JP3087030B2 - ＳｉＣ複合体およびその製造方法ならびに単結晶ＳｉＣ - Google Patents
ＳｉＣ複合体およびその製造方法ならびに単結晶ＳｉＣInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ＳｉＣ複合体およ
びその製造方法ならびに単結晶ＳｉＣに関するもので、
詳しくは、発光ダイオードやＵＬＳＩ（ウルトラ・ラー
ジスケール・インテグレッド・サーキット）、整流素
子、スイッチング素子、増幅素子、光センサーなどの高
温半導体電子素子の基板ウエハなどとして用いられるＳ
ｉＣ複合体およびその製造方法ならびに単結晶ＳｉＣに
関するものである。
びその製造方法ならびに単結晶ＳｉＣに関するもので、
詳しくは、発光ダイオードやＵＬＳＩ（ウルトラ・ラー
ジスケール・インテグレッド・サーキット）、整流素
子、スイッチング素子、増幅素子、光センサーなどの高
温半導体電子素子の基板ウエハなどとして用いられるＳ
ｉＣ複合体およびその製造方法ならびに単結晶ＳｉＣに
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ＳｉＣ（炭化珪素）の単結晶体は、耐熱
性および機械的強度に優れているだけでなく、不純物の
添加によって電子や正孔の価電子制御が容易である上、
広い禁制帯幅を持つ（因みに、６Ｈ型のＳｉＣ単結晶で
約３．０ｅＶ、４Ｈ型のＳｉＣ単結晶で３．２６ｅＶ）
ために、Ｓｉ（シリコン）やＧａＡｓ（ガリウムヒ素）
などの既存の半導体材料では得ることができない優れた
高温特性、高周波特性、耐圧特性、耐環境特性を実現す
ることが可能で、次世代のパワーデバイス用半導体材料
として注目され、かつ期待されている。
性および機械的強度に優れているだけでなく、不純物の
添加によって電子や正孔の価電子制御が容易である上、
広い禁制帯幅を持つ（因みに、６Ｈ型のＳｉＣ単結晶で
約３．０ｅＶ、４Ｈ型のＳｉＣ単結晶で３．２６ｅＶ）
ために、Ｓｉ（シリコン）やＧａＡｓ（ガリウムヒ素）
などの既存の半導体材料では得ることができない優れた
高温特性、高周波特性、耐圧特性、耐環境特性を実現す
ることが可能で、次世代のパワーデバイス用半導体材料
として注目され、かつ期待されている。
【０００３】ところで、この種のＳｉＣ単結晶の成長
（製造）方法として、従来では、種結晶を用いた昇華再
結晶法によってＳｉＣ単結晶を成長させる方法や、高温
度での場合はシリコン基板上に化学気相成長法（ＣＶＤ
法）を用いてエピタキシャル成長させることにより立方
晶のＳｉＣ単結晶（β−ＳｉＣ）を成長させる方法など
が知られている。
（製造）方法として、従来では、種結晶を用いた昇華再
結晶法によってＳｉＣ単結晶を成長させる方法や、高温
度での場合はシリコン基板上に化学気相成長法（ＣＶＤ
法）を用いてエピタキシャル成長させることにより立方
晶のＳｉＣ単結晶（β−ＳｉＣ）を成長させる方法など
が知られている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記し
た従来の製造方法は共に結晶成長速度が１μｍ／ｈｒ．
と非常に低いだけでなく、昇華再結晶法によって得られ
たＳｉＣ単結晶にあっては、多くの欠陥が存在し品質面
で十分満足できるものでない。特に、マイクロパイプ欠
陥と呼ばれ半導体電子素子を作製した際の漏れ電流等の
致命的な欠点となる結晶の成長方向に貫通する直径数ミ
クロンのピンホールが１００〜１０００／ｃｍ2 程度成
長結晶中に多数存在するという問題があり、このことが
既述のようにＳｉやＧａＡｓなどの既存の半導体材料に
比べて多くの優れた特徴を有しながらも、その実用化を
阻止する要因になっている。
た従来の製造方法は共に結晶成長速度が１μｍ／ｈｒ．
と非常に低いだけでなく、昇華再結晶法によって得られ
たＳｉＣ単結晶にあっては、多くの欠陥が存在し品質面
で十分満足できるものでない。特に、マイクロパイプ欠
陥と呼ばれ半導体電子素子を作製した際の漏れ電流等の
致命的な欠点となる結晶の成長方向に貫通する直径数ミ
クロンのピンホールが１００〜１０００／ｃｍ2 程度成
長結晶中に多数存在するという問題があり、このことが
既述のようにＳｉやＧａＡｓなどの既存の半導体材料に
比べて多くの優れた特徴を有しながらも、その実用化を
阻止する要因になっている。
【０００５】また、高温ＣＶＤ法の場合は、基板温度が
１７００〜１９００℃と高い上に、高純度の還元性雰囲
気を作ることが必要であって、設備的に非常に困難であ
り、さらに、エピタキシャル成長のため成長速度にも自
ずと限界があるという問題があった。
１７００〜１９００℃と高い上に、高純度の還元性雰囲
気を作ることが必要であって、設備的に非常に困難であ
り、さらに、エピタキシャル成長のため成長速度にも自
ずと限界があるという問題があった。
【０００６】本発明は上記実情に鑑みてなされたもの
で、結晶成長条件を均一化してマイクロパイプ欠陥およ
び結晶粒界が殆ど存在しない単結晶体を効率よく成長さ
せることができるＳｉＣ複合体およびその製造方法なら
びに単結晶ＳｉＣを提供することを目的としている。
で、結晶成長条件を均一化してマイクロパイプ欠陥およ
び結晶粒界が殆ど存在しない単結晶体を効率よく成長さ
せることができるＳｉＣ複合体およびその製造方法なら
びに単結晶ＳｉＣを提供することを目的としている。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、請求項１記載の発明に係るＳｉＣ複合体は、α−Ｓ
ｉＣ単結晶基材の表面に減圧熱化学的蒸着法でβ−Ｓｉ
Ｃ層を形成してなるＳｉＣ複合体であって、上記β−Ｓ
ｉＣ層は多結晶体からなっていて上記α−ＳｉＣ単結晶
基材との境界面がミラー指数（１１１）または（２２
０）の高結晶配向膜に形成されていることを特徴とする
ものである。
に、請求項１記載の発明に係るＳｉＣ複合体は、α−Ｓ
ｉＣ単結晶基材の表面に減圧熱化学的蒸着法でβ−Ｓｉ
Ｃ層を形成してなるＳｉＣ複合体であって、上記β−Ｓ
ｉＣ層は多結晶体からなっていて上記α−ＳｉＣ単結晶
基材との境界面がミラー指数（１１１）または（２２
０）の高結晶配向膜に形成されていることを特徴とする
ものである。
【０００８】上記構成の請求項１記載の発明によれば、
α−ＳｉＣ単結晶基材の表面に減圧熱化学的蒸着法で形
成された多結晶体であるβ−ＳｉＣ層の上記α−ＳｉＣ
単結晶基材との境界面がミラー指数（１１１）または
（２２０）の高結晶配向膜に形成されていることから、
その複合体の熱処理によりβ−ＳｉＣ層の多結晶体がα
−ＳｉＣに転化されα−ＳｉＣ単結晶体として成長して
いくときの起点となるα−ＳｉＣ単結晶基材との境界面
での結晶成長条件がほぼ均一化されている。それゆえ
に、単結晶ＳｉＣの中間物質としてのＳｉＣ複合体は、
それを熱処理したとき、β−ＳｉＣ層の多結晶体が上記
境界面の全域からほぼ一斉かつ急速にα−ＳｉＣに転化
されα−ＳｉＣ単結晶体として成長されることになり、
結晶成長速度の不揃いによる歪や結晶粒界の残留がな
く、またマイクロパイプ欠陥の影響を受けない範囲にま
で単結晶体を大きく成長させることが可能となる。
α−ＳｉＣ単結晶基材の表面に減圧熱化学的蒸着法で形
成された多結晶体であるβ−ＳｉＣ層の上記α−ＳｉＣ
単結晶基材との境界面がミラー指数（１１１）または
（２２０）の高結晶配向膜に形成されていることから、
その複合体の熱処理によりβ−ＳｉＣ層の多結晶体がα
−ＳｉＣに転化されα−ＳｉＣ単結晶体として成長して
いくときの起点となるα−ＳｉＣ単結晶基材との境界面
での結晶成長条件がほぼ均一化されている。それゆえ
に、単結晶ＳｉＣの中間物質としてのＳｉＣ複合体は、
それを熱処理したとき、β−ＳｉＣ層の多結晶体が上記
境界面の全域からほぼ一斉かつ急速にα−ＳｉＣに転化
されα−ＳｉＣ単結晶体として成長されることになり、
結晶成長速度の不揃いによる歪や結晶粒界の残留がな
く、またマイクロパイプ欠陥の影響を受けない範囲にま
で単結晶体を大きく成長させることが可能となる。
【０００９】ここで、上記高結晶配向膜としては、Ｓｉ
Ｃのβ型結晶構造からα型単結晶への転化を容易にする
ために、ロッキング曲線が５°以内であることが望まし
い。ロッキング曲線が５°を越えると、転化の過程にお
いて結晶の成長方法の相違が大きくなり、α型単結晶に
良好に転化できない恐れがある。つまり、高品質の単結
晶に転化できない恐れがある。
Ｃのβ型結晶構造からα型単結晶への転化を容易にする
ために、ロッキング曲線が５°以内であることが望まし
い。ロッキング曲線が５°を越えると、転化の過程にお
いて結晶の成長方法の相違が大きくなり、α型単結晶に
良好に転化できない恐れがある。つまり、高品質の単結
晶に転化できない恐れがある。
【００１０】また、請求項２記載の発明に係るＳｉＣ複
合体の製造方法は、α−ＳｉＣ単結晶基材の表面に、反
応ガスおよびキャリアガスを用いて１３５０〜１５００
℃の温度範囲で、かつ５Ｋｐａ〜１２Ｋｐａの圧力範囲
で熱化学的蒸着法（以下、熱ＣＶＤ法という）でβ−Ｓ
ｉＣ層を形成して、該β−ＳｉＣ層の上記α−ＳｉＣ単
結晶基材との境界面をミラー指数（１１１）または（２
２０）の高結晶配向膜にすることを特徴とするものであ
って、α−ＳｉＣ単結晶基材との境界面に残留歪や結晶
粒界がなく、またマイクロパイプ欠陥が殆ど存在しない
高品質な単結晶ＳｉＣの中間物質としてのＳｉＣ複合体
を工業的規模で効率よくかつ安定に製造し供給すること
が可能である。
合体の製造方法は、α−ＳｉＣ単結晶基材の表面に、反
応ガスおよびキャリアガスを用いて１３５０〜１５００
℃の温度範囲で、かつ５Ｋｐａ〜１２Ｋｐａの圧力範囲
で熱化学的蒸着法（以下、熱ＣＶＤ法という）でβ−Ｓ
ｉＣ層を形成して、該β−ＳｉＣ層の上記α−ＳｉＣ単
結晶基材との境界面をミラー指数（１１１）または（２
２０）の高結晶配向膜にすることを特徴とするものであ
って、α−ＳｉＣ単結晶基材との境界面に残留歪や結晶
粒界がなく、またマイクロパイプ欠陥が殆ど存在しない
高品質な単結晶ＳｉＣの中間物質としてのＳｉＣ複合体
を工業的規模で効率よくかつ安定に製造し供給すること
が可能である。
【００１１】特に、上記請求項２記載のＳｉＣ複合体の
製造方法における製造条件として、請求項３記載のよう
に、上記反応ガスとして四塩化珪素ガス及び四塩化炭素
ガスを使用するとともに上記キャリアガスとして水素ガ
スを使用し、かつ、上記反応ガスとキャリアガスの混合
比率をモル比において２０倍以上、好ましくは４０倍以
上に設定することが望ましい。すなわち、反応ガスとキ
ャリアガスとの混合比率がモル比において２０倍未満で
あると、ＳｉＣ以外の反応生成物、つまり、分解ガス濃
度が大きくなり過ぎて水素ガスによる還元反応が不十分
となり、その反応生成物がＳｉＣ蒸着面に不純物として
付着し、上述したような境界面での均一かつ急速な結晶
成長条件が崩れることになる。
製造方法における製造条件として、請求項３記載のよう
に、上記反応ガスとして四塩化珪素ガス及び四塩化炭素
ガスを使用するとともに上記キャリアガスとして水素ガ
スを使用し、かつ、上記反応ガスとキャリアガスの混合
比率をモル比において２０倍以上、好ましくは４０倍以
上に設定することが望ましい。すなわち、反応ガスとキ
ャリアガスとの混合比率がモル比において２０倍未満で
あると、ＳｉＣ以外の反応生成物、つまり、分解ガス濃
度が大きくなり過ぎて水素ガスによる還元反応が不十分
となり、その反応生成物がＳｉＣ蒸着面に不純物として
付着し、上述したような境界面での均一かつ急速な結晶
成長条件が崩れることになる。
【００１２】さらに、請求項４記載の発明に係る単結晶
ＳｉＣは、α−ＳｉＣ単結晶基材の表面に減圧熱ＣＶＤ
法でβ−ＳｉＣ層を形成して該β−ＳｉＣ層の上記α−
ＳｉＣ単結晶基材との境界面をミラー指数（１１１）ま
たは（２２０）の高結晶配向膜に形成してなるＳｉＣ複
合体を熱処理することにより、上記β−ＳｉＣ層の多結
晶体をα−ＳｉＣに転化させて上記α−ＳｉＣ単結晶基
材の結晶軸と同方位の単結晶を成長させていることを特
徴とするものであり、請求項１記載の発明におけるＳｉ
Ｃ複合体を単に熱処理するだけで、高品質の単結晶Ｓｉ
Ｃを非常に容易かつ効率的に得るすることが可能であ
る。
ＳｉＣは、α−ＳｉＣ単結晶基材の表面に減圧熱ＣＶＤ
法でβ−ＳｉＣ層を形成して該β−ＳｉＣ層の上記α−
ＳｉＣ単結晶基材との境界面をミラー指数（１１１）ま
たは（２２０）の高結晶配向膜に形成してなるＳｉＣ複
合体を熱処理することにより、上記β−ＳｉＣ層の多結
晶体をα−ＳｉＣに転化させて上記α−ＳｉＣ単結晶基
材の結晶軸と同方位の単結晶を成長させていることを特
徴とするものであり、請求項１記載の発明におけるＳｉ
Ｃ複合体を単に熱処理するだけで、高品質の単結晶Ｓｉ
Ｃを非常に容易かつ効率的に得るすることが可能であ
る。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を図面
にもとづいて説明する。図１は本発明に係る単結晶Ｓｉ
Ｃの熱処理前の状態、すなわち、本発明に係るＳｉＣ複
合体の断面構造を示す模式図であり、同図において、１
は六方晶系（６Ｈ型、４Ｈ型）のα−ＳｉＣ単結晶基材
で、その表面に減圧熱ＣＶＤ法により立方晶系のβ−Ｓ
ｉＣ層２を厚さ４００μｍに成膜することにより、単結
晶ＳｉＣの中間物質としてのＳｉＣ複合体Ｍが作製され
ている。
にもとづいて説明する。図１は本発明に係る単結晶Ｓｉ
Ｃの熱処理前の状態、すなわち、本発明に係るＳｉＣ複
合体の断面構造を示す模式図であり、同図において、１
は六方晶系（６Ｈ型、４Ｈ型）のα−ＳｉＣ単結晶基材
で、その表面に減圧熱ＣＶＤ法により立方晶系のβ−Ｓ
ｉＣ層２を厚さ４００μｍに成膜することにより、単結
晶ＳｉＣの中間物質としてのＳｉＣ複合体Ｍが作製され
ている。
【００１４】上記ＳｉＣ複合体Ｍの作製時における上記
β−ＳｉＣ層２の減圧熱ＣＶＤ法による成膜条件は、次
のとおりである。反応ガス：四塩化珪素ガス（ＳｉＣｌ
4 ）および四塩化炭素ガス（ＣＣｌ 4 ）を使用する。 キャリアガス：水素ガス（Ｈ2 ）を使用する。 反応ガスとキャリアガスの混合比率：モル比において２
０倍以上、好ましくは４０倍以上に設定する。 温度：１４００℃（１３５０〜１５００℃の範囲）に設
定する。 圧力：１０Ｋｐａ（５Ｋｐａ〜１２Ｋｐａの範囲）に設
定する。
β−ＳｉＣ層２の減圧熱ＣＶＤ法による成膜条件は、次
のとおりである。反応ガス：四塩化珪素ガス（ＳｉＣｌ
4 ）および四塩化炭素ガス（ＣＣｌ 4 ）を使用する。 キャリアガス：水素ガス（Ｈ2 ）を使用する。 反応ガスとキャリアガスの混合比率：モル比において２
０倍以上、好ましくは４０倍以上に設定する。 温度：１４００℃（１３５０〜１５００℃の範囲）に設
定する。 圧力：１０Ｋｐａ（５Ｋｐａ〜１２Ｋｐａの範囲）に設
定する。
【００１５】上記のような成膜条件での減圧熱ＣＶＤ法
によりα−ＳｉＣ単結晶基材１の表面にβ−ＳｉＣ層２
の多結晶体を成膜することにより、図２の顕微鏡による
断面エッチング写真で明示されているように、β−Ｓｉ
Ｃ層２の上記α−ＳｉＣ単結晶基材１表面との境界面３
がミラー指数（１１１）または（２２０）の高結晶配向
膜に形成されたＳｉＣ複合体Ｍが作製される。
によりα−ＳｉＣ単結晶基材１の表面にβ−ＳｉＣ層２
の多結晶体を成膜することにより、図２の顕微鏡による
断面エッチング写真で明示されているように、β−Ｓｉ
Ｃ層２の上記α−ＳｉＣ単結晶基材１表面との境界面３
がミラー指数（１１１）または（２２０）の高結晶配向
膜に形成されたＳｉＣ複合体Ｍが作製される。
【００１６】この後、上記複合体Ｍの全体を、カーボン
発熱体を用いた高温電気炉内に入れて１８００〜２４０
０℃、好ましくは２０００〜２２００℃の範囲の温度
で、かつＳｉＣ飽和蒸気圧の雰囲気中で８時間に亘り熱
処理することにより、上記境界面３から固相エピタキシ
ャル成長を生じさせて図３の顕微鏡による断面エッチン
グ写真で明示されているように、上記β−ＳｉＣ層２の
多結晶体４がα−ＳｉＣに転化されて該ＳｉＣ層２に上
記α−ＳｉＣ単結晶基材１の結晶軸と同方位に配向され
た単結晶５が基材１側の単結晶と一体化して育成され
る。
発熱体を用いた高温電気炉内に入れて１８００〜２４０
０℃、好ましくは２０００〜２２００℃の範囲の温度
で、かつＳｉＣ飽和蒸気圧の雰囲気中で８時間に亘り熱
処理することにより、上記境界面３から固相エピタキシ
ャル成長を生じさせて図３の顕微鏡による断面エッチン
グ写真で明示されているように、上記β−ＳｉＣ層２の
多結晶体４がα−ＳｉＣに転化されて該ＳｉＣ層２に上
記α−ＳｉＣ単結晶基材１の結晶軸と同方位に配向され
た単結晶５が基材１側の単結晶と一体化して育成され
る。
【００１７】ここで、単結晶ＳｉＣの中間物質としての
上記ＳｉＣ複合体Ｍにおける上記境界面３がミラー指数
（１１１）または（２２０）の高結晶配向膜に形成され
ているので、上記の熱処理に伴い上記β−ＳｉＣ層２の
多結晶体４が上記境界面３の全域からほぼ一斉かつ急速
にα−ＳｉＣに転化されα−ＳｉＣ単結晶５として成長
されることになる。これによって、結晶成長速度の不揃
いによる歪や結晶粒界の残留がなく、またマイクロパイ
プ欠陥の影響を受けない範囲にまでα−ＳｉＣ単結晶５
を大きく成長させて結晶欠陥のない高品質の単結晶Ｓｉ
Ｃが得られるのである。
上記ＳｉＣ複合体Ｍにおける上記境界面３がミラー指数
（１１１）または（２２０）の高結晶配向膜に形成され
ているので、上記の熱処理に伴い上記β−ＳｉＣ層２の
多結晶体４が上記境界面３の全域からほぼ一斉かつ急速
にα−ＳｉＣに転化されα−ＳｉＣ単結晶５として成長
されることになる。これによって、結晶成長速度の不揃
いによる歪や結晶粒界の残留がなく、またマイクロパイ
プ欠陥の影響を受けない範囲にまでα−ＳｉＣ単結晶５
を大きく成長させて結晶欠陥のない高品質の単結晶Ｓｉ
Ｃが得られるのである。
【００１８】因みに、本出願人は上記のようにして製造
された単結晶ＳｉＣの試料について、Ｘ線回折装置を用
いて結晶によるＸ線の回折を行ない、横軸を２θ、縦軸
を回折強度とする回折パターンを測定した。その結果、
ＣｕＫα線において２θが４０〜７０°間に等間隔で回
折強度の鋭いピークが認められた。これによって、上記
のように製造された試料は、残留結晶粒界やマイクロパ
イプなどの欠陥がなく、その構成原子が規則正しく並ん
でいる単結晶であることを確認できた。
された単結晶ＳｉＣの試料について、Ｘ線回折装置を用
いて結晶によるＸ線の回折を行ない、横軸を２θ、縦軸
を回折強度とする回折パターンを測定した。その結果、
ＣｕＫα線において２θが４０〜７０°間に等間隔で回
折強度の鋭いピークが認められた。これによって、上記
のように製造された試料は、残留結晶粒界やマイクロパ
イプなどの欠陥がなく、その構成原子が規則正しく並ん
でいる単結晶であることを確認できた。
【００１９】なお、上記α−ＳｉＣ単結晶基材１とし
て、６Ｈ型のものを使用するときは、熱処理に伴ってβ
−ＳｉＣ層２の多結晶体からα−ＳｉＣに転化される単
結晶が６Ｈ型の単結晶と同じ形態で育成されやすく、ま
た、４Ｈ型の単結晶基材１を使用するときは、熱処理に
伴ってその４Ｈ型の単結晶と同じ形態の単結晶が転化育
成されやすいことになる。
て、６Ｈ型のものを使用するときは、熱処理に伴ってβ
−ＳｉＣ層２の多結晶体からα−ＳｉＣに転化される単
結晶が６Ｈ型の単結晶と同じ形態で育成されやすく、ま
た、４Ｈ型の単結晶基材１を使用するときは、熱処理に
伴ってその４Ｈ型の単結晶と同じ形態の単結晶が転化育
成されやすいことになる。
【００２０】
【発明の効果】以上のように、請求項１記載の発明によ
れば、α−ＳｉＣ単結晶基材の表面に減圧熱ＣＶＤ法で
形成されたβ−ＳｉＣ層の多結晶体が熱処理に伴いα−
ＳｉＣに転化されα−ＳｉＣ単結晶体として成長してい
くときの起点となるα−ＳｉＣ単結晶基材との境界面を
高配向膜にして結晶成長条件を境界面の全域に亘りほぼ
均一化しているので、単結晶ＳｉＣの中間物質としての
ＳｉＣ複合体を熱処理したとき、β−ＳｉＣ層の多結晶
体を上記境界面の全域からほぼ一斉にかつ急速にα−Ｓ
ｉＣに転化しα−ＳｉＣ単結晶体として成長させること
が可能であり、したがって、結晶成長速度の不揃いによ
る歪や結晶粒界の残留がないとともに、マイクロパイプ
欠陥の影響を受けない範囲にまで単結晶体を大きく成長
させて非常に高品質の単結晶ＳｉＣを得るための結晶成
長条件を備えたＳｉＣ複合体とすることができるという
効果を奏する。
れば、α−ＳｉＣ単結晶基材の表面に減圧熱ＣＶＤ法で
形成されたβ−ＳｉＣ層の多結晶体が熱処理に伴いα−
ＳｉＣに転化されα−ＳｉＣ単結晶体として成長してい
くときの起点となるα−ＳｉＣ単結晶基材との境界面を
高配向膜にして結晶成長条件を境界面の全域に亘りほぼ
均一化しているので、単結晶ＳｉＣの中間物質としての
ＳｉＣ複合体を熱処理したとき、β−ＳｉＣ層の多結晶
体を上記境界面の全域からほぼ一斉にかつ急速にα−Ｓ
ｉＣに転化しα−ＳｉＣ単結晶体として成長させること
が可能であり、したがって、結晶成長速度の不揃いによ
る歪や結晶粒界の残留がないとともに、マイクロパイプ
欠陥の影響を受けない範囲にまで単結晶体を大きく成長
させて非常に高品質の単結晶ＳｉＣを得るための結晶成
長条件を備えたＳｉＣ複合体とすることができるという
効果を奏する。
【００２１】また、請求項２記載の発明によれば、請求
項１記載の発明でいう高品質な単結晶ＳｉＣの中間物質
としてのＳｉＣ複合体を工業的規模で効率よくかつ安定
に製造し供給することができるという効果を奏し、特
に、請求項３記載のような製造条件の採用によって、Ｓ
ｉＣ以外の反応生成物がＳｉＣ蒸着面に不純物として付
着することもなくして、上述したような境界面での均一
かつ急速な結晶成長条件を確保することができる。
項１記載の発明でいう高品質な単結晶ＳｉＣの中間物質
としてのＳｉＣ複合体を工業的規模で効率よくかつ安定
に製造し供給することができるという効果を奏し、特
に、請求項３記載のような製造条件の採用によって、Ｓ
ｉＣ以外の反応生成物がＳｉＣ蒸着面に不純物として付
着することもなくして、上述したような境界面での均一
かつ急速な結晶成長条件を確保することができる。
【００２２】さらに、請求項４記載の発明によれば、請
求項１記載の発明におけるＳｉＣ複合体を単に熱処理す
るだけで、高品質の単結晶ＳｉＣを非常に容易かつ効率
的に得ることができる。
求項１記載の発明におけるＳｉＣ複合体を単に熱処理す
るだけで、高品質の単結晶ＳｉＣを非常に容易かつ効率
的に得ることができる。
【図１】本発明に係るＳｉＣ複合体の断面構造を示す模
式図である。
式図である。
【図２】本発明に係るＳｉＣ複合体の顕微鏡による断面
エッチング写真である。
エッチング写真である。
【図３】本発明に係る単結晶ＳｉＣの顕微鏡による断面
エッチング写真である。
エッチング写真である。
１ α−ＳｉＣ単結晶基材 ２ β−ＳｉＣ層 ３ 境界面 ４ 多結晶体 ５ 単結晶 Ｍ ＳｉＣ複合体
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平８−290968（ＪＰ，Ａ) 米国特許5200022（ＵＳ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C30B 1/00 - 35/00 ＣＡ（ＳＴＮ) 特許ファイル（ＰＡＴＯＬＩＳ) ＥＰＡＴ（ＱＵＥＳＴＥＬ)
Claims (4)
- 【請求項１】 α−ＳｉＣ単結晶基材の表面に減圧熱化
学的蒸着法でβ−ＳｉＣ層を形成してなるＳｉＣ複合体
であって、 上記β−ＳｉＣ層は多結晶体からなっていて上記α−Ｓ
ｉＣ単結晶基材との境界面がミラー指数（１１１）また
は（２２０）の高結晶配向膜に形成されていることを特
徴とするＳｉＣ複合体。 - 【請求項２】 α−ＳｉＣ単結晶基材の表面に、反応ガ
スおよびキャリアガスを用いて１３５０〜１５００℃の
温度範囲で、かつ５Ｋｐａ〜１２Ｋｐａの圧力範囲で熱
化学的蒸着法でβ−ＳｉＣ層を形成して、該β−ＳｉＣ
層の上記α−ＳｉＣ単結晶基材との境界面をミラー指数
（１１１）または（２２０）の高結晶配向膜にすること
を特徴とするＳｉＣ複合体の製造方法。 - 【請求項３】 上記反応ガスとして四塩化珪素ガス及び
四塩化炭素ガスを使用するとともに上記キャリアガスと
して水素ガスを使用し、かつ、上記反応ガスとキャリア
ガスの混合比率をモル比において２０倍以上に設定して
いる請求項２に記載のＳｉＣ複合体の製造方法。 - 【請求項４】 α−ＳｉＣ単結晶基材の表面に減圧熱化
学的蒸着法でβ−ＳｉＣ層を形成して該β−ＳｉＣ層の
上記α−ＳｉＣ単結晶基材との境界面をミラー指数（１
１１）または（２２０）の高結晶配向膜に形成してなる
ＳｉＣ複合体を熱処理することにより、上記β−ＳｉＣ
層の多結晶体をα−ＳｉＣに転化させて上記α−ＳｉＣ
単結晶基材の結晶軸と同方位の単結晶を成長させている
ことを特徴とする単結晶ＳｉＣ。
Priority Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP24741997A JP3087030B2 (ja) | 1997-08-08 | 1997-08-08 | ＳｉＣ複合体およびその製造方法ならびに単結晶ＳｉＣ |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24741997A JP3087030B2 (ja) | 1997-08-08 | 1997-08-08 | ＳｉＣ複合体およびその製造方法ならびに単結晶ＳｉＣ |
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|---|---|
| JPH1160392A JPH1160392A (ja) | 1999-03-02 |
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ID=17163167
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| JP24741997A Expired - Fee Related JP3087030B2 (ja) | 1997-08-08 | 1997-08-08 | ＳｉＣ複合体およびその製造方法ならびに単結晶ＳｉＣ |
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| JP4786782B2 (ja) * | 1999-08-02 | 2011-10-05 | 東京エレクトロン株式会社 | 耐食性に優れたＣＶＤ−ＳｉＣおよびそれを用いた耐食性部材、ならびに処理装置 |
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-
1997
- 1997-08-08 JP JP24741997A patent/JP3087030B2/ja not_active Expired - Fee Related
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