JP5218960B2 - 二ホウ化ジルコニウム（ＺｒＢ２）単結晶の育成法及び半導体形成用基板 - Google Patents

Description

本発明は、ホウ素と炭素両者からなるフラックス（融剤、溶媒）を用いて、二ホウ化ジルコニウム（ＺｒＢ_２）単結晶を育成する方法および、この手法により得られるＺｒＢ_２単結晶を利用した半導体形成用の基板に関するものである。

近年、窒化ガリウム系半導体は、青色から紫外あるいは白色の光を発する発光ダイオードの材料として利用され、また、ワイドギャップ半導体としてシリコンや砒化ガリウムを越える性能を持つ電子制御素子としても注目されている。窒化ガリウム系半導体は、それ自体を良好な単結晶の基板として製造するのが非常に困難なため、現在主にサファイヤ基板上に形成されている。しかしながら、表１に示すように、格子定数や熱膨張係数がサファイアと窒化ガリウムでは大きく異なり、形成される半導体層は多くの欠陥を含有する。
この問題を解決する、格子定数や熱膨張係数が窒化ガリウムに近い基板として二ホウ化ジルコニウム（ＺｒＢ_２）単結晶基板が見出されている（特許文献１）。

このＺｒＢ_２結晶は融点が約３２００℃の高温であるため、大型の結晶を作製するのにルツボを用いない育成法に限られる。一般に使用される育成法に浮遊帯域溶融法（フローティング・ゾーン法、ＦＺ法）があり、結晶が得られている。しかしながら、この高い育成温度のため、育成中、融液よりホウ素成分がより多く蒸発し、融帯（融液）組成が定比組成よりＺｒ過剰となり、結晶中へＺｒがインクリュージョン（含有物）として混入する問題を引き起こす。また、結晶育成に大きな加熱電力を必要とし、放電によるワークコイルの破損など育成上のトラブルの原因となる。さらに、その高い育成温度により急峻な温度勾配（〜１５０Ｋ／ｍｍ）の下での育成となるため、結晶中に亜粒界や転位などの欠陥が形成され易くなる問題もある。
特開２００２−４３２２３（特願２０００−２２８９０３） 特開２００７−５５８８５（特願２００６−１８８２９６） 特開２００４−２９２７１５（特願２００３−０８９５９６） "ＰｒｅｐａｒａｔｉｏｎｏｆＺｒＢ２ｓｉｎｇｌｅｃｒｙｓｔａｌｓｂｙｔｈｅｆｌｏａｔｉｎｇｚｏｎｅｍｅｔｈｏｄ"Ｓ．ＯｔａｎｉａｎｄＹ．ＩｓｈｉｚａｗａＪ．Ｃｒｙｓｔａｌｇｒｏｗｔｈ１６５（１９９６）３１９−３２２． "ＰｒｅｐａｒａｔｉｏｎｏｆＨｆＢ２ａｎｄＺｒＢ２ｓｉｎｇｌｅｃｒｙｓｔａｌｓｂｙｔｈｅｆｌｏａｔｉｎｇｚｏｎｅｍｅｔｈｏｄ"Ｓ．Ｏｔａｎｉ，Ｍ．Ｍ．ＫｏｒｓｕｋｏｖａａｎｄＴ．ＭｉｔｓｕｈａｓｈｉＪ．Ｃｒｙｓｔａｌｇｒｏｗｔｈ１６８６（１９９８）５８２−５８６．

このように、ＺｒＢ_２単結晶育成における障害は高い育成温度に起因していることから、本発明では、フラックスを用い育成温度を下げることで加熱電力を下げ、結晶の大型化を容易にし、かつ得られる結晶を良質化させることを目的とした。

新しいフラックスの探索として、ＺｒＢ_２と共融する物質を対象に浮遊帯域溶融法において使用可能な物質を探索した結果、ホウ素と炭素を同時にフラックスとして用いることで、良質な結晶が安定に育成されることを見いだした。その結果、以下の発明となった。

発明１は、二ホウ化ジルコニウム（ＺｒＢ_２）単結晶を育成する方法において、ホウ素（Ｂ）と炭素（Ｃ）をフラックス（融剤、溶媒）として用いい、溶液（融液）の組成 （ＺｒＢ _ｙ Ｃ _ｘ ）が、以下の（式１）を満満たすようにし、融帯（融液）に供給する原料（すなわち、原料棒）の組成（ＺｒＢ _２＋ｙ Ｃ _ｘ ）が、以下の（式２）を満たすようにして、ＺｒＢ_２単結晶を育成することを特徴とする。
（式１）
−０．６ｘ＋４≦ｙ≦−１．９ｘ＋６．４ ＆ ｘ≧０．８ ・・・・（１）
ここで、ｙ＝Ｂ／Ｚｒの原子比，ｘ＝Ｃ／Ｚｒの原子比。
（式２）
−２ｘ＋０．３≦ｙ≦−１．６ｘ＋０．６ ＆ ｙ≧０．１２ ＆ ｘ≧０．０９ ・・・・・・・・・（２）
ここで、ｙ＋２＝Ｂ／Ｚｒ原子比、ｘ＝Ｃ／Ｚｒ原子比。

発明２は、発明１に記載のＺｒＢ _２ 単結晶の育成法において、浮遊帯域溶融法を用いＺｒＢ_２単結晶を育成することを特徴とする。
発明３は、半導体形成基板であって、発明１又は２に記載のＺｒＢ _２ 単結晶の育成法にて得られたホウ化物単結晶からなることを特徴とする。

フラックスを用いたＦＺ法によるＺｒＢ_２単結晶の育成は、既にＺｒＢ_２の一成分であるホウ素（Ｂ）をフラックス（自己フラックス）としたＺｒＢ_２結晶の育成が報告されている（特許文献２、および、図１のＺｒ−Ｂ系相図を参照）。しかしながら、２千℃を越える温度におけるホウ素は高い蒸発圧をもつため、ホウ素含量の多い初期融帯を形成するためには原料棒先端の組成を工夫する必要がある（特許文献２）。また、育成中強く加熱をしすぎると、融帯（融液）中のフラックスであるホウ素が蒸発により失われる。そのため、育成中加熱電力の制御には細心の注意を必要とし、結晶の成長条件が変動し易い。

一方、本発明では、融帯（融液）がホウ素より元素としての蒸気圧が１桁以上低い炭素（Ｃ）を含有することで、特に初期融帯の形成が容易となり、また、より安定な結晶育成が可能になる。さらに、このホウ素炭素フラックスを用いることで、加熱電力が定比組成の原料棒より結晶を育成する場合に比較して３０％から５０％低下し、大型で良質なＺｒＢ_２単結晶の育成が容易になった。

さらに、得られる結晶を基板として３族窒化物がエピタキシャル成長することを確認した。
以上説明したように、本発明によれば、加熱電力を３０％から５０％低下させ、良質なＺｒＢ_２単結晶が得られ、良質な窒化物半導体薄膜の成長する基板としての使用が可能となる。

本発明の以下の実施例では、フローティング・ゾーン（ＦＺ）法による二ホウ化ジルコニウム（ＺｒＢ_２）単結晶の育成方法を示したが、その他の溶融型単結晶育成法（例えば、スカルメルト法）においても、融液を同様な組成にすることで、その問題を解決し、同様な効果を発揮しえるものである。
本発明者らはＺｒＢ_２単結晶の育成に用いることが可能なフラックスを探索した結果、炭素とホウ素を混合したフラックスを用いることにより良質なＺｒＢ_２単結晶を成長させる方法を見出した。その際、加熱電力が、定比組成付近の融液から結晶を育成する場合と比較して、５０％〜７０％に低減できることを見出した。

この現象を更に分析した結果、良質な単結晶を得るためには融帯（融液）の組成をＺｒＢ_ｙＣ_ｘとしたとき（式１）を満たすようにするのが望ましい。
（式１）
−０．６ｘ＋４≦ｙ≦−１．９ｘ＋６．４ ＆ ｘ≧０．８・・・・（１）
ここで、ｙ＝Ｂ／Ｚｒの原子比，ｘ＝Ｃ／Ｚｒの原子比。
この範疇を超えたｙ＞−１．９ｘ＋６．４の領域に融液組成を保持し結晶を育成すると、ホウ素および炭素のフラックス量が多過ぎ、融帯移動によりフラックスが十分に除去されず、結晶中に気泡やインクリュージョン（含有物）が含まれるようになり、ついには多結晶化する問題が生じる。また、ｙ＜−０．６ｘ＋４の領域に融液組成が保持された場合は、定比組成をもつ原料棒を用いＺｒ過剰な融帯より作製したＺｒＢ_２結晶同様に、研磨結晶面上に小さなピットが現れ、完全な鏡面に成らない。これはホウ素が不足するためである。Ｘ＜０．８の領域では、フラックスに炭素を加える効果が小さい。すなわち、育成時の加熱電力の制御に細心の注意を要するようになる。さらに、０．３ｃｍ／ｈ付近の低い速度での安定な融帯保持（結晶育成）が難しくなる。

また、原料棒の組成をＺｒＢ_２＋ｙＣ_ｘとしたときは、（式２）を満たすようにするのが望ましい。
（式２）
−２ｘ＋０．３≦ｙ≦−１．６ｘ＋０．６ ＆ ｙ≧０．１２ ＆ ｘ≧０．０９ ・・・・・・・・・（２）
ここで、ｙ＋２＝Ｂ／Ｚｒ原子比、ｘ＝Ｃ／Ｚｒ原子比。
この範疇を超えたｙ＞−１．６ｘ＋０．６の領域の組成をもつ原料棒を用い結晶育成を行うと、融帯にフラックスが溜まり過ぎ、融帯組成が（式１）におけるｙ＞−１．９ｘ＋６．４の領域に入り、育成される結晶に気泡や多結晶化する等の問題が生じる。また、ｙ＜−２ｘ＋０．３並びにｙ＜０．１２の領域では、ホウ素が不足し結晶研磨面に小さなピットが現れる問題が生じる。

本発明により得られる二ホウ化ジルコニウム（ＺｒＢ_２）単結晶は、エッチピット密度が３x１０^５個／ｃｍ^２から１０^６個／ｃｍ^２で窒化物半導体形成用基板として十分な品質を備えていること、また、本発明に従い育成される結晶中の炭素量は原料棒に含まれる炭素量により影響され、一般に結晶中に０．７ｗｔ％までの炭素不純物を含む。特に安定に育成された結晶では０．０４ｗｔ％から０．２ｗｔ％の炭素不純物を含む。この炭素不純物は、１５００℃以下の温度域では結晶中での拡散が遅く結晶表面に析出せず、ＺｒＢ_２結晶の表面での窒化物形成には影響しない。１５００℃以上で徐々に表面に析出し始める炭素も、窒化物形成には悪さをしないことを確認した。

本発明の実施において用いられる装置の一例を図２に示す。
この装置は、数気圧の不活性ガス雰囲気において結晶育成が可能なようにデザインされた高周波誘導加熱ＦＺ炉である。原料供給棒５の下端の加熱は、ワークコイル４に高周波電流を流すことにより、原料供給棒５に誘導電流を生じさせ、そのジュール熱により行う。
このようにして、形成された融帯６に上方より原料供給棒５を送り込み、下方より単結晶７を育成する。

本発明の実施における単結晶育成の手順を示す。
まず、原料の二ホウ化物粉末（ＺｒＢ_２）と所定量のホウ素成分及び炭素成分をよく混合した後、結合剤として少量の樟脳を加え、ラバープレス（２ｔｏｎ／ｃｍ^２）により圧粉棒を作製する。この圧粉棒を真空中又は不活性ガス中で千数百℃に加熱し、直径１３−１４ｍｍ長さ１５ｃｍの原料焼結棒を作製する。
得られた原料焼結棒５を上軸２にホルダー３を介してセットし、下軸２’には種結晶（または初期融帯形成用の焼結棒）８をホルダー３‘を介してセットする。さらに、種結晶の上に炭素円板（約０．２ｇ）をおく。つぎに、数気圧の不活性ガスを充填後、原料焼結棒５の下端と炭素円板を加熱することにより溶融させ、融帯６を形成させ、上軸２と下軸２’をゆっくりと下方に移動させて、直径１３ｍｍ長さ４−５ｃｍの単結晶７を育成する。
育成速度は毎時０．３ｃｍから１．５ｃｍの範囲で変化させた。通常毎時０．５ｃｍである。このとき、原料焼結棒５の融帯６への供給速度は、供給原料棒の密度が低いため、それを補償して原料供給棒とほぼ同じ直径をもつ単結晶が育成されるように、通常結晶育成速度の１．５倍から１．７倍に設定する。
雰囲気としては数気圧のアルゴンまたはヘリウムなどの不活性ガスを用いる。これは高周波ワークコイル４の部分で発生する放電を防止するためと、融帯からの蒸発を抑制するためである。
得られた単結晶より（０００１）面を切り出し、最終的にコロイダルシリカを用い鏡面に仕上げた後、顕微鏡の下で観察した。エッチングは、室温においてフッ硝酸の水溶液を用いて行なった。

（種結晶）
ここでの育成ではホウ素と炭素をフラックスとして用いるため、融帯移動による結晶粒の成長が遅い。そのため、効率よく単結晶を得るには、種結晶を用いる必要がある。

（初期融帯形成用炭素円板）
初期融帯形成時に溶融する炭素円板は、初期融帯を低い加熱電力で形成するのに効果的であった。多量すぎると種結晶の上に成長する結晶が多結晶化する。目安としては、ＺｒＢ_２粉末のみから作製した原料棒より単結晶を作製する場合の加熱電力の４５％以下で、多結晶化する。５０％以下で気泡が多数含有する。逆に、炭素量が少なく、初期融帯形成時の加熱電力が大きい場合、具体的には、７０％以上の加熱電力を要する場合、原料供給棒中に添加したホウ素が融帯に溶け込む前に蒸発し始め、融帯にホウ素が溜まり難くなる。
従って、５５％−６０％の加熱電力で初期融帯を形成した。加熱電力は、結晶育成温度の２．７乗に比例すると見積もられ、２６×１０^２℃で融帯を形成していることになる。
実際に、初期融帯の形成に用いた炭素円板の重量は、直径１．３−１．４ｃｍの結晶を作製する場合、通常０．２ｇであった。初期融帯の重量は通常４ｇ程度であることから、初期融帯中の炭素含量が３０モル％付近の組成になっているものと推測される。その後、１ｃｍ程度の結晶成長により、定常的な加熱電力に近づく。

（原料供給棒）
炭素のみを添加し作製した原料棒より単結晶を育成すると、得られる結晶の（０００１）研磨面上に数ミクロンの浅いピットがみられる。密度は１０^３−４個／ｃｍ^２程度である。図３に、三角印（△）で記している。
ホウ素のみを添加し作製した原料棒より単結晶を育成する場合、ＺｒＢ_２に対し２９モル％以下のホウ素添加では、同様の浅いピットがみられた。６０モル％以上の添加した原料棒では、融帯にホウ素が溜まり過ぎ、定常状態において加熱電力が５０％以下となり、結晶に気泡が多数入り始める。従って、美しい研磨面の得られる結晶は、ホウ素が３０モル％から６０モル％添加した場合に得られる。図３に、丸印（○）で記している。この際、ホウ素のみを添加した原料棒は一般に数百ｐｐｍの炭素不純物を含有することから、融帯中の炭素濃度が１ｗｔ％程度で定常的な濃度になる。これは、炭素の分配係数（結晶中の炭素濃度／融帯中の炭素濃度）が約１／２０と小さな値をとるためである。この融帯中の炭素濃度１ｗｔ％は結晶育成の安定化に十分であった。
その他、炭化ホウ素（Ｂ_４Ｃ）を添加して作製した原料棒からの結晶育成の場合や、その他、炭素およびホウ素を添加した場合を図３に記している。従って、美しい鏡面の得られる単結晶は、原料棒組成をＺｒＢ_２＋ｙＣ_ｘ、すなわちＺｒＢ_２＋ｙＢ＋ｘＣ、と表すと、前記（式２）で示される４つの直線で囲まれた領域組成の原料棒から育成されることがわかる。その際の融帯組成をＺｒＢ_ｙＣ_ｘと表すと、図４に示すように、前記（式１）の範囲にあった。
図３、図４において良質な結晶の育成される領域において、結晶育成に要する加熱電力は、定比組成付近の融液より結晶を育成する場合に比較して、７０％〜５０％であった。加熱電力が減少したことは、大型の結晶育成が容易になったことを示している。

得られた単結晶は厚さ１ｍｍの多結晶体の皮に囲まれているが、中心部は、粒界や亜粒界が存在しないことがエッチングパターンの観察から確認された。最も良質な結晶において、エッチピット密度は、３×１０^５個／ｃｍ^２であった。従来の定比組成の原料棒より作製した単結晶では５×１０^６個／ｃｍ^２であったことから、１桁低下している。また、炭素をフラックスの一成分として用いていることから結晶中の炭素不純物量は０．０４ｗｔ％から０．２ｗｔ％であるが、窒化物半導体膜の作製には影響しないことを確認した。

この育成法では、炭素を用いていることから、炭素を多量に含有する安価なＺｒＢ_２粉末原料を用いることが出来る。また、原料棒に添加するホウ素と炭素の組成がＢ_４Ｃ組成より炭素の多い領域では、高価なホウ素を用いることなく、Ｂ_４ＣとＣの添加により良質な単結晶が育成される。したがって、この手法には安価に単結晶が作製できる利点もある。
さらに、今回のホウ素炭素フラックスを用いれば、浮遊帯域溶融法以外の坩堝を用いない育成法（例えば、スカルメルト法など）によるＺｒＢ_２単結晶の育成が可能である。

育成した結晶より（０００１）面を持つ基板を切り出し、化学機械研磨により鏡面研磨する。オージェ電子分光法（ＡＥＳ）による評価の結果、研磨表面にはジルコニウム酸化物や炭化水素等の汚染物が存在するので、有機溶剤による洗浄の後真空中加熱、希フッ酸溶液による酸化層除去、真空中でのイオン衝撃処理等、いくつかの方法を組み合わせることにより表面を清浄化しＧａＮ薄膜成長用基板として用いる。ＧａＮ薄膜はプラズマ補助分子線エピタキシー（ＰＡ−ＭＢＥ）等の方法により上記基板表面に堆積し、膜の結晶性を反射高速電子回折（ＲＨＥＥＤ）によりその場評価した。
次には本発明の実施例を示す。

（実験例１）
ＺｒＢ_２粉末に、３０モル％のホウ素粉末を添加混合した後、結合剤として樟脳を少量加え、直径１５ｍｍのゴム袋に詰め円柱形とした。これに２ｔｏｎ／ｃｍ^２の静水圧加圧を加えることにより圧粉体を得た。この圧粉体を真空中、１６×１０^２℃で加熱し、直径１．４ｃｍ、長さ１５ｃｍ程度の焼結棒を得た。
この焼結棒を図２に示すＦＺ育成炉の上軸にホルダーを介し固定し、下軸には種結晶としてＺｒＢ_２単結晶（方位＜１０−１０＞）を固定した。種結晶の上部に０．２３ｇの炭素円板を置いた。育成炉に６気圧のアルゴンを充填した後、高周波誘導加熱により焼結棒下端部と炭素円板を溶かし初期融帯を形成し、融帯への原料供給速度（上軸）は０．８ｃｍ／ｈ、結晶の成長速度（下軸）は０．５ｃｍ／ｈで、８時間下方に移動させ、全長４ｃｍ直径１．３ｃｍの単結晶を得た。定常状態における加熱電力は、定比組成をもつ原料を溶融する場合の７０％であった。
その際の分析結果を表２に示す。原料棒と結晶中の炭素含量が同じことから、炭素含量の少ない融帯の組成領域では、炭素が蒸発により精製されないことがわかる。得られた結晶から（０００１）面を放電加工機により切り出し、鏡面に研磨した。表面観察の結果、定比組成をもつ原料のみを溶融して育成した結晶の場合観察される数μｍの浅いピット（特許文献３）は観測されず、平坦な表面が得られた。また、フッ硝酸によるエッチングの結果、亜粒界のないことを確認した。エッチピット密度は、１×１０^６個／ｃｍ^２であった。

（実験例２）
ＺｒＢ_２粉末に、６０モル％のホウ素粉末を添加混合した後、実験例１と同様に原料棒を作製した。この焼結棒を図２に示すＦＺ育成炉の上軸にホルダーを介し固定し、下軸にはＺｒＢ_２単結晶（方位＜１０−１０＞）を固定した。種結晶の上部に０．１９ｇの炭素円板を置いた。育成炉に６気圧のアルゴンを充填した後、高周波誘導加熱により焼結棒下端部と炭素円板を溶かし初期融帯を形成し、融帯への原料供給速度（上軸）は０．８ｃｍ／ｈ、結晶の成長速度（下軸）は０．５ｃｍ／ｈで、全長４ｃｍ直径１．３ｃｍの単結晶を得た。
定常状態における加熱電力は、定比組成をもつ原料を溶融する場合の５０％であった。その際の分析結果を表３に示す。エッチピット密度は、３×１０^５個／ｃｍ^２であった。

（実施例１）
ＺｒＢ_２粉末に、１２モル％のホウ素粉末と３０モル％の炭素粉末を添加混合した後、結合剤として樟脳を少量加え、直径１５ｍｍのゴム袋に詰め円柱形とした。これに２０００ｋｇ／ｃｍ^２の静水圧加圧を加えることにより圧粉体を得た。この圧粉体を真空中、１６００℃で加熱し、直径１．４ｃｍ、長さ１５ｃｍ程度の焼結棒を得た。この焼結棒を図２に示すＦＺ育成炉の上軸にホルダーを介し固定し、下軸にはＺｒＢ_２単結晶（方位＜１０−１０＞）を固定した。
種結晶の上部に０．２ｇの炭素円板を置いた。育成炉に６気圧のアルゴンを充填した後、高周波誘導加熱により焼結棒下端部と炭素円板を溶かし初期融帯を形成し、融帯への原料供給速度（上軸）は０．５ｃｍ／ｈ、結晶の成長速度（下軸）は０．３ｃｍ／ｈで、１０時間下方に移動させ、全長３ｃｍ直径１．３ｃｍの単結晶を得た。定常状態における加熱電力は、定比組成をもつ原料を溶融する場合の５０％であった。その際の分析結果を表４に示す。結晶中の炭素含量は、０．２ｗｔ％であった。

（実施例２）
ＺｒＢ_２粉末に、３モル％のＢ４Ｃ粉末と７モル％の炭素粉末を添加混合した後、２０００ｋｇ／ｃｍ^２の静水圧加圧により円柱形の圧粉体を得た。これを真空中、１６００℃で加熱し、直径１．４ｃｍ、長さ１５ｃｍの焼結棒を得た。この焼結棒を図２に示すＦＺ育成炉の上軸にホルダーを介し固定し、下軸にはＺｒＢ_２単結晶（方位＜１０−１０＞）を固定した。種結晶の上部に０．２２ｇの炭素円板を置いた。育成炉に６気圧のアルゴンを充填した後、高周波誘導加熱により焼結棒下端部と炭素円板を溶かし初期融帯を形成し、融帯への原料供給速度（上軸）は０．８ｃｍ／ｈ、結晶の成長速度（下軸）は０．５ｃｍ／ｈで、全長４ｃｍ直径１．３ｃｍの単結晶を得た。その際の分析結果を表５に示す。

（実施例３）
実施例３で作製したＣを０．２ｗｔ％含むＺｒＢ_２単結晶から（０００１）面の試料を放電加工によって切り出し、ダイヤモンド及びコロイダルシリカによって鏡面研磨したものを基板として用いた。
アセトンによる超音波洗浄の後、１％ＨＦ溶液に１分間浸漬し表面の酸化ジルコニウム層を取り除き、水洗いの後真空中に導入した。
真空中で１０００℃に加熱するとＺｒＯ_２微粒子が若干現れるが、３時間加熱するとこの微粒子は消失した。しかしまだＣとＯの不純物が残留していたので、Ｋｒ＋イオンによるイオン衝撃を数分間行いその後１２００℃で焼鈍することによりほぼ純ＺｒＢ_２結晶で得られる清浄表面と同等の表面を得ることができた。
本基板上にＰＡ−ＭＢＥによりＧａＮの成長を行った。５７０℃に保った基板上にＧａ分子線をクヌーセンセルより、活性窒素をプラズマソースよりそれぞれ照射しＧａＮ結晶を３時間成長させた。成長中のＲＨＥＥＤ図形は下地基板の基本格子反射とほとんど変わらない周期に透過スポットが一旦現れ、徐々に再びストリーク状となり膜の表面が平坦化していく過程を示した。成長後のＡＥＳはＧａとＮしか観測できずＧａＮがエピタキシャル成長していることを示した。成長後試料を室温に冷却すると３×３倍周期の表面構造が認められ、Ｇａ過剰ＧａＮ（０００−１）表面と同定できた。
下地単結晶にＣが含まれていても、本実施例のようにＣフリーの表面を作成することが可能であり、純ＺｒＢ_２単結晶と同様に応用できる。

（実施例４）
実施例３で作製したＣを０．２ｗｔ％含むＺｒＢ_２単結晶から（０００１）面の試料を放電加工によって切り出し、ダイヤモンド及びコロイダルシリカによって鏡面研磨したものを基板として用いた。
アセトンにより超音波洗浄した基板を真空中に導入し、背面よりの電子線加熱により加熱清浄化した。徐々に温度を上げていくと１０００℃以上で表面にＺｒＯ_２の微粒子が形成され、１６００℃までの加熱ではこの微粒子が除けなかった。１５００℃以上の加熱を行うと、結晶中に含まれるＣが徐々に表面に偏析してくるのが認められた。１９００℃以上の短時間加熱により表面のＺｒＯ_２微粒子は取り除かれ、表面にＣの偏析したＺｒＢ_２（０００１）基板が得られた。ＡＥＳにおけるＣのピーク形状からＣは金属炭化物として存在していると考えられ、ＡＥＳでのＢ強度の減少と併せると表面にＺｒＣのような金属炭化物層が生成していると考えられる。
本基板上にＰＡ−ＭＢＥによりＧａＮの成長を行った。
５７０℃に保った基板上にＧａ分子線をクヌーセンセルより、活性窒素をプラズマソースよりそれぞれ照射しＧａＮ結晶を３時間成長させた。成長中のＲＨＥＥＤ図形は下地基板の基本格子反射とほとんど変わらず、ＧａＮがエピタキシャル成長していることを示した。成長後試料を室温に冷却すると１２倍周期の表面構造が認められ、Ｇａ過剰ＧａＮ（０００−１）表面と同定できた。
本実施例が示すように、表面にＣが偏析しても金属炭化物として存在する場合にはＧａＮの成長に悪影響を及ぼさず、ＧａＮ成長用基板として使用できる。

Ｚｒ−Ｂ系相図。 本発明に用いられた単結晶育成装置の一例を示す説明図。 良質なＺｒＢ_２単結晶の得られる原料供給棒の組成範囲（式２に基づく）を示すグラフ。 良質なＺｒＢ_２単結晶の得られる融帯組成の範囲。（式１）で示す範囲を示すグラフ

１ 上軸駆動部
１’下軸駆動部
２ 上軸
２’下軸
３ ホルダー
３’ホルダー
４ ワークコイル
５ 原料焼結棒
６ 融帯
７ 単結晶
８ 種結晶または初期融帯形成用の焼結棒

Claims (3)

1. 二ホウ化ジルコニウム（ＺｒＢ_２）単結晶を育成する方法であって、
   ホウ素と炭素両者をフラックス（融剤、溶媒）として用い、
   溶液（融液）の組成 （ＺｒＢ _ｙ Ｃ _ｘ ）が、以下の（式１）を満たすようにし、
   融帯（融液）に供給する原料（すなわち、原料棒）の組成（ＺｒＢ _２＋ｙ Ｃ _ｘ ）が、以下の（式２）を満たすようにして、
   ＺｒＢ_２単結晶を育成することを特徴とするＺｒＢ _２ 単結晶の育成法。
   （式１）
   −０．６ｘ＋４≦ｙ≦−１．９ｘ＋６．４ ＆ ｘ≧０．８ ・・・・（１）
   ここで、ｙ＝Ｂ／Ｚｒの原子比，ｘ＝Ｃ／Ｚｒの原子比。
   （式２）
   −２ｘ＋０．３≦ｙ≦−１．６ｘ＋０．６ ＆ ｙ≧０．１２ ＆ ｘ≧０．０９ ・・・・・・・・・（２）
   ここで、ｙ＋２＝Ｂ／Ｚｒ原子比、ｘ＝Ｃ／Ｚｒ原子比。
2. 請求項１に記載のＺｒＢ _２ 単結晶の育成法において、浮遊帯域溶融法を用いＺｒＢ_２単結晶を育成することを特徴とするＺｒＢ _２ 単結晶の育成法。
3. 請求項１又は２に記載のＺｒＢ _２ 単結晶の育成法にて得られたホウ化物単結晶からなることを特徴とする半導体形成基板。