JPH04146619A - 薄膜成長法 - Google Patents
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- JPH04146619A JPH04146619A JP2418950A JP41895090A JPH04146619A JP H04146619 A JPH04146619 A JP H04146619A JP 2418950 A JP2418950 A JP 2418950A JP 41895090 A JP41895090 A JP 41895090A JP H04146619 A JPH04146619 A JP H04146619A
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
[0001]
本発明はダイオード、トランジスタ、センサ等の各種半
導体ダイヤモンド、あるいばc−BNデバイスに使用さ
れる高品質ダイヤモンド、あるいはc−BN薄膜の成長
方法に関するものである。 [0002]
導体ダイヤモンド、あるいばc−BNデバイスに使用さ
れる高品質ダイヤモンド、あるいはc−BN薄膜の成長
方法に関するものである。 [0002]
半導体ダイヤモンドはダイオード、トランジスタ、セン
サなと半導体デバイスの新しい材料として注目されてい
る。ダイヤモンドは絶縁体のものが広く知られているが
、ここで対象にするのは比抵抗の低い半導体ダイヤモン
ドである。 ダイヤモンドは広い禁制帯幅(5,5eV)を持ち、キ
ャリヤ移動度は大きく(2000cm2/V・sec
) 熱的、化学的に安定である。このため半導体ダイ
ヤモンドは侵れた耐環境、高速、パワー用デバイス、或
は青色発光素子の材料として強い期待が寄せられている
。 [0003] 半導体ダイヤモンドには天然バルク、高圧合成バルク、
及び気相合成薄膜かある。n型ダイヤモンドはホウ素(
B)をドープすることによって得られる。n型ダイヤモ
ンドは、リン(P)、リチウム(Li)をドープするこ
とによって得られるが高抵抗である。低抵抗のn型ダイ
ヤモンドは得られていない。 [0004] バイポーラデバイスはできない力板現在のところ、タン
グステン(W)と、n型ダイヤモンドのショットキー接
合を利用したショットキーダイオードや、幾つかのユニ
ポーラトランジスタが試作されている。 [0005] 半導体ダイヤモンド薄膜の成長方法としては、現在、マ
イクロ波プラズマCVD法、熱フイラメントCVD法が
一般的である。これらはCH,C○、H22等 分原料ガスとしマイクロ波プラズマ、あるいは熱フィラ
メントによって分解し、加熱されたシリコン(Si)、
モリブデン(M o )、ダイヤモンド等の基板上にダ
イヤモンド薄膜を形成する方法である。原料ガス中にB
2H6を添加することによってn型ダイヤモンド薄膜が
得られる。
サなと半導体デバイスの新しい材料として注目されてい
る。ダイヤモンドは絶縁体のものが広く知られているが
、ここで対象にするのは比抵抗の低い半導体ダイヤモン
ドである。 ダイヤモンドは広い禁制帯幅(5,5eV)を持ち、キ
ャリヤ移動度は大きく(2000cm2/V・sec
) 熱的、化学的に安定である。このため半導体ダイ
ヤモンドは侵れた耐環境、高速、パワー用デバイス、或
は青色発光素子の材料として強い期待が寄せられている
。 [0003] 半導体ダイヤモンドには天然バルク、高圧合成バルク、
及び気相合成薄膜かある。n型ダイヤモンドはホウ素(
B)をドープすることによって得られる。n型ダイヤモ
ンドは、リン(P)、リチウム(Li)をドープするこ
とによって得られるが高抵抗である。低抵抗のn型ダイ
ヤモンドは得られていない。 [0004] バイポーラデバイスはできない力板現在のところ、タン
グステン(W)と、n型ダイヤモンドのショットキー接
合を利用したショットキーダイオードや、幾つかのユニ
ポーラトランジスタが試作されている。 [0005] 半導体ダイヤモンド薄膜の成長方法としては、現在、マ
イクロ波プラズマCVD法、熱フイラメントCVD法が
一般的である。これらはCH,C○、H22等 分原料ガスとしマイクロ波プラズマ、あるいは熱フィラ
メントによって分解し、加熱されたシリコン(Si)、
モリブデン(M o )、ダイヤモンド等の基板上にダ
イヤモンド薄膜を形成する方法である。原料ガス中にB
2H6を添加することによってn型ダイヤモンド薄膜が
得られる。
【0006]
一方、c−BNもワイドバンドギャップ半導体として有
望である。具体的には耐環境デバイス、パワーデバイス
、あるいは紫外〜青色発光デバイス用の材料として注目
されている。c−BNもダイヤモンドと同じく化学的、
熱的、物理的に安定な物質である。バンドギャップも広
い。 [0007] BNはホウ素と窒素との化合物である。h−BN、t−
BN、a−BN等の構造体がある。h−BNは作りやす
いが立方晶のc−BNは作り難い。c−BNはBeをド
ープすることによりp型、SやSiをドープすることに
よってn型が得られる。 [0008] 【発明が解決しようとする課題】 半導体ダイヤモンドあるいはc−BNを用いたデバイス
を作製するためには転位や点欠陥の少ない高品質結晶薄
膜が必要である。従来は基板を適当な真空度で適当な温
度に昇温しそのまま原料ガスを導入し、薄膜を成長させ
ていた。 図2に従来のダイヤモンドまたはc−BN薄膜の成長の
プロセスを示す。横軸は時間、縦軸は基板温度である。 温度グラフの上に昇温、成長、降温等の工程を示す。縦
の仕切り線で工程が区別される。仕切り線と温度線で囲
む空間に導入すべきガスを記入した。 適当な真空に引いてから真空チャンバにH2ガスを導入
し温度を上げる。基板温度が適当成長温度に達したら、
原料ガスであるCH+H(十B2H6)を導入する。た
だしB2 H6を加えるのは、p型にする場合である。 これらのガスがマイクロ波、熱、高周波プラズマ等によ
って励起され気相反応し、基板の上にダイヤモンド、c
−BN等の薄膜が成長する。 [0009] しかし、従来の気相合成法によって得られた薄膜は欠陥
が比較的多い。特に1μm以下の薄膜では、大幅な膜質
の低下が見られる。このような低品質の薄膜では材料本
来の僕れた物性を利用したデバイスを実現することがで
きない。この理由は後に述べるように基板表面に不純物
が残留していたり酸化膜が形成されていたりするからで
あろうと考えられる。半導体デバイス等に用いることの
できる高品質のダイヤモンド薄膜あるいはc−BN薄膜
の気相合成法を与えることが本発明の目的である。 [0010]
望である。具体的には耐環境デバイス、パワーデバイス
、あるいは紫外〜青色発光デバイス用の材料として注目
されている。c−BNもダイヤモンドと同じく化学的、
熱的、物理的に安定な物質である。バンドギャップも広
い。 [0007] BNはホウ素と窒素との化合物である。h−BN、t−
BN、a−BN等の構造体がある。h−BNは作りやす
いが立方晶のc−BNは作り難い。c−BNはBeをド
ープすることによりp型、SやSiをドープすることに
よってn型が得られる。 [0008] 【発明が解決しようとする課題】 半導体ダイヤモンドあるいはc−BNを用いたデバイス
を作製するためには転位や点欠陥の少ない高品質結晶薄
膜が必要である。従来は基板を適当な真空度で適当な温
度に昇温しそのまま原料ガスを導入し、薄膜を成長させ
ていた。 図2に従来のダイヤモンドまたはc−BN薄膜の成長の
プロセスを示す。横軸は時間、縦軸は基板温度である。 温度グラフの上に昇温、成長、降温等の工程を示す。縦
の仕切り線で工程が区別される。仕切り線と温度線で囲
む空間に導入すべきガスを記入した。 適当な真空に引いてから真空チャンバにH2ガスを導入
し温度を上げる。基板温度が適当成長温度に達したら、
原料ガスであるCH+H(十B2H6)を導入する。た
だしB2 H6を加えるのは、p型にする場合である。 これらのガスがマイクロ波、熱、高周波プラズマ等によ
って励起され気相反応し、基板の上にダイヤモンド、c
−BN等の薄膜が成長する。 [0009] しかし、従来の気相合成法によって得られた薄膜は欠陥
が比較的多い。特に1μm以下の薄膜では、大幅な膜質
の低下が見られる。このような低品質の薄膜では材料本
来の僕れた物性を利用したデバイスを実現することがで
きない。この理由は後に述べるように基板表面に不純物
が残留していたり酸化膜が形成されていたりするからで
あろうと考えられる。半導体デバイス等に用いることの
できる高品質のダイヤモンド薄膜あるいはc−BN薄膜
の気相合成法を与えることが本発明の目的である。 [0010]
本発明の薄膜成長法はダイヤモンドあるいはc−BN基
板を成長装置内で昇温させ、塩素又はフッ素を含む混合
ガス(例えばC1+H、HC1+H2、CCI +H
;F +HSHF+H、CF4+H2など)或は窒素
、水素のプラズマを導入するプロセスを経た後、これら
のガスを排出し、続いて原料ガスを導入しダイヤモンド
あるいはc−BN薄膜を成長させることを特徴とするも
のである。 つまり塩素又はフッ素を含むガス或は窒素、水素のプラ
ズマによって基板を前処理してからダイヤモンド薄膜、
c−BN薄膜を成長させるものである。塩素又はフッ素
を含むガス或は窒素、水素のプラズマによる前処理によ
り基板表面が清浄化され一部エッチングされるので欠陥
の少ない単結晶薄膜が成長してゆく。前処理後、基板が
外部に取り出されないので外気で汚染されることがない
。 [0011] 図1に本発明の成長プログラムの一具体例(ダイヤモン
ド薄膜成長の場合)を示す。横軸は時間、縦軸は基板温
度を示す。縦の線は工程を仕切るものである。 縦線で仕切った工程の名前を上に示す。その工程で真空
チャンバに導入するガスを枠の中に示した。括弧の中に
記したものは何れかを択一的に使用できるということで
ある。 本発明は気相合成法であればどのような方法にも適用で
きる。マイクロ波プラズマCVD、熱CVD、RFプラ
ズマCVD等成長方法は任意である。基板はダイヤモン
ドまたはc−BNである。 [0012] 真空チャンバのホルダに基板をセットし真空に引く。H
2ガスを導入しなからヒータ、マイクロ波プラズマ等に
よって基板を加熱する。基板を昇温させな後、CH4+
H2など炭化水素を含むガス系によりダイヤモンド薄膜
を成長させる前に、塩素、フッ素を含む混合ガス或は窒
素、水素のプラズマを導入して基板表面ガスを流してい
る。或はフッ素を含むガスとしてHF+H2を導入して
も良い。 さらに窒素、水素のプラズマを導入しても良い。ここで
は呼び易くするため簡単にエツチングといっているが、
実際には塩素又はフッ素或は窒素、水素のプラズマの作
用は物理的、化学的に複雑な清浄化作用であり、単純な
エツチングではないかもしれない。 [0013] エツチング時のプロセス温度は500〜1200℃程度
の高温が必要である。 また、導入するHCI、HFの流量ば、成長室の大小に
もよるが1〜50secm程度が望ましい。C12、C
Cl4、F2、CF4等のガスを用いる場合も同様であ
る。プロセス圧力は減圧でも良いし、F2、Ar、N2
などで大量に希釈し、常圧で行っても良い。 但し、ダイヤモンド基板の場合には、02が混入した状
態で昇温すると基板が02によってエツチングされて、
表面の荒れが生じるなどの問題が生じるので望ましくな
い。 [0014] また、いかなる雰囲気でも、ダイヤモンドの場合は13
00〜1400℃以上c−BNの場合は1500℃以上
に昇温すると、それぞれグラファイト、あるいはh−B
Nに相転移してしまうので、このような高温まで昇温す
るのは避けるべきである。 以上は塩素、フッ素の化学的な作用によるエツチングで
あるが、基板は窒素、水素のプラズマによりエツチング
しても良い。窒素、水素はそのままでは化学的に基板を
エツチングする作用がない力板プラズマに励起すると活
性化して基板をエツチングし清浄化することができる。 此の場合も水素を導入しながら基板を昇温し、エピタキ
シャル成長温度より高い温度にしてから窒素または水素
プラズマを発生させ基板をエツチングする。 [0015] プラズマを生成するための手段は任意である。例えば直
流プラズマ、RFプラズマ、マイクロ波プラズマ、容量
結合型、誘導結合型、ECR(電子サイクロトロン共鳴
)型などの何れの方法のプラズマ発生手段であっもよい
。それぞれの装置で、ガス流量、圧力、プラズマに投入
するパワー 基板温度、基板バイアス電圧、処理時間な
どの条件を最適化すれば所望の効果を得ることができる
。例えばプラズマ投入パワーについていえば、パワーが
低すぎると基板表面の十分な清浄化効果が得られない。 パワーが高すぎると過剰エツチングになり、基板表面が
荒れてくる。注意すべきことは、このプラズマ処理をエ
ピタキシャル成長の直前に行うということである。例え
ば成長室で成膜の直前にエツチングする。あるいは別の
チャンバでエツチングしても高温状態、真空状態を保っ
たまま成長室へ搬送できるようにする。前述の塩素、フ
ッ素によるエツチングでも、窒素、水素プラズマによる
エツチングでも清浄化処理後外部へ取り出してはならな
い。 [0016] 塩素、フッ素、窒素プラズマ、水素プラズマによるエツ
チングを行った後エツチングガスの充分なパージ(例え
ばHCI、HFガス、水素プラズマ、窒素プラズマの追
い出し)を行う必要がある。塩素又はフッ素を含むガス
の導入、或は窒素、水素のプラズマ生成を停止し、真空
チャンバを高真空に引く。さらにH2ガスを導入して塩
素又はフッ素ガス或は窒素、水素のプラズマを完全に真
空チャンバからパージする。 [0017] この後は通常のダイヤモンド、c−BNの薄膜成長と同
じである。原料ガスであるCH4+H2(p型にしたい
場合は+B2 H6)を真空チャンバ内に導入する。基
板温度、圧力等を適当な値に保ち基板上に薄膜を成長さ
せる。薄膜成長が終わると原料ガスの導入を停止し基板
温度を下げる。このように本発明は、ダイヤモンド、c
−BNの薄膜成長の前に塩素又はフッ素或は窒素、水素
のプラズマを含むガスによりダイヤモンド、c−BN基
板表面を前処理するところに特徴がある。 [0018]
板を成長装置内で昇温させ、塩素又はフッ素を含む混合
ガス(例えばC1+H、HC1+H2、CCI +H
;F +HSHF+H、CF4+H2など)或は窒素
、水素のプラズマを導入するプロセスを経た後、これら
のガスを排出し、続いて原料ガスを導入しダイヤモンド
あるいはc−BN薄膜を成長させることを特徴とするも
のである。 つまり塩素又はフッ素を含むガス或は窒素、水素のプラ
ズマによって基板を前処理してからダイヤモンド薄膜、
c−BN薄膜を成長させるものである。塩素又はフッ素
を含むガス或は窒素、水素のプラズマによる前処理によ
り基板表面が清浄化され一部エッチングされるので欠陥
の少ない単結晶薄膜が成長してゆく。前処理後、基板が
外部に取り出されないので外気で汚染されることがない
。 [0011] 図1に本発明の成長プログラムの一具体例(ダイヤモン
ド薄膜成長の場合)を示す。横軸は時間、縦軸は基板温
度を示す。縦の線は工程を仕切るものである。 縦線で仕切った工程の名前を上に示す。その工程で真空
チャンバに導入するガスを枠の中に示した。括弧の中に
記したものは何れかを択一的に使用できるということで
ある。 本発明は気相合成法であればどのような方法にも適用で
きる。マイクロ波プラズマCVD、熱CVD、RFプラ
ズマCVD等成長方法は任意である。基板はダイヤモン
ドまたはc−BNである。 [0012] 真空チャンバのホルダに基板をセットし真空に引く。H
2ガスを導入しなからヒータ、マイクロ波プラズマ等に
よって基板を加熱する。基板を昇温させな後、CH4+
H2など炭化水素を含むガス系によりダイヤモンド薄膜
を成長させる前に、塩素、フッ素を含む混合ガス或は窒
素、水素のプラズマを導入して基板表面ガスを流してい
る。或はフッ素を含むガスとしてHF+H2を導入して
も良い。 さらに窒素、水素のプラズマを導入しても良い。ここで
は呼び易くするため簡単にエツチングといっているが、
実際には塩素又はフッ素或は窒素、水素のプラズマの作
用は物理的、化学的に複雑な清浄化作用であり、単純な
エツチングではないかもしれない。 [0013] エツチング時のプロセス温度は500〜1200℃程度
の高温が必要である。 また、導入するHCI、HFの流量ば、成長室の大小に
もよるが1〜50secm程度が望ましい。C12、C
Cl4、F2、CF4等のガスを用いる場合も同様であ
る。プロセス圧力は減圧でも良いし、F2、Ar、N2
などで大量に希釈し、常圧で行っても良い。 但し、ダイヤモンド基板の場合には、02が混入した状
態で昇温すると基板が02によってエツチングされて、
表面の荒れが生じるなどの問題が生じるので望ましくな
い。 [0014] また、いかなる雰囲気でも、ダイヤモンドの場合は13
00〜1400℃以上c−BNの場合は1500℃以上
に昇温すると、それぞれグラファイト、あるいはh−B
Nに相転移してしまうので、このような高温まで昇温す
るのは避けるべきである。 以上は塩素、フッ素の化学的な作用によるエツチングで
あるが、基板は窒素、水素のプラズマによりエツチング
しても良い。窒素、水素はそのままでは化学的に基板を
エツチングする作用がない力板プラズマに励起すると活
性化して基板をエツチングし清浄化することができる。 此の場合も水素を導入しながら基板を昇温し、エピタキ
シャル成長温度より高い温度にしてから窒素または水素
プラズマを発生させ基板をエツチングする。 [0015] プラズマを生成するための手段は任意である。例えば直
流プラズマ、RFプラズマ、マイクロ波プラズマ、容量
結合型、誘導結合型、ECR(電子サイクロトロン共鳴
)型などの何れの方法のプラズマ発生手段であっもよい
。それぞれの装置で、ガス流量、圧力、プラズマに投入
するパワー 基板温度、基板バイアス電圧、処理時間な
どの条件を最適化すれば所望の効果を得ることができる
。例えばプラズマ投入パワーについていえば、パワーが
低すぎると基板表面の十分な清浄化効果が得られない。 パワーが高すぎると過剰エツチングになり、基板表面が
荒れてくる。注意すべきことは、このプラズマ処理をエ
ピタキシャル成長の直前に行うということである。例え
ば成長室で成膜の直前にエツチングする。あるいは別の
チャンバでエツチングしても高温状態、真空状態を保っ
たまま成長室へ搬送できるようにする。前述の塩素、フ
ッ素によるエツチングでも、窒素、水素プラズマによる
エツチングでも清浄化処理後外部へ取り出してはならな
い。 [0016] 塩素、フッ素、窒素プラズマ、水素プラズマによるエツ
チングを行った後エツチングガスの充分なパージ(例え
ばHCI、HFガス、水素プラズマ、窒素プラズマの追
い出し)を行う必要がある。塩素又はフッ素を含むガス
の導入、或は窒素、水素のプラズマ生成を停止し、真空
チャンバを高真空に引く。さらにH2ガスを導入して塩
素又はフッ素ガス或は窒素、水素のプラズマを完全に真
空チャンバからパージする。 [0017] この後は通常のダイヤモンド、c−BNの薄膜成長と同
じである。原料ガスであるCH4+H2(p型にしたい
場合は+B2 H6)を真空チャンバ内に導入する。基
板温度、圧力等を適当な値に保ち基板上に薄膜を成長さ
せる。薄膜成長が終わると原料ガスの導入を停止し基板
温度を下げる。このように本発明は、ダイヤモンド、c
−BNの薄膜成長の前に塩素又はフッ素或は窒素、水素
のプラズマを含むガスによりダイヤモンド、c−BN基
板表面を前処理するところに特徴がある。 [0018]
本発明では、ダイヤモンドあるいはc−BN基板上に気
相合成法によってダイヤモンドあるいはc−BN薄膜を
成長させる方法において、エピタキシャル膜を成長させ
る直前に基板を昇温させ、カリ塩素又はフッ素を含む混
合ガス或は窒素水素のプラズマを導入するようにしてい
る。これによって基板表面を清浄化してから、塩素又は
フッ素を含むガス或は窒素、水素のプラズマを完全に排
除し、原料ガスを導入して薄膜形成させる。これにより
高品質のエピタキシャル膜を得ることができる。 [0019] この原因は以下のように考えられる。一般に基板上に薄
膜結晶を成長させる時、基板の最表面状態は成長層の膜
質に大きな影響を及ぼす。 SiやGaAs基板の場合は基板技術が確立されている
ので表面状態が厳密に管理されている。しかし新しい半
導体であるダイヤモンド、c−BN基板については表面
の管理が未だ不十分である。 ダイヤモンド、c−BNの基板表面は研磨時の油脂や金
属などの不純物が残留しており、また場合によれば薄い
酸化膜が形成されていることもある。このような表面の
汚染は種々の有機溶媒や酸を用いた基板洗浄によって大
半を除去することができるが、完全に除去することは困
難である。 [0020] また基板表面には鏡面研磨時に発生した加工歪みが存在
する。さらにダイヤモンドは極めて硬いので鉄の治具で
研磨し鉄と反応させて平滑な表面を得たりする。この場
合平滑であっても表面の構造は乱れておりグラファイト
層が出来ていることもある。 このような基板上に薄膜結晶を成長させると基板上の残
留不純物の位置から異常核成長が生じたり転移が発生し
たりする。すなわち基板表面の汚染は、成長層中の欠陥
を増大させる。またこの成長層を用いてデバイスを製作
した時、その界面特性が低下する一因にもなる。加工歪
みについても同様である。したがって高品質の薄膜結晶
層を得るためには、汚染や加工歪みのない基板上に成長
させることが必要である。 [0021] このようにダイヤモンド、c−BN基板の最表面は種々
の不純物(油脂、Feなと)によって汚染され、加工歪
みも生じている。これらは通常の基板洗浄では完全に除
去できない。不純物でさえ基板洗浄で除去できても、洗
浄後、成長装置にセットするまでの間に再び汚染される
可能性がある。 [0022] 以上のことから、ダイヤモンド、c−BN基板上にダイ
ヤモンドあるいはC−BN薄膜を成長させる直前に、昇
温した状態で塩素又はフッ素を含む混合ガス或は窒素、
水素のプラズマを導入すれば以下の作用が生じると考え
られる。 ■基板表面の汚染、不純物が塩素又はフッ素系のガス或
は窒素、水素のプラズマにより除去される。 ■高温での塩素又はフッ素を含むガス或は窒素、水素の
プラズマを導入することにより基板表面が薄くエツチン
グされて、加工歪みが除去される。 このようにして得られた清浄な基板上に成長させること
によって、薄膜でも高品質のダイヤモンドあるいはc−
BN成長層を形成することができる。特に真空装置の中
でのエツチングであり、この後外部に取り出さないから
再汚染の惧れかない。 [0023]
相合成法によってダイヤモンドあるいはc−BN薄膜を
成長させる方法において、エピタキシャル膜を成長させ
る直前に基板を昇温させ、カリ塩素又はフッ素を含む混
合ガス或は窒素水素のプラズマを導入するようにしてい
る。これによって基板表面を清浄化してから、塩素又は
フッ素を含むガス或は窒素、水素のプラズマを完全に排
除し、原料ガスを導入して薄膜形成させる。これにより
高品質のエピタキシャル膜を得ることができる。 [0019] この原因は以下のように考えられる。一般に基板上に薄
膜結晶を成長させる時、基板の最表面状態は成長層の膜
質に大きな影響を及ぼす。 SiやGaAs基板の場合は基板技術が確立されている
ので表面状態が厳密に管理されている。しかし新しい半
導体であるダイヤモンド、c−BN基板については表面
の管理が未だ不十分である。 ダイヤモンド、c−BNの基板表面は研磨時の油脂や金
属などの不純物が残留しており、また場合によれば薄い
酸化膜が形成されていることもある。このような表面の
汚染は種々の有機溶媒や酸を用いた基板洗浄によって大
半を除去することができるが、完全に除去することは困
難である。 [0020] また基板表面には鏡面研磨時に発生した加工歪みが存在
する。さらにダイヤモンドは極めて硬いので鉄の治具で
研磨し鉄と反応させて平滑な表面を得たりする。この場
合平滑であっても表面の構造は乱れておりグラファイト
層が出来ていることもある。 このような基板上に薄膜結晶を成長させると基板上の残
留不純物の位置から異常核成長が生じたり転移が発生し
たりする。すなわち基板表面の汚染は、成長層中の欠陥
を増大させる。またこの成長層を用いてデバイスを製作
した時、その界面特性が低下する一因にもなる。加工歪
みについても同様である。したがって高品質の薄膜結晶
層を得るためには、汚染や加工歪みのない基板上に成長
させることが必要である。 [0021] このようにダイヤモンド、c−BN基板の最表面は種々
の不純物(油脂、Feなと)によって汚染され、加工歪
みも生じている。これらは通常の基板洗浄では完全に除
去できない。不純物でさえ基板洗浄で除去できても、洗
浄後、成長装置にセットするまでの間に再び汚染される
可能性がある。 [0022] 以上のことから、ダイヤモンド、c−BN基板上にダイ
ヤモンドあるいはC−BN薄膜を成長させる直前に、昇
温した状態で塩素又はフッ素を含む混合ガス或は窒素、
水素のプラズマを導入すれば以下の作用が生じると考え
られる。 ■基板表面の汚染、不純物が塩素又はフッ素系のガス或
は窒素、水素のプラズマにより除去される。 ■高温での塩素又はフッ素を含むガス或は窒素、水素の
プラズマを導入することにより基板表面が薄くエツチン
グされて、加工歪みが除去される。 このようにして得られた清浄な基板上に成長させること
によって、薄膜でも高品質のダイヤモンドあるいはc−
BN成長層を形成することができる。特に真空装置の中
でのエツチングであり、この後外部に取り出さないから
再汚染の惧れかない。 [0023]
以下、本発明の実施例を述べる。塩素ガスによる場合、
フッ素ガスによる場合水素プラズマによる場合、窒素プ
ラズマによる場合などに分けて説明する。 [実施例■ 塩素ガスによる前処理の場合]使用した基
板は高圧合成■b壓ダイヤモンド基板と、高圧合成アン
ドープC−BN基板である。これら基板の上にダイヤモ
ンド薄膜を成長させる。 ダイヤモンド、c−BN基板は成長室にセットする前に
有機溶媒による超音波洗浄とフッ硝酸、王水による処理
を行った後、超純水でリンスした。塩素を含むガスとし
てここではHCIガスを用いて基板の清浄化処理を行っ
た。 [0024] ダイヤモンド薄膜成長前のHCI処理は下記の条件で行
った。 ガス流量;HC1= 5secm H2=300SCCm 圧力 : 12Torr 処理温度:室温〜1000℃ 処理時間:10分 [0025] こうして処理した基板を大気にさらすことなく温度も高
温に保持したままこの上にダイヤモンド薄膜を成長させ
る。ダイヤモンド薄膜はCH4+H2系を原料ガスとし
たマイクロ波プラズマC・VD法により形成した。成長
プログラムは図1の通りである。また成長条件は下記の
通りである。 原料ガス:CHH、(CH4+H2=6%)4゛2 成長圧カニ 40Torr 基板温度:850℃ マイクロ波電カニ400W 上記はアンドープのダイヤモンドを成長させる時の原料
ガスである。p型ダイヤモンド薄膜を形成する時は、さ
らにB2 H6を導入する(B2H6/CH4−50p
pm)。 [0026] (1)HCI処理温度依存性 この実施例ではダイヤモンド成長前に基板を塩素ガスで
清浄化することに特徴があるがこの効果を確かめるため
にダイヤモンド成長層のエッチピットの数を調べた。H
CI処理を行う温度を室温〜1000℃まで変化させた
時のダイヤモンド成長層のエッチ・ピット密度の依存性
を図3に示す。この時のダイヤモンド成長層はアンドー
プ膜(膜厚的2μm)、面方位(100)である。成長
層のエラ横軸は処理温度、縦軸はエッチピット密度(c
m−2)である。・はc−BN基板、○はダイヤモンド
基板上に、ダイヤモンド薄膜を成長させたものである。 左端にHCI処理無しのものを示す。 [0027] c−BN基板の場合、HCI処理をしない時エッチピッ
ト密度は108cm−″22程である力へ800℃以上
でHCI処理をすると107cm−2程度に低減する。 ダイヤモンド基板の場合、HCI処理をしない時エッチ
ピット密度は5×10程度に低減する。600℃〜80
0℃でも効果がある。 このように、600℃〜800℃以上の温度でHCI処
理を行うことにより、成長層のエッチピット密度を低減
できる。ダイヤモンド基板、c−BN基板どちらの場合
も、800℃以上のHCI処理によってHCI処理無し
の場合(図3の左端に表示)に比べて1/2〜1/10
という小さいエッチ・ピット密度が得られる。 これは高温でのHCI処理が、ダイヤモンド成長層の結
晶性改善に有効であることを示している。結晶性が良け
れば欠陥によるキャリヤの散乱が減るので、キャリヤ移
動度も大きくなるはずである。実際にこれを確かめてみ
た。 [0028] (2)HCI処理の有無による成長層の移動度の膜厚依
存性温度900℃でHCI処理を10分間行った場合と
、HCI処理を行わなかった場合について膜厚の違うボ
ロン・ドープp型(p=5〜3 ox 1014cm−
3)成長層のホール移動度を測定した。基板はダイヤモ
ンドで、成長層もダイヤモンドである。ホール移動度測
定結果を図4に示す。横軸は膜厚(μm) 縦軸はホー
ル移動度(cm2/Vsec)である。○はHCI処理
あり、・はHCI処理無しのデータである。 HCI処理ありの場合の方がホール移動度が大きいとい
うことが分かる。HC1処理したもツバ膜厚が2〜3μ
mで180〜2000m2/vsecである。HCI処
理しないものは同じ厚みで120〜150cm2/Vs
ecであった。 [0029] このように膜厚が厚い場合もHCI処理をしたものの方
が移動度が太きい。しかし差が最も強く現れるのは膜厚
が小さい場合である。HCI処理無しの場合には成長層
の膜厚が薄くなると、移動度が急激に低下する。これは
基板と薄膜の境界にある欠陥の影響が強く現れるからで
ある。しかし、HCI処理を行った場合には、移動度の
膜厚依存性が小さく、0.2〜0.5μmという薄膜で
も、130〜160cm2/v−seeの移動度が得ら
れている。これはHCI処理無しの場合に比べて2〜3
倍の値である。 このデータはダイヤモンド基板を用いた場合の結果であ
るが、c−BN基板を用いた場合も同様の傾向が見られ
た。 [00301 この実施例■の方法で作製した薄膜の電気的特性を調べ
るために、膜厚1μmの試料について図5に示す構造の
ショットキーダイオードを作製した。ダイヤモンド基板
1の上にp型ダイヤモンド成長層2を形成している。こ
の上にさらに電極3.4を設げる。オーミック電極4は
Ti、ショットキー電極3はWを材料としそれぞれ真空
蒸着法により形成している。ショトキ−電極とp型ダイ
ヤモンド成長層の間にダイオードが形成される。 [0031] ダイオードの特性はクォリティファクタ、逆バイアス時
のリーク電流によって評価できる。ダイオードの電流工
を表現する式の自然対数の底eの指数中に、(qV/n
kT)という係数が含まれる。qは電荷素置、Vはpn
接合に掛かる電圧、kはボルツマン定数、Tは絶対温度
である。このnがクォリティファクタである。n=1が
理想的なダイオード特性である。nが太きいと同じ電圧
に対して順方向電流が小さくなる。逆バイアス時のリー
ク電流は小さい方が望ましい。これは言うまでもないこ
とである。基板をHCI処理したものとしなかったもの
について、ショットキーダイオードのクォリティファク
タ(n値)と、逆バイアス50V時のリーク電流値を測
定した。その結果を表1に示す。 [0032]
フッ素ガスによる場合水素プラズマによる場合、窒素プ
ラズマによる場合などに分けて説明する。 [実施例■ 塩素ガスによる前処理の場合]使用した基
板は高圧合成■b壓ダイヤモンド基板と、高圧合成アン
ドープC−BN基板である。これら基板の上にダイヤモ
ンド薄膜を成長させる。 ダイヤモンド、c−BN基板は成長室にセットする前に
有機溶媒による超音波洗浄とフッ硝酸、王水による処理
を行った後、超純水でリンスした。塩素を含むガスとし
てここではHCIガスを用いて基板の清浄化処理を行っ
た。 [0024] ダイヤモンド薄膜成長前のHCI処理は下記の条件で行
った。 ガス流量;HC1= 5secm H2=300SCCm 圧力 : 12Torr 処理温度:室温〜1000℃ 処理時間:10分 [0025] こうして処理した基板を大気にさらすことなく温度も高
温に保持したままこの上にダイヤモンド薄膜を成長させ
る。ダイヤモンド薄膜はCH4+H2系を原料ガスとし
たマイクロ波プラズマC・VD法により形成した。成長
プログラムは図1の通りである。また成長条件は下記の
通りである。 原料ガス:CHH、(CH4+H2=6%)4゛2 成長圧カニ 40Torr 基板温度:850℃ マイクロ波電カニ400W 上記はアンドープのダイヤモンドを成長させる時の原料
ガスである。p型ダイヤモンド薄膜を形成する時は、さ
らにB2 H6を導入する(B2H6/CH4−50p
pm)。 [0026] (1)HCI処理温度依存性 この実施例ではダイヤモンド成長前に基板を塩素ガスで
清浄化することに特徴があるがこの効果を確かめるため
にダイヤモンド成長層のエッチピットの数を調べた。H
CI処理を行う温度を室温〜1000℃まで変化させた
時のダイヤモンド成長層のエッチ・ピット密度の依存性
を図3に示す。この時のダイヤモンド成長層はアンドー
プ膜(膜厚的2μm)、面方位(100)である。成長
層のエラ横軸は処理温度、縦軸はエッチピット密度(c
m−2)である。・はc−BN基板、○はダイヤモンド
基板上に、ダイヤモンド薄膜を成長させたものである。 左端にHCI処理無しのものを示す。 [0027] c−BN基板の場合、HCI処理をしない時エッチピッ
ト密度は108cm−″22程である力へ800℃以上
でHCI処理をすると107cm−2程度に低減する。 ダイヤモンド基板の場合、HCI処理をしない時エッチ
ピット密度は5×10程度に低減する。600℃〜80
0℃でも効果がある。 このように、600℃〜800℃以上の温度でHCI処
理を行うことにより、成長層のエッチピット密度を低減
できる。ダイヤモンド基板、c−BN基板どちらの場合
も、800℃以上のHCI処理によってHCI処理無し
の場合(図3の左端に表示)に比べて1/2〜1/10
という小さいエッチ・ピット密度が得られる。 これは高温でのHCI処理が、ダイヤモンド成長層の結
晶性改善に有効であることを示している。結晶性が良け
れば欠陥によるキャリヤの散乱が減るので、キャリヤ移
動度も大きくなるはずである。実際にこれを確かめてみ
た。 [0028] (2)HCI処理の有無による成長層の移動度の膜厚依
存性温度900℃でHCI処理を10分間行った場合と
、HCI処理を行わなかった場合について膜厚の違うボ
ロン・ドープp型(p=5〜3 ox 1014cm−
3)成長層のホール移動度を測定した。基板はダイヤモ
ンドで、成長層もダイヤモンドである。ホール移動度測
定結果を図4に示す。横軸は膜厚(μm) 縦軸はホー
ル移動度(cm2/Vsec)である。○はHCI処理
あり、・はHCI処理無しのデータである。 HCI処理ありの場合の方がホール移動度が大きいとい
うことが分かる。HC1処理したもツバ膜厚が2〜3μ
mで180〜2000m2/vsecである。HCI処
理しないものは同じ厚みで120〜150cm2/Vs
ecであった。 [0029] このように膜厚が厚い場合もHCI処理をしたものの方
が移動度が太きい。しかし差が最も強く現れるのは膜厚
が小さい場合である。HCI処理無しの場合には成長層
の膜厚が薄くなると、移動度が急激に低下する。これは
基板と薄膜の境界にある欠陥の影響が強く現れるからで
ある。しかし、HCI処理を行った場合には、移動度の
膜厚依存性が小さく、0.2〜0.5μmという薄膜で
も、130〜160cm2/v−seeの移動度が得ら
れている。これはHCI処理無しの場合に比べて2〜3
倍の値である。 このデータはダイヤモンド基板を用いた場合の結果であ
るが、c−BN基板を用いた場合も同様の傾向が見られ
た。 [00301 この実施例■の方法で作製した薄膜の電気的特性を調べ
るために、膜厚1μmの試料について図5に示す構造の
ショットキーダイオードを作製した。ダイヤモンド基板
1の上にp型ダイヤモンド成長層2を形成している。こ
の上にさらに電極3.4を設げる。オーミック電極4は
Ti、ショットキー電極3はWを材料としそれぞれ真空
蒸着法により形成している。ショトキ−電極とp型ダイ
ヤモンド成長層の間にダイオードが形成される。 [0031] ダイオードの特性はクォリティファクタ、逆バイアス時
のリーク電流によって評価できる。ダイオードの電流工
を表現する式の自然対数の底eの指数中に、(qV/n
kT)という係数が含まれる。qは電荷素置、Vはpn
接合に掛かる電圧、kはボルツマン定数、Tは絶対温度
である。このnがクォリティファクタである。n=1が
理想的なダイオード特性である。nが太きいと同じ電圧
に対して順方向電流が小さくなる。逆バイアス時のリー
ク電流は小さい方が望ましい。これは言うまでもないこ
とである。基板をHCI処理したものとしなかったもの
について、ショットキーダイオードのクォリティファク
タ(n値)と、逆バイアス50V時のリーク電流値を測
定した。その結果を表1に示す。 [0032]
【表1】
[0033]
上表から分かるように、HCI処理を行うことによって
ダイヤモンド成長層の結晶性が向上し、n値、リーク電
流の小さい良好なショットキーダイオードが得られる。 [0034] (3)前処理に用いるガス依存性 実施例■は塩素を含むガスによって基板を前処理すると
いうところに特徴がある。しかし塩素を含むガスと言っ
てもHCI、C12、CCl4等いろいろある。これら
ガスによって基板処理の効果が違う。これについても調
べた。 塩素を含む様々なガス、温度、圧力で前処理を行った後
、前記実施例と同じ条件で膜厚1μmのBドープp型ダ
イヤモンド薄膜をエピタキシャル成長させた。 前処理時間はいずれの場合も10分である。あるものに
ついてはマイクロ波プラズマを印加しあるものは印加し
なかった。マイクロ波プラズマの影響をも知るためであ
る。その成長層のホール測定の結果を表2に示す。 [0035]
ダイヤモンド成長層の結晶性が向上し、n値、リーク電
流の小さい良好なショットキーダイオードが得られる。 [0034] (3)前処理に用いるガス依存性 実施例■は塩素を含むガスによって基板を前処理すると
いうところに特徴がある。しかし塩素を含むガスと言っ
てもHCI、C12、CCl4等いろいろある。これら
ガスによって基板処理の効果が違う。これについても調
べた。 塩素を含む様々なガス、温度、圧力で前処理を行った後
、前記実施例と同じ条件で膜厚1μmのBドープp型ダ
イヤモンド薄膜をエピタキシャル成長させた。 前処理時間はいずれの場合も10分である。あるものに
ついてはマイクロ波プラズマを印加しあるものは印加し
なかった。マイクロ波プラズマの影響をも知るためであ
る。その成長層のホール測定の結果を表2に示す。 [0035]
【表2】
塩素を含む種々のガスによる前処理条件と薄膜中のホー
ル移動度[0036] に於いても適切な条件で前処理することによってエピタ
キシャル成長層のホール密度、移動度を向上させること
ができる。 またマイクロ波プラズマが存在してもしなくても同様に
効果があるということが分かる。さらに前処理無しの場
合はホール移動度が低いだけでなく、ホール密度自体も
低くなる。 本実施例ではダイヤモンド薄膜成長の場合を中心に述べ
た。しかし本発明の前処理は、c−BNの薄膜成長の場
合も、ダイヤモンド成長の場合と同様に成長層の膜質改
善に有効である。 [0037] [実施例■ フッ素ガスによる前処理の場合]使用した
基板は、実施例■と同じく高圧合成Ib型ダイヤモンド
基板と、高圧合成アンドーフc−BN基板である。これ
ら基板に上にダイヤモンド薄膜を成長させる。前処理、
エピタキシャル成長の条件は実施例■とほぼ同じにしで
ある。 ダイヤモンド、c−BN基板は成長室にセットする前に
有機溶媒による超音波洗浄とフッ硝酸、王水による処理
を行った後、超純水でリンスした。このような処理も実
施例■と同じである。フッ素を含むガスとしてここでは
HFガスを用いて基板の清浄化処理を行った。 [0038] ダイヤモンド薄膜成長前のHF処理は下記の条件で行っ
た。 ガス流量:HF= 5secm H2=300secm 圧力 : 12Torr 処理温度:室温〜1000℃ 処理時間:10分 [0039] こうして処理した基板を大気にさらすことなく温度も高
温に保持したままこの上にダイヤモンド薄膜を成長させ
る。ダイヤモンド薄膜はCH4+H2系を原料ガスとし
たマイクロ波プラズマCVD法により形成した。成長プ
ログラムは図1の通りである。また成長条件は下記の通
りである。 原料ガス:CHH、(CH4/H2=6%)4゛2 成長圧カニ 40Torr 基板温度:850℃ マイクロ波型カニ400W 上記はアンドープのダイヤモンドを成長させる時の原料
ガスである。既に述べたように、p型ダイヤモンド薄膜
を形成する時は、さらにB2 H6を導入する(B2H
6/CH4−50ppm)。 [00401 (1)HF処理温度依存性 この実施例■ではダイヤモンド成長前に基板をフッ素ガ
スで清浄化することに特徴があるがこの効果を確かめる
ためにダイヤモンド成長層のエッチピットの数を調べた
。HF処理を行う温度を室温〜1000℃まで変化させ
た時のダイヤモンド成長層のエッチ・ピット密度の依存
性を図6に示す。この時のダイヤモンド成長層はアンド
ープ膜(膜厚的2μm) 面方位(100)である。成
長層のニ横軸は処理温度、縦軸はエッチピット密度(c
m”)である。・はc−BN基板、○はダイヤモンド基
板上に、ダイヤモンド薄膜を成長させたものである。左
端にHF処理無しのものを示す。 [0041] c−BN基板の場合、HF処理をしない時エッチピット
密度は108cm−2程度であるが、800℃以上でH
F処理をすると107cm−2以下に低減する。ダイヤ
モンド基板の場合、HF処理をしない時エッチピット密
度は5×106cm−2程度であるが、800℃以上で
HF処理すると2〜4×105cm−2程度に低減する
。600℃〜800℃でも効果がある。 このように、600℃〜800℃以上の温度でHF処理
を行うことにより、成長層のエッチピット密度を低減で
きる。ダイヤモンド基板、c−BN基板どちらの場合も
、800℃以上のHF処理によってHF処理無しの場合
(図6の左端に表示)ニ比へて115〜1/10以下と
いう小さいエッチ・ピット密度が得られる。 これは高温でのHF処理が、ダイヤモンド成長層の結晶
性改善に有効であることを示している。結晶性が良けれ
ば欠陥によるキャリヤの散乱が減るので、キャリヤ移動
度も大きくなるはずである。実際にこれを確かめてみた
。 [0042] (2)HF処理の有無による成長層の移動度の膜厚依存
性長層のホール移動度を測定した。基板はダイヤモンド
で、成長層もダイヤモンドである。ホール移動度測定結
果を図7に示す。横軸は膜厚(μm)、縦軸はホール移
動度(0m2/Vsec)である。○はHF処理あり、
・はHF処理無しのデータであ処理したものは膜厚が2
〜3μmで200〜210cm2/Vsecである。H
F処理しないものは同じ厚みで120〜140cm2/
Vsecであった。 [0043] このように膜厚が厚い場合もHF処理をしたものの方が
移動度が大きい。しかし実施例■と同じく差が最も強く
現れるのは膜厚が小さい場合である。HF処理無しの場
合には成長層の膜厚が薄くなると、移動度が急激に低下
する。これは基板と薄膜の境界にある欠陥の影響が強く
現れるからである。しかし、HF処理を行った場合には
、移動度の膜厚依存性が小さく、0.2〜0.5μmと
いう薄膜でも、150〜170cm2/v・seeの移
動度が得られている。これはHF処理無しの場合に比べ
て3〜4倍の値である。 このデータはダイヤモンド基板を用いた場合の結果であ
る力板c−BN基板を用いた場合も同様の傾向が見られ
た。 [0044] この実施例■の方法で作製した薄膜の電気的特性を調べ
るために、膜厚1μmの試料について実施例■と同じよ
うに図5に示す構造のショットキーダイオードを作製し
た。ダイヤモンド基板1の上にp型ダイヤモンド成長層
2を形成し、この上にさらにWのショトキ−電極3、T
iのオーミック電極4を設けている。 [0045] ダイオードの特性は既に述べたように、クォリティファ
クタ、逆バイアス時のリーク電流によって評価できる。 基板をHF処理したものとしなかったものについて、シ
ョットキーダイオードのクォリティファクタ(n値)と
、逆バイアス50v時のリーク電流値を測定した。その
結果を表3に示す。 [0046]
ル移動度[0036] に於いても適切な条件で前処理することによってエピタ
キシャル成長層のホール密度、移動度を向上させること
ができる。 またマイクロ波プラズマが存在してもしなくても同様に
効果があるということが分かる。さらに前処理無しの場
合はホール移動度が低いだけでなく、ホール密度自体も
低くなる。 本実施例ではダイヤモンド薄膜成長の場合を中心に述べ
た。しかし本発明の前処理は、c−BNの薄膜成長の場
合も、ダイヤモンド成長の場合と同様に成長層の膜質改
善に有効である。 [0037] [実施例■ フッ素ガスによる前処理の場合]使用した
基板は、実施例■と同じく高圧合成Ib型ダイヤモンド
基板と、高圧合成アンドーフc−BN基板である。これ
ら基板に上にダイヤモンド薄膜を成長させる。前処理、
エピタキシャル成長の条件は実施例■とほぼ同じにしで
ある。 ダイヤモンド、c−BN基板は成長室にセットする前に
有機溶媒による超音波洗浄とフッ硝酸、王水による処理
を行った後、超純水でリンスした。このような処理も実
施例■と同じである。フッ素を含むガスとしてここでは
HFガスを用いて基板の清浄化処理を行った。 [0038] ダイヤモンド薄膜成長前のHF処理は下記の条件で行っ
た。 ガス流量:HF= 5secm H2=300secm 圧力 : 12Torr 処理温度:室温〜1000℃ 処理時間:10分 [0039] こうして処理した基板を大気にさらすことなく温度も高
温に保持したままこの上にダイヤモンド薄膜を成長させ
る。ダイヤモンド薄膜はCH4+H2系を原料ガスとし
たマイクロ波プラズマCVD法により形成した。成長プ
ログラムは図1の通りである。また成長条件は下記の通
りである。 原料ガス:CHH、(CH4/H2=6%)4゛2 成長圧カニ 40Torr 基板温度:850℃ マイクロ波型カニ400W 上記はアンドープのダイヤモンドを成長させる時の原料
ガスである。既に述べたように、p型ダイヤモンド薄膜
を形成する時は、さらにB2 H6を導入する(B2H
6/CH4−50ppm)。 [00401 (1)HF処理温度依存性 この実施例■ではダイヤモンド成長前に基板をフッ素ガ
スで清浄化することに特徴があるがこの効果を確かめる
ためにダイヤモンド成長層のエッチピットの数を調べた
。HF処理を行う温度を室温〜1000℃まで変化させ
た時のダイヤモンド成長層のエッチ・ピット密度の依存
性を図6に示す。この時のダイヤモンド成長層はアンド
ープ膜(膜厚的2μm) 面方位(100)である。成
長層のニ横軸は処理温度、縦軸はエッチピット密度(c
m”)である。・はc−BN基板、○はダイヤモンド基
板上に、ダイヤモンド薄膜を成長させたものである。左
端にHF処理無しのものを示す。 [0041] c−BN基板の場合、HF処理をしない時エッチピット
密度は108cm−2程度であるが、800℃以上でH
F処理をすると107cm−2以下に低減する。ダイヤ
モンド基板の場合、HF処理をしない時エッチピット密
度は5×106cm−2程度であるが、800℃以上で
HF処理すると2〜4×105cm−2程度に低減する
。600℃〜800℃でも効果がある。 このように、600℃〜800℃以上の温度でHF処理
を行うことにより、成長層のエッチピット密度を低減で
きる。ダイヤモンド基板、c−BN基板どちらの場合も
、800℃以上のHF処理によってHF処理無しの場合
(図6の左端に表示)ニ比へて115〜1/10以下と
いう小さいエッチ・ピット密度が得られる。 これは高温でのHF処理が、ダイヤモンド成長層の結晶
性改善に有効であることを示している。結晶性が良けれ
ば欠陥によるキャリヤの散乱が減るので、キャリヤ移動
度も大きくなるはずである。実際にこれを確かめてみた
。 [0042] (2)HF処理の有無による成長層の移動度の膜厚依存
性長層のホール移動度を測定した。基板はダイヤモンド
で、成長層もダイヤモンドである。ホール移動度測定結
果を図7に示す。横軸は膜厚(μm)、縦軸はホール移
動度(0m2/Vsec)である。○はHF処理あり、
・はHF処理無しのデータであ処理したものは膜厚が2
〜3μmで200〜210cm2/Vsecである。H
F処理しないものは同じ厚みで120〜140cm2/
Vsecであった。 [0043] このように膜厚が厚い場合もHF処理をしたものの方が
移動度が大きい。しかし実施例■と同じく差が最も強く
現れるのは膜厚が小さい場合である。HF処理無しの場
合には成長層の膜厚が薄くなると、移動度が急激に低下
する。これは基板と薄膜の境界にある欠陥の影響が強く
現れるからである。しかし、HF処理を行った場合には
、移動度の膜厚依存性が小さく、0.2〜0.5μmと
いう薄膜でも、150〜170cm2/v・seeの移
動度が得られている。これはHF処理無しの場合に比べ
て3〜4倍の値である。 このデータはダイヤモンド基板を用いた場合の結果であ
る力板c−BN基板を用いた場合も同様の傾向が見られ
た。 [0044] この実施例■の方法で作製した薄膜の電気的特性を調べ
るために、膜厚1μmの試料について実施例■と同じよ
うに図5に示す構造のショットキーダイオードを作製し
た。ダイヤモンド基板1の上にp型ダイヤモンド成長層
2を形成し、この上にさらにWのショトキ−電極3、T
iのオーミック電極4を設けている。 [0045] ダイオードの特性は既に述べたように、クォリティファ
クタ、逆バイアス時のリーク電流によって評価できる。 基板をHF処理したものとしなかったものについて、シ
ョットキーダイオードのクォリティファクタ(n値)と
、逆バイアス50v時のリーク電流値を測定した。その
結果を表3に示す。 [0046]
【表3】
[0047]
上表から分かるように、HF処理を行うことによってダ
イヤモンド成長層の結晶性が向上し、n値、リーク電流
の小さい良好なショットキーダイオードが得られる。 [0048] (3)前処理に用いるガス依存性 実施例■はフッ素を含むガスによって基板を前処理する
というところに特徴がある。しかしフッ素を含むガスと
言ってもHF、F 、CF4等いろいろある。 これらガスによって基板処理の効果が違う。これについ
ても調べた。 フッ素を含む様々なガス、温度、圧力で前処理を行った
後、前記実施例と同じ条件で膜厚1μmのBドープp型
ダイヤモンド薄膜をエピタキシャル成長させた。前処理
時間はいずれの場合も10分である。あるものについて
はマイクロ波プラズマを印加しあるものは印加しなかっ
た。マイクロ波プラズマの影響をも知るためである。そ
の成長層のホール測定の結果を表4に示す。 [0049] [00501 表4かられかるように、HFだけでなく、F +H、C
F4+H2系に於υ)でも適切な条件で前処理すること
によってエピタキシャル成長層のホール密度、移動度を
向上させることができる。またマイクロ波プラズマが存
在してもしなくても同様に効果があるということが分か
る。さらに前処理無しの場合はホール移動度が低いだけ
でなく、ホール密度自体も低くなる。 本実施例ではダイヤモンド薄膜成長の場合を中心に述べ
た。しかし本発明の前処理は、c−BNの薄膜成長の場
合も、ダイヤモンド成長の場合と同様に成長層の膜質改
善に有効である。 [0051] [実施例■ 窒素または水素プラズマ処理]次に、ダイ
ヤモンド薄膜成長の場合を中心に、窒素又は水素プラズ
マ処理をする場合の実施例を述べる。使用した基板は高
圧合成アンドープc−BN基板である。これをこの実施
例■の方法に従い窒素又は水素プラズマで前処理してか
らこ料ガスとしたマイクロ波プラズマCVD法により形
成した。実施例■、■と同じく成長プログラムは図1の
通りである。 [0052] c−BN基板は成長室にセットする前に有機溶媒による
超音波洗浄とフッ硝酸王水による処理を行った後、超純
水でリンスした。これをマイクロ波プラズマ成長装置の
サセプタにセットする。真空チャンバを閉じて真空に引
きH2ガスを流しながらマイクロ波プラズマによって基
板を加熱する。成長温度より少し高い温度に保ってマイ
クロ波プラズマによる処理を行う。このプラズマ処理は
真空チャンバ内のダイヤモンドを成長させるのと同じ空
間でH,N、Ar、02ガスの何れか1種の或は2種の
ガスのマイクロ波プラズマを生成して行った。主なプラ
ズマ処理条件は下記の通りである。 プラズマ処理条件 ガス流量(H,N、Ar、02):50〜300SCC
m圧力 :1〜40T
orrマイクロ波パワー :50〜
800W処理時間 :10〜
60分ヒータによる基板加熱は特に行っていないが、マ
イクロ波プラズマにより基板温度は300〜1200℃
程度まで上昇している。 [0053] プラズマ処理の後、同じ真空チャンバ内で温度を下げる
ことなくc−BN基板の上に、ダイヤモンド薄膜の成長
を行った。成長条件は下記のとおりである。 原料ガス ゛ :CH、H(CH4/H2
=6%)成長圧力 :40Torr基板
温度 :850℃ マイクロ波電力 :400W p型ダイヤモンド薄膜を形成する時は上記原料ガスに加
えてB2 H6を導入した(B H/CH=50pp
m)。 [0054] H、N ガスプラズマによる基板前処理の効果を明ら
かにするため、プラズマパワー依存性、プラズマ処理に
よるキャリヤ移動度の膜厚依存性、前処理に用いるガス
依存性などについて調べた。以下順に説明する。 (1)プラズマパワー依存性 H2プラズマ処理において投入するマイクロ波パワーを
100〜800Wまで変化させた時のダイヤモンド成長
層への影響について検討した。この時のH2プラズマ処
理の条件を下記に示す。 H2流量 :200sccm圧力
:40Torr処理時間
:20分 基板 : c−BN (100)基
板温度はマイクロ波パワーの増大に従って上昇しマイク
ロ波パワー100Wの特約550℃、800Wの時で約
1200℃であった。エピタキシャル成長層は膜厚約2
μmのアンドープ・ダイヤモンド(面方位(100))
薄膜である。 この成長層の結晶性の評価はエッチピット密度により行
った。エッチピットの形成条件は溶融KN○3 (60
0℃)により1時間行った。 [0055] マイクロ波パワーを変化させたときの成長層のエッチピ
ット密度の依存性を図8に示す。図8において横軸はプ
ラズマパワー(w) 縦軸はエッチピット密度プラズ
マ処理をしない場合エッチピット密度は108cm−2
程度である。プラズマパワーが200Wで約3X107
cm−2に減少する。プラズマパワーが407 −2
゜ OWで1〜2xlOCm に減少し、これが最小でこ
の後プラズマパワーが増大するとかえってエッチピット
密度は増加する。800wで6×107cm−2になる
。図8から200〜700Wのパワーで基板をH2プラ
ズマ処理することにより成長層のエッチピット密度をが
なり低減できる事が分かる。 [0056] 300〜600W程度のパワーのHプラズマ処理によっ
てH2プラズマ処理無しの場合(図2に示す成長プログ
ラムのように基板温度が所望の温度まで上昇6という小
さいエッチピット密度が得られる。これはN2プラズマ
処理がダイヤモンド成長層の結晶性改善に有効である事
を示している。 なお、パワーが高過ぎる場合(本実施例では、s o
owの場合)はN2プラズマ処理によって基板表面に荒
れが生じるので、成長層の結晶性向上という効果は得ら
れない。 [0057] (2)N2プラズマ処理の有無による成長層の移動度の
膜厚依存性。 N プラズマ処理(N2流量101005e、圧力30
To r r、マイクロ波パワー400W、処理時間1
5分)を行った場合と、N2プラズマ処理を行わなかっ
た場合について、ボロン・ドープp型(p=5〜30
X 1014c m’)成長層のホール移動度を種々の
膜厚について測定した。このデータはc−BN(100
)基板を用いた場合のものである。 [0058] その結果の膜厚依存性を図9に示す。横軸はダイヤモン
ド層の膜厚(μm)で縦軸はホール移動度(am /V
−sec )である。○はN2プラズマ処理あり、・は
プラズマ処理無しの場合の結果である。N2プラズマ処
理無しの場合には成長層の膜厚が薄くなると移動度が急
激に低下する。これは基板表面に汚れや加工歪みがあり
、これらの影響が薄膜に強く現れるからである。 [0059] しかしN2プラズマ処理を行った場合には移動度の膜厚
依存性が小さく、0゜2〜0.5μmという薄い薄膜で
も120cm2/V−see程度の移動度が得られてい
る・これはN2プラズマ処理無しの場合に比べて3〜4
倍の値である。また2〜3μmのより厚い膜厚の場合も
、N2プラズマ処理を行った場合の方が高い移動度が得
られている。 [0060] 本実施例方法で作製したダイヤモンド薄膜の電気的特性
を調べるため、実施例■、■と同様に膜厚1μmの試料
について図5に示す構造のショットキーダイオードを作
製した。c−BN基板1の上にp型ダイヤモンド成長層
2を本発明方法によって形成し、その上にWのショット
キー電極3とTiのオーミック電極4とを設けた。この
ショットキーダイオードのクォリティファクタ(n値)
と、逆バイアス50V時のリーク電流値を測定した。そ
の結果を表5に示す。 [0061] [0062] 表5かられかるように、基板にN2プラズマ処理を行う
ことによってダイヤモンド成長層の結晶性が向上し、n
値とリーク電流の小さい良好なショットキーダイオード
が得られる。 [0063] (3)前処理に用いるガス依存性 基板の表面処理に種々のガスのプラズマを用いた場合の
効果について検討した。様々なガス、マイクロ波パワー
、圧力で前処理(20分)を行った後、前記実施例と同
じ条件で膜厚1μmのBドープp型ダイヤモンド薄膜を
エピタキシャル成長させた。こうして作ったダイヤモン
ド成長層のホール密度、移動度の測定の結果を表6に示
す。 [0064] [0065] 表6かられかるように、N2、N2プラズマで前処理を
行った場合は、前処理を行わない場合や、Ar、02プ
ラズマで前処理を行った場合に比べてエピタキシャル成
長層のホール密度が高く、ホール移動度も大きい。つま
り半導体素子に加工した時より高速でより大電流を流し
うる素子とすることができる。またH2+N2プラズマ
、N2 +Arプラズマ等でも同様の効果が得られる。 なお本実施例■でもダイヤモンド薄膜成長の場合を中心
に述べたが、c−BN薄膜成長の場合も同様に実施例■
の前処理は、成長層の膜質改善に有効である。 [0066]
イヤモンド成長層の結晶性が向上し、n値、リーク電流
の小さい良好なショットキーダイオードが得られる。 [0048] (3)前処理に用いるガス依存性 実施例■はフッ素を含むガスによって基板を前処理する
というところに特徴がある。しかしフッ素を含むガスと
言ってもHF、F 、CF4等いろいろある。 これらガスによって基板処理の効果が違う。これについ
ても調べた。 フッ素を含む様々なガス、温度、圧力で前処理を行った
後、前記実施例と同じ条件で膜厚1μmのBドープp型
ダイヤモンド薄膜をエピタキシャル成長させた。前処理
時間はいずれの場合も10分である。あるものについて
はマイクロ波プラズマを印加しあるものは印加しなかっ
た。マイクロ波プラズマの影響をも知るためである。そ
の成長層のホール測定の結果を表4に示す。 [0049] [00501 表4かられかるように、HFだけでなく、F +H、C
F4+H2系に於υ)でも適切な条件で前処理すること
によってエピタキシャル成長層のホール密度、移動度を
向上させることができる。またマイクロ波プラズマが存
在してもしなくても同様に効果があるということが分か
る。さらに前処理無しの場合はホール移動度が低いだけ
でなく、ホール密度自体も低くなる。 本実施例ではダイヤモンド薄膜成長の場合を中心に述べ
た。しかし本発明の前処理は、c−BNの薄膜成長の場
合も、ダイヤモンド成長の場合と同様に成長層の膜質改
善に有効である。 [0051] [実施例■ 窒素または水素プラズマ処理]次に、ダイ
ヤモンド薄膜成長の場合を中心に、窒素又は水素プラズ
マ処理をする場合の実施例を述べる。使用した基板は高
圧合成アンドープc−BN基板である。これをこの実施
例■の方法に従い窒素又は水素プラズマで前処理してか
らこ料ガスとしたマイクロ波プラズマCVD法により形
成した。実施例■、■と同じく成長プログラムは図1の
通りである。 [0052] c−BN基板は成長室にセットする前に有機溶媒による
超音波洗浄とフッ硝酸王水による処理を行った後、超純
水でリンスした。これをマイクロ波プラズマ成長装置の
サセプタにセットする。真空チャンバを閉じて真空に引
きH2ガスを流しながらマイクロ波プラズマによって基
板を加熱する。成長温度より少し高い温度に保ってマイ
クロ波プラズマによる処理を行う。このプラズマ処理は
真空チャンバ内のダイヤモンドを成長させるのと同じ空
間でH,N、Ar、02ガスの何れか1種の或は2種の
ガスのマイクロ波プラズマを生成して行った。主なプラ
ズマ処理条件は下記の通りである。 プラズマ処理条件 ガス流量(H,N、Ar、02):50〜300SCC
m圧力 :1〜40T
orrマイクロ波パワー :50〜
800W処理時間 :10〜
60分ヒータによる基板加熱は特に行っていないが、マ
イクロ波プラズマにより基板温度は300〜1200℃
程度まで上昇している。 [0053] プラズマ処理の後、同じ真空チャンバ内で温度を下げる
ことなくc−BN基板の上に、ダイヤモンド薄膜の成長
を行った。成長条件は下記のとおりである。 原料ガス ゛ :CH、H(CH4/H2
=6%)成長圧力 :40Torr基板
温度 :850℃ マイクロ波電力 :400W p型ダイヤモンド薄膜を形成する時は上記原料ガスに加
えてB2 H6を導入した(B H/CH=50pp
m)。 [0054] H、N ガスプラズマによる基板前処理の効果を明ら
かにするため、プラズマパワー依存性、プラズマ処理に
よるキャリヤ移動度の膜厚依存性、前処理に用いるガス
依存性などについて調べた。以下順に説明する。 (1)プラズマパワー依存性 H2プラズマ処理において投入するマイクロ波パワーを
100〜800Wまで変化させた時のダイヤモンド成長
層への影響について検討した。この時のH2プラズマ処
理の条件を下記に示す。 H2流量 :200sccm圧力
:40Torr処理時間
:20分 基板 : c−BN (100)基
板温度はマイクロ波パワーの増大に従って上昇しマイク
ロ波パワー100Wの特約550℃、800Wの時で約
1200℃であった。エピタキシャル成長層は膜厚約2
μmのアンドープ・ダイヤモンド(面方位(100))
薄膜である。 この成長層の結晶性の評価はエッチピット密度により行
った。エッチピットの形成条件は溶融KN○3 (60
0℃)により1時間行った。 [0055] マイクロ波パワーを変化させたときの成長層のエッチピ
ット密度の依存性を図8に示す。図8において横軸はプ
ラズマパワー(w) 縦軸はエッチピット密度プラズ
マ処理をしない場合エッチピット密度は108cm−2
程度である。プラズマパワーが200Wで約3X107
cm−2に減少する。プラズマパワーが407 −2
゜ OWで1〜2xlOCm に減少し、これが最小でこ
の後プラズマパワーが増大するとかえってエッチピット
密度は増加する。800wで6×107cm−2になる
。図8から200〜700Wのパワーで基板をH2プラ
ズマ処理することにより成長層のエッチピット密度をが
なり低減できる事が分かる。 [0056] 300〜600W程度のパワーのHプラズマ処理によっ
てH2プラズマ処理無しの場合(図2に示す成長プログ
ラムのように基板温度が所望の温度まで上昇6という小
さいエッチピット密度が得られる。これはN2プラズマ
処理がダイヤモンド成長層の結晶性改善に有効である事
を示している。 なお、パワーが高過ぎる場合(本実施例では、s o
owの場合)はN2プラズマ処理によって基板表面に荒
れが生じるので、成長層の結晶性向上という効果は得ら
れない。 [0057] (2)N2プラズマ処理の有無による成長層の移動度の
膜厚依存性。 N プラズマ処理(N2流量101005e、圧力30
To r r、マイクロ波パワー400W、処理時間1
5分)を行った場合と、N2プラズマ処理を行わなかっ
た場合について、ボロン・ドープp型(p=5〜30
X 1014c m’)成長層のホール移動度を種々の
膜厚について測定した。このデータはc−BN(100
)基板を用いた場合のものである。 [0058] その結果の膜厚依存性を図9に示す。横軸はダイヤモン
ド層の膜厚(μm)で縦軸はホール移動度(am /V
−sec )である。○はN2プラズマ処理あり、・は
プラズマ処理無しの場合の結果である。N2プラズマ処
理無しの場合には成長層の膜厚が薄くなると移動度が急
激に低下する。これは基板表面に汚れや加工歪みがあり
、これらの影響が薄膜に強く現れるからである。 [0059] しかしN2プラズマ処理を行った場合には移動度の膜厚
依存性が小さく、0゜2〜0.5μmという薄い薄膜で
も120cm2/V−see程度の移動度が得られてい
る・これはN2プラズマ処理無しの場合に比べて3〜4
倍の値である。また2〜3μmのより厚い膜厚の場合も
、N2プラズマ処理を行った場合の方が高い移動度が得
られている。 [0060] 本実施例方法で作製したダイヤモンド薄膜の電気的特性
を調べるため、実施例■、■と同様に膜厚1μmの試料
について図5に示す構造のショットキーダイオードを作
製した。c−BN基板1の上にp型ダイヤモンド成長層
2を本発明方法によって形成し、その上にWのショット
キー電極3とTiのオーミック電極4とを設けた。この
ショットキーダイオードのクォリティファクタ(n値)
と、逆バイアス50V時のリーク電流値を測定した。そ
の結果を表5に示す。 [0061] [0062] 表5かられかるように、基板にN2プラズマ処理を行う
ことによってダイヤモンド成長層の結晶性が向上し、n
値とリーク電流の小さい良好なショットキーダイオード
が得られる。 [0063] (3)前処理に用いるガス依存性 基板の表面処理に種々のガスのプラズマを用いた場合の
効果について検討した。様々なガス、マイクロ波パワー
、圧力で前処理(20分)を行った後、前記実施例と同
じ条件で膜厚1μmのBドープp型ダイヤモンド薄膜を
エピタキシャル成長させた。こうして作ったダイヤモン
ド成長層のホール密度、移動度の測定の結果を表6に示
す。 [0064] [0065] 表6かられかるように、N2、N2プラズマで前処理を
行った場合は、前処理を行わない場合や、Ar、02プ
ラズマで前処理を行った場合に比べてエピタキシャル成
長層のホール密度が高く、ホール移動度も大きい。つま
り半導体素子に加工した時より高速でより大電流を流し
うる素子とすることができる。またH2+N2プラズマ
、N2 +Arプラズマ等でも同様の効果が得られる。 なお本実施例■でもダイヤモンド薄膜成長の場合を中心
に述べたが、c−BN薄膜成長の場合も同様に実施例■
の前処理は、成長層の膜質改善に有効である。 [0066]
以上説明したように、本発明は塩素又はフッ素或は窒素
、水素のプラズマを含むガスによって基板を前処理し、
基板表面の汚染や加工歪みを効率良く除去できるので、
その上に成長させたダイヤモンドあるいはc−BN薄膜
の結晶性が向上する。このためキャリヤ移動度が高いし
、pn接合、ショットキー接合における逆バイアス時の
リーク電流が少ない。実施例ではショットキー接合のみ
を述べたが、ドーパントを入れpn接合を作ることがで
きる。この効果は成長層の膜厚が薄いほど顕著である。 従って本発明はダイヤモンド、c−BNや、ダイヤモン
ドとc−BNの接合を用いたダイオード、トランジスタ
等のデバイス特性向上に極めて有効である。
、水素のプラズマを含むガスによって基板を前処理し、
基板表面の汚染や加工歪みを効率良く除去できるので、
その上に成長させたダイヤモンドあるいはc−BN薄膜
の結晶性が向上する。このためキャリヤ移動度が高いし
、pn接合、ショットキー接合における逆バイアス時の
リーク電流が少ない。実施例ではショットキー接合のみ
を述べたが、ドーパントを入れpn接合を作ることがで
きる。この効果は成長層の膜厚が薄いほど顕著である。 従って本発明はダイヤモンド、c−BNや、ダイヤモン
ドとc−BNの接合を用いたダイオード、トランジスタ
等のデバイス特性向上に極めて有効である。
【図1】
本発明の薄膜成長プログラム図である。横軸は時間で縦
軸は基板温度である。 温度分布を縦線で区切りその工程において供給すべきガ
スを示した。
軸は基板温度である。 温度分布を縦線で区切りその工程において供給すべきガ
スを示した。
【図2】
従来の薄膜形成法の典型例を示す成長プログラム図であ
る。横軸は時間、縦軸は温度である。
る。横軸は時間、縦軸は温度である。
【図3】
本発明の実施例■に係るダイヤモンド成長層のエッチピ
ット密度のHCI処理温度依存性を示すグラフである。 横軸は処理温度、縦軸はエッチピット密度。○はダイヤ
モンド基板、・はc−BN基板上に成長させたもの。
ット密度のHCI処理温度依存性を示すグラフである。 横軸は処理温度、縦軸はエッチピット密度。○はダイヤ
モンド基板、・はc−BN基板上に成長させたもの。
【図4】
本発明の実施例■に係るダイヤモンド成長層ホール移動
度の膜厚依存性をHClによる処理のない場合と対比し
て示すグラフである。横軸は膜厚、縦軸はポール移動度
。○はHCI処理あり、・はHCI処理なし。
度の膜厚依存性をHClによる処理のない場合と対比し
て示すグラフである。横軸は膜厚、縦軸はポール移動度
。○はHCI処理あり、・はHCI処理なし。
【図5】
クォリティファクタと逆バイアス時のリーク電流測定の
ために本発明の方法で作製した薄膜によって作ったショ
ットキーダイオードの断面図である。
ために本発明の方法で作製した薄膜によって作ったショ
ットキーダイオードの断面図である。
【図6】
本発明の実施例■に係るダイヤモンド成長層のエッチピ
ット密度のHF処理温度依存性を示すグラフである。横
軸は処理温度、縦軸はエッチピット密度。○はダイヤモ
ンド基板、・はc−BN基板上に成長させたもの。
ット密度のHF処理温度依存性を示すグラフである。横
軸は処理温度、縦軸はエッチピット密度。○はダイヤモ
ンド基板、・はc−BN基板上に成長させたもの。
【図7】
本発明の実施例■に係るダイヤモンド成長層ホール移動
度の膜厚依存性をHFによる処理のない場合と対比して
示すグラフである。横軸は膜厚、縦軸はホール移動度。 ○はHF処理あり、・はHF処理なし。
度の膜厚依存性をHFによる処理のない場合と対比して
示すグラフである。横軸は膜厚、縦軸はホール移動度。 ○はHF処理あり、・はHF処理なし。
【図8】
本発明の実施例■に係るダイヤモンド成長層のエッチピ
ット密度のH2プラズマパワー依存性を示すグラフであ
る。横軸はプラズマパワー(W) 縦軸はエッチピッ
ト密度(cm”)。
ット密度のH2プラズマパワー依存性を示すグラフであ
る。横軸はプラズマパワー(W) 縦軸はエッチピッ
ト密度(cm”)。
【図9】
本発明の実施例■に係るダイヤモンド成長層のホール移
動度の膜厚依存性を示すグラフである。横軸は膜厚(μ
m) 縦軸はホール移動度(cm2/V−sec )
○はN プラズマ処理なし、・はN2プラズマ処理有
り。
動度の膜厚依存性を示すグラフである。横軸は膜厚(μ
m) 縦軸はホール移動度(cm2/V−sec )
○はN プラズマ処理なし、・はN2プラズマ処理有
り。
1 ダイヤモンド基板
2 p型ダイヤモンド成長層
3 ショットキー電極(W)
4 オーミック電極(Ti)
【図1】
【図2】
図面
本
発
明
従
来
法
【図3】
口
【図4】
【図5】
【図6】
H
\
$
シ
き、
−L骸悩
工
【図7】
HF処理の有無とホール移動度
【図8】
H
\
もシ
\
−L拓留
【図9】
Claims (4)
- 【請求項1】ダイヤモンド基板あるいはc−BN基板上
に、気相合成法によってダイヤモンドあるいはc−BN
のエピタキシャル膜を成長させる方法において、真空中
でエピタキシャル膜を成長させる直前に基板を昇温させ
、かつ塩素を含むガスを導入して基板表面を前処理し、
塩素を含むガスを排除した後に、原料ガスを導入して基
板上に薄膜を形成することを特徴とする薄膜成長法。 - 【請求項2】ダイヤモンド基板あるいはc−BN基板上
に、気相合成法によってダイヤモンドあるいはc−BN
のエピタキシャル膜を成長させる方法において、真空中
でエピタキシャル膜を成長させる直前に基板を昇温させ
、かつフッ素を含むガスを導入して基板表面を前処理し
、フッ素を含むガスを排除した後に、原料ガスを導入し
て基板上に薄膜を形成することを特徴とする薄膜成長法
。 - 【請求項3】ダイヤモンド基板あるいはc−BN基板上
に、気相合成法によってダイヤモンドあるいはc−BN
のエピタキシャル膜を成長させる方法において、真空中
でエピタキシャル膜を成長させる直前に基板を昇温させ
、かつ窒素を含むガスを導入して窒素のプラズマを発生
させこれによって基板表面を前処理し、窒素のプラズマ
を含むガスを排除した後に、原料ガスを導入して基板上
に薄膜を形成することを特徴とする薄膜成長法。 - 【請求項4】ダイヤモンド基板あるいはc−BN基板上
に、気相合成法によつてダイヤモンドあるいはc−BN
のエピタキシャル膜を成長させる方法において、真空中
でエピタキシャル膜を成長させる直前に基板を昇温させ
、かつ水素を含むガスを導入して水素のプラズマを発生
させこれによつて基板表面を前処理し、水素のプラズマ
を含むガスを排除した後に、原料ガスを導入して基板上
に薄膜を形成することを特徴とする薄膜成長法。
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
EP91103367A EP0445754B1 (en) | 1990-03-06 | 1991-03-06 | Method for growing a diamond or c-BN thin film |
DE69117077T DE69117077T2 (de) | 1990-03-06 | 1991-03-06 | Verfahren zum Aufwachsen einer Dünnschicht aus Diamant oder c-BN |
EP94109892A EP0622472A1 (en) | 1990-03-06 | 1991-03-06 | Method for growing a diamond or c-BN thin film on a diamond or c-BN substrate |
US07/664,581 US5250149A (en) | 1990-03-06 | 1991-03-06 | Method of growing thin film |
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Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
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JP2-67762 | 1990-03-16 | ||
JP6776290 | 1990-03-16 | ||
JP2-55819 | 1990-03-16 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
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JPH04146619A true JPH04146619A (ja) | 1992-05-20 |
JP3055181B2 JP3055181B2 (ja) | 2000-06-26 |
Family
ID=26396727
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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JP41895090A Expired - Fee Related JP3055181B2 (ja) | 1990-03-06 | 1990-12-12 | 薄膜成長法 |
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JP (1) | JP3055181B2 (ja) |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JP2007109928A (ja) * | 2005-10-14 | 2007-04-26 | Taiyo Nippon Sanso Corp | 窒化物半導体製造装置部品の洗浄方法と洗浄装置 |
WO2008041586A1 (en) * | 2006-09-26 | 2008-04-10 | Showa Denko K.K. | Method for manufacturing group iii nitride compound semiconductor light-emitting device, group iii nitride compound semiconductor light-emitting device, and lamp |
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JP2009144177A (ja) * | 2007-12-11 | 2009-07-02 | Nippon Electric Glass Co Ltd | 薄膜形成方法及び薄膜形成装置 |
JP2016119428A (ja) * | 2014-12-24 | 2016-06-30 | 一般財団法人ファインセラミックスセンター | ダイヤモンドのエッチング方法、ダイヤモンドの結晶欠陥の検出方法、およびダイヤモンド結晶の結晶成長方法 |
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---|---|---|---|---|
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JPS60186500A (ja) * | 1984-03-06 | 1985-09-21 | Nec Corp | 気相からのダイヤモンド合成法 |
JPS63185894A (ja) * | 1987-01-28 | 1988-08-01 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | ダイヤモンド薄膜又はダイヤモンド状薄膜の製造方法 |
JPH0645455B2 (ja) * | 1987-09-30 | 1994-06-15 | 岩谷産業株式会社 | ホウ素又はその化合物の化学的クリーニング方法 |
-
1990
- 1990-12-12 JP JP41895090A patent/JP3055181B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1991
- 1991-03-06 EP EP94109892A patent/EP0622472A1/en not_active Ceased
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EP0762486A3 (en) * | 1995-07-29 | 1997-12-29 | Hewlett-Packard Company | Etching of nitride crystal |
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WO2008041586A1 (en) * | 2006-09-26 | 2008-04-10 | Showa Denko K.K. | Method for manufacturing group iii nitride compound semiconductor light-emitting device, group iii nitride compound semiconductor light-emitting device, and lamp |
JP2008109084A (ja) * | 2006-09-26 | 2008-05-08 | Showa Denko Kk | Iii族窒化物化合物半導体発光素子の製造方法、及びiii族窒化物化合物半導体発光素子、並びにランプ |
JP2008277707A (ja) * | 2007-05-07 | 2008-11-13 | Semiconductor Energy Lab Co Ltd | 半導体装置の作製方法 |
JP2009144177A (ja) * | 2007-12-11 | 2009-07-02 | Nippon Electric Glass Co Ltd | 薄膜形成方法及び薄膜形成装置 |
JP2016119428A (ja) * | 2014-12-24 | 2016-06-30 | 一般財団法人ファインセラミックスセンター | ダイヤモンドのエッチング方法、ダイヤモンドの結晶欠陥の検出方法、およびダイヤモンド結晶の結晶成長方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
EP0622472A1 (en) | 1994-11-02 |
JP3055181B2 (ja) | 2000-06-26 |
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