(57)【要約】【課題】  表面の凹凸および反りが低減され、結晶性に優れた高品質な面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶薄膜を備えた半導体、および、Ｓｉ単結晶基板上に、格子不整合を緩和し、かつ、エッチングを防止して、確実かつ容易に、面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶薄膜を形成することができるＳｉＣ半導体の製造方法を提供する。【解決手段】  面方位（１１０）のＳｉ単結晶基板１上に、有機化合物ガスを用いて、３００Ｔｏｒｒ以下の減圧雰囲気下、７８０〜９５０℃で、水素が１０19ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上含まれる３Ｃ−ＳｉＣ低温成長層２を気相成長させた後、その上に面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層３を形成することにより、ＳｉＣ半導体を得る。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
面方位（１１０）のＳｉ単結晶基板上に、水素が１０19ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上含まれる３Ｃ−ＳｉＣ層を介して、面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層が形成されていることを特徴とするＳｉＣ半導体。
【請求項２】
面方位（１１０）のＳｉ単結晶基板上に、有機化合物ガスを用いて、３００Ｔｏｒｒ以下の減圧雰囲気下、７８０〜９５０℃で、水素が１０19ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上含まれる３Ｃ−ＳｉＣ低温成長層を気相成長させた後、その上に面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層を形成することを特徴とするＳｉＣ半導体の製造方法。
【請求項３】
前記３Ｃ−ＳｉＣ低温成長層の厚さを１０〜７５０ｎｍとすることを特徴とする請求項２記載のＳｉＣ半導体の製造方法。
【請求項４】
前記３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層は、１１００℃以上で形成されることを特徴とする請求項２または請求項３記載のＳｉＣ半導体の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｓｉ（シリコン、ケイ素）単結晶基板上にβ−ＳｉＣ（立方晶炭化ケイ素）単結晶薄膜を形成してなり、次世代電子素子、高速高温動作可能電子素子、太陽光発電素子等としての応用が期待されているＳｉＣ半導体（ＳｉＣ半導体基板の用途も含む）およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ＳｉＣは、広いバンドギャップ、高い電子移動度、高耐熱性等の優れた特性を有しており、また、構成元素の資源量が豊富であり、かつ、環境汚染への懸念が小さいこと等から、次世代電子素子、高速高温動作可能電子素子、太陽光発電素子等における化合物半導体としての応用が期待される材料である。
特に、Ｓｉ単結晶基板上に形成されたＳｉＣ薄膜は、現在のシリコンテクノロジーを継承することができるため、産業技術の開発コストにおける優位性からも、その実用化が求められている。
【０００３】
上記のようなＳｉＣ薄膜の形成方法としては、各種ＣＶＤ法、スパッタリング法、各種ＭＢＥ法等が用いられている。
これらの方法によって結晶性に優れたＳｉＣ膜を得るためには、Ｓｉ−Ｃ間の結合が共有結合であり、化学結合形成エネルギーおよびエピタキシャル結晶成長のための拡散エネルギーがともに大きいことから、例えば、ＣＶＤ法においては、１２００℃以上での高温条件を要する。また、スパッタリング法、ＭＢＥ法においては、高真空雰囲気下で成長させなければならない。
【０００４】
さらに、ＳｉとＳｉＣは、格子定数において約２０％と格子不整合が大きく、Ｓｉ単結晶基板上に高品質なＳｉＣ膜を連続して成長させることは極めて困難であるため、成膜前のＳｉ単結晶基板表面を炭化水素雰囲気中で熱処理して極薄のＳｉＣ単結晶層を形成しておく方法等が採用されていた。
【０００５】
また、Ｓｉ単結晶基板上には、通常、該Ｓｉ単結晶基板の面方位と同じ面方位の３Ｃ−ＳｉＣがエピタキシャル成長することから、面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層を得るためには、面方位（１１１）のＳｉ単結晶基板が用いられていた。
しかしながら、面方位（１１１）のＳｉ単結晶基板上に面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層を形成する場合、面方位（００１）のＳｉ単結晶基板上に成長させる場合と比べて、２倍以上もの反りが発生し、後の取扱いが困難であるという課題を有していた。
【０００６】
これに対して、非特許文献１には、面方位（１１０）のＳｉ単結晶基板を用いた場合、異なる面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶が成長することが開示されている。
【非特許文献１】T. Nishiguchi, Y. Mukai, S. Ohshima and S. Nishino, “physica. Status Solidi (c)”，（米国），２００３年，第０巻，第７号，p.2585−2588
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上記非特許文献１記載の方法においても、Ｓｉ単結晶基板とＳｉＣ単結晶との間の格子不整合を緩和するため、炭化水素ガスを導入し、Ｓｉ単結晶基板表面を炭化して薄いＳｉＣ層を形成している。
【０００８】
しかしながら、導入する炭化水素ガス濃度が低いと、Ｈ2ＯやＯ2等の不純物ガスにより、８００℃付近を超えると、Ｓｉ単結晶基板表面のエッチングが生じる。
一方、導入する炭化水素ガス濃度が高すぎると、Ｓｉ単結晶基板表面における炭化反応の進行よりも供給されるＣが過剰となるため、反応が不均一になり、Ｓｉ単結晶基板表面の分解およびＳｉＣの異常成長が生じ、巨大な炭化ＳｉＣ粒が形成される場合がある。
特に、エッチングされる温度よりも低温から炭化水素ガスを導入して昇温する場合、炭化ＳｉＣ層の形成速度よりも昇温速度が大きいと、この場合も、エッチングが生じるため、昇温速度に対する炭化水素ガス濃度の調節等の厳密な制御が必要となる。
【０００９】
ＣＶＤ法においては、Ｓｉ単結晶基板表面がエッチングされた場合、このエッチングによる凹凸が欠陥要因となり、その後のＳｉＣ単結晶の成長に悪影響を及ぼす。ＳｉＣ／Ｓｉ界面にエッチピットの空隙が残ったり、多数の欠陥が発生することによって、Ｓｉ単結晶基板上にＳｉＣ単結晶を備えた、いわゆるＳｉＣ ｏｎ Ｓｉデバイスとしての使用は困難となる。
【００１０】
また、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶の成長表面については、常圧雰囲気下で成長させた場合、拡散層が狭くなり異常成長が増加することにより、凹凸が激しくなるため、この凹凸を抑制するために、減圧雰囲気下での成長が用いられる。
しかしながら、面方位（１１０）のＳｉ単結晶基板上に面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶を成長させる際、上記のように、成長表面の凹凸を抑制するために、減圧雰囲気下で成長させると、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶は、Ｓｉ単結晶基板の方位を引き継いで、（１１０）配向が優位となってしまう。
【００１１】
したがって、Ｓｉ単結晶基板上に、格子不整合に起因する欠陥やエッチング等を生じることなく、高品質の面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶を形成することができる方法が求められていた。
【００１２】
本発明は、上記技術的課題を解決するためになされたものであり、表面の凹凸および反りが低減され、結晶性に優れた高品質な面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶薄膜を備えた半導体、および、Ｓｉ単結晶基板上に、格子不整合を緩和し、かつ、エッチングを防止して、確実かつ容易に、面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶薄膜を形成することができるＳｉＣ半導体の製造方法を提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明に係るＳｉＣ半導体は、面方位（１１０）のＳｉ単結晶基板上に、水素が１０19ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上含まれる３Ｃ−ＳｉＣ層を介して、面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層が形成されていることを特徴とする。
このように、Ｓｉ単結晶基板と３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層との間に、水素が１０19ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上含まれる３Ｃ−ＳｉＣ層を介在させることにより、欠陥および反りの少ない高品質な３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層を得ることができる。
【００１４】
また、本発明に係るＳｉＣ半導体の製造方法は、面方位（１１０）のＳｉ単結晶基板上に、有機化合物ガスを用いて、３００Ｔｏｒｒ以下の減圧雰囲気下、７８０〜９５０℃で、水素が１０19ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上含まれる３Ｃ−ＳｉＣ低温成長層を気相成長させた後、その上に面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層を形成することを特徴とする。
上記のように、面方位（１１０）のＳｉ単結晶基板上に、有機化合物ガスを用いて、３Ｃ−ＳｉＣ低温成長層を形成しておくことにより、減圧雰囲気下においても、格子不整合が緩和され、かつ、エッチング生じることなく、しかも、表面の凹凸が低減された高品質な面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層を成長させることができる。
【００１５】
上記製造方法においては、３Ｃ−ＳｉＣ低温成長層の厚さを１０〜７５０ｎｍとすることが好ましい。
３Ｃ−ＳｉＣ低温成長層は、格子不整合緩和の効果およびその上に高温で成長させる３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層の結晶性保持の観点から、上記範囲内の厚さとすることが好ましい。
【００１６】
また、前記３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層は、１１００℃以上で形成されることが好ましい。
３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層の表面を平滑な状態で得るため、成長表面マイグレーションを考慮して、高温で形成することが好ましい。
【発明の効果】
【００１７】
本発明に係るＳｉＣ半導体の製造方法によれば、Ｓｉ単結晶基板との格子不整合を緩和し、かつ、界面におけるエッチングを防止して、確実かつ容易に、面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層を形成することができる。
また、上記製造方法により得られる本発明に係るＳｉＣ半導体は、表面の凹凸および反りが低減され、結晶性に優れた高品質の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層を備えており、高出力電子デバイス等として用いることができるだけでなく、これを基礎として、４Ｈ−ＳｉＣ、６Ｈ−ＳｉＣ、ＧａＮ等の六方晶系化合物半導体の結晶成長用基板としても利用することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
以下、本発明をより詳細に説明する。
図１に、本発明に係るＳｉＣ半導体の製造方法の工程の概略を示す。
本発明に係る製造方法は、面方位（１１０）のＳｉ単結晶基板１（図１（ａ））上に、有機化合物ガスを用いて、３Ｃ−ＳｉＣ低温成長層２を気相成長させ（図１（ｂ））、その上に、面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層３を形成する（図１（ｃ））工程を経るものである。
すなわち、本発明に係るＳｉＣ半導体の製造方法は、Ｓｉ単結晶基板１と３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層３との間に、有機化合物ガスを用いて形成する３Ｃ−ＳｉＣ低温成長層２を介在させることを特徴とするものである。
これにより、面方位（１１０）のＳｉ単結晶基板上に、面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層の減圧雰囲気下での成長を可能とし、表面の凹凸が低減された高品質な３Ｃ−ＳｉＣ単結晶を得ることができる。
【００１９】
したがって、上記のような本発明に係る製造方法によれば、面方位（１１０）のＳｉ単結晶基板上に、水素が１０19ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上含まれる３Ｃ−ＳｉＣ層を介して、面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層が形成されている本発明に係るＳｉＣ半導体が得られる。
このＳｉＣ半導体は、面方位（１１０）のＳｉ単結晶基板上に面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣを結晶成長させたものであり、従来のように、面方位（１１１）のＳｉ単結晶基板上に同一面方位で面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣを成長させた場合と比較して、格子不整合率が２０％から２％に低減され、欠陥および反りの少ない高品質な結晶として面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣを得ることができる。
【００２０】
本発明に係る製造方法においては、まず、面方位（１１０）のＳｉ単結晶基板１上に、３Ｃ−ＳｉＣ低温成長層２を形成する（図１（ｂ）参照）。
前記３Ｃ−ＳｉＣ低温成長層２の形成は、有機化合物ガスを用いて、３００Ｔｏｒｒ以下の減圧雰囲気下、７８０〜９５０℃で気相成長させることにより行う。
【００２１】
本発明におけるＳｉ単結晶基板１には、ＣＺ（チョクラルスキー）法により製造されたものに限られず、ＦＺ（フローティングゾーン）法により製造されたもの、および、これらのＳｉ単結晶基板に気相成長によりＳｉ単結晶層をエピタキシャル成長させたもの（Ｓｉエピ基板）等であってもよいが、結晶面方位（１１０）のものを用いる。
Ｓｉ単結晶は、大型のバルクとして容易に製造することができ、ウエハの加工技術も成熟しているため、素子形成の基板として好適に用いることができる。
なお、前記Ｓｉ単結晶基板１は、３Ｃ−ＳｉＣ低温成長層２の形成前に、エッチング処理し、水素雰囲気下、１０００〜１３５０℃での熱処理により自然酸化膜を除去し、表面を清浄にしておくことが好ましい。
【００２２】
上記気相成長において用いられる有機化合物ガスとしては、有機シラン等の比較的低温でＳｉＣを生成することができるガスが好ましい。
ＳｉおよびＣの両元素を含む有機シランガスを用いれば、ＳｉＣ形成のために、Ｓｉ単結晶基板からのＳｉの供給は不要であるため、エッチングが生じない。
したがって、このようなガスを用いた低温気相成長によって、水素が１０19ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上含まれる３Ｃ−ＳｉＣ層が形成され、これにより、従来の炭化層形成のような厳しい条件設定をすることなく、格子不整合の緩和およびエッチング防止を図ることができる。
【００２３】
前記３Ｃ−ＳｉＣ低温成長層２における水素濃度が１０19ａｔｏｍｓ／ｃｍ3未満である場合は、Ｓｉ単結晶基板１との格子不整合の緩和およびエッチング防止を十分に図ることができない。
因みに、炭化や１０００℃以上の高温を必要とする３Ｃ−ＳｉＣ成長においては、水素が１０19ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上含まれる３Ｃ−ＳｉＣ層が形成され難く、Ｓｉ基板のエッチング温度を上回るためエッチングを防止することができない。
【００２４】
前記３Ｃ−ＳｉＣ低温成長層２の気相成長は、成長表面の凹凸低減のため、減圧雰囲気で行い、３００Ｔｏｒｒ以下、より好ましくは１００Ｔｏｒｒ以下で行う。
また、前記３Ｃ−ＳｉＣ低温成長層２の形成温度は、７８０℃以上９５０℃以下とすることが好ましい。
前記形成温度が７８０℃未満の場合、アモルファス組成が多くなり、その後、高温で成長させる３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層３の結晶性を劣化させる。一方、前記温度が９５０℃を超える場合は、有機シランガス等の分解が促進されて、ＳｉＣが形成されるよりも、Ｓｉが析出する割合が多くなる。
【００２５】
また、前記３Ｃ−ＳｉＣ低温成長層２の厚さは、１０〜７５０ｎｍとすることが好ましい。
前記厚さが１０ｎｍ未満である場合、格子不整合緩和の効果が十分に得られず、その後、高温で成長させる３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層３の結晶性を劣化させたり、多結晶化させることとなり、また、Ｓｉ単結晶基板１のエッチングも生じやすくなる。
一方、３Ｃ−ＳｉＣ低温成長層は、高温で成長させるよりも結晶性が劣るため、厚すぎてもその後の結晶性を劣化させることとなるため、前記厚さが７５０ｎｍを超えることは好ましくない。
【００２６】
次に、前記３Ｃ−ＳｉＣ低温成長層２の上に、面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層３を形成する（図１（ｃ）参照）。
具体的には、前記３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層は、例えば、原料ガスとしてシランとプロパンの混合ガス、キャリアガスとして水素ガスを用いて、１１５０〜１３５０℃程度で、３００Ｔｏｒｒ以下の減圧雰囲気下、ＣＶＤ法により、所望の厚さまで気相成長させることによって形成することができる。
上記のようにして形成された３Ｃ−ＳｉＣ低温成長層２上であれば、減圧雰囲気下で、Ｓｉ単結晶基板の面方位（１１０）とは異なる面方位（１１１）の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層を、格子不整合に起因する欠陥およびエッチングを生じさせることなく、表面の凹凸が低減された高品質な結晶として成長させることができる。
【００２７】
前記３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層３は、表面が平滑になるために十分な膜厚を確保できるまで成長させることが好ましく、その成長温度は、成長表面マイグレーションを考慮して、１１００℃以上の高温とすることが好ましい。
【実施例】
【００２８】
以下、本発明を実施例に基づいてさらに具体的に説明するが、本発明は、下記実施例により制限されるものではない。
［実施例１］
表面をケミカルエッチングした面方位（１１０）のＳｉ単結晶基板表面を、キャリアガスとして水素（Ｈ2）を用いて、５０Ｔｏｒｒの減圧雰囲気下、１１００℃でクリーニングした。
このＳｉ単結晶基板を８３０℃まで降温し、ＭＭＳ（モノメチルシラン：ＳｉＨ2ＣＨ3）を用いて、ガス流量比ＭＭＳ：Ｈ2＝１：１００００にて供給し、ＣＶＤ法により、１０分間で厚さ約３０ｎｍの３Ｃ−ＳｉＣ低温成長層を形成した。
次に、ＭＭＳの供給を止め、キャリアガス（Ｈ2）だけを供給しながら、１２００℃まで昇温した後、ＳｉＨ4とＣ3Ｈ8を、ガス流量比ＳｉＨ4：Ｃ3Ｈ8：Ｈ2＝１：２：１００００にて供給し、８時間で厚さ１０μｍの３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層を気相成長させた。
【００２９】
得られたＳｉ（１１０）基板上の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶は、Ｘ線回折分析の結果、面方位（１１１）の非常にシャープなピークが認められ、Ｓｉ単結晶基板との界面は、エッチングされていなかった。
また、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層の表面は平滑であり、その面粗さは、常圧において３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層を成長させた場合の約半分であった。
【００３０】
［比較例１］
面方位（１１１）のＳｉ単結晶基板上に、Ｃ3Ｈ8を用いたＳｉ単結晶基板表面の炭化により、炭化ＳｉＣ層を形成した。
この炭化ＳｉＣ層上に、実施例１と同様にして、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層を成長させた。
【００３１】
Ｘ線回折分析の結果、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層は、面方位（１１１）であり、結晶性も実施例１と同様に良好であったが、反りが大きく、また、厚さ１μｍ以上に成長させると、クラックが発生した。
【００３２】
［比較例２］
面方位（１１０）のＳｉ単結晶基板上に、常圧で、Ｃ3Ｈ8を用いたＳｉ単結晶基板表面の炭化により、炭化ＳｉＣ層を形成した。
この炭化ＳｉＣ層上に、実施例１と同様にして、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層を成長させた。
【００３３】
Ｘ線回折分析の結果、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層のピークは、実施例１と同程度の半値幅であり、結晶性は良好であったが、Ｓｉ単結晶基板との界面に５×１０3個／ｃｍ2程度のエッチピットが存在した。
【００３４】
［比較例３］
面方位（１１０）のＳｉ単結晶基板上に、減圧雰囲気下、Ｃ3Ｈ8を用いたＳｉ単結晶基板表面の炭化により、炭化ＳｉＣ層を形成した。
この炭化ＳｉＣ層上に、実施例１と同様にして、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層を成長させた。
【００３５】
成長表面は鏡面ではなく、また、Ｘ線回折分析の結果、面方位（１１０）配向が強い３Ｃ−ＳｉＣ多結晶であることが認められた。
【図面の簡単な説明】
【００３６】
【図１】本発明に係るＳｉＣ半導体の製造方法の工程の概略を示す断面図である。
【符号の説明】
【００３７】
１    Ｓｉ単結晶基板
２    ３Ｃ−ＳｉＣ低温成長層
３    ３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層
【図１】
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