JP3541789B2 - 単結晶ＳｉＣの育成方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、単結晶ＳｉＣの育成方法に関するもので、詳しくは、発光ダイオードやパワーデバイス、高周波デバイスなどの半導体デバイスとして幅広い分野で用いられる単結晶ＳｉＣの育成方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ＳｉＣ（炭化珪素）は、耐熱性および機械的強度に優れているだけでなく、放射線にも強く、さらに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３．３ｅＶ）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実現することができない高温、高周波、耐電圧、耐環境性を実現することが可能で、次世代のパワーデバイス、高周波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】
この種の単結晶ＳｉＣの育成方法として、従来、黒鉛坩堝内の低温側に種結晶を固定配置し、高温側に原料となるＳｉＣ粉末を挿入配置して黒鉛坩堝内を不活性雰囲気中で２０００〜２４００℃の高温に加熱することによって、ＳｉＣ粉末を昇華させて低温側の種結晶の表面上で再結晶させて単結晶の育成を行なう昇華再結晶法（改良レーリー法）や、Ｃ原子を含む坩堝内にシリコン（Ｓｉ）融液を収納し、このＳｉ融液を坩堝の加熱により結晶成長温度まで加熱するとともに、このＳｉ融液の低温域にホルダ等で支持させたＳｉＣ単結晶基板を一定時間浸漬させることにより、Ｓｉ融液中に坩堝の構成元素であるＣを溶解させて両者の反応により生成されるＳｉＣ単結晶をＳｉＣ単結晶基板の表面上にエピタキシャル成長させる液相エピタキシャル成長法（通称、ＬＰＥ法）が知られている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、上記した従来の育成方法のうち、昇華再結晶法の場合は、成長速度が数１００μｍ／ｈｒ．と非常に早い反面、昇華の際、ＳｉＣ粉末がいったんＳｉ，ＳｉＣ２，Ｓｉ２Ｃに分解されて気化し、さらに坩堝の構成元素である黒鉛の一部も昇華するために、温度変化によって種結晶の表面に到達するガスの種類が異なり、これらの分圧を化学量論的に正確に制御することが技術的に非常に困難であるために不純物が混入しやすく、その混入した不純物や熱に起因する歪みの影響で結晶欠陥やマイクロパイプ欠陥等を発生しやすくて、性能的、品質的に安定した単結晶ＳｉＣが得られないという問題がある。
【０００５】
一方、ＬＰＥ法の場合は、昇華再結晶法で見られるようなマイクロパイプ欠陥や結晶欠陥などの発生が少なく、昇華再結晶法で製造されるものに比べて品質的に優れた単結晶ＳｉＣが得られる反面、成長過程が、図５の黒三角プロットを結ぶ線で示すように、Ｓｉ融液中へのＣの溶解度によって律速されるために、成長度速度が１０μｍ／ｈｒ．以下と非常に遅くて単結晶ＳｉＣの生産性が低く、製品（単結晶ＳｉＣ）コストが非常に高価なものになる。また、Ｓｉ融液中へのＣの溶解度を上昇させて成長速度を速めるために、Ｓｃ等の遷移金属をＳｉ融液中に混ぜる方法も採られているが、この場合は、遷移金属が成長結晶中に不純物として取り込まれるために、純度が低下して品質的、性能的に十分満足のゆくものが得られない。また、成長過程は、図５の黒丸プロットを結ぶ線で示すように、Ｃの溶解度でなく、カーボンの濃度差に起因する拡散現象が律速することになり、Ｓｃを混ぜない場合よりも成長速度が速くなる程度に過ぎず、昇華再結晶法に比べて単結晶ＳｉＣの生産性は非常に低い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、マイクロパイプ欠陥や界面欠陥等の発生が少ないとともに、純度も高くて非常に高品質、高性能な単結晶ＳｉＣを既存の高温熱処理炉内で高速度に成長させることができる単結晶ＳｉＣの育成方法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、本発明に係る単結晶ＳｉＣの育成方法は、種結晶となるＳｉＣ単結晶基板にＳｉＣ多結晶板を重ね合わせ、その重ね合わせ複合板をグラファイト製容器に収容のＳｉ融液中に浸漬した状態で高温熱処理することにより、ＳｉＣ多結晶板から流れ出すＣ原子をＳｉ融液層を通してＳｉＣ単結晶基板に供給して、このＳｉＣ単結晶基板上にＳｉＣ単結晶をエピタキシャル成長させることを特徴とするものである。
【０００８】
上記のような本発明方法によれば、熱処理に伴いＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板との間にＳｉが表面張力により侵入して界面にＳｉ融液層を形成することになり、ＳｉＣ多結晶板から流れ出したＣ原子はＳｉ融液層を通してＳｉＣ単結晶基板に供給されて、その単結晶基板上に単結晶ＳｉＣとしてエピタキシャル成長する。単なる高温での熱処理による固相エピタキシャル成長である場合は、Ｓｉの蒸発によりＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板との界面付近のＳｉが不足して成長初期段階で界面歪等の多くの欠陥を誘発し、また、成長が進むにつれて多結晶板と成長層との界面に固相成長の阻害要因となる空隙が発生することになる点に着目して、本発明では、Ｓｉ融液下でのエピタキシャル成長を高温熱処理により行なうことによって、Ｓｉが過剰の状態を作り、Ｓｉの不足に起因して発生する成長初期段階での歪等の欠陥を低減するとともに、成長層の上端部での空隙の発生もなくすることが可能である。
【０００９】
また、本発明方法による成長過程は、多結晶板の表面エネルギーに比例し、結晶粒径の大きいところで成長速度が遅くなるものであって、Ｃ原子の拡散現象が成長を律速するものでなく、多結晶板からのＣ原子の分解流出量による律速であるから、図５の白丸プロットを結ぶ線からも明らかなように、従来のＬＰＥ法に比べて成長速度を著しく速くすることが可能である。
【００１０】
本発明に係る単結晶ＳｉＣの育成方法において、高温熱処理される重ね合わせ複合板として、ＳｉＣ単結晶基板を二枚のＳｉＣ多結晶板で挟み込み保持されたものを用いることにより、上側のＳｉＣ多結晶板を単結晶成長のためのＣ原子の供給源とする一方、下側のＳｉＣ多結晶板をＳｉＣ単結晶基板のグラファイト製容器からの侵食防止に用いて単結晶ＳｉＣの品質を一層向上することができる。
【００１１】
また、本発明に係る単結晶ＳｉＣの育成方法における熱処理温度としては、２０００〜２４００℃の範囲に設定されていることが好ましく、２３００℃の時、約４００μｍ／ｈｒ．の成長速度が得られる。
【００１２】
また、本発明の育成方法に使用するＳｉＣ多結晶板としては、Ｃ軸（１１１）配向の３Ｃ−ＳｉＣ多結晶板であることが好ましいが、β−ＳｉＣ多結晶板（２２０）であってもよい。
【００１３】
さらに、本発明に係る単結晶ＳｉＣの育成方法では、ＳｉＣ単結晶基板及びＳｉＣ多結晶板の表面を鏡面状に機械研磨して隙間のないように重ね合わせることが好ましいが、研磨しなくても、その界面にＳｉ融液層を形成して上記したとほぼ同様な結晶成長を行なわせることが可能である。
【００１４】
【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ＳｉＣの育成方法による単結晶ＳｉＣ育成に用いられる材料となる複合板の断面図であり、この複合板３は、直径Ｄ１が約１５ｍｍ、厚さｔ１が２６０μｍで、両面を機械研磨で鏡面状に磨いた種結晶となる６Ｈ−ＳｉＣ単結晶（０００１）基板１を、熱ＣＶＤ法により直径Ｄ２が約２０ｍｍ、厚さｔ２が６５０μｍに作製され、その両面または片面を機械研磨で鏡面状に磨いたＣ軸配向の３Ｃ−ＳｉＣ多結晶（１１１）板２の二枚で挟み込んで、鏡面同士を隙間のないように三層に重ね合わせてなる。
【００１５】
上記複合板３を、図２に示すように、小型のグラファイト製坩堝４に収納したＳｉ融液５中に浸漬するように坩堝４内に挿入設置するとともに、この坩堝４を更に大型のグラファイト製坩堝６内に挿入し、かつ、この大型の坩堝６を均熱リング７で囲まれ、上部ヒーター８Ａ、下部ヒーター８Ｂ及びリング状断熱材９を有する抵抗加熱式高温炉１０中にセットする。
【００１６】
この状態で、上部ヒーター８Ａおよび下部ヒーター８Ｂに高周波電流を通して上下に約５０〜１００℃の温度差をつけて２１００〜２３５０℃の高温で３０分〜１時間に亘り加熱し保持するといった高温熱処理を行なうことにより、上部の３Ｃ−ＳｉＣ多結晶板２が６Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板１との界面から上方に向かって数１００μｍの厚さで６Ｈ−ＳｉＣに単結晶化される。ここで、下部の３Ｃ−多結晶板２は６Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板１のグラファイト製坩堝４からの侵食を防止するもので、成長単結晶ＳｉＣの品質向上に寄与するものである。
【００１７】
ところで、Ｓｉ融液５中での単結晶ＳｉＣの成長メカニズムについて簡単に説明すると、熱処理に伴い６Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板１と上部の３Ｃ−ＳｉＣ多結晶板２との間にＳｉ融液５が表面張力により侵入して両板１，２の界面にＳｉ融液層を形成することになり、３Ｃ−ＳｉＣ多結晶板２から流れ出したＣ原子はＳｉ融液層を通して６Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板１に供給され、該基板１上に６Ｈ−ＳｉＣ単結晶としてエピタキシャル成長する。このようにＳｉ融液を用いたエピタキシャル成長を高温熱処理により行なう本成長法は、固相成長のメカニズムによるものと推察されるものであり、熱処理の進行に伴ってＳｉが過剰の状態を作り、通常のＳｉＣ雰囲気中で固相エピタキシャル成長させる場合（以下、従来法と称する）にみられるＳｉの不足に起因する成長初期段階での歪等の欠陥の発生を低減することが可能である。
【００１８】
因みに、６Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板１と上部の３Ｃ−ＳｉＣ多結晶板２側の単結晶成長層との界面を鋭色検板付き偏向顕微鏡で観察したところ、従来法の場合は、図３（ａ）に示すように、６Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板１と単結晶成長層１´との間に界面歪みと想定される境界線Ｌが確認されたのに対して、Ｓｉ融液５中でエピタキシャル成長させる場合（以下、本発明法と称する）は、図３（ｂ）に示すように、界面歪みと想定される境界線が観察されなかった。さらに、本発明法では、単結晶成長層１´と６Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板１との濃淡差が従来法よりも大きく、界面歪みが少なく、かつ、純度の高い単結晶が育成されたことを確認できた。
【００１９】
また、６Ｈ−ＳｉＣ単結晶の成長が進むにつれて従来法では、その単結晶成長層１´と上部の３Ｃ−ＳｉＣ多結晶板２の多結晶のまま残った層２´との界面付近に成長を阻害する空隙が発生するが、本発明法では、図４の反射顕微鏡写真による断面図に示すように、単結晶成長層１´と多結晶層２´との界面に厚さ２０μｍ程度のＳｉ層５´が介在されており、このＳｉ層５´と単結晶成長層１´との界面はｍｍオーダーで平坦である一方、多結晶層２´とＳｉ層５´との界面は多結晶の粒形を反映して荒れた形状を呈している。このことから、３Ｃ−ＳｉＣ多結晶板２側の多結晶層２´からＳｉ層５´中に流れ出してエピタキシャル成長するＣ原子の流出量が結晶粒の表面エネルギーに比例した量、すなわち、結晶粒形の大きいところで成長速度が遅くなることには相違ないが、本発明法は、Ｃ原子の拡散現象が成長を律速するものでなく、多結晶層２´からのＣ原子の分解流出量が律速しているだけであるから、従来のＬＰＥ法に比べれば成長速度は著しく速く、実験値で約４００μｍ／ｈｒ．の高速成長が可能であることが確認された。
【００２０】
なお、上記実施の形態では、上記ＳｉＣ単結晶基板１として６Ｈ型のものを用いたが、４Ｈ型のものを使用してもよい。
【００２１】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、Ｓｉ融液を用いたエピタキシャル成長を高温熱処理により行なうことによって、マイクロパイプを引き継がず閉塞することができるのはもとより、Ｓｉ過剰の状態を作って、Ｓｉの不足に起因して成長初期段階で発生する界面歪等の欠陥を低減することができるとともに、成長層の上端部に発生する空隙も抑制することができ、これらの相乗により、高純度で結晶性に優れた高品質高性能のバルク状の単結晶ＳｉＣを既存の高温熱処理炉内で育成することができる。しかも、従来のＬＰＥ法でみられるようなＣ原子の拡散現象による成長の律速でなく、多結晶板からのＣ原子の分解流出量による成長の律速であるために、従来のＬＰＥ法に比べて成長速度を著しく速くすることができ、高品質単結晶ＳｉＣの育成効率を非常に高くすることができ、したがって、Ｓｉ（シリコン）やＧａＡｓ（ガリウムヒ素）などの既存の半導体材料に比べて高温、高周波、耐電圧、耐環境性に優れパワーデバイス、高周波デバイス用半導体材料として期待されている単結晶ＳｉＣの実用化を促進することができるという効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係る単結晶ＳｉＣの育成方法による単結晶ＳｉＣ育成に用いられる材料となる複合板の断面図である。
【図２】同育成方法に使用する装置の概略構成図である。
【図３】（ａ）本発明法により育成された単結晶ＳｉＣにおけるＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板側の単結晶成長層との界面を鋭色検板付き偏向顕微鏡で観察した時の要部の断面図、（ｂ）は従来法により育成された単結晶ＳｉＣにおける界面を鋭色検板付き偏向顕微鏡で観察した時の要部の断面図である。
【図４】単結晶成長層と多結晶層との界面を反射顕微鏡で観察した時の要部の断面図である。
【図５】本発明法と従来のＬＰＥ法とによる成長速度の比較を示すグラフである。
【符号の説明】
１ ６Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板（種結晶）
１´ 単結晶成長層
２ ３Ｃ−ＳｉＣ多結晶板
２´ 多結晶層
３ 複合板
４ グラファイト製坩堝（グラファイト製容器）
５ Ｓｉ融液
５´ Ｓｉ層
【発明の属する技術分野】
本発明は、単結晶ＳｉＣの育成方法に関するもので、詳しくは、発光ダイオードやパワーデバイス、高周波デバイスなどの半導体デバイスとして幅広い分野で用いられる単結晶ＳｉＣの育成方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ＳｉＣ（炭化珪素）は、耐熱性および機械的強度に優れているだけでなく、放射線にも強く、さらに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３．３ｅＶ）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実現することができない高温、高周波、耐電圧、耐環境性を実現することが可能で、次世代のパワーデバイス、高周波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】
この種の単結晶ＳｉＣの育成方法として、従来、黒鉛坩堝内の低温側に種結晶を固定配置し、高温側に原料となるＳｉＣ粉末を挿入配置して黒鉛坩堝内を不活性雰囲気中で２０００〜２４００℃の高温に加熱することによって、ＳｉＣ粉末を昇華させて低温側の種結晶の表面上で再結晶させて単結晶の育成を行なう昇華再結晶法（改良レーリー法）や、Ｃ原子を含む坩堝内にシリコン（Ｓｉ）融液を収納し、このＳｉ融液を坩堝の加熱により結晶成長温度まで加熱するとともに、このＳｉ融液の低温域にホルダ等で支持させたＳｉＣ単結晶基板を一定時間浸漬させることにより、Ｓｉ融液中に坩堝の構成元素であるＣを溶解させて両者の反応により生成されるＳｉＣ単結晶をＳｉＣ単結晶基板の表面上にエピタキシャル成長させる液相エピタキシャル成長法（通称、ＬＰＥ法）が知られている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、上記した従来の育成方法のうち、昇華再結晶法の場合は、成長速度が数１００μｍ／ｈｒ．と非常に早い反面、昇華の際、ＳｉＣ粉末がいったんＳｉ，ＳｉＣ２，Ｓｉ２Ｃに分解されて気化し、さらに坩堝の構成元素である黒鉛の一部も昇華するために、温度変化によって種結晶の表面に到達するガスの種類が異なり、これらの分圧を化学量論的に正確に制御することが技術的に非常に困難であるために不純物が混入しやすく、その混入した不純物や熱に起因する歪みの影響で結晶欠陥やマイクロパイプ欠陥等を発生しやすくて、性能的、品質的に安定した単結晶ＳｉＣが得られないという問題がある。
【０００５】
一方、ＬＰＥ法の場合は、昇華再結晶法で見られるようなマイクロパイプ欠陥や結晶欠陥などの発生が少なく、昇華再結晶法で製造されるものに比べて品質的に優れた単結晶ＳｉＣが得られる反面、成長過程が、図５の黒三角プロットを結ぶ線で示すように、Ｓｉ融液中へのＣの溶解度によって律速されるために、成長度速度が１０μｍ／ｈｒ．以下と非常に遅くて単結晶ＳｉＣの生産性が低く、製品（単結晶ＳｉＣ）コストが非常に高価なものになる。また、Ｓｉ融液中へのＣの溶解度を上昇させて成長速度を速めるために、Ｓｃ等の遷移金属をＳｉ融液中に混ぜる方法も採られているが、この場合は、遷移金属が成長結晶中に不純物として取り込まれるために、純度が低下して品質的、性能的に十分満足のゆくものが得られない。また、成長過程は、図５の黒丸プロットを結ぶ線で示すように、Ｃの溶解度でなく、カーボンの濃度差に起因する拡散現象が律速することになり、Ｓｃを混ぜない場合よりも成長速度が速くなる程度に過ぎず、昇華再結晶法に比べて単結晶ＳｉＣの生産性は非常に低い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、マイクロパイプ欠陥や界面欠陥等の発生が少ないとともに、純度も高くて非常に高品質、高性能な単結晶ＳｉＣを既存の高温熱処理炉内で高速度に成長させることができる単結晶ＳｉＣの育成方法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、本発明に係る単結晶ＳｉＣの育成方法は、種結晶となるＳｉＣ単結晶基板にＳｉＣ多結晶板を重ね合わせ、その重ね合わせ複合板をグラファイト製容器に収容のＳｉ融液中に浸漬した状態で高温熱処理することにより、ＳｉＣ多結晶板から流れ出すＣ原子をＳｉ融液層を通してＳｉＣ単結晶基板に供給して、このＳｉＣ単結晶基板上にＳｉＣ単結晶をエピタキシャル成長させることを特徴とするものである。
【０００８】
上記のような本発明方法によれば、熱処理に伴いＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板との間にＳｉが表面張力により侵入して界面にＳｉ融液層を形成することになり、ＳｉＣ多結晶板から流れ出したＣ原子はＳｉ融液層を通してＳｉＣ単結晶基板に供給されて、その単結晶基板上に単結晶ＳｉＣとしてエピタキシャル成長する。単なる高温での熱処理による固相エピタキシャル成長である場合は、Ｓｉの蒸発によりＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板との界面付近のＳｉが不足して成長初期段階で界面歪等の多くの欠陥を誘発し、また、成長が進むにつれて多結晶板と成長層との界面に固相成長の阻害要因となる空隙が発生することになる点に着目して、本発明では、Ｓｉ融液下でのエピタキシャル成長を高温熱処理により行なうことによって、Ｓｉが過剰の状態を作り、Ｓｉの不足に起因して発生する成長初期段階での歪等の欠陥を低減するとともに、成長層の上端部での空隙の発生もなくすることが可能である。
【０００９】
また、本発明方法による成長過程は、多結晶板の表面エネルギーに比例し、結晶粒径の大きいところで成長速度が遅くなるものであって、Ｃ原子の拡散現象が成長を律速するものでなく、多結晶板からのＣ原子の分解流出量による律速であるから、図５の白丸プロットを結ぶ線からも明らかなように、従来のＬＰＥ法に比べて成長速度を著しく速くすることが可能である。
【００１０】
本発明に係る単結晶ＳｉＣの育成方法において、高温熱処理される重ね合わせ複合板として、ＳｉＣ単結晶基板を二枚のＳｉＣ多結晶板で挟み込み保持されたものを用いることにより、上側のＳｉＣ多結晶板を単結晶成長のためのＣ原子の供給源とする一方、下側のＳｉＣ多結晶板をＳｉＣ単結晶基板のグラファイト製容器からの侵食防止に用いて単結晶ＳｉＣの品質を一層向上することができる。
【００１１】
また、本発明に係る単結晶ＳｉＣの育成方法における熱処理温度としては、２０００〜２４００℃の範囲に設定されていることが好ましく、２３００℃の時、約４００μｍ／ｈｒ．の成長速度が得られる。
【００１２】
また、本発明の育成方法に使用するＳｉＣ多結晶板としては、Ｃ軸（１１１）配向の３Ｃ−ＳｉＣ多結晶板であることが好ましいが、β−ＳｉＣ多結晶板（２２０）であってもよい。
【００１３】
さらに、本発明に係る単結晶ＳｉＣの育成方法では、ＳｉＣ単結晶基板及びＳｉＣ多結晶板の表面を鏡面状に機械研磨して隙間のないように重ね合わせることが好ましいが、研磨しなくても、その界面にＳｉ融液層を形成して上記したとほぼ同様な結晶成長を行なわせることが可能である。
【００１４】
【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ＳｉＣの育成方法による単結晶ＳｉＣ育成に用いられる材料となる複合板の断面図であり、この複合板３は、直径Ｄ１が約１５ｍｍ、厚さｔ１が２６０μｍで、両面を機械研磨で鏡面状に磨いた種結晶となる６Ｈ−ＳｉＣ単結晶（０００１）基板１を、熱ＣＶＤ法により直径Ｄ２が約２０ｍｍ、厚さｔ２が６５０μｍに作製され、その両面または片面を機械研磨で鏡面状に磨いたＣ軸配向の３Ｃ−ＳｉＣ多結晶（１１１）板２の二枚で挟み込んで、鏡面同士を隙間のないように三層に重ね合わせてなる。
【００１５】
上記複合板３を、図２に示すように、小型のグラファイト製坩堝４に収納したＳｉ融液５中に浸漬するように坩堝４内に挿入設置するとともに、この坩堝４を更に大型のグラファイト製坩堝６内に挿入し、かつ、この大型の坩堝６を均熱リング７で囲まれ、上部ヒーター８Ａ、下部ヒーター８Ｂ及びリング状断熱材９を有する抵抗加熱式高温炉１０中にセットする。
【００１６】
この状態で、上部ヒーター８Ａおよび下部ヒーター８Ｂに高周波電流を通して上下に約５０〜１００℃の温度差をつけて２１００〜２３５０℃の高温で３０分〜１時間に亘り加熱し保持するといった高温熱処理を行なうことにより、上部の３Ｃ−ＳｉＣ多結晶板２が６Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板１との界面から上方に向かって数１００μｍの厚さで６Ｈ−ＳｉＣに単結晶化される。ここで、下部の３Ｃ−多結晶板２は６Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板１のグラファイト製坩堝４からの侵食を防止するもので、成長単結晶ＳｉＣの品質向上に寄与するものである。
【００１７】
ところで、Ｓｉ融液５中での単結晶ＳｉＣの成長メカニズムについて簡単に説明すると、熱処理に伴い６Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板１と上部の３Ｃ−ＳｉＣ多結晶板２との間にＳｉ融液５が表面張力により侵入して両板１，２の界面にＳｉ融液層を形成することになり、３Ｃ−ＳｉＣ多結晶板２から流れ出したＣ原子はＳｉ融液層を通して６Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板１に供給され、該基板１上に６Ｈ−ＳｉＣ単結晶としてエピタキシャル成長する。このようにＳｉ融液を用いたエピタキシャル成長を高温熱処理により行なう本成長法は、固相成長のメカニズムによるものと推察されるものであり、熱処理の進行に伴ってＳｉが過剰の状態を作り、通常のＳｉＣ雰囲気中で固相エピタキシャル成長させる場合（以下、従来法と称する）にみられるＳｉの不足に起因する成長初期段階での歪等の欠陥の発生を低減することが可能である。
【００１８】
因みに、６Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板１と上部の３Ｃ−ＳｉＣ多結晶板２側の単結晶成長層との界面を鋭色検板付き偏向顕微鏡で観察したところ、従来法の場合は、図３（ａ）に示すように、６Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板１と単結晶成長層１´との間に界面歪みと想定される境界線Ｌが確認されたのに対して、Ｓｉ融液５中でエピタキシャル成長させる場合（以下、本発明法と称する）は、図３（ｂ）に示すように、界面歪みと想定される境界線が観察されなかった。さらに、本発明法では、単結晶成長層１´と６Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板１との濃淡差が従来法よりも大きく、界面歪みが少なく、かつ、純度の高い単結晶が育成されたことを確認できた。
【００１９】
また、６Ｈ−ＳｉＣ単結晶の成長が進むにつれて従来法では、その単結晶成長層１´と上部の３Ｃ−ＳｉＣ多結晶板２の多結晶のまま残った層２´との界面付近に成長を阻害する空隙が発生するが、本発明法では、図４の反射顕微鏡写真による断面図に示すように、単結晶成長層１´と多結晶層２´との界面に厚さ２０μｍ程度のＳｉ層５´が介在されており、このＳｉ層５´と単結晶成長層１´との界面はｍｍオーダーで平坦である一方、多結晶層２´とＳｉ層５´との界面は多結晶の粒形を反映して荒れた形状を呈している。このことから、３Ｃ−ＳｉＣ多結晶板２側の多結晶層２´からＳｉ層５´中に流れ出してエピタキシャル成長するＣ原子の流出量が結晶粒の表面エネルギーに比例した量、すなわち、結晶粒形の大きいところで成長速度が遅くなることには相違ないが、本発明法は、Ｃ原子の拡散現象が成長を律速するものでなく、多結晶層２´からのＣ原子の分解流出量が律速しているだけであるから、従来のＬＰＥ法に比べれば成長速度は著しく速く、実験値で約４００μｍ／ｈｒ．の高速成長が可能であることが確認された。
【００２０】
なお、上記実施の形態では、上記ＳｉＣ単結晶基板１として６Ｈ型のものを用いたが、４Ｈ型のものを使用してもよい。
【００２１】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、Ｓｉ融液を用いたエピタキシャル成長を高温熱処理により行なうことによって、マイクロパイプを引き継がず閉塞することができるのはもとより、Ｓｉ過剰の状態を作って、Ｓｉの不足に起因して成長初期段階で発生する界面歪等の欠陥を低減することができるとともに、成長層の上端部に発生する空隙も抑制することができ、これらの相乗により、高純度で結晶性に優れた高品質高性能のバルク状の単結晶ＳｉＣを既存の高温熱処理炉内で育成することができる。しかも、従来のＬＰＥ法でみられるようなＣ原子の拡散現象による成長の律速でなく、多結晶板からのＣ原子の分解流出量による成長の律速であるために、従来のＬＰＥ法に比べて成長速度を著しく速くすることができ、高品質単結晶ＳｉＣの育成効率を非常に高くすることができ、したがって、Ｓｉ（シリコン）やＧａＡｓ（ガリウムヒ素）などの既存の半導体材料に比べて高温、高周波、耐電圧、耐環境性に優れパワーデバイス、高周波デバイス用半導体材料として期待されている単結晶ＳｉＣの実用化を促進することができるという効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係る単結晶ＳｉＣの育成方法による単結晶ＳｉＣ育成に用いられる材料となる複合板の断面図である。
【図２】同育成方法に使用する装置の概略構成図である。
【図３】（ａ）本発明法により育成された単結晶ＳｉＣにおけるＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板側の単結晶成長層との界面を鋭色検板付き偏向顕微鏡で観察した時の要部の断面図、（ｂ）は従来法により育成された単結晶ＳｉＣにおける界面を鋭色検板付き偏向顕微鏡で観察した時の要部の断面図である。
【図４】単結晶成長層と多結晶層との界面を反射顕微鏡で観察した時の要部の断面図である。
【図５】本発明法と従来のＬＰＥ法とによる成長速度の比較を示すグラフである。
【符号の説明】
１ ６Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板（種結晶）
１´ 単結晶成長層
２ ３Ｃ−ＳｉＣ多結晶板
２´ 多結晶層
３ 複合板
４ グラファイト製坩堝（グラファイト製容器）
５ Ｓｉ融液
５´ Ｓｉ層
Claims (4)
- 種結晶となるＳｉＣ単結晶基板にＳｉＣ多結晶板を重ね合わせ、その重ね合わせ複合板をグラファイト製容器に収容のＳｉ融液中に浸漬した状態で高温熱処理することにより、ＳｉＣ多結晶板から流れ出すＣ原子をＳｉ融液層を通してＳｉＣ単結晶基板に供給して、このＳｉＣ単結晶基板上にＳｉＣ単結晶をエピタキシャル成長させることを特徴とする単結晶ＳｉＣの育成方法。
- 上記重ね合わせ複合板が、ＳｉＣ単結晶基板を二枚のＳｉＣ多結晶板で挟み込み保持されたものである請求項１に記載の単結晶ＳｉＣの育成方法。
- 上記の熱処理温度が、２０００〜２４００℃の範囲に設定されている請求項１または２に記載の単結晶ＳｉＣの育成方法。
- 上記ＳｉＣ多結晶板として、熱ＣＶＤにより作成されたＣ軸配向の多結晶板を使用する請求項１ないし３のいずれかに記載の単結晶ＳｉＣの育成方法。
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