(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
基底面が非極性面であり、前記基底面が面極性を有する表面(以下、極性部分表面という)を部分的に有する化合物単結晶基体であって、前記極性部分表面は、前記基底面より表面エネルギーが高い極性部分であることを特徴とする化合物単結晶基体。
【請求項２】
基底面が非極性面であり、前記基底面が面極性を有する表面(以下、極性部分表面という)を部分的に有する化合物単結晶基体であって、
前記基体は、前記基体と同一または異なる化合物単結晶を製造するために用いられ、かつ
前記極性部分表面への前記化合物単結晶の成長速度は、前記基底面への前記化合物単結晶の成長速度より遅いことを特徴とする化合物単結晶基体。
【請求項３】
前記化合物単結晶基体がIV-IV族化合物、III-V族化合物、またはII-VI族化合物である請求項１または２に記載の化合物単結晶基体。
【請求項４】
前記化合物単結晶基体が立方晶であり、基底面が[001]面であり、極性部分表面が[111]面である請求項１または２に記載の化合物単結晶基体。
【請求項５】
前記化合物単結晶基体が六方晶であり、基底面が[1,1,-2,0]または[1,-1,0,0]面であり、極性部分表面が[0001]面である請求項１または２に記載の化合物単結晶基体。
【請求項６】
前記化合物単結晶基体が立方晶の炭化珪素であり、基底面が[001]面であり、極性部分表面が(111)Si面である請求項１または２に記載の化合物単結晶基体。
【請求項７】
前記化合物単結晶基体が立方晶の窒化ガリウムであり、基底面が[001]面であり、極性部分表面が(111)Ga面である請求項１または２に記載の化合物単結晶基体。
【請求項８】
前記化合物単結晶基体が六方晶の炭化珪素であり、基底面が[1,1,-2,0]または[1,-1,0,0]面であり、極性部分表面が(0001)Si面である請求項１または２に記載の化合物単結晶基体。
【請求項９】
前記化合物単結晶基体が六方晶の窒化ガリウムであり、基底面が[1,1,-2,0]または[1,-1,0,0]面であり、極性部分表面が(0001)Ga面である請求項１または２に記載の化合物単結晶基体。
【請求項１０】
基底面が非極性面であり、前記基底面が極性部分表面を部分的に有する化合物単結晶基板の前記基底面上に、基底面の法線方向に前記化合物単結晶をエピタキシャル成長させる工程、及び、成長した化合物単結晶層を基底面と平行に切断するか、または少なくとも前記基板を除去して、表面エネルギーの最も高い極性部分表面のみを部分的に有する非極性面が基底面である化合物単結晶片を得る工程を含む、請求項１、３〜９記載のいずれか１項に記載の化合物単結晶基体を製造する方法。
【請求項１１】
基底面が非極性面であり、前記基底面が極性部分表面を部分的に有する化合物単結晶基板の前記基底面上に、基底面の法線方向に前記化合物単結晶をエピタキシャル成長させる工程、及び、成長した化合物単結晶層を基底面と平行に切断するか、または少なくとも前記基板を除去して、化合物単結晶の成長速度が基底面より遅い極性部分表面のみを部分的に有する非極性面が基底面である化合物単結晶片を得る工程を含む、請求項２〜９記載のいずれか１項に記載の化合物単結晶基体を製造する方法。
【請求項１２】
基底面が非極性面であり、前記基底面が極性部分表面を部分的に有する化合物単結晶基板の前記基底面上に、基底面の法線方向に前記化合物単結晶をエピタキシャル成長させる工程（但し、前記エピタキシャル成長は成長する結晶の表面に露出する欠陥密度の膜厚増加にともなう減少傾向が少なくとも鈍化するまで行う）、及び、成長した化合物単結晶層を基底面と平行に切断するか、または少なくとも前記基板を除去して、化合物単結晶片を得る工程（但し、前記切断または前記基板の除去は、前記欠陥密度の減少傾向が鈍化した以降の結晶部分で行う）、請求項１〜９記載のいずれか１項に記載の化合物単結晶基体を製造する方法。
【請求項１３】
請求項１〜９のいずれか一項に記載の化合物単結晶基体の基底面上に、前記基体と同種または異種の化合物単結晶層を有する積層体であって、前記化合物単結晶層を構成する単結晶は前記基体と同種の結晶性及び空間格子を有し、非極性基底面を有し、かつ該非極性基底面は、面極性を有する部分表面の占有面積が全基底面の面積の0.1%以下であることを特徴とする積層体。
【請求項１４】
請求項１〜９のいずれか一項に記載の化合物単結晶基体、または請求項１０〜１２のいずれか１項に方法で製造された化合物単結晶基体の基底面上に、前記単結晶基体を構成する化合物と同種または異種の化合物単結晶層をエピタキシャル成長させることを特徴とする化合物単結晶積層体の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明はパワー半導体デバイス、発光デバイス、集積回路などの半導体デバイスに基板として用いられる化合物単結晶基体及びその製造方法、並びに上記化合物単結晶基体を用いた積層体及びその製造方法に関する。特に、本発明は、半導体デバイス製造の際の歩留まりとその特性向上の面で好ましい低欠陥密度の化合物単結晶基体、その製造方法及びその使用方法を提供するのである。
【０００２】
【従来の技術および発明が解決しようとする課題】
従来、半導体デバイス用の基板は、例えば、化合物半導体結晶をインゴットとして製造する。インゴットの製造方法としては、例えば、水平ブリッジマン法、チョコラルスキー法、昇華法、ゾーンメルティング法などが広く用いられている。得られたインゴットは、板状に切断され、外形加工や表面研磨をおこなった後に半導体ウエハーとして供されるのが一般的である。 また、高性能の半導体デバイスを製造する際には、これらインゴットから加工された化合物半導体基板上に結晶欠陥や不純物濃度の低い膜をエピタキシャル成長させる。
【０００３】
また、化合物半導体をインゴットとして製造することが困難である場合や、大面積のインゴットを得ることが技術的・コスト的に難しい場合もある。このような場合には、Si基板など比較的入手しやすい半導体ウエハーを用い、このウエハー上に所望の化合物半導体結晶のエピタキシャル層を形成させる手段（ヘテロエピタキシー）が採用されることもある。
【０００４】
しかしながら、ヘテロエピタキシーにおいては基板結晶とその上層に成長する結晶との格子定数に不整合が生ずる。そのため、この不整合に由来する結晶欠陥が基板結晶とその上層に成長する結晶との界面より発生する。 特に、化合物半導体結晶においては、構成元素の積層順序が反転した領域間の境界に発生する面欠陥（反位相領域境界面）が発生したり、結晶が部分的に回転した欠陥（双晶）など、単一元素から成る結晶よりも多様な結晶欠陥が発生する。 このような結晶欠陥は、半導体デバイスの製造にあたっては、たとえば降伏電圧の低下や漏洩電流の増大をもたらすため、極力低減されなければならない。しかしながら、化合物単結晶成長の際には特に、表面エネルギーの低い面欠陥が優先的に成長してしまうため、これらを解消することはこれまで困難であった。
【０００５】
一方、同種の結晶を成長するホモエピタキシャル成長の場合であっても、成長基板が伝搬性の面欠陥（たとえば、表面に露出した極性面の表面エネルギーが低い場合）がホモエピタキシャル成長層に伝播してしまい、パワー半導体デバイスなどの下地として良好なホモエピタキシャル成長層を得ることが困難であった。
【０００６】
たとえば、Si基板上に炭化珪素（SiC）をヘテロエピタキシャル成長させる際には SiC膜内に面欠陥（反位相領域境界面や双晶）が発生する。これらの面欠陥を低減する方法として、成長基板上に成長領域を設ける工程と、この成長領域に炭化珪素単結晶をその厚さが、基板の成長面方位に固有な厚さと同一またはそれ以上になるように成長させる工程からなる方法が提案されている（特公平6-41400号公報）。しかしながら、SiC中に含まれる2種類の反位相領域どうしは、SiCの膜厚増加に対して、互いに直交した方位へと拡大する特性を有している。そのため、いかにヘテロエピタキシャル成長を続けても反位相領域境界面を効果的に低減することはできなかった。
【０００７】
結晶格子の不整合を解消する手段として、基板とその上の成長層との中間の格子定数を有する新たな層（バッファー層）を介在させる手段もある。しかし、たとえばSi基板上にSiCを成長させる場合などでは、バッファー層となり得る適当な物質は知られていない。その結果、Si基板上に直接SiCを成長させる場合には20%もの格子定数の不整合が発生し、これがSiCエピタキシャル成長層内の面欠陥の主要因となっていた。
【０００８】
一方、窒化ガリウム（GaN）の結晶成長においては、異種基板間に発生する高密度の結晶欠陥を解消するために、成長工程の途中で一旦GaNの成長を阻む層を設けることが行われている。そして、この成長阻止層に部分的に設けた開口部より選択的に成長したGaNが開口部上で横方向に成長することを利用して、縦方向に成長する結晶欠陥を低減すること提案されている（米国特許6,051,849号）。しかしながら、この方法では、GaN成長阻止層の形成とそれに対する開口工程が必要となり、製造コストの増大をもたらす。また、開口部上のGaNには、結晶欠陥がそのまま伝播する性質があるため、結晶欠陥の完全解消には至らなかった。
【０００９】
そこで本発明は、エピタキシャル成長用の基材であって、エピタキシャル成長以外の付加的な工程を必要とせず、かつエピタキシャル成長させた結晶内に生じる反位相領域境界面や双晶のような面欠陥を低減し得る化合物半導体結晶基材及びその製造方法を提供することを目的とする。
さらに本発明は、上記化合物半導体結晶基材を用いた積層体及びその製造方法を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決する本発明は以下のとおりである。[請求項１］基底面が非極性面であり、前記基底面が面極性を有する表面(極性部分表面)を部分的に有する化合物単結晶基体であって、前記極性部分表面は、前記基底面より表面エネルギーが高い極性部分であることを特徴とする化合物単結晶基体。[請求項２］前記化合物がIV-IV族化合物、III-V族化合物、またはII-VI族化合物である請求項１に記載の化合物単結晶基体。[請求項３］前記化合物単結晶が立方晶であり、基底面が[001]面であり、極性部分表面が[111]面である請求項１に記載の化合物単結晶基体。[請求項４］前記化合物単結晶が六方晶であり、基底面が[1,1,-2,0]または[1,-1,0,0]面であり、極性部分表面が[0001]面である請求項１に記載の化合物単結晶基体。[請求項５］前記化合物単結晶が立方晶の炭化珪素であり、基底面が[001]面であり、極性部分表面が(111)Si面である請求項１に記載の化合物単結晶基体。[請求項６］前記化合物単結晶が立方晶の窒化ガリウムであり、基底面が[001]面であり、極性部分表面が(111)Ga面である請求項１に記載の化合物単結晶基体。[請求項７］前記化合物単結晶が六方晶の炭化珪素であり、基底面が[1,1,-2,0]または[1,-1,0,0]面であり、極性部分表面が(0001)Si面である請求項１に記載の化合物単結晶基体。[請求項８］前記化合物単結晶が六方晶の窒化ガリウムであり、基底面が[1,1,-2,0]または[1,-1,0,0]面であり、極性部分表面が(0001)Ga面である請求項１に記載の化合物単結晶基体。[請求項９］基底面が非極性面であり、前記基底面が極性部分表面を部分的に有する化合物単結晶基板の前記基底面上に、基底面の法線方向に前記化合物単結晶をエピタキシャル成長させる工程、及び、成長した化合物単結晶層を基底面と平行に切断するか、または少なくとも前記基板を除去して、表面エネルギーの最も高い極性部分表面のみを部分的に有する非極性面が基底面である化合物単結晶片を得る工程を含む、請求項１〜8記載のいずれか１項に記載の化合物単結晶基体を製造する方法。[請求項１０］請求項１〜８のいずれか一項に記載の化合物単結晶基体の基底面上に、前記基体と同種または異種の化合物単結晶層を有する積層体であって、前記化合物単結晶層を構成する単結晶は前記基体と同種の結晶性及び空間格子を有し、非極性基底面を有し、かつ該非極性基底面は、面極性を有する部分表面の占有面積が全基底面の面積の0.1%以下であることを特徴とする積層体。[請求項１１］請求項１〜８のいずれか一項に記載の化合物単結晶基体の基底面上に、前記単結晶基体を構成する化合物と同種または異種の化合物単結晶層をエピタキシャル成長させることを特徴とする化合物単結晶積層体の製造方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】
本発明の化合物単結晶基体は、基底面が非極性面であり、前記基底面が面極性を有する表面(極性部分表面)を部分的に有する化合物単結晶基体であって、前記極性部分表面は、前記基底面より表面エネルギーが高い極性部分であることを特徴とする。
【００１２】
本発明の化合物単結晶基体において、基底面は非極性面である。ここで基底面とは、結晶成長の基準となる面であり、成長表面の包絡線は、基底面と平行しつつ、基底面の法線方向に成長する。
【００１３】
化合物単結晶は複数種の元素から構成される。例えば、炭化ケイ素（ＳｉＣ）であれば、ケイ素（Ｓｉ）と炭素（Ｃ）、窒化ガリウム（ＧａＮ）であれば、窒化（Ｎ）とガリウム（Ｇａ）である。そして、通常は、化合物単結晶を構成する複数種の元素の電気陰性度は異なる。そのため、例えば、上記炭化ケイ素（ＳｉＣ）や窒化ガリウム（ＧａＮ）のように２種類の元素から構成される化合物単結晶の場合、いずれか一方の元素のみが露出する面は、露出した元素の電気陰性度に依存した極性を有することになる。そのような面は極性面と呼ばれる。それに対して、化合物単結晶を構成する両方の元素が露出する面は、電気的には中性であり、このような面は、非極性面と呼ばれる。そして、本発明の化合物単結晶基体は、基底面が非極性面であり、かつ前記基底面が面極性を有する表面（極性部分表面）を部分的に有するものである。
【００１４】
本発明において、基底面として非極性面を用いるのは、極性面が非極性面に対して決して平行にならないためである。 本発明の解決するべき課題としては、表面に混在する極性面を解消することでもあるが、もし表面の極性面が基底面に平行に成長した場合、成長膜厚に伴う極性面の消滅が起こらず、面欠陥の解消が原理上不可能となるからである。
また、極性部分表面は、単結晶が欠陥を有することで不可避的に存在するものである。
【００１５】
さらに、本発明の化合物単結晶基体においては、上記極性部分表面は、前記基底面より表面エネルギーが高い極性部分である。
また、極性面には、その極性面を構成する元素の種類により、基底面より表面エネルギーが高い元素により構成される極性面と基底面より表面エネルギーが低い元素により構成される極性面とがある。本発明の化合物単結晶基体においては、極性部分表面は、基底面より表面エネルギーが高い元素により構成される、基底面より表面エネルギーが高い極性部分である。
以下この点についてさらに説明する。
【００１６】
たとえば、図1（ａ）に示す積層欠陥を含んだ化合物結晶基材11において、その基底面である非極性面12を主表面としてその上層に結晶成長を行う場合を例に説明する。化合物結晶基材11に存在する積層欠陥は、その主表面において、基底面である非極性面12とは異なった角度と極性とを有する部分的表面として露出する。部分的表面には2種類あり、一方は、主表面12よりも表面エネルギーの高い極性面13であり、他方は、主表面12よりも表面エネルギーの低い極性面14である。即ち、表面には反転した極性の部分的表面が混在している。
【００１７】
上記のような部分極性表面13及び14を有する基底面である主表面12の上に結晶成長をさせていくと、図1（ｂ）に示すように、主表面12よりも表面エネルギーの高い極性面13は、結晶成長過程における結晶核発生頻度が主表面よりも低く、そのため主表面よりも成長速度が低いことから、主表面中に埋没して消滅する。一方、表面エネルギーの低い極性面14は、結晶成長過程における結晶核発生頻度が主表面よりも高く、主表面12よりも高い結晶成長速度を有する。そのため、最終的な成長表面には、極性面14は主表面よりも突出した部分的表面として残留してしまう。いつまで結晶成長を続けてもこの状態は続き、積層欠陥を解消することはできない。
【００１８】
これに対し、本発明では、化合物単結晶基材21は、図２（ａ）に示すように、その表面が非極性の基底面（主表面）22と、この基底面（主表面）22と平行ではなく、かつ主表面22よりも高い表面エネルギーを有する極性面23のみによって構成される。表面エネルギーの高い極性面23は、非極性面（主表面）よりも結晶成長速度が低い。そのため、図２（ｂ）に示されるように、本発明の化合物単結晶基材では、結晶成長に伴って極性面23が非極性面22に埋没してしまう。さらに、結晶欠陥表面の極性面23は、基底面である主表面(非極性面)と平行ではないため、結晶成長に伴って非極性面に埋没した後にその開口部は閉塞される。その結果、得られた単結晶は、デバイス製造時に弊害となる表面凹凸を有さない。
【００１９】
本発明の化合物単結晶基材を構成する化合物は、例えば、IV-IV族化合物、III-V族化合物、またはII-VI族化合物であることができる。さらに具体的には、GaAs, AlAs, InAs, GaP, GaSb, InP, InSb, ZnS, ZnSe, CdS, CdTe, HgTeなどの化合物(半導体)を挙げることができる。また、原理的に、非極性面と極性面が平行にならないため、いかなる空間格子の結晶であっても良く、例えば、立方晶、六方晶等を挙げることができる。
【００２０】
より具体的には、本発明の基体としては、以下のものを例示できる。
(1)化合物単結晶が立方晶であり、基底面が[001]面であり、極性部分表面が[111]面である基体。
(2)化合物単結晶が六方晶であり、基底面が[1,1,-2,0]または[1,-1,0,0]面であり、極性部分表面が[0001]面である基体。
(3)化合物単結晶が立方晶の炭化珪素であり、基底面が[001]面であり、極性部分表面が(111)Si面である基体。
(4)化合物単結晶が立方晶の窒化ガリウムであり、基底面が[001]面であり、極性部分表面が(111)Ga面である基体。
(5)化合物単結晶が六方晶の炭化珪素であり、基底面が[1,1,-2,0]または[1,-1,0,0]面であり、極性部分表面が(0001)Si面である基体。
(6)化合物単結晶が六方晶の窒化ガリウムであり、基底面が[1,1,-2,0]または[1,-1,0,0]面であり、極性部分表面が(0001)Ga面である基体。
【００２１】
以上説明した本発明の化合物単結晶基体は、以下に示す本発明の製造方法により製造することができる。本発明の化合物単結晶基体の製造方法は、以下の工程を含む。
（１）基底面が非極性面であり、前記基底面が極性部分表面を部分的に有する化合物単結晶の前記基底面上に、基底面の法線方向に前記化合物単結晶をエピタキシャル成長させる工程、（２）成長した化合物単結晶層を基底面と平行に切断するか、または少なくとも前記基板を除去して、表面エネルギーの最も高い極性部分表面のみを部分的に有する非極性面が基底面である化合物単結晶片を得る工程。
【００２２】
本発明の化合物単結晶基材の製造方法を図３に基づいて説明する。はじめに、(a)に示すように、面欠陥を含み、非極性面34を基底面とする基板31を用意する。この基板に含まれる面欠陥は、主表面34よりも表面エネルギーの高い極性面32と主表面34よりも表面エネルギーの低い極性面33をその主表面に形成する。この基板31の主表面上に、結晶欠陥表面の極性面の種類をコントロールすることなく基板31と同一の化合物のエピタキシャル成長を実施する。 上述のように、成長初期の表面には基底面よりも表面エネルギーの高い部分極性表面32と表面エネルギーの低い部分極性表面33が混在している。しかし、結晶成長にともない、(b)に示すように、表面エネルギーの高い部分極性表面32は基底面に平行な主表面34に埋没し、表面に残留する極性面は表面エネルギーの低い面33のみとなる。
【００２３】
(b)に示す状態の基板の主表面に、さらにエピタキシャル成長を実施しても、結晶欠陥の解消は望めない。本発明では、(c)に示すように、上記で得られたエピタキシャル成長層を基底面に平行にスライスする。成長層をスライスして得られた板状物35のスライス面36には、基底面に平行な面36と表面エネルギーの高い極性面32のみが存在することになる。なぜならば、結晶学上、反転した極性面同士は、鏡面対称の配置をとるためである。尚、結晶のスライスは公知の方法で行うことができ、例えば、ダイヤモンドソーを用いることができる。
あるいは、スライスの代わりに、少なくとも前記基板31を研磨やエッチング等により除去することで、基底面に平行な面36と表面エネルギーの高い極性面32のみが存在する材料を得ることができる。
【００２４】
上記スライスまたは研磨やエッチング等による除去等による切断は、膜厚に対する欠陥密度の減少傾向が飽和した膜厚部分において行うことが適当である。例えば、比較例に示したようなエッチピット密度変化を参考にし、エッチピット密度が一定になった膜厚以上の箇所でスライス等を行うことが適当である。このような箇所でスライス等を行うことで得られた面が有する極性部分表面は、基底面より表面エネルギーが高い極性部分のみからなる。
【００２５】
このようにエピタキシャル成長層をスライスするか、または少なくとも前記基板31を除去することで、上記本発明の基材を製造することができる。このようにして得られた基材の表面上にエピタキシャル成長を実施すれば、新表面上の極性面は基底面に平行な主表面に埋没しつつ伝播を遮られる。そのため、(d)に示すように、結晶欠陥を含まず、半導体デバイス製造に用いることのできる高品質単結晶基板37を得ることができる。
【００２６】
さらに本発明は、上記本発明の化合物単結晶基体の基底面上に、前記基体と同種または異種の化合物単結晶層を有する積層体を包含する。前記化合物単結晶層を構成する単結晶は前記基体と同種の結晶性及び空間格子を有し、前記化合物単結晶層の主表面は非極性基底面であり、かつ該非極性基底面は、該基底面と平行でない面極性を有する部分表面の占有面積が全基底面の面積の0.1%以下であることを特徴とする。この積層体は、本発明の化合物単結晶基体の基底面上に、前記単結晶基体を構成する化合物と同種または異種の化合物単結晶層をエピタキシャル成長させることで製造することができる。
【００２７】
前述のように、本発明の化合物単結晶基体は、基底面が非極性面であり、前記基底面は極性部分表面を部分的に有するが、この極性部分表面は、上記基底面と平行ではなく、かつ前記基底面より表面エネルギーが高い元素により構成される。そのため、この化合物単結晶基体の基底面（主表面）上に、基体と同種又は異種の化合物単結晶層をエピタキシャル成長させることで、前記基体と同種の結晶性及び空間格子を有し、基底面と平行でない面極性を有する部分表面（この部分表面は基底面と平行でない）の占有面積が全基底面の面積の0.1%以下である非極性基底面を主表面とする積層体が得られる。
【００２８】
積層体とすることの利点等について説明する。
（１）積層する上層の膜を厚くできない場合（例えば、膜の成長速度が低い場合や、積層する膜の厚みに制限がある場合（デバイスのオン抵抗を低減する）など、 適当な基板の上に上層を積層することで、その膜の機械的強度を出すことができる。
（２）また、たとえば、pn接合やヘテロ接合など、適当な基板の上に上層を積層した積層体とすることで、積層膜（上層）と下地（基板）との界面の作用を利用することができる。
（３）さらに、同種の化合物単結晶の場合、積層した層のほうが基板よりも結晶性が良くなるという利点がある。
尚、異種の化合物単結晶の積層体は、積層体をそのまま使用しても、基板から上層を切り離して使用してもよい。但し、 一般的には積層体はそのままで使用されることのほうが多い。
【００２９】
基体と化合物単結晶層とが、同種の化合物単結晶である場合、化合物単結晶層を構成する単結晶は基体と同種の結晶性及び空間格子を有する。
このような積層体としては、例えば、GaAs、3C-SiC、GaP、InP、GaN、InSb、の(001)面上に同種の(001)面を成長させたもの等を挙げることができる。
【００３０】
基体と化合物単結晶層とが、異種の化合物単結晶である場合にも、化合物単結晶層を構成する単結晶は基体と同種の結晶性及び空間格子を有する。ここで、空間格子とは結晶を構成する単位構造の原子配置の種類を言う。 たとえば、立方晶や六方晶などがそれにあたる。結晶性や空間格子が等しいということは、たとえば下地になる基板が立方晶（００１）面であれば、その上層にエピタキシャル成長する同種または異種の層も立方晶（００１）面であるということである。 基板が六方晶（０００１）面ならば上層も六方晶（０００１）面であり、基板が六方晶（０、０、０、−１）面ならば上層も六方晶（０、０、０、−１）面であり、基板が六方晶（１，１、−２，０）面ならば上層も六方晶（１，１、−２，０）面であり、基板が立方晶（１１１）面ならば上層も立方晶（１１１）面であり、基板が立方晶（−１,−１,１）面ならば上層も立方晶（−１,−１,−１）面である。
【００３１】
このような積層体としては、例えば、炭化珪素を基体とし、その上層として窒化ガリウム層を積層した積層体（例えば、六方晶のＳｉＣ（０００１）面を基体とし、その上層として六方晶のＧａＮ（０００１）面を積層した積層体）、立方晶のＴｉＣ（００１）面を基体とし、その上層として立方晶のＳｉＣ（００１）面を積層した積層体等を挙げることができる。
【００３２】
本発明の基板を用いれば、たとえば、その主表面が存在する面の全表面積に対する極性面の占有面積が0.1%以下という鏡面の化合物結晶が得られる。また、本発明の基板を用いれば、基板表面に露出する結晶欠陥密度が0.1/cm2以下といった化合物半導体基板を製造することができる。さらに、得られた化合物半導体基板上に1cm2の面積を有する半導体デバイスを製造した際にも、その歩留まりは90%以上となる。
【００３３】
さらに、製造した半導体デバイスの逆方向耐圧が、従来の基板に比べて一桁以上向上したり、漏洩電流が2桁以上減少する。たとえば、ショットキーバリアダイオードの場合、本発明の化合物半導体表面にショットキーコンタクトが形成され、化合物半導体表面の10μm程度の深さまでがデバイスの活性層（逆方向のバイアスを印加したさいに空乏層の延びる深さ）となる。 その際、活性層から下地まで欠陥が伸びていると、部分的に空乏層内に電流のパスが発生してしまい、本来空乏層幅で決まるべき逆方向耐圧（降伏電圧）が低下してしまったり、逆方向印加時に本来流れるべきではない逆方向電流が流れてしまう。 漏洩電流は空乏層内の欠陥密度に比例すると考えられるが、本発明は、化合物半導体表面の欠陥を従来品（比較例）に比べて2桁以下まで減少させるため、漏洩電流は2桁以下に低減可能である。 また、極性面を有する欠陥を含まないということは、表面の凹凸が少ないということであり、逆方向印加時に角部での電界集中が起こらなくなることからも、逆方向耐圧の向上が実現される。
【００３４】
【実施例】
以下、比較例と実施例に基づき本発明をさらに具体的に説明する。
比較例１Si(001)面を基板とし、5%希フッ酸処理を10分施した後に、SiCの成長を実施した。 SiCの成長は、基板表面の炭化工程と原料ガス交互供給によるSiC成長工程に分けられる。炭化工程では、アセチレン雰囲気中で上記加工済みの基板を室温から1050℃まで120分間かけて加熱した（表１参照）。この炭化工程において、Si基板上には多核成長により約10nmの3C-SiCが形成する。この際、3C-SiCは基板Siの結晶性を引き継ぐため、その非極性面である(001)面はSi(001)面と平行関係をもつ。 ただし、3C-SiC(111)面（Si面）と3C-SiC(-1,-1,-1)面（C面）はそれぞれSi[111]面に平行となる4方位へ同一の確率で配向するため、表2に示すSiC成長工程（1050℃にてジクロルシランとアセチレンとを交互に基板表面に暴露し、SiCの成長）では3C-SiC(111)面（Si面）と3C-SiC(-1,-1,-1)面（C面）の境界層（APB、反位相領域境界面）がSi[111]方位に沿って伝播する。 また、炭化工程時点で形成した3C-SiC内部には高密度の双晶も含まれている。 この場合、(001)表面に露出した双晶は(001)面と16゜程度の角度で交わるファセット（基底面の[115]面に相当）を形成しつつ、3C-SiC(111)面（Si面）または3C-SiC(-1,-1,-1)面（C面）のステップとして表面に露出する。 しかしながら、3C-SiC(-1,-1,-1)面（C面）の露出部分は3C-SiC(001)面や3C-SiC(111)面（Si面）よりも表面エネルギーが低いため、局部的に高い成長速度を示す。 一方、3C-SiC(111)面（Si面）は非極性面である3C-SiC(001)面よりも成長速度が低いため、成長にともなって消失する。したがって、ある程度成長した3C-SiC表面の極性面としては3C-SiC(-1,-1,-1)面（C面）のみが残留する。ただし、これら3C-SiC(-1,-1,-1)面（C面）は Si(001)基板上において[110]方位、[1,-1,0]方位、[-1,-1,0]方位、そして[-1,-1,0]方位に同様の確率で配向するため、膜厚を如何に増加させても完全には解消しない。
【００３５】
【表１】
0003761418.tif 000002
【００３６】
【表２】
0003761418.tif 000003
【００３７】
したがって、たとえばガスの供給サイクルにより3C-SiCの膜厚を変化させても、表３に示すように、表面に露出した面欠陥の減少傾向は鈍化する。 この際の表面に露出した面欠陥は、成長した表面に500℃の溶融KOHを5分間接触させた際に発生するエッチピット密度（光学顕微鏡でカウント）として観測した。
【００３８】
さらに、このようにして形成した300μmの3C-SiC上に200μmφのNi電極を蒸着し、Ni/3C-SiCショットキーコンタクト特性を測定したが、逆方向の降伏電圧は3V、理想係数1.8、逆方向１V印加時の漏洩電流は0.3mA/cm2と、不十分な特性が得られた。
【００３９】
【表３】
0003761418.tif 000004
【００４０】
実施例１
比較例１を用いて300μmまで成長した3C-SiCを基底面であるSi(001)に平行な面に沿って切断した。切断の際には、ダイヤモンドソーを用い、切断位置は3C-SiC/Si界面から3C-SiC側に[001]方位に100μm隔たった位置である。すなわち、この切断表面の面欠陥密度は表３に示された膜厚100μmの値に等しく、7×106 /cm2である。このようにして切断した3C(001)面の切断面をダイヤモンドスラリーで研磨し、(001)表面を露出させ、これを新たな表面とした。この際、3C-SiC(-1,-1,-1)面（C面）と、3C-SiC(111)面（Si面）は結晶学的に対向する関係に有るため、新たな3C-SiC表面に露出する極性面は、表面エネルギーの高い3C-SiC(111)面（Si面）に統一される。この表面を用いて、再度表２の条件で3C-SiCの成長を実施したところ、初期膜厚からの増加分の膜厚（Δt）に対して、表面の面欠陥は表５に示すように、顕著な減少傾向を示し,トータル膜厚205μmで面欠陥は完全に消失した。ただし、面欠陥密度の測定方法は、比較例１と同様である。
【００４１】
【表４】
0003761418.tif 000005
【００４２】
さらに、このようにして形成した3C-SiC上に200μmφのNi電極を蒸着し、Ni/3C-SiCショットキーコンタクト特性を測定したが、逆方向の降伏電圧は1100V、理想係数1.11、逆方向10V印加時の漏洩電流は10nA/cm2と、良好なダイオード特性が得られた。
以上の結果により、半導体装置製造用の高品質3C-SiC基板作製に関して、本発明の効果が確認された。
【００４３】
比較例2
Si(001)面上に100μm成長した3C-Si(001)表面（欠陥密度7×106）を基板とし、この表面を5%希フッ酸処理を10分施した後に、立方晶GaNの成長を実施した。 GaNの成長には減圧のMOCVD装置を用い、成長温度は1000℃にて、トリメチルガリウム(Ga(CH3)3)およびアンモニア(NH3)をそれぞれ、10sccm,50sccmで導入し、300sccmのH2で希釈しつつ、100mTorrの減圧下で成長を実施した。成長速度は1.5μm/hourであり、成長時間により立方晶GaNの膜厚を変化させた。この際、立方晶GaN(111)面（Ga面）と立方晶GaN(-1,-1,-1)面（N面）はそれぞれSi[111]面に平行となる4方位へ同一の確率で配向するため、成長時にはGaN(111)面（Ga面）とGaN(-1,-1,-1)面（N面）の境界層（APB、反位相領域境界面）がSi[111]方位に沿って伝播する。 また、SiC/GaN界面で発生した高密度の双晶も同様に[111]面に平行に伝播する。この場合、(001)表面に露出したGaN双晶は(001)面と16゜程度の角度で交わるファセット（基底面の[115]面に相当）を形成しつつ、GaN(111)面（Ga面）またはGaN(-1,-1,-1)面（N面）のステップとして表面に露出する。しかしながら、GaN(-1,-1,-1)面（N面）の露出部分はGaN(001)面やGaN(111)面（Ga面）よりも表面エネルギーが低いため、局部的に高い成長速度を示す。
【００４４】
一方、GaN(111)面（Ga面）は非極性面であるGa(001)面よりも成長速度が低いため、成長にともなって消失する。 したがって、ある程度成長したGaN表面の極性面としてはGaN(-1,-1,-1)面（Ga面）のみが残留することになり、面欠陥同士の会合確率が減少し、表5に示すように膜厚に対する面欠陥の解消効果は鈍化する。ただし、立方晶GaN表面の面欠陥密度は、80℃のリン酸中で2時間エッチングした際に発生するエッチピットを光学顕微鏡でカウントすることにより求めた。
【００４５】
【表５】
0003761418.tif 000006
【００４６】
さらに、このようにして300μmの厚さまで成長した立方晶GaN表面に200μmφのPt電極を蒸着し、Pt/GaNショットキーコンタクト特性を測定したが、逆方向の降伏電圧は20V、理想係数1.58、逆方向１V印加時の漏洩電流は0.2mA/cm2と、不十分なダイオード特性が得られた。
【００４７】
実施例２
比較例2を用いて300μmまで成長した立方晶GaNを基底面であるSi(001)に平行な面に沿って切断した。切断の際には、ダイヤモンドソーを用い、切断位置はGaN/3C-SiC界面から立方晶GaN側に[001]方位に100μm隔たった位置である。すなわち、この切断表面の面欠陥密度は表5に示された膜厚100μmの値に等しく、1.3×108/cm2である。このようにして切断した立方晶GaN(001)面の切断面を研磨し、(001)表面を露出させ、これを新たな表面とした。この際、立方晶GaN(-1,-1,-1)面（N面）と、立方晶GaN(111)面（Ga面）は結晶学的に対向する関係に有るため、新たな立方晶GaN表面に露出する極性面は、表面エネルギーの高い立方晶GaN(111)面（Ga面）に統一される。この表面を用いて、再度比較例２の条件で立方晶GaNの成長を実施したところ、初期膜厚からの増加分の膜厚（Δt）に対して、表面の面欠陥は表6に示すように、減少傾向を示し,トータル膜厚234μmで面欠陥は完全に消失した。ただし、本実施例における立方晶GaN表面の面欠陥密度は、比較例２と同様な手段で求めた。
【００４８】
【表６】
0003761418.tif 000007
【００４９】
さらに、このようにして140μmの厚さまで成長した立方晶GaN表面に200μmφのPt電極を蒸着し、Pt/GaNショットキーコンタクト特性を測定したところ、逆方向の降伏電圧は480V、理想係数1.22、逆方向10V印加時の漏洩電流は32nA/cm2と、良好なダイオード特性が得られた。
以上の結果により、立方晶GaNの成長に関して、本発明の効果が確認された。
【００５０】
比較例３
昇華法により作製された(1,1、-2,0)面を基底面とする4H-SiCを基板とし、この表面に4H-SiCのホモエピタキシャル成長を実施した。ただし、初期の4H-SiC表面には3.6x107/cm2の面欠陥が露出している。この4H-SiC表面に、表２の条件を用いて4H-SiCのホモエピタキシャル成長をおこないつつ、膜厚増加分（Δt）に対する面欠陥密度の変化を、比較例１と同様な手段で測定した。表7に示すように、本比較例では膜厚増加に対する面欠陥の解消効果は緩慢であり、100μmまでホモエピタキシャル成長したにもかかわらず、表面の面欠陥は3.1×107/cm2であった。
【００５１】
【表７】
0003761418.tif 000008
【００５２】
さらに、このようにして500μmの厚さまで成長した４H-SiCホモエピタキシャル成長層表面に200μmφのAu電極を蒸着し、Au/４H-SiCショットキーコンタクト特性を測定したが、逆方向の降伏電圧は8V、理想係数1.75、逆方向１V印加時の漏洩電流は0.2mA/cm2と、不十分なダイオード特性が得られた。
【００５３】
実施例３
比較例３を用いて100μmまで成長した4H-SiCを基底面である(1,1,-2,0)面に平行な面に沿って切断した。切断の際には、ダイヤモンドソーを用い、切断位置は成長界面からホモエピタキシャル4H-SiC側に[1,1,-2,0]方位に100μm隔たった位置である。すなわち、この切断表面の面欠陥密度は表7に示された値3.1×107 /cm2である。このようにして切断した4H-SiC(1,1,-2,0)面の切断面をダイヤモンドスラリーで研磨し、これを新たな表面とした。この際、4H-SiC(0,0,0,-1)面（C面）と、4H-SiC(0001)面（Si面）は結晶学的に対向する関係に有るため、新たな4H-SiC表面に露出する主表面と非平行な極性面は、表面エネルギーの高い4H-SiC(0001)面（Si面）に統一される。この表面を用いて、再度表２の条件で4H-SiCの成長を実施したところ、初期膜厚からの増加分の膜厚（Δt）に対して、表面の面欠陥は表8に示すように、顕著な減少傾向を示し,Δｔ=4μｍで面欠陥は完全に消失した。 ただし、面欠陥密度の測定方法は、比較例１と同様である。
【００５４】
【表８】
0003761418.tif 000009
【００５５】
さらに、このようにして形成した4H-SiC（Δt=5μm）上に200μmφのAu電極を蒸着し、Au/４H-SiCショットキーコンタクト特性を測定したが、逆方向の降伏電圧は3700V、理想係数1.08、逆方向10V印加時の漏洩電流は10nA/cm2と、良好なダイオード特性が得られた。
以上の結果により、半導体装置製造用の高品質4H-SiC基板作製に関して、本発明の効果が確認された。
【００５６】
比較例４
昇華法により作製された(1,1、-2,0)面を基底面とする4H-SiCを基板とし、この4H-SiC表面に、比較例2の条件を用いて六方晶GaNのヘテロエピタキシャル成長をおこないつつ、膜厚増加分（Δt）に対する面欠陥密度の変化を、比較例2と同様な手段で測定した。表9に示すように、本比較例では膜厚増加に対する面欠陥の解消効果は緩慢であり、300μmまでエピタキシャル成長したにもかかわらず、表面の面欠陥は1.7×107/cm2であった。
【００５７】
【表９】
0003761418.tif 000010
【００５８】
さらに、このようにして300μmの厚さまで成長した六方晶GaN成長層表面に200μmφのPt電極を蒸着し、Pt/六方晶GaNショットキーコンタクト特性を測定したが、逆方向の降伏電圧は12V、理想係数1.91、逆方向１V印加時の漏洩電流は0.7mA/cm2と、不十分なダイオード特性が得られた。
【００５９】
実施例４
比較例４を用いて300μmまで成長した六方晶GaNを基底面である(1,1,-2,0)面に平行な面に沿って切断した。切断の際には、ダイヤモンドソーを用い、切断位置は成長界面からヘテロエピタキシャル六方晶GaN側に[1,1,-2,0]方位に100μm隔たった位置である。すなわち、この切断表面の面欠陥密度は表10示された値1.8×107 /cm2である。このようにして切断した六方晶GaN (1,1,-2,0)面の切断面をダイヤモンドスラリーで研磨し、これを新たな表面とした。この際、六方晶GaN(0,0,0,-1)面（N面）と、六方晶GaN (0001)面（Ga面）は結晶学的に対向する関係に有るため、新たな六方晶GaN表面に露出する主表面と非平行な極性面は、表面エネルギーの高い六方晶GaN (0001)面（Ga面）に統一される。この表面を用いて、再度比較例２の条件で六方晶GaNの成長を実施したところ、初期膜厚からの増加分の膜厚（Δt）に対して、表面の面欠陥は表10に示すように、顕著な減少傾向を示し、Δｔ=8μｍで面欠陥は完全に消失した。ただし、面欠陥密度の測定方法は、比較例2と同様である。
【００６０】
【表１０】
0003761418.tif 000011
【００６１】
さらに、このようにして形成した六方晶GaN（Δt=10μm）上に200μmφのPt電極を蒸着し、Pt/六方晶GaNショットキーコンタクト特性を測定したが、逆方向の降伏電圧は1200V、理想係数1.25、逆方向10V印加時の漏洩電流は10nA/cm2と、良好なダイオード特性が得られた。
以上の結果により、半導体装置製造用の高品質六方晶GaN基板作製に関して、本発明の効果が確認された。
【００６２】
比較例５
比較例１を用いて300μmまで成長した3C-SiCを基底面とし、この表面を5%希フッ酸処理を10分施した後に、立方晶GaNの成長を実施した。GaNの成長には減圧のMOCVD装置を用い、成長温度は1000℃にて、トリメチルガリウム(Ga(CH3)3)およびアンモニア(NH3)をそれぞれ、10sccm及び50sccmで導入し、300sccmのH2で希釈しつつ、100mTorrの減圧下で成長を実施した。成長速度は1.5μm/hourであり、成長時間により立方晶GaNの膜厚を変化させた。この際、3C-SiC(-1,-1,-1)（C面）が基板表面に部分的に存在しており、このC面には立方晶GaN(-1,-1,-1)面（Ga面）が優先的に成長する。このため、基板である３C-SiCの双晶表面（C面）はGaN層にも引き継がれ、3C-SiC同様に[111]面に平行に伝播する。この場合、(001)表面に露出したGaN双晶は(001)面と16゜程度の角度で交わるファセット（基底面の[115]面に相当）を形成しつつ、GaN(111)面（Ga面ステップとして表面に露出する。しかしながら、GaN(-1,-1,-1)面（N面）の露出部分はGaN(001)面やGaN(111)面（Ga面）よりも表面エネルギーが低いため、局部的に高い成長速度を示す。したがって、面欠陥同士の会合確率が減少し、表11に示すように膜厚に対する面欠陥の解消効果は鈍化する。ただし、立方晶GaN表面の面欠陥密度は、80℃のリン酸中で2時間エッチングした際に発生するエッチピットを光学顕微鏡でカウントすることにより求めた。
【００６３】
【表１１】
0003761418.tif 000012
【００６４】
さらに、このようにして300μmの厚さまで成長した立方晶GaN表面に200μmφのPt電極を蒸着し、Pt/GaNショットキーコンタクト特性を測定したが、逆方向の降伏電圧は20V、理想係数1.58、逆方向１V印加時の漏洩電流は0.2mA/cm2と、不十分なダイオード特性が得られた。
【００６５】
実施例５
比較例１を用いて300μmまで成長した3C-SiCを基底面であるSi(001)に平行な面に沿って切断した。切断の際には、ダイヤモンドソーを用い、切断位置は3C-SiC/Si界面から3C-SiC側に[001]方位に100μm隔たった位置である。すなわち、この切断表面の面欠陥密度は表３に示された膜厚100μmの値に等しく、7×106 /cm2である。このようにして切断した3C(001)面の切断面をダイヤモンドスラリーで研磨し、(001)表面を露出させ、これを新たな表面とした。この際、基板表面には3C-SiC(111)（Si面）が基板表面に存在しており、このSi面には立方晶GaN(111)面（Ga面）が優先的に成長する。しかしながら、GaN(111)面（Ga面）の表面露出部分はGaN(001)面よりも表面エネルギーが低いため、局部的に低い成長速度を示す。したがって、GaN成長に伴い、GaN(001)面に埋没し、表12に示すように膜厚に対する面欠陥の解消効果は鈍化する。ただし、立方晶GaN表面の面欠陥密度は、80℃のリン酸中で2時間エッチングした際に発生するエッチピットを光学顕微鏡でカウントすることにより求めた。
【００６６】
【表１２】
0003761418.tif 000013
【００６７】
さらに、このようにして300μmの厚さまで成長した立方晶GaN表面に200μmφのPt電極を蒸着し、Pt/GaNショットキーコンタクト特性を測定したが、逆方向の降伏電圧は540V、理想係数1.16、逆方向１0V印加時の漏洩電流は21nA/cm2と、良好なダイオード特性が得られた。以上の結果により、3C-SiC基板上の立方晶GaN成長に関して、本発明の効果が確認された。
【００６８】
なお、本実施例ではSiCおよびGaNを例に本発明を説明した。しかし、その欠陥による極性面の一方が非極性面よりも表面エネルギーが高く、もう一方の極性面の表面エネルギーが非極性面のそれよりも低いという関係を有する化合物単結晶である限り、本発明の基板を得ることができる。
尚、単結晶表面の極性面は、たとえば極性面ごとの付着係数の比を測定したり、表面電位走査型顕微鏡を用いるなどの手段を用いることで、実験的に見出すことができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】積層欠陥を含んだ化合物結晶基材の基底面（非極性面、主表面）に結晶成長を行う場合の説明図。
【図２】本発明の化合物単結晶基材の表面に結晶成長を行う場合の説明図。
【図３】本発明の化合物単結晶基材の製造方法についての説明図。
【符号の説明】
11 化合物結晶基材
12 基底面である非極性面
13 主表面12よりも表面エネルギーの高い極性面
14 主表面12よりも表面エネルギーの低い極性面
21 化合物単結晶基材
22 非極性の基底面（主表面）
23 表面エネルギーの高い極性面
31 面欠陥を含み、非極性面34を基底面とする基板
32 主表面34よりも表面エネルギーの高い極性面
33 主表面34よりも表面エネルギーの低い極性面
34 基底面に平行な主表面
35 成長層をスライスして得られた板状物
36 基底面に平行な面
37 結晶欠陥を含まない高品質単結晶基板
【図１】
0003761418.tif 000014
【図２】
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【図３】
0003761418.tif 000016