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特表2024-523693単結晶ウエハの表面をエピタキシャルテンプレートとして作製する方法、そのエピタキシャルテンプレート、およびそのデバイス

書誌要約請求の範囲詳細な説明課題実施例実施するための形態図面の説明

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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公表特許公報(A)

(11)【公表番号】

(43)【公表日】2024-06-28

(54)【発明の名称】単結晶ウエハの表面をエピタキシャルテンプレートとして作製する方法、そのエピタキシャルテンプレート、およびそのデバイス

(51)【国際特許分類】

C30B 29/36 20060101AFI20240621BHJP

C30B 29/38 20060101ALI20240621BHJP

C30B 29/20 20060101ALI20240621BHJP

C30B 29/16 20060101ALI20240621BHJP

C30B 29/22 20060101ALI20240621BHJP

C30B 33/02 20060101ALI20240621BHJP

【ＦＩ】

C30B29/36 A

C30B29/38 C

C30B29/38 D

C30B29/20

C30B29/16

C30B29/22 A

C30B29/22 Z

C30B33/02

【審査請求】有

【予備審査請求】未請求

(21)【出願番号】P 2024500015

(86)(22)【出願日】2021-07-01

(85)【翻訳文提出日】2024-02-29

(86)【国際出願番号】 EP2021068243

(87)【国際公開番号】W WO2023274547

(87)【国際公開日】2023-01-05

(81)【指定国・地域】

(71)【出願人】

【識別番号】500449363

【氏名又は名称】マックス－プランク－ゲゼルシャフトツールフェルデルンクデルヴィッセンシャフテンエー．ファウ．

(74)【代理人】

【識別番号】110002066

【氏名又は名称】弁理士法人筒井国際特許事務所

(72)【発明者】

【氏名】スミンク，アレクサンダーエヴェラルドゥスマリア

(72)【発明者】

【氏名】ブラウン，ヴォルフガング

(72)【発明者】

【氏名】ボスフケル，ヨハネス

(72)【発明者】

【氏名】マイヤー，レナナディーン

【テーマコード（参考）】

4G077

【Ｆターム（参考）】

4G077AA02

4G077BB01

4G077BB02

4G077BB04

4G077BB10

4G077BC01

4G077BC60

4G077BE08

4G077BE13

4G077BE15

4G077FE16

4G077FG11

4G077HA12

(57)【要約】

本発明は、エピタキシャルテンプレートとしてバルク基板の表面を作製する方法、そのようなエピタキシャルテンプレート、およびそのようなエピタキシャルテンプレートを備えるデバイスに関する。
【選択図】図１

【特許請求の範囲】

【請求項1】

単結晶ウエハの表面をエピタキシャルテンプレートとして作製する方法であって、前記表面は、表面原子および／または表面分子を含み、前記単結晶ウエハは、基板成分として２つ以上の元素および／または２つ以上の分子を含む単結晶を含み、前記元素および前記分子の各々は、昇華速度をもち、前記方法は、
・所定のミスカット角およびミスカット方向をもつ単結晶ウエハ基板を提供するステップと、
・前記表面原子および／または前記表面分子が前記表面に沿って再構築および／または移動して、最小の段差密度と、前記所定のミスカット角および前記ミスカット方向に従って配向された段差エッジを有する配置部を形成することができる温度まで前記基板を加熱するステップと、
・最も高い昇華速度をもつ基板成分の原子または分子が前記表面から離脱することができる温度まで前記基板を加熱するステップと、
を含む、方法。

【請求項2】

所与の温度における前記２つ以上の元素および／または前記２つ以上の分子の昇華速度は、互いに異なっている、請求項１に記載の方法。

【請求項3】

前記２つ以上の元素および／または前記２つ以上の分子の昇華温度は、少なくとも２℃の差がある、請求項１または２に記載の方法。

【請求項4】

前記単結晶ウエハを加熱する前記ステップは、処理対象の前記表面から離間した表面で前記単結晶ウエハを加熱する第１の加熱要素を含む２つの加熱要素を備える、請求項１～３のいずれか１項に記載の方法。

【請求項5】

第２の加熱要素が、前記表面の表面材料の最も揮発性の高いフラックスで処理対象の前記表面を照射するためのソースに提供される、請求項４に記載の方法。

【請求項6】

前記フラックスは、選択された基板温度における前記表面からの同じ元素の昇華速度よりも低くなるように選択される、請求項５に記載の方法。

【請求項7】

前記フラックスの強度は、前記基板表面に到達する原子または分子の数と、前記基板表面から離脱する原子または分子の数との間の平衡を提供するように選択される、請求項５または６に記載の方法。

【請求項8】

前記昇華温度は、９５０℃を超える温度である、請求項１～７のいずれか１項に記載の方法。

【請求項9】

前記ミスカット方向を定義することで、複数のエネルギー的に等価な面内表面再構成の単位セルのうちの１つが選択される、請求項１～８のいずれか１項に記載の方法。

【請求項10】

前記単結晶の前記２つ以上の元素および／または前記２つ以上の分子は、Ｓｉ、Ｃ、Ｇｅ、Ａｓ、Ａｌ、Ｏ、Ｎ、Ｏ、Ｍｇ、Ｎｄ、Ｇａ、Ｔｉ、Ｌａ、Ｓｒ、Ｔａ、およびこれらの組み合わせからなる群から選択され、例えば、前記単結晶ウエハは、ＳｉＣ、ＡｌＮ、ＧａＮ、Ａｌ_２Ｏ_３、ＭｇＯ、ＮｄＧａＯ_３、ＬａＡｌＯ_３、ＤｙＳｃＯ_３、ＴｂＳｃＯ_３、ＴｉＯ_２、（ＬａＡｌＯ_３）_０．３（Ｓｒ_２ＴａＡｌＯ_６）_０．３５（ＬＳＡＴ）、Ｇａ_２Ｏ_３、ＳｒＬａＡｌＯ_４、Ｙ：ＺｒＯ_２（ＹＳＺ）、およびＳｒＴｉＯ_３の化合物のうちの１つから作製されることができる、請求項１～９のいずれか１項に記載の方法。

【請求項11】

前記加熱のステップは、１つまたは複数のレーザによって実施される、請求項１～１０のいずれか１項に記載の方法。

【請求項12】

前記加熱のステップは、１０^－８ｈＰａ～１０^－１２ｈＰａの範囲で選択された真空雰囲気中で実施される、請求項１～１１のいずれか１項に記載の方法。

【請求項13】

切断のステップは、機械的切断によって実施される、請求項１～１２のいずれか１項に記載の方法。

【請求項14】

バルク基板から前記単結晶ウエハを切断するステップは、前記バルク基板の結晶面とは異なる切断面において前記表面を切断して、前記単結晶のバルク基板から前記単結晶ウエハを切断することによって実施される、請求項１～１３のいずれか１項に記載の方法。

【請求項15】

前記単結晶ウエハは、前記バルク基板の中心軸に対して０．０１°～０．１°、好ましくは０．０３°～０．０８°、特に０．０５°または少なくとも実質的に０．０５°傾斜した切断面において前記表面を切断することで、前記バルク基板から切断される、請求項１４に記載の方法。

【請求項16】

請求項１～１５のいずれか１項に記載の方法によって処理された単結晶ウエハを提供するステップと、その表面上にさらなる層を堆積させるステップと、を含む、デバイスを形成する方法。

【請求項17】

前記さらなる層は、金属、酸化物、窒化物、水素化物、フッ化物、塩化物、臭化物、ヨウ化物、リン化物、硫化物、セレン化物、水銀系化合物、およびこれらの組み合わせからなる群から選択された材料を含む、請求項１６に記載の方法。

【請求項18】

前記さらなる層は、単一の層として堆積される、請求項１６または１７に記載の方法。

【請求項19】

加熱のステップは、前記表面上にさらなる層を堆積するステップと同じチャンバ内で、任意選択で同じ雰囲気中で実施される、請求項１６～１８のいずれか１項に記載の方法。

【請求項20】

請求項１～１５のいずれか１項に記載の方法によって得られるエピタキシャルテンプレート。

【請求項21】

請求項２０に記載のエピタキシャルテンプレートと、前記エピタキシャルテンプレート上に成長させた１つまたは複数の層と、を有する層構造を備えるデバイス。

【請求項22】

前記１つまたは複数の層のうちの１つ、好ましくは前記１つまたは複数の層のすべては、１００μｓ超、好ましくは１０００μｓ超、より好ましくは１０ｍｓ超の量子ビット緩和時間および量子ビットコヒーレンス時間を有する、請求項２１に記載のデバイス。

【請求項23】

請求項１６～１９のいずれか１項に記載の方法によって得られるデバイス。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、バルク基板の表面をエピタキシャルテンプレートとして作製する方法、そのようにして作製されたエピタキシャルテンプレート、およびそのようなエピタキシャルテンプレートを備えるデバイスに関する。

【0002】

従来、酸化物および窒化物基板ウエハ、例えばサファイアウエハは、化学的に洗浄され、酸素または窒素雰囲気中で最高１２００℃の炉に入れられ、薄膜堆積用のエピタキシャルテンプレートとして作製される。最も純粋な酸素または窒素でさえ、通常、１０^－６体積分率レベルの不純物を含んでおり、ウエハがバルク基板から切り離され、酸素雰囲気に曝されると、これらの不純物と、炉から堆積装置の周囲条件での移動再吸着汚染とが、単結晶ウエハの表面に欠陥を生じさせる。また、多くの酸化物基板では、焼鈍炉の最高温度１２００℃は、この温度での原子の表面移動度がまだ限られているので、構造欠陥を最小限に抑えて所望の最適表面形状を得るには低すぎる。

【0003】

なお、単結晶ウエハが切断される結晶のバルク容積、すなわちバルク基板は、本質的に欠陥がなく、単結晶ウエハを切断するプロセスによって、原子スケールおよびメゾスコピックな欠陥が導入されることに留意されたい。すなわち、バルク基板から単結晶ウエハを切断する際に、バルク基板の結晶構造の平面に沿ってバルク基板を直接切断することは、現在のところ技術的に不可能である。これは、バルク基板から平面的な単結晶ウエハを切断することはできないことを意味する。

【0004】

したがって、結晶面間の式単位の高さの段差が可能な限り少なくなるように、結晶固有の結晶面に沿ってできるだけ近くを切断することが望ましい。

【0005】

また、鋸引き、研削、および研磨のプロセスは、表面または表面近傍における原子をバルク結晶の位置から変位させ、これにより、厳密に周期的な結晶格子内の理想的な位置からの逸脱が生じる。また、表面における結晶格子の面取りは、非飽和化学結合による高い表面エネルギーをもたらし、表面をその周囲からの異物原子に対して非常に反応性の高いものにしている。理想的には、表面原子は、それ自体の中で、あるいはバルク構造に含まれるものと同じ元素の原子とだけ再配列し、科学的に均一で構造的に周期的な、いわゆる再構築された表面を形成する必要がある。再構築された表面は、さらなるエピタキシャル層を堆積するための最良のテンプレートとなる。エピタキシーとは、本質的に単結晶の基板上に本質的に単結晶の層を形成することであり、この層および基板は、界面での相互作用により、特定の相互配向をもつ。

【0006】

また、異なる結晶ウエハ、ひいてはその表面は、特に２つ以上の元素の化合物を含むウエハが使用される場合、異なる結晶構造を有する。結晶構造の表面の１つに対して斜めに切断された場合、その表面に露出する元素は、結晶のバルク構造に含まれる元素種の１つが優勢となる場合があり、最終研磨のステップにおける条件によっては、１つの元素種が他の元素種よりも優勢となり、表面の終端とも呼ばれる状態をもたらす場合がある。

【0007】

したがって、複数の元素を含む結晶では、その表面は、構成種の１つ、またはＳｒＯやＴｉＯ_２などの単位セル以下の分子ブロックで終端することができる。しかしながら、１つの終端（表面における１つの元素の余剰）では、表面の化学的環境およびその温度によって、通常、複数の表面再構成が可能であることから、これはかなり一般的な分類であるといえる。

【0008】

さらに、単一の表面再構成において、表面構造は、通常、いわゆるスーパーセルを有するパターンを採用する。ここで、表面再構成は、下層のバルク単位セルのいくつかにまたがる単位セルを有する２次元周期構造を採用する。これらの表面単位セルは、下層のバルク結晶構造に対して異なる相対配向で配列されることができる。これは、エネルギー的に等価であるので、平均して表面上に等量存在する。例えば、サファイア（Ａｌ_２Ｏ_３）の（０００１）面は、√３１×√３１Ｒ±９°で再構築される場合がある。ここで、下層の結晶構造に対する単位セルの＋９°の回転と－９°の回転の両方が生じる。

【0009】

表面再構成とは、エピタキシャル層の堆積開始時に、新たに到着する原子が最小エネルギー位置を見つけるエネルギー的なランドスケープのことである。そのため、エピタキシャルテンプレート上に成長する層の配向と結晶の完全性に影響を与える。したがって、テラスの段数、終端、表面再構成、および表面再構成の配向領域などの点で、欠陥が可能な限り少ない表面構造は、この表面上に成長するエピタキシャル層として最良のものである。

【0010】

したがって、表面段差の面密度が可能な限り小さく、単一の終端によって覆われ、単一の終端内では単一の表面再構成を有し、表面再構成内ではエネルギー的に等価な配向のうちの１つのみを有する状態で、層を堆積する前に結晶を作製することが望ましい。

【0011】

量子ビットのような、堆積層内およびその上下の層との界面における構造的欠陥の密度が極めて低いことが要求される量子コンポーネントに向けて電子デバイスの小型化が進んでいるが、このような欠陥は、量子ビットや量子効果に基づく他の機能デバイスとしてそのような電子コンポーネントを使用することを制限または防止する。

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0012】

このため、本発明の目的は、単結晶ウエハの表面をエピタキシャルテンプレートとして作製する方法を利用できるようにすることである。ここで、エピタキシャルテンプレートには可能な限り欠陥がなく、特に、エピタキシャルテンプレートは、表面再構成のいくつかの可能な公称エネルギー的に等価な配向のうちの１つのみを有する。また、本発明のさらなる目的は、表面再構成のいくつかの可能な公称エネルギー的に等価な配向のうちの１つのみを有するエピタキシャルテンプレート、および表面再構成のいくつかの可能な公称エネルギー的に等価な配向のうちの１つのみを有するそのようなエピタキシャルテンプレートを備えるデバイスを利用できるようにすることである。さらに、本発明の目的は、可能な限りコスト効率に優れ、そのようなウエハ上で電子コンポーネントを大量生産できる方法を利用できるようにすることである。

【課題を解決するための手段】

【0013】

上記目的は、添付の特許請求の範囲に記載の独立請求項で定義された主題によって達成される。

【0014】

従属請求項には、添付の図面を参照して以下に説明する本発明の好ましい実施形態が記載されている。

【0015】

本発明の方法は、単結晶ウエハの表面をエピタキシャルテンプレートとして作製する方法である。その表面は、表面原子および／または表面分子を含み、単結晶ウエハは、基板成分として２つ以上の元素および／または２つ以上の分子を含む単結晶を含み、各元素および分子は、昇華速度をもつ。該方法は、
・ミスカット角の絶対値およびミスカット角の面内方向をもつ所定のミスカットを有する単結晶ウエハ基板を提供するステップと、
・表面原子および／または表面分子が表面に沿って再構築および／または移動して、最小の段差密度と、所定のミスカット角およびミスカット方向に従って配向された段差エッジを有する配置部を形成することができる温度まで基板を加熱するステップと、
・最も高い昇華速度をもつ基板成分の原子または分子が表面から離脱することができる温度まで基板を加熱するステップと、
・任意選択で、昇華と再昇華速度との平衡が、フラックスの密度を変化させて制御可能に確立されるように、表面に作用する同じ種の原子または分子のフラックスを提供するステップと、
を含む。

【0016】

これに関連して、移動は、表面の再構成が行われる温度とは異なる温度で行われる可能性があるので、基板表面の加熱は、複数のステップにわたって行われる可能性があることに留意されたい。

【0017】

また、これに関連して、表面原子および／または表面分子が表面に沿って再構成および／または移動することができる温度は、最も高い昇華速度をもつ基板成分の原子または分子が表面から離脱することができる温度よりも低いことに留意されたい。

【0018】

また、これに関連して、表面原子および／または表面分子が表面に沿って再構成および／または移動することができる温度と、最も高い昇華速度をもつ基板成分の原子または分子が表面を離れることができる温度との間の温度差は、５０℃超、好ましくは１００℃超、より好ましくは１５０°超、６００℃未満であることに留意されたい。

【0019】

また、これに関連して、ミスカット角とは、バルク基板から単結晶が切断される角度であることに留意されたい。さらに、方向とは、切断が実施されるバルク基板に対する相対的な方向であることに留意されたい。このミスカット角によって、予め作製された表面は、切断の方向に依存するテラス幅とテラス配向をもつことになる。

【0020】

より詳細な定義のために、極方向が結晶面に対して垂直であり、方位角の方向が結晶構造の軸の１つに沿った状態で、ミスカットが定義される結晶面に対して極座標系が取り付けられる。ミスカットの配向は、この座標系におけるミスカット面に対する法線の極角と方位角によって定義される。極角は、ミスカット角の絶対値を定義する。方位角は、ミスカットの方向を定義する。

【0021】

結晶の結晶面からの切断角度（「ミスカット」）の精度を０．０１°未満にすることは難しい。この角度の典型的な絶対値は、０．１°～０．０１°の範囲である。

【0022】

最良の場合、結晶テラス間の段差の最小距離は、表面に沿って約０．１μｍ～数μｍである。ミスカットの絶対値とは別に、その方向は重要であり、本発明の主題である。これは、表面段差が形成される結晶の周期配列に対してどの方向に向いているかによって、対称性の破れが定義され、エネルギー的に等価な、異なる面内表面再構成の配向を選択することができるからである。

【0023】

単結晶ウエハが切断される結晶のバルク容積、すなわちバルク基板には、本質的に欠陥がなく、単結晶ウエハを切断するプロセスによって、欠陥が単結晶ウエハの表面に導入されることに留意されたい。バルク基板から単結晶ウエハを切断する際に、バルク基板の結晶構造の平面に沿ってバルク基板を直接切断することは、現在のところ技術的に不可能である。これは、バルク基板から平面的な単結晶ウエハを切断することはできないことを意味する。結晶はそれぞれ異なる結晶構造を有し、結晶構造の表面の１つに対して斜めに切断、すなわちミスカットされると、基板表面に存在する「自由な」元素、原子、または分子、すなわち結晶構造の結晶格子内に結合していない基板成分は、残りの構造に対して最もエネルギーが低い状態となる。これは、典型的には、残りの構造内で最も低い結合エネルギーが、自由な要素である表面再構成によって採用される状態である。

【0024】

例えばサファイアの場合と同様に、六方晶結晶構造は、「自由な」元素が表面再構成の２つの配向のうちの１つを採用することを可能にする。これは、単結晶ウエハでは、各ウエハがその表面上に２つの表面再構成の配向の等量の領域を有するという効果をもたらす。

【0025】

ＵＨＶ雰囲気中で加熱するステップを適用する際に、表面再構成を所望の方向に向けるように表面再構成の配向を操作することができる。これにより、本質的にすべての表面再構成の単位セルは、その後、２つの配向のうちの１つのみに向けられ、表面の自由元素の配向が単一である、これまで不可能であった単結晶ウエハを形成することができる。

【0026】

これに関連して、昇華速度は、表面原子および／または表面分子が単結晶ウエハの表面から蒸発、すなわち脱離または揮発する速度、すなわち所定の温度で単位面積（ｃｍ^２）当たり表面から離れる速度（１秒当たりの原子または分子）であることに留意されたい。このプロセスの逆は、作用する原子または分子のフラックスからの原子または分子の吸着であり、これも単位時間（秒）および単位面積（ｃｍ^２）当たりの原子または分子である。

【0027】

本発明の本質は、面内段差の配向による対称性の破れが、表面再構成の異なる面内配向のうちの１つだけを形成するように表面を強制することである。

【0028】

基板の結晶配向を受け継いだ結晶層（エピタキシャル層）は、表面再構成の配向が異なる場合、異なる面内配向で成長する可能性がある。これは、エピタキシャル層の欠陥につながる。本発明において、表面再構成の配向を１つだけにすることで、この問題を回避することができる。これは、基板の原子または分子が、ミスカット角の絶対値によって定義される平均幅を有するテラス系を形成するために、表面に沿って十分に移動可能になる温度まで基板を加熱することによって達成される。基板は、さらに加熱されて、最も昇華速度の高い成分が表面から離脱し、単一の終端が形成され、表面が再構成される。これは、最も高い昇華速度をもつ成分のフラックスを供給することによって、可逆的に制御され得る。この条件下では、ミスカット角の面内配向によって定義される段差エッジの面内配向によって引き起こされる対称性の破れが、この手順によって選択可能な表面再構成のいくつかの面内配向のうちの１つだけを選択させる。

【0029】

したがって、本明細書に記載の方法を実施する際に、ミスカット方向を定義することで、複数のエネルギー的に等価な面内表面再構成の単位セルのうちの１つを選択することができる。

【0030】

ミスカットは、基板を注文する際に指定することができ、通常、０．０１度までのものである。通常、切断精度は悪化し、同じ基板から複数のウエハを切断する場合でも変動し、ミスカットは製造可能な精度よりもはるかに高い精度で測定できるため、多くのサプライヤが行っているのは、切断および研磨のプロセス後にウエハを選別することである。これは顧客には知られていない可能性がある。顧客は、特定のミスカットを注文し、所与の公差値でそれを受け取ることができる。

【0031】

本発明は、２つ以上の元素または式単位を含む単結晶上に単一の領域で再構築された表面を作製する方法を提供する。これは、２つのステップで達成される。まず、最も揮発性の高い元素または分子、すなわち最も高い昇華速度を有する基板成分の周囲圧力を調整しながら結晶を加熱し、表面を平衡状態にする。焼鈍温度と元素または分子の過圧力との組み合わせにより、結晶は、特定の表面化学的性質をもつ表面のみを露出させるので、表面に垂直な下層のバルク結晶周期性の大きな分数または整数倍のテラス段差が形成される。次に、単一の表面配向が、低エネルギーの結晶面に近い結晶表面のミスカットによって課され、この構造の１つの面内配向の優位性を強制する対称性の破れを誘発して、単一の表面再構成配向をもつ表面の作製を可能にする。このようなテンプレートは、エネルギー的には等価であるが構造的には不一致である共通の領域構造を有さない後続の層のエピタキシャル成長に使用され得る。

【0032】

このように、本明細書に記載の方法を用いると、エピタキシャルテンプレートを表面に有する単結晶ウエハが形成される。これにより、例えば量子コンピュータに使用可能な小型電子回路の製造にも単結晶ウエハを提供することができる。

【0033】

また、本発明による方法を用いた場合と同様に、超高真空（ＵＨＶ）中で単結晶ウエハの表面の原子を昇華させて表面を焼鈍した場合、バルク結晶の組成に含まれない表面上の異物原子の昇華速度の範囲の温度で単結晶ウエハを処理した場合と比較して、単結晶ウエハの表面上の異物原子に起因する欠陥の量を少なくとも１桁低減させることができる。

【0034】

これに関連して、単結晶ウエハを加熱する前に、洗浄ステップを実施してもよいことに留意されたい。これにより、単結晶ウエハの切断およびその後の研磨後に単結晶ウエハの表面に存在する可能性のある炭化水素（グリス）などの不純物を低減させることができる。この洗浄ステップは、溶剤の使用、および／または単結晶ウエハを真空システムに導入して脱気することが含まれてもよい。

【0035】

所与の温度における２つ以上の元素および／または２つ以上の分子、すなわち基板成分の昇華速度は、互いに異なっていてもよい。このようにして、薄膜上に成長させように意図されている薄膜に合わせた単結晶ウエハを選択できるように、基礎となる結晶構造を調整することができる。すなわち、格子対称性、格子定数、表面再構成、および表面終端などの側面のうちの１つまたは複数、好ましくはすべてにおいて、薄膜と同じか、薄膜からの逸脱が１０％未満である単結晶ウエハを基板として使用した場合、薄膜を成長させることができることが判明している。

【0036】

単結晶ウエハ上に成長させる薄膜が下層の基板と可能な限り類似している場合、薄膜を可能な限り欠陥のない状態で成長させることができる。

【0037】

２つの層を互いに一致させるために、単結晶ウエハ上に所望の薄膜を適用する前に、バッファ層を成長させる必要がある場合がある。

【0038】

２つ以上の元素および／または２つ以上の分子の昇華温度は、少なくとも２℃の差がある。このような温度差は、基板温度の選択によって容易に調整され得る。

【0039】

単結晶ウエハを加熱するステップは、単結晶ウエハを処理対象の表面から離間した表面、すなわちウエハの裏面で加熱する第１の加熱要素を含む少なくとも２つの加熱要素を備える。

【0040】

ウエハのこの裏面の加熱は、典型的には、基板加熱レーザとしても知られている赤外線レーザなどのレーザを使用して実施される。

【0041】

単結晶ウエハは、レーザ放射の吸収を補助するために、裏面に粗い表面を有するように作製されてもよい。この裏面にレーザを照射して、通常１０００℃をはるかに超える高温に加熱する。可視波長で透明な基板結晶の多くは、長赤外波長で良好に吸収されるので、約１０μｍのＣＯ_２レーザが使用されてもよい。温度は、ウエハの裏面に向けられたパイロメータで制御される。

【0042】

基板の裏面は、バルク結晶からの切断後、さらなる研削や研磨のステップを実施しないか、粗研削を行うか、加熱レーザの波長以上の長さスケールで、平均表面から局所的に大幅に逸脱する表面粗さを生成する他の手順によって、粗面化される。

【0043】

電磁放射を、後続の層が堆積される側から処理対象の表面に照射することで、第２の加熱要素が提供されてもよい。この放射は、別の外部放射であってもよく、ソース材料の加熱によって生成された放射であってもよい。

【0044】

第２の加熱要素は、表面材料の最も揮発性の高い成分のフラックスで処理対象の表面を照射するためのソースに供給されてもよい。ここで、特にフラックスは、選択された基板温度における表面からの同じ昇華速度よりも低くなるように選択される。

【0045】

フラックスの強度は、基板表面に到達する原子または分子の数と、基板表面から離脱する原子または分子の数との間の平衡を提供するように選択され得る。このようにして、フラックスは、基板の表面に圧力を加える。この圧力は、基板の表面でさらなる空隙が発生するのを防ぐため、または場合によっては基板表面における空隙を埋めるために、基板から離脱する原子または分子によって生じる圧力と相殺される。

【0046】

同じ種の連続的なフラックスで表面を照射することで、表面から離脱する原子と表面に到達する原子との間の所定のフラックス平衡を得ることができる（化学ポテンシャル）。このステップにより、通常、エネルギー的に異なる面内配向を有する場合がある平衡表面再構成が得られる。揮発性成分のフラックスを減少または増加させることにより、表面原子／分子の化学ポテンシャルを両方向にシフトさせることができるので、このようにして化学ポテンシャルに依存した異なる可能性のある表面再構成の作製と選択を可逆的に行うことができる。同じ種の連続的なフラックスで表面を照射することなく、基板温度を上昇させた状態で表面から揮発性種を昇華させることで、揮発性成分の表面減少に向かう方向の表面再構成を順次作製することのみができる。

【0047】

揮発性は、単位時間当たりに表面から蒸発する原子の数を表し（昇華速度）、一方向にしか作用しない。単結晶ウエハが真空雰囲気に曝される場合、すなわち、該プロセスが真空中で実施される場合、表面から離脱する基板成分が最終的にさらなる不要な欠陥をもたらす可能性があるので、原子を表面に作用させる材料のフラックスが提供されることで、その損失を補うことができる。

【0048】

フラックスは、単結晶ウエハの格子構造の元素が格子構造から離脱するのを防止する圧力を表面に導入し、実際、吸着、表面移動、および取り込みによって、基板成分を「自由な」格子間隔に再導入するためにも使用され得る。

【0049】

このように、加熱ステップを２段階で行うことができる。第１段階は、構造の原子を整列させるために実施され、第２段階は、原子が基板から離脱しないようにするために実施され、これにより、異なる表面再構成をもつ揮発性元素の特定の濃度を定義することができる。

【0050】

任意選択で、昇華温度は、９５０℃を超える温度である。理想的には、対応するレーザを使用することで、このような温度を区別および／または設定することができる。昇華フラックス（蒸気圧）は温度ともに指数関数的に増加する。昇華速度が結晶成長に有用な実質的な値に到達する温度は明確に定義されており、通常、１００秒未満で結晶表面上の原子層の１つの昇華に対応する。

【0051】

結晶の２つ以上の元素および／または２つ以上の分子は、Ｓｉ、Ｃ、Ｇｅ、Ａｓ、Ａｌ、Ｏ、Ｎ、Ｏ、Ｍｇ、Ｎｄ、Ｇａ、Ｔｉ、Ｌａ、Ｓｒ、Ｔａ、およびこれらの組み合わせからなる群から選択されてもよい。例えば、単結晶ウエハは、ＳｉＣ、ＡｌＮ、ＧａＮ、Ａｌ_２Ｏ_３、ＭｇＯ、ＮｄＧａＯ_３、ＬａＡｌＯ_３、ＤｙＳｃＯ_３、ＴｂＳｃＯ_３、ＴｉＯ_２、（ＬａＡｌＯ_３）_０．３（Ｓｒ_２ＴａＡｌＯ_６）_０．３５（ＬＳＡＴ）、Ｇａ_２Ｏ_３、およびＳｒＴｉＯ_３の化合物のうちの１つから作製され得る。このような化合物は、量子コンポーネントの形成に特に適していることが見出されている。

【0052】

加熱のステップは、１つまたは複数の形態の電磁放射を提供する１つまたは複数のレーザによって実施されてもよい。有利には、レーザは、基板を所望の定義された温度に加熱するために使用され、その使用は比較的簡単である。

【0053】

加熱のステップは、１０^－８ｈＰａ～１０^－１２ｈＰａの範囲で選択された真空雰囲気中で実施されてもよい。チャンバが生成できるものであればなんでもよいが、最小のガス密度を有する雰囲気を使用することで、単結晶ウエハの表面における欠陥の数を最小限に抑えることができる。

【0054】

切断のステップは、例えば、鋸刃または任意にダイアモンド層でコーティングしたワイヤを使用する機械的切断によって実施される。特に、バルク基板から単結晶ウエハを切断するステップは、バルク基板の結晶面とは異なる切断面において表面を切断して、単結晶のバルク基板から単結晶ウエハを切断することによって実施されてもよい。

【0055】

このようにバルク基板を切断することで、単結晶ウエハの所望の用途に合わせて、表面テラスの形状およびサイズを予め定義し、選択することができる。例えば、バルク基板の中心軸に対して０．０１°～０．１°、好ましくは０．０３°～０．０８°、特に０．０５°または少なくとも実質的に０．０５°傾斜した切断面において表面を切断することで、バルク基板から単結晶ウエハを切断することができてもよい。

【0056】

また、本発明のさらなる態様は、本明細書に記載の方法によって処理された単結晶ウエハを提供するステップと、その表面上にさらなる層を堆積させるステップと、を含むデバイスを形成する方法に関する。このようにして、デバイスを形成する薄膜は、この目的のために使用される従来の単結晶ウエハよりも欠陥の数が少ないエピタキシャルテンプレート上に成長されるので、可能な限り欠陥のないデバイスが得られる。

【0057】

さらなる層は、基板と同じ材料、金属、例えばＡｌ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｆｅ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｇｅ、酸化物、窒化物、水素化物、フッ化物、塩化物、臭化物、ヨウ化物、リン化物、硫化物、セレン化物、水銀系化合物、およびこれらの組み合わせからなる群から選択された材料を含んでもよい。多くの場合、ホモエピタキシャル層と呼ばれる基板と同じ材料のエピタキシャル層は、基板そのものよりも低い欠陥密度を有するように成長させることができる。したがって、同じ材料のバッファ層は、裸の基板表面よりも良好なテンプレートを提供することができる。

【0058】

さらなる層は、単一の層として堆積されてもよく、１つまたは複数の種類の材料を含む多層構造として堆積されてもよい。このようにして、特定の種類の用途のための特定の種類のデバイスを形成することができる。

【0059】

理想的には熱レーザエピタキシーによって、ウエハの前面に向けて対応する材料を蒸発させることで、１つまたは複数のさらなる層を単結晶基板上に成長させてもよい。しかしながら、分子ビームエピタキシー、パルスレーザ堆積、スパッタリング、その他の種類の物理的または化学的蒸着、例えば原子層堆積、有機金属ＣＶＤなど、他のよく知られた成長方法を採用することもできる。

【0060】

加熱のステップは、表面上にさらなる層を堆積するステップと同じチャンバ内で、任意選択で同じ雰囲気中で実施されてもよい。このようにして、単結晶ウエハが作製されるのと同じ反応チャンバ内で、１つまたは複数の層をｉｎｓｉｔｕで直接成長させることができる。これにより、洗浄された単結晶ウエハが反応チャンバ間で移動される場合に、そのウエハに導入される可能性のある欠陥の数を低減させることができる。

【0061】

また、本発明のさらなる態様は、エピタキシャルテンプレートと、エピタキシャルテンプレート上に成長させた１つまたは複数の層と、を有する層構造を備えるデバイスに関する。このようなデバイスでは、従来技術のデバイスと比較して、欠陥の数を大幅に低減させることができる。

【0062】

上述した方法で処理された基板上に成長させることができる１つまたは複数の層のうちの１つ、好ましくは１つまたは複数の層のすべては、１００μｓ超、好ましくは１０００μｓ超、より好ましくは１０ｍｓ超の量子ビット緩和時間および量子ビットコヒーレンス時間を有してもよい。このような層は欠陥の数が非常に少ないか、好ましくは欠陥がなく、これにより、このデバイスを量子ビットとして使用することができる。

【図面の簡単な説明】

【0063】

以下、本発明の実施形態および添付の図面を参照して、本発明を詳細に説明する。

【図1】単一の真空チャンバを備える熱レーザエピタキシー用途のための反応チャンバを示す図である。

【図2】第１および第２の反応容積を画定する第１および第２の真空チャンバを備える熱レーザエピタキシー用途のための反応チャンバを示す図である。

【図3】複雑な単結晶固体の段差のある表面の断面図であり、黒色と白色はそれぞれ異なる原子または分子種を示す。

【図4】基板の表面の段差の高さまたは表面化学的性質の不一致によるエピタキシー不良を示す図である。

【図5】基板の表面のバルク周期性に対応する段差高さを有するレジストリにおけるエピタキシーを示す図である。

【図6】「白色」終端の結晶表面を示す図である。

【図7】「黒色」終端の結晶表面を示す図である。

【図8】「黒色」材料の分数的追加被覆としての表面再構成を模式的に示す図である

【図9】表面再構成の２つの鏡面対称単位セルを示す図である。

【図10】下層の結晶構造と完全に整列したテラスのあるシステムを示す図である。

【図11】立方晶の面内結晶軸（図では水平軸および垂直軸）からわずかに離れた方向に向けられたミスカットを示す図である。

【図12】面内結晶軸から４５°ずれた方向のミスカットを示す図である。

【図13】２つの可能な表面単位セルの配向のうちの１つを優先するように、表面ミスカットによる対称性の破れを使用した場合の図である。

【図14】固体コンポーネントを作製する基本ステップを示す図である。

【図15】バッファ層を追加する追加のステップを示す図である。

【図16】２つの材料ソースを用いて薄膜を堆積するステップを示す図である。

【図17】カバー層を追加する追加のステップを示す図である。

【図18】量子デバイスの第１の実施例を示す図である。

【図19】量子デバイスの第２の実施例を示す図である。

【図20】Ａｌ_２Ｏ_３の√３１×√３１の表面再構成のＲＨＥＥＤパターンを示す図であり、基板の主結晶軸に対して単一の回転配向を有する。基板は、１×１０^－６ｈＰａのＯ_２雰囲気中、１７００℃で２００秒間焼鈍され、この雰囲気で２０℃まで急速に冷却された。基板の主結晶軸の１つにＲＨＥＥＤビームを沿わせ、２０℃で撮影した画像である。

【図21】図２０と同じ試料を反時計回りに９°回転させた後のＲＨＥＥＤパターンを示す図である。

【図22】Ａｌ_２Ｏ_３の√３１×√３１の表面再構成のＲＨＥＥＤパターンを示す図であり、基板の主結晶軸に対して両方向の回転配向を有する。基板は、０．７５×１０^－１ｈＰａのＯ_２雰囲気中、１７００℃で２００秒間焼鈍され、この雰囲気で２０℃まで急速に冷却された。基板の主結晶軸の１つにＲＨＥＥＤビームを沿わせ、２０℃で撮影した画像である。

【図23】本発明の表面処理プロセスのＡｌ_２Ｏ_３表面のＡＦＭ顕微鏡写真である。基板は、１×１０^－６ｈＰａのＯ_２雰囲気中、１７００℃で２００秒間焼鈍され、この雰囲気で２０℃まで急速に冷却された。

【図24】図２２の線に沿って抽出した高さプロファイルを示す図である。

【図25】本発明の方法で作製されたＡｌ_２Ｏ_３基板上に成長した厚さ５０ｎｍ（画像中の参照バーの長さの４０分の１）のＴａ薄膜のＡＦＭ顕微鏡写真である。基板を、堆積前に超高真空（圧力＜１０^－１０ｈＰａ）中、１７００℃で２００秒間焼鈍した。Ｔａ膜を、局所的に溶融したＴａ金属ソースから圧力＜２×１０^－１０ｈＰａ、１２００℃の基板温度で成長させた。

【図26】本発明の方法で作製されたＡｌ_２Ｏ_３基板上に成長した厚さ１０ｎｍのＴａ薄膜の上面からのＳＥＭ顕微鏡写真である。基板を、堆積前に超高真空（圧力＜１０^－１０ｈＰａ）中、１７００℃で２００秒間焼鈍した。Ｔａ膜を、圧力＜２×１０^－１０ｈＰａ、１２００℃の基板温度で成長させた。

【図27】本発明の方法で作製されたＡｌ_２Ｏ_３基板上に成長した厚さ５０ｎｍのＴａ薄膜のＸＲＤ回折パターンを示す図である。基板を、堆積前に超高真空（圧力＜１０^－１０ｈＰａ）中、１７００℃で２００秒間焼鈍した。Ｔａ膜を、圧力＜２×１０^－１０ｈＰａ、１２００℃の基板温度で成長させた。Ｔａ膜のα－Ｔａ（１１０）／（２２０）等価面のみが、基板のピークとともに、表面に垂直な方向に見える。これは、完全なエピタキシャル整列に対応するＴａ膜の単一の面外配向を確認することができる。

【図28】ＴＬＥによって室温でエピタキシャル配向なしでＳｉテンプレート上に成長したＮｂ膜を示す図である。堆積時間は４０分であった。層の厚さは２０ｎｍであった。基板温度が低く、クリーンなエピタキシャルテンプレートがないので、多数の欠陥を含む無秩序な柱状膜構造が作製された。

【図29】一定のレーザ出力および酸素－オゾンガス流を使用して、Ｔｉのレーザ蒸発中に測定されたチャンバ圧力Ｐ_ｏｘを示す図である。

【図30】ＴＬＥによってＳｉ（１００）基板上に成長した（ａ）Ｔｉ酸化膜、（ｂ）Ｆｅ酸化膜、（ｃ）Ｈｆ酸化膜、（ｄ）Ｖ酸化膜、（ｅ）Ｎｉ酸化膜、および（ｆ）Ｎｂ酸化膜の微小角入射Ｘ線回折パターンを示す図である。各酸化物の予想された回折ピーク位置は、各図において灰色の線で示されている。

【図31】ＴＬＥによって堆積された複数の酸化膜の断面図ＳＥＭ画像である。各パネルはＰ_ｏｘの値を示す。ほとんどの膜は柱状構造を有する。

【図32】複数のＰ_ｏｘ値に対する（ａ）ＴＬＥ堆積Ｔｉ酸化物および（ｂ）ＴＬＥ堆積Ｎｉ酸化膜の微小角入射Ｘ線回折パターンを示す図である。Ｐ_ｏｘが増加するにつれて、Ｔｉソースはルチル相およびアナテーゼ相のＴｉＯ_２膜を作製し、Ｎｉソースは、部分的に酸化されたＮｉ／ＮｉＯ膜を作製する。（ａ）の灰色の線と紫色の実線の星は、ＴｉＯ_２ルチル相とアナテーゼ相の予想される回折ピーク位置をそれぞれ示す。（ｂ）の灰色の線は、立方晶ＮｉＯの予想されるピーク位置を示す。

【図33】複数のＰ_ｏｘで測定した（ａ）Ｔｉ（酸化物）および（ｂ）Ｎｉ（酸化物）の堆積速度を示す図である。Ｔｉの堆積速度はＰ_ｏｘの増加とともに増加する一方で、ＮｉでＰ_ｏｘ＞１０^－３ｈＰａの増加は蒸発プロセスをほとんど抑制している。

【発明を実施するための形態】

【0064】

図１は、第１の反応容積１４を画定する単一の真空チャンバ１２を備える熱レーザエピタキシー用途のための反応チャンバ１０を示している。反応チャンバ１０は、周囲雰囲気、すなわち、実験室、工場、またはクリーンルームなどに対して密閉され得る。真空チャンバ１２は、１０^１ｈＰａ～１０^－１２ｈＰａの範囲の圧力に加圧することができ、当業者には知られている純粋に理想的な条件では、真空チャンバ１２の外に向けられた矢印で模式的に示すように、真空チャンバ１２から空気を抽出する適切な真空ポンプ１８を使用して、１０^－８ｈＰａ～１０^－１２ｈＰａの範囲の圧力に加圧することができる。

【0065】

必要に応じて、プロセスガスＧは、真空チャンバ１２内に向けられた矢印に沿って、ガス供給部２０から真空チャンバ１２内に導入され得る。反応ガスとしても知られるプロセスガスＧは、酸素、オゾン、プラズマ活性化酸素、窒素、プラズマ活性化窒素、水素、Ｆ、Ｃｌ、Ｂｒ、Ｉ、Ｐ、Ｓ、Ｓｅ、およびＨｇなどのガス、またはＮＨ_３、ＳＦ_６、Ｎ_２Ｏ、ＣＨ_４などの化合物から選択され得る。プロセスガスＧの圧力は、１０^－８ｈＰａから周囲圧力の範囲で選択され、純粋に理想的な条件では、１０^－８ｈＰａ～１ｈＰａの範囲で選択され得る。

【0066】

真空ポンプ１８は、任意のガス供給部２０とともに、反応チャンバ１０内にそれぞれの反応雰囲気、すなわち、所定のガス雰囲気と任意に組み合わされた真空を提供する。

【0067】

反応チャンバは、基板２４を配置することができる基板配置部２２を備える。実際には、複数の基板配置部２２を設けることができ、且つ／または１つまたは複数の基板配置部２２上に複数の基板２４を配置することができる。

【0068】

使用される基板２４は、典型的には、単結晶ウエハであり得、ウエハの材料は、典型的には、ＳｉＣ、ＡｌＮ、ＧａＮ、Ａｌ_２Ｏ_３、ＭｇＯ、ＮｄＧａＯ_３、ＤｙＳｃＯ_３、ＴｂＳｃＯ_３、ＴｉＯ_２、（ＬａＡｌＯ_３）_０．３（Ｓｒ_２ＴａＡｌＯ_６）_０．３５（ＬＳＡＴ）、Ｇａ_２Ｏ_３、およびＳｒＴｉＯ_３からなる群から選択される。このような単結晶ウエハは、典型的には、固体コンポーネントの作製に使用され、量子ビットなどの量子コンポーネントの作製には興味深い候補である。

【0069】

単結晶ウエハの形態で存在し得る基板２４のコーティングおよび前処理の間に、基板２４は、基板加熱レーザ２６を使用して加熱される。

【0070】

基板加熱レーザ２６は、典型的には、赤外線領域における波長、具体的には１μｍ～２０μｍ、特に約８μｍ～１２μｍの範囲で選択された波長で動作する赤外線レーザである。このような波長は、例えば、ＣＯ_２レーザ２６を介して利用可能である。

【0071】

基板加熱レーザ２６は、典型的には、基板２４の裏面５０を介した間接加熱により、基板２４の基板表面４８、すなわち、基板２４の表側を加熱する。これにより、基板表面４８は、９００℃～３０００℃、特に１０００℃～２０００℃の範囲の温度に加熱され得る。これにより、基板加熱レーザ２６の強度は、最も高い昇華速度を有する基板成分の昇華速度および昇華温度に依存して、様々な所望の温度を達成するために変化する。

【0072】

典型的には、基板加熱レーザ２６の強度は、基板サイズが５×５ｍｍ^２または１０×１０ｍｍ^２の場合、４Ｗ～１ｋＷの範囲で変化させることができる。必要な処理温度に到達するためには、１０×１０ｍｍ^２のサファイア基板で２０００℃に達するのに１００Ｗ、１０×１０ｍｍ^２のＳｒＴｉＯ_３基板で１４００℃に達するのに５００Ｗが必要である。必要な温度は、大きく異なる。プランクの法則によれば、面積当たりの放射電力は、材料の特性である材料のエミッタンスに依存し、Ｔ^４として温度に依存する。これは、必要な電力が温度とともに劇的に増加することを意味する。

【0073】

本発明によるエピタキシャルテンプレートの作製に必要な温度範囲に対応するために、基板上の必要な最大出力密度は１ｋＷ／ｃｍ^２であり、例えば、２０００℃のサファイアでは約１００Ｗ／ｃｍ^２など、かなり小さい値であることがわかる。

【0074】

温度に対するＴ^４の劇的な依存性により、基板加熱レーザは、同時に、基板作製のために低温を必要とする材料、特に低温での基板テンプレート上のエピタキシャル層の堆積のために、安定した低出力レベルを維持する能力を有する高いダイナミックレンジを必要とする。

【0075】

また、基板２４は、前面、側面、または別の方向から加熱されてもよいことに留意されたい。加熱手段に応じて、基板成分の１つ、すなわち、基板を形成する元素の１つが、加熱ステップ中に基板表面４８に沿って移動することができ、所望のエピタキシャルテンプレート６０を生成するために基板表面４８から脱離または昇華することができるように、基板表面４８の温度が９００℃～３０００℃の範囲内で加熱され得ることが単に保証されるべきである（以下、例えば、図５～図７を参照）。

【0076】

基板表面４８の温度は、パイロメータなど（図示せず）を使用して測定され得る。

【0077】

両方向の矢印２８で示すように、基板配置部２２は、適切な装置（図示せず）を使用して真空チャンバ１２に対して出し入れされ得る。

【0078】

基板２４を薄膜６２の１つまたは複数の層でコーティングするために（添付の図１４～図２０参照）、反応チャンバ１０は、ソース配置部３４に配置された第１のソース要素３０および第２のソース要素３２をさらに備える。これらのソース要素３０および３２は、単一のソース要素３０の別個のコンポーネント部分として設けられ得る。

【0079】

なお、これに関連して、それぞれのソース３０および３２は、薄膜６２の堆積のために使用されるそれぞれの真空チャンバ１２内で選択された温度および圧力において固体であれば、周期表の任意の元素から選択され得ることに留意されたい。

【0080】

また、これに関連して、元素が薄膜６２として二元酸化物を堆積させるために約１０％の反応雰囲気として酸素／オゾン混合物中で堆積される場合、それぞれのソース３０および３２のための好ましい材料は、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｙ、Ｒｈ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｉｒ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｅｕ、Ｃｅ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｐｔ、およびＡｕであることに留意されたい。単結晶薄膜６２を堆積させるために、典型的には真空雰囲気が使用される。

【0081】

第１のソース要素３０および第２のソース要素３２にそれぞれ向けられた第１のソース加熱レーザ３６および第２のソース加熱レーザ３８も提供される。第１のソース加熱レーザ３６および第２のソース加熱レーザ３８によって、第１のソース要素３０および第２のソース要素３２において異なる蒸発および／または昇華温度が利用可能になる。

【0082】

第１のソース加熱レーザ３６および第２のソース加熱レーザ３８によって、典型的には、第１のソース要素３０および第２のソース要素３２において、２８０ｎｍ～２０μｍの範囲で選択された波長のレーザ光が利用可能になる。金属ソースの場合、短い波長で金属の吸収率が増加するので、ソース加熱レーザ３６および３８によって、３５０ｎｍ～８００ｎｍの範囲で選択された波長範囲の光が利用可能になることが好ましい。５１５ｎｍを下回る短い波長の高出力レーザはまだ商業的に利用可能ではないが、低出力測定に従って３００ｎｍで最も高い吸収率が予想される。この波長のレーザが利用可能になれば、ソース加熱レーザの好ましい波長は３００ｎｍ±２０ｎｍとなる。

【0083】

さらに、これに関連して、レーザ２６、３６、および３８は、パルスモードで動作することができるが、連続放射ソースとして使用されることが好ましいことに留意されたい。連続レーザ２６、３６、および３８は、単位時間当たりの導入エネルギーが、ソース３０および３２を損傷させる可能性があるパルスソースよりも少ない。

【0084】

第１のソース要素３０および第２のソース要素３２から元素を昇華および／または蒸発させ、これらが基板２４のコーティングのために基板表面４８にそれらが到達するようにするために、第１のソース加熱レーザ３６および第２のソース加熱レーザ３８の適切な強度を選択する必要がある。この強度は、基板表面４８からの第１のソース要素３０および第２のソース要素３２の距離に依存する。基板表面における所与のフラックス密度に対して、第１のソース要素３０および第２のソース要素３２が基板表面４８から離れるおよび／または基板表面４８に向けて移動するにつれて、強度は増加および／または減少する。

【0085】

本実施例において、基板表面４８は、それぞれの第１のソース要素３０および第２のソース要素３２から６０ｍｍ離れて配置される。レーザの強度は、第１のソース要素３０および第２のソース要素３２と基板表面４８との間の距離の２乗にほぼ相関する。したがって、第１のソース要素３０および第２のソース要素３２と基板表面４８との間の距離を２倍増加させるためには、レーザの強度を約４倍増加させる必要がある。

【0086】

したがって、以下に指定する強度は、第１のソース要素３０および第２のソース要素３２と基板表面４８との間の距離が６０ｍｍの場合である。より大きな距離が選択された場合、第１のソース加熱レーザ３６および第２のソース加熱レーザ３８のそれぞれの強度を増加させる必要があり、距離が減少された場合はその逆となる。

【0087】

一般に、基板加熱レーザ２６、第１のソース加熱レーザ３６、および第２のソース加熱レーザ３８によって、レーザ光が利用可能になり、特に１０ｎｍ～１００μｍの範囲の波長を有するレーザ光、好ましくは可視または赤外線範囲で選択された波長を有するレーザ光、特に２８０ｎｍ～１．２μｍの範囲の波長を有するレーザ光が利用可能になる。これらのレーザ２６、３６、および３８によって、第１の電磁放射、および／または第２の電磁放射、および／または第３の電磁放射、および／または他のタイプの電磁放射が利用可能になる。

【0088】

第１のソース加熱レーザ３６および第２のソース加熱レーザ３８は、第１のソース要素３０および第２のソース要素３２を第１の材料および／または第２の材料のプラズマ閾値を下回る温度まで加熱することで、第１のソース要素３０および第２のソース要素３２から第１の材料および第２の材料を蒸発および／または昇華させるために設けられる。

【0089】

昇華および／または蒸発したソース材料がチャンバの入射窓５２に堆積するのを防止する遮蔽部として機能する遮蔽開口部４０が、真空チャンバ１２に模式的に示されている。このような材料の層が窓５２上に堆積した場合、それぞれのレーザ２６、３６、および３８は、窓上に吸収されたその材料を補償するために、時間の経過とともに適合される必要がある。

【0090】

また、遮蔽開口部４０は、レーザ２６、３６、および３８のうちの１つの反射レーザ光が、それぞれのレーザ２６、３６、および３８を破壊する可能性のあるレーザ２６、３６、および３８のうちの１つに再び集光されるのを防止するための遮蔽部として機能することができる。

【0091】

また、遮蔽開口部４０は、それぞれのレーザ２６、３６、および３８の１つまたは複数のビーム成形システムの一部を形成することができる。したがって、これは、第１のソース加熱レーザ３６および第２のソース加熱レーザ３８からのそれぞれの電磁放射を反応チャンバ１０に結合し、且つ第１のソース要素３０および第２のソース要素３２に結合するための結合手段として使用され得る。

【0092】

一般に、さらなる結合手段として、それぞれのレーザ光を反応チャンバ１０に結合するために、レーザ２６、３６、および３８の各々と反応チャンバ１０との間に窓５２がそれぞれ配置される。

【0093】

これは、結合手段が、レーザ２６、３６、および３８のうちの１つからの光を反応チャンバに、すなわち、基板２４上および第１のソース要素３０および第２のソース要素３２のうちの１つまたは複数の上に、その意図された用途のために結合されるように使用され得る、任意の種類の光学要素またはレーザ光ビーム成形要素を備えることができることを意味する。

【0094】

なお、これに関連して、反応チャンバ１０は、単一のソース要素３０、または２つ以上のソース要素３０および３２を備えてもよく、さらなるソース要素によって、反応チャンバ１０内の１つまたは複数の基板２４上に堆積させることができる同じ種類または別の種類のさらなる材料が利用可能になることに留意されたい。

【0095】

また、これに関連して、２つ以上のソース要素３０および３２が真空チャンバ１２内で利用可能である場合、それぞれのソース要素３０および３２の材料を含む薄膜６２の昇華および／または蒸発のために、第１のソース加熱レーザ３６および第２のソース加熱レーザ３８のうちの１つからのレーザ光は、一方のソース要素３０および３２に向けられるが、他方のソース要素３２および３０には向けられないことに留意されたい。

【0096】

このプロセスは、基板２４上に複数の異なる層および多層、ならびに合金または複合構造を形成するために、真空チャンバ１２内に設けられた各ソース要素に対して繰り返され得る。

【0097】

同様に、複数のソース要素３０および３２からソース材料を同時に昇華および／または蒸発させて、基板２４の表面４８上に化合物を堆積させるための薄膜６２を基板２４の表面４８上に堆積させるために、第１のソース加熱レーザ３６および第２のソース加熱レーザ３８のうちの１つからのレーザ光、ならびに第３のソース加熱レーザが、ソース要素３０および３２の両方、ならびに提供される場合にはさらなるソース要素に向けられ得る。

【0098】

したがって、薄膜６２または基板２４上に堆積した層の材料は、蒸発および／または昇華した材料と反応雰囲気の成分との反応生成物であり、すなわち、プロセスガスＧと反応した化合物が提供された場合、または昇華および／または蒸発が真空中で実施された場合、単一の材料の薄膜６２である。

【0099】

後述するように、真空チャンバ１２内にいくつのソース要素３０および３２が設けられ、所与の時間でレーザ光が照射されるにもかかわらず、プロセスガスは、真空チャンバ内に導入され、蒸発および／または昇華したソース材料とプロセスガスとの反応をもたらして、酸化物など、ソース材料とプロセスガスとの化合物から形成される薄膜を生成することができる。

【0100】

さらに、蒸発および／または昇華に使用される第１のソース要素３０および／または第２のソース要素３２の材料は、自己支持が可能であり、これにより、坩堝を有さないように提供され得ることに留意されたい。例えば、坩堝が関連しないＴａソース要素３０および３２が提供され得る。

【0101】

図２は、第１の反応容積１４および第２の反応容積１６を画定する２つの真空チャンバ１２を備える２つの種類の反応チャンバ１０を示している。第１および第２の反応容積は、ゲートバルブ４４を介して互いに分離されている。

【0102】

このような反応チャンバ１０は、異なる反応雰囲気中で膜を形成する必要がある多層膜の形成（図１４～図１９参照）において、または生産ラインの一部として、基板２４を異なる反応チャンバ内でバッチ的に異なる膜でコーティングする場合に、有益に選択されてもよい。

【0103】

このようにして、反応チャンバ１０は、少なくとも２つの分離された反応容積１４および１６を備える。ここで、少なくとも２つの反応容積１４および１６は、例えば、ゲートバルブ４４を介して、互いに対して密閉可能であり、基板配置部は、周囲雰囲気に対して連続的に密閉された反応チャンバ１０内で少なくとも２つの反応容積１４および１６間を移動することができる。

【0104】

なお、これに関連して、第１の反応雰囲気および第２の反応雰囲気、ならびに提供される場合には第３またはそれ以上の反応雰囲気は、同一あってもよいことに留意されたい。

【0105】

代替的に、第１の反応雰囲気と第２の反応雰囲気および／または第３の反応雰囲気とは異なっており、異なる反応容積１４および１６の間で交換されるか、第１の容積１４および／または反応容積１６内で交換され、且つ／または第２の反応雰囲気と第３の反応雰囲気とは異なっており、異なる反応容積１４および１６の間で交換されるか、第１の容積１４および／または反応容積１６内で交換される。

【0106】

さらに、これに関連して、第１の反応雰囲気および／または第２の反応雰囲気、および／または第３またはそれ以上の反応雰囲気は、少なくとも部分的にイオン化または励起され、特にプラズマイオン化および／または励起によってイオン化される。励起は、原子または分子内の１つまたは複数の電子がエネルギー的により高いレベルに遷移することを表す。このような高いレベルからの緩和は、蒸発した原子または分子と、活性化またはイオン化した反応ガスとの間の化学反応を可能にするかそれを改善するための追加のエネルギーを提供することができる。

【0107】

基板表面４８の作製のため、１つまたは複数の薄膜の堆積のため、および終端の焼戻しおよび／または冷却のために、それぞれ異なる反応雰囲気であることが適している場合がある。したがって、異なる反応容積１４および１６が利用可能であることは、さらなる利点となり得る。

【0108】

なお、これに関連して、１つまたは複数の薄膜６２を備える固体デバイス、特に量子デバイス、好ましくは量子ビットが作製され、１つまたは複数の薄膜６２が第１の材料を含み、各膜６２が単層から１００ｎｍの範囲で選択された厚さを有し、基板の前面上に堆積される場合、製造プロセスは、図１または図２に示す反応チャンバ１０内で実施され得ることに留意されたい。次に、反応チャンバ１０は、周囲雰囲気に対して密閉されて、制御された真空が発生し、任意選択でプロセスガスＧにおいて利用可能なガス反応雰囲気と一緒にされる。

【0109】

このような方法は、以下のステップを含む。
（ａ）反応チャンバ１０が第１の反応雰囲気を含む間、例えば、真空を含む間、場合によっては酸素などのプロセスガス２０と組み合わせて含む間に、反応チャンバ１０に結合された第１の電磁放射で基板２４を加熱することで、基板２４の前面４８を作製するステップ。これに関連して、第１の電磁放射は、基板加熱レーザ２６によって利用可能となる。
（ｂ）ステップ（ａ）で作製された前面４８上に第１の材料および／または第１の材料を含む化合物を含む薄膜６２を堆積させるために、反応チャンバ１０が第２の反応雰囲気を含む間、例えば、真空、または部分真空および所定のガス雰囲気を含む間に、例えば、第１のソース加熱レーザ３６および第２のソース加熱レーザ３８のうちの１つを使用して、反応チャンバ１０に結合された第２の電磁放射で第１の材料を含むソース要素３０および３２を加熱することで、第１の材料を蒸発および／または昇華させるステップ。
（ｃ）任意選択で、固体デバイスを形成するため、および固体デバイスの焼戻しおよび／または制御された冷却のために、反応チャンバ１０が第３の反応雰囲気を含む間に、反応チャンバ１０に結合された第３の電磁放射で１つまたは複数の薄膜６２および／または基板２４を照射するステップ。

【0110】

ここで、ステップ（ａ）～（ｃ）の間、反応チャンバ１０は周囲雰囲気に対して密閉されたままであり、基板と後続の固体デバイスの両方は反応チャンバ１０内に連続的に留まる。

【0111】

なお、これに関連して、基板２４の前面４８を作製する方法は、以下の教示に従って利用可能となることに留意されたい。しかしながら、基板２４上のあまり純度の高くない層構造についても、従来の洗浄および精製ステップが実施できることにも留意されたい。

【0112】

ここで、エピタキシャルテンプレート６０として単結晶ウエハ２４の表面４８を作製する具体的な方法を説明する。表面４８は、表面原子および／または表面分子を含み、単結晶ウエハ２４は、基板成分として２つ以上の元素および／または２つ以上の分子を含む単結晶を含み、元素および分子の各々は、昇華速度を有する。該方法は、
・単結晶ウエハ基板２４に、所定のミスカット角および方向を提供するステップと、
・表面原子および／または表面分子が表面４８に沿って移動して、最小の段差密度と、所定のミスカット角およびミスカット方向に従って配向された段差エッジとを有する配置部を形成することができる温度まで基板２４を加熱するステップと、
・昇華速度が最も高い基板成分の原子または分子が表面から離脱（昇華、脱離）する温度まで基板２４を加熱するステップと、
を含む。

【0113】

任意選択で、基板２４の表面４８は、同じ種の連続的なフラックスで照射され、表面から離脱する原子または分子と表面に到達する原子または分子との間の所定のフラックス平衡を得ることができる（化学ポテンシャル）。このステップにより、通常、エネルギー的に等価な面内配向を有する場合がある表面再構成が得られる。

【0114】

これにより、異なる面内配向のうちの１つだけを形成するように基板表面４８が強制する段差の向きによって、表面４８に予め配置された原子および／または分子の対称性の破れを引き起こすことができる。

【0115】

基板２４の結晶配向に対して定義された配向を有する結晶層（エピタキシャル層）は、表面が、表面再構成において異なる配向を有する場合、異なる面内配向で成長する可能性がある。これは、エピタキシャル層における欠陥に繋がる。本明細書に記載の基板を作製する方法を使用する場合、この方法を使用して再構成された表面２４の単一の配向を提供することによって、これを回避することができる。

【0116】

なお、これに関連して、所与の温度における２つ以上の元素および／または２つ以上の分子の昇華速度は、通常、互いに異なることに留意されたい。

【0117】

単結晶ウエハ２４を加熱するステップは、２つの加熱要素、すなわち、単結晶ウエハ２４を処理対象の表面４８から離間した表面で加熱する第１の加熱要素と、高温蒸発ソース３２および３４によって生成された熱黒体放射を処理対象の表面４８に照射することで加熱する第２の加熱要素とを含む。

【0118】

フラックスは、表面４８に圧力を導入し、表面からの脱離フラックスと競合することで、表面におけるフラックス種の化学ポテンシャルを定義する平衡を確立する。

【0119】

基板表面を加熱し、揮発性成分の平衡フラックスを照射することで、いくつかのプロセスが活性化する。

【0120】

最初のものは、図３に関して図６および図７を参照すると、表面構造の繰り返し周期を定義する特定の終端（「黒色」と「白色」で模式的に示す）を定義することである。したがって、ミスカット面に最も近い結晶面に垂直な段差高さが定義される。

【0121】

２つ目のものは、ステップ構造に関してエネルギーが最も低い表面が採用されるような、表面に沿った原子の動員である。これにより、最初のステップの段差高さとミスカット角によって与えられるステップの数が最も少なくなる。

【0122】

３つ目のものは、揮発性フラックスの設定によって制御されるように、主に基板温度および揮発性フラックスの化学ポテンシャルによって決定される表面再構成の形成である。

【0123】

４つ目のものは、図１３に模式的に示すように、ミスカット方向の選択による、表面単位セルのエネルギー的に等価な異なる配向の選択である。

【0124】

例えば、サファイア基板２４のための酸素などの材料のフラックスは、表面４８における欠陥を埋め、表面４８から離脱する原子と表面４８に加わる原子との間の平衡を得るために原子の余剰を提供するのを助ける。これは、フラックスによって及ぼされる圧力、すなわち、基板上に作用する酸素の量を適応することで変化させることができる。

【0125】

なお、例えば、昇華温度は典型的には９５０℃を超え、サファイアの場合は約１７００℃、ＳｒＴｉＯ_３の場合は約１３００℃であることに留意されたい。

【0126】

単結晶ウエハ２４を形成する結晶の２つ以上の元素および／または２つ以上の分子は、Ｓｉ、Ｃ、Ｇｅ、Ａｓ、Ａｌ、Ｏ、Ｎ、Ｏ、Ｍｇ、Ｎｄ、Ｇａ、Ｔｉ、Ｌａ、Ｓｒ、Ｔａ、およびこれらの組み合わせからなる群から選択され得る。例えば、単結晶ウエハ２４は、ＳｉＣ、ＡｌＮ、ＧａＮ、Ａｌ_２Ｏ_３、ＭｇＯ、ＮｄＧａＯ_３、ＴｉＯ_２、（ＬａＡｌＯ_３）_０．３（Ｓｒ_２ＴａＡｌＯ_６）_０．３５（ＬＳＡＴ）、Ｇａ_２Ｏ_３、ＳｒＬａＡｌＯ_４、Ｙ：ＺｒＯ_２（ＹＳＺ）、およびＳｒＴｉＯ_３の化合物のうちの１つから作製され得る。

【0127】

加熱のステップは、基板加熱レーザ２６によって、任意選択で、第１のソース加熱レーザ３６および第２のソース加熱レーザ３８のうちの１つと組み合わせて実施される。ただし、最も昇華速度が高く、基板に向けて連続的に供給されるべき単結晶ウエハ２４の材料を含む場合に限る。

【0128】

脱離フラックスと補償安定化フラックスとの間の平衡が望ましくない場合、基板２４の作製中の加熱のステップは、典型的には、１０^－８ｈＰａ～１０^－１２ｈＰａの範囲で選択された真空雰囲気中で実施される。

【0129】

安定化フラックスを用いることで、基板２４の作製中の加熱のステップは、典型的には、１０^－６ｈＰａ～１０^３ｈＰａの範囲で選択された真空雰囲気中で実施される。

【0130】

これにより、例えば、図５～図８に模式的に示すように、エピタキシャルテンプレート６０を形成することができる。

【0131】

一般に、基板２４は、その上に成長／堆積される層構造と一致するように選択される。一般に、基板２４は、その上に成長される薄膜６２と同じものが使用されるか、格子対称性、格子定数、表面再構成、および表面終端のうちの１つまたは複数、あるいはすべてにおいて、薄膜６２から最大１０％逸脱するものが使用される。

【0132】

これを促進するために、薄膜６２をその上に堆積する前に、表面４８上にバッファ層を堆積することが必要あるいは有益であり得る。

【0133】

本発明は、表面４８の垂直方向および面内方向において均一な原子配列が有利である、後続のエピタキシーまたはその他の用途のための本質的に単結晶のテンプレートを提供するという問題に対する解決策を提示している。

【0134】

図３は、少なくとも２つの元素または式単位からなる結晶２４を切断した模式図であり、結晶を切断した表面４８が２つ以上の元素または式単位からなるテラス５８の交互配列を露出するように配向させた状態で切断されている。図を明確にするために、図３には、白と黒で示された２つの元素または式単位だけが示されている。表面処理の場合、結晶２４は、原子または分子が表面４８から離脱するか、表面４８に付着することができるような十分に高温に供されて、結晶２４内の式単位に対応する原子または分子の両方のフラックスは、結晶２４とフラックスとが互いに平衡状態であるように利用可能である。図３に示すように、表面２４は、通常、異なる表面組成を有するテラス５８を交互に露出させ、結晶２４内の最も小さい安定段差サイズ（式単位）に対応する段差高さを有する。

【0135】

図４は、図３に示す基板２４の表面４８上に堆積されたエピタキシャル層６０および薄膜６２、ならびに段差高さの不一致または表面の化学的性質に起因する欠陥エピタキシーを示している。

【0136】

図に示す典型的なケースでは、テラス５８の構造の段差高さは、エピタキシャル層６０の格子定数と一致しない。これにより、段差エッジ６６に積層オフセットが形成され、エピタキシャル層６０の単位セルが互いに対してずらされる。図を明確にするために、図４では、このずれは、段差高さによるものだけである。また、後続のテラス上の表面化学的性質が交互に変化し（「白色」対「黒色」）、両方のテラス上の基板とエピタキシャル層との間の界面構造が異なることに起因する場合もある。通常、このような化学的不一致は、界面に幾何学的なオフセットを生じさせ、さらに、局所的な電荷や構造欠陥などの有害な影響をもたらす。その代わりに、本出願人は、エピタキシャル層６２、すなわち薄膜６２および基板２４の格子定数が一致し、エピタキシャル層６２、すなわち薄膜６２が常に１つの同じ露出表面層に成長する、図５に示す界面構造の実現を目指した。また、この一致は、界面に垂直な方向に適用されるだけでなく、表面４８は、結晶構造の単一の面内配向を露出させ、表面の垂直方向の周りに回転した、あるいは表面または露出したテラスに平行でない面で鏡面化された異なる領域の形成を回避する必要がある。

【0137】

本明細書に記載の作製方法を使用することで、すべてのテラス５８の表面において均一な表面化学的性質および（通常、再構築された）表面原子配列の単一の面内配向の両方を提供するエピタキシャルテンプレート６０としての表面４８を作製することができる。図３に示す状況は、ほとんどの結晶固体において、その成分（元素または分子）の蒸気圧がしばしば強く異なるという点で、ある程度理想化されている。したがって、特に、基板２４の作製中に原子または分子のフラックスが表面４８に作用することがなければ、基板２４が十分に高い温度に加熱された場合、特定の種が表面４８から優先的に離脱する。

【0138】

したがって、図６および図７に示す状況は、選択的に発生するので、通常、いずれか一方の状況しか実際には実現できない。ここでは、この２つの図は、表面処理で原理的に可能な２つの極端な状況を示している。作用している気相における一方の成分に対する他方の相対的な過圧に依存して、表面４８は、「白色」（図６）または「黒色」（図７）のいずれか一方のタイプのテラスが他方のタイプを犠牲にして成長し、最終的に表面全体を覆うような状態で作製され得る。

【0139】

実際には、このような化学的平衡は、典型的に１つの元素または式単位がほぼ完全に優勢になるには、異なる成分間の圧力差が何桁も必要であるため、揮発性の低い元素または式単位が表面４８を覆うことによってのみ、完全な被覆を達成することができる。注目すべきことに、この２つの間の固有の揮発性の差も、通常、それ自体で数桁に相当する。

【0140】

したがって、この作製方法は、少なくとも結晶の最も揮発性の高い成分が表面４８から昇華する温度まで基板結晶２４を加熱するステップを含む。結晶２４の異なる不要な化合物への分解を回避するために、より高い温度で揮発性種のフラックスを表面４８に照射する必要がある場合もある。十分に高い温度を使用して
・表面４８が、少なくとも揮発性種の原子をその周囲と交換することができるように、且つ
・表面４８に沿った原子の移動度が、高度に秩序化した最小エネルギーテラスを形成するのに十分に高くなるように
することで、均一な表面化学的性質を有する所望の２段表面構造が形成される。
することで、均一な表面化学的性質を有する所望の２段表面構造が形成される。

【0141】

実際には、表面４８は、バルク終端表面層の間で切り替わるのではなく、表面再構成を形成する。ここで、表面原子は、バルクとは異なる位置に再配列し、多くの場合、表面エネルギーが最小限に抑えられるように、化学量論さえも異なる。これは図８に示されている。ここでは、追加的な「黒色」を含む上記のような表面再構成は、より厚い黒色層で示されている。

【0142】

作用する種の圧力と表面温度に応じて、所与の終端ではしばしば異なる表面再構成が可能になり、例えば、サファイアでは、少なくとも２つの異なるＡｌリッチ表面再構成が存在する。

【0143】

表面再構成は、通常、下層のバルク結晶の複数の単位セルにまたがる表面スーパーセルの形成に関連する。図７には、任意の例として、２つのバルク単位セルを覆い、２つの等価な鏡面対称の表面単位セルを有する表面単位セルが示されている。どちらの場合も、２つの表面単位セルが示されている。実際には、表面単位セルは、表面４８に沿って両方向に周期的に繰り返され、テラス５８全体を覆う。本実施例において、表面単位セルの両方の配向が同じエネルギーを有しており、そのため、広い領域にわたって、平均して表面４８の半分がそれぞれの配向で覆われるように、互いに独立して等しい確率で核形成される。

【0144】

これは、領域が接する境界での欠陥に繋がるので、望ましくない構成である。エピタキシャル成長のためのテンプレートとして使用される場合、このような異なる表面再構成の領域は、その上に成長するエピタキシャル膜６２の異なる配向を引き起こす可能性もあり、これにより、面内表面再構成領域の境界が、異なる配向の結晶子間の３次元平面領域の境界としてエピタキシャル膜６２に転写される。この問題は、表面４８の対称性を破り、エネルギー的に不等価にすることで、一方の表面単位セルの配向を他方より有利にすることで解決される場合がある。

【0145】

図９は、表面再構成の２つの鏡面対称の単位セルを示している。これは、例えば、サファイア単結晶ウエハ２４の場合であり、ミスカットによって２つの異なる配向を有する表面が作製される。これは、図４に示すような状況をもたらす。

【0146】

本発明に従ってこれを達成するために提案された方法は、表面のミスカットの配向と傾斜である。バルク単結晶から基板ディスク（「ウエハ」２４）を切断するとき、切断面は、結晶面からわずかに離れる方向に向けられる場合がある。この粘性ミスカットの角度に応じて、作製された表面４８は、切断方向に依存するテラス幅およびテラス配向を有するので、任意に制御され得る。立方晶の面内結晶構造の一例として、３つの異なる結果のテラス構造が図１１～図１３に模式的に示されている。

【0147】

図１０は、基板表面４８のテラスのあるシステム５８が、下層の結晶構造と完全に整列した状態を示している。図に示す実施例において、この段差の配向は、どちらも表面の段差と同じ角度をなすため、図９の表面単位セルの２つの可能な面内配向のうちの１つを支持するものではない。

【0148】

図１１は、面内結晶軸から垂直方向にわずかに離れた面内配向を示している。大きな正方形のエッジは、バルク立方晶の面を示している。最後に、図１２は、面内結晶軸から４５°の方向に配向したテラストレインを示している。

【0149】

このミスカットは、システムの対称性を破る他の方法と同様に、図１３に示すように、２つの異なる表面単位セルのうちの一方を有利にするために使用されてもよい。この模式図では、等価な表面再構成単位セルの１つに平行な段差配向で面内テラスシステムが作製されており、これは、本実施例において、表面再構成単位セルと段差エッジとの位置関係、すなわち上側の配向が有利になり、下側の交差した配向は抑制される。

【0150】

ミスカット角の方位角成分に対応する段差エッジの面内配向が表面単位セルの配向のうちの一方を選択させる一方で、ミスカット角の絶対値、すなわちその極性成分も、単一の配向構造を安定化させる上で重要である。高温では、エントロピーがあらゆるシステムに統計的無秩序をもたらす。この場合、面内表面単位セルの配向がエッジで確立され、その後、単位セルから単位セルへと伝播するので、各テラス上の特定の平均距離で再び反対配向の単位セルを有する欠陥が生じる可能性がある。ミスカット角の絶対値が十分に高い場合（例えば、０．０５°）、一方の配向を他方の配向に転写する安定化ステップが非常に短い距離で発生するので、このようなずれ、ひいては欠陥密度の増加を回避することができる。

【0151】

図１４は、固体コンポーネント１００を作製するための方法における３つの基本的なステップＡ、Ｂ、およびＣを示している。これらのステップは、反応チャンバ１０内で実施される（図１参照）。特に、反応チャンバ１０は、製造プロセス全体にわたって周囲雰囲気に対して密閉されたままである。これにより、形成された固体コンポーネント１００における欠陥の数の低減に関して各ステップの利点を維持することができ、その結果、量子ビットの緩和時間および量子ビットのコヒーレンス時間が１００μｓ超、好ましくは１０００μｓ超、さらに好ましくは１０ｍｓとなる。

【0152】

図１４の左側に「Ａ」で示される該方法の第１のステップ（ａ）において、基板２４は、例えば本明細書に記載されるように、または単に当該技術分野で知られているように、ガス雰囲気中で作製される。第１の反応雰囲気１１６は、反応チャンバ１０内に充填される。特に、基板２４は、第１の電磁放射１０４によって加熱される。好ましくは、この第１の電磁放射１０４は、基板加熱レーザ２６によって提供される（図１、図２参照）。好ましくは、基板表面４８とは反対側の裏面５０から基板を加熱することで、焼鈍効果を引き起こすことができる。

【0153】

また、第１の反応雰囲気１１６は、基板表面４８の組成も維持されるように選択され得る。すなわち、適切な反応ガスまたはプロセスガスＧを使用することができ、例えば、酸素欠乏および酸素空孔の形成を回避するために、Ａｌ_２Ｏ_３の場合には酸素を使用することができる。さらに、終端材料Ｔのフラックスも基板表面４８上に向けることができる。好ましくは、終端材料Ｔは、特に基板２４の材料の元素を含み、特にその元素から構成される。これにより、終端材料Ｔは、原子または分子の欠落によって生じる基板表面４８の欠陥を埋めることができ、且つ／または基板表面４８に圧力を与えることができる。これにより、基板表面４８から原子または分子が蒸発するのを防止することができる。

【0154】

好ましくは、全体的な結果として、ステップ（ａ）の後に、基板表面４８は、基板２４の格子構造に関する欠陥がないか、少なくとも欠陥の数が低減しており、さらに、表面再構成および表面終端に関する欠陥も大幅に減少させることができ、好ましくはゼロまで減少させることができる。

【0155】

図１４の中央に「Ｂ」で示されるステップ（ｂ）において、第１の材料１２６を含む１つまたは複数の薄膜６２がステップ（ａ）で先に作製された基板表面４８上に堆積される。上述したように、ステップ（ａ）とステップ（ｂ）との間、反応チャンバ１０は周囲雰囲気に対して密閉されたままである。

【0156】

これに関連して、本明細書に記載の薄膜６２は、単層から１００ｎｍの範囲の厚さを有する、閉じた膜と同種の原子または分子の層、または式単位であることに留意されたい。

【0157】

図１４の「Ｂ」に示すように、第１の材料１２６は、ソース配置部３４によって反応チャンバ１０内に第１のソース３０、すなわちソース要素として提供される。第１のソース３０は、第１の材料１２６の蒸発および／または昇華のために、好ましくは第１のソース加熱レーザ３６（図１、図２参照）によって提供される適切な第２の電磁放射１０６によって加熱される。第２の電磁放射１０６を使用することで、蒸発および／または昇華プロセスのために、薄膜６２の不純物、ひいては欠陥の源となるような追加の成分は、反応チャンバ１０内で必要とされない。

【0158】

堆積プロセス中に、反応チャンバ１０は、第２の反応雰囲気１１８で満たされ得る。第１の材料１２６を含む高純度の薄膜６２に好ましく使用されるような高真空に加えて、適切なプロセスガスＧも第２の反応雰囲気１１８として使用することができる。これにより、蒸発および／または昇華した第１の材料１２６（図１４の「Ｂ」において矢印１２６として示す）は、第２の反応雰囲気１１８と反応することができ、第１の材料１２６と第２の反応雰囲気１１８のプロセスガスＧの材料とを含むそれぞれの反応生成物は、基板表面４８上に堆積される。例えば、第１の材料１２６は、金属であり得、プロセスガスは、酸素であり得、その結果、金属の酸化物が薄膜６２として堆積される。

【0159】

要約すると、ステップ（ｂ）の後に、１つまたは複数の薄膜６２が基板表面４８上に堆積される。第２の電磁放射１０６を使用することで、広範囲の第１の材料１２６を使用することができ、これにより、適切な第２の反応雰囲気１１８を選択して、１つまたは複数の薄膜６２の材料の可能な組成の範囲をさらに拡大することができる。さらに、第１の材料１２６の特に純粋な蒸発および／または昇華を確保することができる。したがって、好ましくは、１つまたは複数の薄膜６２は、欠陥のない基板表面４８上にも構築され、また、基板に起因する欠陥もないか、少なくとも低減されている。

【0160】

図１４の左側に「Ｃ」で示される該方法のステップ（ｃ）において、第３の電磁放射１０８は、基板２４および１つまたは複数の薄膜６２を照射するために使用される。これにより、最終的に固体コンポーネント１００が形成される。特に図に示す実施形態において、第３の電磁放射１０８は、基板２４の裏面５０に熱を加え、これにより、１つまたは複数の薄膜６２に熱を間接的に加えることができる。

【0161】

第３の電磁放射１０８は、２つの目的を果たすことができる。まず、加えられた熱は、固体コンポーネント１００を焼戻しするために使用され得る。これにより、既に低くなっている固体コンポーネント１００の欠陥の数をさらに低減させることができる。

【0162】

次に、第３の電磁放射１０８の強度を適切に変化させる、特に減少させることで、固体コンポーネント１００に制御された冷却を提供することができる。これにより、基板２４および１つまたは複数の薄膜６２の異なる熱膨張によって引き起こされる欠陥を回避することができる。

【0163】

この焼戻しおよび制御された冷却は、反応チャンバ１０を適切な第３の反応雰囲気１２０で満たすことで対応することができる。

【0164】

要約すると、図１４に示す非常に基本的なバージョンで示す方法を用いて作製された固体コンポーネント１００は、欠陥がないか、少なくとも欠陥の数が極めて少なく、これにより、理想的には１００μｓ超、好ましくは１０００μｓ超、より好ましくは１０ｍｓ超の量子ビット緩和時間と量子ビットコヒーレンス時間を達成することができる。これにより、このような固体コンポーネント１００は、量子コンポーネント１０２（図１８、図１９参照）、特に量子ビットの基礎として使用するのに見事に適している。

【0165】

図１５は、図１４に示す方法のステップ（ａ）において任意選択で実施されるサブステップを示している。バッファ材料１３２は、第４の電磁放射１１０によって蒸発および／または昇華され、蒸発および／または昇華プロセスに必要なエネルギーの外部ソースの使用に関して上述したすべての利点を提供する。

【0166】

蒸発および／または昇華したバッファ材料１３２（図１５のそれぞれの矢印１３２参照）は、基板表面４８上に堆積され、バッファ層１３４を形成する。ここでも、適切に選択された第４の反応雰囲気１２２が、この堆積に対応するために使用される。換言すれば、１つまたは複数の薄膜６２（図１７、図１９参照）のその後の堆積は、バッファ層１３４上に実施される。バッファ層は、基板２４と最下部の薄膜６２との間の、特に格子定数に関する差を均等化するために使用され得る。これにより、このような差によって１つまたは複数の薄膜６２に生じる欠陥を抑制することができる。

【0167】

図１６には、該方法のステップ（ｂ）の可能な実施形態のスナップショットが示されている。特に、実際に示されている堆積プロセスは、第１の材料１２６と第２の材料１２８を同時に蒸発および／または昇華するステップを含む。反応チャンバは、適切な第２の反応雰囲気１１８で満たされる。

【0168】

図に示す実施形態において、第２の電磁放射１０６は、２つのコンポーネントビーム１１４を含み、その一方が第１の材料１２６を含む第１のソース３０上に向けられ、他方が第２の材料１２８を含む第２のソース３２に向けられる。コンポーネントビーム１１４は、材料１２６および１２８の蒸発および／または昇華のためにそれぞれ適応的に選択される。

【0169】

蒸発および／または昇華した第１の材料１２６および第２の材料１２８（それぞれの矢印１２６および１２８参照）は、ともに堆積されて１つの薄膜６２を形成する。例えば、材料１２６および１２８の両方は、金属要素であり得、薄膜６２は、これらの金属の合金から形成され得る。

【0170】

なお、図１６に示す薄膜６２は、多層構造を有し、第３の材料１３０を含む層も存在することに留意されたい。第３の材料１３０の堆積のための対応する第２の反応雰囲気１１８が、図１６に示す第１の材料１２６および第２の材料１２８の同時堆積に適して使用される第２の反応雰囲気１１８と異なる場合、好都合なことに、２つの反応容積１４および１６（図２参照）を有する反応チャンバ１０を使用することができる。ここで、２つの堆積プロセスの一方が第１の反応容積１４内で実施され、他方が第２の反応容積１６内で実施される。

【0171】

図１７は、図１４に示す方法のステップ（ｂ）の最後の反復と次のステップ（ｃ）との間、またはステップ（ｃ）の後に実施される任意のサブステップを示している。カバー材料１３６は、第５の電磁放射１１２によって蒸発および／または昇華される。これにより、蒸発および／または昇華プロセスのために必要なエネルギーの外部ソースの使用に関して上述したすべての利点を再び提供することができる。

【0172】

蒸発および／または昇華したカバー材料１３６（図１７のそれぞれの矢印１３６参照）は、薄膜６２上に堆積され、図１７に示す特定の実施例では、それぞれ交互に第１の材料１２６および第２の材料１２８からなる４つの層を備える多層構造であり、カバー層１３８を形成する。また、カバー層１３８の堆積のために、適切に選択された第５の反応雰囲気１２４は、この特定の堆積に対応するために使用される。カバー層１３８は、薄膜６２を外部の影響から遮蔽する。これにより、このような外部の影響によって引き起こされる欠陥、例えば、薄膜６２の最上層へのさらなる材料の望ましくない堆積を回避することができる。

【0173】

図１８および図１９には、本発明による固体コンポーネント１００に基づく量子コンポーネント１０２が示されている。図１８は、非常に単純な量子コンポーネント１０２を示しており、図１９は、より洗練されたものを示している。また、機能する量子コンポーネントを得るには、通常、フォトリソグラフィ、エッチング、イオンミリング、およびその他の適切な手順によって実施される複数のパターニングステップが必要である。

【0174】

固体コンポーネント１００は、１００μｓ超、好ましくは１０００μｓ超、より好ましくは１０ｍｓ超の量子ビット緩和時間および量子ビットコヒーレンス時間を有する、および／または本発明による方法によって作製される、１ｃｍ^２および層当たりの欠陥の数が十分に少ないという共通点を有する。固体コンポーネント１００の欠陥の数が少ないと、量子コンポーネント１０２のコヒーレンス時間が長くなる。

【0175】

図１８に示す量子コンポーネント１０２は、第１の材料１２６を含む単一の薄膜６２を備える。薄膜６２は、基板２４上に堆積される。

【0176】

それとは対照的に、図１９は、合計６層の多層構造、特に２回繰り返される３層パターンを有する薄膜６２を備える量子コンポーネント１０２を示している。この３つの異なる層は、最も下層から、第１の材料１２６、第２の材料の反応生成物および第２の反応雰囲気１１８の元素、ならびに第３の材料１３０をそれぞれ含む。

【0177】

また、量子コンポーネント１０２は、基板２４と薄膜６２の最下層との間に、バッファ材料１３２を含むバッファ層１３４を備える。これにより、図１５を参照して上述したように、基板２４とそれに続く薄膜６２との間の遷移に起因する欠陥を回避することができる。

【0178】

さらに、量子コンポーネント１０２は、薄膜６２を覆って保護するカバー材料１３６を含むカバー層１３８を備える。これにより、図１７を参照して上述したように、外部の影響、特に周囲雰囲気との反応、例えばさらなる材料の望ましくない堆積に起因する欠陥を回避することができる。

【0179】

上述したように、基板表面４８上に複数の薄膜６２を堆積することで、基板２４上に多層膜や多材料膜６２を形成するために、様々な薄膜６２を異なる材料で形成することができる。

【0180】

薄膜６２を形成するために、第１のソース要素３０および第２のソース要素３２の第１の材料および／または第２の材料には、金属などの元素が使用される。

【0181】

本発明の技術的実現可能性を例示するために、図２０～図２８は、ＴａおよびＮｂ薄膜６２を成長させたＡｌ_２Ｏ_３基板２４に対する本技術の実験的検証を示している。ＴａおよびＮｂは、数Ｋで超電導性を示すので、量子ビットデバイスの作製に適している。

【0182】

図２０は、本発明の方法により作製されたＡｌ_２Ｏ_３基板２４の、ＲＨＥＥＤ（反射高速電子線回折法）による表面回折パターンである。ＲＨＥＥＤビームは、約２°の極角で表面４８に入射する。

【0183】

多数のスポットが、高度に秩序化した２次元結晶表面を例示している。斜線の鏡面対称パターンは、ＲＨＥＥＤビームが基板の主結晶軸のうちの１つに沿って整列されていることを示している。この場合、表面再構成は、バルク格子に対して＋９°回転している。これは、基板２４がＲＨＥＥＤビームに対して反時計回りに９°回転し、ＲＨＥＥＤビームと表面再構成とが整列している図２１に示されている。

【0184】

その他の観察可能なスポットのない同心円の対称パターンは、基板表面全体で＋９°の単一の回転をもつ単一の表面再構成を示している。－９°の配向はまったく見られないことから、本発明によるエネルギー的に等価な複数の表面再構成から１つを選択する方法の実行可能性を確認することができた。

【0185】

酸素プロセスガスの圧力を０．７５×１０^－１ｈＰａに変えることで、酸素原子が表面４８から離脱する化学ポテンシャルがシフトし、最小エネルギー較正は、より低い圧力で観察された単一の回転最高ではなくなった。図２２は、どちらの表面回転配向も等しく有利であることを示している。ＲＨＥＥＤパターンは鏡面対称であり、左側のスポットと右側のスポットの強度は等しい。

【0186】

図２３は、図２０におけるＲＨＥＥＤで撮像した、作製プロセス後の基板の表面形態を示している。表面は高度に秩序化されており、最小エネルギーのテラス・段差構造を示している。ここで、直線状のテラスエッジ６６は、主結晶軸に対して約＋２５°の角度で配向しており、画像のエッジとほぼ整列している。

【0187】

図２４は、図２３の線に沿って抽出された高さプロファイルを示している。この基板のテラスの幅は約５００μｍであり、テラス５８間の段差の高さの差は約０．４３ｎｍである。Ａｌ_２Ｏ_３の場合、これは、バルクＡｌ_２Ｏ_３構造内の２つのＡｌ層間の分離に相当する。これらのＡｌ層は、図３～図８の模式図における「黒色」層に対応している。図２０に示す表面再構成は、バルク基板２４の上に追加された「黒色」層に対応している。

【0188】

図２５は、超高純度条件下、且つ高い表面温度で上記のようなテンプレート上に成長させたＴａ膜６２の表面のＡＦＭ画像を示している。これにより、表面に沿ったＴａ原子の長距離変位が可能になる。この膜の異なる単結晶領域は、元々異なる配向で核形成されているが、下層の結晶表面の表面再構成の長距離秩序によって制約されている。これらの領域は、過剰に成長して場合によっては隣接する領域を取り込んで、欠陥密度が極めて低く、且つ厚さの約４０倍の横方向の広がりを有する、大きくて平坦な単結晶領域が形成される。

【0189】

この領域の単結晶性は、表面に見える単一の原子の段差、および下層のエピタキシャルテンプレートの軸に沿った六方晶系六回対称（６０°ごと）の段差および領域のエッジの整列から明らかである。

【0190】

図２６は、ほぼ同一の条件下で成長させた膜６２の同様のＳＥＭ画像を示している。ここでは、横方向の解像度は図２５の約２倍である。ただし、図２５の場合とは異なり、層の厚さの約１／５しか成長しなかったところで成長を停止させた。したがって、この画像は、独立して核形成された異なるエピタキシャル結晶粒間の合体プロセスにおけるスナップショットを表している。ここでは、結晶は、横方向につながって、大きなサイズの単結晶粒が形成され始めている。

【0191】

図２７に示すＸ線スキャンは、図２５と同じ膜のものである。その測定は、試料表面全体の平均を本質的に算出し、膜６２が実験の解像度の範囲内で完全に単結晶であり、明確で別個のピークが、基板２４に平行に配向したＴａの結晶面の単一族に対応することが明らかになった。この結果は、非常に高い構造的完全性、および膜６２と基板２４との完全なエピタキシャル整列を示している。

【0192】

最後に、図２８は、堆積後にへき開した層構造のＳＥＭの断面画像を示している。ここでは、エピタキシャル整列のないＳｉ基板２４上のＮｂ膜６２を約２５０℃の基板温度で成長させた。この膜６２はエピタキシャルではなく、高い欠陥密度をもつ無秩序な柱状構造を示しているが、本発明によれば、シームレスに統合されたｉｎｓｉｔｕのプロセスにおいて、高温焼鈍を用いた基板作製技術と極めてクリーンな後続の堆積を組み合わせることで、それを回避することができる。

【0193】

また、化合物の層を薄膜６２として成長させることもできる。この目的のために、基板上に、単層から数μｍの範囲で選択された厚さを有する化合物層６２を形成する方法が実施される。上述したように、基板２４は、単結晶ウエハであり得る。基板２４は、図１および図２に示す反応チャンバ１０などのプロセスチャンバ内に配置される。反応チャンバ１０は、ソース材料の１つまたは複数のソース３０および３２を含む。該方法は、
・プロセスチャンバ１０内に反応雰囲気を提供するステップであって、該反応雰囲気は、所定のプロセスガスＧおよび反応チャンバ圧力を含む、ステップと、
・第１のソース加熱レーザ３６および第２のソース加熱レーザ３８から１つまたは複数のソース３０および３２にレーザ光を照射して、ソース材料の原子および／または分子を昇華および／または蒸発させるステップと、
・蒸発した原子および／または分子を、プロセスガスと反応させて、上に化合物の層を形成するステップと、
を含む。

【0194】

なお、これに関連して、第１のソース加熱レーザ３６および第２のソース加熱レーザ３８からのレーザ光は、基板２４に直接対向するソースの表面に向けられることに留意されたい。

【0195】

典型的には、反応チャンバ圧力は、１０^－６ｈＰａ～１０^１ｈＰａの範囲で選択される。化合物を形成する方法を実行することに関して、反応雰囲気を提供するステップは、通常、プロセスチャンバ１０を第１の圧力まで排気し、次に、プロセスガスＧを導入して反応チャンバ１０内の反応チャンバ圧力である第２の圧力を得るステップを含む。

【0196】

典型的には、第１の圧力は、第２の圧力よりも低くなっており、第２の圧力は、１０^－１１ｈＰａ～１０^－２ｈＰａの範囲で選択される。

【0197】

反応チャンバ１０の少なくともシュラウドおよび／または内壁の温度は、７７Ｋ～５００Ｋの範囲で選択された温度に制御される。

【0198】

ソース材料は、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｙ、Ｒｈ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｉｒ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｅｕ、Ｃｅ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、および上記の合金、ならびにこれらの組み合わせからなる群から選択される。

【0199】

ソース材料の原子および／または分子を昇華および／または蒸発させるためにレーザ光を１つまたは複数のソース３０および３２に照射することができるレーザ光は、１ｍｍ^２のスポットサイズおよび５０ｍｍ～１２０ｍｍの範囲で選択された１つまたは複数のソースと基板との間の距離に対して、１Ｗ～２０００Ｗの範囲で選択された強度で１つまたは複数のソース３０および３２に集光される。

【0200】

１つまたは複数のソース３０および３２を照射するレーザ光は、２８０ｎｍ～２０μｍの範囲、特に４５０ｎｍ～１．２μｍの範囲の波長を有する。

【0201】

基板上に堆積される化合物は、酸化物、窒化物、水素化物、フッ化物、塩化物、臭化物、ヨウ化物、リン化物、硫化物、セレン化物、または水銀化合物のうちの１つであり得る。

【0202】

プロセスガスＧの圧力が高くなると、蒸発した原子または分子は、ガス原子との衝突が多くなる。これは、それらの方向および運動エネルギーのランダム化をもたらす。その結果、蒸発した原子または分子のうち、基板２４に到達するものの割合はかなり小さくなるが、それでも場合によっては、特に作業距離が短く基板が大きい場合に、層６２を形成するのに有効なことがある。このような条件下で基板２４上に化合物層または酸化物層６２を形成するには、以下のいくつかの条件がある。
・成長様式１：ソース材料１２６がソース表面で反応または酸化し、化合物または酸化物として蒸発または昇華する。次に、基板上に化合物または酸化物として堆積する。
・成長様式２：ソース材料１２６が反応せずに蒸発または昇華し、ソース３０および３２から基板２４への軌道上でガス原子との衝突によりガスＧと反応し、化合物または酸化物として堆積する。
・成長様式３：ソース材料１２６が反応せずに蒸発または昇華し、反応することなく移動し、基板２４上に堆積するときまたは堆積した後に、基板２４に作用するガス原子または分子と反応する。
・成長様式４：上記の任意の組み合わせ。

【0203】

特に興味深いのは、ソース材料１２６がガスＧと反応して、ソース材料１２６自体よりも高い蒸発／昇華速度をもつ準安定化合物を形成する輸送反応である。この材料は、気相でさらに反応し、薄膜６２として最終化合物として堆積するか、基板２４上に堆積し、さらにガスＧと反応して、薄膜６２として最終的な安定化合物が形成される。

【0204】

化合物の具体的な例は以下の通りである。

【0205】

ＴｉＯ_２：ＴｉＯ_２の場合、ソース材料はＴｉであり、基板上に堆積される化合物は主にアナテーゼまたはルチルＴｉＯ_２であり、レーザ光は５１５ｎｍ～１０７０ｎｍの範囲、特に１０００ｎｍ～１０７０ｎｍの範囲で選択された波長を有し、強度はソース表面上で０．００１ｋＷ／ｍｍ^２～２ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する１Ｗ～２０００Ｗの範囲、特に０．１ｋＷ／ｍｍ^２～０．２ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する１００Ｗ～２００Ｗの範囲であり、プロセスガスはＯ_２とＯ_３の混合物、特にＯ_３含有量が５重量％～１０重量％のものであり、反応チャンバ圧力は１０^－１１ｈＰａ～１ｈＰａ、特に１０^－６ｈＰａ～１０^－２ｈＰａであり、化合物層の厚さは０～１８０分の時間内で得られる０～１μｍの範囲で選択され、特に１５分～３０分の時間内で得られる７００ｎｍであり、作業距離は１０ｍｍ～１ｍ、特に４０ｍｍ～８０ｍｍであり、基板直径は５ｍｍ～３００ｍｍ、特に５１ｍｍである。

【0206】

ＮｉＯ：ＮｉＯの場合、ソース材料はＮｉであり、基板上に堆積される化合物は主にＮｉＯであり、レーザ光は５１５ｎｍ～１０７０ｎｍの範囲、特に１０００ｎｍ～１０７０ｎｍの範囲で選択された波長を有し、強度はソース表面上で０．００１ｋＷ／ｍｍ^２～２ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する１Ｗ～２０００Ｗの範囲、特に０．１ｋＷ／ｍｍ^２～０．３５ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する１００Ｗ～３５０Ｗの範囲であり、プロセスガスはＯ_２とＯ_３の混合物、特にＯ_３含有量が５重量％～１０重量％のものであり、反応チャンバ圧力は１０^－１１ｈＰａ～１ｈＰａ、特に１０^－６ｈＰａ～１０^－２ｈＰａであり、化合物層の厚さは０～５０分の時間内で得られる０～１μｍの範囲で選択され、特に１０分～２０分の時間内で得られる５００ｎｍであり、作業距離は１０ｍｍ～１ｍ、特に４０ｍｍ～８０ｍｍであり、基板直径は５ｍｍ～３００ｍｍ、特に５１ｍｍである。

【0207】

Ｃｏ_３Ｏ_４：Ｃｏ_３Ｏ_４の場合、ソース材料はＣｏであり、基板上に堆積される化合物は主にＣｏ_３Ｏ_４であり、レーザ光は５１５ｎｍ～１０７０ｎｍの範囲、特に１０００ｎｍ～１０７０ｎｍの範囲で選択された波長を有し、強度はソース表面上で０．００１ｋＷ／ｍｍ^２～２ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する１Ｗ～２０００Ｗの範囲、特に０．１ｋＷ／ｍｍ^２～０．２ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する１００Ｗ～２００Ｗの範囲であり、プロセスガスはＯ_２とＯ_３の混合物、特にＯ_３含有量が５重量％～１０重量％のものであり、反応チャンバ圧力は１０^－１１ｈＰａ～１ｈＰａ、特に１０^－６ｈＰａ～１０^－２ｈＰａであり、化合物層の厚さは０～９０分の時間内で得られる０～１μｍの範囲で選択され、特に１０分～２０分の時間内で得られる２００ｎｍであり、作業距離は１０ｍｍ～１ｍ、特に４０ｍｍ～８０ｍｍであり、基板直径は５ｍｍ～３００ｍｍ、特に５１ｍｍである。

【0208】

Ｆｅ_３Ｏ_４：Ｆｅ_３Ｏ_４の場合、ソース材料はＦｅであり、基板上に堆積される化合物は主にＦｅ_３Ｏ_４であり、レーザ光は５１５ｎｍ～１０７０ｎｍの範囲、特に１０００ｎｍ～１０７０ｎｍの範囲で選択された波長を有し、強度はソース表面上で０．００１ｋＷ／ｍｍ^２～２ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する１Ｗ～２０００Ｗの範囲、特に０．１ｋＷ／ｍｍ^２～０．２ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する１００Ｗ～２００Ｗの範囲であり、プロセスガスはＯ_２とＯ_３の混合物、特にＯ_３含有量が５重量％～１０重量％のものであり、反応チャンバ圧力は１０^－１１ｈＰａ～１ｈＰａ、特に１０^－６ｈＰａ～１０^－２ｈＰａであり、化合物層の厚さは０～３０分の時間内で得られる０～１０μｍの範囲で選択され、特に１０分～２０分の時間内で得られる５μｍであり、作業距離は１０ｍｍ～１ｍ、特に４０ｍｍ～８０ｍｍであり、基板直径は５ｍｍ～３００ｍｍ、特に５１ｍｍである。

【0209】

ＣｕＯ：ＣｕＯの場合、ソース材料はＣｕであり、基板上に堆積される化合物は主にＣｕＯであり、レーザ光は５００ｎｍ～１０７０ｎｍの範囲、特に５００ｎｍ～５５０ｎｍの範囲で選択された波長を有し、強度はソース表面上で０．００１ｋＷ／ｍｍ^２～０．９ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する１Ｗ～９００Ｗの範囲、特に０．２ｋＷ／ｍｍ^２～０．４ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する２００Ｗ～４００Ｗの範囲であり、プロセスガスはＯ_２とＯ_３の混合物、特にＯ_３含有量が５重量％～１０重量％のものであり、反応チャンバ圧力は１０^－１１ｈＰａ～１ｈＰａ、特に１０^－６ｈＰａ～１０^－２ｈＰａであり、化合物層の厚さは０～１００分の時間内で得られる０～１μｍの範囲で選択され、特に１５分～３０分の時間内で得られる０．１５μｍであり、作業距離は１０ｍｍ～１ｍ、特に４０ｍｍ～８０ｍｍであり、基板直径は５ｍｍ～３００ｍｍ、特に５１ｍｍである。

【0210】

バナジウム酸化物：バナジウム酸化物の場合、ソース材料はＶであり、基板上に堆積される化合物は主にＶ_２Ｏ_３、ＶＯ_２、またはＶ_２Ｏ_５であり、レーザ光は５１５ｎｍ～１１００ｎｍの範囲、特に１０００ｎｍ～１１００ｎｍの範囲で選択された波長を有し、強度はソース表面上で０．００１ｋＷ／ｍｍ^２～２ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する１Ｗ～２０００Ｗの範囲、特に０．０６ｋＷ／ｍｍ^２～０．１２ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する６０Ｗ～１２０Ｗの範囲であり、プロセスガスはＯ_２とＯ_３の混合物、特にＯ_３含有量が５重量％～１０重量％のものであり、反応チャンバ圧力は１０^－１１ｈＰａ～１ｈＰａ、特に１０^－６ｈＰａ～１０^－２ｈＰａであり、化合物層の厚さは０～６０分の時間内で得られる０～１μｍの範囲で選択され、特に１０分～２０分の時間内で得られる０．３μｍであり、作業距離は１０ｍｍ～１ｍ、特に４０ｍｍ～８０ｍｍであり、基板直径は５ｍｍ～３００ｍｍ、特に５１ｍｍである。

【0211】

Ｎｂ_２Ｏ_５：Ｎｂ_２Ｏ_５の場合、ソース材料はＮｂであり、基板上に堆積される化合物は主にＮｂ_２Ｏ_５であり、レーザ光は５１５ｎｍ～１１００ｎｍの範囲、特に１０００ｎｍ～１１００ｎｍの範囲で選択された波長を有し、強度はソース表面上で０．００１ｋＷ／ｍｍ^２～２ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する１Ｗ～２０００Ｗの範囲、特に０．２ｋＷ／ｍｍ^２～０．４ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する２００Ｗ～４００Ｗの範囲であり、プロセスガスはＯ_２とＯ_３の混合物、特にＯ_３含有量が５重量％～１０重量％のものであり、反応チャンバ圧力は１０^－１１ｈＰａ～１ｈＰａ、特に１０^－６ｈＰａ～１０^－２ｈＰａであり、化合物層の厚さは０～２０分の時間内で得られる０～２μｍの範囲で選択され、特に１０分～２０分の時間内で得られる１．４μｍであり、作業距離は１０ｍｍ～１ｍ、特に４０ｍｍ～８０ｍｍであり、基板直径は５ｍｍ～３００ｍｍ、特に５１ｍｍである。

【0212】

Ｃｒ_２Ｏ_３：Ｃｒ_２Ｏ_３の場合、ソース材料はＣｒであり、基板上に堆積される化合物は主にＣｒ_２Ｏ_３であり、レーザ光は５１５ｎｍ～１１００ｎｍの範囲、特に１０００ｎｍ～１１００ｎｍの範囲で選択された波長を有し、強度はソース表面上で０．００１ｋＷ／ｍｍ^２～２ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する１Ｗ～２０００Ｗの範囲、特に０．０２ｋＷ／ｍｍ^２～０．０８ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する２０Ｗ～８０Ｗの範囲であり、プロセスガスはＯ_２とＯ_３の混合物、特にＯ_３含有量が５重量％～１０重量％のものであり、反応チャンバ圧力は１０^－１１ｈＰａ～１ｈＰａ、特に１０^－６ｈＰａ～１０^－２ｈＰａであり、化合物層の厚さは０～３０分の時間内で得られる０～１μｍの範囲で選択され、特に１０分～２０分の時間内で得られる０．５μｍであり、作業距離は１０ｍｍ～１ｍ、特に４０ｍｍ～８０ｍｍであり、基板直径は５ｍｍ～３００ｍｍ、特に５１ｍｍである。

【0213】

ＲｕＯ_２：ＲｕＯ_２の場合、ソース材料はＲｕであり、基板上に堆積される化合物は主にＲｕＯ_２であり、レーザ光は５１５ｎｍ～１１００ｎｍの範囲、特に１０００ｎｍ～１１００ｎｍの範囲で選択された波長を有し、強度はソース表面上で０．００１ｋＷ／ｍｍ^２～２ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する１Ｗ～２０００Ｗの範囲、特に０．２ｋＷ／ｍｍ^２～０．６ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する２００Ｗ～６００Ｗの範囲であり、プロセスガスはＯ_２とＯ_３の混合物、特にＯ_３含有量が５重量％～１０重量％のものであり、反応チャンバ圧力は１０^－１１ｈＰａ～１ｈＰａ、特に１０^－６ｈＰａ～１０^－２ｈＰａであり、化合物層の厚さは０～３００分の時間内で得られる０～１μｍの範囲で選択され、特に１０分～２０分の時間内で得られる０．０６μｍであり、作業距離は１０ｍｍ～１ｍ、特に４０ｍｍ～８０ｍｍであり、基板直径は５ｍｍ～３００ｍｍ、特に５１ｍｍである。

【0214】

ＺｎＯ：ＺｎＯの場合、ソース材料はＺｎであり、基板上に堆積される化合物は主にＺｎＯであり、レーザ光は５１５ｎｍ～１１００ｎｍの範囲、特に１０００ｎｍ～１１００ｎｍの範囲で選択された波長を有し、強度はソース表面上で０．００１ｋＷ／ｍｍ^２～２ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する１Ｗ～２０００Ｗの範囲、特に０．００５ｋＷ／ｍｍ^２～０．０１０ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する５Ｗ～１０Ｗの範囲であり、プロセスガスはＯ_２とＯ_３の混合物、特にＯ_３含有量が５重量％～１０重量％のものであり、反応チャンバ圧力は１０^－１１ｈＰａ～１ｈＰａ、特に１０^－６ｈＰａ～１０^－２ｈＰａであり、化合物層の厚さは０～２０分の時間内で得られる０～１μｍの範囲で選択され、特に１０分～２０分の時間内で得られる１．４μｍであり、作業距離は１０ｍｍ～１ｍ、特に４０ｍｍ～８０ｍｍであり、基板直径は５ｍｍ～３００ｍｍ、特に５１ｍｍである。

【0215】

ＭｎＯ：ＭｎＯの場合、ソース材料はＭｎであり、基板上に堆積される化合物は主にＭｎＯであり、レーザ光は５１５ｎｍ～１１００ｎｍの範囲、特に１０００ｎｍ～１１００ｎｍの範囲で選択された波長を有し、強度はソース表面上で０．００１ｋＷ／ｍｍ^２～２ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する１Ｗ～２０００Ｗの範囲、特に０．００５ｋＷ／ｍｍ^２～０．０１０ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する５Ｗ～１０Ｗの範囲であり、プロセスガスはＯ_２とＯ_３の混合物、特にＯ_３含有量が５重量％～１０重量％のものであり、反応チャンバ圧力は１０^－１１ｈＰａ～１ｈＰａ、特に１０^－６ｈＰａ～１０^－２ｈＰａであり、化合物層の厚さは０～２０分の時間内で得られる０～１μｍの範囲で選択され、特に１０分～２０分の時間内で得られる１．４μｍであり、作業距離は１０ｍｍ～１ｍ、特に４０ｍｍ～８０ｍｍであり、基板直径は５ｍｍ～３００ｍｍ、特に５１ｍｍである。

【0216】

Ｓｃ_２Ｏ_３：Ｓｃ_２Ｏ_３の場合、ソース材料はＳｃであり、基板上に堆積される化合物は主にＳｃ_２Ｏ_３であり、レーザ光は５１５ｎｍ～１１００ｎｍの範囲、特に１０００ｎｍ～１１００ｎｍの範囲で選択された波長を有し、強度はソース表面上で０．００１ｋＷ／ｍｍ^２～２ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する１Ｗ～２０００Ｗの範囲、特に０．０２ｋＷ／ｍｍ^２～０．０５ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する２０Ｗ～５０Ｗの範囲であり、プロセスガスはＯ_２とＯ_３の混合物、特にＯ_３含有量が５重量％～１０重量％のものであり、反応チャンバ圧力は１０^－１１ｈＰａ～１ｈＰａ、特に１０^－６ｈＰａ～１０^－２ｈＰａであり、化合物層の厚さは０～２０分の時間内で得られる０～１μｍの範囲で選択され、特に１０分～２０分の時間内で得られる１．３μｍであり、作業距離は１０ｍｍ～１ｍ、特に４０ｍｍ～８０ｍｍであり、基板直径は５ｍｍ～３００ｍｍ、特に５１ｍｍである。

【0217】

Ｍｏ_４Ｏ_１１またはＭｏＯ_３：Ｍｏ_４Ｏ_１１またはＭｏＯ_３の場合、ソース材料はＭｏあり、基板上に堆積される化合物は主にＭｏ_４Ｏ_１１またはＭｏＯ_３であり、レーザ光は５１５ｎｍ～１１００ｎｍの範囲、特に１０００ｎｍ～１１００ｎｍの範囲で選択された波長を有し、強度はソース表面上で０．００１ｋＷ／ｍｍ^２～２ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する１Ｗ～２０００Ｗの範囲、特に０．４ｋＷ／ｍｍ^２～０．８ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する４００Ｗ～８００Ｗの範囲であり、プロセスガスはＯ_２とＯ_３の混合物、特にＯ_３含有量が５重量％～１０重量％のものであり、反応チャンバ圧力は１０^－１１ｈＰａ～１ｈＰａ、特に１０^－６ｈＰａ～１０^－２ｈＰａであり、化合物層の厚さは０～３０分の時間内で得られる０～４μｍの範囲で選択され、特に１０分～２０分の時間内で得られる４．０μｍであり、作業距離は１０ｍｍ～１ｍ、特に４０ｍｍ～８０ｍｍであり、基板直径は５ｍｍ～３００ｍｍ、特に５１ｍｍである。

【0218】

ＺｒＯ_２：ＺｒＯ_２の場合、ソース材料はＺｒであり、基板上に堆積される化合物は主にＺｒＯ_２であり、レーザ光は５１５ｎｍ～１１００ｎｍの範囲、特に１０００ｎｍ～１１００ｎｍの範囲で選択された波長を有し、強度はソース表面上で０．００１ｋＷ／ｍｍ^２～２ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する１Ｗ～２０００Ｗの範囲、特に０．３ｋＷ／ｍｍ^２～０．５ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する３００Ｗ～５００Ｗの範囲であり、プロセスガスはＯ_２とＯ_３の混合物、特にＯ_３含有量が５重量％～１０重量％のものであり、反応チャンバ圧力は１０^－１１ｈＰａ～１ｈＰａ、特に１０^－６ｈＰａ～１０^－２ｈＰａであり、化合物層の厚さは０～１００分の時間内で得られる０～１μｍの範囲で選択され、特に１５分～２５分の時間内で得られる０．２μｍであり、作業距離は１０ｍｍ～１ｍ、特に４０ｍｍ～８０ｍｍであり、基板直径は５ｍｍ～３００ｍｍ、特に５１ｍｍである。

【0219】

ＨｆＯ_２：ＨｆＯ_２の場合、ソース材料はＨｆであり、基板上に堆積される化合物は主にＨｆＯ_２であり、レーザ光は５１５ｎｍ～１１００ｎｍの範囲、特に１０００ｎｍ～１１００ｎｍの範囲で選択された波長を有し、強度はソース表面上で０．００１ｋＷ／ｍｍ^２～２ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する１Ｗ～２０００Ｗの範囲、特に０．２５ｋＷ／ｍｍ^２～０．４ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する２５０Ｗ～４００Ｗの範囲であり、プロセスガスはＯ_２とＯ_３の混合物、特にＯ_３含有量が５重量％～１０重量％のものであり、反応チャンバ圧力は１０^－１１ｈＰａ～１ｈＰａ、特に１０^－６ｈＰａ～１０^－２ｈＰａであり、化合物層の厚さは０～４０分の時間内で得られる０～１μｍの範囲で選択され、特に１５分～２５分の時間内で得られる０．６μｍであり、作業距離は１０ｍｍ～１ｍ、特に４０ｍｍ～８０ｍｍであり、基板直径は５ｍｍ～３００ｍｍ、特に５１ｍｍである。

【0220】

Ａｌ_２Ｏ_３：Ａｌ_２Ｏ_３の場合、ソース材料はＡｌであり、基板上に堆積される化合物は主にＡｌ_２Ｏ_３であり、レーザ光は５１５ｎｍ～１１００ｎｍの範囲、特に１０００ｎｍ～１１００ｎｍの範囲で選択された波長を有し、強度はソース表面上で０．００１ｋＷ／ｍｍ^２～２ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する１Ｗ～２０００Ｗの範囲、特に０．２ｋＷ／ｍｍ^２～０．４ｋＷ／ｍｍ^２の出力密度に対応する２００Ｗ～４００Ｗの範囲であり、プロセスガスはＯ_２とＯ_３の混合物、特にＯ_３含有量が５重量％～１０重量％のものであり、反応チャンバ圧力は１０^－１１ｈＰａ～１ｈＰａ、特に１０^－６ｈＰａ～１０^－２ｈＰａであり、化合物層の厚さは０～２０分の時間内で得られる０～１μｍの範囲で選択され、特に１５分～２５分の時間内で得られる１．０μｍであり、作業距離は１０ｍｍ～１ｍ、特に４０ｍｍ～８０ｍｍであり、基板直径は５ｍｍ～３００ｍｍ、特に５１ｍｍである。Ａｌの場合、成長様式４により、３００Ｗ～５００Ｗのレーザ出力で毎分１μｍ超の高い成長速度を達成することができる。

【0221】

ＴＬＥ（熱レーザ蒸発）は、金属膜の成長に特に有効な技術である。ここでは、熱レーザ蒸発が非結晶質および多結晶酸化膜の成長にも適していることを実証した。以下、酸素－オゾン雰囲気中で、元素金属ソースのレーザ誘起蒸発によって堆積された二元酸化膜のスペクトルについて報告する。ＴＬＥによる酸化物の堆積は、元素金属ソースの酸化を伴う。これは、ソースの分子フラックスを系統的な影響を与える。同じレーザ光学系を使用し、加熱していない基板上に成長させた酸化膜のソースとして１５種類の元素金属を使用することに成功した。ソース材料は、Ｈｆ、Ｍｏ、およびＲｕなどの蒸気圧が低い耐火性金属から、低温で容易に消化するＺｎまで多岐にわたった。これらの結果から、ＴＬＥは、非常にクリーンな酸化膜の成長に適していることが明らかになった。

【0222】

酸化膜６２は、その広範囲にわたる興味深い有用な特性により、新しい機能性を実現するうえで大きな関心を集めている。酸化膜の成長には、電子ビーム蒸着（ＥＢＥ）、分子ビームエピタキシー（ＭＢＥ）、パルスレーザ堆積（ＰＬＤ）、スパッタリング、および原子層堆積（ＡＬＤ）など、事実上あらゆる蒸着技術が用いられている。熱レーザ蒸発（ＴＬＥ）は、レーザビームで金属ソースを熱蒸発させることで、ＭＢＥ、ＰＬＤ、およびＥＢＥの利点を併せもつため、非常にクリーンな金属膜の成長に有望な技術であることが最近実証された。

【0223】

吸着制御成長様式を利用することで、ＭＢＥは特に優れた構造品質をもつ膜の成長に適している。ＭＢＥでは、ソース材料の分子フラックスは、ソース材料を蒸発させることによって生成される。しかしながら、この目的に好ましいオーミックヒータは、反応性バックグランドガスの使用を制限する。この制限は、複雑な金属酸化物の成長には致命的である。さらに、Ｂ、Ｃ、Ｒｕ、Ｉｒ、およびＷなどの蒸気圧の低い元素は、外部からのオーミック加熱では蒸発させることができない。これらの元素を蒸発させるにはＥＢＥが必要だが、この技術は正確で安定した蒸発速度を達成するには最適ではない。ＰＬＤは、短周期の高出力レーザーパルスを介して基板上にソース材料を転写する。ＰＬＤは、反応性ガスの高いバックグラウンド圧力で作動できるが、材料組成の精密な制御は困難であり、特に膜組成を滑らかに変化させたい場合には難しい。

【0224】

レーザの発明後、レーザアシスト蒸発法による薄膜の堆積が提案され、試みられてきた。しかしながら、連続発振（ｃｗ）レーザによる蒸発は、非化学量論的な薄膜の形成により断念された。同時に、高出力密度パルスレーザによる蒸発がＰＬＤの発明につながった。ｃｗレーザ技術の発展とともに、ＴＬＥは、ＭＢＥ、ＰＬＤ、およびＥＢＥのそれぞれの弱点を解消しながら、それぞれの利点を組み合わせることができる複雑な材料のエピタキシャル成長の候補として、最近再発見された。真空チャンバ１２の外部に設置されたレーザ３６および３８は、局所加熱によって純金属ソース３０および３２を蒸発させる。これは、簡単なセットアップしか必要とせず、各ソース要素の精密な蒸発制御、ソース材料の高純度化、およびバックグラウンドガスＧの組成と圧力に関するほぼ無制限の選択を可能にする。多くの場合、局所的に溶融したソース３０および３２は、それ自体が坩堝を形成する。坩堝からの不純物の混入を回避することで、ソース３０および３２は、高純度を保つことが保証される。元素金属膜および半導体膜６２を堆積するＴＬＥの可能性は、ＢｉおよびＺｎなどの蒸気圧の高い元素から、ＷおよびＴａなどの蒸気圧の低い元素まで、幅広い元素を膜６２として堆積することで実現している。

【0225】

酸化膜６２およびヘテロ構造の成長にＴＬＥを使用することも非常に有利であり得るが、酸化雰囲気でそれが可能であることは明らかではない。ＭＢＥおよびＥＢＥに干渉する熱源（フィラメント）の酸化は、ＴＬＥでは回避するのが容易でない。しかしながら、酸化雰囲気中でレーザビームを用いて加熱すると、金属ソース３０および３２自体が酸化しやすくなる。ソースが酸化すると、レーザ放射は、もはや元のソース材料によってのみ吸収されるのではなく、その酸化物によっても吸収される。実際、ソース全体またはソースの表面が酸化する場合があり、あるいは酸化物が溶融プール上に部分的な層を形成する場合がある。また、ソース材料の分子フラックスは、ソースの金属部分とソース材料の酸化物の両方によって生成される可能性がある。

【0226】

そのために、蒸気圧の高いあるいは低い元素金属ソース３０および３２を、様々な酸素－オゾン雰囲気中でレーザ照射して蒸発させる一連の実験を行った。蒸発プロセスを簡便に調べるため、本来の酸化物で覆われた加熱していないＳｉ（１００）ウエハを基板２４として使用した。第１のソース加熱レーザ３６および第２のソース加熱レーザ３８と同じレーザ光学系と１０３０ｎｍ～１０７０ｎｍのレーザ波長を使用して、酸化膜６２を成長させることに成功した。この実験から、強酸化雰囲気中で元素ソースを蒸発させると、プロセス中にソース３０および３２が酸化されるにもかかわらず、酸化膜成長に適用できることが明らかになった。酸化雰囲気を調整することで、所与の雰囲気中で異なる酸化物相が得られることもわかった。さらに、堆積プロセスは、酸素－オゾン圧力の関数として特徴的な変化を示すことがわかった。

【0227】

図１は、本発明で使用したＴＬＥチャンバ１０の模式図を示している。６０ｍｍの作業距離を隔てて、高純度の円筒形金属ソース３０および３２と２インチのＳｉ（１００）基板２４とがＴａベースのホルダ２２で支持されている。ソース３０および３２の加熱には、１０３０ｎｍのファイバ結合ディスクレーザ３６と、上面に４５°で入射する１０７０ｎｍのファイバレーザ３８を使用した。これらのレーザ３６および３８の利用可能性から判断して、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｃｕ、およびＮｉの蒸発には前者のレーザ３６を使用し、その他の元素には後者のレーザ３８を使用した。２つのレーザ３６および３８の性能に差は見られなかった。どちらのレーザ３６および３８も、ソース３０および３２上の１ｍｍ^２までのほぼ楕円状の領域を照射した。温度検出のために、Ｓｉウエハ２４の裏面とソース３０および３２の底面にＣ型Ｗ－Ｒｅ熱電体を配置した。

【0228】

酸素－オゾン混合流２０と、直列に接続された２つのターボ分子ポンプおよびダイアフラムポンプを備えるカスケードポンプシステム１８が、１０^－８ｈＰａ～１０^－２ｈＰａの範囲で変化するチャンバ圧力Ｐ_ｏｘを精密に制御するために採用された。オゾンは、グロー放電式連続流オゾン発生器（図示せず）から供給される全流量の約１０ｗｔ％を占めた。このガス流量を制御するバルブの設定は、一定の流量を供給するために各堆積の間一定に保たれた。蒸発プロセス中に、Ｐ_ｏｘとソース３０および３２と基板２４の温度を、圧力計と熱電体（図示せず）で監視した。同じ堆積ジオメトリを用いて、ＴＬＥを使用して１５種類の金属元素を蒸発させて、酸化膜６２を堆積させた。各元素を、同じレーザ出力およびレーザ光学系を使用して、１０^－８ｈＰａ～１０^－２ｈＰａの範囲で異なるＰ_ｏｘの値を用いて数回に分けて蒸発させた。膜の厚さを測定し、その微細構造を調べるために、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を採用した。堆積された膜６２の結晶構造をＸ線回折で同定した。光電子分光法を実施して、ＴＬＥで成長させたＴｉＯ_２膜６２の酸化状態を明らかにした。膜６２が非結晶質であることが判明した場合、その後、結晶化のために５００℃で２時間Ａｒ焼鈍を追加で行った。

【0229】

ソース３０および３２と蒸発した材料の酸化によって酸素－オゾンガス混合物が消費されるので、Ｐ_ｏｘは、図２９に示すように、堆積中に頻繁に減少した。図には、複数のガス圧力におけるＴｉの蒸発中のＰ_ｏｘが示されている。ＴｉのＴＬＥにおけるレーザ照射時間は１５分であった。Ｐ_ｏｘは、レーザ３６および３８がオンされて３００秒までの時間で減少し、レーザがオフされて１２００秒までの時間ですぐに初期値に戻った。酸化は温度が高いほど活発であるため、Ｐ_ｏｘの減少は主に元素ソースの酸化に起因すると考えられる。蒸発した材料を酸化するのに必要な酸素の最大量は、入口ガス流量の１％未満であり、観察された圧力変化を説明することはできない。１６０Ｗレーザを用いた１０^－２ｈＰａでの堆積の後に、Ｔｉソース３０および３２は白色の物質で覆われた。これは、高い確率でＴｉＯ_２からなる。その他の元素ソースも使用後に酸化した。上述したソース３０および３２の実質的な酸化は、レーザ光の吸収、蒸発プロセス、および基板２４上に堆積した蒸気種に影響を与える。

【0230】

しかしながら、バックグラウンド圧力の低下は、すべての場合に観察されたわけではない。第１に、プロセスの開始時にソース３０および３２がすでに完全に酸化されている場合、第２に、ソース３０および３２の酸化が本質的に好ましくない場合に、圧力変化は小さいか、あるいは全くなかった。酸化雰囲気中でのＮｉの熱レーザ蒸発は、最初のケースの例である。Ｐ_ｏｘの減少は、Ｐ_ｏｘ＜１０^－４ｈＰａの場合にのみ観察された。圧力が高くなると、Ｎｉソース３０および３２は酸化物で覆われるようになった。したがって、それ以上の酸化が抑制され、Ｐ_ｏｘの減少が消失した。強酸化条件下でＮｉを加熱して得られた主な蒸気種はＮｉＯである。Ｃｕの熱レーザ蒸発は、２つ目のケースの例である。ここでは、Ｃｕの酸化は比較的不利である。１０００℃超で、１０^－４ｈＰａ～１０^－２ｈＰａの範囲の酸素圧力において、金属Ｃｕは、酸化物よりも安定していた。実験では、Ｃｕが局所的に溶融したことから明らかなように、照射領域におけるソース温度は１０８５℃を超えていた。この温度では、液体Ｃｕが熱力学的に安定な相であり、元素Ｃｕが主な蒸気種になると予想された。実際、図Ｓ３に示すように、Ｃｕの蒸発中にチャンバ圧力に大きな変化は見られなかった。ＴＬＥプロセスの後に、Ｃｕソース３０および３２のレーザ照射領域は、金属になった。

【0231】

酸化膜のＴＬＥでの成長のためのソースとして１５種類の金属元素を試験した（表１）。図３０は、ＴＬＥで成長させたＴｉＯ_２、Ｆｅ_３Ｏ_４、ＨｆＯ_２、Ｖ_２Ｏ_３、ＮｉＯ、およびＮｂ_２Ｏ_５の膜の微小角入射ＸＲＤパターンを示している。これらのパターンは、ここで調べたすべての二元系酸化物の典型的なパターンである。図に示すように、膜６２は、多結晶であり、多くの場合、単相である。非結晶質酸化物を形成したＣｒを除き、ほとんどの元素が加熱していないＳｉ基板２４上に多結晶膜６２を形成した。その後、５００℃で２時間Ａｒ焼鈍を行うことで、この層は多結晶Ｃｒ_２Ｏ_３膜６２に変化した。観察された酸化物相を表１にまとめる。Ｔｉ、Ｖ、およびＭｏ酸化物は、複数の相を形成し、どの層が得られたかはＰ_ｏｘにより決定された。例えば、Ｖの場合、Ｐ_ｏｘを１０^－４ｈＰａから１０^－２ｈＰａに増加させることで、Ｖ_２Ｏ_３、ＶＯ_２、またはＶ_２Ｏ_５膜６２が得られた。その他の元素の場合、使用したＰ_ｏｘの範囲内で単一の酸化状態のみが観察された。

【0232】

膜６２の構造をより詳細に調べるために、断面ＳＥＭを行った。図３０に示す膜６２のＳＥＭ断面を示した図３１に示すように、ほとんどの多結晶膜は柱状構造を有していた。測定された基板温度と堆積した酸化物の融点との比は、０．０５～０．２の範囲であった。したがって、観察された柱状構造は、ここで用いた条件では柱状微細構造の形成を予測する膜成長のゾーンモデルと一致する。ここでは、堆積された酸化物の結晶構造は膜構造に影響を与える。１０^－３ｈＰａおよび１０^－２ｈＰａで成長したＭｏ酸化膜は、角柱板および六角板をそれぞれ備える。図３１に示す膜６２を、数Å／ｓの速度で成長させた。これらの速度は、酸化膜の成長における典型的なものとして選ばれた。速度（図３１参照）を、ウエハ中心部の膜の厚さをレーザ照射時間で割って測定した。堆積速度は、ここに記載する値に限定されない。実際、レーザ出力に伴って超直線的に増加する。

【0233】

ソース３０および３２は、局所的に加熱されることに伴い、平坦な小面積蒸発ソース３０および３２のように振る舞い、放出角度の関数として余弦タイプのフラックス分布を提供する。実際、ＳＥＭ測定から、ウエハエッジに向けて膜６２が薄くなっていることがわかった。使用した蒸発パラメータでは、エッジに向かう膜の厚さの減少は、ほとんどの場合２０％以下に等しく、理論的に予想される１５％以下という値よりわずかに高い。この効果は、分子フラックスを集中させる蒸発中のソースの顕著なピッティングによるものと考えられる。

【0234】

本研究の結果、予想通り、堆積された酸化物の相は酸化ガス圧力の関数であった。この挙動は、図３２におけるＴｉおよびＮｉ膜６２で示されている。この図は、いくつかの異なるＰ_ｏｘで成長させたこのような膜のＸＲＤパターンを示している。Ｔｉの場合、酸素－オゾンなしで堆積すると、多結晶六方晶Ｔｉ膜が得られた。Ｐ_ｏｘが増加すると、サブ化学量論的なＴｉＯ、ルチルＴｉＯ_２、およびアナテーゼＴｉＯ_２の膜６２が堆積した。ＴｉＯは、よく知られたＴｉの揮発性亜酸化物である。これは、Ｐ_ｏｘが１０^－６ｈＰａ以下の弱酸化環境で形成された。３７．３６°、４３．５０°、および６３．１８°（図５ａ、赤色曲線）におけるピークは、立方晶ＴｉＯを示している。ルチルＴｉＯ_２は、Ｐ_ｏｘが１０^－４ｈＰａの膜に現れた。灰色の線は、ルチルＴｉＯ_２の予想される回折ピーク位置を示している。１０^－３ｈＰａでは、図５の紫色の星印で示すように、ルチル相とともにアナテーゼＴｉＯ_２が生成される。表面自由エネルギーが低いため、準安定なＴｉＯ_２アナテーゼ相は、ほとんどの合成法や堆積法で好ましく得られる。アナターゼ相をルチル相に変化させるか、ルチル相のＴｉＯ_２を直接合成するには、通常、高エネルギー条件が必要である。蒸発した原子および分子の熱エネルギーから考えると、ＴＬＥは低エネルギーのプロセスであるが、ここでは、ルチル相ＴｉＯ_２の優先的な形成を観察した。１０^－２ｈＰａでは、堆積された膜は結晶性を失った。

【0235】

ＴＬＥで成長させたＴｉＯ_２膜６２の酸化状態をＸＰＳで分析し、ＥＢＥで成長させたＴｉＯ_２膜と比較した。堆積されたままのＥＢＥ試料はかなりの量のＴｉ^３＋を含む一方で、ＴＬＥ試料はほとんどがＴｉ^４＋であった。この現象は、酸素－オゾンバックグラウンドがＴｉＯ_２の熱解離（ＴｉＯ_２（ｓ）→ＴｉＯ（ｇ）＋１／２Ｏ_２（ｇ））を抑制し、堆積された材料を酸化させるためと考えられる。

【0236】

興味深いことに、ＴＬＥで成長させたＮｉ酸化膜６２の酸化挙動は、Ｔｉ酸化膜６２の酸化挙動とは著しく異なることがわかった。ＵＨＶ条件下では、金属Ｎｉにも立方晶相が見られた（図３２ｂ）。Ｐ_ｏｘが１０^－６ｈＰａ以下では（チャンバ圧力の減少によって示されるように）Ｎｉソース表面３０が酸化されるが、得られた膜６２はこのＰ_ｏｘでも金属的挙動を示した。これは、Ｎｉの酸化電位が高いことと、ＮｉがＮｉＯよりも蒸気圧が高いことに起因する。したがって、大部分の蒸気種は、照射された高温領域の酸化されていないＮｉに由来する。さらに、基板２４上に堆積されたＮｉは、低い基板温度では著しく酸化しない。ＮｉＯ相は、Ｐ_ｏｘの増加とともに徐々に進化する。図３２には、ＮｉＯ相に予想される回折ピーク位置が存在し、立方晶ＮｉＯの形成を示している。金属と酸化物の両方のピークが存在することからわかるように、１０^－５ｈＰａで堆積されたＮｉ膜６２は、部分的に酸化されてＮｉＯになっている。高いＰ_ｏｘではＮｉＯ相が支配的である。

【0237】

また、Ｐ_ｏｘは、ＴＬＥで成長させた酸化膜６２の堆積速度にも影響を与える。図３３は、ＴｉベースおよびＮｉベースの酸化膜６２の堆積速度の圧力依存性を示している。膜６２中への酸素の取り込みを考慮すると、Ｐ_ｏｘが増加するにつれて堆積速度が増加すると予想される。しかしながら、観察された堆積速度の挙動は、酸素の取り込みだけでは説明できない。Ｔｉベースの膜６２の成長速度は、Ｐ_ｏｘとともに、基準圧力での０．６Å／ｓ以下から、１０^－３ｈＰａで３．５Å／ｓまで増加した。堆積速度が６倍になることから、速度に影響を与える他の要因があることが推測される。対照的に、Ｎｉベースの酸化膜６２の堆積速度は、１０^－４ｈＰａで３．１Å／ｓから４．６Å／ｓまでしか増加せず、その後、Ｐ_ｏｘ＞１０^－４ｈＰａで０．３Å／ｓまで急激に低下した。膜６２（図３２参照）中の酸化物割合の増加が最初の堆積速度の増加の原因かもしれないが、１０^－３ｈＰａでの堆積速度の大幅な低下を説明することはできない。ＴｉベースおよびＮｉベースの膜６２の成長特性は、ほとんどの膜６２で観察される２つの特徴的なモードを表している。Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｚｎ、およびＭｏはＴｉの挙動を示し、Ｃｒ、Ｓｃ、Ｍｎ、およびＶはＮｉの挙動を示す。

【0238】

なぜＰ_ｏｘは、ＴＬＥで成長された酸化膜の堆積速度を、この２つの特徴的なモードに変化させるのか。本出願人は、この挙動がソース３０および３２の酸化表面層の蒸気圧によって制御されていると考える。ソース表面に形成される酸化物の蒸気圧が金属のそれを上回る場合、堆積速度はＰ_ｏｘとともに増加する。これは、Ｔｉのような堆積速度の挙動に対応している。ＴｉＯ_２ガス蒸気の形成（Ｔｉ（ｓ）＋Ｏ_２（ｇ）→ＴｉＯ_２（ｇ））は、ソースからの酸化物蒸気の効果的な発生につながる発熱反応である。金属の酸化速度がＰ_ｏｘのべき乗

【数1】

で増加すると、ＦｅおよびＮｂで観察されるように、堆積速度はＰ_ｏｘに対応して増加する。対照的に、金属の蒸気圧が酸化物の蒸気圧を上回ると、Ｎｉのようなシナリオが見られる。ＮｉＯの蒸気圧は、Ｎｉの蒸気圧より１桁ほど小さいので、ＮｉＯで覆われたソースは、堆積速度を同じ度合だけ低下させる。この理解は、Ｎｉの堆積速度の急激な低下が、チャンバ内の圧力降下が消失するのと同じ圧力である１０^－３ｈＰａで生じるという観察によって裏付けられ、このＰ_ｏｘでは、ソースがＮｉＯ層６２によって不動態化されていることが明らかになった。

【0239】

このようにして、ＴＬＥによる多結晶酸化膜６２の成長が実証された。酸素－オゾン圧力が１０^１ｈＰａまでの純金属ソースを蒸発させることにより、ソース３０および３２の酸化の可能性に関係なく、酸化状態が調整可能で結晶構造を有する膜６２を成長させることができる。低蒸気圧元素と高蒸気圧元素を含む広範な金属ソースから、様々な酸化状態の多結晶膜６２が、加熱していないＳｉ（１００）基板２４上に数Å／ｓの成長速度で堆積された。ソースの酸化度を決定する酸化ガスの圧力は、堆積速度だけでなく、得られた酸化膜３２の組成と相にも強く影響を与える。本出願人の研究は、多様な化合物の超高純度エピタキシャル酸化物ヘテロ構造のＴＬＥ成長への道を開くものである。

【0240】

【表1】

【符号の説明】

【0241】

１０：反応チャンバ
１２：真空チャンバ
１４：第１の反応容積
１６：第２の反応容積
１８：真空ポンプ
２０：ガス供給部
２２：基板配置部
２４：基板
２６：基板加熱レーザ
２８：基板ホルダの転写
３０：第１のソース
３２：第２のソース
３４：ソース配置部
３６：第１のソース加熱レーザ
３８：第２のソース加熱レーザ
４０：遮蔽開口部
４２：ソースホルダの転写
４４：ゲートバルブ
４６：基板ホルダ
４８：基板２４の表面
５０：２４の裏面
５２：窓
５４：第１の元素、分子、式単位
５６：第２の元素、分子、式単位
５８：テラス
６０：表面
６２：薄膜、層
６６：エッジ
１００：固体コンポーネント
１０２：量子コンポーネント
１０４：第１の電磁放射
１０６：第２の電磁放射
１０８：第３の電磁放射
１１０：第４の電磁放射
１１２：第５の電磁放射
１１４：コンポーネントビーム
１１６：第１の反応雰囲気
１１８：第２の反応雰囲気
１２０：第３の反応雰囲気
１２２：第４の反応雰囲気
１２４：第５の反応雰囲気
１２６：第１の材料
１２８：第２の材料
１３０：第３の材料
１３２：バッファ材料
１３４：バッファ層
１３６：カバー材料
１３８：カバー層
Ｇ：プロセスガス
Ｔ：終端材料

【図1】