JPS63239187A - 結晶物品 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は結晶およびその形成方法に係り、特に堆積面材
料の独類による堆積材料の核形成密度の差を利用した結
晶物品に関する。

本発明は、たとえば半導体集積回路、光集積回路、磁気
回路等の電子素子、光素子、磁気素子、圧電素子あるい
は表面音響素子等に使用される単結晶や多結晶等の結晶
の形成に適用される。

［従来の技術］ 従来、Ｓｉｉ結晶で作られた素子は、パッケージ等に封
入し、エポキシ、ガラス等の基板上にアセンブリするた
め、放熱がうまく行えなかった。また、放熱体上に非晶
質シリコンを形成させる方法では、単結晶層に作製され
た素子に比べて、性能が大きく劣るので、高集積化は不
可能であり、用途としては簡単なスイッチング素子、太
陽電池、光電変換素子等に限られ、放熱特性が問題にな
ることはほとんどない。

［発明が解決しようとする問題点］ 以上述へたように上記従来例では、大消費電力型の素子
を高集積に作ることは容易ではなかった。

本発明は上記従来例の欠点を除去し、放熱板上に形成さ
れ、放熱が良く、高集積化の図れる素子を作製し得る結
晶を提供することを目的とする。

［問題点を解決するための手段コ このような目的を達成するために、本発明は放熱板と、
放熱板上の非核形成面（ＳＮＤＳ）に設けられ、核形成
密度が非核形成面（ＳＳＯ３）の核形成密度より大きく
、かつ単一核のみ形成するのに十分小さい面積を有する
核形成面（ＳＮＤＬ）より単−的に成長した単結晶とを
有することを特徴とする。

［作　用］ まず核形成密度について説明する。核形成密度とは、堆
積面の単位面積に形成される結晶核の密度である。

第９図は、５ｉ０２の堆積面と窒化シリコンの堆積面と
の核形成密度の経時変化を示すグラフである。

同グラフが示すように、堆積を開始して間もなく　Ｓｔ
ｏｗ上での核形成密度は１０３ｃｍ−２以下で飽和　　
　・し、２０分後でもその値はほとんど変化しない。

それに対して窒化シリコン（Ｓｉ３Ｎ４）上では、〜４
　Ｘ　１０’ｃｍ−２で一旦飽和し、それから１０分は
ど変化しないが、それ以降は急激に増大する。なお、こ
の測定例では、　５ｉＣＩＬ４ガスを１１２ガスで希釈
し、圧力１７５Ｔｏｒｒ　、温度１０００℃の条件下で
ｃｖ。

法により堆積した場合を示している。他に５ｉｌＬ。

５ＮＩ２ＣＪ１２．５ｉＨＣＪ２３　、ＳｉＦ４等を反
応ガスとして用いて、圧力、温度等を調整することで同
様の作用を得ることができる。また、真空蒸着でも可能
である。

この場合、５ｉｎ２上の核形成はほとんど問題とならな
いが、反応ガス中にＨＣｆＬガスを添加することで、５
ｉＯｚ上での核形成を更に抑制し、５ｉｎ２上でのＳｉ
の堆積を皆無にすることができる。

このような現象は、５ｉｎ２および窒化シリコンの材料
表面のＳｉに対する吸着係数、脱離係数、表面拡散係数
等の差によるところが大きいが、Ｓｉ原子自身によって
５ｉ０２が反応し、蒸気圧が高い一酸化シリコンが生成
されることで５ｉ０２自身がエツチングされ、窒化シリ
コン上ではこのようなエツチング現象は生じないという
ことも核形成密度の差を生じさせる原因となっていると
考えられる（Ｔ。

Ｙｏｎｅｈａｒａ、　Ｓ、Ｙｏｓｈｉｏｋａ、　Ｓ、Ｍ
ｉｙａｚａｗａ　Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆＡｐｐｌｉｅｄ
　Ｐｈｙｓｉｃｓ　５３．８８２９．１９８２）。

このように堆積面の材料として５ｉｎ２及び窒化シリコ
ンを選択し、堆積材料としてシリコンを選択すれば、同
グラフに示すように十分に大きな核形成密度差を得るこ
とができる。なお、ここでは堆積面の材料としてＳｉＯ
□が望ましいが、これに限らす５ｉｎｘであっても核形
成密度差を得ることができる。

勿論、これらの材料に限定されるものではなく、核形成
密度の差が同グラフで示すように核の密度で１０３倍以
上であれば十分であり、後に例示するような材料によっ
ても堆積膜の十分な選択形成を行うことができる。

このような核形成密度差を利用し、堆積面の材料より核
形成密度の十分大きい異種材料を単一の核だけが成長す
るように十分微細に形成することによって、その微細な
異種材料の存在する箇所だけに単結晶を選択的に成長さ
せることができる。

第１Ｏ図（Ａ）およびＣＢ）は選択堆積法の説明図であ
る。まず同図（Ａ）に示すように、基板１上に、基板１
と上記因子の異なる材料から成る薄膜２を所望部分に形
成する。そして、適当な堆積条件によって適当な材料か
ら成る薄膜の堆積を行うと、薄膜３は薄膜２上にのみ成
長し、基板１上には成長しないという現象を生じさせる
ことができる。

この現象を利用することで、自己整合的に成形された薄
膜３を成長させることができ、従来のようなレジストを
用いたりソゲラフイエ程の省略が可能となる。

このような選択形成法による堆積を行うことができる材
料としては、たとえば基板１として５ｉ０２、薄ＩＩ！
２としてＳｔ、ＧａＡｓ、窒化シリコン１．そして堆積
させる薄膜３としてＳｔ、Ｗ、ＧａＡｓ、ＩｎＰ等があ
る。

この核形成密度差を得る他の方法としては、５ｉ０２上
に局所的にＳｉやＮ等をイオン注入して過剰にＳｔやＮ
等を有する領域を形成してもよい。

［実施例］ 以下、本発明の実施例を図面に基づいて詳細に説明する
。

第１図（八）〜（Ｄ）は、本発明による結晶の形成方法
の第一実施例を示す形成工程図であり、第２図（Ａ）お
よび（Ｂ）は、第１図（Ａ）および（Ｄ）における基板
の斜視図である。

まず、第１図（Ａ）および第２図（Ａ）に示すように、
放熱板４上に、選択堆積を可能にする核形成密度の小さ
い薄膜５を形成し、その上に核形成密度の大きい異種材
料を薄く堆積させ、リソグラフィ等によってパターニン
グすることで異種材料６を十分微細に形成する。ただし
、放熱板４の大きさ、結晶構造および組成は任意のもの
でよく、機能素子が形成された基板であってもよい。ま
た、異種材料６とは、上述したように、ＳｉやＮ等を薄
膜５にイオン注入して形成される過剰にＳｔやＮ等を有
する変質領域も含めるものとする。

次に、適当な堆積条件によって異種材料６だけに薄膜材
料の単一の核が形成される。すなわち、異種材料６は、
単一の核のみが形成される程度に十分微細に形成する必
要がある。異種材料６の大きさは、材料の種類によフて
異なるが、数ミクロン以下であればよい。更に、核は単
結晶構造を保ちながら成長し、第１図（ＩＩ）に示すよ
うに島状の単結晶粒７となる。島状の単結晶粒７が形成
されるためには、すでに述べたように、薄膜５上で全く
核形成が起こらないように条件を決めることが必要であ
る。

島状の単結晶粒７は単結晶構造を保ちながら異種材料６
を中心して更に成長し、同図（Ｃ）　に示すように薄膜
５全体を覆う。

続いて、エツチングまたは研磨によって単結晶粒７を平
坦化し、第１図（ＤＪおよび第２図（８）に示すように
、所望の素子を形成することができる単結晶層８が薄［
５上に形成される。

放熱板４の材料としては、熱伝導度の高い銅や銀等の金
属、またはダイヤモンドも良いが高価であるのでグラフ
ァイトでも十分である。２０℃での熱伝導度は銅＝　０
．９２３ｃａｌ　ｃｍ−’ｓ−’ｄｅｇ−’、銀＝０．
９９８ｃａ１２　ｃｍ−’ｓ−’ｄｅｇ−’、ダイヤモ
ンド＝０．３３ｃａＡ　ｃＩｌｌ−’ｓ−’ｄｅｇ−’
、グラファイト＝　　０．０８５ｃａＪ２　ｃ「’ｓ−
’ｄｅｇ−’である。

次に具体的な形成方法を説明する。まず、放熱板４上に
スパッタ法、　ＣＶＤ法、真空蒸着法等を用いて放熱板
表面にＳｉｎ２層を形成する。また、堆積面材料として
は５ｉ０２が望ましいが、ＳｉＯｘとしてＸの値を変化
させたものでもよい。

こうして形成されたＳｉｎ、層５上に減圧気相成長法に
よって窒化シリコン層（ここでは５ｔ３Ｎ４Ｆｌ）を異
種材料として堆積させ、通常のりソグラフィ技術または
Ｘ線、電子線若しくはイオン線を用いたりソグラフィ技
術で窒化シリコン層をパターニングし、数ミクロン以下
、望ましくは〜１μｍ以下の微小な異種材料６を形成す
る。

続いてＨＣｕとＨ２と、　５ｉｌ１２ＣｆＬ２．５ｉｃ
ｋ　４＋５ｉｌｌＣＩ１３．ＳｉＦ４若しくは５ｉｌ１
４との混合ガスを用いて上記基板４上に選択的に成長さ
せる。その際の基板温度は７００〜１１００℃、圧力は
約１００Ｔｏｒｒである。

数十分程度の時間で、５ｔ（ｈ上の窒化シリコンまたは
多結晶シリコンの微細な異種材料６を中心として、単結
晶のＳｔの粒１３が成長し、最適の成長条件とすること
で、その大きさは数＋μｍ以上に成長する。

続いて、ＳｉとＳｉｎ、どの間にエツチング速度差があ
る反応性イオンエツチング（ＲＩＥ）によって、Ｓｔの
みをエツチングして平坦化する。更に粒界部分を除去し
て島状の単結晶シリコン層１５が形成される。なお、単
結晶粒１３の表面の凹凸が大きい場合は、機械的研磨を
行った後にエツチングを行う。

このようにして形成された大きさ数十μ１以上で粒界を
含まない単結晶シリコン層１５に、電界効果トランジス
タを形成すると、単結晶シリコンウェハに形成したもの
に劣らない特性を示した。

また、隣接する単結晶シリコン層１５と５ｉ０２によっ
て電気的に分離されているために、相補型電界効果トラ
ンジスタ（Ｃ−ＭＯＳ）を構成しても、相互の干渉がな
い。また、素子の活性層の厚さが、Ｓｉウェハを用いた
場合より薄いために、放射線を照射された時に発生する
ウェハ内の電荷による誤動作がなくなる。更に、寄生容
量が低下するために、素子の高速化が図れる。また、任
意の基板が使用できるために、Ｓｉウェハを用いるより
も、大面積基板上に単結晶層を低コストで形成すること
ができる。更に、他の半導体、圧電体、誂電体等の基板
上にも単結晶層を形成できるために、多機能の三次元集
積回路を実現することができる。

これまで述べてきたような堆積面材料と異種材料との十
分な核形成密度差を得るには、Ｓｉ３Ｎ４に限定される
ものではなく、窒化シリコンの組成を変化させたもので
もよい。

Ｓｉに対して核形成密度差を実現する方法として、核形
成密度の低い堆積面材料である５ｉｎ２の表面に局所的
にＳｉ、Ｎ、Ｐ、Ｂ、Ｆ、Ａｒ、Ｈｅ、ＩＩ：、Ａｓ、
Ｇａ、Ｇｅ等をイオン注入して５ｉ０２の堆積面に変質
領域を形成し、この変質領域を核形成密度の高い堆積面
材料としても良い。

Ｓｉの選択核形成によって単結晶を成長させるには、Ｃ
ＶＤ法だけではなく、Ｓｉを真空中（＜　１Ｏ−６Ｔｏ
ｒｒ）で電子銃により蒸発させ、加熱した基板に堆積さ
せる方法も用いられる。特に、超高真空中（＜　１Ｏ−
９Ｔｏｒｒ）で蒸着を行うＭＢＥ（Ｍｏｌｅｃｕｌａｒ
　ＢｅａＩＩＩＥｐｉｔａｘｙ）法では、基板温度９０
０℃以上でＳｉビームとＳｉＯ□が反応を始め、ＳｉＯ
□上でのＳｉの核形成は皆無になることが知られている
（Ｔ、Ｙｏｎｅｈａｒａ　。

Ｓ、Ｙｏｓｈｉｏｋａ　　ａｎｄ　　Ｓ、Ｍｉｙａｚａ
ｗａ　　Ｊｏｕｒｎａｌ　　ｏｆ　　八ｐｐｌｉｅｄＰ
ｈｙｓｉｃｓ　５３．１０．　ｐ６８３９．１９８３）
。

この現象を利用して５ｉｎ２上に点在させた微小な窒化
シリコンに完全な選択性をもってＳｉの単一の核を形成
し、そこに単結晶Ｓｉを成長させることができた。この
時の堆積条件は、真空度１０−’Ｔｏｒｒ以下、Ｓｉビ
ーム強度９．７　ｘｌＯ”ａｔｏｍｓ／ｃｍ２・ｓｅｃ
　、基板温度９００℃〜１０００℃であった。

核形成密度の高い堆積面材料としては、窒化シリコン以
外に、タンタル酸化物（Ｔａ２０り　ｓ窒化シリコン酸
化物（ＳｉＯＮ）等を使用しても同様の効果を得ること
ができる。すなわち、これらの材料を微小形成して上記
異種材料とすることで、同様に単結晶を成長させること
ができる。また、より放熱特性を良くするために、放熱
板４にフィンを付けたり、水冷とすることも可能である
。

第３図は、放熱板にフィンを取り付けた第２実施例の断
面図である。図中４．５．１５は第１図と同じ、３１は
放熱板４に取り付けるかまたは削り出したフィンである
。なお、本図においては説明のために各部の縮尺を適当
に表示しである。実際には、単結晶１５の厚みはミクロ
ン以下から数ｍｍまでぐらいであり、フィン３１の深さ
は任意である。このような構造になっていればフィン３
１の表面積が広いことにより放熱効果が良くなり、また
空気を送れば、なお効果が発揮される。

第４図は、放熱板内部に水やオイル、フロンガス等の冷
媒を循環させる穴を持っている第３実施例の断面図であ
る。図中、４，５．１５は第１図と同じ、３２は放熱板
４内に冷媒を循環されるためのバイブ３２である。この
ような構造においては、放熱板４を強力に冷却すること
が可能なので単結晶１５の温度上昇は低く抑えられる。

なお、上記実施例では、堆積面の材料を薄膜５で形成し
たが、勿論第３図に示すように、選択堆積を可能にする
核形成密度の小さい材料から成る放熱板をそのまま用い
て、単結晶層を同様に形成してもよい。

第５図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明の第四実施例を示す形
成工程図である。同図に示すように、選択堆積を可能に
する核形成密度の小さい材料から成る放熱板４上に、異
種材料６を十分微小に形成することで、第一実施例と同
様にして単結晶層１５を形成することができる。

一例として、放熱板をＦｅまたはＣＯとし、ダイヤモン
ド結晶を成長させた場合を示す。Ｆｅの熱伝導率は１．
０〜１．５ｃａ１２ｃｍ−’ｓ−’ｄｅｇ−’であり、
Ｇｏは１．６ｃａｕ　ｃｍ−’ｓ−’ｄｅｇ−’である
。ＦｅまたはＣＯ基板上に、Ｃｕ、Ｗ、Ｔａ、Ｍｏ、Ａ
ｕ、Ｔｉ、Ａｎ　、Ｎｉ等の金属を真空蒸着法により、
またはＳｉ、Ｇｅ、ＧａＡｓ、ＩｎＰ、ＳｉＣ等の半導
体材料をＣＶＤ法あるいは真空蒸着法により、堆積させ
る。これらの金属および半導体材料は、Ｆｅに比べて十
分に高い核形成密度を有する材料である。続いて、この
金属または半導体層を数μｍ以下にパターニングし、十
分微細な異種材料とする。あるいは、上記金属または半
導体材料の異種材料をイオン注入によって形成しても良
い。

こうして、次の条件によって異種材料の存在する金属層
上にダイヤモンドを晶析させた。

マイクロ波プラズマＣＶＤ法、熱フイラメント法を用い
たＣＶＤ法を用いた。原料ガスは、メタン（Ｃ）１４）
と水素の混合ガス（１・〜１０％）、あるいはアルコー
ル系の０１１基を有する炭化水素、例えばメチルアルコ
ールＣ）！３０Ｈ、エチルアルコールＣｘ　Ｎ　ｓ　Ｏ
Ｈ１第３ブチルアルコール（ＣＨ３）　３０）１．イソ
プロピルアルコール（Ｃｔｈ）　２ＣＨ［）Ｈ、ジエチ
ルエーテルＣ２Ｈｓ　ＯＣ２ｔｌ　ｓ等の液体を水素ガ
スでバブリングする。

プラズマＣＶＤ法の場合は、マイクロ波出力が２００〜
３５０Ｗ、基板温度が５００〜１０００℃、圧力が１〜
４００Ｔｏｒｒの減圧下で行った。

熱フイラメント法を用いたＣＶＤ法の場合は、フィラメ
ント温度が約１５００〜２０００℃、フィラメント−基
板間距離が０．５〜１０ｍｍであった。

この結果、ＦｅまたはＧｏの金属層上には全くダイヤモ
ンドの核形成が起こらず、その表面に微細に形成した核
形成密度の高い異種材料に単一のダイヤモンド粒が生成
し、その後、その単一のダイヤモンド粒を中心に単結晶
のダイヤモンド粒子が数十μｍ〜数百μｍの大きさまで
成長した。このダイヤモンド粒子には、不対電子の無い
双晶粒界が内在することはあるが、いわゆる多結晶構造
にあるような多くの不対電子を含む粒界は存在しない。

これは、核形成密度の低いＦｅやＣＯ等の堆積面材料上
ではダイヤモンド粒の生成がないために、単一の核から
のダイヤモンド単結晶の成長が阻害されないためである
。

第６図は、Ｆｅ、Ｇｏ、Ｓｉ、Ｍｏ上のダイヤモンド粒
の形成密度の時間依存性を示すグラフである。

このグラフを示すように、ＦｅＪＯの金属上とＳｉ、Ｍ
ｏ上とでは、ダイヤモンドの核形成密度の差が１０’以
上あり、第７図に示したＳｉ３Ｎ４上とＳｉｎ。

上とにおけるＳｔの核形成密度差と同様である。

こうして、ダイヤモンド基板以外の任意の材料の下地基
板上に上記核形成密度の低い堆積面材料層を形成し、そ
の上に核形成密度の高い異種材料を十分微細に形成する
ことで、ダイヤモンド単結晶を容易に形成することがで
きる。勿論、すでに述べたように、微細な異種材料を所
望間隔で配置して粒径制御された多結晶構造のダイヤモ
ンド薄膜を形成することができる。

［発明の効果］ 以上に説明したように、本発明によれば以下の効果があ
る。

（１）　Ｓｉ単結晶のすぐ近く（数μｍ）に熱伝導率の
大きい材料を置くことができるので、Ｓｉ単結晶の発熱
を押さえ、高集積化した高速素子や、高電力素子をＳｉ
単結晶内に作製することが可能になった。

（２）熱伝導率が高く、核形成密度が小さい放熱板上に
直接ダイヤモンド等の単結晶を形成することができるの
で、ダイヤモンドのエネルギーギャップが５．６ｅＶで
あることと併せて、非常に発熱に強いので、高速素子や
高電力素子を実現できる。

４゜図面のＷＩＪ車な説明 第１図（Ａ）〜（Ｄ）は本発明による結晶の形成方法の
実施例を示す形成工程図、 第２図（＾）および（Ｂ）は第１図（＾）および（Ｄ）
における基板の斜視図、 第３図は放熱板にフィンを取りつけた実施例の断面図、 第４図は放熱板内に冷媒を循環させるバイブを取りつけ
た実施例の断面図、 第５図は本発明の他の実施例を示す形成工程図、 第６図はＦｅ、Ｇｏ、Ｓｔ、Ｍｏ上のダイヤモンド粒の
形成密度の時間依存性を示すグラフ、 第７図は５ｉｎ２の堆積面と窒化シリコンの堆積面との
核形成密度の経時変化を示すグラフ、第８図（Ａ）およ
び（Ｂ）は選択堆積法の説明図である。

４・・・放熱板、 ５・・・核形成密度の小さい堆積面材料から成る薄膜、 ６・・・核形成面、 １５・・・単結晶。

第２図 第５図 第７図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １）放熱板と、該放熱板上の非核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿
   Ｓ）に設けられ、核形成密度が該非核形成面（Ｓ＿Ｎ＿
   Ｄ＿Ｓ）の核形成密度より大きく、かつ単一核のみ形成
   するのに十分小さい面積を有する核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ
   ＿Ｌ）より単一的に成長した単結晶とを有することを特
   徴とする結晶物品。 ２）前記非核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｓ）が前記放熱板の
   表面であることを特徴とする特許請求の範囲第１項記載
   の結晶物品。 ３）前記非核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｓ）が前記放熱板の
   表面に堆積された薄膜であることを特徴とする特許請求
   の範囲第１項記載の結晶物品。