(57)【要約】      （修正有）【課題】表面のマイクロパイプ欠陥密度が１／ｃｍ2以下で、幅広なテラスを有し表面の平坦度の高い、高品質、高性能な単結晶ＳｉＣの製造方法を提供する。【解決手段】種結晶となる単結晶炭化ケイ素基板と多結晶炭化ケイ素基板とを重ね、密閉容器５内に設置する。該密閉容器５を予め圧力１０-5Ｐａ以下の予備加熱室３で８００℃以上に加熱し、前記密閉容器内を圧力１０-5Ｐａ以下に減圧した後、予め１4００℃〜２,３００℃に加熱された圧力１０-2Ｐａ以下の真空又は所定の減圧された不活性ガス雰囲気の加熱室に移動して設置し、前記単結晶炭化ケイ素基板と多結晶炭化ケイ素基板とを短時間で１4００℃〜２,３００℃に加熱することにより、前記単結晶炭化ケイ素基板と前記多結晶炭化ケイ素基板との間に、極薄金属シリコン融液を介在させ、前記単結晶炭化ケイ素基板上に単結晶炭化ケイ素を液相エピタキシャル成長させる。【選択図】図１
2004292305.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
種結晶となる単結晶炭化ケイ素基板と多結晶炭化ケイ素基板とを重ね、密閉容器内に設置して、高温熱処理を行なうことによって、前記単結晶炭化ケイ素基板と前記多結晶炭化ケイ素基板との間に、熱処理中に極薄金属シリコン融液を介在させ、前記単結晶炭化ケイ素基板上に単結晶炭化ケイ素を液相エピタキシャル成長させる単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法であって、
前記密閉容器を、予め圧力１０-5Ｐａ以下の予備加熱室で８００℃以上に加熱するとともに、前記密閉容器内を圧力１０-5Ｐａ以下に減圧し、予め１4００℃〜２,３００℃に加熱された圧力１０-2Ｐａ以下、好ましくは10-5Pa以下の真空、又は予め圧力１０-5Ｐａ以下に到達した後に不活性ガスを導入した希薄ガス雰囲気下の加熱室に移動して設置することで、前記単結晶炭化ケイ素基板と多結晶炭化ケイ素基板とを短時間で１4００℃〜２,３００℃に加熱して微結晶粒界の存在しない、表面のマイクロパイプ欠陥密度が１／ｃｍ2以下である単結晶炭化ケイ素を製造する単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法。
【請求項２】
前記密閉容器を、前記加熱室に移動した際に、前記密閉容器の軸方向には温度差を設けず、前記密閉容器の面内方向に温度勾配を設け、前記温度勾配を任意に制御することによって微結晶粒界の生成を抑制する請求項１に記載の単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法。
【請求項３】
前記密閉容器が、タンタル又は炭化タンタルのいずれかで形成されている請求項１又は２に記載の単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法。
【請求項４】
前記密閉容器が上容器及び下容器で形成され、前記上容器及び前記下容器の嵌合部からシリコン蒸気が漏れ出す程度に前記密閉容器内の圧力が前記加熱室内の圧力よりも高くなるように制御し、前記密閉容器内に不純物が混入するのを抑制する請求項１又は２に記載の単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法。
【請求項５】
前記加熱室内に、前記密閉容器から漏出するシリコン蒸気を物理吸着する汚染物除去機構が設けられている請求項１又は２に記載の単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法。
【請求項６】
前記単結晶炭化ケイ素の表面が、３分子層を最小単位とした原子オーダーステップと、幅広のテラスと、を有し、前記テラスの幅が１０μｍ以上である請求項１又は２に記載の単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法。
【請求項７】
前記表面が、（０００１）Ｓｉ面である請求項８に記載の単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法。
【請求項８】
前記極薄金属シリコン融液が、５０μｍ以下の厚みである請求項１乃至１０のいずれかに記載の単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法。
【請求項９】
請求項１乃至８のいずれかに記載の単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法に用いられる熱処理装置。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法及びそれに用いられる熱処理装置に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
炭化ケイ素（以下、ＳｉＣという。）は、耐熱性及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、シリコン（以下、Ｓｉという。）やガリウムヒ素（以下、ＧａＡｓという。）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。また、六方晶ＳｉＣは、窒化ガリウム（以下、ＧａＮという。）と格子定数が近く、ＧａＮの基板として期待されている。
【０００３】
この種の単結晶ＳｉＣは、例えば、特許文献１に記載されているように、ルツボ内の低温側に種結晶を固定配置し、高温側に原料となるＳｉを含む粉末を配置してルツボを不活性雰囲気中で１４５０〜２４００℃の高温に加熱することによって、Ｓｉを含む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)によって形成されているものがある。
【０００４】
また、例えば、特許文献２に記載されているように、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉ原子及びＣ原子により構成された板材とを微小隙間を隔てて互いに平行に対峙させた状態で大気圧以下の不活性ガス雰囲気、且つ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下でＳｉＣ単結晶基板側が板材よりも低温となるように温度傾斜を持たせて熱処理することにより、微小隙間内でＳｉ原子及びＣ原子を昇華再結晶させてＳｉＣ単結晶基板上に単結晶を析出させるものもある。
【０００５】
また、例えば、特許文献３に記載されているように、液相エピタキシャル成長法によってＳｉＣ単結晶上に第１のエピタキシャル層を形成した後に、ＣＶＤ法によって表面に第２のエピタキシャル層を形成して、マイクロパイプ欠陥を除去するものもある。
【０００６】
【特許文献１】特開２００１−１５８６９５号公報
【特許文献２】特開平１１−３１５０００号公報
【特許文献３】特表平１０−５０９９４３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、これら単結晶ＳｉＣの形成方法のうち、例えば、特許文献１や特許文献２に記載の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、昇華の際にＳｉＣ粉末がいったんＳｉ、ＳｉＣ2、Ｓｉ2Ｃに分解されて気化し、さらにルツボの一部と反応する。このために、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。また、不純物も混入しやすく、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、また、多くの核生成に起因する結晶粒界の発生など、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。
【０００８】
一方、特許文献３に記載の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。その反面、成長過程が、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、製造装置内の液相を精密に温度制御しなくてはならない。また、工程が複雑となり、単結晶ＳｉＣの製造コストが非常に高価なものになる。
【０００９】
本発明は前記問題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、幅広なテラスを有し表面の平坦度の高い、高品質、高性能な単結晶ＳｉＣの液相エピタキシャル成長法及びそれに用いられる熱処理装置を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
前記課題を解決するための本発明に係る単結晶ＳｉＣの液相エピタキシャル成長法は、種結晶となる単結晶炭化ケイ素基板と多結晶炭化ケイ素基板とを重ね、密閉容器内に設置して、高温熱処理を行なうことによって、前記単結晶炭化ケイ素基板と前記多結晶炭化ケイ素基板との間に、熱処理中に極薄金属シリコン融液を介在させ、前記単結晶炭化ケイ素基板上に単結晶炭化ケイ素を液相エピタキシャル成長させる単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法であって、前記密閉容器を、予め圧力１０-5Ｐａ以下の高真空の予備加熱室で８００℃以上に加熱するとともに、前記密閉容器内を圧力１０-5Ｐａ以下に減圧し、予め１4００℃〜２,３００℃に加熱された圧力１０-2Ｐａ以下の真空好ましくは、10-5Pa以下の真空、、又は予め圧力１０-5Ｐａ以下の高真空に到達した後に若干の不活性ガスを導入した希薄ガス雰囲気下の加熱室に移動して設置することで、前記単結晶炭化ケイ素基板と多結晶炭化ケイ素基板とを短時間で１4００℃〜２,３００℃に加熱して微結晶粒界の存在しない、表面のマイクロパイプ欠陥密度が１／ｃｍ2以下である単結晶炭化ケイ素を製造するものである。
【００１１】
短時間で１4００℃〜２,３００℃に加熱することが可能であるため、効率良く単結晶ＳｉＣを形成することができる。また、成長結晶内部に微結晶粒界が存在せず、表面のマイクロパイプ欠陥の密度が１／ｃｍ2以下の単結晶ＳｉＣとできるため、各種半導体デバイスとしての適用が可能となる。ここで、マイクロパイプ欠陥とは、ピンホールとも呼ばれ、結晶の成長方向に沿って存在する数μｍ以下の直径の管状の空隙のことである。また、使用する種結晶となる単結晶ＳｉＣ基板は、４Ｈ−ＳｉＣ、６Ｈ−ＳｉＣの全ての結晶面で可能であるが,好ましくは（０００１）Ｓｉ面を使用することが好ましい。また、多結晶ＳｉＣ基板には、平均粒子径が５μｍ〜１０μｍの粒子径で、粒子径が略均一なものが好ましい。このため、多結晶ＳｉＣの結晶構造には特に限定はなく、３Ｃ−ＳｉＣ、４Ｈ−ＳｉＣ、６Ｈ−ＳｉＣのいずれをも使用することができるが、好ましくは３Ｃ−ＳｉＣであることが好ましい。
【００１２】
また、本発明によると、熱処理時に単結晶ＳｉＣ基板と多結晶ＳｉＣ基板との間にＳｉが毛細管現象により界面のすみずみに濡れが浸透して極薄の金属Ｓｉ融液層を形成する。多結晶ＳｉＣ基板から流れ出したＣ原子はＳｉ融液層を通して単結晶ＳｉＣ基板に供給されて、その単結晶ＳｉＣ基板上に単結晶ＳｉＣとして液相エピタキシャル成長する。このため、成長初期から終了まで欠陥の誘発を抑制できる。また、従来のように、溶融Ｓｉ中に浸漬して処理する必要がないため、熱処理後に、種結晶となる単結晶ＳｉＣ基板及び多結晶ＳｉＣ基板に溶着するＳｉを除去する量が極めて少なくなる。また、単結晶ＳｉＣ基板と多結晶ＳｉＣ基板との間に、熱処理中に極薄金属Ｓｉ融液を介在させるため、単結晶ＳｉＣのエピタキシャル成長に必要な金属Ｓｉのみを単結晶ＳｉＣの液相エピタキシャル成長に使用できる。このため、熱処理時に薄いＳｉ層では外部との接触面積が最小となり、したがって不純物の進入確率が減り、高純度な単結晶ＳｉＣを形成することができる。
【００１３】
また、本発明に係る単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法は、前述の発明において、前記密閉容器を、前記加熱室に移動した際に、前記密閉容器の軸方向には温度差を設けず、前記密閉容器の面内方向に温度勾配を設け、前記温度勾配を任意に制御することによって微結晶粒界の生成を抑制するものである。
【００１４】
密閉容器の軸方向に温度差を設けることがないため、単結晶ＳｉＣ基板と多結晶ＳｉＣ基板との間に温度差が形成されないため、熱平衡状態で熱処理することが可能となり、また金属Ｓｉ融液が薄いため熱対流が抑制される。このため、成長初期から終了まで欠陥の誘発を抑制できる。さらに、熱処理時に核生成が抑制されるため、形成される単結晶ＳｉＣの微小結晶粒界の生成が抑制できる。また、簡易な熱処理装置を用いることができるとともに、加熱時の厳密な温度制御が必要ないことから製造コストの大幅な低減化が可能となる。加えて、密閉容器の面内方向に温度勾配を設けることで、この温度勾配を任意に制御することによって、単結晶ＳｉＣの成長時に、微結晶粒界を温度勾配の高温側から低温側に移動させるように単結晶ＳｉＣを成長させることができ、結果として、マイクロパイプ欠陥密度を１／ｃｍ2以下の単結晶ＳｉＣを形成することができる。
【００１５】
また、本発明に係る単結晶ＳｉＣの液相エピタキシャル成長法は、前述の発明において、前記密閉容器が、タンタル又は炭化タンタルのいずれかで形成されているものである。
【００１６】
密閉容器がタンタル又は炭化タンタルで形成されているため、密閉容器のＳｉＣ化を抑制するとともに、加熱室内を確実に圧力１０-2Ｐａ以下とすることができる。
【００１７】
また、本発明に係る単結晶ＳｉＣの液相エピタキシャル成長法は、前述の発明において、前記密閉容器が上容器及び下容器で形成され、前記上容器及び前記下容器の嵌合部からシリコン蒸気が漏れ出す程度に前記密閉容器内の圧力が前記加熱室内の圧力よりも高くなるように制御し、前記密閉容器内に不純物が混入するのを抑制するものである。
【００１８】
密閉容器をこのような構造とすることによって、密閉容器内への不純物の混入を抑制することができる。これによって、バッググランド５×１０15／ｃｍ3以下の純度とできる。
【００１９】
また、本発明に係る単結晶ＳｉＣの液相エピタキシャル成長法は、前述の発明において、前記加熱室内に、前記密閉容器から漏出するシリコン蒸気を除去する汚染物除去機構が設けられているものである。
【００２０】
加熱室内に、密閉容器から漏出するシリコン蒸気を除去する汚染物除去機構が設けられているため、加熱室内に設けられているヒータ等の加熱手段のシリコン蒸気による劣化を防止することができる。ここで、汚染物除去機構としては、真空ポンプ及び、他の一般的な排気手段等を使用することができる。
【００２１】
また、本発明に係る単結晶ＳｉＣの液相エピタキシャル成長法は、前述の発明において、前記単結晶ＳｉＣの表面が、３分子層を最小単位とした原子オーダーステップと、幅広のテラスと、を有し、前記テラスの幅が１０μｍ以上であるものである。
【００２２】
テラス幅が１０μｍ以上であるため、成長表面は、単結晶ＳｉＣ形成後に、機械加工等による表面処理をする必要がない。このため、加工工程を経ずとも製品とすることが可能となる。
【００２３】
また、本発明に係る単結晶ＳｉＣの液相エピタキシャル成長法は、前述の発明において、前記表面が、（０００１）Ｓｉ面であるものである。
【００２４】
表面の面方位が（０００１）Ｓｉ面であるため、他の結晶面と比較して、表面エネルギーが低く、従って成長中の核形成エネルギーが高くなり、核形成しにくい。以上の理由から、液相成長後テラス幅の広い単結晶ＳｉＣとできる。なお、表面の面方位は、（０００１）Ｓｉ面に限定されるものではなく、４Ｈ−ＳｉＣ、６Ｈ−ＳｉＣの全ての結晶面を使用することが可能である。
【００２５】
また、本発明に係る単結晶ＳｉＣの液相エピタキシャル成長法は、前述の発明において、前記極薄金属Ｓｉ融液が、５０μｍ以下の厚みであるものである。
【００２６】
熱処理中に単結晶ＳｉＣ基板と多結晶ＳｉＣ基板との間に介在される極薄金属Ｓｉ融液が５０μｍ以下、好ましくは３０μｍ以下であるため、多結晶ＳｉＣ基板から溶解したＣが単結晶ＳｉＣ基板表面へ拡散により輸送され、単結晶ＳｉＣの成長が促進される。前記極薄金属シリコン融液が５０μｍ以上の厚みになると、金属シリコン融液が不安定になり、またＣの輸送が阻害され、本発明に係る単結晶ＳｉＣの育成に適さない。
【発明の効果】
【００２７】
本発明によれば、従来の昇華法等の高温熱処理環境と同一環境で局所的な液相エピタキシャル成長を高温で行なうことができるため、種結晶に含まれるマイクロパイプ欠陥を引き継がず、マイクロパイプ欠陥の閉塞を行なうことができる。また、成長表面が常にＳｉ融液と接するため、Ｓｉ過剰の状態が形成され、Ｓｉの不足に起因する欠陥の発生が抑制されるとともに、使用しているＳｉ融液の外部との接触面積が微小なため、成長表面への不純物の混入が抑制でき、高純度で結晶性に優れた高品質高性能の単結晶ＳｉＣを育成することができる。しかも従来のＬＰＥ法に比べて、本成長法は非常に高温で、短時間での成長が可能であるために、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る。さらに、単結晶育成時に厳密な温度勾配制御をする必要性がなく、簡易な装置によることが可能となる。これらのことから、ＳｉやＧａＡｓなどの既存の半導体材科に比べて高温、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科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。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２８】
以下、図面を参照しつつ、本発明に係る単結晶ＳｉＣの液相成長法の一実施形態例について説明する。
【００２９】
図１は、本発明に係る単結晶ＳｉＣの液相エピタキシャル成長法に用いられる熱処理炉の実施形態の一例を示す断面概略図である。図１において、熱処理炉１は、加熱室２と、予備加熱室３と、予備加熱室３から加熱室２に続く前室４とで構成されている。そして、単結晶ＳｉＣ及び種結晶ＳｉＣ等が収容されている密閉容器５が予備加熱室３から前室４、加熱室２へと順次移動することで、単結晶ＳｉＣを育成するように構成されている。
【００３０】
図１に示すように、熱処理炉１は、加熱室２、予備加熱室３、前室４が連通している。このため、各室を予め所定の圧力下に制御することが可能となる。また、各室毎にゲートバルブ７等を設けることによって、各室毎に圧力調整をすることも可能である。これによって密閉容器５の移動時においても、外気に触れることなく、所定圧力下の炉内を図示しない移動手段によって移動させることができるため、不純物の混入等を抑制することができる。
【００３１】
予備加熱室３は、ランプ又はロッドヒータ等の加熱手段（本実施形態においては、ランプを用いている態様を示している。）６が設けられ、急速に８００〜１0００℃程度にまで加熱が可能な加熱炉になっている。また、予備加熱室３と前室４との接続部分には、ゲートバルブ７が設けらており、予備加熱室３及び前室４の圧力制御を容易なものとしている。密閉容器５は、この予備加熱室３で、テーブル８に載置された状態で８００℃以上に予め加熱された後、予備加熱室３と前室４との圧力調整が済み次第、前室４に設けられている昇降式のサセプタ９に設置するように移動させられる。
【００３２】
前室４に移動させられた密閉容器５は、一部図示している昇降式の移動手段１０によって前室４から加熱室２に移動させられる。このとき、加熱室２内は、図示しない真空ポンプで予め所定の圧力である１０-1Ｐａ以下、好ましくは１０-2Ｐａ以下の真空、更に好ましくは、10-5Pa以下の真空、、又は予め圧力１０-5Ｐａ以下の高真空に到達した後に若干の不活性ガスを導入し、１０-1Ｐａ以下、好ましくは１０-2Ｐａ以下の希薄ガス雰囲気下にし、加熱ヒータ１１によって１4００℃〜２,３００℃に設定されていることが好ましい。加熱室２内の状態をこのように設定しておくことで、密閉容器５を前室４から加熱室２内に移動することによって、密閉容器５を１4００℃〜２,３００℃に急速に加熱することができる。また、加熱室２には、加熱ヒータ１１の周囲に反射鏡１２が配置されており、加熱ヒータ１１の熱を反射して加熱ヒータ１１の内部に位置する密閉容器５側に集中するようにしている。
【００３３】
また、加熱室２内の加熱ヒータ１１の内側には、密閉容器５内から漏出するＳｉ蒸気を、加熱ヒータ１１と接触しないように除去する汚染物除去機構２０が設けられている。これによって、加熱ヒータ１１がＳｉ蒸気と反応し劣化することを抑制できる。この、汚染物除去機構２０は、密閉容器５内から漏出するシリコン蒸気を除去するものであれば、特に限定されるものではない。
【００３４】
加熱ヒータ１１は、タンタル等の金属製の抵抗加熱ヒータであり、サセプタ９に設置されているベースヒータ１１ａと、側部及び上部が一体に筒状に形成された上部ヒータ１１ｂとで構成されている。このように、密閉容器５を覆うように加熱ヒータ１１が配置されているため、密閉容器５を均等に加熱することが可能となる。なお、加熱室２の加熱方式は、本実施形態例に示す抵抗加熱ヒータに限定されるものではなく、例えば、高周波誘導加熱式であっても構わない。
【００３５】
密閉容器５は、図２に示すように、上容器５ａと、下容器５ｂとで構成され、それぞれタンタル又は炭化タンタルのいずれかで形成されている。そして、上容器５ａと下容器５ｂとの嵌め合わせ時の嵌合部の遊びは２ｍｍ以下であることが好ましい。これによって、密閉容器５内への不純物の混入を抑制することができる。また、遊びを２ｍｍ以下とすることによって、密閉容器５内のＳｉ分圧を１０Ｐａ以下とならないように制御することもできる。このため、密閉容器５内のＳｉＣ分圧及びＳｉ分圧を高め、単結晶ＳｉＣ基板１６及び多結晶ＳｉＣ基板１４，１５、極薄金属Ｓｉ融液１７の昇華の防止に寄与するようになる。なお、この上容器５ａと下容器５ｂとの嵌め合い時の嵌合部の遊びが２ｍｍよりも大きい場合は、密閉容器５内のＳｉ分圧を所定圧に制御することが困難になるばかりでなく、不純物がこの嵌合部を介して密閉容器５内に侵入することもあるため、好ましくない。この密閉容器５は、図２に示すように、形状が四角のものに限らず、円形のものであっても良い。
【００３６】
また、下容器５ｂには、図３及び図４に示すように、３本の支持部１３が設けられている。この支持部１３によって、後述する種結晶となる多結晶ＳｉＣ基板１４を支持している。なお、支持部１３は、本実施形態例に示すようなピン状のものである必要はなく、例えば、ＳｉＣ等で形成されているリング状のものであってもよい。
【００３７】
図３は上容器５ａと下容器５ｂとが嵌合した状態の密閉容器５内に設置されている種結晶となる６Ｈ型の単結晶ＳｉＣ基板１６と、この単結晶ＳｉＣ基板１６を挟み込む多結晶ＳｉＣ基板１５と、これらの間に形成される極薄金属Ｓｉ融液１７の状態を示している。なお、極薄金属Ｓｉ融液１７は熱処理時に形成されるものであり、この極薄金属Ｓｉ融液１７のＳｉ源となるのは、種結晶となる単結晶ＳｉＣ基板１６の表面に予め金属ＳｉをＣＶＤ等によって１０μｍから５０μｍとなるよう膜を形成するか、Ｓｉ粉末を置く等その方法は特に限定されない。
【００３８】
図３に示すように、これら単結晶ＳｉＣ基板１６、多結晶ＳｉＣ基板１４，１５及び極薄金属Ｓｉ融液１７は、密閉容器５を構成する下容器５ｂに設けられている支持部１３に載置されて、密閉容器５内に収納されている。ここで、単結晶ＳｉＣ基板１６は、昇華法で作製された単結晶６Ｈ−ＳｉＣのウェハーより所望の大きさ（１０×１０〜２０×２０ｍｍ）に切り出されたものである。また、多結晶ＳｉＣ基板１４，１５は、ＣＶＤ法で作製されたＳｉ半導体製造工程でダミーウェハーとして使用されるＳｉＣから所望の大きさに切り出されたものを使用することができる。これら各基板１６，１４，１５は表面が鏡面に研磨加工され、表面に付着した油類、酸化膜、金属等が洗浄等によって除去されている。ここで、下部側に位置する多結晶ＳｉＣ基板１４は単結晶ＳｉＣ基板１６の密閉容器５からの侵食を防止するもので、単結晶ＳｉＣ基板１６上に液相エピタキシャル成長する単結晶ＳｉＣの品質向上に寄与するものである。
【００３９】
また、この密閉容器５内には、熱処理時におけるＳｉＣの昇華、Ｓｉの蒸発を制御するためのＳｉ片と共に設置することもできる。Ｓｉ片を同時に設置することによって、熱処理時に昇華して密閉容器５内のＳｉＣ分圧及びＳｉ分圧を高め、単結晶ＳｉＣ基板１６及び多結晶ＳｉＣ基板１４，１５、極薄金属Ｓｉ融液１７の昇華の防止に寄与するようになる。また、密閉容器５内の圧力を加熱室２内の圧力よりも高くなるように調整でき、これによって、上容器５ａと下容器５ｂとの嵌合部から常にＳｉ蒸気を放出でき、不純物の密閉容器５内への侵入を防止できる。
【００４０】
このように構成された密閉容器５は、予備加熱室３内に設置された後、１０-5Ｐａ以下に設定され、予備加熱室３に設けられているランプ及び又はロッドヒ−ター等の加熱手段６によって８００℃以上、好ましくは１０００℃以上に加熱される。この際、加熱室２内も同様に、１０-2Ｐａ以下に設定された後、１4００℃〜２,３００℃に加熱しておくことが好ましい。
【００４１】
予備加熱室３内で予備加熱された密閉容器５は、ゲートバルブ７を開き、前室４のサセプタ９に移動して、昇降手段１０によって、１4００℃〜２,３００℃に加熱されている加熱室２内に移動される。これによって、密閉容器５は、３０分以内の短時間で急速に１4００℃〜２,３００℃に加熱される。加熱室２での熱処理温度は、密閉容器５内に同時に設置している金属Ｓｉ片が溶融する温度であれば良いが、１4００℃〜２,３００℃にする。処理温度を高温で行なうほど、溶融ＳｉとＳｉＣとの濡れ性が上昇し、溶融Ｓｉが毛細管現象によって、単結晶ＳｉＣ基板１６と多結晶ＳｉＣ基板１４，１５との間に浸透しやすくなる。これによって、単結晶ＳｉＣ基板１６と多結晶ＳｉＣ基板１４，１５との間に厚み５０μｍ以下の極薄金属Ｓｉ融液１７を介在させることができる。
【００４２】
また、この際に、できるだけ、短時間で１4００℃〜２,３００℃とすることによって、結晶成長を短時間で終了することが可能となり結晶成長の効率化が可能となる。
【００４３】
また、熱処理時間は、生成される単結晶ＳｉＣが所望の厚みとなるように適宜選択することが可能である。ここで、Ｓｉ源となる金属Ｓｉは、量が多くなると、熱処理時に溶融する量が多くなり、極薄金属Ｓｉ融液が５０μｍ以上の厚みになると、金属Ｓｉ融液が不安定になり、またＣの輸送が阻害され、本発明に係る単結晶ＳｉＣの育成に適さず、また単結晶ＳｉＣの形成に必要でないＳｉが、溶融し密閉容器５の底部に溜まり、単結晶ＳｉＣ形成後に再度固化した金属Ｓｉを除去する必要が生じる。このため、金属Ｓｉの大きさ及び厚さについては、形成する単結晶ＳｉＣの大きさに合わせ適宜選択する。
【００４４】
ところで、単結晶ＳｉＣの成長メカニズムについて簡単に説明すると、熱処理に伴い単結晶ＳｉＣ基板１６と上部の多結晶ＳｉＣ基板１５との間に溶融したＳｉが侵入して、両基板１６，１５の界面に厚さ約３０μｍ〜５０μｍの金属Ｓｉ融液層１７を形成する。この金属Ｓｉ融液層１７は、熱処理温度が高温になるにしたがって、薄くなり、３０μｍ程度となる。そして、多結晶ＳｉＣ基板２から流れ出したＣ原子はＳｉ融液層を通して単結晶ＳｉＣ基板１６に供給され、この単結晶ＳｉＣ基板１上に６Ｈ−ＳｉＣ単結晶として液相エピタキシャル成長（以下、ＬＰＥという。）する。このように、種結晶となる単結晶ＳｉＣ基板１６と多結晶ＳｉＣ基板１４との間が小さいため、熱処理時に熱対流が生成しない。このため、形成される単結晶ＳｉＣと、種結晶となる単結晶ＳｉＣ基板１６と界面が非常に滑らかとなり、この界面に歪み等が形成されない。したがって、非常に平滑な単結晶ＳｉＣが形成される。また、熱処理時にＳｉＣの核生成が抑制されるため、形成される単結晶ＳｉＣの微小結晶粒界の生成を抑制することができる。本実施形態に係る単結晶ＳｉＣの育成方法においては、溶融したＳｉが単結晶ＳｉＣ基板１６と多結晶ＳｉＣ基板１５との間にのみ侵入することから、他の不純物が成長する単結晶ＳｉＣ中に侵入することがないため、バッググランド５×１０15／ｃｍ3以下の高純度の単結晶ＳｉＣを生成することが可能となる。
【００４５】
図５は、前述の方法によって成長した単結晶ＳｉＣの表面状態を示す顕微鏡写真を示す図である。図５において、（ａ）は表面モフォロジー、（ｂ）はその断面を示すものである。図５に示すように、ＬＰＥ法による結晶の成長表面は、非常に平坦なテラスとステップ構造が観察できる。
【００４６】
図６は、この表面を原子間力顕微鏡（以下、ＡＦＭという。）によって観察した結果を示す図である。図６から観察できるように、ステップの高さはそれぞれ４．０ｎｍ、８．４ｎｍであることがわかる。これは、ＳｉＣ分子（ＳｉＣ１分子層の高さは０．２５ｎｍ）の３分子層を基本とした整数倍の高さである。このように、非常に平坦な表面となっていることがわかる。
【００４７】
また、図５の表面形態の顕微鏡写真からもわかるように、表面にマイクロパイプ欠陥が観察されない。これらのことから、本発明による単結晶ＳｉＣは、表面に形成されるマイクロパイプ欠陥の密度が１／ｃｍ2以下と非常に少なくなり、表面に形成されるテラスの幅も１０μｍ以上と広く、平坦で欠陥の少ないものであることがわかる。
【００４８】
一般に、結晶のエピタキシャル成長は、１分子層ごとに行なわれる。ところが、本実施形態に係る単結晶ＳｉＣでは、表面に１０μｍ以上の幅広のテラスと３分子層を最小単位とした高さのステップで構成されている。このことから、結晶成長の過程で、ステップバンチングが起きたと考えられる。このステップバンチング機構は、結晶成長中の表面自由エネルギーの効果によって説明することができる。本実施形態例に係る単結晶６Ｈ−ＳｉＣは、単位積層周期の中にＡＢＣと、ＡＣＢという２種類の積層周期の方向がある。そこで、積層方向の折れ曲がる層から番号を１、２、３と付けることにより、図７に示すように３種類の表面が規定できる。そして、各面のエネルギーは以下のように求められている（T.Kimoto, et al.,J.Appl.Phys.81(1997)3494-3500）。
６Ｈ１＝１．３３ｍｅＶ
６Ｈ２＝６．５６ｍｅＶ
６Ｈ３＝２．３４ｍｅＶ
この様に面によってエネルギーが異なるため、テラスの広がる速度が異なる。すなわち、テラスは、各面の表面自由エネルギーの高いものほど成長速度が速く、図７（ａ）（ｂ）（ｃ）に示すように、３周期おきにステップハンチングが起きる。また、本実施形態例では、積層周期の違い(ＡＢＣ又はＡＣＢ)により、ステップ面からでている未結合手の数が１段おきに異なり、このステップ端から出ている未結合手の数の違いにより、３分子単位でさらにステップバンチングが起きると考えられる。１ステップの前進速度は、ステップから出ている未結合手が１本の所では遅く、２本の所では速いと考えられる。この様にして、６Ｈ−ＳｉＣでは格子定数の半整数倍の高さ単位でステップバンチングが進み、成長後、単結晶ＳｉＣの表面は３分子層を最小単位とした高さのステップと、平坦なテラスとで覆われると考えられる。
【００４９】
なお、以上説明したように、本発明に係る単結晶ＳｉＣは、ステップバンチングによってそのテラスが形成されている。そのため、ステップは、単結晶ＳｉＣの端部付近に集中して形成されるようになる。前述した図５及び図６は、ステップ部分を観察するために単結晶ＳｉＣの端部部分を観察したものである。
【００５０】
また、本実施形態例における単結晶ＳｉＣは、その成長温度が１4００℃〜２,３００℃と従来の単結晶ＳｉＣの液相成長温度に比べて非常に高く、また、短時間で１4００℃〜２,３００℃に加熱出来る。成長温度が上がると、種結晶となる単結晶ＳｉＣと多結晶ＳｉＣとの間に形成されるＳｉ融液中へのＣの溶解濃度が増加する。また温度の上昇とともにＳｉ融液中でのＣの拡散が大きくなると考えられる。このように、Ｃの供給源と種結晶とが非常に近接しているため、５００μｍ／ｈｒという速い成長速度とする事も条件次第で可能になる。
【００５１】
このように、本実施形態例に係る単結晶ＳｉＣは、表面のマイクロパイプ欠陥の密度が１／ｃｍ2以下であり、１０μｍ以上の幅広のテラスが形成されることから、単結晶ＳｉＣ形成後に、機械加工等の表面処理が不要となる。また、結晶欠陥等が少ないために、発光ダイオードや、各種半導体ダイオードとして使用することが可能となる。加えて、結晶の成長が温度に依存せず、種結晶及びＣの供給源の結晶の表面エネルギーに依存することから、処理炉内の厳密な温度制御の必要性がなくなることから、製造コストの大幅な低減化が可能となる。さらに、種結晶となる単結晶ＳｉＣ及びＣの供給源である多結晶ＳｉＣとの間隔が非常に小さことから、熱処理時の熱対流を抑制することができる。また種結晶となる単結晶ＳｉＣ及びＣの供給源である多結晶ＳｉＣとの間に温度差が形成されにくいことから、熱平衡状態で熱処理することができる。
【００５２】
また、前述したように、単結晶ＳｉＣの結晶成長は、結晶表面の面方向に沿って成長していくことから、密閉容器の面方向に温度勾配を設けることで、結晶の成長方向を温度の高い方から低い方へと方向性を持たせることができるようになる。温度勾配は、加熱室２に設けられているヒータ１１の密閉容器５の側壁側に位置するサイドヒータ１１ｂ間の温度差を設ける等の方法を例示できる。このときの、温度勾配の大きさを制御することによって、結晶の成長速度を制御することができ、結晶表面の微結晶粒界の生成を抑制することが可能となる。
【００５３】
なお、本実施形態例では、種結晶として、６Ｈ−ＳｉＣを用いたが、４Ｈ−ＳｉＣを使用することも可能である。
【００５４】
なお、本実施形態例では、種結晶として、(０００１)Ｓｉを用いたが、(１１−２０)などのその他の面方位のものを使用することも可能である。
【００５５】
また、本発明に係る単結晶ＳｉＣは、種結晶となる単結晶ＳｉＣ及びＣの供給源となる多結晶ＳｉＣ基板の大きさを適宜選択することによって形成される単結晶ＳｉＣの大きさを制御することができる。また、形成される単結晶ＳｉＣと種結晶との間に歪みが形成されることもないため、非常に平滑な表面の単結晶ＳｉＣとできることから、表面の改質膜として適用することも可能である。
【００５６】
さらに、種結晶となる単結晶ＳｉＣとＣの供給源である多結晶ＳｉＣを交互に積層、または横に並べて前述の方法によって、熱処理することによって、同時に多量の単結晶ＳｉＣを製造することも可能である。
【００５７】
また本発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法では、多結晶ＳｉＣ基板及び金属Ｓｉ中にあらかじめＡｌまたはＢ等のIII族金属の不純物を添加しておくか、さらに
は成長中の雰囲気中に窒素、ＡｌまたはＢ等のＳｉＣの伝導型を制御する元素を含むガスを送り込むことにより、成長結晶のｐ型、ｎ型の伝導型を任意に制御することが可能である。
【図面の簡単な説明】
【００５８】
【図１】本発明に係る単結晶ＳｉＣの液相エピタキシャル成長法に用いられる熱処理装置の一実施形態例の概略断面図である。
【図２】密閉容器５の一実施形態例の概略図である。
【図３】上容器と下容器とが嵌合した状態の密閉容器内に設置されている種結晶となる６Ｈ型の単結晶ＳｉＣ基板と、この単結晶ＳｉＣ基板を挟み込む多結晶ＳｉＣ基板と、これらの間に形成される極薄金属Ｓｉ融液の状態を示す図である。
【図４】下容器に基板を設置した状態を示す図である。
【図５】本実施形態例に係る単結晶ＳｉＣの成長層の表面の顕微鏡写真を示す図である。（ａ）は表面モフォロジー、（ｂ）はその断面を示す顕微鏡写真を示す図である。
【図６】図５に示す単結晶ＳｉＣの表面のＡＦＭ像を示す図である。(ａ)は、表面モフォロジー、（ｂ）はその断面を示すＡＦＭ像を示す図である。
【図７】本実施形態例に係る単結晶ＳｉＣの成長過程におけるステップバンチング機構を説明するための図である。
【符号の説明】
【００５９】
１  熱処理炉
２  加熱室
３  予備加熱室
４  前室
５  密閉容器
５ａ  上容器
５ｂ  下容器
６  加熱手段
７  ゲートバルブ
８  テーブル
９  サセプタ
１０  移動手段
１１  加熱ヒータ
１２  反射鏡
【図１】
2004292305.tif 000003
【図２】
2004292305.tif 000004
【図３】
2004292305.tif 000005
【図４】
2004292305.tif 000006
【図５】
2004292305.tif 000007
【図６】
2004292305.tif 000008
【図７】
2004292305.tif 000009
【手続補正書】
【提出日】平成16年6月10日(2004.6.10)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
種結晶となる単結晶炭化ケイ素基板と多結晶炭化ケイ素基板とを重ね、密閉容器内に設置して、高温熱処理を行なうことによって、前記単結晶炭化ケイ素基板と前記多結晶炭化ケイ素基板との間に、熱処理中に極薄金属シリコン融液を介在させ、前記単結晶炭化ケイ素基板上に単結晶炭化ケイ素を液相エピタキシャル成長させる単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法であって、
前記単結晶炭化ケイ素基板と多結晶炭化ケイ素基板とを短時間で１４００℃〜２３００℃に加熱して微結晶粒界の存在しない、表面のマイクロパイプ欠陥密度が１／ｃｍ2以下である単結晶炭化ケイ素を製造する単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法。
【請求項２】
前記密閉容器を、前記加熱室に移動した際に、前記密閉容器の軸方向には温度差を設けず、前記密閉容器の面内方向に温度勾配を設け、前記温度勾配を任意に制御することによって微結晶粒界の生成を抑制する請求項１に記載の単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法。
【請求項３】
前記密閉容器が、タンタル又は炭化タンタルのいずれかで形成されている請求項１又は２に記載の単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法。
【請求項４】
前記密閉容器が上容器及び下容器で形成され、前記上容器及び前記下容器の嵌合部からシリコン蒸気が漏れ出す程度に前記密閉容器内の圧力が前記加熱室内の圧力よりも高くなるように制御し、前記密閉容器内に不純物が混入するのを抑制する請求項１乃至３のいずれかに記載の単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法。
【請求項５】
前記単結晶炭化ケイ素の表面が、３分子層を最小単位とした原子オーダーステップと、幅広のテラスと、を有し、前記テラスの幅が１０μｍ以上である請求項１乃至４のいずれかに記載の単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法。
【請求項６】
前記表面が、（０００１）Ｓｉ面である請求項５に記載の単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法。
【請求項７】
前記極薄金属シリコン融液が、５０μｍ以下の厚みである請求項１乃至６のいずれかに記載の単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法及びそれに用いられる熱処理装置に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
炭化ケイ素（以下、ＳｉＣという。）は、耐熱性及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、シリコン（以下、Ｓｉという。）やガリウムヒ素（以下、ＧａＡｓという。）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。また、六方晶ＳｉＣは、窒化ガリウム（以下、ＧａＮという。）と格子定数が近く、ＧａＮの基板として期待されている。
【０００３】
この種の単結晶ＳｉＣは、例えば、特許文献１に記載されているように、ルツボ内の低温側に種結晶を固定配置し、高温側に原料となるＳｉを含む粉末を配置してルツボを不活性雰囲気中で１４５０〜２４００℃の高温に加熱することによって、Ｓｉを含む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）によって形成されているものがある。
【０００４】
また、例えば、特許文献２に記載されているように、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉ原子及びＣ原子により構成された板材とを微小隙間を隔てて互いに平行に対峙させた状態で大気圧以下の不活性ガス雰囲気、且つ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下でＳｉＣ単結晶基板側が板材よりも低温となるように温度傾斜を持たせて熱処理することにより、微小隙間内でＳｉ原子及びＣ原子を昇華再結晶させてＳｉＣ単結晶基板上に単結晶を析出させるものもある。
【０００５】
また、例えば、特許文献３に記載されているように、液相エピタキシャル成長法によってＳｉＣ単結晶上に第１のエピタキシャル層を形成した後に、ＣＶＤ法によって表面に第２のエピタキシャル層を形成して、マイクロパイプ欠陥を除去するものもある。
【０００６】
【特許文献１】特開２００１−１５８６９５号公報
【特許文献２】特開平１１−３１５０００号公報
【特許文献３】特表平１０−５０９９４３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、これら単結晶ＳｉＣの形成方法のうち、例えば、特許文献１や特許文献２に記載の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、昇華の際にＳｉＣ粉末がいったんＳｉ、ＳｉＣ２、Ｓｉ２Ｃに分解されて気化し、さらにルツボの一部と反応する。このために、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。また、不純物も混入しやすく、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、また、多くの核生成に起因する結晶粒界の発生など、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。
【０００８】
一方、特許文献３に記載の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。その反面、成長過程が、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、製造装置内の液相を精密に温度制御しなくてはならない。また、工程が複雑となり、単結晶ＳｉＣの製造コストが非常に高価なものになる。
【０００９】
本発明は前記問題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、幅広なテラスを有し表面の平坦度の高い、高品質、高性能な単結晶ＳｉＣの液相エピタキシャル成長法及びそれに用いられる熱処理装置を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
前記課題を解決するための本発明に係る単結晶ＳｉＣの液相エピタキシャル成長法は、種結晶となる単結晶炭化ケイ素基板と多結晶炭化ケイ素基板とを重ね、密閉容器内に設置して、高温熱処理を行なうことによって、前記単結晶炭化ケイ素基板と前記多結晶炭化ケイ素基板との間に、熱処理中に極薄金属シリコン融液を介在させ、前記単結晶炭化ケイ素基板上に単結晶炭化ケイ素を液相エピタキシャル成長させる単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法であって、前記密閉容器を、予め圧力１０-5Ｐａ以下の高真空の予備加熱室で８００℃以上に加熱するとともに、前記密閉容器内を圧力１０-5Ｐａ以下に減圧し、予め１４００℃〜２３００℃に加熱された圧力１０-2Ｐａ以下の真空好ましくは、１０-5Ｐａ以下の真空、又は予め圧力１０-5Ｐａ以下の高真空に到達した後に若干の不活性ガスを導入した希薄ガス雰囲気下の加熱室に移動して設置することで、前記単結晶炭化ケイ素基板と多結晶炭化ケイ素基板とを短時間で１４００℃〜２３００℃に加熱して微結晶粒界の存在しない、表面のマイクロパイプ欠陥密度が１／ｃｍ2以下である単結晶炭化ケイ素を製造するものである。
【００１１】
短時間で１４００℃〜２３００℃に加熱することが可能であるため、効率良く単結晶ＳｉＣを形成することができる。また、成長結晶内部に微結晶粒界が存在せず、表面のマイクロパイプ欠陥の密度が１／ｃｍ2以下の単結晶ＳｉＣとできるため、各種半導体デバイスとしての適用が可能となる。ここで、マイクロパイプ欠陥とは、ピンホールとも呼ばれ、結晶の成長方向に沿って存在する数μｍ以下の直径の管状の空隙のことである。また、使用する種結晶となる単結晶ＳｉＣ基板は、４Ｈ−ＳｉＣ、６Ｈ−ＳｉＣの全ての結晶面で可能であるが，好ましくは（０００１）Ｓｉ面を使用することが好ましい。また、多結晶ＳｉＣ基板には、平均粒子径が５μｍ〜１０μｍの粒子径で、粒子径が略均一なものが好ましい。このため、多結晶ＳｉＣの結晶構造には特に限定はなく、３Ｃ−ＳｉＣ、４Ｈ−ＳｉＣ、６Ｈ−ＳｉＣのいずれをも使用することができるが、好ましくは３Ｃ−ＳｉＣであることが好ましい。
【００１２】
また、本発明によると、熱処理時に単結晶ＳｉＣ基板と多結晶ＳｉＣ基板との間にＳｉが毛細管現象により界面のすみずみに濡れが浸透して極薄の金属Ｓｉ融液層を形成する。多結晶ＳｉＣ基板から流れ出したＣ原子はＳｉ融液層を通して単結晶ＳｉＣ基板に供給されて、その単結晶ＳｉＣ基板上に単結晶ＳｉＣとして液相エピタキシャル成長する。このため、成長初期から終了まで欠陥の誘発を抑制できる。また、従来のように、溶融Ｓｉ中に浸漬して処理する必要がないため、熱処理後に、種結晶となる単結晶ＳｉＣ基板及び多結晶ＳｉＣ基板に溶着するＳｉを除去する量が極めて少なくなる。また、単結晶ＳｉＣ基板と多結晶ＳｉＣ基板との間に、熱処理中に極薄金属Ｓｉ融液を介在させるため、単結晶ＳｉＣのエピタキシャル成長に必要な金属Ｓｉのみを単結晶ＳｉＣの液相エピタキシャル成長に使用できる。このため、熱処理時に薄いＳｉ層では外部との接触面積が最小となり、したがって不純物の進入確率が減り、高純度な単結晶ＳｉＣを形成することができる。
【００１３】
また、本発明に係る単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長法は、前述の発明において、前記密閉容器を、前記加熱室に移動した際に、前記密閉容器の軸方向には温度差を設けず、前記密閉容器の面内方向に温度勾配を設け、前記温度勾配を任意に制御することによって微結晶粒界の生成を抑制するものである。
【００１４】
密閉容器の軸方向に温度差を設けることがないため、単結晶ＳｉＣ基板と多結晶ＳｉＣ基板との間に温度差が形成されないため、熱平衡状態で熱処理することが可能となり、また金属Ｓｉ融液が薄いため熱対流が抑制される。このため、成長初期から終了まで欠陥の誘発を抑制できる。さらに、熱処理時に核生成が抑制されるため、形成される単結晶ＳｉＣの微小結晶粒界の生成が抑制できる。また、簡易な熱処理装置を用いることができるとともに、加熱時の厳密な温度制御が必要ないことから製造コストの大幅な低減化が可能となる。加えて、密閉容器の面内方向に温度勾配を設けることで、この温度勾配を任意に制御することによって、単結晶ＳｉＣの成長時に、微結晶粒界を温度勾配の高温側から低温側に移動させるように単結晶ＳｉＣを成長させることができ、結果として、マイクロパイプ欠陥密度を１／ｃｍ2以下の単結晶ＳｉＣを形成することができる。
【００１５】
また、本発明に係る単結晶ＳｉＣの液相エピタキシャル成長法は、前述の発明において、前記密閉容器が、タンタル又は炭化タンタルのいずれかで形成されているものである。
【００１６】
密閉容器がタンタル又は炭化タンタルで形成されているため、密閉容器のＳｉＣ化を抑制するとともに、加熱室内を確実に圧力１０-2Ｐａ以下とすることができる。
【００１７】
また、本発明に係る単結晶ＳｉＣの液相エピタキシャル成長法は、前述の発明において、前記密閉容器が上容器及び下容器で形成され、前記上容器及び前記下容器の嵌合部からシリコン蒸気が漏れ出す程度に前記密閉容器内の圧力が前記加熱室内の圧力よりも高くなるように制御し、前記密閉容器内に不純物が混入するのを抑制するものである。
【００１８】
密閉容器をこのような構造とすることによって、密閉容器内への不純物の混入を抑制することができる。これによって、バッググランド５×１０15／ｃｍ3以下の純度とできる。
【００１９】
また、本発明に係る単結晶ＳｉＣの液相エピタキシャル成長法は、前述の発明において、前記単結晶ＳｉＣの表面が、３分子層を最小単位とした原子オーダーステップと、幅広のテラスと、を有し、前記テラスの幅が１０μｍ以上であるものである。
【００２０】
テラス幅が１０μｍ以上であるため、成長表面は、単結晶ＳｉＣ形成後に、機械加工等による表面処理をする必要がない。このため、加工工程を経ずとも製品とすることが可能となる。
【００２１】
また、本発明に係る単結晶ＳｉＣの液相エピタキシャル成長法は、前述の発明において、前記表面が、（０００１）Ｓｉ面であるものである。
【００２２】
表面の面方位が（０００１）Ｓｉ面であるため、他の結晶面と比較して、表面エネルギーが低く、従って成長中の核形成エネルギーが高くなり、核形成しにくい。以上の理由から、液相成長後テラス幅の広い単結晶ＳｉＣとできる。なお、表面の面方位は、（０００１）Ｓｉ面に限定されるものではなく、４Ｈ−ＳｉＣ、６Ｈ−ＳｉＣの全ての結晶面を使用することが可能である。
【００２３】
また、本発明に係る単結晶ＳｉＣの液相エピタキシャル成長法は、前述の発明において、前記極薄金属Ｓｉ融液が、５０μｍ以下の厚みであるものである。
【００２４】
熱処理中に単結晶ＳｉＣ基板と多結晶ＳｉＣ基板との間に介在される極薄金属Ｓｉ融液が５０μｍ以下、好ましくは３０μｍ以下であるため、多結晶ＳｉＣ基板から溶解したＣが単結晶ＳｉＣ基板表面へ拡散により輸送され、単結晶ＳｉＣの成長が促進される。前記極薄金属シリコン融液が５０μｍ以上の厚みになると、金属シリコン融液が不安定になり、またＣの輸送が阻害され、本発明に係る単結晶ＳｉＣの育成に適さない。
【発明の効果】
【００２５】
本発明によれば、従来の昇華法等の高温熱処理環境と同一環境で局所的な液相エピタキシャル成長を高温で行なうことができるため、種結晶に含まれるマイクロパイプ欠陥を引き継がず、マイクロパイプ欠陥の閉塞を行なうことができる。また、成長表面が常にＳｉ融液と接するため、Ｓｉ過剰の状態が形成され、Ｓｉの不足に起因する欠陥の発生が抑制されるとともに、使用しているＳｉ融液の外部との接触面積が微小なため、成長表面への不純物の混入が抑制でき、高純度で結晶性に優れた高品質高性能の単結晶ＳｉＣを育成することができる。しかも従来のＬＰＥ法に比べて、本成長法は非常に高温で、短時間での成長が可能であるために、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る。さらに、単結晶育成時に厳密な温度勾配制御をする必要性がなく、簡易な装置によることが可能となる。これらのことから、ＳｉやＧａＡｓなどの既存の半導体材科に比べて高温、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科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。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２６】
以下、図面を参照しつつ、本発明に係る単結晶ＳｉＣの液相成長法の一実施形態例について説明する。
【００２７】
図１は、本発明に係る単結晶ＳｉＣの液相エピタキシャル成長法に用いられる熱処理炉の実施形態の一例を示す断面概略図である。図１において、熱処理炉１は、加熱室２と、予備加熱室３と、予備加熱室３から加熱室２に続く前室４とで構成されている。そして、単結晶ＳｉＣ及び種結晶ＳｉＣ等が収容されている密閉容器５が予備加熱室３から前室４、加熱室２へと順次移動することで、単結晶ＳｉＣを育成するように構成されている。
【００２８】
図１に示すように、熱処理炉１は、加熱室２、予備加熱室３、前室４が連通している。このため、各室を予め所定の圧力下に制御することが可能となる。また、各室毎にゲートバルブ７等を設けることによって、各室毎に圧力調整をすることも可能である。これによって密閉容器５の移動時においても、外気に触れることなく、所定圧力下の炉内を図示しない移動手段によって移動させることができるため、不純物の混入等を抑制することができる。
【００２９】
予備加熱室３は、ランプ又はロッドヒータ等の加熱手段（本実施形態においては、ランプを用いている態様を示している。）６が設けられ、急速に８００〜１０００℃程度にまで加熱が可能な加熱炉になっている。また、予備加熱室３と前室４との接続部分には、ゲートバルブ７が設けらており、予備加熱室３及び前室４の圧力制御を容易なものとしている。密閉容器５は、この予備加熱室３で、テーブル８に載置された状態で８００℃以上に予め加熱された後、予備加熱室３と前室４との圧力調整が済み次第、前室４に設けられている昇降式のサセプタ９に設置するように移動させられる。
【００３０】
前室４に移動させられた密閉容器５は、一部図示している昇降式の移動手段１０によって前室４から加熱室２に移動させられる。このとき、加熱室２内は、図示しない真空ポンプで予め所定の圧力である１０-1Ｐａ以下、好ましくは１０-2Ｐａ以下の真空、更に好ましくは、１０-5Ｐａ以下の真空、又は予め圧力１０-5Ｐａ以下の高真空に到達した後に若干の不活性ガスを導入し、１０-1Ｐａ以下、好ましくは１０-2Ｐａ以下の希薄ガス雰囲気下にし、加熱ヒータ１１によって１４００℃〜２３００℃に設定されていることが好ましい。加熱室２内の状態をこのように設定しておくことで、密閉容器５を前室４から加熱室２内に移動することによって、密閉容器５を１４００℃〜２３００℃に急速に加熱することができる。また、加熱室２には、加熱ヒータ１１の周囲に反射鏡１２が配置されており、加熱ヒータ１１の熱を反射して加熱ヒータ１１の内部に位置する密閉容器５側に集中するようにしている。
【００３１】
また、加熱室２内の加熱ヒータ１１の内側には、密閉容器５内から漏出するＳｉ蒸気を、加熱ヒータ１１と接触しないように除去する汚染物除去機構２０が設けられている。これによって、加熱ヒータ１１がＳｉ蒸気と反応し劣化することを抑制できる。この、汚染物除去機構２０は、密閉容器５内から漏出するシリコン蒸気を除去するものであれば、特に限定されるものではない。
【００３２】
加熱ヒータ１１は、タンタル等の金属製の抵抗加熱ヒータであり、サセプタ９に設置されているベースヒータ１１ａと、側部及び上部が一体に筒状に形成された上部ヒータ１１ｂとで構成されている。このように、密閉容器５を覆うように加熱ヒータ１１が配置されているため、密閉容器５を均等に加熱することが可能となる。なお、加熱室２の加熱方式は、本実施形態例に示す抵抗加熱ヒータに限定されるものではなく、例えば、高周波誘導加熱式であっても構わない。
【００３３】
密閉容器５は、図２に示すように、上容器５ａと、下容器５ｂとで構成され、それぞれタンタル又は炭化タンタルのいずれかで形成されている。そして、上容器５ａと下容器５ｂとの嵌め合わせ時の嵌合部の遊びは２ｍｍ以下であることが好ましい。これによって、密閉容器５内への不純物の混入を抑制することができる。また、遊びを２ｍｍ以下とすることによって、密閉容器５内のＳｉ分圧を１０Ｐａ以下とならないように制御することもできる。このため、密閉容器５内のＳｉＣ分圧及びＳｉ分圧を高め、単結晶ＳｉＣ基板１６及び多結晶ＳｉＣ基板１４，１５、極薄金属Ｓｉ融液１７の昇華の防止に寄与するようになる。なお、この上容器５ａと下容器５ｂとの嵌め合い時の嵌合部の遊びが２ｍｍよりも大きい場合は、密閉容器５内のＳｉ分圧を所定圧に制御することが困難になるばかりでなく、不純物がこの嵌合部を介して密閉容器５内に侵入することもあるため、好ましくない。この密閉容器５は、図２に示すように、形状が四角のものに限らず、円形のものであっても良い。
【００３４】
また、下容器５ｂには、図３及び図４に示すように、３本の支持部１３が設けられている。この支持部１３によって、後述する種結晶となる多結晶ＳｉＣ基板１４を支持している。なお、支持部１３は、本実施形態例に示すようなピン状のものである必要はなく、例えば、ＳｉＣ等で形成されているリング状のものであってもよい。
【００３５】
図３は上容器５ａと下容器５ｂとが嵌合した状態の密閉容器５内に設置されている種結晶となる６Ｈ型の単結晶ＳｉＣ基板１６と、この単結晶ＳｉＣ基板１６を挟み込む多結晶ＳｉＣ基板１５と、これらの間に形成される極薄金属Ｓｉ融液１７の状態を示している。なお、極薄金属Ｓｉ融液１７は熱処理時に形成されるものであり、この極薄金属Ｓｉ融液１７のＳｉ源となるのは、種結晶となる単結晶ＳｉＣ基板１６の表面に予め金属ＳｉをＣＶＤ等によって１０μｍから５０μｍとなるよう膜を形成するか、Ｓｉ粉末を置く等その方法は特に限定されない。
【００３６】
図３に示すように、これら単結晶ＳｉＣ基板１６、多結晶ＳｉＣ基板１４，１５及び極薄金属Ｓｉ融液１７は、密閉容器５を構成する下容器５ｂに設けられている支持部１３に載置されて、密閉容器５内に収納されている。ここで、単結晶ＳｉＣ基板１６は、昇華法で作製された単結晶６Ｈ−ＳｉＣのウェハーより所望の大きさ（１０×１０〜２０×２０ｍｍ）に切り出されたものである。また、多結晶ＳｉＣ基板１４，１５は、ＣＶＤ法で作製されたＳｉ半導体製造工程でダミーウェハーとして使用されるＳｉＣから所望の大きさに切り出されたものを使用することができる。これら各基板１６，１４，１５は表面が鏡面に研磨加工され、表面に付着した油類、酸化膜、金属等が洗浄等によって除去されている。ここで、下部側に位置する多結晶ＳｉＣ基板１４は単結晶ＳｉＣ基板１６の密閉容器５からの侵食を防止するもので、単結晶ＳｉＣ基板１６上に液相エピタキシャル成長する単結晶ＳｉＣの品質向上に寄与するものである。
【００３７】
また、この密閉容器５内には、熱処理時におけるＳｉＣの昇華、Ｓｉの蒸発を制御するためのＳｉ片と共に設置することもできる。Ｓｉ片を同時に設置することによって、熱処理時に昇華して密閉容器５内のＳｉＣ分圧及びＳｉ分圧を高め、単結晶ＳｉＣ基板１６及び多結晶ＳｉＣ基板１４，１５、極薄金属Ｓｉ融液１７の昇華の防止に寄与するようになる。また、密閉容器５内の圧力を加熱室２内の圧力よりも高くなるように調整でき、これによって、上容器５ａと下容器５ｂとの嵌合部から常にＳｉ蒸気を放出でき、不純物の密閉容器５内への侵入を防止できる。
【００３８】
このように構成された密閉容器５は、予備加熱室３内に設置された後、１０-5Ｐａ以下に設定され、予備加熱室３に設けられているランプ及び又はロッドヒ−ター等の加熱手段６によって８００℃以上、好ましくは１０００℃以上に加熱される。この際、加熱室２内も同様に、１０-2Ｐａ以下に設定された後、１４００℃〜２３００℃に加熱しておくことが好ましい。
【００３９】
予備加熱室３内で予備加熱された密閉容器５は、ゲートバルブ７を開き、前室４のサセプタ９に移動して、昇降手段１０によって、１４００℃〜２３００℃に加熱されている加熱室２内に移動される。これによって、密閉容器５は、３０分以内の短時間で急速に１４００℃〜２３００℃に加熱される。加熱室２での熱処理温度は、密閉容器５内に同時に設置している金属Ｓｉ片が溶融する温度であれば良いが、１４００℃〜２３００℃にする。処理温度を高温で行なうほど、溶融ＳｉとＳｉＣとの濡れ性が上昇し、溶融Ｓｉが毛細管現象によって、単結晶ＳｉＣ基板１６と多結晶ＳｉＣ基板１４，１５との間に浸透しやすくなる。これによって、単結晶ＳｉＣ基板１６と多結晶ＳｉＣ基板１４，１５との間に厚み５０μｍ以下の極薄金属Ｓｉ融液１７を介在させることができる。
【００４０】
また、この際に、できるだけ、短時間で１４００℃〜２３００℃とすることによって、結晶成長を短時間で終了することが可能となり結晶成長の効率化が可能となる。
【００４１】
また、熱処理時間は、生成される単結晶ＳｉＣが所望の厚みとなるように適宜選択することが可能である。ここで、Ｓｉ源となる金属Ｓｉは、量が多くなると、熱処理時に溶融する量が多くなり、極薄金属Ｓｉ融液が５０μｍ以上の厚みになると、金属Ｓｉ融液が不安定になり、またＣの輸送が阻害され、本発明に係る単結晶ＳｉＣの育成に適さず、また単結晶ＳｉＣの形成に必要でないＳｉが、溶融し密閉容器５の底部に溜まり、単結晶ＳｉＣ形成後に再度固化した金属Ｓｉを除去する必要が生じる。このため、金属Ｓｉの大きさ及び厚さについては、形成する単結晶ＳｉＣの大きさに合わせ適宜選択する。
【００４２】
ところで、単結晶ＳｉＣの成長メカニズムについて簡単に説明すると、熱処理に伴い単結晶ＳｉＣ基板１６と上部の多結晶ＳｉＣ基板１５との間に溶融したＳｉが侵入して、両基板１６，１５の界面に厚さ約３０μｍ〜５０μｍの金属Ｓｉ融液層１７を形成する。この金属Ｓｉ融液層１７は、熱処理温度が高温になるにしたがって、薄くなり、３０μｍ程度となる。そして、多結晶ＳｉＣ基板２から流れ出したＣ原子はＳｉ融液層を通して単結晶ＳｉＣ基板１６に供給され、この単結晶ＳｉＣ基板１上に６Ｈ−ＳｉＣ単結晶として液相エピタキシャル成長（以下、ＬＰＥという。）する。このように、種結晶となる単結晶ＳｉＣ基板１６と多結晶ＳｉＣ基板１４との間が小さいため、熱処理時に熱対流が生成しない。このため、形成される単結晶ＳｉＣと、種結晶となる単結晶ＳｉＣ基板１６と界面が非常に滑らかとなり、この界面に歪み等が形成されない。したがって、非常に平滑な単結晶ＳｉＣが形成される。また、熱処理時にＳｉＣの核生成が抑制されるため、形成される単結晶ＳｉＣの微小結晶粒界の生成を抑制することができる。本実施形態に係る単結晶ＳｉＣの育成方法においては、溶融したＳｉが単結晶ＳｉＣ基板１６と多結晶ＳｉＣ基板１５との間にのみ侵入することから、他の不純物が成長する単結晶ＳｉＣ中に侵入することがないため、バッググランド５×１０15／ｃｍ3以下の高純度の単結晶ＳｉＣを生成することが可能となる。
【００４３】
図５は、前述の方法によって成長した単結晶ＳｉＣの表面状態を示す顕微鏡写真を示す図である。図５において、（ａ）は表面モフォロジー、（ｂ）はその断面を示すものである。図５に示すように、ＬＰＥ法による結晶の成長表面は、非常に平坦なテラスとステップ構造が観察できる。
【００４４】
図６は、この表面を原子間力顕微鏡（以下、ＡＦＭという。）によって観察した結果を示す図である。図６から観察できるように、ステップの高さはそれぞれ４．０ｎｍ、８．４ｎｍであることがわかる。これは、ＳｉＣ分子（ＳｉＣ１分子層の高さは０．２５ｎｍ）の３分子層を基本とした整数倍の高さである。このように、非常に平坦な表面となっていることがわかる。
【００４５】
また、図５の表面形態の顕微鏡写真からもわかるように、表面にマイクロパイプ欠陥が観察されない。これらのことから、本発明による単結晶ＳｉＣは、表面に形成されるマイクロパイプ欠陥の密度が１／ｃｍ2以下と非常に少なくなり、表面に形成されるテラスの幅も１０μｍ以上と広く、平坦で欠陥の少ないものであることがわかる。
【００４６】
一般に、結晶のエピタキシャル成長は、１分子層ごとに行なわれる。ところが、本実施形態に係る単結晶ＳｉＣでは、表面に１０μｍ以上の幅広のテラスと３分子層を最小単位とした高さのステップで構成されている。このことから、結晶成長の過程で、ステップバンチングが起きたと考えられる。このステップバンチング機構は、結晶成長中の表面自由エネルギーの効果によって説明することができる。本実施形態例に係る単結晶６Ｈ−ＳｉＣは、単位積層周期の中にＡＢＣと、ＡＣＢという２種類の積層周期の方向がある。そこで、積層方向の折れ曲がる層から番号を１、２、３と付けることにより、図７に示すように３種類の表面が規定できる。そして、各面のエネルギーは以下のように求められている（Ｔ．Ｋｉｍｏｔｏ，  ｅｔ  ａｌ．，Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．８１（１９９７）３４９４−３５００）。
６Ｈ１＝１．３３ｍｅＶ
６Ｈ２＝６．５６ｍｅＶ
６Ｈ３＝２．３４ｍｅＶ
この様に面によってエネルギーが異なるため、テラスの広がる速度が異なる。すなわち、テラスは、各面の表面自由エネルギーの高いものほど成長速度が速く、図７（ａ）（ｂ）（ｃ）に示すように、３周期おきにステップハンチングが起きる。また、本実施形態例では、積層周期の違い（ＡＢＣ又はＡＣＢ）により、ステップ面からでている未結合手の数が１段おきに異なり、このステップ端から出ている未結合手の数の違いにより、３分子単位でさらにステップバンチングが起きると考えられる。１ステップの前進速度は、ステップから出ている未結合手が１本の所では遅く、２本の所では速いと考えられる。この様にして、６Ｈ−ＳｉＣでは格子定数の半整数倍の高さ単位でステップバンチングが進み、成長後、単結晶ＳｉＣの表面は３分子層を最小単位とした高さのステップと、平坦なテラスとで覆われると考えられる。
【００４７】
なお、以上説明したように、本発明に係る単結晶ＳｉＣは、ステップバンチングによってそのテラスが形成されている。そのため、ステップは、単結晶ＳｉＣの端部付近に集中して形成されるようになる。前述した図５及び図６は、ステップ部分を観察するために単結晶ＳｉＣの端部部分を観察したものである。
【００４８】
また、本実施形態例における単結晶ＳｉＣは、その成長温度が１４００℃〜２３００℃と従来の単結晶ＳｉＣの液相成長温度に比べて非常に高く、また、短時間で１４００℃〜２３００℃に加熱出来る。成長温度が上がると、種結晶となる単結晶ＳｉＣと多結晶ＳｉＣとの間に形成されるＳｉ融液中へのＣの溶解濃度が増加する。また温度の上昇とともにＳｉ融液中でのＣの拡散が大きくなると考えられる。このように、Ｃの供給源と種結晶とが非常に近接しているため、５００μｍ／ｈｒという速い成長速度とする事も条件次第で可能になる。
【００４９】
このように、本実施形態例に係る単結晶ＳｉＣは、表面のマイクロパイプ欠陥の密度が１／ｃｍ2以下であり、１０μｍ以上の幅広のテラスが形成されることから、単結晶ＳｉＣ形成後に、機械加工等の表面処理が不要となる。また、結晶欠陥等が少ないために、発光ダイオードや、各種半導体ダイオードとして使用することが可能となる。加えて、結晶の成長が温度に依存せず、種結晶及びＣの供給源の結晶の表面エネルギーに依存することから、処理炉内の厳密な温度制御の必要性がなくなることから、製造コストの大幅な低減化が可能となる。さらに、種結晶となる単結晶ＳｉＣ及びＣの供給源である多結晶ＳｉＣとの間隔が非常に小さことから、熱処理時の熱対流を抑制することができる。また種結晶となる単結晶ＳｉＣ及びＣの供給源である多結晶ＳｉＣとの間に温度差が形成されにくいことから、熱平衡状態で熱処理することができる。
【００５０】
また、前述したように、単結晶ＳｉＣの結晶成長は、結晶表面の面方向に沿って成長していくことから、密閉容器の面方向に温度勾配を設けることで、結晶の成長方向を温度の高い方から低い方へと方向性を持たせることができるようになる。温度勾配は、加熱室２に設けられているヒータ１１の密閉容器５の側壁側に位置するサイドヒータ１１ｂ間の温度差を設ける等の方法を例示できる。このときの、温度勾配の大きさを制御することによって、結晶の成長速度を制御することができ、結晶表面の微結晶粒界の生成を抑制することが可能となる。
【００５１】
なお、本実施形態例では、種結晶として、６Ｈ−ＳｉＣを用いたが、４Ｈ−ＳｉＣを使
用することも可能である。
【００５２】
なお、本実施形態例では、種結晶として、（０００１）Ｓｉを用いたが、（１１−２０）などのその他の面方位のものを使用することも可能である。
【００５３】
また、本発明に係る単結晶ＳｉＣは、種結晶となる単結晶ＳｉＣ及びＣの供給源となる多結晶ＳｉＣ基板の大きさを適宜選択することによって形成される単結晶ＳｉＣの大きさを制御することができる。また、形成される単結晶ＳｉＣと種結晶との間に歪みが形成されることもないため、非常に平滑な表面の単結晶ＳｉＣとできることから、表面の改質膜として適用することも可能である。
【００５４】
さらに、種結晶となる単結晶ＳｉＣとＣの供給源である多結晶ＳｉＣを交互に積層、または横に並べて前述の方法によって、熱処理することによって、同時に多量の単結晶ＳｉＣを製造することも可能である。
【００５５】
また本発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法では、多結晶ＳｉＣ基板及び金属Ｓｉ中にあらかじめＡｌまたはＢ等のＩＩＩ族金属の不純物を添加しておくか、さらには成長中の雰囲気中に窒素、ＡｌまたはＢ等のＳｉＣの伝導型を制御する元素を含むガスを送り込むことにより、成長結晶のｐ型、ｎ型の伝導型を任意に制御することが可能である。
【図面の簡単な説明】
【００５６】
【図１】本発明に係る単結晶ＳｉＣの液相エピタキシャル成長法に用いられる熱処理装置の一実施形態例の概略断面図である。
【図２】密閉容器５の一実施形態例の概略図である。
【図３】上容器と下容器とが嵌合した状態の密閉容器内に設置されている種結晶となる６Ｈ型の単結晶ＳｉＣ基板と、この単結晶ＳｉＣ基板を挟み込む多結晶ＳｉＣ基板と、これらの間に形成される極薄金属Ｓｉ融液の状態を示す図である。
【図４】下容器に基板を設置した状態を示す図である。
【図５】本実施形態例に係る単結晶ＳｉＣの成長層の表面の顕微鏡写真を示す図である。（ａ）は表面モフォロジー、（ｂ）はその断面を示す顕微鏡写真を示す図である。
【図６】図５に示す単結晶ＳｉＣの表面のＡＦＭ像を示す図である。（ａ）は、表面モフォロジー、（ｂ）はその断面を示すＡＦＭ像を示す図である。
【図７】本実施形態例に係る単結晶ＳｉＣの成長過程におけるステップバンチング機構を説明するための図である。
【符号の説明】
【００５７】
１  熱処理炉
２  加熱室
３  予備加熱室
４  前室
５  密閉容器
５ａ  上容器
５ｂ  下容器
６  加熱手段
７  ゲートバルブ
８  テーブル
９  サセプタ
１０  移動手段
１１  加熱ヒータ
１２  反射鏡