JP2017095319A - METHOD FOR MANUFACTURING SiC SINGLE CRYSTAL INGOT, SiC SINGLE CRYSTAL INGOT AND SiC SINGLE CRYSTAL WAFER - Google Patents
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Abstract
Description
この発明は、炭化珪素（SiC）単結晶インゴットの製造方法及びＳｉＣ単結晶インゴット並びにＳｉＣ単結晶ウェハに関し、詳しくは、ドーピング元素として窒素を含んで所定の抵抗率を有しながら、インゴット成長方向の成長履歴の解析が可能な複数の成長縞マーカーを備えるようにして、製造後にそのインゴット自体の成長速度や結晶成長表面の形状等の成長履歴が解析できるようにするＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法、及びそれによって得られたＳｉＣ単結晶インゴット並びにＳｉＣ単結晶ウェハに関するものである。 The present invention relates to a method for manufacturing a silicon carbide (SiC) single crystal ingot, a SiC single crystal ingot, and a SiC single crystal wafer, and more specifically, while containing nitrogen as a doping element and having a predetermined resistivity, in the ingot growth direction. A method for producing a SiC single crystal ingot, comprising a plurality of growth fringe markers capable of analyzing the growth history so that the growth history such as the growth rate of the ingot itself and the shape of the crystal growth surface can be analyzed after the production, And an SiC single crystal ingot and an SiC single crystal wafer obtained thereby.
炭化珪素は、２．２〜３．３ｅＶの広い禁制帯幅を有するワイドバンドギャップ半導体であり、その優れた物理的、化学的特性から、例えば、高周波電子デバイス、高耐圧・高出力電子デバイス、青色から紫外にかけての短波長光デバイス等をはじめとして、ＳｉＣによるデバイス（半導体素子）作製の研究開発が盛んに行われている。 Silicon carbide is a wide bandgap semiconductor having a wide forbidden band of 2.2 to 3.3 eV, and has excellent physical and chemical characteristics. For example, high frequency electronic devices, high voltage / high output electronic devices, Research and development for producing devices (semiconductor elements) using SiC, such as short-wavelength optical devices from blue to ultraviolet, have been actively conducted.
ＳｉＣデバイスの実用化を進めるにあたっては、大口径のＳｉＣ単結晶を製造することが求められ、現在、その多くは、種結晶を用いた昇華再結晶法（改良レーリー法、改良型レーリー法等と呼ばれる）によってバルクのＳｉＣ単結晶を成長させている。すなわち、結晶育成用の坩堝を形成する坩堝本体にＳｉＣの昇華原料を収容し、坩堝の蓋体にはＳｉＣ単結晶からなる種結晶を取り付けて、このような坩堝のまわりを断熱材で覆い、二重石英管の内部に設置して、雰囲気制御をしながら、誘導加熱コイルにより昇華原料側を高温にし、種結晶側を低温にして、成長方向に温度勾配を形成して原料を昇華させることで、再結晶により種結晶上にＳｉＣ単結晶を成長させる。そして、略円柱状をしたＳｉＣのバルク単結晶（SiC単結晶インゴット）を得た後は、一般には、３００〜６００μｍ程度の厚さに切り出してＳｉＣ単結晶ウェハを製造する。また、このＳｉＣ単結晶ウェハに対して、更に熱ＣＶＤ法等によりＳｉＣエピタキシャル膜を成長させて、エピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハとしてＳｉＣデバイスの作製に供される。 In promoting the practical application of SiC devices, it is required to produce large-diameter SiC single crystals, and many of them are currently sublimation recrystallization methods using seed crystals (improved Rayleigh method, improved Rayleigh method, etc.). A bulk SiC single crystal is grown. That is, a sublimation raw material of SiC is accommodated in the crucible body forming a crucible for crystal growth, a seed crystal made of SiC single crystal is attached to the crucible lid, and the periphery of such a crucible is covered with a heat insulating material, Installed inside the double quartz tube, while controlling the atmosphere, the induction heating coil is used to raise the temperature of the sublimation raw material side, lower the temperature of the seed crystal, and sublimate the raw material by forming a temperature gradient in the growth direction. Then, a SiC single crystal is grown on the seed crystal by recrystallization. Then, after obtaining a SiC bulk single crystal (SiC single crystal ingot) having a substantially columnar shape, generally, a SiC single crystal wafer is manufactured by cutting into a thickness of about 300 to 600 μm. In addition, a SiC epitaxial film is further grown on the SiC single crystal wafer by a thermal CVD method or the like, and the SiC single crystal wafer is used for manufacturing an SiC device.
このような昇華再結晶法では、坩堝内が２０００℃を超える温度に達してＳｉＣ単結晶の成長が行われるため、得られるＳｉＣ単結晶インゴットには不可避的な内部応力が発生して、最終的にはＳｉＣ単結晶ウェハとしたときに弾性歪や転位（塑性歪）として残留すると考えられる。例えば、現在市販されているＳｉＣ単結晶ウェハには、基底面転位（BPD）が２×１０３〜２×１０４(個/cm2)、貫通螺旋転位（TSD）が８×１０２〜１０３(個/cm2)、貫通刃状転位（TED）が５×１０３〜２×１０４(個/cm2)存在するとの報告がある（非特許文献１参照）。このうち、ＢＰＤはデバイスの酸化膜不良を引き起こして絶縁破壊の原因となり、また、ＴＳＤはデバイスのリーク電流の原因となることが知られており、高性能ＳｉＣデバイスの作製のためには、これらＢＰＤやＴＳＤの少ないＳｉＣ単結晶が求められる。 In such a sublimation recrystallization method, the temperature inside the crucible reaches a temperature exceeding 2000 ° C. and the SiC single crystal is grown. Therefore, inevitable internal stress is generated in the obtained SiC single crystal ingot, and finally Is considered to remain as elastic strain or dislocation (plastic strain) when a SiC single crystal wafer is formed. For example, a SiC single crystal wafer currently on the market has a basal plane dislocation (BPD) of 2 × 10 3 to 2 × 10 4 (pieces / cm 2 ) and a threading screw dislocation (TSD) of 8 × 10 2 to 10 3 (pieces / cm 2 ) and 5 × 10 3 to 2 × 10 4 (pieces / cm 2 ) of threading edge dislocations (TED) are reported (see Non-Patent Document 1). Of these, BPD is known to cause device oxide film defects and cause dielectric breakdown, and TSD is known to cause device leakage current. For the production of high performance SiC devices, A SiC single crystal with less BPD and TSD is required.
また、昇華再結晶法では、通常、インゴット先端の結晶成長端面が凸面形状を有するようにする。詳しくは、成長結晶の周辺部における成長表面の任意の地点の温度ｔＰと、この点と種結晶からの距離が等しいインゴット中心部の温度ｔＣとの差（Δｔ＝ｔＰ−ｔＣ）が正となるように、坩堝内の成長空間において、成長方向に向かって適度な凸形状の等温線が形成されるようにする。これは、結晶成長面においてその中心部から周辺部に向けて結晶成長がなされるようにすることで、多結晶の発生を制御すると同時に、目的とするポリタイプを安定成長させて、欠陥の少ない良質な単一ポリタイプのＳｉＣ単結晶インゴットを製造するためである。 In the sublimation recrystallization method, the crystal growth end face at the tip of the ingot is usually made to have a convex shape. Specifically, the difference between the temperature t P at an arbitrary point on the growth surface in the periphery of the growth crystal and the temperature t C at the center of the ingot where the distance from this point and the seed crystal is equal (Δt = t P −t C ) So that a moderately convex isotherm is formed toward the growth direction in the growth space in the crucible. This is because crystal growth is performed from the central part to the peripheral part on the crystal growth surface, thereby controlling the generation of polycrystals and at the same time allowing stable growth of the desired polytype with few defects. This is for producing a high-quality single polytype SiC single crystal ingot.
ところが、結晶成長中の坩堝内は上述したような高温になるため、温度分布を実測することは事実上不可能であり、成長結晶や種結晶を最適な温度分布にするための坩堝構造や加熱条件等を設定するにあたっては、シミュレーションを用いた温度分布解析に頼らざるを得ない。また、得られたＳｉＣ単結晶インゴットについて、その製造過程での結晶成長面の形状や結晶成長の程度（すなわち成長速度）を製造後に把握することも極めて困難である。 However, since the temperature inside the crucible during crystal growth becomes high as described above, it is practically impossible to actually measure the temperature distribution, and the crucible structure and heating for achieving the optimum temperature distribution of the grown crystal and seed crystal are impossible. In setting conditions, etc., it is necessary to rely on temperature distribution analysis using simulation. Further, it is extremely difficult to grasp the shape of the crystal growth surface and the degree of crystal growth (that is, the growth rate) in the manufacturing process of the obtained SiC single crystal ingot after manufacturing.
そこで、結晶成長中にドーピング元素である窒素のガス流量をパルス状に増加させて、窒素濃度（窒素原子濃度）が相対的に高い高窒素濃度領域を形成することで、インゴットの成長方向に所定の間隔で成長縞マーカーを設けることが行われている（例えば特許文献１、非特許文献２参照）。このように窒素濃度を高くして炭化珪素を成長させた領域は、他の領域に比べて外見上黒く見えることから（非特許文献２のFig.3にその様子が示されている）、インゴット成長方向における成長縞マーカーの間隔（距離）をパルス状にガス流量を増加させたタイミング（時間）で除することで、その成長縞マーカー間の領域での成長速度を算出することができる。 Therefore, by increasing the gas flow rate of nitrogen, which is a doping element, during the crystal growth in a pulsed manner to form a high nitrogen concentration region having a relatively high nitrogen concentration (nitrogen atom concentration), a predetermined direction in the ingot growth direction is established. It is practiced to provide growth fringe markers at intervals (see, for example, Patent Document 1 and Non-Patent Document 2). The region in which silicon carbide is grown with a high nitrogen concentration looks black in appearance compared to other regions (as shown in Fig. 3 of Non-Patent Document 2). By dividing the interval (distance) between the growth fringe markers in the growth direction by the timing (time) at which the gas flow rate is increased in pulses, the growth rate in the region between the growth fringe markers can be calculated.
しかしながら、外見上周辺よりも黒く見えるような成長縞マーカーを形成するためには、少なくとも窒素濃度が、周辺よりも２５％以上高い濃度で必要になり、このような高窒素濃度領域の部分ではＳｉＣデバイスの作製で求められるＳｉＣ単結晶の抵抗率（通常は0.015Ωcm以上0.025Ωcm以下）から外れてしまう危険性が高い。また、窒素濃度が高くなり過ぎると３Ｃポリタイプの多結晶核が生成し易いといった問題もある。そのため、このような従来の成長縞マーカーを形成したインゴットは、成長速度等を参考にするための参照用インゴットとして使用されるものであり、ＳｉＣデバイスの作製に用いられる製品インゴットそのものについて、成長速度や結晶成長表面の形状等といった成長履歴を直接測定することにはならない。 However, in order to form a growth fringe marker that looks blacker than the periphery, at least the nitrogen concentration is required to be 25% or more higher than the periphery, and in such a high nitrogen concentration region, SiC is required. There is a high risk of deviating from the resistivity (usually 0.015 Ωcm or more and 0.025 Ωcm or less) of the SiC single crystal required for device fabrication. There is also a problem that if the nitrogen concentration becomes too high, 3C polytype polycrystal nuclei are likely to be formed. Therefore, the ingot formed with such a conventional growth fringe marker is used as a reference ingot for referring to the growth rate, etc., and the growth rate of the product ingot itself used for manufacturing the SiC device is as follows. It does not directly measure the growth history such as the shape of the crystal growth surface.
そこで、本発明者らは、デバイス作製に供されるＳｉＣ単結晶インゴットを製造した後に、任意の時点における結晶の成長速度や結晶成長表面の形状等を直接解析することを可能にするための手段について鋭意検討した結果、種結晶上に成長させるＳｉＣ単結晶の抵抗率がＳｉＣデバイスとして求められる製品の規格値に収まるようにしながら、その抵抗率の範囲内でドープする窒素元素の窒素濃度に濃淡を設けて成長縞マーカーを形成し、光の吸収スペクトルや透過スペクトル、或いは抵抗率等を測定することで、ＳｉＣデバイスの作製に用いられる製品インゴットそのものの成長速度や結晶成長表面の形状等の成長履歴を解析することができるようになることを見出し、本発明を完成した。 Therefore, the inventors have made a means for directly analyzing the growth rate of the crystal, the shape of the crystal growth surface, etc. at an arbitrary time after manufacturing the SiC single crystal ingot to be used for device fabrication. As a result of diligent examination, the resistivity of the SiC single crystal grown on the seed crystal is kept within the standard value of the product required for the SiC device, while the concentration of the nitrogen element doped within the resistivity range is varied. A growth fringe marker is formed to measure the light absorption spectrum, transmission spectrum, resistivity, etc., so that the growth rate of the product ingot itself and the shape of the crystal growth surface used for the production of SiC devices are grown. The present invention has been completed by finding that the history can be analyzed.
したがって、本発明の目的は、製造したＳｉＣ単結晶インゴットそのものについて、成長速度や結晶成長表面の形状等の成長履歴を解析することが可能になるＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法を提供することにある。 Accordingly, an object of the present invention is to provide a method for producing a SiC single crystal ingot that enables analysis of the growth history such as the growth rate and the shape of the crystal growth surface of the produced SiC single crystal ingot itself. .
また、本発明の別の目的は、上記のような成長履歴を解析することが可能なＳｉＣ単結晶インゴットを提供することにあり、更に、本発明の別の目的は、そのＳｉＣ単結晶インゴットの成長履歴が解析可能な情報（成長縞マーカー）を備えて切り出されたＳｉＣ単結晶ウェハを提供することにある。 Another object of the present invention is to provide a SiC single crystal ingot capable of analyzing the growth history as described above. Furthermore, another object of the present invention is to provide a SiC single crystal ingot of the SiC single crystal ingot. An object of the present invention is to provide a SiC single crystal wafer cut out with information (growth fringe marker) that can analyze the growth history.
すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）種結晶を備えた坩堝内で昇華原料を加熱する昇華再結晶法により、窒素をドープして種結晶上に炭化珪素（SiC）単結晶を成長させるＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法であって、ＳｉＣ単結晶の抵抗率が０．０１５Ωcm以上０．０２５Ωcm以下の範囲内となるようにしながら、ＳｉＣ単結晶に取り込まれる窒素ドープ量を変化させて窒素濃度の濃淡を設けて、種結晶側からＳｉＣ単結晶の先端にかけてのインゴット成長方向の成長履歴を解析することが可能な複数の成長縞マーカーを形成することを特徴とするＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
（２）成長縞マーカーは、光の吸収若しくは透過スペクトル、又は抵抗率の少なくとも１つの測定により成長履歴の解析が可能なものである（１）に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
（３）ＳｉＣ単結晶に取り込まれる窒素ドープ量の変化は、成長雰囲気に導入する窒素量を調整するか、成長雰囲気の圧力を調整するか、成長雰囲気の温度を調整するか、又はこれらの組み合わせにより行う（１）又は（２）に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
（４）ＳｉＣ単結晶に取り込まれる窒素ドープ量の変化を成長雰囲気に導入する窒素量の調整で行うにあたり、成長雰囲気に導入する窒素ガスの流量を所定の時間でパルス状に減少させる（３）に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
（５）成長雰囲気に導入する窒素ガスの流量を２時間以上２４時間以下の間隔でパルス状に減少させる（３）又は（４）に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
（６）成長雰囲気に導入する窒素ガスの流量をパルス状に減少させる際の減少保持時間が１分間以上１５分間以下である（４）又は（５）に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
（７）ドーピング元素として窒素を含んだ炭化珪素（SiC）単結晶を種結晶上に備えたＳｉＣ単結晶インゴットであって、ＳｉＣ単結晶の抵抗率が０．０１５Ωcm以上０．０２５Ωcm以下であり、種結晶側からＳｉＣ単結晶の先端にかけてのインゴット成長方向の成長履歴を解析することが可能な複数の成長縞マーカーが、前記抵抗率の範囲内での窒素濃度の濃淡に基づき形成されていることを特徴とするＳｉＣ単結晶インゴット。
（８）成長縞マーカーは、光の吸収若しくは透過スペクトル、又は抵抗率の少なくとも１つの測定により成長履歴の解析が可能なものである（７）に記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
（９）成長縞マーカーは、インゴット成長方向に０．３ｍｍ以上１．５ｍｍ以下の幅を有する（７）又は（８）に記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
（１０）成長縞マーカーは、インゴット成長方向に１ｍｍ以上１２ｍｍ以下の間隔を有して互いに隣接する（７）〜（９）のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
（１１）ＳｉＣ単結晶において成長縞マーカーを形成するＳｉＣマーカー部の抵抗率は、成長縞マーカー間の隙間を形成するＳｉＣ隙間部の抵抗率に比べて高い（７）〜（１０）のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
（１２）成長履歴の解析により得られる情報が、インゴット成長方向の任意の位置における結晶成長速度、及び、インゴット成長方向の結晶成長表面形状である（７）〜（１１）のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
（１３）ドーピング元素として窒素を含んだ炭化珪素（SiC）単結晶からなるＳｉＣ単結晶ウェハであって、抵抗率が０．０１５Ωcm以上０．０２５Ωcm以下であり、該ウェハの表面において、他の領域に比べて抵抗率が高い高抵抗領域が、円状又は円弧状に形成されていることを特徴とするＳｉＣ単結晶ウェハ。
That is, the gist of the present invention is as follows.
(1) A method for producing a SiC single crystal ingot in which a silicon carbide (SiC) single crystal is grown on a seed crystal by doping nitrogen by a sublimation recrystallization method in which a sublimation material is heated in a crucible equipped with a seed crystal. Then, while adjusting the resistivity of the SiC single crystal to be in the range of 0.015 Ωcm or more and 0.025 Ωcm or less, the concentration of nitrogen doped into the SiC single crystal is changed to provide a concentration of nitrogen concentration, A method for producing a SiC single crystal ingot, comprising forming a plurality of growth fringe markers capable of analyzing a growth history in an ingot growth direction from the tip of the SiC single crystal to the tip of the SiC single crystal.
(2) The method for producing a SiC single crystal ingot according to (1), wherein the growth fringe marker is capable of analyzing a growth history by measuring at least one of a light absorption or transmission spectrum or resistivity.
(3) The change in the nitrogen doping amount taken into the SiC single crystal is adjusted by adjusting the amount of nitrogen introduced into the growth atmosphere, adjusting the pressure of the growth atmosphere, adjusting the temperature of the growth atmosphere, or a combination thereof. (1) or the manufacturing method of the SiC single crystal ingot as described in (2) performed by.
(4) When changing the nitrogen doping amount taken into the SiC single crystal by adjusting the nitrogen amount introduced into the growth atmosphere, the flow rate of the nitrogen gas introduced into the growth atmosphere is decreased in a pulsed manner over a predetermined time (3) The manufacturing method of the SiC single crystal ingot described in 1.
(5) The method for producing a SiC single crystal ingot according to (3) or (4), wherein the flow rate of nitrogen gas introduced into the growth atmosphere is reduced in a pulse shape at intervals of 2 hours or more and 24 hours or less.
(6) The method for producing an SiC single crystal ingot according to (4) or (5), wherein the reduction holding time when reducing the flow rate of nitrogen gas introduced into the growth atmosphere in a pulsed manner is 1 minute or more and 15 minutes or less.
(7) A SiC single crystal ingot provided on a seed crystal with a silicon carbide (SiC) single crystal containing nitrogen as a doping element, wherein the resistivity of the SiC single crystal is 0.015 Ωcm or more and 0.025 Ωcm or less, A plurality of growth fringe markers capable of analyzing the growth history in the ingot growth direction from the seed crystal side to the tip of the SiC single crystal are formed based on the concentration of nitrogen concentration within the resistivity range. SiC single crystal ingot characterized by
(8) The SiC single crystal ingot according to (7), wherein the growth fringe marker is capable of analyzing the growth history by measuring at least one of absorption or transmission spectrum of light or resistivity.
(9) The SiC single crystal ingot according to (7) or (8), wherein the growth fringe marker has a width of 0.3 mm to 1.5 mm in the ingot growth direction.
(10) The SiC single crystal ingot according to any one of (7) to (9), wherein the growth fringe markers are adjacent to each other with an interval of 1 mm to 12 mm in the ingot growth direction.
(11) The resistivity of the SiC marker part that forms the growth stripe marker in the SiC single crystal is higher than the resistivity of the SiC gap part that forms the gap between the growth stripe markers. The SiC single crystal ingot described in 1.
(12) The information obtained by analysis of the growth history is a crystal growth rate at an arbitrary position in the ingot growth direction and a crystal growth surface shape in the ingot growth direction, according to any one of (7) to (11) SiC single crystal ingot.
(13) A SiC single crystal wafer made of silicon carbide (SiC) single crystal containing nitrogen as a doping element, having a resistivity of 0.015 Ωcm or more and 0.025 Ωcm or less, and other regions on the surface of the wafer A SiC single crystal wafer characterized in that a high resistance region having a higher resistivity than that of is formed in a circular shape or an arc shape.
本発明によれば、デバイス作製等に用いられる製品インゴットそのものについて、成長履歴が解析可能な成長縞マーカーを付与してＳｉＣ単結晶インゴットを製造することができる。すなわち、このような成長縞マーカーを利用すれば、製造したインゴットのある時点での成長速度や結晶成長表面の形状等の成長履歴を後から解析することが可能になる。 According to the present invention, a SiC single crystal ingot can be manufactured by providing a growth fringe marker capable of analyzing the growth history of a product ingot itself used for device fabrication or the like. That is, by using such a growth fringe marker, it becomes possible to analyze later the growth history such as the growth rate and the shape of the crystal growth surface at a certain point of the manufactured ingot.
そのため、ＳｉＣ単結晶ウェハにした後でも、そのインゴットにおける切り出した位置情報に基づき、実際にそのＳｉＣ単結晶ウェハがどのような成長過程を経てＳｉＣ単結晶に成長したものであるのかを解析することができ、例えば、転位密度が他に比べて高いことが判明したときには、インゴットの製造過程の条件等からその原因を追究するようなことも可能になる。 Therefore, even after making a SiC single crystal wafer, based on the positional information cut out in the ingot, analyze what kind of growth process the SiC single crystal wafer has actually grown into a SiC single crystal. For example, when it is found that the dislocation density is higher than the others, it is possible to investigate the cause from the conditions of the manufacturing process of the ingot.
以下、本発明について詳しく説明する。
本発明においては、種結晶を備えた坩堝内で昇華原料を加熱する昇華再結晶法により、窒素をドープして種結晶上に炭化珪素（SiC）単結晶を成長させてＳｉＣ単結晶インゴットを製造するにあたり、ＳｉＣ単結晶の抵抗率が０．０１５Ωcm以上０．０２５Ωcm以下の範囲内となるようにしながら、ＳｉＣ単結晶に取り込まれる窒素ドープ量を変化させて窒素濃度の濃淡を設けて、インゴット成長方向に複数の成長縞マーカーを形成するようにする。ＳｉＣ単結晶の抵抗率が０．０１５Ωcm以上０．０２５Ωcm以下の範囲内となるようにするのは、ＳｉＣデバイスの作製に用いられることを考慮するものであり、例えば、パワー半導体や青色ＬＥＤ用の窒化ガリウム基板等に利用するうえで、このような抵抗率を有するものが通常使用されるためである。
The present invention will be described in detail below.
In the present invention, a SiC single crystal ingot is manufactured by growing nitrogen carbide (SiC) single crystal on a seed crystal by doping with nitrogen by a sublimation recrystallization method in which a sublimation raw material is heated in a crucible equipped with a seed crystal. In doing so, while adjusting the resistivity of the SiC single crystal to be in the range of 0.015 Ωcm or more and 0.025 Ωcm or less, the concentration of nitrogen doped into the SiC single crystal is varied to provide the concentration of nitrogen concentration, and ingot growth A plurality of growth stripe markers are formed in the direction. The SiC single crystal has a resistivity in the range of 0.015 Ωcm or more and 0.025 Ωcm or less in consideration of the fact that it is used for the production of SiC devices. For example, it is used for power semiconductors and blue LEDs. This is because, when used for a gallium nitride substrate or the like, one having such a resistivity is usually used.
ドーピング元素が全て窒素（Ｎ）であるとした場合、上記のような抵抗率を示すＳｉＣ単結晶とするには、窒素原子濃度（窒素濃度）は１．２×１０１９ｃｍ−３以上１．６×１０１９ｃｍ−３以下程度が必要となり、この窒素濃度では窒素濃度の揺らぎ等を考慮すると目視で判別することが可能な成長縞マーカーを実際に形成することはできない。そのため、形成した成長縞マーカーは、例えば、光の吸収スペクトルや透過スペクトルを測定するか、抵抗率を測定するなどして判別すればよい。これらの分析は非破壊で行うことができるため好都合であり、なかでも、渦電流法等による非接触抵抗率測定は、非破壊でありながら簡便な測定法であることから、成長縞マーカーの位置を観察する方法として好適である。 When all the doping elements are nitrogen (N), the nitrogen atom concentration (nitrogen concentration) is 1.2 × 10 19 cm −3 or more in order to obtain a SiC single crystal exhibiting the above-described resistivity. 6 × 10 19 cm −3 or less is necessary, and with this nitrogen concentration, a growth fringe marker that can be visually discriminated cannot be actually formed in consideration of fluctuations in the nitrogen concentration and the like. Therefore, the formed growth fringe marker may be discriminated by, for example, measuring a light absorption spectrum or transmission spectrum or measuring a resistivity. These analyzes are convenient because they can be performed non-destructively. Among them, the non-contact resistivity measurement by the eddy current method etc. is a non-destructive but simple measurement method. It is suitable as a method for observing.
ＳｉＣ単結晶に取り込まれる窒素ドープ量を変化させる手段としては、特に制限はないが、例えば、成長雰囲気に導入する窒素量を調整するか、成長雰囲気の圧力を調整するか、成長雰囲気の温度を調整するか、或いはこれらの組み合わせにより行うことができる。このうち、成長雰囲気の圧力調整については、成長雰囲気中での窒素量が一定の場合に圧力が高くなると窒素分圧が上がるため、ＳｉＣ単結晶に窒素が取り込まれ易くなる。一方、成長雰囲気の温度が低くなると、昇華ガスの平衡状態はＳｉがよりリッチな状態（つまりＣが不足）となるため、やはりＳｉＣ単結晶に窒素が取り込まれ易くなる。そのため、成長雰囲気の圧力や温度を調整することでＳｉＣ単結晶に取り込まれる窒素ドープ量を変化させることが可能であるが、最も簡便にかつ、直接的に制御するには、好ましくは、成長雰囲気に導入する窒素量を調整するのがよい。 The means for changing the nitrogen doping amount incorporated into the SiC single crystal is not particularly limited. For example, the amount of nitrogen introduced into the growth atmosphere, the pressure of the growth atmosphere, or the temperature of the growth atmosphere can be adjusted. Adjustments can be made, or a combination thereof. Among these, regarding the pressure adjustment of the growth atmosphere, the nitrogen partial pressure increases as the pressure increases when the amount of nitrogen in the growth atmosphere is constant, so that nitrogen is easily taken into the SiC single crystal. On the other hand, when the temperature of the growth atmosphere is lowered, the equilibrium state of the sublimation gas becomes a richer state of Si (that is, C is insufficient), so that nitrogen is easily incorporated into the SiC single crystal. Therefore, it is possible to change the nitrogen doping amount taken into the SiC single crystal by adjusting the pressure and temperature of the growth atmosphere, but for the most simple and direct control, preferably the growth atmosphere It is better to adjust the amount of nitrogen introduced into the.
成長縞マーカーを形成するにあたり、ＳｉＣ単結晶に取り込まれる窒素ドープ量を変化させて窒素濃度の濃淡を設けるには、例えば、正弦波や三角波、鋸歯状波で表されるように、ＳｉＣ単結晶に取り込まれる窒素の変化量が連続的に増加と減少を繰り返すようにしてもよく（本発明ではこれらを連続波とする）、一定の幅を持った矩形波（本発明ではパルスとする）のように、ＳｉＣ単結晶に取り込まれる窒素の変化量が断続的に増加又は減少を繰り返す（或いはこれらを交互に繰り返す）ようにしてもよい。なかでも、成長縞マーカーと成長マーカー以外の領域（成長縞マーカー間の隙間）との区別をより明確にできることから、好ましくは、後者のようにして、ＳｉＣ単結晶に取り込まれる窒素ドープ量をパルス状に変化させるのがよい。 In forming the growth stripe marker, in order to provide the concentration of nitrogen concentration by changing the nitrogen doping amount taken into the SiC single crystal, the SiC single crystal is represented by, for example, a sine wave, a triangular wave, or a sawtooth wave. The amount of change in nitrogen taken in may be continuously increased and decreased (in the present invention, these are continuous waves), or a rectangular wave having a certain width (in the present invention, a pulse) As described above, the amount of change in nitrogen taken into the SiC single crystal may repeatedly increase or decrease intermittently (or these may be alternately repeated). In particular, since the distinction between the growth fringe marker and the region other than the growth marker (gap between the growth fringe markers) can be made clearer, it is preferable to pulse the nitrogen doping amount incorporated into the SiC single crystal as in the latter case. It is better to change the shape.
また、窒素ドープ量を変化させて窒素濃度の濃淡を設けるにあたっては、好ましくは、ＳｉＣ単結晶に取り込まれる窒素ドープ量が一定時間ごとに（断続的に）減少するようにして、この一時的に窒素ドープ量が減少した領域を成長縞マーカーにするのがよい。これは、後述する実施例で示したように、ＳｉＣ単結晶の成長では結晶成長表面に現れるファセットに相当する位置で窒素の取り込み量が必然的に増すため、意図的に形成する成長縞マーカーがこれと区別されるようにするためであり、特にインゴットを成長方向に対して垂直に横切りするＳｉＣ単結晶ウェハとした場合に区別が付き易くするためである。 In addition, when providing the concentration of nitrogen concentration by changing the nitrogen doping amount, preferably, the nitrogen doping amount taken into the SiC single crystal is decreased temporarily (intermittently) so as to temporarily reduce the nitrogen doping amount. A region where the nitrogen doping amount is reduced is preferably used as a growth stripe marker. This is because, as shown in the examples to be described later, in the growth of a SiC single crystal, the amount of nitrogen taken up inevitably increases at a position corresponding to a facet appearing on the crystal growth surface. This is for the purpose of distinguishing from the above, and in particular, in the case where the ingot is a SiC single crystal wafer that crosses perpendicularly to the growth direction, it is easy to distinguish.
ここで、ＳｉＣ単結晶に取り込まれる窒素ドープ量の変化を成長雰囲気に導入する窒素ガスの流量調整で行う場合を例にすれば、好適な製造条件としては、窒素ガスの流量を所定の時間でパルス状に減少させるのがよい。その際、成長縞マーカーの判別を抵抗率の測定で行うとすれば、成長縞マーカーとそれ以外の領域（成長縞マーカー間の隙間）との区別をより明確する観点から、窒素ガス流量の減少量としては５％以上１５％以下であるのがよく、また、成長縞マーカーの判別をより確実にするには、各成長縞マーカーの幅に相当して窒素ガス流量を減少させる時間（すなわちパルスの矩形の幅の部分）としては１分間以上１５分間以下となるようにするのがよい。更には、ＳｉＣインゴットから仕上げの厚さが３００μｍ以上５００μｍ以下程度のＳｉＣ単結晶ウェハを切り出すとすれば、成長雰囲気に導入する窒素ガスの流量を２時間以上２４時間以下の間隔で減少させて（すなわちパルス周期）、成長縞マーカーの間隔を設けるようにするのがよい。パルス周期は、成長速度、ウェハの切断厚さ、成長縞解析の目的等により、最適な値を選択できる。なお、本発明では、実用性等を考慮して、窒素をドーピング元素として成長縞マーカーを形成しているが、それ以外にも例えばホウ素やアルミニウム等のドーピング元素を用いて行うことも理論上は可能である。 Here, as an example of the case where the change of the nitrogen doping amount taken into the SiC single crystal is performed by adjusting the flow rate of nitrogen gas introduced into the growth atmosphere, as a suitable manufacturing condition, the flow rate of nitrogen gas is set to a predetermined time. It is better to decrease in a pulse form. At that time, if the growth fringe marker is identified by measuring the resistivity, the nitrogen gas flow rate is reduced from the viewpoint of more clearly distinguishing the growth fringe marker from other regions (gap between the growth fringe markers). The amount is preferably 5% or more and 15% or less, and in order to more reliably identify the growth fringe marker, the time for reducing the nitrogen gas flow rate corresponding to the width of each growth fringe marker (that is, the pulse) The rectangular width part) is preferably set to be 1 minute or more and 15 minutes or less. Furthermore, if a SiC single crystal wafer having a finishing thickness of about 300 μm or more and 500 μm or less is cut out from the SiC ingot, the flow rate of nitrogen gas introduced into the growth atmosphere is decreased at intervals of 2 hours or more and 24 hours or less ( In other words, it is preferable to provide an interval between the growth fringe markers. The optimum pulse period can be selected according to the growth rate, wafer cutting thickness, growth fringe analysis purpose, and the like. In the present invention, the growth fringe marker is formed using nitrogen as a doping element in consideration of practicality and the like, but it is theoretically possible to use other doping elements such as boron and aluminum. Is possible.
このような製造条件により、インゴット成長方向に０．３ｍｍ以上１．５ｍｍ以下の幅を有する複数の成長縞マーカーが１ｍｍ以上１２ｍｍ以下の間隔を有して互いに隣接するようにして形成され、また、ＳｉＣ単結晶において成長縞マーカーを形成するＳｉＣマーカー部が、成長縞マーカー間の隙間を形成するＳｉＣ隙間部に比べて抵抗率が高くなり、好適には、ＳｉＣマーカー部の抵抗率がＳｉＣ隙間部に比べて０．０２Ωcm以上０．０８Ωcm以下程度高くなり、抵抗率の測定により成長縞マーカーの位置を正確にかつ容易に判別することができる。 Under such manufacturing conditions, a plurality of growth stripe markers having a width of 0.3 mm or more and 1.5 mm or less in the ingot growth direction are formed adjacent to each other with an interval of 1 mm or more and 12 mm or less, The SiC marker part that forms the growth fringe marker in the SiC single crystal has a higher resistivity than the SiC gap part that forms the gap between the growth fringe markers, and preferably the resistivity of the SiC marker part is the SiC gap part. Compared to the above, the height is higher than 0.02 Ωcm to 0.08 Ωcm, and the position of the growth fringe marker can be accurately and easily determined by measuring the resistivity.
また、成長縞マーカーは、インゴットを横切りしてＳｉＣ単結晶ウェハにしたときに、理想的には、ウェハの表面において円を描くように円状（リング状）に現れるが、インゴットの製造条件や切り出す際のＳｉＣ単結晶ウェハのオフ角度等の影響により不完全なリング（すなわち円弧状）としてウェハ表面に現れる場合もある。上記のような好適な製造条件で成長縞マーカーを形成した場合には、ＳｉＣ単結晶ウェハの表面において、成長縞マーカーの部分は他の領域に比べて抵抗率が高い高抵抗領域として形成される。 The growth stripe marker ideally appears in a circular shape (ring shape) so as to draw a circle on the surface of the wafer when the SiC single crystal wafer is crossed across the ingot. In some cases, an incomplete ring (that is, an arc shape) appears on the wafer surface due to the influence of the off-angle of the SiC single crystal wafer at the time of cutting. When the growth fringe marker is formed under the preferable manufacturing conditions as described above, on the surface of the SiC single crystal wafer, the growth fringe marker portion is formed as a high resistance region having a higher resistivity than other regions. .
本発明において、ＳｉＣ単結晶に形成された成長縞マーカーを利用して、種結晶側からＳｉＣ単結晶の先端にかけてのインゴット成長方向の成長履歴を解析するには、例えば、インゴット側面で光の吸収スペクトルや透過スペクトルを測定するか、或いは抵抗率を測定するなどして成長縞マーカーの位置を特定し、当該インゴット製造時にＳｉＣ単結晶に取り込まれる窒素ドープ量を変化させた時間（周期）に基づけば、ある成長縞マーカー間での結晶成長速度を算出することができる。図１には、ＳｉＣ単結晶のインゴット成長方向に５つの成長縞マーカーを形成した例が示されており、図２は、このＳｉＣ単結晶インゴットを製造する際の窒素ガス流量の変化の様子を示したものである（いずれも模式図である）。例えば、２番目の成長縞マーカー4-2と３番目の成長縞マーカー4-3とのインゴット中央部での間隔（ｈＯ）をその成長時間（t-3とt-2との差）で除することで、この間におけるインゴット中央部での成長時間を求めることができる。同様にこれらのマーカーのインゴット周辺部での間隔（ｈＥ）をその成長時間（t-3とt-2との差）で除することで、インゴット周辺部での成長時間を求めることができる。 In the present invention, in order to analyze the growth history in the ingot growth direction from the seed crystal side to the tip of the SiC single crystal using the growth stripe marker formed on the SiC single crystal, for example, light absorption at the side of the ingot The position of the growth fringe marker is specified by measuring the spectrum or transmission spectrum, or measuring the resistivity, and is based on the time (period) in which the amount of nitrogen dope incorporated into the SiC single crystal at the time of manufacturing the ingot is changed. For example, the crystal growth rate between certain growth fringe markers can be calculated. FIG. 1 shows an example in which five growth fringe markers are formed in the ingot growth direction of a SiC single crystal. FIG. 2 shows how the nitrogen gas flow rate changes when manufacturing this SiC single crystal ingot. It is shown (all are schematic diagrams). For example, the distance (h O ) in the center of the ingot between the second growth stripe marker 4-2 and the third growth stripe marker 4-3 is the growth time (difference between t-3 and t-2). By dividing, the growth time at the center of the ingot during this period can be obtained. Similarly, by dividing the interval (h E ) between these markers at the periphery of the ingot by the growth time (difference between t-3 and t-2), the growth time at the periphery of the ingot can be obtained. .
また、成長縞マーカーは、成長中のある瞬間の成長面の形状と一致する。そのため、例えば、図１（ａ）に示した成長縞マーカー4-5における（ｉ）と（iii）との間で示される成長縞マーカーの形状が時間ｔ-5近傍でのインゴット成長方向の結晶成長表面の形状を表すことになる。より詳細な情報が必要な場合には、図１（ｂ）に示したように、（ii）の切り出し位置でＳｉＣ単結晶ウェハを作製したときに現れる円状又は円弧状の成長縞マーカーを観察し、場合によってはこのような成長縞マーカーを複数のウェハで観察して、その大きさ（半径）や形状に基づき、結晶成長表面を３次元的に解析することができる。 The growth fringe marker coincides with the shape of the growth surface at a certain moment during growth. Therefore, for example, the shape of the growth fringe marker shown between (i) and (iii) in the growth fringe marker 4-5 shown in FIG. 1A is a crystal in the ingot growth direction in the vicinity of time t-5. It represents the shape of the growth surface. When more detailed information is required, as shown in FIG. 1 (b), observe the circular or arc-shaped growth fringe marker that appears when the SiC single crystal wafer is produced at the cutting position of (ii). In some cases, such a growth fringe marker can be observed on a plurality of wafers, and the crystal growth surface can be analyzed three-dimensionally based on its size (radius) and shape.
更に、ＳｉＣ単結晶ウェハにおいては、例えば、図３に示したように、結晶方位とそのウェハの中心からの距離ｒとに基づいて、定点を定めることができる。そのため、この定点を通過してインゴット成長方向に互いに隣接する成長縞マーカーの間隔を求めることができれば、この定点におけるＳｉＣ単結晶の成長速度を算出することも可能である。なお、図３（ａ）では、成長縞マーカー４がＳｉＣ単結晶ウェハ５の表面で理想的な円を描いた状況を示すが、図３（ｂ）のように、結晶成長の対称性が変化して、成長縞マーカー４がＳｉＣ単結晶ウェハ５上で楕円状になるような場合でも同様に可能である。 Further, in the SiC single crystal wafer, for example, as shown in FIG. 3, a fixed point can be determined based on the crystal orientation and the distance r from the center of the wafer. Therefore, if the distance between the growth stripe markers that pass through this fixed point and are adjacent to each other in the ingot growth direction can be obtained, the growth rate of the SiC single crystal at this fixed point can be calculated. 3A shows a situation in which the growth fringe marker 4 draws an ideal circle on the surface of the SiC single crystal wafer 5, but the crystal growth symmetry changes as shown in FIG. 3B. Thus, even when the growth fringe marker 4 is elliptical on the SiC single crystal wafer 5, the same is possible.
ここで、図３（ｂ）に示した例のように、ＳｉＣ単結晶インゴットにおける成長面が非対称形状になる場合がある。基本的には、結晶の品質を確保するために成長面の対称性は確保されるのが望ましい。したがって、いつの時点で、どれだけ成長した段階で、どの程度対称性を有していたかなどの情報は、成長条件の最適化を図る上でひとつの指標となる。例えば、図４（ａ）に示したように、成長縞マーカー４の間隔や形状が非対称となるようなＳｉＣ単結晶インゴットが得られた場合、図４（ｂ）や図４（ｃ）のようなある特定の成長時間において切り出された２つのＳｉＣ単結晶ウェハに現れた楕円状の成長縞マーカー4-3、4-5について、それぞれのウェハの中心と成長縞マーカーの中心とのずれ（d1、d2）を指標とすれば、ある成長時間における成長高さや非対称性に関する情報を得ることができる。 Here, as in the example shown in FIG. 3B, the growth surface of the SiC single crystal ingot may be asymmetric. Basically, it is desirable to ensure the symmetry of the growth surface in order to ensure the quality of the crystal. Therefore, information such as when and how much has grown and how much symmetry has become an index for optimizing growth conditions. For example, as shown in FIG. 4A, when an SiC single crystal ingot is obtained in which the spacing and shape of the growth stripe markers 4 are asymmetric, as shown in FIG. 4B and FIG. For the elliptical growth fringe markers 4-3 and 4-5 appearing on two SiC single crystal wafers cut out at a specific growth time, the difference between the center of each wafer and the center of the growth fringe marker (d1 , D2) can be used as an index to obtain information on the growth height and asymmetry at a certain growth time.
以下、実施例に基づきながら本発明を説明する。なお、本発明はこれらの内容に制限されるものではない。 Hereinafter, the present invention will be described based on examples. The present invention is not limited to these contents.
図５には、本発明の実施例及び比較例に係るＳｉＣ単結晶ウェハを作製するためのＳｉＣ単結晶インゴットの製造に用いた、改良型レーリー法による単結晶成長の装置である。結晶成長は、昇華原料６を誘導加熱により昇華させ、種結晶２上に再結晶させることにより行われる。種結晶２は、黒鉛坩堝を形成する坩堝蓋体（黒鉛蓋）８の内面に取り付けられており、昇華原料６は同じく黒鉛坩堝を形成する坩堝本体７の内部に充填される。この坩堝本体７、及び坩堝蓋体８は、熱シールドのために断熱材９で覆われており、二重石英管１１内部の黒鉛支持台座１０の上に設置される。二重石英管１１の内部を、真空排気装置及び圧力制御装置１５を用いて１．０×１０−４Ｐａ未満まで真空排気した後、純度９９．９９９９％以上の高純度Ａｒガスを、配管１３を介してマスフローコントローラ１４で制御しながら流入させ、真空排気装置及び圧力制御装置１５を用いて二重石英管１１内の圧力を８０ｋＰａに保ちながら、ワークコイル１２に高周波電流を流して、黒鉛坩堝下部を目標温度である２４００℃まで上昇させる。窒素ガス(Ｎ２)も同様に、配管１３を介してマスフローコントローラ１４で制御しながら流入させ、雰囲気ガス中の窒素分圧を制御して、ＳｉＣ結晶中に取り込まれる窒素元素の濃度を調整した。坩堝温度の計測は、坩堝上部及び下部の断熱材９に直径２〜１５ｍｍの光路を設けて放射温度計１６a及び１６ｂにより行い、坩堝上部温度を種結晶温度とし、坩堝下部温度を原料温度とした。その後、石英管内圧力を成長圧力である０．６７ｋＰａ〜１．３３ｋＰａまで約１５分かけて減圧し、この状態を７２時間維持して結晶成長を実施した。 FIG. 5 shows an apparatus for growing a single crystal by an improved Rayleigh method used for producing a SiC single crystal ingot for producing SiC single crystal wafers according to examples and comparative examples of the present invention. Crystal growth is performed by sublimating the sublimation raw material 6 by induction heating and recrystallizing on the seed crystal 2. The seed crystal 2 is attached to the inner surface of a crucible lid body (graphite lid) 8 that forms a graphite crucible, and the sublimation raw material 6 is filled inside the crucible body 7 that also forms a graphite crucible. The crucible body 7 and the crucible lid body 8 are covered with a heat insulating material 9 for heat shielding, and are installed on the graphite support base 10 inside the double quartz tube 11. After the inside of the double quartz tube 11 is evacuated to less than 1.0 × 10 −4 Pa using the evacuation device and the pressure control device 15, high purity Ar gas having a purity of 99.9999% or more is connected to the piping 13 The graphite crucible is made to flow in while being controlled by the mass flow controller 14 and a high-frequency current is passed through the work coil 12 while maintaining the pressure in the double quartz tube 11 at 80 kPa using the vacuum exhaust device and the pressure control device 15. The lower part is raised to the target temperature of 2400 ° C. Similarly, nitrogen gas (N 2 ) was allowed to flow through the pipe 13 while being controlled by the mass flow controller 14, and the nitrogen partial pressure in the atmospheric gas was controlled to adjust the concentration of nitrogen element taken into the SiC crystal. . The temperature of the crucible is measured by the radiation thermometers 16a and 16b with an optical path having a diameter of 2 to 15 mm provided in the heat insulating material 9 at the upper and lower parts of the crucible. . Thereafter, the pressure in the quartz tube was reduced from 0.67 kPa to 1.33 kPa, which is a growth pressure, over about 15 minutes, and this state was maintained for 72 hours to perform crystal growth.
（実施例１）
実施例１では、種結晶として、（０００１）面を主面とし、＜０００１＞軸が＜１１−２０＞方向に４°傾いた、口径１０１ｍｍの４Ｈの単一ポリタイプで構成されたＳｉＣ単結晶ウェハを使用した。成長圧力は１．３３ｋＰａであり、窒素ガスの分圧は、目標とする抵抗率に合わせて設定した。ここで、ＳｉＣ単結晶の抵抗率は０．０１５Ωｃｍ〜０．０２５Ωｃｍの範囲になるようにするが、成長雰囲気の温度等によって窒素の取り込み効率が変化することから、上記の目標値をＳｉＣ単結晶インゴット全体で実現するために、成長開始時点での窒素分圧は８０ｋＰａとし、成長終了時は１５０ｋＰａとなるようにした。その際、この実施例１では、ＳｉＣ単結晶に成長縞マーカーを形成するために、成長開始から終了までの窒素分圧の単調増加に対して、図６に示したように、台形波が重畳されるように所定のタイミングでパルス状に窒素ガスの流量を減少させて、窒素分圧を低下させた。
Example 1
In Example 1, as a seed crystal, a SiC single unit composed of a single polytype of 4H with a diameter of 101 mm, with the (0001) plane as the principal plane and the <0001> axis tilted by 4 ° in the <11-20> direction. A crystal wafer was used. The growth pressure was 1.33 kPa, and the partial pressure of nitrogen gas was set according to the target resistivity. Here, the resistivity of the SiC single crystal is in the range of 0.015 Ωcm to 0.025 Ωcm. However, since the nitrogen uptake efficiency varies depending on the temperature of the growth atmosphere, the above target value is set to the SiC single crystal. In order to realize the entire ingot, the nitrogen partial pressure at the start of growth was set to 80 kPa, and 150 kPa at the end of growth. At this time, in Example 1, in order to form a growth fringe marker on the SiC single crystal, a trapezoidal wave is superimposed on the monotonic increase in the nitrogen partial pressure from the start to the end of growth as shown in FIG. Thus, the nitrogen partial pressure was lowered by decreasing the flow rate of the nitrogen gas in a pulsed manner at a predetermined timing.
すなわち、窒素分圧の低下に要する時間は１分間とし、同時間に単調増加であった場合の窒素分圧値よりも８％分圧が低下している状態を３分間維持し、その後、１分間かけて元の窒素分圧に回復させた。このような窒素分圧の低下を９時間の周期で行うようにし、成長開始から１８時間後に最初の台形波があり、最後の台形波は成長終了の９時間前であり、これは最初から数えて６番目の台形波にあたる。ここで、窒素分圧を変化させる量については、抵抗率が目標範囲を外れない範囲で、かつ成長縞マーカーとして抵抗率の測定等により検出できる程度の物性値変化が生ずるように最適化する必要がある。また、変化させた値を保持している時間についても同様に、成長縞マーカーの検出が可能で、且つ精度のある解析が可能となる範囲に最適化する必要がある。何故なら、窒素分圧を低下させている時間が短過ぎると、配管や石英管内のガスの拡散の効果で変化が薄れてしまい、成長結晶に窒素濃度の変化が現れず、反対に、時間が長過ぎると、窒素濃度の変化した結晶が大きな体積を有し、成長縞の幅が広くなるため、正確な縞の位置の算出が困難となるためである。そのため、この実施例１では上記のとおりとし、窒素分圧条件は、十分な数の検証実験により最適化された値である。なお、当然ながら、成長プロセス条件が異なれば、本発明の効果を得るための窒素分圧の最適条件もまた異なる。 That is, the time required for the reduction of the nitrogen partial pressure is 1 minute, and the state where the partial pressure of 8% is lower than the nitrogen partial pressure value when monotonically increasing at the same time is maintained for 3 minutes. The original nitrogen partial pressure was restored over a period of minutes. Such a decrease in nitrogen partial pressure is performed in a cycle of 9 hours, the first trapezoidal wave is 18 hours after the start of growth, and the last trapezoidal wave is 9 hours before the end of growth, which is counted from the beginning. This is the sixth trapezoidal wave. Here, the amount by which the nitrogen partial pressure is changed needs to be optimized in such a way that the resistivity does not deviate from the target range and a physical property value change that can be detected by measuring the resistivity as a growth fringe marker is generated. There is. Similarly, the time during which the changed value is held needs to be optimized within a range in which the growth fringe marker can be detected and an accurate analysis can be performed. This is because if the time during which the partial pressure of nitrogen is reduced is too short, the change will fade due to the effect of gas diffusion in the pipe or quartz tube, and the change in nitrogen concentration will not appear in the grown crystal. If the length is too long, the crystal having a changed nitrogen concentration has a large volume, and the width of the growth fringe becomes wide, which makes it difficult to accurately calculate the position of the fringe. Therefore, in Example 1, it is as described above, and the nitrogen partial pressure condition is a value optimized by a sufficient number of verification experiments. Of course, if the growth process conditions are different, the optimum condition of the nitrogen partial pressure for obtaining the effect of the present invention is also different.
上記の通りにして、実施例１に係る口径１００ｍｍウェハ作製用のＳｉＣ単結晶インゴットを製造した。得られたＳｉＣ単結晶インゴットは、口径が１０６．５ｍｍ、インゴット外周部の高さは３０．８ｍｍであった。このインゴットにおいて、窒素分圧を低下させた時間帯に成長した結晶部位の窒素濃度は、その前後の時間帯に成長した結晶部位の窒素濃度よりも低くなる。その様子を模式図で示すと図７のようになり、この実施例１では窒素濃度の低い領域が成長縞マーカー４として成長方向に６回現れた。一般的に、ＳｉＣ単結晶インゴットの成長表面は中央が周辺部よりも高い凸形状を成すため、窒素濃度の低い領域を含むように種結晶と平行な面のウェハを作製した場合、ウェハの面内には、窒素濃度の低い領域が円状又は円弧状の成長縞マーカーとして現れる。 As described above, a SiC single crystal ingot for manufacturing a wafer having a diameter of 100 mm according to Example 1 was manufactured. The obtained SiC single crystal ingot had a diameter of 106.5 mm and the height of the outer periphery of the ingot was 30.8 mm. In this ingot, the nitrogen concentration in the crystal part grown in the time zone in which the nitrogen partial pressure is lowered is lower than the nitrogen concentration in the crystal part grown in the time zone before and after that time. The situation is schematically shown in FIG. 7. In Example 1, a region having a low nitrogen concentration appeared 6 times as a growth fringe marker 4 in the growth direction. In general, the growth surface of a SiC single crystal ingot has a convex shape in which the center is higher than the peripheral portion. Therefore, when a wafer having a plane parallel to the seed crystal so as to include a region having a low nitrogen concentration is formed, the surface of the wafer Inside, a low nitrogen concentration region appears as a circular or arc-shaped growth fringe marker.
実際にこの成長縞マーカーを観察するために、得られたインゴットを公知の加工技術により、種結晶と同じく、オフ角度４°の（０００１）面を有する厚さ０．４ｍｍの鏡面ウェハに加工して、表１に示すウェハ番号１〜３５の全３５枚のＳｉＣ単結晶ウェハを得た。一般的に、ＳｉＣは窒素濃度によって、結晶の電気抵抗率のみならず、結晶の色が変化するが、本発明範囲の結晶呈色の変化を目視で見分けるのは困難である。ＳＩＭＳ等の公知の不純物分析手法を用いて、ウェハ面内の窒素濃度を複数個所分析し、縞の位置を特定することは可能であるが、この手法は破壊検査であるため、観察したウェハを例えばパワーデバイス用の製品ウェハとすることはできなくなる。これに対して、例えば、可視光の吸収又は透過スペクトルの分析は非破壊で可能なので、面内の複数個所を分析し、縞の位置を特定することができる。また、渦電流法等の非接触抵抗率測定は、非破壊かつ簡便な測定法であり、縞の位置を観察する方法として最も適当であると考えられる。そのため、この実施例１では非接触抵抗率測定を用いた。 In order to actually observe this growth fringe marker, the obtained ingot was processed into a mirror wafer having a thickness of 0.4 mm having a (0001) plane with an off-angle of 4 ° by a known processing technique using a known processing technique. Thus, a total of 35 SiC single crystal wafers having wafer numbers 1 to 35 shown in Table 1 were obtained. In general, SiC changes not only the electrical resistivity of a crystal but also the color of the crystal depending on the nitrogen concentration, but it is difficult to visually recognize the change in crystal coloration within the scope of the present invention. It is possible to analyze the nitrogen concentration in the wafer surface at a plurality of locations by using a known impurity analysis method such as SIMS, and specify the position of the fringe. However, since this method is a destructive inspection, For example, it cannot be a product wafer for a power device. On the other hand, for example, the visible light absorption or transmission spectrum can be analyzed nondestructively, so that the positions of the fringes can be specified by analyzing a plurality of locations in the plane. Further, non-contact resistivity measurement such as eddy current method is a non-destructive and simple measurement method, and is considered to be most suitable as a method for observing the position of a stripe. Therefore, in this Example 1, non-contact resistivity measurement was used.
測定にはナプソン株式会社製の非接触シート抵抗／ウェハ厚さ測定器、Ｍｏｄｅｌ ＮＣ-８０Ｍ+ＴＨを用い、ウェハ面内の３７点を測定し、ウェハのＳｉ面のマッピング測定を行った。その結果、全てのウェハが目標の抵抗率範囲にあり、最も抵抗率が低い個所では０．０１６Ωｃｍであり、最も抵抗率が高い個所では０．０２４Ωｃｍであった。図８及び９には、測定結果の例を示す。図８は、図７に示した＜１＞の切り出し位置におけるＳｉＣ単結晶ウェハの例であり、成長縞マーカー４が掛からない位置から作製されたものである。ここで、中央右寄りの抵抗率の低い領域は、所謂（０００−１）ファセットであり、ＳｉＣのＣ面成長では一般的に出現する現象である。成長面上のファセットにはステップが高密度に出現するため、この位置の窒素取り込み量は周辺部より増加し、抵抗率が低下する。このファセットの位置を除けば、ウェハ面内に特段に抵抗率の変化は見られない。 For measurement, a non-contact sheet resistance / wafer thickness measuring device, Model NC-80M + TH, manufactured by Napson Co., Ltd., was used to measure 37 points in the wafer surface and perform mapping measurement on the Si surface of the wafer. As a result, all the wafers were within the target resistivity range, and the location with the lowest resistivity was 0.016 Ωcm, and the location with the highest resistivity was 0.024 Ωcm. 8 and 9 show examples of measurement results. FIG. 8 shows an example of the SiC single crystal wafer at the cut-out position <1> shown in FIG. 7, which is produced from a position where the growth fringe marker 4 is not applied. Here, the low resistivity region on the right side of the center is a so-called (000-1) facet, which is a phenomenon that generally appears in the C-plane growth of SiC. Since the steps appear at high density on the facets on the growth surface, the nitrogen uptake at this position increases from the periphery, and the resistivity decreases. Except for the position of this facet, there is no particular change in resistivity within the wafer surface.
一方、図９は、図７に示した＜２＞の切り出し位置におけるＳｉＣ単結晶ウェハの例であり、成長縞マーカー４の外周部分に掛かった位置から作製されたものである。ファセットに起因する低抵抗率の領域は＜１＞のウェハと同様に存在する。また、ウェハの外周付近には、viii〜ｘで示したように他に比べて抵抗率が高い高抵抗領域（特にix及びｘ）が円弧状に確認できる。この図９で示したものは外周付近に成長縞マーカーが現れたウェハであるが、切断した位置が成長縞マーカーをどのように横切るかによって、例えばウェハ中心付近に点状に現れたり、ウェハ面内にリング状に現れる場合もある。本測定方法では、抵抗の体積分布が二次元のデータとして表示されるので、マーカーは面内に比較的広い幅を有するようになる（図９の場合、約３〜５ｍｍ）。厳密にマーカーの位置を求めるならば、マーカーの幅の中央、またはマーカーの外縁など、位置の定義を定めればよい。この実施例では、ウェハの内部で最もマーカーが小さく観察されるのが“マーカーが中央にあるウェハ”、ウェハの外周部で最もマーカーの幅が小さく観察されるのが“マーカーが外周にあるウェハ”とする。なお、図８及び９では、マッピングによる色分けを抵抗率が低い方から高い方まで順にｉ〜ｘで表している。 On the other hand, FIG. 9 shows an example of the SiC single crystal wafer at the cutting-out position <2> shown in FIG. 7, which is produced from the position on the outer peripheral portion of the growth stripe marker 4. A region of low resistivity due to facets exists in the same manner as the wafer <1>. Further, in the vicinity of the outer periphery of the wafer, as shown by viii to x, a high resistance region (particularly ix and x) having a higher resistivity than others can be confirmed in an arc shape. The wafer shown in FIG. 9 is a wafer in which a growth fringe marker appears in the vicinity of the outer periphery. Depending on how the cut position crosses the growth fringe marker, for example, it appears as a dot near the wafer center or the wafer surface. It may appear in a ring shape inside. In this measurement method, since the volume distribution of the resistance is displayed as two-dimensional data, the marker has a relatively wide width in the plane (in the case of FIG. 9, about 3 to 5 mm). If the position of the marker is strictly determined, the definition of the position may be determined such as the center of the marker width or the outer edge of the marker. In this embodiment, the smallest marker is observed inside the wafer “wafer with the marker at the center”, and the smallest marker width is observed at the outer periphery of the wafer “the wafer with the marker on the outer periphery”. ". In FIGS. 8 and 9, the color coding by mapping is represented by i to x in order from the lowest resistivity to the highest resistivity.
一つのインゴットから作製された全てのウェハは、切り出し厚さ、カーフロス、成長方向に何番目のウェハか、といった情報によって、種結晶からどれだけの距離を有した結晶部位であるかが分かる。一方、作製されたウェハの抵抗率を測定し、種結晶側、又はインゴット先端の成長端側から順にその抵抗率分布を観察していけば、ウェハに現れた成長縞マーカーが、インゴットにおける何番目の成長縞マーカーであるかが特定できる。すなわち、何番目の成長縞が種結晶からどれだけの距離にあるかが分かるので、窒素分圧を変化させた時間の結晶高さの情報を得ることができる。 All the wafers manufactured from one ingot can be identified as a crystal part having a distance from the seed crystal by information such as cut thickness, kerf loss, and number of wafer in the growth direction. On the other hand, if the resistivity of the fabricated wafer is measured and the resistivity distribution is observed in order from the seed crystal side or the growth end side of the ingot tip, the growth fringe marker appearing on the wafer will show what number in the ingot. It can be specified whether it is a growth stripe marker. That is, since it is known how many growth fringes are at a distance from the seed crystal, it is possible to obtain information on the crystal height at the time when the nitrogen partial pressure is changed.
また、成長縞マーカーはウェハ面内で一様に現れずに、例えば中央付近や外周等に偏在することもあるが、その場合には、成長縞マーカーが同じ位置に現れているウェハ（例えばＮ番目の成長縞マーカーが中央にあるウェハと、Ｎ+１番目の成長縞マーカーが中央にあるウェハ）の成長高さの差を窒素濃度の変化周期（この場合には９時間）で除すれば、特定の位置の成長速度が判明する。更には、同じ成長縞マーカーが異なる位置に現れているウェハ（例えばＮ番目の成長縞マーカーが中央にあるウェハと、Ｎ番目の成長縞マーカーが外周にあるウェハ）の成長高さの差分を取れば、その時間のインゴット表面形状の情報を得ることができる。この実施例１では、得られたＳｉＣ単結晶インゴットをカーフロス０．２５ｍｍの条件でワイヤーを用いて厚さ０．５ｍｍにスライスし、厚さ０．４ｍｍの鏡面ウェハに仕上げており、図１０に模式図を示したように、インゴット底面（種結晶の裏面）から４．３ｍｍ（ワイヤー中心軸の当たる位置で定義するならば4.425ｍｍ）の高さを切り出し開始位置として３５枚のウェハを作製し、全てのウェハについて、成長縞マーカーの位置をウェハの中心（中間部）か、外周（外周部）か、その中間（中間部）か特定しながら観察した。結果を表１に示す。なお、６番目の成長縞マーカーはいずれのウェハにおいても中央では観察されていないが、これは、６番目の成長縞マーカーはインゴット先端のコーン部分に含まれてしまい、φ１００ｍｍ径のウェハには加工されなかったためである。また、表中では、成長縞マーカーを単に成長縞、又は縞として略して記載している。 Further, the growth fringe marker does not appear uniformly in the wafer surface, but may be unevenly distributed near the center or the outer periphery, for example. In this case, the wafer where the growth fringe marker appears at the same position (for example, N Divide the difference in growth height between the wafer with the first growth fringe marker in the center and the wafer with the N + 1st growth fringe marker in the middle by the nitrogen concentration change period (9 hours in this case) , The growth rate of a specific position is found. Furthermore, the difference in growth height between wafers in which the same growth fringe marker appears at different positions (for example, the wafer having the Nth growth fringe marker in the center and the wafer having the Nth growth fringe marker in the outer periphery) can be obtained. For example, information on the ingot surface shape at that time can be obtained. In Example 1, the obtained SiC single crystal ingot was sliced to a thickness of 0.5 mm using a wire under the condition of a kerf loss of 0.25 mm, and finished to a mirror wafer having a thickness of 0.4 mm. As shown in the schematic diagram, 35 wafers were prepared using a height of 4.3 mm from the bottom of the ingot (back surface of the seed crystal) (4.425 mm if defined at the position where the wire central axis hits). All the wafers were observed while specifying whether the position of the growth fringe marker was the center (intermediate portion), the outer periphery (outer peripheral portion), or the middle (intermediate portion) of the wafer. The results are shown in Table 1. Note that the sixth growth fringe marker is not observed in the center of any wafer, but this is because the sixth growth fringe marker is included in the cone portion at the tip of the ingot and is processed on a wafer having a diameter of φ100 mm. It was because it was not done. In the table, the growth stripe marker is simply described as a growth stripe or stripe.
次に、成長縞マーカーの観察結果をもとに、インゴット成長方向の成長履歴を解析する方法について説明する。
例えば、３番目の成長縞マーカーは２０番のウェハの中央に現れており、このウェハの切り出し位置は１８．８ｍｍであることから、成長開始から３６時間後のインゴット中央の高さはおよそ１８．８ｍｍであったことが分かる。また、３番目の成長縞マーカーが外周部に現れるのは１３番のウェハであり、このときの切り出し位置である１３．５５ｍｍは、成長開始から３６時間後のインゴット外周部の高さである。これらの差分を取ると、成長から３６時間後には、インゴットの成長面は中央部が５．２５ｍｍ高い凸形状を呈していたことも分かる。このような方法により、各成長縞マーカーに基づき算出されるインゴットの成長高さ（“中央高さ”及び“外周高さ”）と、凸形状の程度（“中央高さ”−“外周高さ”）の関係をまとめると表２のようになり、この関係をグラフにしたものが図１１である。この結果によれば、実施例１に係るＳｉＣ単結晶インゴットの製造におけるＳｉＣ単結晶の成長では、成長前半では成長表面は相対的に平らな形状をしており、時間とともに中央と外周の高さの差が大きな凸形状を呈していき、およそ５４時間以降は表面形状の変化が小さくなっていることが分かる。ここで、１〜６番目（♯1〜6）の成長縞マーカーは、インゴットの側面で観察した場合、インゴット成長方向に０．４ｍｍ〜０．６ｍｍの幅を有していたと考えられる。マーカーの幅は成長速度などの条件によって変化するので、別途実行していたマーキング実験の結果と比較して推定した。
Next, a method for analyzing the growth history in the ingot growth direction based on the observation result of the growth stripe marker will be described.
For example, the third growth fringe marker appears at the center of the wafer No. 20, and the cutout position of this wafer is 18.8 mm. Therefore, the height of the center of the ingot 36 hours after the start of growth is approximately 18. It turns out that it was 8 mm. The third growth fringe marker appears on the outer periphery of the No. 13 wafer, and the cutting position at this time, 13.55 mm, is the height of the ingot outer periphery after 36 hours from the start of growth. Taking these differences, it can be seen that after 36 hours of growth, the growth surface of the ingot had a convex shape with a central portion higher by 5.25 mm. By such a method, the growth height of the ingot (“center height” and “perimeter height”) calculated based on each growth fringe marker and the degree of convex shape (“center height” − “perimeter height”). The relationship of “)” is summarized as shown in Table 2. FIG. 11 is a graph showing this relationship. According to this result, in the growth of the SiC single crystal in the manufacture of the SiC single crystal ingot according to Example 1, the growth surface has a relatively flat shape in the first half of the growth, and the heights of the center and the outer periphery with time. It can be seen that the difference in the surface becomes a convex shape, and the change in the surface shape becomes small after about 54 hours. Here, it is considered that the first to sixth (# 1 to 6) growth fringe markers had a width of 0.4 mm to 0.6 mm in the ingot growth direction when observed on the side surface of the ingot. Since the width of the marker varies depending on conditions such as the growth rate, it was estimated by comparison with the results of a marking experiment that was performed separately.
また、この実施例１では、成長縞マーカーが形成される時間の間隔は９時間であるので、Ｎ+１番目の成長縞マーカーがあるウェハの高さと、Ｎ番目の成長縞マーカーがあるウェハの高さの差分をこの時間の間隔で除すると、縞と縞の間の成長速度を求めることができる。インゴットの中央と外周とで算出された成長速度は表３に示したとおりであり、全般に、中央の成長速度が大きいが、特に２７〜３６時間、３６〜４５時間の時間帯で最大成長速度となり、その後は低下していることが分かる。一方、外周については、３６〜４５時間の時間帯で最大成長速度となり、中央部と同様に、その後は低下していることが分かる。 In Example 1, since the time interval for forming the growth fringe marker is 9 hours, the height of the wafer having the (N + 1) th growth fringe marker and the wafer having the Nth growth fringe marker are set. By dividing the height difference by this time interval, the growth rate between the stripes can be obtained. The growth rates calculated at the center and the outer periphery of the ingot are as shown in Table 3. Generally, the growth rate at the center is large, but the maximum growth rate is especially in the time zone of 27 to 36 hours and 36 to 45 hours. It turns out that it falls after that. On the other hand, as for the outer periphery, the maximum growth rate is reached in the time zone of 36 to 45 hours, and it can be seen that it decreases thereafter as in the central part.
通常、ＳｉＣの成長は、半密閉空間において２０００℃超の高温環境で行われるため、ＳｉＣの成長速度や成長面形状などの情報を得る方法は、製品ウェハを得ることができない参照用のマーキング成長であったり、或いは、非常にコスト高となり高度な技術が必要なＸ線その場観察等の特殊な方法に限られている。それに対して、本発明によれば、製造したＳｉＣ単結晶インゴットそのものについて、成長速度や結晶成長表面の形状等の成長履歴を簡便に解析することが可能であり、これらの情報はＳｉＣ単結晶の結晶品質や生産性の向上に大いに有用である。しかも、パワーデバイス用のＳｉＣ単結晶ウェハの生産を行いながら、同時にこれらの情報を得ることが可能になる。 Normally, SiC is grown in a semi-enclosed space in a high-temperature environment exceeding 2000 ° C. Therefore, a method for obtaining information such as the growth rate of SiC and the shape of the growth surface is a reference marking growth that cannot provide a product wafer. Or limited to special methods such as in-situ X-ray observation, which is very expensive and requires advanced techniques. On the other hand, according to the present invention, it is possible to easily analyze the growth history of the manufactured SiC single crystal ingot itself, such as the growth rate and the shape of the crystal growth surface. This is very useful for improving crystal quality and productivity. Moreover, it is possible to obtain such information at the same time while producing a SiC single crystal wafer for power devices.
（比較例１）
次に、比較例１について説明する。比較例１でも、種結晶１として、（０００１）面を主面とし、＜０００１＞軸が＜１１−２０＞方向に４°傾いた、口径１０１ｍｍの４Ｈの単一ポリタイプで構成されたＳｉＣ単結晶ウェハを使用した。実施例１と同様に、成長圧力は１．３３ｋＰａであり、窒素ガスの分圧は、目標とする抵抗率に合わせて設定した。すなわち、ＳｉＣ単結晶の抵抗率の目標値は０．０１５Ωｃｍ〜０．０２５Ωｃｍである。但し、比較例１では、意図的に成長縞マーカーを形成するための窒素濃度の変化は行わずに（台形波が重畳されるような所定のタイミングでのパルス状の窒素ガスの流量減少は行わずに）、成長開始時点での窒素分圧は８０ｋＰａとし、成長終了時は１５０ｋＰａとなるようにして、窒素分圧を成長開始から終了まで単調に増加させた。それ以外は実施例１と同様にして、口径１００ｍｍウェハ作製用のＳｉＣ単結晶インゴットを製造した。
(Comparative Example 1)
Next, Comparative Example 1 will be described. Also in Comparative Example 1, as the seed crystal 1, SiC composed of a single polytype of 4H having a diameter of 101 mm with the (0001) plane as the principal plane and the <0001> axis tilted by 4 ° in the <11-20> direction. A single crystal wafer was used. As in Example 1, the growth pressure was 1.33 kPa, and the partial pressure of nitrogen gas was set according to the target resistivity. That is, the target value of the resistivity of the SiC single crystal is 0.015 Ωcm to 0.025 Ωcm. However, in Comparative Example 1, the nitrogen concentration for intentionally forming the growth fringe marker is not changed (the flow rate of the pulsed nitrogen gas is reduced at a predetermined timing such that a trapezoidal wave is superimposed). The nitrogen partial pressure was monotonously increased from the start to the end of the growth so that the nitrogen partial pressure at the start of the growth was 80 kPa and 150 kPa at the end of the growth. Other than that was carried out similarly to Example 1, and manufactured the SiC single crystal ingot for diameter 100mm wafer preparation.
比較例１で得られたＳｉＣ単結晶インゴットは、口径が１０７．１ｍｍ、インゴット外周部の高さは３１．４ｍｍであった。実施例１と同様に、公知の加工技術により、種結晶と同じく、オフ角度４°の（０００１）面を有する厚さ０．４ｍｍの鏡面ウェハに加工して３５枚のＳｉＣ単結晶ウェハを得た。これらのウェハは全て目標の抵抗率の範囲にあったが、実施例１のような抵抗率の測定により検出されるような成長縞マーカーは一切確認できず、上記のような成長履歴に関する情報を得ることはできなかった。 The SiC single crystal ingot obtained in Comparative Example 1 had a diameter of 107.1 mm and the height of the outer periphery of the ingot was 31.4 mm. Similar to Example 1, by using a known processing technique, a mirror surface wafer having a thickness of 0.4 mm having a (0001) surface with an off angle of 4 ° is processed to obtain 35 SiC single crystal wafers as in the case of the seed crystal. It was. All of these wafers were in the target resistivity range, but no growth fringe markers as detected by the resistivity measurement as in Example 1 could be confirmed, and information on the growth history as described above was obtained. Couldn't get.
１：ＳｉＣ単結晶インゴット、２：種結晶、３：ＳｉＣ単結晶、４：成長縞マーカー、５：ＳｉＣ単結晶ウェハ、６：昇華原料、７：坩堝本体、８：坩堝蓋体、９：断熱材、１０：黒鉛支持台座、１１：二重石英管、１２：ワークコイル、１３：配管、１４：マスフローコントローラ、１５：真空排気装置及び圧力制御装置、１６ａ、１６ｂ：放射温度計。 1: SiC single crystal ingot, 2: seed crystal, 3: SiC single crystal, 4: growth stripe marker, 5: SiC single crystal wafer, 6: sublimation raw material, 7: crucible body, 8: crucible lid, 9: heat insulation Material: 10: Graphite support base, 11: Double quartz tube, 12: Work coil, 13: Piping, 14: Mass flow controller, 15: Vacuum exhaust device and pressure control device, 16a, 16b: Radiation thermometer.
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Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2020037500A (en) * | 2018-09-03 | 2020-03-12 | 株式会社Sumco | Method and apparatus for producing single crystal, and silicon single crystal ingot |
| CN113774494A (en) * | 2021-11-15 | 2021-12-10 | 浙江大学杭州国际科创中心 | Stripping method and stripping device for semi-insulating silicon carbide single crystal wafer |
| CN113990938A (en) * | 2020-07-27 | 2022-01-28 | 环球晶圆股份有限公司 | Silicon carbide wafer and method for producing same |
| WO2023008054A1 (en) * | 2021-07-30 | 2023-02-02 | 住友電気工業株式会社 | Silicon carbide substrate |
| CN118166427A (en) * | 2023-10-09 | 2024-06-11 | 山东天岳先进科技股份有限公司 | High-uniformity silicon carbide substrate, preparation method thereof and semiconductor device |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06340498A (en) * | 1993-03-16 | 1994-12-13 | Nippon Steel Corp | Method for growing sic single crystal |
| JP2006248825A (en) * | 2005-03-09 | 2006-09-21 | Denso Corp | Silicon carbide ingot and its manufacturing method |
| JP2007320814A (en) * | 2006-06-02 | 2007-12-13 | National Institute Of Advanced Industrial & Technology | Bulk crystal growth method |
| CN103590101A (en) * | 2013-11-06 | 2014-02-19 | 山东大学 | Growth method for reducing density of micro-tubes in large-sized high-quality SiC single crystal |
| JP2015003850A (en) * | 2013-06-24 | 2015-01-08 | 新日鐵住金株式会社 | Method for producing silicon carbide single crystal |
-
2015
- 2015-11-26 JP JP2015230787A patent/JP6678437B2/en active Active
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06340498A (en) * | 1993-03-16 | 1994-12-13 | Nippon Steel Corp | Method for growing sic single crystal |
| JP2006248825A (en) * | 2005-03-09 | 2006-09-21 | Denso Corp | Silicon carbide ingot and its manufacturing method |
| JP2007320814A (en) * | 2006-06-02 | 2007-12-13 | National Institute Of Advanced Industrial & Technology | Bulk crystal growth method |
| JP2015003850A (en) * | 2013-06-24 | 2015-01-08 | 新日鐵住金株式会社 | Method for producing silicon carbide single crystal |
| CN103590101A (en) * | 2013-11-06 | 2014-02-19 | 山东大学 | Growth method for reducing density of micro-tubes in large-sized high-quality SiC single crystal |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2020037500A (en) * | 2018-09-03 | 2020-03-12 | 株式会社Sumco | Method and apparatus for producing single crystal, and silicon single crystal ingot |
| JP7010179B2 (en) | 2018-09-03 | 2022-01-26 | 株式会社Sumco | Single crystal manufacturing method and equipment and silicon single crystal ingot |
| CN113990938A (en) * | 2020-07-27 | 2022-01-28 | 环球晶圆股份有限公司 | Silicon carbide wafer and method for producing same |
| WO2023008054A1 (en) * | 2021-07-30 | 2023-02-02 | 住友電気工業株式会社 | Silicon carbide substrate |
| CN113774494A (en) * | 2021-11-15 | 2021-12-10 | 浙江大学杭州国际科创中心 | Stripping method and stripping device for semi-insulating silicon carbide single crystal wafer |
| CN118166427A (en) * | 2023-10-09 | 2024-06-11 | 山东天岳先进科技股份有限公司 | High-uniformity silicon carbide substrate, preparation method thereof and semiconductor device |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
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