JP2005223206A - ３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 結晶欠陥を低減させることができる３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法を提供する。
【解決手段】 Ｓｉ結晶基板の（１１０）面上に３Ｃ−ＳｉＣ結晶の（１１１）面を略平行にエピタキシャル気相成長させる３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法である。ここで、Ｓｉ結晶基板を成長室内に設置する工程と、成長室内にＣを含むガスを流してＳｉ結晶基板の（１１０）面上に炭化バッファ結晶膜を形成する工程と、成長室内にＳｉとＣとを含むガスを流して炭化バッファ結晶膜上に３Ｃ−ＳｉＣ結晶を成長させる工程とを含むことが好ましい。
【選択図】 図１

Description

本発明は３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法に関し、特に結晶欠陥を低減させることができる３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法に関する。

ＳｉＣ（炭化ケイ素）結晶には多くのポリタイプが存在するが、その中でも閃亜鉛鉱型の結晶構造を有する３Ｃ−ＳｉＣ結晶は、ワイドバンドギャップであること（約２．２ｅＶ）、電子移動度が高いこと（約１０００ｃｍ²Ｖ^-1ｓ^-1）、飽和電子速度が大きいこと（約２．７×１０⁷ｃｍｓ^-1 ａｔ２×１０⁵Ｖｃｍ^-1）、高温でも安定であること、絶縁破壊電界が高いこと（４×１０⁶Ｖｃｍ^-1）および化学的に安定であることなどの特徴を有している。

したがって、これらの特徴を有する３Ｃ−ＳｉＣ結晶をデバイスに用いた場合には、Ｓｉ（シリコン）の物性限界を超えたデバイス性能を発揮することが期待され、また、デバイスの製造において熱酸化工程などの多くのＳｉ系デバイスの製造プロセスを用いることができることから、３Ｃ−ＳｉＣ結晶を用いて、低損失パワー半導体デバイス、高密度集積回路・高周波デバイスまたは耐環境センサなどを製造することが注目されている。

また、３Ｃ−ＳｉＣ結晶はＳｉ基板上にエピタキシャル成長が可能であるため、大面積かつ高品質のＳｉ基板を安価に入手することによって、３Ｃ−ＳｉＣ／Ｓｉのヘテロ構造を利用したデバイスの製造コストの低減を図ることができる。しかしながら、その一方で、３Ｃ−ＳｉＣとＳｉとの間の約２０％のミスフィットや大きな熱膨張係数差などに起因して、Ｓｉ基板上にエピタキシャル成長した３Ｃ−ＳｉＣ結晶には高密度の結晶欠陥が発生するという問題があった。

そこで、特許文献１には、Ｓｉ基板上にＢＰ（リン化ホウ素）を介して３Ｃ−ＳｉＣ結晶をエピタキシャル成長させる方法が開示されている（特許文献１の[請求項５]参照）。しかしながら、この方法においては、ＢＰと３Ｃ−ＳｉＣとの間の格子定数と熱膨張率はほぼ同等であるが（特許文献１の段落[００１９]参照）、ＢＰとＳｉとの間のミスフィットが１６．４％もあるため（特許文献１の段落[００２０]参照）、このミスフィットに起因してＢＰ上の３Ｃ−ＳｉＣ結晶に結晶欠陥が発生することがあった。

また、特許文献２には、バルク結晶基板の表面の少なくとも一部に複数の起伏を形成する工程と、起伏が形成された結晶基板の表面上に立方晶系の第１のＳｉＣ層をエピタキシャル成長する工程と、第１のＳｉＣ層から結晶基板を除去する工程、結晶基板の除去により露出した第１のＳｉＣ層の表面上に立方晶系の第２のＳｉＣ層をエピタキシャル成長してその表面を平坦化する工程を含む方法が開示されている（特許文献２の[請求項１]参照）。しかしながら、この方法においては、結晶基板に起伏を形成し、その結晶基板上にＳｉＣ層をエピタキシャル成長させた後に結晶基板を除去し、結晶基板除去後のＳｉＣ層上に再度ＳｉＣ層をエピタキシャル成長させるという多数の工程を必要とするため、デバイスの製造コストが膨大なものになるという問題があった。

さらに、特許文献３には、表面または裏面に格子状に溝を切ったＳｉ基板上に３Ｃ−ＳｉＣ結晶を成長させ、溝の部分で熱的応力を緩和することによって３Ｃ−ＳｉＣ結晶の結晶欠陥を低減させる方法が開示されている（特許文献３の[請求項１]、段落[０００５]、[０００７]参照）。しかしながら、この方法においては、Ｓｉ基板に複数本の溝を切る必要があるため、溝を切る際にＳｉ基板が割れたり、Ｓｉ基板に多数の傷が入ってしまうという問題があった。
特開２００３−８１６９５号公報 特開２００２−２０１０９８号公報 特開２００１−３３５９３４号公報

本発明の目的は、結晶欠陥を低減させることができる３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法を提供することにある。

本発明は、Ｓｉ結晶基板の（１１０）面上に３Ｃ−ＳｉＣ結晶の（１１１）面を略平行にエピタキシャル気相成長させる３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法である。

ここで、本発明の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法においては、Ｓｉ結晶基板を成長室内に設置する工程と、成長室内にＣを含むガスを流してＳｉ結晶基板の（１１０）面上に炭化バッファ結晶膜を形成する工程と、成長室内にＳｉとＣとを含むガスを流して炭化バッファ結晶膜上に３Ｃ−ＳｉＣ結晶を成長させる工程とを含むことが好ましい。

また、本発明の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法においては、Ｓｉ結晶基板を成長室内に設置した後に、成長室内にガスを流してＳｉ結晶基板の（１１０）面上に自然発生している酸化膜を除去する工程を含むことが好ましい。

また、本発明の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法においては、Ｓｉ結晶基板の（１１０）面に形成する炭化バッファ結晶膜の面方位が、Ｓｉ結晶基板の（１１０）面に略平行な３Ｃ−ＳｉＣ結晶の（１１１）面であることが好ましい。

また、本発明の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法においては、Ｃを含むガスの流量が１ｓｃｃｍ以下であることが好ましい。

また、本発明の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法においては、Ｃを含むガスを１分以上２００分以下流すことが好ましい。

また、本発明の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法においては、３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長時における成長室内の圧力が１×１０³Ｐａ以上１．０２×１０⁵Ｐａ以下であることが好ましい。

また、本発明の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法においては、炭化バッファ結晶膜の形成時におけるＳｉ結晶基板の（１１０）面の温度が１０００℃以上１４１４℃以下であることが好ましい。

また、本発明の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法においては、炭化バッファ結晶膜の成膜速度が０．１ｎｍ／分以上２ｎｍ／分以下であることが好ましい。

また、本発明の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法においては、ＳｉとＣとを含むガスの流量が０．１ｓｃｃｍ以上１０ｓｃｃｍ以下であることが好ましい。

また、本発明の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法においては、ＳｉとＣとを含むガス中におけるＳｉとＣとのモル比であるＳｉ／Ｃが０．９以上１．１以下であることが好ましい。

また、本発明の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法においては、ＳｉとＣとを含むガスを１分以上２００時間以下流すことが好ましい。

また、本発明の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法においては、３Ｃ−ＳｉＣ結晶の気相成長時における成長室内の圧力が１×１０³Ｐａ以上１．０２×１０⁵Ｐａ以下であることが好ましい。

また、本発明の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法においては、３Ｃ−ＳｉＣ結晶の気相成長時における炭化バッファ結晶膜の表面温度が１０００℃以上１４１４℃以下であることが好ましい。

また、本発明の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法においては、３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長速度が１０ｎｍ／分以上１０００ｎｍ／分以下であることが好ましい。

また、本発明の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法においては、炭化バッファ結晶膜の形成および３Ｃ−ＳｉＣ結晶の気相成長は、熱ＣＶＤ法によって行なわれることが好ましい。

また、本発明の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法においては、Ｓｉ結晶基板の（１１０）面から＜００１＞方向にオフ角を導入したことが好ましい。

また、本発明の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法においては、Ｓｉ結晶基板の（１１０）面から＜００１＞方向に−１０°以上−１°以下または１°以上１０°以下のオフ角を導入したことが好ましい。

また、本発明の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法においては、Ｓｉ結晶基板の（１１０）面にオフ角を導入し、＜００１＞方向へのオフ角度成分が−１０°以上−１°以下または１°以上１０°以下であることが好ましい。

また、本発明の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法においては、３Ｃ−ＳｉＣ結晶が単結晶であることが好ましい。

本発明によれば、結晶欠陥を低減させることができる３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法を提供することができる。

以下、本発明の実施の形態について説明する。なお、本明細書の図面において、同一の参照符号は同一部分または相当部分を表わすものとする。

図１（Ａ）にＳｉ結晶基板の（１１０）面の原子配列の模式図を示し、図１（Ｂ）に３Ｃ−ＳｉＣ結晶の（１１１）面の原子配列の模式図を示す。図１（Ａ）および図１（Ｂ）に示すように、Ｓｉ結晶基板の（１１０）面と３Ｃ−ＳｉＣ結晶の（１１１）面との間には、格子整合性の高いＳｉ結晶基板の（００１）面と３Ｃ−ＳｉＣ結晶の（−１−１２）面との平行関係およびＳｉ結晶基板の（−１１０）面と３Ｃ−ＳｉＣ結晶の（−１１０）面との平行関係が存在する。

すなわち、従来から研究されてきたＳｉ結晶基板の（１００）面と３Ｃ−ＳｉＣ結晶の（１００）面とを平行にしたエピタキシャル気相成長においては、図２（Ａ）に示すＳｉ結晶基板の（１００）面の原子配列および図２（Ｂ）に示す３Ｃ−ＳｉＣ結晶の（１００）面の原子配列を見ると、ミスフィットが約１９．７％（＝（０．５４３−０．４３６）×１００／０．５４３）生じることが考えられる。また、同様に従来から研究されてきたＳｉ結晶基板の（１１１）面と３Ｃ−ＳｉＣ結晶の（１１１）面とを平行にしたエピタキシャル気相成長においても、図３（Ａ）に示すＳｉ結晶基板の（１１１）面の原子配列および図３（Ｂ）に示す３Ｃ−ＳｉＣ結晶の（１１１）面の原子配列を見ると、ミスフィットが約１９．７％（＝（０．２２２−０．１７８）×１００／０．２２２）生じることが考えられる。

しかしながら、Ｓｉ結晶基板の（１１０）面と３Ｃ−ＳｉＣ結晶の（１１１）面とを平行にしたエピタキシャル気相成長においては、図１（Ａ）および図１（Ｂ）に示す原子配列を見ると、対応するＳｉ結晶基板の（００１）面の面間隔と３Ｃ−ＳｉＣ結晶の（−１−１２）面の面間隔の３倍の間隔との間のミスフィットは約１．６５７％（＝（０．５４３−０．１７８×３）×１００／０．５４３）となって非常に小さくなる。したがって、本発明においては、ミスフィットを低減させることができるため、ミスフィットに起因する３Ｃ−ＳｉＣ結晶の結晶欠陥を低減させることができる。なお、３Ｃ−ＳｉＣ結晶とは、結晶構造が閃亜鉛鉱型であるＳｉＣ結晶のことである。

なお、図１から図３の丸印はそれぞれＳｉ結晶基板または３Ｃ−ＳｉＣ結晶中のＳｉ原子の投影位置を示し、黒丸が紙面奥行き方向に同じ深さに存在するＳｉ原子を示している。

図４に、本発明に用いられるエピタキシャル気相成長装置の一部の好ましい一例の模式図を示す。このエピタキシャル気相成長装置は、Ｃを含むガス、またはＳｉとＣとを含むガスなどを供給するガス供給管１と、３Ｃ−ＳｉＣ結晶を成長させる成長室としての石英管２と、石英管２中に設置されている断熱材３およびサセプタ４と、石英管２の周囲に巻きつけられている高周波コイル５とを含む。

そして、サセプタ４上にＳｉ結晶基板６を設置し、高周波コイル５に高周波電流を流すことによってサセプタ４が加熱され、Ｓｉ結晶基板６の（１１０）面の温度がたとえば９００℃以上１４１４℃以下に保持される。続いて、ガス供給管１からＨ₂ガス（水素ガス）が石英管２に、たとえば１ｓｌｍ以上５ｓｌｍ以下の流量で５分以上２０分以下流され、Ｓｉ結晶基板６の（１１０）面に自然に発生している酸化膜をＨ₂ガスにより除去する。これにより、Ｓｉ結晶基板６の（１１０）面がより平坦に保たれるため、成長する３Ｃ−ＳｉＣ結晶中の積層欠陥および双晶の発生を低減させることができる傾向にある。ここで、Ｓｉ結晶基板６の（１１０）面上の酸化膜の除去には上記のようにＨ₂ガスを用いることが好ましいが、その他のガスを用いてもよいことは言うまでもない。

次に、ガス供給管１からＣを含むガスを石英管２に流して、Ｓｉ結晶基板６の（１１０）面上に炭化バッファ結晶膜を形成する。ここで、Ｃを含むガスとしては、たとえば、メタン（ＣＨ₄）、アセチレン（Ｃ₂Ｈ₂）またはプロパン（Ｃ₃Ｈ₈）などが用いられる。また、Ｃを含むガスとともにＨ₂ガスなどのキャリアガスが流されてもよい。ここで、上述したとおり、Ｓｉ結晶基板の（１１０）面と３Ｃ−ＳｉＣ結晶の（１１１）面との間には整合性の高い関係が存在することから、Ｓｉ結晶基板の（１１０）面に形成する炭化バッファ結晶膜の面方位がＳｉ結晶基板の（１１０）面に略平行な３Ｃ−ＳｉＣ結晶の（１１１）面であることは結晶欠陥を低減させるために好ましい。

また、Ｃを含むガスの流量は、１ｓｃｃｍ以下であることが好ましく、０．５ｓｃｃｍ以下であることがより好ましい。Ｃを含むガスの流量が１ｓｃｃｍよりも多い場合には、Ｓｉ結晶基板６の（１１０）面が急激な炭化反応に伴って侵食され、主に（１１０）Ｓｉ結晶基板６上に形成された{１１１}Ｓｉ面上に多結晶の３Ｃ−ＳｉＣ結晶が成長してしまう傾向にある。Ｃを含むガスの流量が０．５ｓｃｃｍ以下である場合には、炭化バッファ結晶膜を徐々に形成することができることから、炭化バッファ結晶膜の表面を平坦にすることができ、炭化バッファ結晶膜上に容易に単結晶の３Ｃ−ＳｉＣ結晶を成長させることができる。なお、炭化バッファ結晶膜は主に３Ｃ−ＳｉＣ単結晶からなる。

また、Ｃを含むガスは、１分以上２００分以下流されることが好ましい。Ｃを含むガスの流される時間が１分未満である場合には炭化バッファ結晶膜が十分に形成されない傾向にあり、２００分よりも長い場合には効率的に炭化バッファ結晶膜を形成することができない傾向にある。

また、炭化バッファ結晶膜の形成時における石英管２内の圧力は、１×１０³Ｐａ以上１．０２×１０⁵Ｐａ以下であることが好ましい。この圧力が１×１０³Ｐａ未満である場合には石英管２内の圧力が低すぎて炭化反応が進行せず、炭化バッファ結晶膜の成膜速度が遅くなる傾向にある。この圧力が１．０２×１０⁵Ｐａよりも高い場合には炭化反応が進行しすぎて炭化バッファ結晶膜の表面が荒れてしまう傾向にある。

また、炭化バッファ結晶膜の形成時におけるＳｉ結晶基板６の（１１０）面の温度が１０００℃以上１４１４℃以下であることが好ましい。この温度が１０００℃未満である場合にはＳｉ結晶基板６の（１１０）面の温度が低すぎて炭化バッファ結晶膜が十分に形成されず、炭化バッファ結晶膜の表面が荒れてしまう傾向にあり、Ｓｉの融点である１４１４℃よりも高い場合にはＳｉ結晶基板６が溶融してしまうためである。

また、炭化バッファ結晶膜の成膜速度は０．１ｎｍ／分以上２ｎｍ／分以下であることが好ましい。炭化バッファ結晶膜の成膜速度が０．１ｎｍ／分未満である場合には効率的に炭化バッファ結晶膜を形成することができない傾向にあり、２ｎｍ／分よりも速い場合には炭化バッファ結晶膜の成膜速度が速すぎて炭化バッファ結晶膜の結晶性が悪化して炭化バッファ結晶膜の表面が荒れてしまう傾向にある。

上記の炭化バッファ結晶膜の形成後には、ガス供給管１からＳｉとＣとを含むガスを石英管２に流して、炭化バッファ結晶膜上に３Ｃ−ＳｉＣ結晶を成長させる。ここで、ＳｉとＣとを含むガスとしては、たとえば、上記のＣを含むガスと、ＳｉＨ₄（シラン）、Ｓｉ₂Ｈ₆（ジシラン）、ＳｉＨ₂Ｃｌ₂（ジクロロシラン）またはＳｉ₂Ｃｌ₆（ヘキサクロロジシラン）などのＳｉを含むガスとの混合ガスが用いられる。無論、ＳｉとＣとを共に含むガスを原料として用いることも可能である。また、ＳｉとＣとを含むガスとともにＨ₂ガスなどのキャリアガスが流されてもよい。

また、ＳｉとＣとを含むガスの流量は、０．１ｓｃｃｍ以上１０ｓｃｃｍ以下であることが好ましく、０．４ｓｃｃｍ以上１．５ｓｃｃｍ以下であることがより好ましい。ＳｉとＣとを含むガスの流量が０．１ｓｃｃｍ未満である場合にはガス流量が少なすぎて効率的に３Ｃ−ＳｉＣ結晶を成長させることができない傾向にあり、１０ｓｃｃｍよりも多い場合にはガス流量が多すぎて３Ｃ−ＳｉＣ結晶に結晶欠陥が生じやすくなる傾向にある。ＳｉとＣとを含むガスの流量が０．４ｓｃｃｍ以上１．５ｓｃｃｍ以下である場合には、結晶性の高い３Ｃ−ＳｉＣ結晶を効率的に成長させることができる傾向にある。

また、ＳｉとＣとを含むガス中におけるＳｉとＣとのモル比（Ｓｉ／Ｃ）は、０．９以上１．１以下であることが好ましく、ほぼ１であることがさらに好ましい。このモル比が０．９未満である場合および１．１よりも大きい場合には３Ｃ−ＳｉＣ結晶の結晶性が悪化しやすくなる傾向にあり、ほぼ１である場合には結晶性の高い３Ｃ−ＳｉＣ結晶を成長させることができる傾向にある。

また、ＳｉとＣとを含むガスは、１分以上２００時間以下流されることが好ましい。ＳｉとＣとを含むガスの流される時間が１分未満である場合には３Ｃ−ＳｉＣ結晶が十分に成長しない傾向にあり、２００時間よりも長い場合には効率的に３Ｃ−ＳｉＣ結晶を成長させることができない傾向にある。

また、３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長時における石英管２内の圧力は、１×１０³Ｐａ以上１．０２×１０⁵Ｐａ以下であることが好ましい。この圧力が１×１０³Ｐａ未満である場合には石英管２内の圧力が低すぎて３Ｃ−ＳｉＣ結晶が成長しにくくなる傾向にある。この圧力が１．０２×１０⁵Ｐａよりも高い場合には３Ｃ−ＳｉＣ結晶の結晶性が悪化しやすくなる傾向にある。

また、３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長時における炭化バッファ結晶膜の表面温度は１０００℃以上１４１４℃以下であることが好ましい。この温度が１０００℃未満である場合には炭化バッファ結晶膜の表面温度が低すぎて３Ｃ−ＳｉＣ結晶の結晶性が悪化しやすくなる傾向にあり、Ｓｉの融点である１４１４℃よりも高い場合にはＳｉ結晶基板が溶融してしまうためである。

また、３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長速度は１０ｎｍ／分以上１０００ｎｍ／分以下であることが好ましい。３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長速度が１０ｎｍ／分未満である場合には効率的に３Ｃ−ＳｉＣ結晶を成長させることができない傾向にあり、１０００ｎｍ／分よりも速い場合には３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長速度が速すぎて３Ｃ−ＳｉＣ結晶の結晶性が悪化する傾向にある。

炭化バッファ結晶膜の形成および３Ｃ−ＳｉＣ結晶の気相成長には、熱ＣＶＤ法が用いられることが好ましい。ここで、熱ＣＶＤ法とは、熱によってガスを反応させることにより化合物を形成する方法のことをいう。

また、本発明に用いられるＳｉ結晶基板の（１１０）面から＜００１＞方向にオフ角を導入することが好ましい。また、Ｓｉ結晶基板の（１１０）面から＜００１＞方向に−１０°以上−１°以下または１°以上１０°以下のオフ角を導入することが好ましい。さらに、Ｓｉ結晶基板の（１１０）面にオフ角を導入し、＜００１＞方向へのオフ角度成分が−１０°以上−１°以下または１°以上１０°以下であることが好ましい。これらの場合には、Ｓｉ結晶基板の（１１０）面上に成長する３Ｃ−ＳｉＣ結晶中に双晶が生じにくくなる傾向にある。

（実施例１）
図４に示す成長装置を用いて、Ｓｉ結晶基板６の（１１０）面上に３Ｃ−ＳｉＣ結晶の（１１１）面を略平行にエピタキシャル気相成長させた。

まず、図４に示す成長装置の石英管２の内部のサセプタ４上にＳｉ結晶基板６の（１１０）面が上方を向くようにしてＳｉ結晶基板６を設置し、高周波コイル５に高周波電流を流すことによってサセプタ４を加熱し、サセプタ４の熱によりＳｉ結晶基板６の（１１０）面の温度を１１７５℃に保持した。

そして、ガス供給管１から石英管２の内部にＨ₂ガスを３ｓｌｍの流量で１０分間流し続け、Ｓｉ結晶基板６の（１１０）面上に自然発生している酸化膜を除去した。

次いで、ガス供給管１から石英管２の内部にＨ₂ガスを６ｓｌｍの流量で、Ｃ₃Ｈ₈ガスを０．４ｓｃｃｍの流量で２０分間流しながらサセプタ４の温度を上昇させ、Ｓｉ結晶基板６の（１１０）面の温度を１３００℃として、常圧での熱ＣＶＤ法によりＳｉ結晶基板６の（１１０）面に厚さ約２０ｎｍの炭化バッファ結晶膜を２０分間で形成した（成膜速度：約１ｎｍ／分）。

続いて、炭化バッファ結晶膜の形成後の試料を成長装置から取り出して機械研磨した。そして、この試料をイオンミリングにより薄片化した後に、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察し、また、この試料の電子回折像による評価を行なった。さらに、実施例１の試料については高分解能透過型電子顕微鏡（ＨＲＴＥＭ）を用いて観察を行なった。図５（Ａ）に実施例１の試料の断面のＴＥＭ像を示し、図５（Ｂ）に実施例１の試料の電子回折像を示し、図５（Ｃ）に実施例１の試料の断面のＨＲＴＥＭ像を示す。

図５（Ａ）に示すように、Ｓｉ結晶基板の表面はほぼ平坦であって、炭化バッファ結晶膜は３Ｃ−ＳｉＣ単結晶として成長していた。これは、炭化バッファ結晶膜形成時におけるＣ₃Ｈ₈ガスの流量が０．４ｓｃｃｍであり、Ｓｉ結晶基板の（１１０）面の平坦性が保持されたためと考えられる。ただし、成長した３Ｃ−ＳｉＣ単結晶は３Ｃ−ＳｉＣ単結晶の（１１１）面において底面が一致した双晶からなっており、それぞれの単結晶領域の大きさは直径約１００ｎｍ〜２００ｎｍであった。

また、図５（Ｂ）に示すように、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶の（−１−１−１）面とＳｉ結晶基板の（−２−２０）面とが同じ方向に位置していることから、単結晶である３Ｃ−ＳｉＣ結晶の（−１−１−１）面とＳｉ結晶基板の（−２−２０）面とが平行にエピタキシャル成長していることがわかった。

さらに、図５（Ｃ）に示すように、Ｓｉ結晶基板の（１１０）面の平坦性がほぼ完全に保持された領域においては、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶内部の欠陥密度が著しく低くなることも
わかった。

（実施例２）
Ｓｉ結晶基板６の（１１０）面から[００１]方向に３°のオフ角を導入し、炭化バッファ結晶膜の形成を２分間にしたこと以外は実施例１と同様にして、Ｓｉ結晶基板６の（１１０）面に厚さ約２ｎｍの炭化バッファ結晶膜を形成した（成膜速度：約１ｎｍ／分）。

続いて、炭化バッファ結晶膜の温度を１３００℃に保持して、ガス供給管１から石英管２の内部にＨ₂ガスを６ｓｌｍの流量で、Ｓｉ₂Ｃｌ₆ガスを０．６ｓｃｃｍの流量で、Ｃ₃Ｈ₈ガスを０．４ｓｃｃｍの流量で流して、常圧（１．０１３×１０⁵Ｐａ）における熱ＣＶＤ法により炭化バッファ結晶膜上に３Ｃ−ＳｉＣ単結晶を成長させた（成膜速度：約２５ｎｍ／分）。

３Ｃ−ＳｉＣ単結晶の成長後の試料を成長装置から取り出した後に、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察した。そのＳＥＭ像を図６（Ａ）に示す。また、Ｓｉ結晶基板にオフ角を導入しなかったこと以外は上記と同様にして成長させた３Ｃ−ＳｉＣ結晶のＳＥＭ像を図６（Ｂ）に示す。

図６（Ａ）に示すように、Ｓｉ結晶基板にオフ角を導入した場合には成長後の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶に双晶が見られなかったが、図６（Ｂ）に示すように、Ｓｉ結晶基板にオフ角を導入しなかった場合には成長後の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶に双晶が見られた。

（比較例１）
炭化バッファ結晶膜の形成時におけるＣ₃Ｈ₈ガスの流量を１．２ｓｃｃｍとしたこと以外は実施例１と同様にして、Ｓｉ結晶基板の（１１０）面上に３Ｃ−ＳｉＣ結晶をエピタキシャル気相成長させた。

３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長後の試料を成長装置から取り出して機械研磨した。そして、この試料をイオンミリングにより薄片化した後に、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察し、また、この試料について電子回折像による評価を行なった。図７（Ａ）に比較例１の試料の断面のＴＥＭ像を示し、図７（Ｂ）に比較例１の試料の電子回折像を示す。

図７（Ａ）に示すように、Ｓｉ結晶基板の表面はランダムな凹凸を有しており、３Ｃ−ＳｉＣ結晶中の１つの単結晶の粒径が約５０ｎｍの島状粒子からなる多結晶として成長していた。また、図７（Ｂ）に示すように、３Ｃ−ＳｉＣ結晶の回折点が連なり円弧状になっていることからも、３Ｃ−ＳｉＣ結晶が多結晶として成長していることがわかった。

これは、炭化バッファ結晶膜形成時におけるＣ₃Ｈ₈ガスの流量が１．２ｓｃｃｍと多すぎたため、Ｓｉ結晶基板６の（１１０）面からのＳｉの脱離や拡散が急激な炭化反応に伴って促進され、Ｓｉ結晶基板６の（１１０）面の平坦性が著しく失われた結果として、３Ｃ−ＳｉＣ結晶の多結晶成長が起こったものと考えられる。

（比較例２）
炭化バッファ結晶膜の形成時におけるＣ₃Ｈ₈ガスの流量を１．２ｓｃｃｍとし、Ｓｉ結晶基板の（１１１）面上に３Ｃ−ＳｉＣ結晶の（１１１）面を平行にエピタキシャル気相成長させたこと以外は実施例２と同様にして、３Ｃ−ＳｉＣ結晶を成長させた。３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長後の試料を成長装置から取り出して機械研磨した。そして、この試料をイオンミリングにより薄片化した後に、高分解能透過型電子顕微鏡（ＨＲＴＥＭ）を用いて観察し、また、この試料の電子回折像による評価を行なった。図８に比較例２の試料のＨＲＴＥＭ像を示す。

図８に示すように、比較例２の試料においては、ミスフィットに起因する３Ｃ−ＳｉＣ結晶成長方向への欠陥がほぼ一定の間隔（約５〜１０ｍｍ）で生じていた。

今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

本発明によれば、結晶欠陥を低減させることができる３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法を提供することができることから、本発明は３Ｃ−ＳｉＣ結晶を含むデバイス、特に、低損失パワー半導体デバイス、高密度集積回路・高周波デバイスまたは耐環境センサなどの製造に利用することができる。

（Ａ）はＳｉ結晶基板の（１１０）面の原子配列の模式図であり、（Ｂ）は３Ｃ−ＳｉＣ結晶の（１１１）面の原子配列の模式図である。 （Ａ）はＳｉ結晶基板の（１００）面の原子配列の模式図であり、（Ｂ）は３Ｃ−ＳｉＣ結晶の（１００）面の原子配列の模式図である。 （Ａ）はＳｉ結晶基板の（１１１）面の原子配列の模式図であり、（Ｂ）は３Ｃ−ＳｉＣ結晶の（１１１）面の原子配列の模式図である。 本発明に用いられる気相成長装置の一部の好ましい一例の模式図である。 （Ａ）は実施例１の試料のＴＥＭ像であり、（Ｂ）は実施例１の試料の電子回折像であり、（Ｃ）は実施例１の試料のＨＲＴＥＭ像である。 （Ａ）はＳｉ結晶基板にオフ角を導入して成長させた実施例２の試料のＳＥＭ像であり、（Ｂ）はＳｉ結晶基板にオフ角を導入せずに成長させた実施例２の試料のＳＥＭ像である。 （Ａ）は比較例１の試料のＴＥＭ像であり、（Ｂ）は比較例１の試料の電子回折像である。 比較例２の試料のＨＲＴＥＭ像である。

符号の説明

１ ガス供給管、２ 石英管、３ 断熱材、４ サセプタ、５ 高周波コイル、６ Ｓｉ結晶基板。

Claims (20)

1. Ｓｉ結晶基板の（１１０）面上に３Ｃ−ＳｉＣ結晶の（１１１）面を略平行にエピタキシャル気相成長させることを特徴とする、３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法。
2. 前記Ｓｉ結晶基板を成長室内に設置する工程と、前記成長室内にＣを含むガスを流して前記Ｓｉ結晶基板の（１１０）面に炭化バッファ結晶膜を形成する工程と、前記成長室内にＳｉとＣとを含むガスを流して前記炭化バッファ結晶膜上に前記３Ｃ−ＳｉＣ結晶を成長させる工程と、を含むことを特徴とする、請求項１に記載の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法。
3. 前記Ｓｉ結晶基板を前記成長室内に設置した後に、前記成長室内にガスを流して前記Ｓｉ結晶基板の（１１０）面上に自然発生している酸化膜を除去する工程を含むことを特徴とする、請求項２に記載の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法。
4. 前記Ｓｉ結晶基板の（１１０）面に形成する前記炭化バッファ結晶膜の面方位が、前記Ｓｉ結晶基板の（１１０）面に略平行な３Ｃ−ＳｉＣ結晶の（１１１）面であることを特徴とする、請求項２または３に記載の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法。
5. 前記Ｃを含むガスの流量が１ｓｃｃｍ以下であることを特徴とする、請求項２から４のいずれかに記載の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法。
6. 前記Ｃを含むガスを１分以上２００分以下流すことを特徴とする、請求項２から５のいずれかに記載の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法。
7. 前記３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長時における前記成長室内の圧力が１×１０³Ｐａ以上１．０２×１０⁵Ｐａ以下であることを特徴とする、請求項２から６のいずれかに記載の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法。
8. 前記炭化バッファ結晶膜の形成時における前記Ｓｉ結晶基板の（１１０）面の温度が１０００℃以上１４１４℃以下であることを特徴とする、請求項２から７のいずれかに記載の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法。
9. 前記炭化バッファ結晶膜の成膜速度が０．１ｎｍ／分以上２ｎｍ／分以下であることを特徴とする、請求項２から８のいずれかに記載の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法。
10. 前記ＳｉとＣとを含むガスの流量が０．１ｓｃｃｍ以上１０ｓｃｃｍ以下であることを特徴とする、請求項２から９のいずれかに記載の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法。
11. 前記ＳｉとＣとを含むガス中におけるＳｉとＣとのモル比であるＳｉ／Ｃが０．９以上１．１以下であることを特徴とする、請求項２から１０のいずれかに記載の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法。
12. 前記ＳｉとＣとを含むガスを１分以上２００時間以下流すことを特徴とする、請求項２から１１のいずれかに記載の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法。
13. 前記３Ｃ−ＳｉＣ結晶の気相成長時における前記成長室内の圧力が１×１０³Ｐａ以上１．０２×１０⁵Ｐａ以下であることを特徴とする、請求項２から１２のいずれかに記載の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法。
14. 前記３Ｃ−ＳｉＣ結晶の気相成長時における前記炭化バッファ結晶膜の温度が１０００℃以上１４１４℃以下であることを特徴とする、請求項２から１３のいずれかに記載の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法。
15. 前記３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長速度が１０ｎｍ／分以上１０００ｎｍ／分以下であることを特徴とする、請求項２から１４のいずれかに記載の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法。
16. 前記炭化バッファ結晶膜の形成および前記３Ｃ−ＳｉＣ結晶の気相成長は、熱ＣＶＤ法によって行なわれることを特徴とする、請求項２から１５のいずれかに記載の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法。
17. 前記Ｓｉ結晶基板の（１１０）面から＜００１＞方向にオフ角を導入したことを特徴とする、請求項２から１６のいずれかに記載の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法。
18. 前記Ｓｉ結晶基板の（１１０）面から＜００１＞方向に−１０°以上−１°以下または１°以上１０°以下のオフ角を導入したことを特徴とする、請求項２から１７のいずれかに記載の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法。
19. 前記Ｓｉ結晶基板の（１１０）面にオフ角を導入し、＜００１＞方向へのオフ角度成分が−１０°以上−１°以下または１°以上１０°以下であることを特徴とする、請求項２から１８のいずれかに記載の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法。
20. 前記３Ｃ−ＳｉＣ結晶が単結晶であることを特徴とする、請求項２から１９のいずれかに記載の３Ｃ−ＳｉＣ結晶の成長方法。

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