JPH0321519B2 - - Google Patents
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- JPH0321519B2 JPH0321519B2 JP60134721A JP13472185A JPH0321519B2 JP H0321519 B2 JPH0321519 B2 JP H0321519B2 JP 60134721 A JP60134721 A JP 60134721A JP 13472185 A JP13472185 A JP 13472185A JP H0321519 B2 JPH0321519 B2 JP H0321519B2
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- silicon carbide
- crystal
- single crystal
- substrate
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B25/00—Single-crystal growth by chemical reaction of reactive gases, e.g. chemical vapour-deposition growth
- C30B25/02—Epitaxial-layer growth
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
- C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
- C30B29/36—Carbides
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- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
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- General Chemical & Material Sciences (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
＜産業上の利用分野＞
本発明はα型炭化珪素（SiC）の単結晶基板を
製造する方法に関するものである。
製造する方法に関するものである。
＜従来の技術＞
炭化珪素は広い禁制帯幅（2.2〜3.3eV）を有
し、また熱的、化学的及び機械的に極めて安定な
性質を示す半導体材料であり放射線損傷にも強い
という優れた特徴をもつている。また、広い禁制
帯幅をもつ半導体としては珍らしく、ｐ型及びｎ
型の両導電型共安定に存在する材料である。従つ
て可視光短波長用発光受光素子、高温動作素子、
大電力用素子、高信頼性半導体素子、耐放射線素
子等の半導体材料として有望視されている。ま
た、従来の半導体材料を用いた素子では困難な環
境下でも使用可能となり、半導体デバイスの応用
範囲を著しく拡大し得る材料である。他の広い禁
制帯幅をもつ半導体材料例えば〜族化合物半
導体や〜族化合物半導体が一般に重金属をそ
の主成分に含有し、このために公害と資源の問題
を伴なうのに対して、炭化珪素はこれらの両問題
より開放されている点からも電子材料として有望
視されるものである。
し、また熱的、化学的及び機械的に極めて安定な
性質を示す半導体材料であり放射線損傷にも強い
という優れた特徴をもつている。また、広い禁制
帯幅をもつ半導体としては珍らしく、ｐ型及びｎ
型の両導電型共安定に存在する材料である。従つ
て可視光短波長用発光受光素子、高温動作素子、
大電力用素子、高信頼性半導体素子、耐放射線素
子等の半導体材料として有望視されている。ま
た、従来の半導体材料を用いた素子では困難な環
境下でも使用可能となり、半導体デバイスの応用
範囲を著しく拡大し得る材料である。他の広い禁
制帯幅をもつ半導体材料例えば〜族化合物半
導体や〜族化合物半導体が一般に重金属をそ
の主成分に含有し、このために公害と資源の問題
を伴なうのに対して、炭化珪素はこれらの両問題
より開放されている点からも電子材料として有望
視されるものである。
炭化珪素には多くの結晶構造（polytype、多形
と称される）が存在し、大きくα型の炭化珪素と
β型の炭化珪素に分けられる。β型の炭化珪素は
立方晶系（Cubic）に属する結晶構造をもち、炭
化珪素の中で2.2eVと最も禁制帯幅が小さいのに
対し、α型の炭化珪素は六方晶系（Hexagonal）
や菱面体晶系（Rhombohedral）に属する結晶構
造をもち、2.9〜3.3eVと炭化珪素の中でも大きな
禁制帯幅をもつ。このためα型炭化珪素は、その
広い禁制帯幅を利用して青色をはじめとする短波
長可視光及び近紫外光の発光素子、受光素子等の
光電変換素子材料として非常に有望視されている
半導体材料である。青色をはじめとする短波長可
視光発光素子用の有望な材料として、他に硫化亜
鉛（ZnS）、セレン化亜鉛（ZnSe）、窒化ガリウ
ム（GaN）等があるが、いずれも通常はｐ型、
ｎ型の一方の導電型の結晶しか得られず、両方の
導電型の結晶を得るには多くの困難がともなう。
これに対してα型炭化珪素はｐ型、ｎ型両導電型
の結晶を製作するのが容易でｐ−ｎ接合構造を形
成できるため、発光特性や電気的特性に優れた発
光素子、受光素子の実現が期待できる。また熱
的、化学的、機械的に極めて安定な性質をもつて
いるため、他の半導体材料に比して広範な応用領
域を開拓することができる。
と称される）が存在し、大きくα型の炭化珪素と
β型の炭化珪素に分けられる。β型の炭化珪素は
立方晶系（Cubic）に属する結晶構造をもち、炭
化珪素の中で2.2eVと最も禁制帯幅が小さいのに
対し、α型の炭化珪素は六方晶系（Hexagonal）
や菱面体晶系（Rhombohedral）に属する結晶構
造をもち、2.9〜3.3eVと炭化珪素の中でも大きな
禁制帯幅をもつ。このためα型炭化珪素は、その
広い禁制帯幅を利用して青色をはじめとする短波
長可視光及び近紫外光の発光素子、受光素子等の
光電変換素子材料として非常に有望視されている
半導体材料である。青色をはじめとする短波長可
視光発光素子用の有望な材料として、他に硫化亜
鉛（ZnS）、セレン化亜鉛（ZnSe）、窒化ガリウ
ム（GaN）等があるが、いずれも通常はｐ型、
ｎ型の一方の導電型の結晶しか得られず、両方の
導電型の結晶を得るには多くの困難がともなう。
これに対してα型炭化珪素はｐ型、ｎ型両導電型
の結晶を製作するのが容易でｐ−ｎ接合構造を形
成できるため、発光特性や電気的特性に優れた発
光素子、受光素子の実現が期待できる。また熱
的、化学的、機械的に極めて安定な性質をもつて
いるため、他の半導体材料に比して広範な応用領
域を開拓することができる。
＜発明が解決しようとする問題点＞
このように、α型炭化珪素は多くの利点や可能
性を有する材料であるにもかかわらず実用化が阻
まれているのは、生産性を考慮した工業的規模で
の量産に必要となる高品質の大面積炭化珪素基板
を得る上で、寸法、形状、品質を再現性良く制御
できる結晶成長技術が確立されていないところに
その原因がある。
性を有する材料であるにもかかわらず実用化が阻
まれているのは、生産性を考慮した工業的規模で
の量産に必要となる高品質の大面積炭化珪素基板
を得る上で、寸法、形状、品質を再現性良く制御
できる結晶成長技術が確立されていないところに
その原因がある。
従来、研究室規模でα型炭化珪素単結晶基板を
得る方法としては、黒鉛坩堝中で炭化珪素粉末を
2200〜2600℃で昇華させ、さらに再結晶させて炭
化珪素基板を得るいわゆる昇華再結晶法（レーリ
ー法と称される）、珪素又は珪素に鉄、コバルト、
白金等の不純物を混入した混合物を黒鉛坩堝で溶
融して炭化珪素基板を得るいわゆる溶液法のほ
か、研摩材料を工業的に得るために一般に用いら
れているアチエソン法により偶発的に得られる炭
化珪素基板を用いる方法等がある。これらの結晶
成長法で得られたα型炭化珪素を基板として、そ
の上に液相エピタキシヤル成長法（LPE法）や
気相成長法（CVD法）でα型炭化珪素単結晶層
をエピタキシヤル成長させてｐ−ｎ接合を形成
し、青色発光ダイオード（LED）が製作されて
いる。
得る方法としては、黒鉛坩堝中で炭化珪素粉末を
2200〜2600℃で昇華させ、さらに再結晶させて炭
化珪素基板を得るいわゆる昇華再結晶法（レーリ
ー法と称される）、珪素又は珪素に鉄、コバルト、
白金等の不純物を混入した混合物を黒鉛坩堝で溶
融して炭化珪素基板を得るいわゆる溶液法のほ
か、研摩材料を工業的に得るために一般に用いら
れているアチエソン法により偶発的に得られる炭
化珪素基板を用いる方法等がある。これらの結晶
成長法で得られたα型炭化珪素を基板として、そ
の上に液相エピタキシヤル成長法（LPE法）や
気相成長法（CVD法）でα型炭化珪素単結晶層
をエピタキシヤル成長させてｐ−ｎ接合を形成
し、青色発光ダイオード（LED）が製作されて
いる。
しかしながら、上記昇華再結晶法、溶液法では
多数の小形の単結晶を得ることはできるが、多く
の結晶核が結晶成長初期に発生する為に大型で良
質の単結晶基板を得ることが困難である。又、ア
チエソン法により偶発的に得られる炭化珪素基板
は半導体材料として使用するには純度及び結晶性
の点で問題があり、又、比較的大型のものが得ら
れても偶発的に得られるものである。このように
α型炭化珪素基板を製作するための従来の結晶成
長法は寸法、形状、品質、不純物等の制御が困難
であり、量産性を考慮した工業的規模で炭化珪素
単結晶基板を得る方法としては適当でない。上述
したように、これらの方法で得たα型炭化珪素基
板状に液相エピタキシヤル法や気相成長法で発光
ダイオードが製作されているが、大面積で高品質
のα型単結晶基板を工業的に得る方法が無いた
め、量産実用化の面では進展がみられていない。
多数の小形の単結晶を得ることはできるが、多く
の結晶核が結晶成長初期に発生する為に大型で良
質の単結晶基板を得ることが困難である。又、ア
チエソン法により偶発的に得られる炭化珪素基板
は半導体材料として使用するには純度及び結晶性
の点で問題があり、又、比較的大型のものが得ら
れても偶発的に得られるものである。このように
α型炭化珪素基板を製作するための従来の結晶成
長法は寸法、形状、品質、不純物等の制御が困難
であり、量産性を考慮した工業的規模で炭化珪素
単結晶基板を得る方法としては適当でない。上述
したように、これらの方法で得たα型炭化珪素基
板状に液相エピタキシヤル法や気相成長法で発光
ダイオードが製作されているが、大面積で高品質
のα型単結晶基板を工業的に得る方法が無いた
め、量産実用化の面では進展がみられていない。
一方、構成元素や結晶構造がα型炭化珪素とは
異なる珪素（Si）、サフアイア（Al2O3）、β型炭
化珪素（β−SiC）等の異種単結晶基板上にCVD
（化学気相成長）法、LPE（液相エピタキシヤル
成長）法、MBE（分子線エピタキシヤル成長）法
等でエピタキシヤル成長して炭化珪素の単結晶膜
が得られているが、立方晶系の結晶構造であるβ
型の炭化珪素膜しか得られていない。
異なる珪素（Si）、サフアイア（Al2O3）、β型炭
化珪素（β−SiC）等の異種単結晶基板上にCVD
（化学気相成長）法、LPE（液相エピタキシヤル
成長）法、MBE（分子線エピタキシヤル成長）法
等でエピタキシヤル成長して炭化珪素の単結晶膜
が得られているが、立方晶系の結晶構造であるβ
型の炭化珪素膜しか得られていない。
＜発明の概要＞
本発明は上述の問題点に鑑み、上記異種単結晶
基板上に一旦α−SiCと同じ六方晶系
（Hexagonal）の結晶構造をもつ物質の結晶層を
成長させた後、この上にSiCの単結晶膜を成長さ
せるものである。成長したSiC膜は下地の物質の
結晶構造を引き継いでα型のSiC単結晶膜とな
る。六方晶系の結晶構造をもつ物質としては、格
子定数及び熱膨張係数がα−SiCと極力近い値を
もつものが結晶性の良いα−SiC単結晶を得る上
で有利である。本発明ではこの六方晶系をもつ物
質として、窒化アルミニウム（AlN）、窒化ガリ
ウム（GaN）若しくは窒化アルミニウムと窒化
ガリウムの混晶（AlxGa1-xＮ、０＜ｘ＜１）と
SiCとの混合物の結晶を用いることを特徴として
いる。
基板上に一旦α−SiCと同じ六方晶系
（Hexagonal）の結晶構造をもつ物質の結晶層を
成長させた後、この上にSiCの単結晶膜を成長さ
せるものである。成長したSiC膜は下地の物質の
結晶構造を引き継いでα型のSiC単結晶膜とな
る。六方晶系の結晶構造をもつ物質としては、格
子定数及び熱膨張係数がα−SiCと極力近い値を
もつものが結晶性の良いα−SiC単結晶を得る上
で有利である。本発明ではこの六方晶系をもつ物
質として、窒化アルミニウム（AlN）、窒化ガリ
ウム（GaN）若しくは窒化アルミニウムと窒化
ガリウムの混晶（AlxGa1-xＮ、０＜ｘ＜１）と
SiCとの混合物の結晶を用いることを特徴として
いる。
α−SiCは少しずつ結晶構造の異なる種類に分
けられ、2H形、4H形、6H形がその代表的なも
のである。AlN、GaN、及びAlxGa1-xＮの単結
晶は2H形のα−SiCと全く同じ結晶構造を有す
る。格子定数と熱膨張係数の値は、AlNで3.10
Å、4.15×10-6K-1、GaNで3.19Å、5.59×
10-6K-1であり、またAlxGa1-xＮは混晶比ｘに応
じてAlNとGaNの中間の値となる。いずれもα
−SiCの3.08Å、4.2×10-6K-1に近い値である。
そして、これらAlN、GaN又はAlxGa1-xＮとSiC
との混合物の結晶は2H形のα−SiCと同じ結晶構
造をもち、格子定数や熱膨張係数はよりα−SiC
の値に近似している。
けられ、2H形、4H形、6H形がその代表的なも
のである。AlN、GaN、及びAlxGa1-xＮの単結
晶は2H形のα−SiCと全く同じ結晶構造を有す
る。格子定数と熱膨張係数の値は、AlNで3.10
Å、4.15×10-6K-1、GaNで3.19Å、5.59×
10-6K-1であり、またAlxGa1-xＮは混晶比ｘに応
じてAlNとGaNの中間の値となる。いずれもα
−SiCの3.08Å、4.2×10-6K-1に近い値である。
そして、これらAlN、GaN又はAlxGa1-xＮとSiC
との混合物の結晶は2H形のα−SiCと同じ結晶構
造をもち、格子定数や熱膨張係数はよりα−SiC
の値に近似している。
AlNとSiCの混合物を用いる場合は、格子定数
と熱膨張係数の値がα−SiCのそれらの値と非常
に近いため結晶性の良いα−SiC単結晶を得る上
できわめて有利である。また、異種基板としては
β−SiCを用いると格子定数と熱膨張係数がα−
SiCとほぼ同じであるため良質の単結晶を得るの
に有利である。
と熱膨張係数の値がα−SiCのそれらの値と非常
に近いため結晶性の良いα−SiC単結晶を得る上
できわめて有利である。また、異種基板としては
β−SiCを用いると格子定数と熱膨張係数がα−
SiCとほぼ同じであるため良質の単結晶を得るの
に有利である。
＜実施例＞
以下、β−SiC単結晶を基板とし、CVD法によ
る結晶成長を利用した実施例にもとづいて本発明
を詳細に説明する。
る結晶成長を利用した実施例にもとづいて本発明
を詳細に説明する。
基板として用いたβ−SiC単結晶は、本出願人
がβ−SiC単結晶を成長させる方法（特開昭59−
203799号）としてすでに提唱した二温連続CVD
法で成長させたものを用いた。
がβ−SiC単結晶を成長させる方法（特開昭59−
203799号）としてすでに提唱した二温連続CVD
法で成長させたものを用いた。
添付図面は本実施例に用いられたCVD成長装
置の構成図である。水冷式横型二重石英反応管１
内に、黒鉛製試料台２が黒鉛製支持棒３により設
置されている。反応管１の外胴部に巻回されたワ
ークコイル４に高周波電流を流してこの試料台２
を誘導加熱する。別の黒鉛製試料台１７が石英製
支持台１６上に設置され、ワークコイル１９に高
周波電流を流して誘導加熱する。反応管１の片側
にはガス流入口となる枝管５が設けられ、二重石
英反応管１の外側の石英管内には枝管６，７を介
して冷却水が供給される。反応管１の他端はステ
ンレス鋼製のフランジ８、止め板９、ボルト１
０、ナツト１１、Ｏ−リング１２にてシールされ
ている。フランジ８にはガスの出口となる枝管１
３が設けられ、支持台１４に黒鉛棒３が固定され
る。試料台２の上にβ−SiC単結晶基板１５が載
置され、試料台１７の上にアルミニウム金属１８
が載置される。この装置を用いてα−SiC単結晶
を以下の様に成長する。
置の構成図である。水冷式横型二重石英反応管１
内に、黒鉛製試料台２が黒鉛製支持棒３により設
置されている。反応管１の外胴部に巻回されたワ
ークコイル４に高周波電流を流してこの試料台２
を誘導加熱する。別の黒鉛製試料台１７が石英製
支持台１６上に設置され、ワークコイル１９に高
周波電流を流して誘導加熱する。反応管１の片側
にはガス流入口となる枝管５が設けられ、二重石
英反応管１の外側の石英管内には枝管６，７を介
して冷却水が供給される。反応管１の他端はステ
ンレス鋼製のフランジ８、止め板９、ボルト１
０、ナツト１１、Ｏ−リング１２にてシールされ
ている。フランジ８にはガスの出口となる枝管１
３が設けられ、支持台１４に黒鉛棒３が固定され
る。試料台２の上にβ−SiC単結晶基板１５が載
置され、試料台１７の上にアルミニウム金属１８
が載置される。この装置を用いてα−SiC単結晶
を以下の様に成長する。
まず、反応管１内を排気し水素ガスで置換した
後、ワークコイル４に高周波電流を流して黒鉛製
試料台２を加熱し、β−SiC基板１５の温度を約
1700℃とする。次にワークコイル１９に高周波電
流を流して黒鉛製試料台１７を加熱し約800℃と
した後、アルミニウム１８を溶融する。毎分３
の流量の水素キヤリアガス中に、原料ガスとして
プロパン（C3H8）を毎分0.1〜0.4c.c.、モノシラン
（SiH4）を毎分0.1〜0.4c.c.、窒素（N2）を毎分10
〜40c.c.、溶融アルミニウムのエツチングガスとし
て塩化水素（HCl）を毎分１〜５c.c.の流量で混合
し、枝管５り反応管１内へ供給して成長を行なつ
た。溶融アルミニウムは塩化水素ガスでエツチン
グされてキヤリアガス中に含まれβ−SiC基板上
に輸送される。その結果、１時間の成長で約3μ
ｍの厚さのAlNとSiCの混合物の結晶層が得られ
た。反射電子線回折（RHEED）の結果、2H形
の結晶構造を示した。次に引き続き、水素キヤリ
アガス、プロパンガス及びモノシランガスを供給
するとともに基板結晶の加熱を続けたまま、窒素
ガスと塩化水素ガスの供給を止め、更に１時間の
成長を行なつた。その結果、厚さ約3μｍのSiC単
結晶成長膜が上記β−SiC基板上のAlNとSiCの
混合物の結晶層上に得られた。反射電子線回折
（RHEED）によるSiC成長膜の結晶構造の解析の
結果、2H形のα−SiCの単結晶であることが確認
された。
後、ワークコイル４に高周波電流を流して黒鉛製
試料台２を加熱し、β−SiC基板１５の温度を約
1700℃とする。次にワークコイル１９に高周波電
流を流して黒鉛製試料台１７を加熱し約800℃と
した後、アルミニウム１８を溶融する。毎分３
の流量の水素キヤリアガス中に、原料ガスとして
プロパン（C3H8）を毎分0.1〜0.4c.c.、モノシラン
（SiH4）を毎分0.1〜0.4c.c.、窒素（N2）を毎分10
〜40c.c.、溶融アルミニウムのエツチングガスとし
て塩化水素（HCl）を毎分１〜５c.c.の流量で混合
し、枝管５り反応管１内へ供給して成長を行なつ
た。溶融アルミニウムは塩化水素ガスでエツチン
グされてキヤリアガス中に含まれβ−SiC基板上
に輸送される。その結果、１時間の成長で約3μ
ｍの厚さのAlNとSiCの混合物の結晶層が得られ
た。反射電子線回折（RHEED）の結果、2H形
の結晶構造を示した。次に引き続き、水素キヤリ
アガス、プロパンガス及びモノシランガスを供給
するとともに基板結晶の加熱を続けたまま、窒素
ガスと塩化水素ガスの供給を止め、更に１時間の
成長を行なつた。その結果、厚さ約3μｍのSiC単
結晶成長膜が上記β−SiC基板上のAlNとSiCの
混合物の結晶層上に得られた。反射電子線回折
（RHEED）によるSiC成長膜の結晶構造の解析の
結果、2H形のα−SiCの単結晶であることが確認
された。
以上の実施例におけるCVD法においては、原
料ガスとしてプロパン及びモノシラン、アルミニ
ウム供給源として金属アルミニウムと塩化水素ガ
ス、窒素供給源として窒素ガスを用いたが、原料
ガス等としてはこれらに限定されるものではなく
他の原料を用いてもよい。例えばアルミニウム供
給源として有機金属アルミニウムガス等を用いて
もよく、窒素供給源としてアンモニア（NH3）
ガス等を用いてもよい。結晶成長法としては本実
施例ではSiC成長法にCVD法を用いたが、液相成
長法、昇華再結晶法、蒸着法、MBE法、スパツ
タ法あるいは他の手法を使用したCVD法など
種々の成長方法が利用される。
料ガスとしてプロパン及びモノシラン、アルミニ
ウム供給源として金属アルミニウムと塩化水素ガ
ス、窒素供給源として窒素ガスを用いたが、原料
ガス等としてはこれらに限定されるものではなく
他の原料を用いてもよい。例えばアルミニウム供
給源として有機金属アルミニウムガス等を用いて
もよく、窒素供給源としてアンモニア（NH3）
ガス等を用いてもよい。結晶成長法としては本実
施例ではSiC成長法にCVD法を用いたが、液相成
長法、昇華再結晶法、蒸着法、MBE法、スパツ
タ法あるいは他の手法を使用したCVD法など
種々の成長方法が利用される。
＜発明の効果＞
本発明を用いれば、異種基板上に結晶性の良い
α型の炭化珪素単結晶膜を成長することが可能と
なり、工業的規模での量産性に優れた大面積、高
品質のα型炭化珪素単結晶の製造が可能となり、
青色を初めとする短波長可視光及び近紫外光の発
光素子、受光素子等の光電変換材料として安定し
た実用化の道が開ける。また、熱的、化学的、機
械的に極めて安定な性質を生かして、広範な分野
での炭化珪素単結晶の応用が期待される。
α型の炭化珪素単結晶膜を成長することが可能と
なり、工業的規模での量産性に優れた大面積、高
品質のα型炭化珪素単結晶の製造が可能となり、
青色を初めとする短波長可視光及び近紫外光の発
光素子、受光素子等の光電変換材料として安定し
た実用化の道が開ける。また、熱的、化学的、機
械的に極めて安定な性質を生かして、広範な分野
での炭化珪素単結晶の応用が期待される。
添付図面は本発明の実施例の説明に供する成長
装置の断面図である。 １……反応管、２，１７……試料台、３……支
持棒、４，１９……ワークコイル、５，６，７，
１３……枝管、８……フランジ、９……止め板、
１０……ボルト、１１……ナツト、１２……Ｏ−
リング、１４……支持台、１５……β型炭化珪素
単結晶基板、１６……支持台、１８……アルミニ
ウム金属。
装置の断面図である。 １……反応管、２，１７……試料台、３……支
持棒、４，１９……ワークコイル、５，６，７，
１３……枝管、８……フランジ、９……止め板、
１０……ボルト、１１……ナツト、１２……Ｏ−
リング、１４……支持台、１５……β型炭化珪素
単結晶基板、１６……支持台、１８……アルミニ
ウム金属。
Claims (1)
- １ 基板上に六方晶系の結晶構造を有する、
AlN、GaNまたはAlxGa1-xＮ（０＜ｘ＜１）SiC
との混合物の結晶層を下地層として形成した後、
該下地層上にα型のSiC単結晶を成長させること
を特徴とする炭化珪素単結晶基板の製造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
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