JP2011520742A - 高純度６Ｈ−ＳｉＣ単結晶の成長のための方法および装置 - Google Patents

Abstract

本開示は、スパッタリング技術を用いた高純度６Ｈ ＳｉＣ単結晶の成長のための方法および装置に関する。一実施形態において、本開示は、高純度６Ｈ−ＳｉＣ単結晶フィルムを基板に堆積させる方法に関し、この方法は、エッチングされた表面を有するケイ素基板を提供することと、基板およびＳｉＣ供給源を堆積チャンバーの中に置くことと、堆積チャンバーの中で第一の減圧レベルを達成することと、チャンバーをガスで加圧することと、ＳｉＣフィルムをスパッタリング供給源から直接、エッチングされたケイ素基板に堆積させることとを包含し、ＳｉＣフィルムをスパッタリング供給源から直接、エッチングされたケイ素基板に堆積させることは、基板をケイ素の融点未満の温度に加熱することと、堆積チャンバーの中で低エネルギープラズマを用いることと、六方ＳｉＣフィルムの層を基板のエッチングされた表面に堆積させることとによる。

Description

（発明の背景）
（１．発明の分野）
本発明は、概して、高性能電子デバイスにおいて使用される高純度単結晶フィルムの成長に関する。より具体的には、本開示は、６Ｈ型単結晶を有する大直径、低欠陥、高品質のＳｉＣ基板と、このＳｉＣ基板から作られる半導体デバイスとに関する。

（２．関連技術の説明）
炭化ケイ素（「ＳｉＣ」）は、高電力マイクロ波デバイスに対する優れた特性に起因して、重要な広いバンドギャップの半導体材料となった。ＳｉＣは、現在、利得、電力出力およびＸバンドにおける効率性の点で、ＧａＡｓおよび純ケイ素と競合している。ＳｉＣは、より高い周波数（すなわち、ＫａバンドおよびＫｕバンド）において、さらに良好な性能の見込みをもたらす。広帯域電力ＲＦ送信器は、トランシーバーモジュールに対する高い効率性、高い線形性および低ノイズを必要とされる。炭化ケイ素は、２００を超える異なる変形または結晶多形において結晶する。最も重要な結晶多形は、いわゆる２Ｃ、４Ｈおよび６Ｈを含み、「Ｃ」は立方を指し、「Ｈ」は六方結晶形状を指す。本明細書において用いられる場合、用語６Ｈ結晶ＳｉＣと六方ＳｉＣとは、相互交換可能である。

ＳｉＣの材料属性は、通信デバイスおよび電力デバイスを構成することに対してＳｉＣを望ましいものにする。そのような属性は、比較的広いバンドギャップ、高い熱伝導性、高い破壊電界強度および高い電子飽和速度を含む。ＳｉＣは、バイポーラジャンクショントランジスタ（「ＢＪＴ」）およびショットキーダイオードにおいて一般的に用いられている。ＢＪＴは、半導体材料の中に形成される２つの背面と背面とのｐ−ｎ結合によって規定される。動作において、電流は、エミッターと呼ばれるｐ−ｎ結合のうちの一方に隣接する半導体材料の領域に入る。電流は、コレクターと呼ばれるもう一方のｐ−ｎ結合に隣接する半導体材料の領域からデバイスを出る（ｅｘｉｓｔ）。コレクターとエミッターとは、同じ伝導性タイプを有する。基部と呼ばれる半導体材料の薄い層が、コレクターとエミッターとの間に位置決めされる。基部は、導体およびエミッターと反対の伝導性を有する。高純度６Ｈ ＳｉＣは、バイポーラジャンクショントランジスタにおける使用に対して有利であることが見出されている。

同様に、４Ｈ ＳｉＣで作られたダイオードは、急速に劣化し、順方向バイアス用途の下で積層欠陥の成長を示すことが、以前から公知である。対照的に、６Ｈ Ｓｉｃで作られたダイオードは、同様の順方向バイアスの下で実質的により劣化しにくい傾向があった。結果として、高純度６Ｈ ＳｉＣダイオードは、有利であった。

ＳｉＣはまた、マイクロ波デバイスに対する基板としても用いられる。そのようなデバイスは、典型的には、基板上のＧａＮ、ＡｌＮおよびＩｎＮの堆積を含む。従来の用途は、欠点のある窒化物フィルム堆積をもたらし、半導体デバイスを信頼できないものにしている。問題は、ＧａＮ層とＳｉ基板との格子不整合のゆえに発生する。ＳｉＣの格子定数は、ＧａＮの格子定数により近く、そのことによって、格子不整合問題をより小さくすることが公知である。しかしながら、ＳｉＣの過大な生産コストは、一般的な基板としてのこの材料の使用を妨げる。

したがって、Ｓｉウェーハ上でのＳｉＣの経済的な製造の方法およびプロセスに対する必要性が存在する。また、高純度単結晶６Ｈケイ素の生産のための方法およびプロセスに対する必要性も存在する。

一実施形態において、本開示は、高純度６Ｈ−ＳｉＣ単結晶フィルムを基板に堆積させる方法に関し、この方法は、エッチングされた表面を有するケイ素基板を提供することと、基板およびＳｉＣ供給源を堆積チャンバーの中に置くことと、堆積チャンバーの中で第一の減圧レベルを達成することと、チャンバーをガスで加圧することと、ＳｉＣフィルムをスパッタリング供給源から直接、エッチングされたケイ素基板に堆積させることとを包含し、ＳｉＣフィルムをスパッタリング供給源から直接、エッチングされたケイ素基板に堆積させることは、基板をケイ素の融点未満の温度に加熱することと、堆積チャンバーの中で低エネルギープラズマを用いることと、六方ＳｉＣフィルムの層を基板のエッチングされた表面に堆積させることとによる。

別の実施形態において、本開示は、複数のステップを包含するプロセスによって調整される半導体ダイオードに関し、このプロセスは、ケイ素基板を提供するステップと、スパッタリングによってＳｉＣ層をケイ素基板の上に堆積させるステップであって、ＳｉＣ層は、実質的に６Ｈ結晶構造を有することと、約２．０度以上の範囲におけるＦＷＨＭを有することとによって特徴づけられる、ステップとを包含し、ＳｉＣをＳｉの上に該スパッタリングすることは、ケイ素基板の融点未満の温度で実装される。

本開示の原理および本開示の目的および利点は、添付の図面とともに以下の明細書を考慮することから容易に明白になり、類似の参照数字は、本明細書の図全体にわたって類似の部分を指定する。
図１は、本開示の実施形態に従って６Ｈ ＳｉＣの層をＳｉ基板上に堆積させるために用いられるスパッタリングシステムを示す。 図２は、本開示の実施形態に従って処理されたＳｉ１１１基板のピークと６Ｈ ＳｉＣフィルムとの両方を示すＸ線回折走査の結果である。 図３は、本開示の実施形態に従って処理されたＳｉＣフィルムのロッキングカーブである。 図４は、本開示の実施形態に従って処理されたＳｉＣフィルムの形態を示すＡＦＭ走査である。 図５は、図４のＡＦＭからの表面微細構造の三次元イラストである。 図６は、本開示の実施形態に従って調整されたＳｉＣフィルムにおける１０３反射の６０°周期性である。 図７は、ＳｉＣに対する公知の値と比較された場合の、本明細書において開示される実施形態に従って堆積されたＳｉＣフィルムに対して測定された屈折率値の比較である。 図８は、本明細書において開示される方法に従って調整されたダイオードデバイスの構造である。 図９は、Ｓｉ基板および６Ｈ ＳｉＣフィルムの方向づけを模倣する方向づけを有する六方ＡｌＮフィルムのＸ線回折の結果を示す。 図１０は、約７４４１ ａｒｃｓｅｃのＦＷＨＭ値またはほぼ２．０度を有するＡｌＮフィルムのＸ線ロッキングカーブを示す。 図１１は、ＧａＮのピークおよびＡｌＧａＮのピークを示すＸ線回折オメガ−２シータカーブを示す。 図１２は、本開示の実施形態に従って調整された３つのダイオードに対するＩＶ特徴のオーバーレイを示す。 記載なし。

（詳細な説明）
本開示は、高純度６Ｈ ＳｉＣを生成するための方法および装置に関する。より具体的には、本開示は、ケイ素基板であって、ケイ素基板上にＳｉＣフィルムを有するケイ素基板で構成される費用対効果の高い、高純度半導体構造物を生成するための方法および装置に関し、高純度半導体構造物は、実質的にまったく６Ｈ結晶構造のみを含む。本明細書において開示される発明的な実施形態がダイオードまたは半導体デバイスにおいて用いられる６Ｈ ＳｉＣフィルムを参照して例示されるが、そのような実施形態は、性質上、例示的なものであり、本明細書において開示される原理は、それらに限定されないことが、留意されるべきである。

従来の堆積技術は、２０００℃に近い温度でケイ素基板上にＳｉＣを成長させる。比較的高い堆積温度は、２０００℃に近い温度でより良く成長するという事実に起因する。そのような温度が６Ｈ ＳｉＣの堆積を可能にするが、そのような温度は、約１１５０℃であるケイ素の融点温度をはるかに超える。したがって、ＳｉＣの堆積および成長は、融解したケイ素の上で発生する。さらに、従来の技術は、化学蒸着法を用いることに限定され、化学蒸着法は、６Ｈ ＳｉＣの結晶構成に対してほとんど制御を提供しない。

これらおよび他の欠点を克服するために、本開示の実施形態は、堆積温度をケイ素の融点未満に維持しながら、プラズマスパッタリング技術を用いてＳｉ基板上に堆積される六方ＳｉＣフィルムに関する。堆積は、反応性スパッタリングまたは非反応性スパッタリングであり得る。

一実施形態において、高純度６Ｈ−ＳｉＣ単一結晶フィルムが、エッチングされた表面を有するケイ素基板を提供することによって、ケイ素基板上に堆積される。従来のエッチング技術は、堆積の前に不純物を除去するために用いられ得る。堆積チャンバーの圧力は、第一の減圧レベルに低減され、エッチングされた基板は、ＳｉＣ供給源とともにチャンバー内に置かれる。次いで、チャンバーは、雰囲気ガス、例えば、アルゴンまたはアルゴン／メタン混合物を用いて加圧される。例えば、チャンバーは、約５ｍｔｏｒｒ〜約８ｍｔｏｒｒに加圧され得る。基板および供給源がケイ素の融点未満に維持されている間に、ＳｉＣフィルムは、スパッタリング供給源からケイ素基板上に直接、堆積され得る、または成長し得る。一実施形態において、低エネルギーのプラズマが堆積チャンバー内で用いられる。最終的なＳｉＣフィルムは、実質的に完全に６Ｈ ＳｉＣで構成され得る。別の実施形態において、最終的なＳｉＣフィルムは、約８５％の６Ｈ ＳｉＣを含む。

ＤＣ堆積またはＲＦ堆積のための堆積チャンバーもまた、用いられ得る。加えて、堆積チャンバーは、堆積の前に約８００℃〜約９００℃または約８００℃〜約１１００℃まで加熱され得る。例示的な用途において、Ｓｉ基板またはＳｉＣ供給源のうちの１つまたは両方は、堆積中に互いに対して回転された。

フィルムは、任意の所望の厚さに堆積され得る。ＳｉＣフィルムは、数オングストロームまで薄いか、または１００ミクロンまで厚くあり得る。必要とされる厚さは、デバイス性能に関する複数の因子によって決定される。一用途において、ＳｉＣフィルムは、約０．４ミクロンの厚さに堆積された。

Ｓｉ基板は、任意の大きさまたは任意の厚さであり得る。例示的な実装において、２インチの片側が磨かれたＳｉウェーハが基板として用いられた。Ｓｉウェーハは、１０％のフッ化水素酸（ＨＦ）の中でエッチングされ、自然酸化物を除去する。その後に、ウェーハは、窒素ガスで乾燥され、次いで、成長チャンバーの中に装填された。

図１は、Ｓｉ基板への６Ｈ ＳｉＣの堆積のために用いられるスパッタリングシステムを示す。ＤＣプラズマおよびＲＦプラズマが、ＳｉＣフィルムをＳｉ基板上に堆積させるために用いられ得る。

ＳｉへのＳｉＣの堆積はまた、異なる標的材料を用いることによっても達成され得る。Ｓｉ標的が、反応性スパッタリングに対してメタンを含む雰囲気の中で用いられ得る。また、別個のＳｉの標的およびＣの標的も、ＳｉＣフィルムをＳｉ基板上に堆積させるために用いられ得る。ＤＣプラズマはまた、ＲＦプラズマの代わりとしても用いられ得る。ＤＣプラズマは、特にＳｉＣを反応性スパッタリングする場合に、堆積のより大きな制御を提供し得る。

Ｓｉ上のＳｉＣフィルムがＧａＮ ＨＥＭＴまたは関連する高周波数窒化物デバイスの基板として用いられるために、半絶縁性Ｓｉが、ｎ型Ｓｉまたはｐ型Ｓｉに対して選択されるべきである。この実装が高周波数動作におけるデバイスの下の伝導性基板を有することから生成される寄生容量を回避する点において、この実装は、有利である。スパッタリングされるＳｉＣ層は、基板へのＡｌＮの堆積中の意図されないｐ型ドーピングを防ぎ得る。伝導性基板は、高周波デバイスの動作中に寄生容量を生成し得る。

ＳｉにＲＦスパッタリングされる例示的なＳｉＣは、３７Å／分までの成長速度を達成し、もたらされるフィルムは、亀裂がなかった。フィルムは、１．３１ｃｍの厚さまで成長した。もたらされるフィルムは、Ｘ線回折でテストされ、その結果は、６Ｈ ＳｉＣのＳｉ基板への堆積を裏づけた。

図２は、Ｓｉ基板のピークと六方ＳｉＣのピークとの両方を示すＸ線回折走査の結果である。図２を参照すると、Ｓｉ １１１のピークおよびＳｉ ２２２のピークが異なるピークによって示されるように存在していることが見られ得る。ＳｉＣを表す唯一のピークは、Ｘ線回折から得られた。このことは、ＳｉＣ（６Ｈ ＳｉＣ）の単結晶タイプが堆積され、ＳｉＣの他の結晶多形または方向づけは存在しなかったことを立証する。

図３は、ＦＷＨＭを表示するＳｉＣフィルムのロッキングカーブであり、２．０度まで低くあり得る。多結晶ＳｉＣは、ＦＷＨＭを有しないことがあり得る。図３の結果は、実質的に純粋な６Ｈ ＳｉＣの存在を示す。

図４は、ＳｉＣフィルムの粒子を示す原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）走査である。見られ得るように、粒子の大きさは、ほぼ２５０ｎｍで、かなり均一である。表面の粗さは、約２．６６ｎｍのＲＭＳ値を有した。低いＲＭＳ粗さの値は、良いフィルムの質を示し、デバイスの調整のできた表面の指示である。

図５は、原子間力顕微鏡からの表面の微細構造の三次元レンダリングである。

図６は、６Ｈ ＳｉＣにおける１０３反射の６０度周期性を示す回転走査であり、堆積されたＳｉＣフィルムの六方構造をさらに実証する。

図７は、公知のＳｉＣ屈折率値に対してプロットされた、本発明の実施形態に従って調整されたＳｉＣフィルム（ｆｉｌｅ）の屈折率を有する。屈折率は、純度、結晶多形、化学量論および全体的なフィルムの欠点を含む複数の因子によって影響され得る。許容された屈折率値と同様な値を有する上記のＳｉＣフィルムに起因して、フィルムの質は推測され得る。

一実施形態において、本開示は、ＳｉＣ／Ｓｉを含むダイオードを処理するための方法および装置に関する。上記のように、高電力マイクロ波デバイスに対する優れた特性のゆえに、ＳｉＣは、重要な幅広いバンドキャップの半導体である。ＳｉＣは、利得、電力出力およびＸバンドにおける効率性の点でＧａＡｓおよびＳｉと競合し、ＫａバンドおよびＫｕバンドのより高い周波数においてさらに良い性能をもたらし得る。

ＳｉＣ／Ｓｉダイオードの調整において、六方ＳｉＣフィルムは、Ｓｉ基板の抵抗加熱によるＲＦプラズマスパッタリングを用いて、Ｓｉ基板上に堆積された。２インチのＳｉウェーハが、１０％ＨＦ酸の中でエッチングされ、自然酸化物を除去した。続いて、ウェーハは、窒素ガスを用いて乾燥され、次いで、図１と同様の成長チャンバーの中にローディングされた。Ｓｉ基板は、２”抵抗加熱器にクランプ締めされ、チャンバーは、約５ｅ−８Ｔｏｒｒのベース圧力にまで吸い出された。いったんベース圧力に達すると、基板／加熱器アセンブリーは、１分に３℃のランプ速度で８５０℃の成長温度まで上げられた。アルゴンガスは、ＲＦプラズマガスとして用いられた。アルゴンガスの流れは、５０ｓｃｃｍに設定され、堆積プロセスの間、約８ｍＴｏｒｒに維持された。

堆積の間、チャンバーは、活発にポンプでガスを送られた。ＲＦの順方向電力は、ほぼ−２５０ＶのＤＣバイアスを有する１００ワットであった。スパッター銃は、３”Ｓｉｃ標的を用いた。Ｓｉｃは、任意の公知の態様で、本明細書において開示される原理から逸脱することなしに、Ｓｉ堆積上に堆積され得ることが、留意されるべきである。例えば、Ｓｉ標的は、反応性スパッタリングのためにメタン雰囲気において用いられ得る。また、別個のＳｉ標的およびＣ標的は、Ｓｉ上にＳｉＣを堆積させるためにも利用され得る。ＤＣプラズマはまた、ＲＦプラズマの代わりとしても用いられ得、このことは、堆積プロセス、特にＳｉＣを反応性スパッタリングする場合に、堆積プロセスに対してより大きな制御を提供し得る。

ＳｉにＲＦスパッタリングされるＳｉＣは、３７Å／分までの成長速度を達成し、もたらされるＳｉＣ層は、何ら外見上の欠点のない、亀裂のないフィルムであった。このＳｉＣフィルムは、１．３１μｍの厚さまで成長した。Ｘ線回折は、六方ＳｉＣのＳｉ１１１基板への堆積を裏づける。図２は、Ｓｉ１１１基板のピークと六方ＳｉＣのピークとの両方を示すＸ線回折走査である。

図８は、本開示の実施形態に従って調整されたダイオードを図式的に例示する。完成されたダイオードの電気テストは、Ｋｅｉｔｈｌｙ ４２００ Ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒ Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ Ｓｙｓｔｅｍを用いて実行された。デバイスの電流−電圧（ＩＶ）の特徴は、Ｋｅｉｔｈｌｙ Ｉｎｔｅｒａｃｔｉｖｅ Ｔｅｓｔｉｎｇ Ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔを用いて特徴づけられた。３つのダイオードが調整され、上部表面（アノード）上のＡｕ／Ｃｒ接触部と、テスターの減圧チャンクとＳｉ基板との間に作られたオーム接触部との間のＤＣバイアスの下に置かれた。ダイオードは、リソグラフィーパターン形成およびＣｒ／Ａｕ接触部のＳｉＣフィルム表面への蒸着によって作られた。バイアスは、−１０から＋１０ボルトに動き、各デバイスの電流が測定された。

別の例示的な例において、約１０００Åの厚さを有するＡｌＮの層が、Ｓｉ基板上に予め調整されたＳｉＣフィルムの上に堆積された。金属・有機化学気相成長（「ＭＯＣＶＤ」）が、ＡｌＮフィルムをＳｉＣ層に堆積させるために用いられた。次いで、最終的な構造がＸ線回折を用いてテストされ、結果は図９に示されている。図９のＸ線パターンは、単結晶タイプ６Ｈ ＳｉＣおよびＡｌＮの存在を裏づける。図９において結晶多形の有意な存在を示すものはない。また、図９において示される方向づけは、Ｓｉ基板および６Ｈ ＳｉＣフィルムの方向づけを模倣する。

図１０は、２．０度で約７４４１ ａｒｃｓｅｃのＦＷＨＭ値を有するＡｌＮフィルムのＸ線ロッキングカーブを示す。図１０が、ＡｌＮフィルムがＳｉ基板、堆積されたＳｉＣフィルムによって方向づけられ、エピタキシャルで単結晶であることを示すので、このことは有意である。

上記で調整されたＡｌＮ層上にＧａＮフィルムの層を成長させることによって、さらなる実験が行われた。図１１は、Ｘ線回折カーブによって描かれたＧａＮの単一のピークを示す。より具体的には、図１１は、ＧａＮのピークおよびＡｌＧａＮのピークを示すオメガ−２シータカーブのＸ線を示す。図８に示されるように、新しい層と下にある６Ｈ ＳｉＣとの格子相溶性を立証する、２３６０ ａｒｃｓｅｃのＦＷＨＭを有するＧａＮの単一のピークが得られた。

図１２は、同じプロット上に重ね合わされる３つのテストされたデバイスのＩＶ特徴を示す。ダイオードは、ダイオードデバイスの整流する挙動の特徴を示した。このことは、作動する半導体デバイスが、堆積されたＳｉＣフィルムとともに活性デバイス材料として作られたことを示す。図１２において、ダイオードの順方向のバイアス動作は、負のＤＣバイアスにおいて達成されたが、このことは、単なるテスト設定における極性の選択の作用にすぎない。この結果は、成功したダイオード製作とテストとを示す。

本明細書はここに提供される例示的な実施形態に関して開示されているが、発明的な原理は、これらの実施形態に限定されず、開示の精神から逸脱することなしに、他の置換および偏差を含むことが、留意されるべきである。

Claims (23)

1. 高純度６Ｈ−ＳｉＣ単結晶フィルムを基板上に堆積させる方法であって、該方法は、
   エッチングされた表面を有するケイ素基板を提供することと、
   該基板およびＳｉＣ供給源を堆積チャンバーの中に配置することと、
   該堆積チャンバーの中で第一の減圧レベルを達成することと、
   該チャンバーをガスで加圧することと、
   該ＳｉＣフィルムをスパッタリング供給源から直接、該エッチングされたケイ素基板に堆積させることと
   を包含し、該ＳｉＣフィルムを該スパッタリング供給源から直接、該エッチングされたケイ素基板に堆積させることは、
   該基板をケイ素の融点未満の温度に加熱することと、
   該堆積チャンバーの中で低エネルギープラズマを用いることと、
   六方ＳｉＣフィルムの層を該基板の該エッチングされた表面に堆積させることと
   によって行われる、方法。
2. 前記堆積されたＳｉＣフィルムは、少なくとも８５％の純度を有する６Ｈ−ＳｉＣを含む、請求項１に記載の方法。
3. 前記堆積チャンバーは、ＤＣ堆積またはＲＦ堆積のうちの１つに対して構成されている、請求項１に記載の方法。
4. 前記基板をケイ素の融点未満の温度に加熱するステップは、該基板を約８００℃〜約９００℃に加熱することを包含する、請求項１に記載の方法。
5. 前記基板をケイ素の融点未満の温度に加熱するステップは、該基板を約８００℃〜約１１００℃に加熱することを包含する、請求項１に記載の方法。
6. 前記ＳｉＣフィルムを堆積させるステップは、前記Ｓｉ基板または前記ＳｉＣ供給源のうちの１つまたは両方を、堆積の間、互いに対して回転させることをさらに包含する、請求項１に記載の方法。
7. 前記ＳｉＣフィルムを堆積させるステップは、前記堆積チャンバーを第一の減圧圧力まで減圧することと、前記基板をケイ素の融点未満の堆積温度に加熱することと、該堆積温度に達した際にプラズマ堆積プロセスを開始することと、堆積の完了後に該堆積チャンバーを冷却することとをさらに包含する、請求項１に記載の方法。
8. 前記チャンバーをガスで加圧するステップは、該チャンバーをアルゴンまたはアルゴン／メタン混合物のうちの１つで加圧することをさらに包含する、請求項１に記載の方法。
9. 前記堆積チャンバーは、前記堆積ステップの間、約５ｍｔｏｒｒ〜約８ｍｔｏｒｒに加圧される、請求項１に記載の方法。
10. 請求項１の方法に従って調整された半導体構造物。
11. プロセスによって調整される半導体ダイオードであって、該プロセスは、
    ケイ素基板を提供するステップと、
    スパッタリングによってＳｉＣ層をケイ素基板の上に堆積させるステップであって、該ＳｉＣ層は、実質的に６Ｈ結晶構造を有することと、約２．０度以上の範囲におけるＦＷＨＭを有することとによって特徴づけられる、ステップと
    を包含し、ＳｉＣをＳｉの上に該スパッタリングすることは、該ケイ素基板の融点未満の温度で実装される、半導体ダイオード。
12. 前記スパッタリングステップは、反応性スパッタリングまたは非反応性スパッタリングのうちの１つである、請求項１１に記載の半導体ダイオード。
13. 前記ＳｉＣ層は、前記ケイ素基板と直接接触している、請求項１１に記載の半導体ダイオード。
14. 前記ケイ素基板の融点未満の温度は、約８００℃〜約９００℃の範囲内にある、請求項１１に記載の半導体ダイオード。
15. 前記６Ｈ結晶構造は、約０．３μｍ〜約０．５μｍの範囲内にある厚さを有する、請求項１１に記載の半導体ダイオード。
16. 前記ＳｉＣ層の上に堆積された材料をさらに含む、請求項１１に記載の半導体ダイオード。
17. 基板上に６Ｈ−ＳｉＣ単結晶を形成する方法であって、該方法は、
    エッチングされた表面を有する基板を提供することと、
    実質的に減圧状態にあるスパッタリングチャンバーを提供することと、
    該基板を該チャンバーに導入することと、
    該チャンバーを該基板の溶融温度未満の温度に加熱することと、
    該チャンバーを加圧することと、
    該堆積チャンバー内で低エネルギープラズマを用いることによって、ＳｉＣフィルムを直接、エッチングされたケイ素にスパッタリングすることと
    を包含し、該フィルムは、実質的に純粋な６Ｈ ＳｉＣ単結晶フィルムである、方法。
18. 前記基板は、ケイ素基板である、請求項１７に記載の方法。
19. 前記スパッタリングチャンバーは、ＤＣ堆積またはＲＦ堆積のうちの１つに対して構成されている、請求項１７に記載の方法。
20. 前記基板をケイ素の融点未満の温度に加熱するステップは、該基板を約８００℃〜約９００℃に加熱することを包含する、請求項１７に記載の方法。
21. 前記ＳｉＣフィルムを堆積させるステップは、前記堆積チャンバーを第一の減圧圧力まで減圧することと、前記基板をケイ素の融点未満の堆積温度に加熱することと、該堆積温度に達した際にプラズマ堆積プロセスを開始することと、堆積の完了後に該堆積チャンバーを冷却することとをさらに包含する、請求項１７に記載の方法。
22. 前記チャンバーを加圧するステップは、該チャンバーをアルゴンまたはアルゴン／メタン混合物のうちの１つで約５ｍｔｏｒｒ〜約８ｍｔｏｒｒの圧力に加圧することをさらに包含する、請求項１７に記載の方法。
23. 請求項１７に記載の方法に従って調整された半導体構造物。

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