JP4419937B2 - 炭化珪素単結晶の製造方法 - Google Patents
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Description
ところで、SiCは、結晶多形を呈する物質として有名である。結晶多形とは、化学量論的には同じ組成でありながら、原子の積層様式がC軸方向にのみ異なる多くの結晶構造を取りうる現象である。SiCの代表的なポリタイプは、6H型(6分子を1周期とする六方晶系)、4H型(4分子を1周期とする六方晶系)、3C(3分子を1周期とする立方晶系)などがある。ある一定の温度で結晶成長させても、2種以上の結晶多形が発生することがあるが、結晶多形の混在はデバイスへの応用上好ましくない。
気相成長法には昇華法と化学気相成長(CVD)とがある。昇華法は、SiC粉末を原料とし、これを2000℃以上の高温下で昇華させ、SiとCからなる蒸気が原料より低温に設定された種結晶基板上に過飽和になって再結晶化することを利用したものである。CVD法では、SiC製造原料としてシランガスと炭化水素系のガスを用い、加熱したSiなどの基板上において化学反応によりSiC単結晶をエピタキシャル成長させる。
アチソン法では、原料中の不純物が多く、その高純度化が不可能であるうえ、大型の単結晶を得ることができない。
MがCoまたはMnの場合は
0.17≦y/x≦0.33、かつ、0.90≦(y+z)/x≦1.80、
MがAlの場合は
0.17≦y/x≦0.33、かつ、0.33≦(y+z)/x≦0.60、
を満たす融液に、SiC成長用の種結晶基板を接触させ、少なくとも前記種結晶基板周辺における前記融液の過冷却により融液に溶解しているSiCを過飽和状態とすることによって、前記種結晶基板上にSiC単結晶を成長させることを特徴とする、SiC単結晶の製造方法により解決することができる。
もっともシンプルなSi−Cの二元系溶液では、Si融液中の炭素溶解度が低い(SiC濃度が低い)ことが原因で、SiCの成長速度が遅すぎる。そこで加圧することも検討されているが、加圧のためには大がかりな設備が必要となり、工業的に不向きな上、さほど成長速度も上がらない。
成長速度:Si−C二元系<<Si−C−M三元系<Si−C−Ti−M四元系
この四元系溶液において、るつぼから溶解するC以外の元素、すなわち、融液中のSiとTiとMの原子比は、SixTiyMzなる式で表して、下記(1)式および(2)式:
(1)0.17≦y/x≦0.33、かつ
(2)MがCoおよび/またはMnの場合、0.90≦(y+z)/x≦1.80、
MがAlの場合、0.33≦(y+z)/x≦0.60、
の両方を満たした時に、高いSiCの成長速度が得られる。これはSiCが初晶析出する溶液組成において、溶液中の炭素濃度が増大したためと考えられる。しかし、後述するように、Mの添加により溶液中の炭素濃度が増大しても、y/xおよび(y+z)/xの原子比が上記の範囲外になると、SiCの成長速度はMを添加しない場合よりさらに低くなり、Mの添加が逆効果になる。従って、本発明によるSiC単結晶の成長促進の効果は、これらの原子比が上記範囲内である場合に限って認められるのである。
この四元溶液のうち、SiとTiとMは、原料として反応容器である黒鉛るつぼに仕込み、これらが全て融解し、生成した合金の固相線温度より高温に加熱されて融液を形成する。一方、Cの少なくとも一部は、黒鉛るつぼから融液中に溶解させたものであることが好ましい。より好ましくは、Cの全部を黒鉛るつぼからの溶解により供給する。それにより、未溶解(溶け残り)のCが溶液中に共存することが確実に避けられる。
(1)0.17≦y/x≦0.33、かつ
(2)MがCoおよび/またはMnの場合、0.90≦(y+z)/x≦1.80、
MがAlの場合、0.33≦(y+z)/x≦0.60、
の2式を満たす原子比とする。
(1) 0.20 ≦y/x≦ 0.31 かつ
(2)MがCoまたはMnの場合、1.10≦(y+z)/x≦1.80、
MがAlの場合、0.40≦(y+z)/x≦0.60。
加熱手段は、温度調節が可能な適当な手段を利用すればよい。黒鉛るつぼの場合、抵抗加熱、高周波誘導加熱などが可能である。
本例では、黒鉛るつぼにSiとTiとCoを51:15:34の質量比となるように仕込み、Ar雰囲気、大気圧下で加熱する融液温度を1700℃に設定して、上記の成長試験を行った。
黒鉛るつぼにSiとTiとCoを44:13:43の質量比となるように仕込んだ以外は実施例1と同様にしてSiC単結晶を製造した。
黒鉛るつぼにSiとTiとCoを39:11:50の質量比となるように仕込んだ以外は実施例1と同様にしてSiC単結晶を製造した。
本例では、黒鉛るつぼにSiとTiとMnを47:14:39の質量比となるように充填し、Ar雰囲気、大気圧下で加熱する融液温度を1600℃に設定して、上記の成長試験を行った。
黒鉛るつぼにSiとTiとMnを44:13:43の質量比となるように仕込んだ以外は実施例4と同様にしてSiC単結晶を製造した。
黒鉛るつぼにSiとTiとMnを36:11:53の質量比となるように仕込んだ以外は実施例4と同様にしてSiC単結晶を製造した。
黒鉛るつぼにSiとTiとAlを75:23:2の質量比となるように仕込んだ以外は実施例4と同様にしてSiC単結晶を製造した。
黒鉛るつぼにSiとTiとAlを68:20:12の質量比となるように仕込んだ以外は実施例4と同様にしてSiC単結晶を製造した。
黒鉛るつぼにSiとTiとAlを63:19:18の質量比となるように仕込んだ以外は実施例4と同様にしてSiC単結晶を製造した。
黒鉛るつぼにSiとTiとCoを47:9:44の質量比となるように仕込んだ以外は実施例1と同様にしてSiC単結晶を製造した。
黒鉛るつぼにSiとTiとMnを43:9:48の質量比となるように仕込んだ以外は実施例4と同様にしてSiC単結晶を製造した。
黒鉛るつぼにSiとTiとMnを39:12:49の質量比となるように仕込んだ以外は実施例4と同様にしてSiC単結晶を製造した。
黒鉛るつぼにSiとTiを77:23の質量比となるように仕込んだ以外は実施例1と同様にしてSiC単結晶を製造した。
黒鉛るつぼにSiとTiとCoを70:21:9の質量比となるように仕込んだ以外は実施例1と同様にしてSiC単結晶を製造した。
黒鉛るつぼにSiとTiとCoを54:16:30の質量比となるように仕込んだ以外は実施例1と同様にしてSiC単結晶を製造した。
黒鉛るつぼにSiとTiとCoを35:11:54の質量比となるように仕込んだ以外は実施例1と同様にしてSiC単結晶を製造した。
黒鉛るつぼにSiとTiとMnを54:16:30の質量比となるように仕込んだ以外は実施例4と同様にしてSiC単結晶を製造した。
黒鉛るつぼにSiとTiとMnを33:10:57の質量比となるように仕込んだ以外は実施例4と同様にしてSiC単結晶を製造した。
黒鉛るつぼにSiとTiを77:23の質量比となるように仕込んだ以外は実施例4と同様にしてSiC単結晶を製造した。
黒鉛るつぼにSiとTiとCoを49:7:44の質量比となるように仕込んだ以外は実施例1と同様にしてSiC単結晶を製造した。
黒鉛るつぼにSiとTiとCoを42:15:43の質量比となるように仕込んだ以外は実施例1と同様にしてSiC単結晶を製造した。
黒鉛るつぼにSiとTiとMnを44:7:49の質量比となるように仕込んだ以外は実施例4と同様にしてSiC単結晶を製造した。
黒鉛るつぼにSiとTiとMnを38:14:48の質量比となるように仕込んだ以外は実施例4と同様にしてSiC単結晶を製造した。
黒鉛るつぼにSiとTiとAlを76:23:1の質量比となるように仕込んだ以外は実施例4と同様にしてSiC単結晶を製造した。
黒鉛るつぼにSiとTiとAlを62:18:20の質量比となるように仕込んだ以外は実施例4と同様にしてSiC単結晶を製造した。
黒鉛るつぼにSiとTiとAlを67:10:23の質量比となるように仕込んだ以外は実施例4と同様にしてSiC単結晶を製造した。
黒鉛るつぼにSiとTiとAlを67:23:10の質量比となるように仕込んだ以外は実施例4と同様にしてSiC単結晶を製造した。
Claims (2)
- SiとTiとM(M:Coおよび/またはMn)とCとを含み、SiとTiとMの原子比が、SixTiyMzなる式で表して、0.17≦y/x≦0.33かつ0.90≦(y+z)/x≦1.80を満たす融液に、SiC成長用の種結晶基板を接触させ、少なくとも前記種結晶基板周辺における前記融液の過冷却により融液に溶解しているSiCを過飽和状態とすることによって、前記種結晶基板上にSiC単結晶を成長させることを特徴とする、SiC単結晶の製造方法。
- SiとTiとM(M:Al)とCとを含み、SiとTiとMの原子比が、SixTiyMzなる式で表して、0.17≦y/x≦0.33かつ0.33≦(y+z)/x≦0.60を満たす融液に、SiC成長用の種結晶基板を接触させ、少なくとも前記種結晶基板周辺における前記融液の過冷却により融液に溶解しているSiCを過飽和状態とすることによって、前記種結晶基板上にSiC単結晶を成長させることを特徴とする、SiC単結晶の製造方法。
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