＯＮはスパッタリングにより形成可能であることから、基板を低コストで提供できるといった効果も期待できる。
【００５３】
（実施例４）
（ＺｎＧａＯＮ／ＧａＮ／Ａｌ２Ｏ３; Ｚｎ：Ｇａ＝２４：２４）
本実施例では、ｃ面サファイア基板上にＭＯＣＶＤ法によりＧａＮを形成し、その後、アルゴン窒素混合雰囲気中でのＲＦスパッタリング成膜により、ＺｎＧａＯＮ膜を形成した。
まずサファイア基板上にＭＯＣＶＤ法によりＧａＮを形成した。なお本実施例では基板前処理として、水素雰囲気中、１１５０度でのアニールを行っている。これにより、基板上に形成されるＧａＮの高品質化が可能となる。ＧａＮ成長において、Ｇａ極性の方がＮ極性にくらべ結晶性が高いことが知られているが、前記前処理により、ＧａＮの成長モードがＧａ極性になるためと考えられる。またこれは、前記前処理により酸素が還元あるいはエッチングされ、基板表面は化学量論比よりもＡｌ-richになっていることに起因する。
その後、基板温度を４７０度まで下げ、Ｇａ原料としてトリメチルガリウム（ＴＭＧ）を、Ｎ原料としてアンモニアを流し、ＧａＮ低温バッファー層を２０ｎｍ形成した。
次いで、温度を１１５０℃に昇温し、原料としてＴＭＧ・アンモニアを流し、高温ＧａＮ層を５μｍ成長した。
このように低温バッファー層上に高温ＧａＮを形成すると、バッファー層を核とし、高温ＧａＮ形成時にその核が横方向成長しながら合体し、最終的に平坦なＧａＮを得ることが出来る。また高温ＧａＮが横方向成長することによって貫通転位が曲げられ、結果、転位密度を低く抑えることができる。
【００５４】
上記により得られたＧａＮを、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）観察したところ、平均二乗粗さ（Ｒｒｍｓ）は０．２５８ｎｍであった。
次にＸ線回折により結晶性を評価したところ、（００２）面反射のロッキングカーブ半値幅は約、０．０５度と小さく、高品質な（００１）配向のＧａＮが形成されていることが分かった。
また（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かった。この時（１０１）面φスキャンから得られた回折ピークの半値幅は０．１５度であった。
【００５５】
次に、ＧａＮ上にＺｎＧａＯＮ膜を形成した。ＺｎＧａＯＮ膜の成膜は２元スパッタ装置を用いて行った。
ターゲット（材料源）としては、ＺｎＯ組成を有する２インチ焼結体およびＧａＮ組成を有する２インチ焼結体（それぞれ純度９９．９％）を用いた。投入ＲＦパワーはそれぞれＺｎＯが６９Ｗ、ＧａＮが２３Ｗである。なお、ターゲットと基板との距離は約１２ｃｍ、成膜時の基板温度は３００℃とした。ＺｎＧａＯＮ膜は、１×１０−１Ｐａのアルゴン窒素混合ガス雰囲気中で成膜され、導入窒素分圧は８×１０−２Ｐａとした。得られたＺｎＧａＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍである。ＲＢＳ分析により測定されたＺｎＧａＯＮ膜の組成比はＺｎ：Ｇａ：Ｏ：Ｎ＝２４：２３：２８：２５（単位：原子％）である。なおＲＢＳの測定精度は±５％である。
【００５６】
（比較例７）
（ＺｎＧａＯＮ／Ｓｉ（１００））
本比較例では、Ｓｉ（１００）基板上にＺｎＧａＯＮ膜を形成した。ＺｎＧａＯＮの成膜条件は、上記実施例４と同様とした。
得られたＺｎＧａＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。ＲＢＳ分析により測定されたＺｎＧａＯＮ膜の組成比はＺｎ：Ｇａ：Ｏ：Ｎ＝２４：２３：２８：２５（単位：原子％）であった。
【００５７】
（結晶性評価）
本実施例４および比較例７で得られたＺｎＧａＯＮ膜の二次元Ｘ線回折パターンを測定したところ、いずれも（００１）配向したウルツ鉱型構造と同様のパターンが得られ、ウルツ鉱型の原子配置を有する結晶であることが分かった。また、構成元素の組成比による格子定数の変化が観測され、ａ軸格子定数は約０．３２８ｎｍであった。
【００５８】
次に、本実施例４で得られたＺｎＧａＯＮについて、（００２）面反射のロッキングカーブを測定した。結果、その半値幅は約０．２度であることが分かった。
図１４に、（００２）面反射のロッキングカーブを示す。一方、比較例７で得られたＺｎＧａＯＮについてロッキングカーブを測定したところ、（００２）面反射の半値幅は５度であった。
また本実施例のＺｎＧａＯＮ膜に対し、（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かった。この時（１０１）面φスキャンから得られた回折ピークの半値幅は約０．５３度であった。
図１５に、（１０１）面φスキャンの測定結果を示す。一方、比較例７のＺｎＧａＯＮ膜の（１０１）面φスキャン測定を行ったところ、φに依存せずどの角度からも回折が観測され、面内配向していないことが分かった。
【００５９】
このようにＺｎＧａＯＮ膜をＧａＮ結晶層上に積層することで、結晶性に優れた基板を提供することができる。また本実施例４のＺｎＧａＯＮ膜のａ軸格子定数はＺｎＯの格子定数より大きく、例えばＩｎＧａＮ等の格子定数整合性基板として用いることが出来る。また、上記ＺｎＧａＯＮはスパッタリングにより形成可能であることから、基板を低コストで提供できるという効果がある。
【００６０】
（実施例５）
（ＺｎＧａＯＮ／ＧａＮ／Ａｌ２Ｏ３; Ｚｎ/Ｇａ 組成依存）
本実施例では、ｃ面サファイア基板上にＭＯＣＶＤ法によりＧａＮを形成し、その後、アルゴン窒素混合雰囲気中でのＲＦスパッタリング成膜により、ＺｎＧａＯＮ膜を形成した。
【００６１】
まずサファイア基板上にＭＯＣＶＤ法によりＧａＮを形成した。なお本実施例では基板前処理として、水素雰囲気中、１１５０度でのアニールを行っている。これにより、基板上に形成されるＧａＮの高品質化が可能となる。ＧａＮ成長において、Ｇａ極性の方がＮ極性にくらべ結晶性が高いことが知られているが、前記前処理により、ＧａＮの成長モードがＧａ極性になるためと考えられる。またこれは、前記前処理により酸素が還元あるいはエッチングされ、基板表面は化学量論比よりもＡｌ-richになっていることに起因する。
その後、基板温度を４７０度まで下げ、Ｇａ原料としてトリメチルガリウム（ＴＭＧ）を、Ｎ原料としてアンモニアを流し、ＧａＮ低温バッファー層を２０ｎｍ形成した。
次いで、温度を１１５０℃に昇温し、原料としてＴＭＧ・アンモニアを流し、高温ＧａＮ層を５μｍ成長した。
このように低温バッファー層上に高温ＧａＮを形成すると、バッファー層を核とし、高温ＧａＮ形成時にその核が横方向成長しながら合体し、最終的に平坦なＧａＮを得ることが出来る。また高温ＧａＮが横方向成長することによって貫通転位が曲げられ、結果、転位密度を低く抑えることができる。
【００６２】
上記により得られたＧａＮを、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）観察したところ、平均二乗粗さ（Ｒｒｍｓ）は０．２５８ｎｍであった。
次にＸ線回折により結晶性を評価したところ、（００２）面反射のロッキングカーブ半値幅は約、０．０５度と小さく、高品質な（００１）配向のＧａＮが形成されていることが分かった。
また（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かった。この時（１０１）面φスキャンから得られた回折ピークの半値幅は０．１５度であった。
【００６３】
次に、ＧａＮ上にＺｎＧａＯＮ膜を形成した。ＺｎＧａＯＮ膜の製膜は２元斜入射スパッタ装置を用いて行った。ターゲットは基板に対し斜め方向に配置されており、基板面上の膜の組成がターゲットからの距離の差により変化するため、基板位置を変えることで、様々な組成を有する薄膜を得ることができる。
ターゲット（材料源）としては、ＺｎＯ組成を有する２インチ焼結体およびＧａＮ組成を有する２インチ焼結体（それぞれ純度９９．９％）を用いた。投入ＲＦパワーはそれぞれＺｎＯが６９Ｗ、ＧａＮが２３Ｗである。なお、ターゲットと基板との距離は約１０−１５ｃｍ、成膜時の基板温度は３００℃とした。ＺｎＧａＯＮ膜は、１×１０−１Ｐａのアルゴン窒素混合ガス雰囲気中で成膜され、導入窒素分圧は８×１０−２Ｐａとした。
【００６４】
得られたＺｎＧａＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。
蛍光Ｘ線分析により測定されたＺｎ／（Ｚｎ＋Ｇａ）で表されるＺｎの原子組成比率は１０−９０原子％であった。またＸ線光電子分光（ＸＰＳ）分析により、Ｎ／（Ｎ＋Ｏ）で表されるＮの原子組成比率は１０原子％以上であることが確認されている。
【００６５】
（比較例８）
（ＺｎＧａＯＮ／Ｓｉ（１００））
本比較例では、Ｓｉ（１００）基板上にＺｎＧａＯＮ膜を形成した。ＺｎＧａＯＮの成膜条件は、上記実施例５と同様とした。
得られたＺｎＧａＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。
蛍光Ｘ線分析により測定されたＺｎ／（Ｚｎ＋Ｇａ）で表されるＺｎの原子組成比率は１０−９０原子％であった。またＸＰＳ分析により、Ｎ／（Ｎ＋Ｏ）で表されるＮの原子組成比率は１０原子％以上であることが確認されている。
【００６６】
（結晶性評価）
本実施例５および比較例８で得られたＺｎＧａＯＮ膜の二次元Ｘ線回折パターンを測定したところ、いずれも（００１）配向したウルツ鉱型構造と同様のパターンが得られ、ウルツ鉱型の原子配置を有する結晶であることが分かった。また、構成元素の組成比による格子定数の変化が観測され、ａ軸格子定数は約０．３２０ｎｍから０．３３２ｎｍまで変化することが分かった。
【００６７】
次に、本実施例５で得られたＺｎＧａＯＮについて、（００２）面反射のロッキングカーブを測定した。結果、その半値幅は組成に依存して約０．１５−０．６２度であることが分かった。一方、比較例８で得られたＺｎＧａＯＮについてロッキングカーブを測定したところ、（００２）面反射の半値幅は４−６度であった。
【００６８】
また本実施例のＺｎＧａＯＮ膜に対し、（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、どの組成においても６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かった。この時（１０１）面φスキャンから得られた回折ピークの半値幅は組成に依存して約０．３５−１．４度であった。一方、比較例８のＺｎＩｎＯＮ膜の（１０１）面φスキャン測定を行ったところ、φに依存せずどの角度からも回折が観測され、面内配向していないことが分かった。
【００６９】
このようにＺｎＧａＯＮ膜をＧａＮ結晶層上に積層することで、結晶性および格子定数制御性に優れた基板を提供することができる。また、上記ＺｎＧａＯＮはスパッタリングにより形成可能であることから、基板を低コストで提供できるという効果がある。
【００７０】
（実施例６）
（ＺｎＩｎＯＮ／Ａｌ２Ｏ３； Ｚｎ：Ｉｎ＝１５:８５）
本実施例では、アルゴン窒素混合雰囲気中でのＲＦスパッタリング成膜により、ｃ面Ａｌ２Ｏ３結晶基板上に、ＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。
まずＡｌ２Ｏ３結晶基板に前処理として、水素雰囲気中、１１５０度でのアニールを１０分間行った。
次に、Ａｌ２Ｏ３結晶上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。ＺｎＩｎＯＮ膜の製膜は２元スパッタ装置を用いて行った。
ターゲット（材料源）としては、ＺｎＯ組成を有する２インチ焼結体およびＩｎ組成を有する２インチ焼結体（それぞれ純度９９．９％）を用いた。投入ＲＦパワーはそれぞれＺｎＯが７０Ｗ、Ｉｎが１８Ｗである。なお、ターゲットと基板との距離は約１２ｃｍ、成膜時の基板温度は３００℃とした。ＺｎＩｎＯＮ膜は、１×１０−１Ｐａのアルゴン窒素混合ガス雰囲気中で成膜され、導入窒素分圧は８×１０−２Ｐａとした。得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３０ｎｍであった。蛍光Ｘ線分析により測定されたＺｎ／（Ｚｎ＋Ｉｎ）で表されるＺｎの原子組成比率は８５原子％であった。またＸＰＳ分析により、Ｎ／（Ｎ＋Ｏ）で表されるＮの原子組成比率は約１４原子％であることが確認されている。また上記ＺｎＩｎＯＮの抵抗率を４探針測定により評価したところ、３００Ωｃｍの値を示していた。
【００７１】
（結晶性評価）
本実施例６で得られたＺｎＩｎＯＮ膜の二次元Ｘ線回折パターンを測定したところ、いずれも（００１）配向したウルツ鉱型構造と同様のパターンが得られ、ウルツ鉱型の原子配置を有する結晶であることが分かった。またq―２q測定（q：Ｘ線入射角）により、ａ軸格子定数は約０．３３４ｎｍであることが分かった。
次に、本実施例６で得られたＺｎＩｎＯＮについて、（００２）面反射のロッキングカーブを測定した。結果、その半値幅は約１度であった。
また本実施例のＺｎＩｎＯＮ膜に対し、（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かった。図１６に、本実施例６で得られた（１０１）面φスキャンの測定結果を示す。
このようにＺｎＩｎＯＮ膜をＡｌ２Ｏ３結晶上に積層することで、面内配向性を有し、結晶性に優れた基板を提供することができる。また本実施例６のＺｎＩｎＯＮ膜のａ軸格子定数はＺｎＯの格子定数より大きく、例えばＩｎＧａＮやＩｎＮ等の格子定数整合性基板として用いることが出来る。また、上記ＺｎＩｎＯＮはスパッタリングにより形成可能であることから、基板を低コストで提供できるといった効果も期待できる。
【００７２】
（実施例７）
（ＺｎＩｎＯＮ／Ａｌ２Ｏ３； Ｚｎ：Ｉｎ＝６４:３６）
本実施例では、アルゴン窒素混合雰囲気中でのＲＦスパッタリング成膜により、ｃ面Ａｌ２Ｏ３結晶基板上に、ＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。
まずＡｌ２Ｏ３結晶基板に前処理として、水素雰囲気中、１１５０度でのアニールを１０分間行った。
次に、Ａｌ２Ｏ３上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。ＺｎＩｎＯＮ膜の製膜は２元スパッタ装置を用いて行った。
ターゲット（材料源）としては、ＺｎＯ組成を有する２インチ焼結体およびＩｎ組成を有する２インチ焼結体（それぞれ純度９９．９％）を用いた。投入ＲＦパワーはそれぞれＺｎＯが８０Ｗ、Ｉｎが１８Ｗである。なお、ターゲットと基板との距離は約１２ｃｍ、成膜時の基板温度は４００℃とした。ＺｎＩｎＯＮ膜は、１×１０−１Ｐａのアルゴン窒素混合ガス雰囲気中で成膜され、導入窒素分圧は８×１０−２Ｐａとした。得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は４０ｎｍであった。蛍光Ｘ線分析により測定されたＺｎ／（Ｚｎ＋Ｉｎ）で表されるＺｎの原子組成比率は６４原子％であった。またＸＰＳ分析により、Ｎ／（Ｎ＋Ｏ）で表されるＮの原子組成比率は約３５原子％であることが確認されている。また上記ＺｎＩｎＯＮの抵抗率を４探針測定により評価したところ、１ｍΩｃｍの値を示していた。
【００７３】
（結晶性評価）
本実施例７で得られたＺｎＩｎＯＮ膜の二次元Ｘ線回折パターンを測定したところ、いずれも（００１）配向したウルツ鉱型構造と同様のパターンが得られ、ウルツ鉱型の原子配置を有する結晶であることが分かった。またq―２q測定（q：Ｘ線入射角）により、ａ軸格子定数は約０．３４１ｎｍであることが分かった。
次に、本実施例７で得られたＺｎＩｎＯＮについて、（００２）面反射のロッキングカーブを測定した。結果、その半値幅は約１度であった。
また本実施例のＺｎＩｎＯＮ膜に対し、（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かった。図１７に、本実施例７で得られた（１０１）面φスキャンの測定結果を示す。
このようにＺｎＩｎＯＮ膜をＡｌ２Ｏ３結晶上に積層することで、面内配向性を有し、結晶性に優れた基板を提供することができる。また本実施例７のＺｎＩｎＯＮ膜のａ軸格子定数はＺｎＯの格子定数より大きく、例えばＩｎＧａＮやＩｎＮ等の格子定数整合性基板として用いることが出来る。また本実施例７のＺｎＩｎＯＮ膜は抵抗率が小さいため、電極機能も兼ねそろえた基板を提供できるという効果がある。さらに、上記ＺｎＩｎＯＮはスパッタリングにより形成可能であることから、基板を低コストで提供できるといった効果も期待できる。
【００７４】
（実施例８）
（ＺｎＩｎＯＮ／Ａｌ２Ｏ３； Ｚｎ：Ｉｎ＝５０:５０）
本実施例では、アルゴン窒素混合雰囲気中でのＲＦスパッタリング成膜により、ｃ面Ａｌ２Ｏ３結晶基板上に、ＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。
まずＡｌ２Ｏ３結晶基板に前処理として、水素雰囲気中、１１５０度でのアニールを１０分間行い、その後、アンモニア雰囲気中、１１５０度でのアニールを行った。
次に、Ａｌ２Ｏ３上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。ＺｎＩｎＯＮ膜の製膜は２元スパッタ装置を用いて行った。
ターゲット（材料源）としては、ＺｎＯ組成を有する２インチ焼結体およびＩｎ組成を有する２インチ焼結体（それぞれ純度９９．９％）を用いた。投入ＲＦパワーはそれぞれＺｎＯが６０Ｗ、Ｉｎが１８Ｗである。なお、ターゲットと基板との距離は約１２ｃｍ、成膜時の基板温度は３００℃とした。ＺｎＩｎＯＮ膜は、１×１０−１Ｐａのアルゴン窒素混合ガス雰囲気中で成膜され、導入窒素分圧は８×１０−２Ｐａとした。得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３０ｎｍであった。蛍光Ｘ線分析により測定されたＺｎ／（Ｚｎ＋Ｉｎ）で表されるＺｎの原子組成比率は５０原子％であった。また上記ＺｎＩｎＯＮの抵抗率を４探針測定により評価したところ、１ｍΩｃｍの値を示していた。
【００７５】
（結晶性評価）
本実施例８で得られたＺｎＩｎＯＮ膜の二次元Ｘ線回折パターンを測定したところ、いずれも（００１）配向したウルツ鉱型構造と同様のパターンが得られ、ウルツ鉱型の原子配置を有する結晶であることが分かった。またq―２q測定（q：Ｘ線入射角）により、ａ軸格子定数は約０．３５０ｎｍであることが分かった。
次に、本実施例８で得られたＺｎＩｎＯＮについて、（００２）面反射のロッキングカーブを測定した。結果、その半値幅は約１度であった。
また本実施例のＺｎＩｎＯＮ膜に対し、（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かった。図１８に、本実施例８で得られた（１０１）面φスキャンの測定結果を示す。
このようにＺｎＩｎＯＮ膜をＡｌ２Ｏ３結晶上に積層することで、面内配向性を有し、結晶性に優れた基板を提供することができる。また本実施例８のＺｎＩｎＯＮ膜のａ軸格子定数はＺｎＯの格子定数より大きく、例えばＩｎＧａＮやＩｎＮ等の格子定数整合性基板として用いることが出来る。また、本実施例８のＺｎＩｎＯＮ膜は抵抗率が小さいため、電極機能も兼ねそろえた基板を提供できるという効果がある。さらに、上記ＺｎＩｎＯＮはスパッタリングにより形成可能であることから、基板を低コストで提供できるといった効果も期待できる。
【符号の説明】
【００７６】
１０ 基板
１１ ウルツ鉱型の原子配置を有する結晶（第１の層）
１２ 金属窒化物結晶（第２の層）
【技術分野】
【０００１】
本発明は、６回対称軸を有する結晶（代表的にはウルツ鉱型結晶）からなる第１の層と金属酸窒化物結晶からなる第２の層を有する積層構造体を備えることを特徴とするウルツ鉱型結晶成長用基板およびその製造方法ならびに半導体装置に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、ＩｎＧａＮ系半導体を用いた受発光素子が注目されている。ＩｎＮの光学バンドギャップが０．７ｅＶ（赤外域）、ＧａＮの光学バンドギャップが３．４ｅＶ（紫外域）であることから、ＩｎＧａＮ窒化物半導体を受発光素子として利用した場合、紫外域から赤外域まで極めて広い帯域で受発光できると考えられるためである。またその小さい電子有効質量のため、電子デバイスへの適用を考えた場合にも高周波動作が期待できる。以上の背景から、ＩｎＧａＮに対する研究開発が近年盛んになっている（特許文献１）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特許第２７５１９６３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかしながら、ウルツ鉱型結晶であるＩｎＧａＮと格子整合の取れる結晶基板が存在しないという問題がある。ＧａＮと同様にサファイア（Ａｌ２Ｏ３）を基板とし、その上に直接ＩｎＧａＮを成長する方法が用いられているが、得られる膜の結晶性は低い。そこで特許文献１では、サファイア上にまずＧａＮ層を成長し、その後ＩｎＧａＮの成長を行うという方法が提案されている。上記手法ではＧａＮ層を成長させてからＩｎＧａＮを成長させるため、成長面内での回転ドメインの形成が抑えられ、高い結晶性が得られるという長所がある。
しかし、ＧａＮとＩｎＮのａ軸格子定数はそれぞれ０．３１８９ｎｍ、０．３５４８ｎｍと大きく異なるため、これまで得られている高品質なＩｎＧａＮはいずれもＧａ−ｒｉｃｈ組成のみであった。これには様々な要因が考えられるが、その１つとして、ＧａＮ上にＩｎＧａＮを成長しようとすると、成長初期過程でのＧａ組成引き込み効果(ＧａＮ下地層との格子不整合を減少させるためＩｎ原子が取り込まれにくくなる効果)により、下地層と大きく格子定数の異なる結晶を得ることが難しいことが挙げられる。
【０００５】
そこでＺｎＯ基板上にＩｎＧａＮを形成する試みがなされている。ＺｎＯはＧａＮよりも格子定数が大きく、ＩｎＧａＮとの格子整合ミスマッチが小さいためである。しかしＺｎＯと完全に格子整合するＩｎの組成はＩｎ／（Ｉｎ＋Ｇａ）＝１８原子％であり、依然、Ｉｎ−ｒｉｃｈの高品質ＩｎＧａＮ膜の形成は困難なものとなっている。
本発明は、上記課題を解決するものであり、その目的は、所望の格子定数を有し、且つ結晶性に優れた積層構造体を備える基板およびその製造方法を提供することにある。また本発明の別の目的は上記基板を用いた半導体装置を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
上記目的を達成するために、本発明者らは金属酸窒化物結晶とウルツ鉱型結晶の積層構造に着目して鋭意検討した結果、本発明の完成に至ったものであり、その骨子とするところは、
６回対称軸を有する結晶からなる第１の層と該第１の層の上に形成される金属酸窒化物結晶からなる第２の層を有し、前記第２の層が、Ｉｎ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｇｅ及びＡｌからなる群から選択される少なくとも１つの元素と、ＮとＯとＺｎとを主要元素として含み、且つ前記第２の層が面内配向性を有する積層構造体を備えることを特徴とするウルツ鉱型結晶成長用基板である。
また本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板は、前記第１の層がウルツ鉱型の原子配置を有する結晶またはＡｌ２Ｏ３結晶であることが好ましい。
また本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板は、前記第２の層がウルツ鉱型構造の原子配置を有する結晶またはＡｌ２Ｏ３結晶でであることが好ましい。
また本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板は、前記第２の層のａ軸格子定数が０．３２０ｎｍから０．３５８ｎｍの範囲にあることが好ましい。
また本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板は、前記第２の層の（００２）面のＸ線ロッキングカーブの半値幅が１度以下であることが好ましい。
また本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板は、前記第１の層がＧａＮまたはＺｎＯから選ばれるウルツ鉱型結晶からなり、前記第２の層がＺｎ（ｘ）Ｉｎ（1-ｘ）Ｏ（ｙ）Ｎ（1-ｙ）（但し０．１≦ｘ≦０．９、０．１≦ｙ≦０．９）からなることが好ましい。
また本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板は、前記第１の層がＧａＮまたはＺｎＯから選ばれるウルツ鉱型結晶からなり、前記第２の層がＺｎ（ｘ）Ｇａ（1-ｘ）Ｏ（ｙ）Ｎ（1-ｙ）（但し０．１≦ｘ≦０．９、０．１≦ｙ≦０．９）からなることが好ましい。
また本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板は、前記第１の層がＡｌ２Ｏ３からなり、前記第２の層がＺｎ（ｘ）Ｇａ（1-ｘ）Ｏ（ｙ）Ｎ（1-ｙ）（但し０．１≦ｘ≦０．９、０．１≦ｙ≦０．９）からなることが好ましい。
また本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板は、前記第１の層がＡｌ２Ｏ３からなり、前記第２の層がＺｎ（ｘ）Ｉｎ（1-ｘ）Ｏ（ｙ）Ｎ（1-ｙ）（但し０．１≦ｘ≦０．９、０．１≦ｙ≦０．９）からなることが好ましい。
【０００７】
また別の本発明は、６回対称軸（代表的にはウルツ鉱型の原子配置）を有する結晶からなる第１の層の上に、面内配向性を有する金属酸窒化物結晶からなる第２の層を、窒素を含む雰囲気中で形成する工程を有し、前記第２の層がＩｎ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｇｅ及びＡｌからなる群から選択される少なくとも１つの元素と、ＮとＯとＺｎとを主要元素として含むことを特徴とする、積層構造体を備えたウルツ鉱型結晶成長用基板の製造方法である。
また本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板の製造方法は、前記第２の層がスパッタリング法により形成されることが好ましい。
また本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板の製造方法は、前記第２の層の製膜速度が１０ｎｍ／ｍｉｎ以下であることが好ましい。
【発明の効果】
【０００８】
本発明によれば、所望の格子定数を有し、且つ結晶性に優れたウルツ鉱型結晶成長用基板を低コストで提供することができる。
さらには当該基板を用いた高速のトランジスタやダイオード、また高効率の受光素子や発光素子といった半導体装置を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【０００９】
【図１】ウルツ鉱型の原子配置を有する金属酸窒化結晶の典型的な二次元Ｘ線回折パターンを示したものである。
【図２】二次元Ｘ線回折パターン測定時の幾何学的配置を示した図である。
【図３】ウルツ鉱型構造ＺｎＯの二次元Ｘ線回折パターンのシミュレーション結果を示したものである。
【図４】ウルツ鉱型構造ＧａＮの二次元Ｘ線回折パターンのシミュレーション結果を示したものである。
【図５】ウルツ鉱型構造の原子配置を示す図である。
【図６】本発明に係る金属酸窒化物膜のＸ線回折における（００２）面反射の典型的なロッキングカーブを示したものである。
【図７】本発明に係る金属酸窒化物膜の（１０１）面φスキャンの測定結果を示したものである。
【図８】本発明に係る積層構造体の模式図を示したものである。
【図９】本発明に係る積層構造体の模式図を示したものである。
【図１０】異なるＺｎ／Ｉｎ組成比におけるＩｎＺｎＯＮ膜のａ軸格子定数を示したグラフである。
【図１１】本実施例２の金属酸窒化物膜Ｘ線回折における（００２）面反射ロッキングカーブを示したものである。
【図１２】本比較例１の金属酸窒化物膜Ｘ線回折における（００２）面反射ロッキングカーブを示したものである。
【図１３】本比較例１の金属酸窒化物膜の（１０１）面φスキャン測定結果を示したグラフである。
【図１４】本実施例４の金属酸窒化物膜Ｘ線回折における（００２）面反射ロッキングカーブを示したものである。
【図１５】本実施例４の金属酸窒化物膜の（１０１）面φスキャン測定結果を示したグラフである。
【図１６】本実施例６の金属酸窒化物膜の（１０１）面φスキャン測定結果を示したグラフである。
【図１７】本実施例７の金属酸窒化物膜の（１０１）面φスキャン測定結果を示したグラフである。
【図１８】本実施例８の金属酸窒化物膜の（１０１）面φスキャン測定結果を示したグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
まず、本発明の実施形態を説明する前に、本発明の完成に至った経緯を説明する。
本発明者らは、ＺｎＯがＩｎＮ、ＧａＮ、ＡｌＮ等の窒化物と同様にウルツ鉱型の結晶構造を有することに着目し、ＺｎＯと上記窒化物の混晶である金属酸窒化物膜の作成を試みた。結果、前記金属酸窒化膜はいずれも（００１）配向（ｃ軸配向）したウルツ鉱型の原子配置を有する結晶構造を示すことが分かった。
図１に前記金属酸窒化膜の典型的な二次元Ｘ線回折パターンを示す。ここで、二次元Ｘ線回折パターンとは、試料を傾けながらq―２q測定（q：Ｘ線入射角）を繰り返し、その回折強度をつなぎ合わせたもので、配向膜の相同定が可能になる。図１中の横軸は２q、縦軸は基板傾斜角Ｃｈｉを表している。図２にＸ線回折の幾何学的配置図を示す。
図１に示すように、金属酸窒化物の組成に依存して、
Ｃｈｉ（基板傾斜角）が０度近傍で、２q＝３０−３５度付近に、
Ｃｈｉが３２度近傍で、２q＝５６−６４度付近に（図示せず）、
Ｃｈｉが４３度近傍で、２q＝４３−４８度付近に、
Ｃｈｉが６２度近傍で、２q＝３３−３７度付近に、
Ｃｈｉが約９０度近傍で、２q＝２９−３２度付近に、
Ｃｈｉが約９０度近傍で、２q＝５２−５８度付近に（図示せず）、
回折ピークが観測される。
【００１１】
観測された回折ピークは、（００１）配向したウルツ鉱構造を有するＺｎＯやＧａＮのシミュレーション結果（図３、図４）と同様のパターンを示している。
このことから、薄膜全体が図５に示すような、（００１）配向したウルツ鉱型構造の原子配置を有する酸窒化物で形成されていることが分かる。なお、本発明において、ウルツ鉱型構造の原子配置を有する結晶構造とは、二次元Ｘ線回折において、上述のようなウルツ鉱型構造と同様なパターンが得られることに対応する。
【００１２】
次に本発明者らはＺｎＧｅＮ２およびＺｎＳｉＮ２の結晶構造に着目し、それらとＺｎＯの混晶からなる金属酸窒化物膜の作製を試みた。ＺｎＧｅＮ２やＺｎＳｉＮ２の結晶構造は斜方晶系に分類されるものの、Ｎ原子が、それぞれ２個のＧｅと２個のＺｎ、または２個のＳｉと２個のＺｎからなる４面体で囲まれた構造を有し、ウルツ鉱型構造と類似した構造を有しているためである。結果、二次元Ｘ線回折において、前記金属酸窒化物膜もウルツ鉱型構造と同様なパターンが得られ、いずれも（００１）配向したウルツ鉱型の原子配置を有する結晶構造を有することが分かった。
【００１３】
また本発明者らの検討によると、これら金属酸窒化膜をウルツ鉱型結晶の上に形成することによって、結晶性に優れ、且つ面内配向の揃った金属酸窒化膜を形成できることが分かっている。
図６に本発明における金属酸窒化物膜のＸ線回折（００２）面反射の典型的なロッキングカーブを示す。ロッキングカーブとは、特定の結晶面がブラッグの回折条件を満たす角度の２倍の位置にディテクターを固定して、Ｘ線の入射角を変化させて得られる回折のことである。ロッキングカーブの半値幅により面方位の揺らぎの度合いを判断でき、半値幅の値が小さいほど、結晶品質が良好であると言える。本発明において、半値幅は組成および製膜条件に依存するが、いずれも１度以下と小さく、高品質な（００１）配向金属酸窒化物膜が作製されていることが分かる。
【００１４】
図７に本発明の金属酸窒化物膜の面内配向性をφスキャンにて測定した結果の典型例を示す。ここでφスキャンは、二次元Ｘ線回折測定から得られた（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、試料を面内方向に回転させることにより行っている。図７より、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、本発明の金属窒化物膜が６回対称性を有していることが分かる。
なお、本発明において、面内配向性を有する結晶とは、（１０１）面φスキャンにおいて、上述のように、６０度おきに回折ピークが観測されることに対応する。
また、前記金属窒化物膜の格子定数をＸ線回折および透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察より導出したところ、その組成に依存してａ軸格子定数が０．３２０ｎｍから０．３５８ｎｍの範囲にあることが分かった。
本発明はこのような知見に基づいてなされたものである。
【００１５】
以下、本発明の実施形態に係るウルツ鉱型結晶成長用基板について説明する。
図８に本実施形態のウルツ鉱型結晶成長用基板の模式図を示す。支持基板１０の上に６回対称軸を有する結晶からなる第１の層１１を設け、第１の層１１上に金属酸窒化物結晶からなる第２の層１２を設けることにより形成される。
上記支持基板１０としては、ウルツ鉱型結晶成長に一般的に用いられるＡｌ２Ｏ３（酸化アルミニウム）やＧａＮ（窒化ガリウム）、ＺｎＯ（酸化亜鉛）、Ｓｉ（ケイ素）、ＳｉＣ（炭化ケイ素）、ＳｃＡｌＭｇＯ４（ＳＣＡＭ、スカンジウム・アルミニウム・マグネシウム・オキサイド）、Ｙ添加安定化ＺｒＯ２（ＹＳＺ）などを用いることが出来る。第１の層１１としては、６回対称軸を有する結晶、例えば、Ａｌ２Ｏ３（酸化アルミニウム）やＧａＮ（窒化ガリウム）、ＺｎＯ（酸化亜鉛）、ＩｎＮ（窒化インジウム）、ＡｌＮ（窒化アルミニウム）、Ｓｉ（ケイ素）、ＳｉＣ（炭化ケイ素）、ＳｃＡｌＭｇＯ４（ＳＣＡＭ、スカンジウム・アルミニウム・マグネシウム・オキサイド）、Ｙ添加安定化ＺｒＯ２（ＹＳＺ）、あるいはこれらを積層した膜などを用いることができる。なかでも、ウルツ鉱型の原子配置を有する結晶またはＡｌ２Ｏ３結晶を用いることが好ましい。本発明者らが検討したところ、ウルツ鉱型の原子配置を有する結晶またはＡｌ２Ｏ３結晶を第１の層１１として用いると、それら第１の層１１の上に形成される第２の層１２の結晶性が高くなることが分かっている。ウルツ鉱型結晶としては、特にＧａＮやＺｎＯを用いると、第２の層１２の結晶性が高くなり、好ましい。
また本発明に適用できる積層構造体の構成は、上記構成に限らない。図９に示すように、例えばＧａＮやＺｎＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＡｌＮ、ＳｉＣ、ＳＣＡＭ等からなる第１の層１１が基板１０を兼ねるとしても良い。
【００１６】
金属酸窒化物結晶からなる第２の層１２としては、Ｉｎ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｇｅ（ゲルマニウム）及びＡｌからなる群から選択される少なくとも１つの元素と、ＮとＯとＺｎと、を含む金属酸窒化物を用いることが出来る。例えばＩｎＺｎＯＮ、ＧａＺｎＯＮ、ＩｎＧａＺｎＯＮ，ＩｎＡｌＺｎＯＮ、ＳｉＺｎＯＮ、ＧｅＺｎＯＮ、ＩｎＧｅＺｎＯＮ等の金属酸窒化物膜を用いることが出来る。ここで主要元素とは、金属酸窒化物内の既知の元素を示しており、試料への添加元素は含まれない。例えばＩｎやＮを微量添加したＺｎＯなどは、本発明の金属酸窒化物には含まれない。これは、ＺｎＯにＩｎやＮを微量添加しても、格子定数がＺｎＯと殆ど変わらないためである。本発明者らの検討によると、格子定数を変化させるためには、前記元素が主要元素として含まれている必要があり、具体的には膜中の全原子数に対し、少なくとも５原子％程度含まれている必要があることが分かっている。逆に、前記主要元素さえ含んでいれば、前記酸窒化物には、結晶構造に実質的に影響を及ぼさない程度の不純物を含んでも良く、例えばＢｅ（ベリリウム）やＭｇといった元素を含んでいても良い。
【００１７】
格子定数制御の観点からは、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｏ、Ｎを主要元素として含むことが好ましい。図１０に異なるＺｎ／（Ｉｎ＋Ｚｎ）［原子％］におけるＩｎＺｎＯＮ膜のａ軸格子定数［ｎｍ］を示す。Ｚｎ／（Ｉｎ＋Ｚｎ）［原子％］、つまり組成比を変えることで、ａ軸格子定数を約０．３３０から０．３５８の幅広い範囲で制御できることが分かる。
【００１８】
また上記よりも小さい格子定数が必要な場合は、Ｇａ、Ｚｎ、Ｏ、Ｎを主要元素として含むことが好ましい。このときａ軸格子定数は０．３２０ｎｍから０．３３２ｎｍの範囲で制御することが可能である。またＧｅ、Ｚｎ、Ｏ、Ｎ、或いは、Ａｌ、Ｚｎ、Ｏ、Ｎ、或いはＳｉ、Ｚｎ、Ｏ、Ｎを主要元素として含んだ場合も、ａ軸格子定数は０．３２０ｎｍから０．３３０ｎｍの範囲で制御することが可能であり、好ましい形態である。
【００１９】
このように本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板における金属酸窒化膜の格子定数は広範囲に渡り可変であり、例えばＩｎＧａＮやＩｎＮ等の格子定数整合性基板として用いることが出来る。
上記ウルツ鉱型結晶成長用基板を用いる場合、金属酸窒化物膜の結晶性が高く、面内配向性を有していると、その上に形成される膜の結晶性も高くなり好ましい。本発明者らの検討によると、（００１）配向した金属酸窒化物膜を形成した場合、（１０１）面φスキャンから得られるピークの半値幅が５度以下になると、本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板の上に形成される結晶の面内配向性が高く、高品質な結晶成長が可能である。そのため本発明の金属酸窒化物膜は高い面内配向性を有していることが好ましい。
【００２０】
また本発明の金属酸窒化物結晶では、面内配向性とｃ軸配向性に相関が見られ、例えば（００１）配向した金属酸窒化物結晶では、（００２）面のＸ線ロッキングカーブの半値幅が１度以下のとき、高い面内配向性（（１０１）面φスキャンピークの半値幅が５度以下）が得られることが分かっている。すなわち、本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板において、金属酸窒化物結晶からなる第２の層の（００２）面のＸ線ロッキングカーブの半値幅が１度以下であることが好ましい。
【００２１】
次に本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板の作成方法について説明する。まず、Ａｌ２Ｏ３やＧａＮ、ＺｎＯ、Ｓｉ、ＳｉＣ、ＳＣＡＭ、ＹＳＺ等の基板１０を用意する。
次いで、有機金属化学気相成長法（ＭＯＣＶＤ）、分子線エピタキシー法（ＭＢＥ）、ハイドライド気相エピタキシー法（ＨＶＰＥ）、スパッタ法、パルスレーザー蒸着法、及び電子ビーム蒸着法の気相法、もしくはそれらの組み合わせなどにより６回対称軸を有する結晶からなる第１の層１１を形成する。
尚、ＧａＮやＺｎＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＣ、ＳＣＡＭ等、６回対称軸を有する第１の層１１が基板１０を兼ねても良い。
また第１の層１１または第２の層１２を形成する前に、使用する基板１０や第１の層１１の構成元素、製膜手法に応じて、大気アニールや真空アニール、水素アニール、窒素アニール、アンモニアアニール等の前処理を基板１０に対して行う。特に基板１０もしくは第１の層１１がＡｌ２Ｏ３である場合、水素アニールまたはアンモニアアニールを行うことが好ましい。これによりＡｌ２Ｏ３上に形成される第１の層もしくは第２の層の高品質化が可能となる。ウルツ鉱型結晶の成長において、カチオン極性の方が、アニオン極性に比べ、結晶性が高いことが知られているが、前記アニール処理によりウルツ鉱型結晶の成長モードがカチオン極性になり易い。この原因は明らかではないが、前記アニール処理により、酸素が還元或いはエッチングされ、基板表面は化学量論比よりもＡｌ−ｒｉｃｈになっていることが原因と考えられる。第１の層１１を形成する時の基板１０の温度も同様に、使用する基板１０や第１の層１１の構成元素、また製膜手法に応じて適宜設定する。
次いで、スパッタ法、パルスレーザー蒸着法、ＭＯＣＶＤ法、ＭＢＥ法、ＨＶＰＥ法、電子ビーム蒸着法の気相法、もしくはそれらの組み合わせなどにより金属酸窒化物結晶からなる第２の層１２を形成する。基板１０の温度は適宜設定できる。
【００２２】
中でもスパッタ法を用いた場合、基板１０に入射してくる粒子のエネルギーが高いため、基板１０の表面でのマイグレーションが促進され、低温でも高品質な金属酸窒化物膜を形成することが可能である。
【００２３】
特に製膜速度が小さい場合、上記効果は顕著となる。具体的には製膜速度を１０ｎｍ／ｍｉｎ以下にすることで基板１０の温度が３００℃以下でも、面内配向性を有した金属酸窒化物結晶を形成することができる。
【００２４】
またスパッタ法は他の製膜手法に比べて装置およびランニングコストが安価であり、本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板が低コストで提供できるというメリットもある。
【００２５】
金属酸窒化物形成中に、所望の膜中窒素濃度に応じて、気相中にＮ原子を含む原料ガス（例えばＮ２、ＮＨ３、ＮＯなど）を導入する。このときラジカル源等を用いてＮラジカルを照射することも、膜中窒素濃度を大きくしたい場合に効果的である。
また上記工程後、作製された酸窒化物に対して熱処理を行うことも好ましい形態である。熱処理温度の上限は適宜設定できるが、金属酸窒化物膜の構成元素が分解温度よりも低いことが好ましい。例えば、金属酸窒化物膜がＩｎおよびＮを含む場合は５５０℃以下で熱処理することが好ましい。これにより、さらに結晶性に優れた金属酸窒化膜を形成することができる。効果的に熱処理を行うには、窒素、酸素、水蒸気、二酸化炭素のいずれかを含む雰囲気中で熱処理を行うのが良い。
以上により、本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板を作成することができる。
【００２６】
このように、本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板を用いることで、所望の格子定数を有し、且つ結晶性に優れた基板を低コストで提供することができる。
特にこれまで、ＺｎＯとＩｎＮの間の格子定数（０．３２５０ｎｍ−０．３５４８ｎｍ）を有するウルツ鉱型基板がないため、任意のＩｎ組成を有するＩｎＧａＮを形成することは困難であったが、本発明のウルツ鉱型結晶成長用基板は前記課題を解決するものである。
【実施例】
【００２７】
以下、実施例を用いて本発明を更に説明するが、本発明はこれらの実施例によって何ら限定されるものではない。
【００２８】
（実施例１）
（ＺｎＩｎＯＮ／ＧａＮ／Ａｌ２Ｏ３； Ｚｎ：Ｉｎ＝３７:２０）本実施例では、ｃ面サファイア基板上にＭＯＣＶＤ法によりＧａＮを形成し、その後、アルゴン窒素混合雰囲気中でのＲＦ（高周波）スパッタリング成膜により、ＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。
まずサファイア基板上にＭＯＣＶＤ法によりＧａＮを形成した。なお本実施例では基板前処理として、水素雰囲気中、１１５０度でのアニールを行っている。これにより、基板上に形成されるＧａＮの高品質化が可能となる。ＧａＮ成長において、Ｇａ極性の方がＮ極性にくらべ結晶性が高いことが知られているが、前記前処理により、ＧａＮの成長モードがＧａ極性になるためである。この原因は明らかではないが、前記前処理により酸素が還元あるいはエッチングされ、基板表面は化学量論比よりもＡｌ-richになっていることが要因と考えられる。
その後、基板温度を４７０度まで下げ、Ｇａ原料としてトリメチルガリウム（ＴＭＧ）を、Ｎ原料としてアンモニアを流し、ＧａＮ低温バッファー層を２０ｎｍ形成した。
次いで、温度を１１５０℃に昇温し、原料としてＴＭＧ、アンモニアを流し、高温ＧａＮ層を５μｍ成長した。
このように低温バッファー層上に高温ＧａＮを形成すると、バッファー層を核とし、高温ＧａＮ形成時にその核が横方向成長しながら合体し、最終的に平坦なＧａＮを得ることが出来る。また高温ＧａＮが横方向成長することによって貫通転位が曲げられ、結果、転位密度を低く抑えることができる。
【００２９】
上記により得られたＧａＮを、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）観察したところ、平均二乗粗さ（Ｒｒｍｓ）は０．２５８ｎｍであった。
次にＸ線回折により結晶性を評価したところ、（００２）面反射のロッキングカーブ半値幅は約、０．０５度と小さく、高品質な（００１）配向のＧａＮが形成されていることが分かった。
また（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かった。この時（１０１）面φスキャンから得られた回折ピークの半値幅は０．１５度であった。
【００３０】
次に、ＧａＮ上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。ＺｎＩｎＯＮ膜の製膜は２元スパッタ装置を用いて行った。
ターゲット（材料源）としては、ＺｎＯ組成を有する２インチ焼結体およびＩｎ組成を有する２インチ焼結体（それぞれ純度９９．９％）を用いた。投入ＲＦパワーはそれぞれＺｎＯが９０Ｗ、Ｉｎが１２Ｗである。なお、ターゲットと基板との距離は約１２ｃｍ、成膜時の基板温度は３００℃とした。ＺｎＩｎＯＮ膜は、１×１０−１Ｐａのアルゴン窒素混合ガス雰囲気中で成膜され、導入窒素分圧は８×１０−２Ｐａとした。得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。ラザフォード後方散乱（ＲＢＳ）分析により測定されたＺｎＩｎＯＮ膜の組成比はＺｎ：Ｉｎ：Ｏ：Ｎ＝３７：２０：２９：１４（単位：原子％）である。なおＲＢＳの測定精度は±５％である。また上記ＺｎＩｎＯＮの抵抗率を４探針測定により評価したところ、８ｍΩｃｍの値を示している。
【００３１】
（比較例１）
（ＺｎＩｎＯＮ／Ｓｉ（１００）、基板前処理有り）
本比較例では、Ｓｉ（１００）基板上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。なお本比較例では基板前処理として、フッ酸での自然酸化膜の除去を行っている。ＺｎＩｎＯＮの成膜条件は、上記実施例１と同様とした。
得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。ＲＢＳ分析により測定されたＺｎＩｎＯＮ膜の組成比はＺｎ：Ｉｎ：Ｏ：Ｎ＝３７：２０：２９：１４（単位：原子％）、であった。
【００３２】
（比較例２）
（ＺｎＩｎＯＮ／Ｓｉ（１００）、基板前処理無し）
本比較例では、Ｓｉ（１００）基板上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。なお本比較例では基板前処理は行っていない。ＺｎＩｎＯＮの成膜条件は、上記実施例１と同様とした。
得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。ＲＢＳ分析により測定されたＺｎＩｎＯＮ膜の組成比はＺｎ：Ｉｎ：Ｏ：Ｎ＝３７：２０：２９：１４（単位：原子％）、であった。
【００３３】
（結晶性評価）
本実施例１および比較例１、２で得られたＺｎＩｎＯＮ膜の二次元Ｘ線回折パターンを測定したところ、いずれも（００１）配向したウルツ鉱型構造と同様のパターンが得られ、ウルツ鉱型の原子配置を有する結晶であることが分かった。またq―２q測定（q：Ｘ線入射角）により、ａ軸格子定数は約０．３３１ｎｍであることが分かった。
次に、本実施例１で得られたＺｎＩｎＯＮについて、（００２）面反射のロッキングカーブを測定した。結果、その半値幅は約０．１度であった。
図６に、本実施例１で得られた（００２）面反射のロッキングカーブを示す。
一方、比較例１、２で得られたＺｎＩｎＯＮについてロッキングカーブを測定したところ、（００２）面反射の半値幅は約４．５度であった。
図１２は比較例１で得られたＺｎＩｎＯＮ膜の（００２）面反射のロッキングカーブを示す。
また本実施例のＺｎＩｎＯＮ膜に対し、（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かっている。この時（１０１）面φスキャンから得られた回折ピークの半値幅は約０．８度であった。
図７に、本実施例１で得られた（１０１）面φスキャンの測定結果を示す。このとき半値幅は０．８度であった。
一方、比較例１および２のＺｎＩｎＯＮ膜の（１０１）面φスキャン測定を行ったところ、φに依存せずどの角度からも回折が観測され、面内配向していないことが分かる。
図１３に、比較例１で得られたＺｎＩｎＯＮ膜における（１０１）面φスキャン測定結果を示す。
【００３４】
次に本実施例１で得られたＺｎＩｎＯＮ膜を、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）観察したところ、Ｒｒｍｓは組成に依存して０．４７０ｎｍであった。
一方、比較例１および２のＲｒｍｓは約０．９ｎｍであり、本実施例１のＺｎＩｎＯＮ膜は平坦な膜が形成されていることが分かる。
このようにＺｎＩｎＯＮ膜をＧａＮ結晶層上に積層することで、結晶性および平坦性に優れた基板を提供することができる。また本実施例１のＺｎＩｎＯＮ膜のａ軸格子定数はＺｎＯの格子定数より大きく、例えばＩｎＧａＮやＩｎＮ等の格子定数整合性基板として用いることが出来る。また本実施例１のＺｎＩｎＯＮ膜は抵抗率が小さいため、電極機能も兼ねそろえた基板を提供できるという効果がある。さらに、上記ＺｎＩｎＯＮはスパッタリングにより形成可能であることから、基板を低コストで提供できるといった効果も期待できる。
【００３５】
（実施例２）
（ＺｎＩｎＯＮ／ＧａＮ／Ａｌ２Ｏ３； Ｚｎ：Ｉｎ＝３１:１８）
本実施例では、ｃ面サファイア基板上にＭＯＣＶＤ法によりＧａＮを形成し、その後、アルゴン窒素混合雰囲気中でのＲＦスパッタリング成膜により、ＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。
まずサファイア基板上にＭＯＣＶＤ法によりＧａＮを形成した。なお本実施例では基板前処理として、水素雰囲気中、１１５０度でのアニールを行っている。これにより、基板上に形成されるＧａＮの高品質化が可能となる。ＧａＮ成長において、Ｇａ極性の方がＮ極性にくらべ結晶性が高いことが知られているが、前記前処理により、ＧａＮの成長モードがＧａ極性になるためである。この原因は明らかではないが、前記前処理により酸素が還元あるいはエッチングされ、基板表面は化学量論比よりもＡｌ-richになっていることが要因と考えられる。その後、基板温度を４７０度まで下げ、Ｇａ原料としてトリメチルガリウム（ＴＭＧ）を、Ｎ原料としてアンモニアを流し、ＧａＮ低温バッファー層を２０ｎｍ形成した。
次いで、温度を１１５０℃に昇温し、原料としてＴＭＧ、アンモニアを流し、高温ＧａＮ層を５μｍ成長した。
このように低温バッファー層上に高温ＧａＮを形成すると、バッファー層を核とし、高温ＧａＮ形成時にその核が横方向成長しながら合体し、最終的に平坦なＧａＮを得ることが出来る。また高温ＧａＮが横方向成長することによって貫通転位が曲げられ、結果、転位密度を低く抑えることができる。
【００３６】
上記により得られたＧａＮを、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）観察したところ、平均二乗粗さ（Ｒｒｍｓ）は０．２５８ｎｍであった。
次にＸ線回折により結晶性を評価したところ、（００２）面反射のロッキングカーブ半値幅は約、０．０５度と小さく、高品質な（００１）配向のＧａＮが形成されていることが分かった。
また（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かった。この時（１０１）面φスキャンから得られた回折ピークの半値幅は０．１５度であった。
【００３７】
次に、ＧａＮ上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。ＺｎＩｎＯＮ膜の製膜は２元スパッタ装置を用いて行った。
ターゲット（材料源）としては、ＺｎＯ組成を有する２インチ焼結体およびＩｎ組成を有する２インチ焼結体（それぞれ純度９９．９％）を用いた。投入ＲＦパワーはそれぞれＺｎＯが６５Ｗ、Ｉｎが２６Ｗである。なお、ターゲットと基板との距離は約１２ｃｍ、成膜時の基板温度は３００℃とした。ＺｎＩｎＯＮ膜は、１×１０−１Ｐａのアルゴン窒素混合ガス雰囲気中で成膜され、導入窒素分圧は８×１０−２Ｐａとした。
【００３８】
得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。ラザフォード後方散乱（ＲＢＳ）分析により測定されたＺｎＩｎＯＮ膜の組成比はＺｎ：Ｉｎ：Ｏ：Ｎ＝３１：１８：３１：２０（単位：原子％）、であった。なおＲＢＳの測定精度は±５％である。また上記ＺｎＩｎＯＮの抵抗率を４探針測定により評価したところ、２ｍΩｃｍの値を示した。
【００３９】
（比較例３）
（ＺｎＩｎＯＮ／Ｓｉ（１００）、基板前処理有り）
本比較例では、Ｓｉ（１００）基板上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。なお本比較例では基板前処理として、フッ酸での自然酸化膜の除去を行っている。ＺｎＩｎＯＮの成膜条件は、上記実施例２と同様とした。
得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。ＲＢＳ分析により測定されたＺｎＩｎＯＮ膜の組成比はＺｎ：Ｉｎ：Ｏ：Ｎ＝３１：１８：３１：２０（単位：原子％）、であった。
【００４０】
（比較例４）
（ＺｎＩｎＯＮ／Ｓｉ（１００）、基板前処理無し）
本比較例では、Ｓｉ（１００）基板上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。なお本比較例では基板前処理は行っていない。ＺｎＩｎＯＮの成膜条件は、上記実施例２と同様とした。
得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。ＲＢＳ分析により測定されたＺｎＩｎＯＮ膜の組成比はＺｎ：Ｉｎ：Ｏ：Ｎ＝３１：１８：３１：２０（単位：原子％）、であった。
【００４１】
（結晶性評価）
本実施例２および比較例３、４で得られたＺｎＩｎＯＮ膜の二次元Ｘ線回折パターンを測定したところ、いずれも（００１）配向したウルツ鉱型構造と同様のパターンが得られ、ウルツ鉱型の原子配置を有する結晶であることが分かった。またq―２q測定（q：Ｘ線入射角）により、ａ軸格子定数は約０．３４６ｎｍであることが分かった。
次に、本実施例２で得られたＺｎＩｎＯＮについて、（００２）面反射のロッキングカーブを測定した。結果、その半値幅は約０．３度であった。
図１１に、本実施例２で得られた（００２）面反射のロッキングカーブを示す。一方、比較例３、４で得られたＺｎＩｎＯＮについてロッキングカーブを測定したところ、（００２）面反射の半値幅は約５．５度であった。
【００４２】
また本実施例のＺｎＩｎＯＮ膜に対し、（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かった。この時（１０１）面φスキャンから得られた回折ピークの半値幅は約１．２度であった。一方、比較例３および４のＺｎＩｎＯＮ膜の（１０１）面φスキャン測定を行ったところ、φに依存せずどの角度からも回折が観測され、面内配向していないことが分かった。
次に本実施例２で得られたＺｎＩｎＯＮ膜を、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）観察したところ、Ｒｒｍｓは組成に依存して０．５９０ｎｍであった。一方比較例３および４のＲｒｍｓは約１．２ｎｍであり、本実施例２のＺｎＩｎＯＮ膜は平坦な膜が形成されていることが分かった。
【００４３】
このようにＺｎＩｎＯＮ膜をＧａＮ結晶層上に積層することで、結晶性および平坦性に優れた基板を提供することができる。また本実施例２のＺｎＩｎＯＮ膜のａ軸格子定数はＺｎＯの格子定数より大きく、例えばＩｎＧａＮやＩｎＮ等の格子定数整合性基板として用いることが出来る。また本実施例２のＺｎＩｎＯＮ膜は抵抗率が小さいため、電極機能も兼ねそろえた基板を提供できるという効果がある。さらに、上記ＺｎＩｎＯＮはスパッタリングにより形成可能であることから、基板を低コストで提供できるといった効果も期待できる。
【００４４】
（実施例３）
（ＺｎＩｎＯＮ／ＧａＮ／Ａｌ２Ｏ３ ；Ｚｎ／Ｉｎ組成依存性）
本実施例では、ｃ面サファイア基板上にＭＯＣＶＤ法によりＧａＮを形成し、その後、アルゴン窒素混合雰囲気中でのＲＦスパッタリング成膜により、ＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。
まずサファイア基板上にＭＯＣＶＤ法によりＧａＮを形成した。なお本実施例では基板前処理として、水素雰囲気中、１１５０度でのアニールを行っている。これにより、基板上に形成されるＧａＮの高品質化が可能となる。ＧａＮ成長において、Ｇａ極性の方がＮ極性にくらべ結晶性が高いことが知られているが、前記前処理により、ＧａＮの成長モードがＧａ極性になるためである。この原因は明らかではないが、前記前処理により酸素が還元あるいはエッチングされ、基板表面は化学量論比よりもＡｌ-richになっていることが要因と考えられる。
その後、基板温度を４７０度まで下げ、Ｇａ原料としてトリメチルガリウム（ＴＭＧ）を、Ｎ原料としてアンモニアを流し、ＧａＮ低温バッファー層を２０ｎｍ形成した。
次いで、温度を１１５０℃に昇温し、原料としてＴＭＧ、アンモニアを流し、高温ＧａＮ層を５μｍ成長した。
このように低温バッファー層上に高温ＧａＮを形成すると、バッファー層を核とし、高温ＧａＮ形成時にその核が横方向成長しながら合体し、最終的に平坦なＧａＮを得ることが出来る。また高温ＧａＮが横方向成長することによって貫通転位が曲げられ、結果、転位密度を低く抑えることができる。
【００４５】
上記により得られたＧａＮを、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）観察したところ、平均二乗粗さ（Ｒｒｍｓ）は０．２５８ｎｍであった。
次にＸ線回折により結晶性を評価したところ、（００２）面反射のロッキングカーブ半値幅は約０．０５度と小さく、高品質な（００１）配向のＧａＮが形成されていることが分かった。
また（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かった。この時（１０１）面φスキャンから得られた回折ピークの半値幅は０．１５度であった。
【００４６】
次に、ＧａＮ上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。ＺｎＩｎＯＮ膜の製膜は２元斜入射スパッタ装置を用いて行った。ターゲットは基板に対し斜め方向に配置されており、基板面上の膜の組成がターゲットからの距離の差により変化するため、基板位置を変えることで、様々な組成を有する薄膜を得ることができる。
ターゲット（材料源）としては、ＺｎＯ組成を有する２インチ焼結体およびＩｎ組成を有する２インチ焼結体（それぞれ純度９９．９％）を用いた。投入ＲＦパワーはそれぞれＺｎＯが７４Ｗ、Ｉｎが１８Ｗである。なお、ターゲットと基板との距離は約１０−１５ｃｍ、成膜時の基板温度は３００℃とした。ＺｎＩｎＯＮ膜は、１×１０−１Ｐａのアルゴン窒素混合ガス雰囲気中で成膜され、導入窒素分圧は８×１０−２Ｐａとした。
【００４７】
得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。蛍光Ｘ線分析により測定されたＺｎ／（Ｚｎ＋Ｉｎ）で表されるＺｎの原子組成比率は１０−９０原子％であった。またＸ線光電子分光（ＸＰＳ）分析により、Ｎ／（Ｎ＋Ｏ）で表されるＮの原子組成比率は８原子％以上であることが確認されている。また上記ＺｎＩｎＯＮの抵抗率を４探針測定により評価したところ、組成に依存して１−１０ｍΩｃｍの値を示した。
【００４８】
（比較例５）
（ＺｎＩｎＯＮ／Ｓｉ（１００）、基板前処理有り）
本比較例では、Ｓｉ（１００）基板上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。なお本比較例では基板前処理として、フッ酸での自然酸化膜の除去を行っている。ＺｎＩｎＯＮの成膜条件は、上記実施例３と同様とした。
得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。
蛍光Ｘ線分析により測定されたＺｎ／（Ｚｎ＋Ｉｎ）で表されるＺｎの原子組成比率が１０−９０原子％であった。
またＸ線光電子分光（ＸＰＳ）分析により、Ｎ／（Ｎ＋Ｏ）で表されるＮの原子組成比率は８原子％以上であることが確認された。
【００４９】
（比較例６）
（ＺｎＩｎＯＮ／Ｓｉ（１００）、基板前処理無し）
本比較例では、Ｓｉ（１００）基板上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。なお本比較例では基板前処理は行っていない。ＺｎＩｎＯＮの成膜条件は、上記実施例３と同様とした。
得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。
また蛍光Ｘ線分析によりＺｎ／（Ｚｎ＋Ｉｎ）で表されるＺｎの原子組成比率が１０−９０原子％であることが分かっている。
またＸ線光電子分光（ＸＰＳ）分析により、Ｎ／（Ｎ＋Ｏ）で表されるＮの原子組成比率は８原子％以上であることが確認された。
【００５０】
（結晶性評価）
本実施例３および比較例５、６で得られたＺｎＩｎＯＮ膜の二次元Ｘ線回折パターンを測定したところ、いずれも（００１）配向したウルツ鉱型構造と同様のパターンが得られ、ウルツ鉱型の原子配置を有する結晶であることが分かっている。
また、構成元素の組成比による格子定数の変化が観測され、ａ軸格子定数は約０．３３０ｎｍから０．３５８ｎｍまで変化することが分かった。
図１０に異なるＺｎ／（Ｉｎ+Ｚｎ）組成比（原子％）におけるＺｎＩｎＯＮ膜のａ軸格子定数を示す。なお図１０は本実施例３のＺｎＩｎＯＮ膜の結果であるが、比較例１、２ともに同様の結果が得られている。
【００５１】
次に、本実施例３で得られたＺｎＩｎＯＮについて、（００２）面反射のロッキングカーブを測定した。結果、その半値幅は組成に依存して約０．０９−０．５度であった。一方、比較例５、６で得られたＺｎＩｎＯＮについてロッキングカーブを測定したところ、（００２）面反射の半値幅は３−６度であった。
また本実施例のＺｎＩｎＯＮ膜に対し、（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、どの組成においても６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かっている。この時（１０１）面φスキャンから得られた回折ピークの半値幅は組成に依存して約０．５−１．５度であった。一方、比較例５および６のＺｎＩｎＯＮ膜の（１０１）面φスキャン測定を行ったところ、φに依存せずどの角度からも回折が観測され、面内配向していないことが分かる。
【００５２】
次に本実施例３で得られたＺｎＩｎＯＮ膜を、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）観察したところ、Ｒｒｍｓは組成に依存して０．４４０ｎｍ−０．６５０ｎｍであった。一方比較例５および６のＲｒｍｓは０．８−１．５ｎｍであり、本実施例１のＺｎＩｎＯＮ膜は平坦な膜が形成されていることが分かる。
このようにＺｎＩｎＯＮ膜をＧａＮ結晶層上に積層することで、結晶性および平坦性に優れた基板を提供することができる。特に本実施例３のＺｎＩｎＯＮ膜の格子定数は広範囲に渡り可変であり、例えばＩｎＧａＮやＩｎＮ等の格子定数整合性基板として用いることが出来る。また本実施例３のＺｎＩｎＯＮ膜は抵抗率が小さいため、電極機能も兼ねそろえた基板を提供できるという効果がある。さらに、上記ＺｎＩｎＯＮはスパッタリングにより形成可能であることから、基板を低コストで提供できるといった効果も期待できる。
【００５３】
（実施例４）
（ＺｎＧａＯＮ／ＧａＮ／Ａｌ２Ｏ３; Ｚｎ：Ｇａ＝２４：２４）
本実施例では、ｃ面サファイア基板上にＭＯＣＶＤ法によりＧａＮを形成し、その後、アルゴン窒素混合雰囲気中でのＲＦスパッタリング成膜により、ＺｎＧａＯＮ膜を形成した。
まずサファイア基板上にＭＯＣＶＤ法によりＧａＮを形成した。なお本実施例では基板前処理として、水素雰囲気中、１１５０度でのアニールを行っている。これにより、基板上に形成されるＧａＮの高品質化が可能となる。ＧａＮ成長において、Ｇａ極性の方がＮ極性にくらべ結晶性が高いことが知られているが、前記前処理により、ＧａＮの成長モードがＧａ極性になるためと考えられる。またこれは、前記前処理により酸素が還元あるいはエッチングされ、基板表面は化学量論比よりもＡｌ-richになっていることに起因する。
その後、基板温度を４７０度まで下げ、Ｇａ原料としてトリメチルガリウム（ＴＭＧ）を、Ｎ原料としてアンモニアを流し、ＧａＮ低温バッファー層を２０ｎｍ形成した。
次いで、温度を１１５０℃に昇温し、原料としてＴＭＧ・アンモニアを流し、高温ＧａＮ層を５μｍ成長した。
このように低温バッファー層上に高温ＧａＮを形成すると、バッファー層を核とし、高温ＧａＮ形成時にその核が横方向成長しながら合体し、最終的に平坦なＧａＮを得ることが出来る。また高温ＧａＮが横方向成長することによって貫通転位が曲げられ、結果、転位密度を低く抑えることができる。
【００５４】
上記により得られたＧａＮを、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）観察したところ、平均二乗粗さ（Ｒｒｍｓ）は０．２５８ｎｍであった。
次にＸ線回折により結晶性を評価したところ、（００２）面反射のロッキングカーブ半値幅は約、０．０５度と小さく、高品質な（００１）配向のＧａＮが形成されていることが分かった。
また（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かった。この時（１０１）面φスキャンから得られた回折ピークの半値幅は０．１５度であった。
【００５５】
次に、ＧａＮ上にＺｎＧａＯＮ膜を形成した。ＺｎＧａＯＮ膜の成膜は２元スパッタ装置を用いて行った。
ターゲット（材料源）としては、ＺｎＯ組成を有する２インチ焼結体およびＧａＮ組成を有する２インチ焼結体（それぞれ純度９９．９％）を用いた。投入ＲＦパワーはそれぞれＺｎＯが６９Ｗ、ＧａＮが２３Ｗである。なお、ターゲットと基板との距離は約１２ｃｍ、成膜時の基板温度は３００℃とした。ＺｎＧａＯＮ膜は、１×１０−１Ｐａのアルゴン窒素混合ガス雰囲気中で成膜され、導入窒素分圧は８×１０−２Ｐａとした。得られたＺｎＧａＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍである。ＲＢＳ分析により測定されたＺｎＧａＯＮ膜の組成比はＺｎ：Ｇａ：Ｏ：Ｎ＝２４：２３：２８：２５（単位：原子％）である。なおＲＢＳの測定精度は±５％である。
【００５６】
（比較例７）
（ＺｎＧａＯＮ／Ｓｉ（１００））
本比較例では、Ｓｉ（１００）基板上にＺｎＧａＯＮ膜を形成した。ＺｎＧａＯＮの成膜条件は、上記実施例４と同様とした。
得られたＺｎＧａＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。ＲＢＳ分析により測定されたＺｎＧａＯＮ膜の組成比はＺｎ：Ｇａ：Ｏ：Ｎ＝２４：２３：２８：２５（単位：原子％）であった。
【００５７】
（結晶性評価）
本実施例４および比較例７で得られたＺｎＧａＯＮ膜の二次元Ｘ線回折パターンを測定したところ、いずれも（００１）配向したウルツ鉱型構造と同様のパターンが得られ、ウルツ鉱型の原子配置を有する結晶であることが分かった。また、構成元素の組成比による格子定数の変化が観測され、ａ軸格子定数は約０．３２８ｎｍであった。
【００５８】
次に、本実施例４で得られたＺｎＧａＯＮについて、（００２）面反射のロッキングカーブを測定した。結果、その半値幅は約０．２度であることが分かった。
図１４に、（００２）面反射のロッキングカーブを示す。一方、比較例７で得られたＺｎＧａＯＮについてロッキングカーブを測定したところ、（００２）面反射の半値幅は５度であった。
また本実施例のＺｎＧａＯＮ膜に対し、（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かった。この時（１０１）面φスキャンから得られた回折ピークの半値幅は約０．５３度であった。
図１５に、（１０１）面φスキャンの測定結果を示す。一方、比較例７のＺｎＧａＯＮ膜の（１０１）面φスキャン測定を行ったところ、φに依存せずどの角度からも回折が観測され、面内配向していないことが分かった。
【００５９】
このようにＺｎＧａＯＮ膜をＧａＮ結晶層上に積層することで、結晶性に優れた基板を提供することができる。また本実施例４のＺｎＧａＯＮ膜のａ軸格子定数はＺｎＯの格子定数より大きく、例えばＩｎＧａＮ等の格子定数整合性基板として用いることが出来る。また、上記ＺｎＧａＯＮはスパッタリングにより形成可能であることから、基板を低コストで提供できるという効果がある。
【００６０】
（実施例５）
（ＺｎＧａＯＮ／ＧａＮ／Ａｌ２Ｏ３; Ｚｎ/Ｇａ 組成依存）
本実施例では、ｃ面サファイア基板上にＭＯＣＶＤ法によりＧａＮを形成し、その後、アルゴン窒素混合雰囲気中でのＲＦスパッタリング成膜により、ＺｎＧａＯＮ膜を形成した。
【００６１】
まずサファイア基板上にＭＯＣＶＤ法によりＧａＮを形成した。なお本実施例では基板前処理として、水素雰囲気中、１１５０度でのアニールを行っている。これにより、基板上に形成されるＧａＮの高品質化が可能となる。ＧａＮ成長において、Ｇａ極性の方がＮ極性にくらべ結晶性が高いことが知られているが、前記前処理により、ＧａＮの成長モードがＧａ極性になるためと考えられる。またこれは、前記前処理により酸素が還元あるいはエッチングされ、基板表面は化学量論比よりもＡｌ-richになっていることに起因する。
その後、基板温度を４７０度まで下げ、Ｇａ原料としてトリメチルガリウム（ＴＭＧ）を、Ｎ原料としてアンモニアを流し、ＧａＮ低温バッファー層を２０ｎｍ形成した。
次いで、温度を１１５０℃に昇温し、原料としてＴＭＧ・アンモニアを流し、高温ＧａＮ層を５μｍ成長した。
このように低温バッファー層上に高温ＧａＮを形成すると、バッファー層を核とし、高温ＧａＮ形成時にその核が横方向成長しながら合体し、最終的に平坦なＧａＮを得ることが出来る。また高温ＧａＮが横方向成長することによって貫通転位が曲げられ、結果、転位密度を低く抑えることができる。
【００６２】
上記により得られたＧａＮを、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）観察したところ、平均二乗粗さ（Ｒｒｍｓ）は０．２５８ｎｍであった。
次にＸ線回折により結晶性を評価したところ、（００２）面反射のロッキングカーブ半値幅は約、０．０５度と小さく、高品質な（００１）配向のＧａＮが形成されていることが分かった。
また（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かった。この時（１０１）面φスキャンから得られた回折ピークの半値幅は０．１５度であった。
【００６３】
次に、ＧａＮ上にＺｎＧａＯＮ膜を形成した。ＺｎＧａＯＮ膜の製膜は２元斜入射スパッタ装置を用いて行った。ターゲットは基板に対し斜め方向に配置されており、基板面上の膜の組成がターゲットからの距離の差により変化するため、基板位置を変えることで、様々な組成を有する薄膜を得ることができる。
ターゲット（材料源）としては、ＺｎＯ組成を有する２インチ焼結体およびＧａＮ組成を有する２インチ焼結体（それぞれ純度９９．９％）を用いた。投入ＲＦパワーはそれぞれＺｎＯが６９Ｗ、ＧａＮが２３Ｗである。なお、ターゲットと基板との距離は約１０−１５ｃｍ、成膜時の基板温度は３００℃とした。ＺｎＧａＯＮ膜は、１×１０−１Ｐａのアルゴン窒素混合ガス雰囲気中で成膜され、導入窒素分圧は８×１０−２Ｐａとした。
【００６４】
得られたＺｎＧａＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。
蛍光Ｘ線分析により測定されたＺｎ／（Ｚｎ＋Ｇａ）で表されるＺｎの原子組成比率は１０−９０原子％であった。またＸ線光電子分光（ＸＰＳ）分析により、Ｎ／（Ｎ＋Ｏ）で表されるＮの原子組成比率は１０原子％以上であることが確認されている。
【００６５】
（比較例８）
（ＺｎＧａＯＮ／Ｓｉ（１００））
本比較例では、Ｓｉ（１００）基板上にＺｎＧａＯＮ膜を形成した。ＺｎＧａＯＮの成膜条件は、上記実施例５と同様とした。
得られたＺｎＧａＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３００ｎｍであった。
蛍光Ｘ線分析により測定されたＺｎ／（Ｚｎ＋Ｇａ）で表されるＺｎの原子組成比率は１０−９０原子％であった。またＸＰＳ分析により、Ｎ／（Ｎ＋Ｏ）で表されるＮの原子組成比率は１０原子％以上であることが確認されている。
【００６６】
（結晶性評価）
本実施例５および比較例８で得られたＺｎＧａＯＮ膜の二次元Ｘ線回折パターンを測定したところ、いずれも（００１）配向したウルツ鉱型構造と同様のパターンが得られ、ウルツ鉱型の原子配置を有する結晶であることが分かった。また、構成元素の組成比による格子定数の変化が観測され、ａ軸格子定数は約０．３２０ｎｍから０．３３２ｎｍまで変化することが分かった。
【００６７】
次に、本実施例５で得られたＺｎＧａＯＮについて、（００２）面反射のロッキングカーブを測定した。結果、その半値幅は組成に依存して約０．１５−０．６２度であることが分かった。一方、比較例８で得られたＺｎＧａＯＮについてロッキングカーブを測定したところ、（００２）面反射の半値幅は４−６度であった。
【００６８】
また本実施例のＺｎＧａＯＮ膜に対し、（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、どの組成においても６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かった。この時（１０１）面φスキャンから得られた回折ピークの半値幅は組成に依存して約０．３５−１．４度であった。一方、比較例８のＺｎＩｎＯＮ膜の（１０１）面φスキャン測定を行ったところ、φに依存せずどの角度からも回折が観測され、面内配向していないことが分かった。
【００６９】
このようにＺｎＧａＯＮ膜をＧａＮ結晶層上に積層することで、結晶性および格子定数制御性に優れた基板を提供することができる。また、上記ＺｎＧａＯＮはスパッタリングにより形成可能であることから、基板を低コストで提供できるという効果がある。
【００７０】
（実施例６）
（ＺｎＩｎＯＮ／Ａｌ２Ｏ３； Ｚｎ：Ｉｎ＝１５:８５）
本実施例では、アルゴン窒素混合雰囲気中でのＲＦスパッタリング成膜により、ｃ面Ａｌ２Ｏ３結晶基板上に、ＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。
まずＡｌ２Ｏ３結晶基板に前処理として、水素雰囲気中、１１５０度でのアニールを１０分間行った。
次に、Ａｌ２Ｏ３結晶上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。ＺｎＩｎＯＮ膜の製膜は２元スパッタ装置を用いて行った。
ターゲット（材料源）としては、ＺｎＯ組成を有する２インチ焼結体およびＩｎ組成を有する２インチ焼結体（それぞれ純度９９．９％）を用いた。投入ＲＦパワーはそれぞれＺｎＯが７０Ｗ、Ｉｎが１８Ｗである。なお、ターゲットと基板との距離は約１２ｃｍ、成膜時の基板温度は３００℃とした。ＺｎＩｎＯＮ膜は、１×１０−１Ｐａのアルゴン窒素混合ガス雰囲気中で成膜され、導入窒素分圧は８×１０−２Ｐａとした。得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３０ｎｍであった。蛍光Ｘ線分析により測定されたＺｎ／（Ｚｎ＋Ｉｎ）で表されるＺｎの原子組成比率は８５原子％であった。またＸＰＳ分析により、Ｎ／（Ｎ＋Ｏ）で表されるＮの原子組成比率は約１４原子％であることが確認されている。また上記ＺｎＩｎＯＮの抵抗率を４探針測定により評価したところ、３００Ωｃｍの値を示していた。
【００７１】
（結晶性評価）
本実施例６で得られたＺｎＩｎＯＮ膜の二次元Ｘ線回折パターンを測定したところ、いずれも（００１）配向したウルツ鉱型構造と同様のパターンが得られ、ウルツ鉱型の原子配置を有する結晶であることが分かった。またq―２q測定（q：Ｘ線入射角）により、ａ軸格子定数は約０．３３４ｎｍであることが分かった。
次に、本実施例６で得られたＺｎＩｎＯＮについて、（００２）面反射のロッキングカーブを測定した。結果、その半値幅は約１度であった。
また本実施例のＺｎＩｎＯＮ膜に対し、（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かった。図１６に、本実施例６で得られた（１０１）面φスキャンの測定結果を示す。
このようにＺｎＩｎＯＮ膜をＡｌ２Ｏ３結晶上に積層することで、面内配向性を有し、結晶性に優れた基板を提供することができる。また本実施例６のＺｎＩｎＯＮ膜のａ軸格子定数はＺｎＯの格子定数より大きく、例えばＩｎＧａＮやＩｎＮ等の格子定数整合性基板として用いることが出来る。また、上記ＺｎＩｎＯＮはスパッタリングにより形成可能であることから、基板を低コストで提供できるといった効果も期待できる。
【００７２】
（実施例７）
（ＺｎＩｎＯＮ／Ａｌ２Ｏ３； Ｚｎ：Ｉｎ＝６４:３６）
本実施例では、アルゴン窒素混合雰囲気中でのＲＦスパッタリング成膜により、ｃ面Ａｌ２Ｏ３結晶基板上に、ＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。
まずＡｌ２Ｏ３結晶基板に前処理として、水素雰囲気中、１１５０度でのアニールを１０分間行った。
次に、Ａｌ２Ｏ３上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。ＺｎＩｎＯＮ膜の製膜は２元スパッタ装置を用いて行った。
ターゲット（材料源）としては、ＺｎＯ組成を有する２インチ焼結体およびＩｎ組成を有する２インチ焼結体（それぞれ純度９９．９％）を用いた。投入ＲＦパワーはそれぞれＺｎＯが８０Ｗ、Ｉｎが１８Ｗである。なお、ターゲットと基板との距離は約１２ｃｍ、成膜時の基板温度は４００℃とした。ＺｎＩｎＯＮ膜は、１×１０−１Ｐａのアルゴン窒素混合ガス雰囲気中で成膜され、導入窒素分圧は８×１０−２Ｐａとした。得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は４０ｎｍであった。蛍光Ｘ線分析により測定されたＺｎ／（Ｚｎ＋Ｉｎ）で表されるＺｎの原子組成比率は６４原子％であった。またＸＰＳ分析により、Ｎ／（Ｎ＋Ｏ）で表されるＮの原子組成比率は約３５原子％であることが確認されている。また上記ＺｎＩｎＯＮの抵抗率を４探針測定により評価したところ、１ｍΩｃｍの値を示していた。
【００７３】
（結晶性評価）
本実施例７で得られたＺｎＩｎＯＮ膜の二次元Ｘ線回折パターンを測定したところ、いずれも（００１）配向したウルツ鉱型構造と同様のパターンが得られ、ウルツ鉱型の原子配置を有する結晶であることが分かった。またq―２q測定（q：Ｘ線入射角）により、ａ軸格子定数は約０．３４１ｎｍであることが分かった。
次に、本実施例７で得られたＺｎＩｎＯＮについて、（００２）面反射のロッキングカーブを測定した。結果、その半値幅は約１度であった。
また本実施例のＺｎＩｎＯＮ膜に対し、（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かった。図１７に、本実施例７で得られた（１０１）面φスキャンの測定結果を示す。
このようにＺｎＩｎＯＮ膜をＡｌ２Ｏ３結晶上に積層することで、面内配向性を有し、結晶性に優れた基板を提供することができる。また本実施例７のＺｎＩｎＯＮ膜のａ軸格子定数はＺｎＯの格子定数より大きく、例えばＩｎＧａＮやＩｎＮ等の格子定数整合性基板として用いることが出来る。また本実施例７のＺｎＩｎＯＮ膜は抵抗率が小さいため、電極機能も兼ねそろえた基板を提供できるという効果がある。さらに、上記ＺｎＩｎＯＮはスパッタリングにより形成可能であることから、基板を低コストで提供できるといった効果も期待できる。
【００７４】
（実施例８）
（ＺｎＩｎＯＮ／Ａｌ２Ｏ３； Ｚｎ：Ｉｎ＝５０:５０）
本実施例では、アルゴン窒素混合雰囲気中でのＲＦスパッタリング成膜により、ｃ面Ａｌ２Ｏ３結晶基板上に、ＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。
まずＡｌ２Ｏ３結晶基板に前処理として、水素雰囲気中、１１５０度でのアニールを１０分間行い、その後、アンモニア雰囲気中、１１５０度でのアニールを行った。
次に、Ａｌ２Ｏ３上にＺｎＩｎＯＮ膜を形成した。ＺｎＩｎＯＮ膜の製膜は２元スパッタ装置を用いて行った。
ターゲット（材料源）としては、ＺｎＯ組成を有する２インチ焼結体およびＩｎ組成を有する２インチ焼結体（それぞれ純度９９．９％）を用いた。投入ＲＦパワーはそれぞれＺｎＯが６０Ｗ、Ｉｎが１８Ｗである。なお、ターゲットと基板との距離は約１２ｃｍ、成膜時の基板温度は３００℃とした。ＺｎＩｎＯＮ膜は、１×１０−１Ｐａのアルゴン窒素混合ガス雰囲気中で成膜され、導入窒素分圧は８×１０−２Ｐａとした。得られたＺｎＩｎＯＮ膜について段差計で測定を行ったところ、膜厚は３０ｎｍであった。蛍光Ｘ線分析により測定されたＺｎ／（Ｚｎ＋Ｉｎ）で表されるＺｎの原子組成比率は５０原子％であった。また上記ＺｎＩｎＯＮの抵抗率を４探針測定により評価したところ、１ｍΩｃｍの値を示していた。
【００７５】
（結晶性評価）
本実施例８で得られたＺｎＩｎＯＮ膜の二次元Ｘ線回折パターンを測定したところ、いずれも（００１）配向したウルツ鉱型構造と同様のパターンが得られ、ウルツ鉱型の原子配置を有する結晶であることが分かった。またq―２q測定（q：Ｘ線入射角）により、ａ軸格子定数は約０．３５０ｎｍであることが分かった。
次に、本実施例８で得られたＺｎＩｎＯＮについて、（００２）面反射のロッキングカーブを測定した。結果、その半値幅は約１度であった。
また本実施例のＺｎＩｎＯＮ膜に対し、（１０１）面の回折位置に検出機を固定し、面内配向性をφスキャンにて測定したところ、６０度おきに（１０１）面の回折ピークが観測され、面内配向していることが分かった。図１８に、本実施例８で得られた（１０１）面φスキャンの測定結果を示す。
このようにＺｎＩｎＯＮ膜をＡｌ２Ｏ３結晶上に積層することで、面内配向性を有し、結晶性に優れた基板を提供することができる。また本実施例８のＺｎＩｎＯＮ膜のａ軸格子定数はＺｎＯの格子定数より大きく、例えばＩｎＧａＮやＩｎＮ等の格子定数整合性基板として用いることが出来る。また、本実施例８のＺｎＩｎＯＮ膜は抵抗率が小さいため、電極機能も兼ねそろえた基板を提供できるという効果がある。さらに、上記ＺｎＩｎＯＮはスパッタリングにより形成可能であることから、基板を低コストで提供できるといった効果も期待できる。
【符号の説明】
【００７６】
１０ 基板
１１ ウルツ鉱型の原子配置を有する結晶（第１の層）
１２ 金属窒化物結晶（第２の層）
【特許請求の範囲】
【請求項１】
６回対称軸を有する結晶からなる第１の層と該第１の層の上に形成される金属酸窒化物結晶からなる第２の層を有し、
前記第２の層が、Ｉｎ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｇｅ及びＡｌからなる群から選択される少なくとも１つの元素と、ＮとＯとＺｎとを主要元素として含み、且つ前記第２の層が面内配向性を有する積層構造体を備えることを特徴とするウルツ鉱型結晶成長用基板。
【請求項２】
前記第１の層がウルツ鉱型の原子配置を有する結晶またはＡｌ２Ｏ３結晶であることを特徴とする、請求項１に記載のウルツ鉱型結晶成長用基板。
【請求項３】
前記第２の層がウルツ鉱型の原子配置を有する結晶であることを特徴とする、請求項１または２に記載のウルツ鉱型結晶成長用基板。
【請求項４】
前記第２の層のａ軸格子定数が０．３２０ｎｍから０．３５８ｎｍの範囲にあることを特徴とする請求項１から３のいずれか一項に記載のウルツ鉱型結晶成長用基板。
【請求項５】
前記第２の層の（００２）面のＸ線ロッキングカーブの半値幅が１度以下であることを特徴とする請求項１から３のいずれか一項に記載のウルツ鉱型結晶成長用基板。
【請求項６】
前記第１の層がＧａＮまたはＺｎＯから選ばれるウルツ鉱型結晶からなり、前記第２の層がＺｎ（ｘ）Ｉｎ（1-ｘ）Ｏ（ｙ）Ｎ（1-ｙ）（但し０．１≦ｘ≦０．９、０．１≦ｙ≦０．９）からなることを特徴とする請求項１に記載のウルツ鉱型結晶成長用基板。
【請求項７】
前記第１の層がＧａＮまたはＺｎＯから選ばれるウルツ鉱型結晶からなり、前記第２の層がＺｎ（ｘ）Ｇａ（1-ｘ）Ｏ（ｙ）Ｎ（1-ｙ）（但し０．１≦ｘ≦０．９、０．１≦ｙ≦０．９）からなることを特徴とする請求項１に記載のウルツ鉱型結晶成長用基板。
【請求項８】
前記第１の層がＡｌ２Ｏ３からなり、前記第２の層がＺｎ（ｘ）Ｉｎ（1-ｘ）Ｏ（ｙ）Ｎ（1-ｙ）（但し０．１≦ｘ≦０．９、０．１≦ｙ≦０．９）からなることを特徴とする請求項１に記載のウルツ鉱型結晶成長用基板。
【請求項９】
前記第１の層がＡｌ２Ｏ３からなり、前記第２の層がＺｎ（ｘ）Ｇａ（1-ｘ）Ｏ（ｙ）Ｎ（1-ｙ）（但し０．１≦ｘ≦０．９、０．１≦ｙ≦０．９）からなることを特徴とする請求項１に記載のウルツ鉱型結晶成長用基板。
【請求項１０】
請求項１から９のいずれか一項に記載のウルツ鉱型結晶成長用基板を用いることを特徴とする半導体装置。
【請求項１１】
６回対称軸を有する結晶からなる第１の層の上に、面内配向性を有する金属酸窒化物結晶からなる第２の層を、窒素を含む雰囲気中で形成する工程を有し、
前記第２の層がＩｎ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｇｅ及びＡｌからなる群から選択される少なくとも１つの元素と、ＮとＯとＺｎとを主要元素として含むことを特徴とする、積層構造体を備えたウルツ鉱型結晶成長用基板の製造方法。
【請求項１２】
前記第２の層がスパッタリング法により形成されることを特徴とする、請求項１１に記載のウルツ鉱型結晶成長用基板の製造方法。
【請求項１３】
前記第２の層の製膜速度が１０ｎｍ／ｍｉｎ以下であることを特徴とする、請求項１１または１２に記載のウルツ鉱型結晶成長用基板の製造方法。
【請求項１】
６回対称軸を有する結晶からなる第１の層と該第１の層の上に形成される金属酸窒化物結晶からなる第２の層を有し、
前記第２の層が、Ｉｎ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｇｅ及びＡｌからなる群から選択される少なくとも１つの元素と、ＮとＯとＺｎとを主要元素として含み、且つ前記第２の層が面内配向性を有する積層構造体を備えることを特徴とするウルツ鉱型結晶成長用基板。
【請求項２】
前記第１の層がウルツ鉱型の原子配置を有する結晶またはＡｌ２Ｏ３結晶であることを特徴とする、請求項１に記載のウルツ鉱型結晶成長用基板。
【請求項３】
前記第２の層がウルツ鉱型の原子配置を有する結晶であることを特徴とする、請求項１または２に記載のウルツ鉱型結晶成長用基板。
【請求項４】
前記第２の層のａ軸格子定数が０．３２０ｎｍから０．３５８ｎｍの範囲にあることを特徴とする請求項１から３のいずれか一項に記載のウルツ鉱型結晶成長用基板。
【請求項５】
前記第２の層の（００２）面のＸ線ロッキングカーブの半値幅が１度以下であることを特徴とする請求項１から３のいずれか一項に記載のウルツ鉱型結晶成長用基板。
【請求項６】
前記第１の層がＧａＮまたはＺｎＯから選ばれるウルツ鉱型結晶からなり、前記第２の層がＺｎ（ｘ）Ｉｎ（1-ｘ）Ｏ（ｙ）Ｎ（1-ｙ）（但し０．１≦ｘ≦０．９、０．１≦ｙ≦０．９）からなることを特徴とする請求項１に記載のウルツ鉱型結晶成長用基板。
【請求項７】
前記第１の層がＧａＮまたはＺｎＯから選ばれるウルツ鉱型結晶からなり、前記第２の層がＺｎ（ｘ）Ｇａ（1-ｘ）Ｏ（ｙ）Ｎ（1-ｙ）（但し０．１≦ｘ≦０．９、０．１≦ｙ≦０．９）からなることを特徴とする請求項１に記載のウルツ鉱型結晶成長用基板。
【請求項８】
前記第１の層がＡｌ２Ｏ３からなり、前記第２の層がＺｎ（ｘ）Ｉｎ（1-ｘ）Ｏ（ｙ）Ｎ（1-ｙ）（但し０．１≦ｘ≦０．９、０．１≦ｙ≦０．９）からなることを特徴とする請求項１に記載のウルツ鉱型結晶成長用基板。
【請求項９】
前記第１の層がＡｌ２Ｏ３からなり、前記第２の層がＺｎ（ｘ）Ｇａ（1-ｘ）Ｏ（ｙ）Ｎ（1-ｙ）（但し０．１≦ｘ≦０．９、０．１≦ｙ≦０．９）からなることを特徴とする請求項１に記載のウルツ鉱型結晶成長用基板。
【請求項１０】
請求項１から９のいずれか一項に記載のウルツ鉱型結晶成長用基板を用いることを特徴とする半導体装置。
【請求項１１】
６回対称軸を有する結晶からなる第１の層の上に、面内配向性を有する金属酸窒化物結晶からなる第２の層を、窒素を含む雰囲気中で形成する工程を有し、
前記第２の層がＩｎ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｇｅ及びＡｌからなる群から選択される少なくとも１つの元素と、ＮとＯとＺｎとを主要元素として含むことを特徴とする、積層構造体を備えたウルツ鉱型結晶成長用基板の製造方法。
【請求項１２】
前記第２の層がスパッタリング法により形成されることを特徴とする、請求項１１に記載のウルツ鉱型結晶成長用基板の製造方法。
【請求項１３】
前記第２の層の製膜速度が１０ｎｍ／ｍｉｎ以下であることを特徴とする、請求項１１または１２に記載のウルツ鉱型結晶成長用基板の製造方法。
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図１１】
【図１２】
【図１３】
【図１４】
【図１５】
【図１６】
【図１７】
【図１８】
【図１】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
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【図８】
【図９】
【図１０】
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【図１２】
【図１３】
【図１４】
【図１５】
【図１６】
【図１７】
【図１８】
【図１】
【公開番号】特開２０１０−１１４４２３（Ｐ２０１０−１１４４２３Ａ）
【公開日】平成２２年５月２０日（２０１０．５．２０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００９−２１３７２５（Ｐ２００９−２１３７２５）
【出願日】平成２１年９月１５日（２００９．９．１５）
【出願人】（０００００１００７）キヤノン株式会社 (59,756)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２２年５月２０日（２０１０．５．２０）
【国際特許分類】
【出願日】平成２１年９月１５日（２００９．９．１５）
【出願人】（０００００１００７）キヤノン株式会社 (59,756)
【Ｆターム（参考）】
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