JP6374354B2 - ＳｉＣ結晶の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、ＳｉＣ基板上にＳｉＣ結晶を製造する方法に関するものである。本発明は、特に、ＮでドープされたＳｉＣ結晶の製造方法に関するものである。

ＳｉＣ基板上にＳｉＣ結晶を形成するには、ＣＶＤ法が、一般的に適用される。ＣＶＤ法では、原料ガスを反応室内に供給しつつ、ＳｉＣ基板と、そのＳｉＣ基板を支持するサセプタを加熱し、気相中で化学反応を起こさせて、ＳｉＣ結晶を気相成長させる。

ＳｉＣ結晶に特定の元素をドープする方法としては、大別して２つの方法がある。１つ目の方法は、ＣＶＤ法で用いる原料ガスに含まれる元素として、ＳｉとＣの他に、ドーパント元素として特定の元素をさらに加え、特定の元素がドープされたＳｉＣ結晶を気相成長させる方法である。２つ目の方法は、ＣＶＤ法で用いる原料ガスにドーパント元素として特定の元素を加えず、先ず、ＣＶＤ法で特定の元素をドープしないＳｉＣ結晶を気相成長させる。そして、そのＳｉＣ結晶に、イオン注入法を用いて特定の元素をドープする方法である。

ＣＶＤ法を用いて、特定の元素でドープされたＳｉＣ結晶を気相成長させる方法としては、例えば、特許文献１には、ＳｉとＣの他にドーパント元素としてＮを含む原料ガスを用い、ＳｉＣ基板上に、ＮでドープされたＳｉＣ結晶を気相成長させる方法が開示されている。また、原料ガスとして、Ｓｉ系ガスとＣ系ガスとＮ_２ガスの混合ガスが開示されている。さらに、Ｓｉ系ガスとしてモノシランガス及びジクロロシランガス、Ｃ系ガスとしてプロパンガス及びメタンガスが開示されている。

特許文献１に開示される方法においては、比較的低い濃度のＮでドープされたＳｉＣ結晶を気相成長させる。具体的には、Ｎドナー濃度が、２．０×１０^１５原子／ｃｍ^３以上５．０×１０^１６原子／ｃｍ^３未満である。

特開２０１３−２１１５００号公報

特許文献１に開示される方法においては、ＳｉＣ結晶にＮがドープされ難い。したがって、Ｎドナー濃度を１×１０^１７原子／ｃｍ^３〜９×１０^１７原子／ｃｍ^３に高めるためには、原料ガスにおけるＮ_２ガス量を、Ｓｉ系ガスとＣ系ガスの合計量の２０倍程度にする必要がある。

また、特許文献１に開示される方法においては、ＳｉＣ結晶の一部の領域についてのみ、Ｎドナー濃度を高くすることは難しい。

一方、ＳｉＣ結晶の一部の領域についてのみ、Ｎドナー濃度を高くする場合には、イオン注入法により、Ｎをドープすることが行われている。即ち、一部の領域にのみ、Ｎをイオン注入することが行われている。

しかし、イオン注入は、高エネルギーのイオンを結晶中に結晶の外から注入する方法であるため、ＳｉＣ結晶の構造に損傷を与えやすい。即ち、積層欠陥、基底面転位の拡張、ＢＰＤハーフループ、及び点欠陥が発生しやすい。その結果、素子としたときの性能が低下しやすい。この性能低下を防止するため、結晶構造を回復させる熱処理が一般的に行われている。しかし、この熱処理によって、ＳｉＣ結晶の品質低下を招き、工数も増加する。

本発明は、効率的にＮをドープすることができる、ＳｉＣ結晶の製造方法を提供することを目的とする。

また、本発明は、ＳｉＣ結晶の構造に損傷を与えることなく、ＳｉＣ結晶の一部の領域についてのみ、Ｎドナー濃度を高くすることができる、ＳｉＣ結晶の製造方法を提供することを目的とする。

発明者らは鋭意検討の結果、本発明に想到した。本発明の要旨は次のとおりである。
〈１〉Ｓｉ、Ｃ、及びＮを含む原料ガスを供給して、ＳｉＣ基板上に、ＮでドープされたＳｉＣ結晶を気相成長させるＳｉＣ結晶の製造方法であって、
前記ＳｉＣ基板は、Ｌａ、Ｃｅ若しくはＴｉが表面に堆積されているＳｉＣ基板、又はＬａ、Ｃｅ若しくはＴｉがイオン注入されているＳｉＣ基板である、ＳｉＣ結晶の製造方法。
〈２〉前記ＳｉＣ基板の表面の一部のみに、Ｌａ、Ｃｅ若しくはＴｉが堆積、又はＬａ、Ｃｅ若しくはＴｉがイオン注入されている、〈１〉項に記載の方法。
〈３〉前記Ｌａ、Ｃｅ若しくはＴｉが、蒸着法、スパッタリング法、又はＣＶＤ法で堆積されている、〈１〉項又は〈２〉項に記載の方法。
〈４〉前記気相成長後に、堆積されているＬａ、Ｃｅ若しくはＴｉを除去することをさらに含む、〈１〉〜〈３〉のいずれか１項に記載の方法。
〈５〉前記イオン注入後、前記原料ガスの供給前に、イオン注入されている前記ＳｉＣ基板にアニーリング処理をすることをさらに含む、〈１〉項又は〈２〉項に記載の方法。
〈６〉前記気相成長の途中で、前記ＳｉＣ結晶の表面に、Ｌａ、Ｃｅ若しくはＴｉを堆積、又はＬａ、Ｃｅ若しくはＴｉをイオン注入することをさらに含む、〈１〉〜〈５〉項のいずれか１項に記載の方法。

本発明によれば、効率的にＮをドープすることができる、ＳｉＣ結晶の製造方法を提供することができる。

さらに、本発明によれば、ＳｉＣ結晶の構造に損傷を与えることなく、ＳｉＣ結晶の一部の領域についてのみ、Ｎドナー濃度を高くすることができる、ＳｉＣ結晶の製造方法を提供することができる。

原料ガスのＮ_２濃度とＮ_ｄ’／Ｎ_ｄ（一定量のＬａの堆積によるＮドナー濃度の向上率）との関係を示すグラフである。 原料ガスのＮ／Ｓｉ比とＮでドープされたＳｉＣ結晶の成膜速度との関係を、Ｌａの堆積の有無で比較したグラフである。 本発明の実施形態のうち、ＳｉＣ基板の表面の一部のみにＬａが堆積された実施形態の一例を示す図である。 原料ガスのＮ_２ガス濃度とＮドナー濃度との関係をＬａの堆積の有無で整理した結果を示すグラフである。 ＳｉＣ基板表面のＬａ濃度とＮドナー濃度（一定量のＮ_２ガス供給下）との関係を示すグラフである。 ＳｉＣ基板表面のＬａ濃度とＮ_ｄ’／Ｎ_ｄ（Ｌａの堆積によるＮドナー濃度の向上率）との関係を示すグラフである。 原料ガスのＮ_２ガス濃度とＮドナー濃度との関係をＣｅのイオン注入の有無で整理した結果を示すグラフである。 原料ガスのＮ_２濃度とＮ_ｄ’／Ｎ_ｄ（Ｃｅのイオン注入によるＮドナー濃度の向上率）との関係を示すグラフである。 ＳｉＣ基板表面のＣｅ濃度とＮ_ｄ’／Ｎ_ｄ（Ｃｅの堆積によるＮドナー濃度の向上率）との関係を示すグラフである。 ＳｉＣ基板にＣｅをイオン注入したときのＣｅ濃度の深さ方向の分布を示す図である。 原料ガスのＮ／Ｓｉ比とＮドナー濃度との関係をＣｅイオン注入の有無で整理した結果を示すグラフである。 原料ガスのＮ／Ｓｉ比とＮでドープされたＳｉＣ結晶の成長速度との関係をＣｅイオン注入の有無で整理したグラフである。

以下、本発明に係るＳｉＣ結晶の製造方法の実施形態を詳細に説明する。なお、以下に示す実施形態は、本発明を限定するものではない。

本発明に係るＳｉＣ結晶の製造方法は、Ｓｉ、Ｃ、及びＮを含む原料ガスを供給して、ＳｉＣ基板上に、ＮでドープされたＳｉＣ結晶を気相成長させる。この際、通常のＣＶＤ装置を使用することができる。

Ｓｉ、Ｃ、及びＮを含む原料ガスは、通常のＣＶＤ法と同様でよい。例えば、Ｓｉを含むガスと、Ｃを含むガスと、Ｎを含むガスとの混合ガスを用いることができる。Ｓｉを含むガスとしては、例えば、ＳｉＣＨ_３Ｈ_３（モノメチルシラン）ガス、ＳｉＨ_４（モノシラン）ガス、又はＳｉＨ_２Ｃｌ_２（ジクロロシラン）等が挙げられ、これらを組み合わせてもよい。Ｃを含むガスとしては、ＣＨ_４（メタン）ガス、Ｃ_２Ｈ_６（エタン）ガス、又はＣ_３Ｈ_８（プロパンガス）が挙げられ、これらを組み合せてもよい。Ｎを含むガスとしては、Ｎ_２ガス又はＮＨ_４ガス等が挙げられ、これらを組み合せてもよい。

Ｓｉ、Ｃ、及びＮを含む原料ガスを、キャリアガスとともにＣＶＤ装置の反応室に供給してもよい。キャリアガスとしては、Ｈ_２ガス又はＡｒガス等があり、これらを組み合わせてもよい。なお、キャリアガスを使用する場合には、各ガスの濃度（体積％）は、Ｓｉ、Ｃ、及びＮを含む原料ガスとキャリアガスの合計を全体とする。例えば、ＳｉＣＨ_３Ｈ_３ガスとＣＨ_４ガスとＮ_２ガスの混合ガスを原料ガスとし、キャリアガスを使用する場合のＮ_２ガス濃度（体積％）は、〔（Ｎ_２ガスの体積）／｛（ＳｉＣＨ_３Ｈ_３ガスの体積）＋（ＣＨ_４ガスの体積）＋（Ｎ_２ガスの体積）＋（キャリアガスの体積）｝〕×１００である。

通常のＳｉＣ基板、即ち、Ｌａが表面に堆積されていないＳｉＣ基板を用いた場合には、ＳｉＣ基板の表面から、次々と、ＮがドープされたＳｉＣ結晶が気相成長する。しかし、Ｓｉ、Ｃ、及びＮとの間の化学反応性から、Ｎのドープの効率は低い。

本発明においては、Ｌａ、Ｃｅ若しくはＴｉが表面に堆積されているＳｉＣ基板、又はＬａ、Ｃｅ若しくはＴｉがイオン注入されているＳｉＣ基板を用いる。以下の説明は、Ｌａを中心に説明するが、Ｃｅ又はＴｉについても同様である。その理由については後述する。

（Ｌａが表面に堆積されているＳｉＣ基板を用いる場合）
先ず、Ｌａが表面に堆積されているＳｉＣ基板を用いる場合について説明する。Ｌａが堆積されたＳｉＣ基板を得る方法は、特に限定されない。例えば、ＳｉＣ基板の表面に、蒸着法、スパッタリング法、又はＣＶＤ法でＬａを堆積する方法が挙げられる。

いずれの方法でＬａを堆積した場合でも、その堆積後に、Ｈ_２雰囲気で熱処理し、Ｌａ層の表面を洗浄してもよい。温度及び時間は適宜決定すればよいが、温度は１５５０〜１７５０℃、時間は１０〜６０分が好ましい。１５５０℃以上であれば、Ｈ_２ガスが活性化し、洗浄効果が向上する。１５７５℃以上、１６００℃以上、又は１６２５℃以上が、より好ましい。一方、１７５０℃以下であれば、ＳｉＣのエッチング効果の増大による成長速度の低下が問題になることはない。１７２５℃以下、１７００℃以下、又は１６７５℃以下が、より好ましい。

Ｌａが表面に堆積されているＳｉＣ基板に、Ｓｉ、Ｃ、及びＮを含む原料ガスを供給すると、このガスは、ＳｉＣ基板の表面に堆積された個々のＬａの間を通過する。そして、ＮでドープされたＳｉＣ結晶は、ＳｉＣ基板とＬａの間に入り込むように気相成長する。その際、Ｌａは、ＮでドープされたＳｉＣ結晶の表面に存在する。このようにして、次々と、ＮでドープされたＳｉＣ結晶が気相成長していく。

ＷｅｂＥｌｅｍｅｎｔｓ Ｐｅｒｉｏｄｉｃ Ｔａｂｌｅ（ｈｔｔｐ：／／ｗｗｗ．ｗｅｂｅｌｅｍｅｎｔｓ．ｃｏｍ／）によれば、Ｓｉの共有結合半径は１１６ｐｍであり、また、Ｃの共有結合半径は７５ｐｍであるのに対し、Ｌａの共有結合半径は１８０ｐｍである。即ち、Ｌａの共有結合半径は、Ｓｉ及びＣのいずれの共有結合半径よりも大きい。したがって、Ｌａは、置換型又は侵入型でＳｉとＣの結晶格子内で存在するよりも、ＳｉとＣの結晶格子外で存在する方が安定である。これにより、ＮをドープしたＳｉＣ結晶は、ＳｉＣ基板とＬａの間で気相成長を続ける。

そして、Ｌａにより、Ｓｉ、Ｃ、及びＮとの間で化学反応性が向上しているため、Ｎのドープ効率は高い。

ここで、Ｌａが表面に堆積されていないＳｉＣ基板を用いたときのＮドナー濃度をＮ_ｄ、Ｌａが表面に堆積されているＳｉＣ基板を用いたときのＮドナー濃度をＮ_ｄ’として、Ｎ_ｄ’／Ｎ_ｄを考慮する。なお、Ｎをドープせずに気相成長させたＳｉＣ結晶のキャリア濃度は１０^１４原子／ｃｍ^３台であることから、１０^１５〜１０^１８原子／ｃｍ^３の範囲で制御する場合には、Ｎドナー濃度はｎ型キャリア濃度と等しい。

Ｓｉ、Ｃ、及びＮを含む原料ガス中のＮの濃度が増加すれば、Ｎドナー濃度も増加する。そこで、Ｎ_ｄ’／Ｎ_ｄを考慮すれば、Ｓｉ、Ｃ、及びＮを含む原料ガス中のＮの濃度の増加の影響を受けることなく、Ｌａが表面に堆積されているＳｉＣ基板を用いることによる、Ｎドナー濃度の向上効果を正味で評価できる。即ち、Ｎ_ｄ’／Ｎ_ｄは、Ｌａの堆積によるＮドナー濃度の向上率を意味する。

図１は、一定量（一定厚さ０．５ｎｍ）のＬａを堆積させた条件下で、Ｓｉ、Ｃ、及びＮを含む原料ガスのＮ_２濃度（図１中では、紙面の都合上、単に「原料ガスのＮ_２濃度」という）とＮ_ｄ’／Ｎ_ｄの関係の一例を示すグラフである。

図１から分かるように、Ｓｉ、Ｃ、及びＮを含む原料ガスのＮ_２濃度によらず、Ｎ_ｄ’／Ｎ_ｄの値は、ほぼ一定である。これにより、Ｌａが表面に堆積されているＳｉＣ基板を用いることで、Ｎドープの効率は向上しているといえる。これは、Ｌａの堆積により、ＳｉとＣとＮの間で化学反応性が向上していることを意味する。

この化学反応性の向上を、ＮでドープされたＳｉＣ結晶の成膜速度の観点から説明する。図２は、Ｓｉを含む原料ガスとＮを含む原料ガスの濃度比Ｎ／Ｓｉ比と、ＮでドープされたＳｉＣ結晶の成膜速度との関係を、Ｌａが表面に堆積されているＳｉＣ基板を用いたときと、Ｌａが表面に堆積されていないＳｉＣ基板を用いたときで比較した一例を示すグラフである。

なお、図２において、紙面の関係上、Ｓｉ、Ｃ、及びＮを含む原料ガスのＮ／Ｓｉ比は、単に「Ｎ／Ｓｉ比」と、ＮでドープされたＳｉＣ結晶の成膜速度は、単に「成膜速度」と、「Ｌａが表面に堆積されているＳｉＣ基板を用いたとき」は「Ｌａ堆積あり」と、「Ｌａが表面に堆積されていないＳｉＣ基板を用いたとき」は「Ｌａ堆積なし」とした。

図２から分かるように、Ｌａが表面に堆積されているＳｉＣ基板を用いたとき、ＳｉＣ結晶の成膜速度が向上している。このことから、Ｌａの堆積により、ＳｉとＣとＮの間で化学反応性が向上しているといえる。

これまで説明したように、Ｌａが表面に堆積されているＳｉＣ基板を用いると、ＮでドープされたＳｉＣ結晶における、Ｎドープの効率と成膜速度とが向上する作用効果が得られる。次に、この作用効果とＬａの堆積量の関連について説明する。

Ｌａの堆積量については、単位面積当たり、１×１０^１２原子／ｃｍ^２以上のＬａが堆積されていることが好ましい。１×１０^１２原子／ｃｍ^２以上であれば、個々のＬａ同士の間隔が離れすぎないため、Ｌａを堆積した領域内で均一に、上記作用効果を得ることができる。５×１０^１２原子／ｃｍ^２以上又は１×１０^１３原子／ｃｍ^２以上が、より好ましい。

一方、単位面積当たり、１×１０^１６原子／ｃｍ^２以下のＬａが堆積されていることが好ましい。１×１０^１６原子／ｃｍ^２以下であれば、上記作用効果が飽和することはない。５×１０^１５原子／ｃｍ^２以下又は１×１０^１５原子／ｃｍ^２以下が、より好ましい。

なお、１×１０^１２〜１×１０^１６原子／ｃｍ^２をＬａの堆積厚さに換算すると、３×１０^−４〜３．７ｎｍである。そして、１×１０^１２原子／ｃｍ^２は、表面に露出したＳｉ原子とＣ原子の合計１０００個に対して、Ｌａが１個堆積していることに相当する。また、堆積しているＬａをＸ線光電子分光分析（ＸＰＳ：Ｘ−Ｒａｙ Ｐｈｏｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ ａｎａｌｙｓｉｓ）したときの測定値で表すと、０．０１〜１００原子％に相当する。

参考までに、Ｓｉ、Ｃ、及びＮを含む原料ガスのＮ濃度について、Ｎ_２ガスを例にして、付言する。図１に示したように、Ｓｉ、Ｃ、及びＮを含む原料ガスのＮ_２ガス濃度にかかわらず、Ｎ_ｄ’／Ｎ_ｄはほぼ一定である。このことは、原料ガスのＮ_２ガス濃度によらず、Ｎドープ効率がほぼ一定であることを表している。本発明により、少ないＮ_２ガスの供給量で従来より多くのＮドナー濃度が得られるため、過度のＮ_２ガスの供給は不要である。

（Ｌａがイオン注入されているＳｉＣ基板を用いる場合）
次に、Ｌａがイオン注入されているＳｉＣ基板を用いる場合について説明する。Ｌａは原子量が大きいため、加速電圧に対して飛程が小さくなる。したがって、加速電圧が１７０ｋｅＶでも、飛程は５５ｎｍ程度に収まる。

Ｌａのイオン注入深さが、ＳｉＣ基板の表面から１００ｎｍ以下であれば、ＬａがＳｉＣ基板の表面近傍に堆積している、即ち、ＬａがＳｉＣ基板の表面に存在しているのと同じ作用効果が得られる。ＮでドープされたＳｉＣ結晶を気相成長するためには、Ｌａがイオン注入されているＳｉＣ基板を加熱する。Ｌａのイオン注入深さが、ＳｉＣ基板の表面から１００ｎｍ以下であれば、この加熱により、イオン注入されていたＬａの少なくとも一部がアニーリングされて、ＳｉＣ基板の表面に偏在すると考えられる。

上述したように、Ｌａの原子量が大きいため、加速電圧が１７０ｋｅＶでも、飛程は５５ｎｍ程度に収まる。したがって、ＬａをＳｉＣ基板の表面から深い位置までイオン注入することは容易でないと同時に、Ｌａの共有結合半径は、Ｓｉ及びＣのいずれの共有結合半径よりも大きいため、アニーリング処理によって、Ｌａは、ＳｉＣ基板表面に偏在しやすい。

アニーリング処理の条件は適宜決定すればよいが、温度は１５５０〜１７５０℃、時間は１０〜６０分が好ましい。１５５０℃以上であれば、多くのＬａを、比較的容易にＳｉＣ基板の表面に偏在させることができる。一方、１７５０℃以下であれば、蒸発による表面Ｌａ濃度の低下を抑制することができる。

なお、ＳｉＣ結晶を気相成長させるときの昇温によって、アニーリングと同様の効果を得ることができるため、アニーリングを別途施さなくてもよい。一方、Ｌａの蒸気圧は比較的低いため、蒸発の進みやすい低圧（１．３３ｋＰａ（１０ｔｏｒｒ））のＨ_２ガスフロー雰囲気下で、３時間にわたってアニーリングしても、Ｌａが全て蒸発してしまうことはない。

これまで説明してきたように、Ｌａのイオン注入深さは、ＳｉＣ基板の表面から１００ｎｍ以下であればよい。この観点から、イオン注入の際の加速電圧ついては、１５〜１７０ｋｅＶが好ましい。１５ｋｅＶ以上であれば、Ｌａのイオンを効率よくＳｉＣ基板に注入することができる。一方、１７０ｋｅＶ以下であれば、イオンの飛程が１００ｎｍを超えることはない。

また、ＬａをＳｉＣ基板にイオン注入する際に用いる装置は、特に限定されない。例えば、高電流イオン注入装置、中電流イオン注入装置、又は高エネルギーイオン注入装置を用いることができる。

（気相成長の途中におけるＬａの堆積又はイオン注入）
ＮでドープされたＳｉＣ結晶の気相成長の途中で、このＳｉＣ結晶の表面に、さらにＬａを堆積又はイオン注入してもよい。このようにすると、さらにＬａを堆積又はイオン注入した後に気相成長させたＳｉＣ結晶のＮドナー濃度と、さらにＬａを堆積又はイオン注入する前に気相成長させたＳｉＣ結晶のＮドナー濃度とを、異なる濃度とすることができる。

なお、ＮでドープされたＳｉＣ結晶の気相成長の途中で、さらに堆積又はイオン注入したＬａも、その堆積又はイオン注入後に気相成長させたＳｉＣ結晶の表面に存在することはいうまでもない。

ＮでドープされたＳｉＣ結晶の気相成長の途中で、さらにＬａをさらに堆積させる場合、Ｓｉ、Ｃ、及びＮを含む原料ガスの供給を中断してＬａを堆積してもよいし、ＮでドープされたＳｉＣ結晶を気相成長させながらＬａを堆積させてもよい。ＮでドープさせたＳｉＣ結晶を気相成長させながらＬａを堆積させる方法としては、Ｓｉ、Ｃ、及びＮを含む原料ガスを供給している途中で、Ｓｉ、Ｃ、Ｎ、及びＬａを含む原料ガスに代えて、気相成長を続ける。

（堆積されているＬａの除去）
ＮでドープされたＳｉＣ結晶を気相成長させた後、そのＳｉＣ結晶の表面には、堆積されたＬａが残存している。ＳｉＣ結晶に電極等を取り付けて素子にする際、この堆積されたＬａを除去することにより、ＮでドープされたＳｉＣ結晶が有する本来の特性を充分に発揮することができる。

除去の方法は、特に限定されないが、ＮでドープしたＳｉＣ結晶を変質させることのない方法が好ましい。例えば、ＣＭＰ研磨、ラッピング、及びエッチングである。また、除去後、ＮでドープされたＳｉＣ結晶の平坦度を確保しやすい方法が、さらに好ましい。例えば、ＣＭＰ研磨又はラッピングである。

（Ｌａが表面の一部のみに堆積されているＳｉＣ基板）
ＳｉＣ基板の表面の一部のみにＬａが堆積されていると、ＮでドープされたＳｉＣ結晶について、Ｌａの堆積領域のＮドナー濃度を、他の部分のＮドナー濃度よりも、高くすることができる。

図３は、本発明の実施形態のうち、Ｌａが表面の一部のみに堆積されているＳｉＣ基板に、ＮでドープされたＳｉＣ結晶を気相成長させる一例を示す図である。

図３（ａ）は、Ｌａが表面の一部のみに堆積されているＳｉＣ基板の断面を示す模式図である。図３（ｂ）は、図３（ａ）のＳｉＣ基板に、ＮでドープされたＳｉＣ結晶を気相成長させた後の断面を示す模式図である。図３（ｃ）は、ＮでドープされたＳｉＣ結晶の表面に存在するＬａを除去した後の断面を示す模式図である。図３（ｄ）は、ＮでドープしたＳｉＣ結晶の表面を平坦化した後の断面を示す模式図である。図３（ｅ）は、図３（ｄ）のＳｉＣ基板に、絶縁膜と各電極を取り付け、横型ＭＥＳＦＥＴトランジスタにした後の断面を示す模式図である。

図３（ａ）に示したように、Ｌａ堆積領域２０がＳｉＣ基板１０の表面の一部のみに形成されている。堆積方法は、これまでに説明してきたいずれの方法でもよい。

図３（ａ）に示したＳｉＣ基板を反応室（図示しない）に装入し、Ｓｉ、Ｃ、及びＮを含む原料ガスを反応室に供給する。それにより、図３（ｂ）に示したように、Ｌａ堆積領域２０と、Ｌａ堆積領域２０以外の両方について、ＮでドープされたＳｉＣ結晶３０を気相成長させる。Ｌａ堆積領域２０は、ＮでドープされたＳｉＣ結晶３０のＳｉＣ基板１０と反対側の表面に存在する。即ち、ＳｉＣ基板１０とＬａ堆積領域２０で挟まれた部分に、ＮでドープされたＳｉＣ結晶３０を気相成長させる。

それにより、ＮでドープされたＳｉＣ結晶３０のうち、ＳｉＣ基板１０とＬａ堆積領域２０の間に挟まれた部分は、高窒素濃度部３０ａとして成膜される。一方、ＳｉＣ基板１０とＬａ堆積領域２０の間に挟まれた部分以外は、低窒素濃度部３０ｂとして成膜される。

また、Ｌａ堆積領域２０の働きによって、高窒素濃度部３０ａの成膜速度は、低窒素濃度部３０ｂの成膜速度よりも高い。その結果、低窒素濃度部３０ｂよりも高窒素濃度部３０ａを厚く成膜される。

図３（ｃ）に示したように、ＮでドープされたＳｉＣ結晶３０を気相成長させた後、Ｌａ堆積領域２０を除去してもよい。除去の理由及び方法は、これまでの説明と同様である。

低窒素濃度部３０ｂよりも高窒素濃度部３０ａが厚く成膜されているため、素子の設計の都合により、図３（ｄ）に示したように、低窒素濃度部３０ｂと高窒素濃度部３０ａを研磨等によって平坦化してもよい。

素子の作製にあたっては、所望の特性を得るため、例えば、図３（ｅ）に示したように、絶縁膜と各電極を取り付けることができる。例えば、先ず、ＮでドープしたＳｉＣ結晶３０を平坦化した面に絶縁膜４０を形成する。絶縁膜４０の形成方法は常法でよい。また、絶縁膜４０は絶縁性が確保できれば、材質は限定されず、例えば、ＳｉＯ_２がある。

その後、絶縁膜４０のうち、高窒素濃度部３０ａを被覆している部分を除去し、ＳｉＣ結晶３０を露出させる。除去方法は常法でよく、例えば、ウエットエッチング又はドライエッチングである。

そして、ＳｉＣ結晶３０の露出部に、ソース電極５０ａ及びドレイン電極５０ｂを形成する。形成方法は特に限定されないが、例えば、電子ビーム蒸着法がある。形成されたソース電極５０ａ及びドレイン電極５０ｂは、１０００℃程度のアルゴンガス雰囲気で１０分ほど加熱され、オーミック電極としてもよい。

次いで、絶縁部４０のうち、低窒素濃度部３０ｂを被覆する部分の一部にゲート電極５０ｃを形成する。形成方法は特に限定されないが、電子ビーム蒸着で、Ｔｉ、Ｐｔ、又はＡｕを形成する。

このように作製した、図３（ｅ）の横型ＭＥＳＦＥＴトランジスタ６０は素子の一例であり、高窒素濃度部３０ａと低窒素濃度部３０ｂの数及び位置関係を適宜変更し、異なる種類の素子を作製することができる。例えば、ＭＯＳＦＥＴトランジスタ、縦型及び横型の素子、並びに、ダイオードである。

これらの素子において、オーミック特性を得たい部分のみを、Ｌａ堆積領域２０として高窒素濃度部３０ａを成膜すると、コンタクト抵抗を著しく低減できる素子が得られる。

（Ｌａが表面の一部のみにイオン注入されているＳｉＣ基板）
図３におけるＬａ堆積領域２０に相当する部分に、Ｌａをイオン注入して、イオン注入部（図示しない）を形成できる。

そして、アニーリングまたはＣＶＤ時の加熱によって、イオン注入部（図示しない）のＬａは、ＳｉＣ基板１０の表面に偏在し、Ｌａ偏在領域（図示しない）が形成される。Ｌａ偏在領域（図示しない）が形成されたときの断面は、Ｌａ堆積領域２０がＳｉＣ基板１０の表面の一部のみに堆積された状態と同じになる（図３（ａ）、参照）。

その後は、Ｌａが表面の一部のみに堆積されているＳｉＣ基板を用いる場合と同様である。

（Ｃｅ若しくはＴｉが表面に堆積されているＳｉＣ基板、又はＣｅ若しくはＴｉがイオン注入されているＳｉＣ基板）
これまで、Ｌａが表面に堆積されているＳｉＣ基板、又はＬａがイオン注入されているＳｉＣ基板を用いる場合について説明してきた。ＷｅｂＥｌｅｍｅｎｔｓ Ｐｅｒｉｏｄｉｃ Ｔａｂｌｅ（ｈｔｔｐ：／／ｗｗｗ．ｗｅｂｅｌｅｍｅｎｔｓ．ｃｏｍ／）によれば、Ｓｉ、Ｃ、Ｌａ、Ｃｅ、及びＴｉの共有結合半径は、それぞれ、１１６ｐｍ、７５ｐｍ、１８０ｐｍ、１６３ｐｍ、及び１３６ｐｍである。したがって、Ｃｅ及びＴｉの共有結合半径は、Ｌａの共有結合半径より小さいものの、Ｃｅ及びＴｉの共有結合半径は、いずれも、Ｓｉ及びＣの共有結合半径より大きい。

また、Ｃｅ及びＴｉは、Ｌａと蒸気圧が同等であるため、ＳｉＣ結晶を気相成長させるためのＣＶＤの条件、特に、温度について、Ｌａと同等にすることができる。即ち、ＣＶＤを、Ｌａ、Ｃｅ、及びＴｉが溶融又は蒸発しない温度で行うことができる。

したがって、Ｃｅ又はＴｉは、Ｌａと同様に、ＮでドープしたＳｉＣ結晶について、Ｎドナー濃度と成膜速度の増加を促進させる作用効果がある。よって、Ｌａが表面に堆積されているＳｉＣ基板又はＬａがイオン注入されているＳｉＣ基板は、Ｃｅ若しくはＴｉが表面に堆積されているＳｉＣ基板、又はＬａ、Ｃｅ若しくはＴｉがイオン注入されているＳｉＣ基板であってもよい。

これまで、ＳｉＣ結晶を気相成長させる方法として、通常のＣＶＤ法を用いる態様について説明したが、他の気相成長させる方法も用いることができる。例えば、Ｌａ、Ｃｅ、及びＴｉは蒸気圧が低いため、Ｌａ、Ｃｅ若しくはＴｉが表面に堆積されているＳｉＣ基板、又はＬａ、Ｃｅ若しくはＴｉがイオン注入されているＳｉＣ基板を用いて、雰囲気圧力を大気圧程度にし、雰囲気温度を２０００℃程度にする高温ＣＶＤ法により、ＳｉＣ結晶を気相成長させることができる。また、Ｌａ、Ｃｅ、及びＴｉは蒸気圧が低いため、Ｌａ、Ｃｅ若しくはＴｉが表面に堆積されているＳｉＣ基板、又はＬａ、Ｃｅ若しくはＴｉがイオン注入されているＳｉＣ基板を用いて、上記と同様に、昇華法でＳｉＣ結晶を気相成長させることができる。即ち、本発明は、一般的なＣＶＤ法の他、高温ＣＶＤ法及び昇華法にも適用できる。そして、ＳｉＣ結晶は、エピタキシャル成長させた結晶でもよいし、エピタキシャル成長させたものでない結晶でもよい。さらに、気相成長させたＳｉＣ結晶は、薄膜に限られず、厚い層状でもよく、バルクのような結晶体でもよい。

以下、本発明を実施例により、さらに具体的に説明する。なお、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。

（実施例１ａの試料作製）
ＳｉＣ基板の表面全面に、蒸着法でＬａを堆積した。堆積厚さは０．５ｎｍであった。Ｌａの堆積量は、単位面積当たりの原子個数で、１．３×１０^１５原子／ｃｍ^２であった。このＬａを堆積したＳｉＣ基板を、１．３３ｋＰａ（１０Ｔｏｒｒ）、１６５０℃の水素雰囲気で３０分処理し、Ｌａの表面を洗浄した。

次いで、Ｌａを堆積したＳｉＣ基板を反応室に装入した。そして、Ｓｉ、Ｃ、及びＮを含む原料ガス（以下、単に、「原料ガス」という）を、キャリアガスであるＨ_２ガスと共に反応室へ供給し、実施例１ａのＮでドープされたＳｉＣ結晶（以下、単に「ＳｉＣ結晶」という）を作製した。原料ガスとして、ＳｉＣＨ_３Ｈ_３と、ＣＨ_４ガスと、Ｎ_２ガスを混合して供給した。ＳｉＣＨ_３Ｈ_３ガス、ＣＨ_４ガス、及びＮ_２ガスの濃度は、それぞれ、０．０５５％、０．０２８％、及び０．３３％であった。なお、それぞれのガス濃度は、ＳｉＣＨ_３Ｈ_３ガス、ＣＨ_４ガス、Ｎ_２ガス、及びＨ_２ガスの合計に対する体積％とした。

（比較例１ａの試料作製）
Ｌａを堆積しないＳｉＣ基板を用いたこと以外は、実施例１ａと同一の条件で、比較例１ａのＳｉＣ結晶を作製した。

（試料の評価方法）
実施例１ａ及び比較例１ａのＳｉＣ結晶について、二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ：Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ Ｉｏｎ Ｍａｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）した。

（評価結果）
Ｎドナー濃度に関しては、実施例１ａのＳｉＣ結晶においては、１．４×１０^１７〜３．４×１０^１７原子／ｃｍ^３の範囲で分布していた。一方、比較例１ａのＳｉＣ結晶においては、いずれの部位も、０．５×１０^１７原子／ｃｍ^３以下であった。

実施例１ａのＳｉＣ結晶においては、Ｌａの濃度は、ＳｉＣ基板の表面近傍で１×１０^１９原子／ｃｍ^３、ＳｉＣ結晶中で二次イオン質量分析の測定限界以下（５×１０^１３原子／ｃｍ^３以下）であった。一方、比較例１ａのＳｉＣ結晶においては、Ｌａの濃度は、ＳｉＣ基板の表面及びＳｉＣ結晶中のいずれも、二次イオン質量分析の測定限界以下であった。

これらの結果から、Ｌａの堆積により、Ｎドナー濃度を高めることができることを確認した。また、ＳｉＣ基板の表面にＬａを堆積した場合には、ＳｉＣ基板とＬａの間にＳｉＣ結晶を気相成長させることができることを確認した。

（実施例２ａ〜２ｃの試料作製）
ＳｉＣ基板の表面全面に、蒸着法でＬａを堆積した。堆積厚さは０．５ｎｍであった。Ｌａの堆積量は、単位面積当たりの原子個数で、１．３×１０^１５原子／ｃｍ^２であった。このＬａを堆積したＳｉＣ基板を、１．３３ｋＰａ（１０Ｔｏｒｒ）、１６５０℃の水素雰囲気で３０分処理し、Ｌａの表面を洗浄した。

次いで、Ｌａを堆積したＳｉＣ基板を反応室に装入した。そして、原料ガスを、キャリアガスであるＨ_２ガスと共に反応室へ供給し、実施例２ａ、２ｂ、２ｃ、及び２ｄのＳｉＣ結晶を作製した。原料ガスとして、ＳｉＣＨ_３Ｈ_３ガスと、ＣＨ_４ガスと、Ｎ_２ガスを混合して供給した。ＳｉＣＨ_３Ｈ_３ガスの濃度は、実施例２ａ〜２ｄのいずれも、０．０５５％であった。ＣＨ_４ガスの濃度は、実施例２ａ〜２ｄのいずれも、０．０２８％であった。Ｎ_２ガスの濃度については、実施例２ａが０．０６６％、実施例２ｂが０．１３％、実施例２ｃが０．３３％、実施例２ｄが１．３％であった。なお、それぞれのガス濃度は、ＳｉＣＨ_３Ｈ_３ガス、ＣＨ_４ガス、Ｎ_２ガス、及びＨ_２ガスの合計に対する体積％とした。

（比較例２ａ〜２ｃの試料作製）
Ｌａを堆積しないＳｉＣ基板を用いたこと以外は、実施例２ａと同一の条件で、比較例２ａのＳｉＣ結晶を作製した。同様に、実施例２ｂに対して比較例２ｂ、実施例２ｃに対して比較例２ｃ、及び実施例２ｄに対して比較例２ｄのＳｉＣ結晶を作製した。

（試料の評価方法）
実施例２ａ〜２ｄ及び比較例２ａ〜２ｄのＳｉＣ結晶について、Ｃ−Ｖ（容量−電圧特性）法でＮドナー濃度を測定した。

また、実施例２ａ〜２ｄについて、ＳｉＣ結晶を気相成長させた後、試料表面のＬａ濃度を測定した。測定に際しては、アルバック・ファイ社製のＸ線光電子分光分析装置Ｍｏｄｅｌ １６００を使用した。測定に際しては、試料表面の法線方向と検出器の法線方向を４５度にした。

（評価結果）
Ｎドナー濃度の測定結果を図４に示す。横軸は原料ガスに加えるＮ_２ガス濃度、縦軸はＮドナー濃度を示す。黒丸は実施例２ａ〜２ｄ、白丸は比較例２ａ〜２ｄの測定結果を示す。

図４から、Ｌａにより、Ｎドナー濃度を高めることができることを確認できた。しかし、図４では、ＬａによるＮドナー濃度向上と、原料ガスのＮ_２ガス濃度を高めることによるＮドナー濃度向上との両方を含む。そこで、Ｎ_ｄ’／Ｎ_ｄ（Ｎ_ｄは実施例２ａ〜２ｄのＮドナー濃度、Ｎ_ｄ’は比較例２ａ〜２ｄのＮドナー濃度）を考慮し、図１のとおり纏めたことは、既に説明した。

図１から、Ｌａにより、原料ガスに加えるＮ_２ガスの濃度に対して、一定の割合でＮドナー濃度を向上させることを確認できた。即ち、Ｌａにより、ＳｉＣ結晶にＮをドープする効率を高めることができることを確認した。

さらに、実施例２ａ〜２ｄについて、ＳｉＣ結晶の気相成長後における試料表面のＬａ濃度は、いずれも、０．５原子％であった。このことから、ＳｉＣ基板に堆積したＬａは、ＳｉＣ結晶の表面に偏在することを確認できた。即ち、ＳｉＣ結晶をＳｉＣ基板とＬａの間で気相成長させることができることを確認した。

（実施例３ａ及び３ｂの試料作製）
ＳｉＣ基板の表面全面に、Ｌａを堆積した。Ｌａは、その表面をＸ線光電子分光分析したときに、Ｌａ濃度が０．１原子％になるようにＤＣスパッタ法（アルゴンガス雰囲気、室温）で形成した。なお、０．１原子％は、単位面積当たりの原子個数で、９．６×１０^１２原子／ｃｍ^２に相当する。

このＬａを堆積したＳｉＣ基板を反応室に装入し、原料ガスを、キャリアガスであるＨ_２ガスと共に反応室へ供給し、実施例３ａを作製した。原料ガスとして、ＳｉＣＨ_３Ｈ_３ガスと、ＣＨ_４ガスと、Ｎ_２ガスを混合して供給した。ＳｉＣＨ_３Ｈ_３ガス、ＣＨ_４ガス、及びＮ_２ガスの濃度は、それぞれ、０．０５５％、０．０２８％、及び０．３３％であった。なお、それぞれのガス濃度は、ＳｉＣＨ_３Ｈ_３ガス、ＣＨ_４ガス、Ｎ_２ガス、及びＨ_２ガスの合計に対する体積％とした。

また、Ｌａを堆積するに際し、その表面についてＸ線光電子分光分析したときに０．５原子％となるようにＬａを堆積したこと以外、実施例３ａと同一の条件で、実施例３ｂのＳｉＣ結晶を作製した。なお、０．５原子％は、単位面積当たりの原子個数で、４．８×１０^１３原子／ｃｍ^２に相当する。

（比較例３ａの試料作製）
Ｌａを堆積しないときのＮドナー濃度をＮ_ｄ、Ｌａを堆積したときのＮドナー濃度をＮ_ｄ’として、Ｎ_ｄ’／Ｎ_ｄを考慮するため、Ｌａを堆積しないＳｉＣ基板を用いること以外は、実施例３ａ及び３ｂと同一の条件で比較例３ａのＳｉＣ結晶を作製した。

（試料の評価方法）
実施例３ａ及び３ｂと比較例３のＳｉＣ結晶について、Ｃ−Ｖ（容量−電圧特性）法でＮドナー濃度を測定し、Ｎ_ｄ’／Ｎ_ｄを求めた。

（評価結果）
Ｎドナー濃度の測定結果を図５及び図６に示す。図５に関し、横軸はＳｉＣ基板表面のＬａ濃度、縦軸はＮドナー濃度を示す。図６に関し、横軸はＳｉＣ基板表面のＬａ濃度、縦軸はＮ_ｄ’／Ｎ_ｄを示す。図５及び図６から、Ｌａ濃度が増加すると、Ｎドナー濃度を高めることができることを確認できた。

Ｌａを堆積しないＳｉＣ基板にＳｉＣ結晶を気相成長させると、Ｎドナー濃度Ｎｄ（０）は、Ｎの供給量に比例する。これを式に表すと次のようになる。
Ｎｄ（０）＝Ａ［Ｎ］
ここで、Ａは比例定数、［Ｎ］は反応室に供給するガス中のＮ_２ガス濃度である。

一方、Ｌａを堆積したＳｉＣ基板にＳｉＣ結晶を気相成長させると、Ｎドナー濃度Ｎｄ（［Ｌａ］）は、［Ｌａ］及び［Ｎ］に対して線形に増加する。ただし、［Ｌａ］は、ＳｉＣ基板表面のＬａ濃度（原子％）である。これを式に表すと、次のようになる。
Ｎｄ（［Ｌａ］）＝（Ｂ［Ｌａ］＋１）Ｎｄ（０）
ここで、Ｂは定数である。

上式に、［Ｌａ］＝０．１及び［Ｌａ］＝０．５を代入すると、
Ｎｄ（０．１）＝（Ｂ×０．１＋１）Ｎｄ（０） ・・・（ａ１）
Ｎｄ（０．５）＝（Ｂ×０．５＋１）Ｎｄ（０） ・・・（ｂ１）

ここで、図５から、
Ｎｄ（０．１）×３．３＝Ｎｄ（０．５） ・・・（ｃ１）
である。

（ｃ１）を（ａ１）及び（ｂ１）に代入すると、
３．３×（Ｂ×０．１＋１）Ｎｄ（０）＝（Ｂ×０．５＋１）Ｎｄ（０）
となり、Ｂについて解くと、
３．３×（Ｂ×０．１＋１）＝（Ｂ×０．５＋１）
となり、
Ｂ＝１３．５
である。

即ち、次の式が得られる。
Ｎｄ（［Ｌａ］）＝（１３．５×［Ｌａ］＋１）Ｎｄ（０）

これにより、ＳｉＣ基板の表面に１原子％のＬａを堆積させると、Ｎドナー濃度を従来の１４．５倍にできることが判明した。

（実施例４ａ〜４ｃの試料作製）
ＳｉＣ基板の表面全面に、Ｃｅのイオン注入量が６．１×１０^１３原子／ｃｍ^２になるように、加速電圧を１５〜１７０ｋｅＶの範囲にして、複数回にわたってイオン注入した。このようにイオン注入することで、ＳｉＣ基板の表面近傍に、比較的均一な濃度分布を有するイオン注入領域、即ち、ボックスプロファイルを得ることができる。これら複数回のイオン注入により、ＳｉＣ基板の表面から１０〜７０ｎｍの範囲におけるＣｅ濃度は、１×１０^１９原子／ｃｍ^３であった。

このＣｅをイオン注入したＳｉＣ基板を、１．３３ｋＰａ（１０Ｔｏｒｒ）、１６５０℃の水素雰囲気で３０分処理（アニーリング）し、Ｃｅ層ＳｉＣ基板表面に偏在させた。偏在させた後に、Ｃｅが偏在した部分の表面をＸ線光電子分光分析した結果、Ｃｅ濃度は０．６原子％であった。なお、分析に際しては、アルバック・ファイ社製のＸ線光電子分光分析装置Ｍｏｄｅｌ １６００を使用した。また、試料表面の法線方向と検出器の法線方向を４５度にして測定した。

次いで、Ｃｅをイオン注入したＳｉＣ基板を反応室に装入した。そして、原料ガスを、キャリアガスであるＨ_２ガスと共に反応室へ供給した。原料ガスとして、ＳｉＣＨ_３Ｈ_３ガスと、ＣＨ_４ガスと、Ｎ_２ガスを混合して供給した。ＳｉＣＨ_３Ｈ_３ガスの濃度は、実施例４ａ〜４ｃのいずれも、０．０５５％であった。ＣＨ_４ガスの濃度は、実施例４ａ〜４ｄのいずれも、０．０２８％であった。Ｎ_２ガスの濃度については、実施例４ａが０．１１％、実施例４ｂが０．２８％、実施例４ｃが１．１％であった。なお、それぞれのガス濃度は、ＳｉＣＨ_３Ｈ_３ガス、ＣＨ_４ガス、Ｎ_２ガス、及びＨ_２ガスの合計に対する体積％とした。

（比較例４ａ〜４ｃの作製）
Ｃｅをイオン注入しないＳｉＣ基板を用いたこと以外は、実施例４ａと同一の条件で、比較例４ａのＳｉＣ結晶を作製した。同様に、実施例４ｂに対して比較例４ｂ、実施例４ｃに対して比較例４ｃのＳｉＣ結晶を作製した。

（試料の評価方法）
実施例４ａ〜４ｃ及び比較例４ａ〜４ｃのＳｉＣ結晶について、Ｃ−Ｖ（容量−電圧特性）法でＮドナー濃度を測定した。

また、実施例４ａ〜４ｃのＳｉＣ結晶について、ＳｉＣ結晶を気相成長させた後、試料表面のＣｅ濃度を測定した。測定方法は、Ｃｅを表面に偏在させた後に測定した方法と同様であった。

（評価結果）
Ｎドナー濃度の測定結果を図７に示す。横軸は原料ガスに加えるＮ_２ガス濃度、縦軸はＮドナー濃度を示す。黒四角は実施例４ａ〜４ｃ、白丸は比較例４ａ〜４ｃの測定結果を示す。

図７から、Ｃｅにより、Ｎドナー濃度を高めることができることを確認することができた。しかし、図７では、ＣｅによるＮドナー濃度向上と、原料ガスのＮ_２ガス濃度を高めることによるＮドナー濃度向上との両方を含む。そこで、Ｎ_ｄ’／Ｎ_ｄ（Ｎ_ｄは比較例４ａ〜４ｃのＮドナー濃度、Ｎ_ｄ’は実施例４ａ〜４ｃのＮドナー濃度）を考慮し、図１と同様に、図８に纏めた。

図８から、Ｃｅにより、原料ガスのＮ_２ガス濃度に対して、一定の割合でＮドナー濃度を向上させることを確認できた。即ち、Ｃｅにより、ＳｉＣ結晶にＮをドープする効率を高めることができることを確認できた。

さらに、実施例４ａ〜４ｃについて、ＳｉＣ結晶の気相成長後における試料表面のＣｅ濃度は、いずれも、０．２原子％であった。このことから、ＳｉＣ基板に堆積したＣｅは、ＳｉＣ結晶の表面に偏在することを確認できた。即ち、ＳｉＣ結晶をＳｉＣ基板とＣｅの間で気相成長させることができることを確認した。なお、ＳｉＣ基板の表面近傍に偏在したＣｅは、ＳｉＣ結晶を気相成長させるときの加熱により幾分蒸発し、ＳｉＣ結晶の気相成長の前後で、ＣｅはＳｉＣ結晶から脱落する。それにより、Ｃｅ濃度は、０．５原子％から０．２原子％に減少した。

（実施例５ａ〜５ｃの作製）
ＳｉＣ基板の表面全面に、Ｃｅを堆積した。Ｃｅは、その表面をＸ線光電子分光分析したときに、Ｃｅ濃度が０．２原子％となるように形成した。なお、０．２原子％は、単位面積当たりの原子個数で、１．９×１０^１３原子／ｃｍ^２に相当する。

このＣｅを堆積したＳｉＣ基板を反応室に装入し、原料ガスを、キャリアガスであるＨ_２ガスと共に反応室へ供給し、実施例５ａを作製した。原料ガスとして、ＳｉＣＨ_３Ｈ_３ガス、ＣＨ_４ガス、及びＮ_２ガスを混合して供給した。ＳｉＣＨ_３Ｈ_３ガス及びＣＨ_４ガスの濃度は、それぞれ、０．０５５％及び０．０２８％であった。なお、それぞれのガス濃度は、ＳｉＣＨ_３Ｈ_３ガス、ＣＨ_４ガス、Ｎ_２ガス、及びＨ_２ガスの合計に対する体積％とした。

また、Ｃｅを堆積し、その表面についてのＸ線光電子分光分析したときに０．７原子％となるように堆積したこと以外、実施例５ａと同一の条件で、実施例５ｂのＳｉＣ結晶を作製した。なお、０．７原子％は、単位面積当たりの原子個数で、６．７×１０^１３原子／ｃｍ^２に相当する。

さらに、Ｃｅを堆積、その表面についてのＸ線光電子分光分析したときに１．０原子％となるように堆積したこと以外、実施例５ａと同一の条件で、実施例５ｃのＳｉＣ結晶を作製した。なお、１．０原子％は、単位面積当たりの原子個数で、９．６×１０^１３原子／ｃｍ^２に相当する。

（比較例５ａの試料作製）
Ｃｅを堆積しないときのＮドナー濃度をＮ_ｄ、Ｃｅを堆積したときのＮドナー濃度をＮ_ｄ’として、Ｎ_ｄ’／Ｎ_ｄを考慮するため、Ｃｅを堆積しないＳｉＣ基板を用いたこと以外は、実施例５ａ〜５ｃと同一の条件で比較例５ａのＳｉＣ結晶を作製した。

（試料の評価方法）
実施例５ａ〜５ｃと比較例５ａのＳｉＣ結晶について、Ｃ−Ｖ（容量−電圧特性）法でＮドナー濃度を測定し、Ｎ_ｄ’／Ｎ_ｄを求めた。

（評価結果）
Ｎドナー濃度の測定結果を図９に示す。横軸はＳｉＣ基板表面のＣｅ濃度、縦軸はＮ_ｄ’／Ｎ_ｄを示す。図９から、Ｃｅ濃度が増加すると、Ｎドナー濃度を高めることができることを確認した。

（実施例６ａの試料作製）
４Ｈ−ＳｉＣ基板の表面全面に、Ｃｅをイオン注入した。イオン注入の条件は、表１のとおりである。表１の条件は、これらの条件を全て行うと、表面から約５０ｎｍの深さに、多くのＣｅが注入されるように決定されたものである。

図１０は、イオン注入後におけるＣｅ濃度の深さ方向の分布を示す図である。横軸は表面からの深さ、縦軸はＣｅ濃度を示す。なお、Ｃｅ濃度は、二次イオン質量分析で測定した。

図１０から明らかなように、４Ｈ−ＳｉＣ基板の表面から約５０ｎｍ（０．０５μｍ）の位置に、Ｃｅ濃度のピークがあることを確認できた。Ｃｅをイオン注入したこのＳｉＣ基板は、アニーリング処理することなく用いた。

図１０で示した４Ｈ−ＳｉＣ基板を反応室に装入し、８ｃｃｍのモノメチルシランガスとＣ／Ｓｉ比で２のＣ_３Ｈ_８ガスと、Ｎ_２ガスを、キャリアガスであるＨ_２ガスと共に反応室に供給した。成長温度は１５００℃、反応室内圧力は１１ｋＰａであった。また、試料によって、Ｎ_２ガス量をＮ／Ｓｉ比で変化させた。

（比較例６ａの試料作製）
Ｃｅをイオン注入しないＳｉＣ基板を用いたこと以外は、実施例６ａと同一の条件で比較例６ａのＳｉＣ結晶を作製した。

（試料の評価方法）
実施例６ａ及び比較例６ａのＳｉＣ結晶に、電子ビーム蒸着法で厚さ１００ｎｍＮｉ電極を形成し、ショットキーダイオードを作製して、Ｃ−Ｖ（容量−電圧特性）法でＮドナー濃度を測定した。

（評価結果）
Ｎドナー濃度の測定結果を図１１に示す。横軸はＮ／Ｓｉ比（窒素／珪素比）、縦軸はＮドナー濃度を示す。図１１から、Ｃｅをイオン注入によって形成し、その後、アニーリング処理することなくＳｉＣ結晶を気相成長させた場合であっても、Ｎドナー濃度を向上させることができることを確認した。

また、ＳｉＣ結晶を気相成長させたとき、その成長速度を測定した。その結果を図１２に示す。横軸はＮ／Ｓｉ比（窒素／珪素比）、縦軸は成長速度を示す。図１２から、Ｃｅをイオン注入することで、ＳｉＣ結晶の気相成長の速度を向上させることができることを確認した。

（実施例７ａの試料作製）
ＳｉＣ基板の表面全面に、蒸着法でＴｉを堆積した。Ｔｉの堆積量は、単位面積当たりの原子個数で、２×１０^１１原子／ｃｍ^２であった。このＴｉを堆積したＳｉＣ基板を、１．３３ｋＰａ（１０Ｔｏｒｒ）、１６５０℃の水素雰囲気で３０分処理し、Ｔｉの表面を洗浄した。

次いで、Ｔｉを堆積したＳｉＣ基板を反応室に装入した。そして、原料ガスを、キャリアガスであるＨ_２ガスと共に反応室へ供給し、実施例７ａを作製した。原料ガスとして、ＳｉＨ_４ガスと、Ｃ_３Ｈ_８ガスを混合して供給した。Ｈ_２ガスに対して４０％のｉＨ_４ガスを２０ｃｃｍ、Ｎ_２ガスを１００ｃｃｍ、及び、Ｈ_２ガスを１１ｋＰａで３０ｓｌｍ供給した。Ｃ_３Ｈ_８ガスはＣ／Ｓｉ比で０．７５であった。

（比較例７ａの試料作製）
Ｔｉを堆積しないＳｉＣ基板を用いたこと以外は、実施例７ａと同一の条件で比較例７ａのＳｉＣ結晶を作製した。

（試料の評価方法）
実施例７ａ及び比較例７ｂのＳｉＣ結晶について、Ｃ−Ｖ（容量−電圧特性）法でＮドナー濃度を測定した。

（評価結果）
実施例７ａのＮドナー濃度は、２×１０^１７原子／ｃｍ^３であった。一方、比較例７ａのＮドナー濃度は、１×１０^１７原子／ｃｍ^３であった。

これらの結果から、Ｔｉ層により、Ｎドナー濃度を高めることができることを確認した。

以上の結果から、本発明の効果を確認できた。

本発明によれば、ＮがＳｉＣ結晶にドープされやすくなり、その結果、ＳｉＣ結晶中のＮドナー濃度を従来よりも高くすることができる。したがって、本発明は、産業上の利用可能性が大きい。

１０ ＳｉＣ基板
２０ Ｌａ堆積領域
３０ ＮでドープしたＳｉＣ結晶
３０ａ 高窒素濃度部
３０ｂ 低窒素濃度部
４０ 絶縁膜
５０ａ ソース電極
５０ｂ ドレイン電極
５０ｃ ベース電極
６０ 横型ＭＥＳＦＥＴトランジスタ

Claims (8)

1. （ａ）ＳｉＣ基板の表面に、Ｌａ、Ｃｅ若しくはＴｉを堆積又はイオン注入すること、及び
   （ｂ）Ｓｉ、Ｃ、及びＮを含む原料ガスを供給して、前記堆積又は前記イオン注入後のＳｉＣ基板上に、ＮでドープされたＳｉＣ結晶をＣＶＤ法で気相成長させること、
   を含む、ＳｉＣ結晶の製造方法。
2. 前記ＳｉＣ基板の表面の一部のみに、Ｌａ、Ｃｅ若しくはＴｉを堆積、又はＬａ、Ｃｅ若しくはＴｉをイオン注入する、請求項１に記載の方法。
3. 前記気相成長の途中で、前記ＳｉＣ結晶の表面に、Ｌａ、Ｃｅ若しくはＴｉを堆積、又はＬａ、Ｃｅ若しくはＴｉをイオン注入することをさらに含む、請求項１又は２に記載の方法。
4. 前記（ａ）において、前記ＳｉＣ基板の表面に、Ｌａ、Ｃｅ若しくはＴｉを堆積する、請求項１〜３のいずれか１項に記載の方法。
5. 前記Ｌａ、Ｃｅ若しくはＴｉを、蒸着法、スパッタリング法、又はＣＶＤ法で堆積する、請求項４に記載の方法。
6. 前記気相成長後に、堆積されているＬａ、Ｃｅ若しくはＴｉを除去することをさらに含む、請求項４又は５に記載の方法。
7. 前記（ａ）において、前記ＳｉＣ基板の表面に、Ｌａ、Ｃｅ若しくはＴｉをイオン注入する、請求項１〜３のいずれか１項に記載の方法。
8. 前記イオン注入後、前記原料ガスの供給前に、Ｌａ、Ｃｅ若しくはＴｉがイオン注入されている前記ＳｉＣ基板にアニーリング処理をすることをさらに含む、請求項７に記載の方法。

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