JP2020511391A - 炭化ケイ素基板、およびＳｉＣ単結晶ブールを成長させる方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、機械的特性および電気的特性が改善された炭化ケイ素（ＳｉＣ）基板に関する。さらに、本発明は、物理的蒸気輸送成長システムにおいてバルクＳｉＣ結晶を生産する方法に関する。炭化ケイ素基板は、前記基板（１００）の総表面積の少なくとも３０％を占める内側領域（１０２）と、内側領域（１０２）を半径方向に囲むリング形状の周辺領域（１０４）とを備え、内側領域（１０２）でのドーパントの平均濃度は、周辺領域（１０４）でのこのドーパントの平均濃度とは最大５・１０１８ｃｍ−３、好ましくは１・１０１８ｃｍ−３だけ異なる。

Description

本発明は、機械的特性および電気的特性が改善された炭化ケイ素（ＳｉＣ）基板に関する。さらに、本発明は、物理的蒸気輸送成長システムにおいてバルクＳｉＣ結晶を生産する方法に関する。

炭化ケイ素は、その物理的、化学的、および電気的な特性が優れていることにより、とりわけパワーエレクトロニクス半導体構成要素、高周波構成要素、および種々の特殊な発光半導体構成要素のための半導体基板材料として使用されている。これらの製品の基盤として、理想的に純粋で欠陥のない品質のバルクＳｉＣ結晶が求められている。

当技術分野では知られているように、バルクＳｉＣ結晶は、一般的に、物理蒸着技法を用いて、具体的には昇華法を使用して生産される。この工程では、２０００℃を超える温度が必要とされる。物理的蒸気輸送（ＰＶＴ）は、本質的には昇華および再凝結のプロセスであり、この場合、源材料(source material)および種結晶が、源材料の温度が種の温度よりも高くなるように成長炉の内部に配置され、それにより、源材料が昇華し、蒸気種が拡散し種の上に堆積して、単結晶を形成する。

バルクＳｉＣ結晶は、ウェハ形状の基板を生産するために、たとえばダイヤモンドが入ったワイヤソーを用いてスライスされる。その表面は、後に続く段階的な研磨ステップによって精錬される。電子的構成要素を製造するために、薄い単結晶層（たとえばＳｉＣまたはＧａＮ）が、研磨された基板上にエピタキシャル堆積される。これらの層の特性、したがってそこから製造される電子的構成要素の特性は、下にあるＳｉＣ基板の品質に決定的に依存する。

特に、基板の吸収特性および基板表面でのその分布は、堆積されるエピタキシャル層の品質にとって重要な要因となる。これは、初めにエピタキシャルリアクタ内部での加熱エネルギーの分布が均一である場合でも、ＳｉＣ基板の表面での吸収が不均一であると、エピタキシャル成長表面での温度のばらつきが生じるからである。したがって、たとえば動作温度が１６００℃であり、熱伝達が主に放射によるエピタキシャルリアクタにおいては、均一で高品質な層の成長の決め手になるエピタキシャルリアクタ内部での最適な熱的結合は、均一な吸収特性をもつ基板においてのみ確実にすることができる。基板の吸収特性が不均一であると、エピタキシャル層の品質が低下し、エピタキシャル生産工程の歩留まりが下がる。

発行されている米国特許第８，７４７，９８２Ｂ２号明細書には、物理的蒸気輸送によってＳｉＣ単結晶を製造する従来の方法が示されている。この工程の間、成長面は、温度場の等温線によって規定される。この方法を用いて高品質なＳｉＣ単結晶を製造するには、表面がカーブしていることが必須である。しかし、特定の結晶長さを考えたとき、カーブした熱場は、中央と比べて異なる温度が周辺領域に生じる原因にもなる。この結果、中央部では、周辺領域と比較して不純物原子の取込みが異なることになる。その結果、完成したＳｉＣ基板での異物原子の分布が不均一になり、また吸収特性も組み込まれている不純物原子の種類および数に依存するので、これにより吸収が不均一になる。一方、組み込まれる異物原子の横方向の差を小さくするために等温線の曲率を小さくしすぎた場合、欠陥の少ない結晶を製造することができなくなる。知られている製造工程では、ＳｉＣ基板の吸収が不均一であることは、エピタキシャル工程での歩留まりが低下するという欠点と合わせて容認されていることが多い。

さらに、基板のボウおよびワープの値を確実に低くするために、かなり大きい基板厚みを採用する製造工程が知られている。米国特許第７，４２２，６３４Ｂ２号明細書では、直径が７５ｍｍ前後の基板において約１ｍｍの基板厚みを選択したとき、低いボウおよびワープの値を得ることができると述べられている。当然、厚みを大きくすると、その剛性が高まることにより、基板はより安定化する。その結果、基板は、内部の機械的張力による変形を受けにくくなる。この幾何形状の改善は、エピタキシャルリアクタ内部での最適な機械的結合を確実にすることを意図したものである。しかし、この解決法は、より多くの量の材料を必要とし、したがって著しくコストが高くなり、さらに、放射による熱伝達が熱伝導による伝達より優勢である１６００℃のエピタキシャルシステムにおいては十分でない。

発行されている米国特許第８，７４７，９８２Ｂ２号明細書には、格子面の位置が定められたＳｉＣ基板を生産する方法が記載されている。しかし、エピタキシャルリアクタ内での熱的結合が十分に均一でなければ、ＳｉＣ基板の品質が良好であることだけでは、欠陥が少ない、または欠陥がないエピタキシャル層をその上に堆積するのに十分でない。したがって、エピタキシャル工程中に熱放射による均一な熱結合を実現し、それにより、欠陥が少ない、または欠陥がないエピタキシャル層を確実にするために、均一な吸収特性がさらに必要とされる。

したがって、改善された炭化ケイ素基板、および基板の吸収特性を確実に改善する製造方法が、依然として求められている。

この目的は、独立請求項の主題によって解決される。本発明の有利な実施形態は、従属請求項の主題である。

本発明の発明者らは、エピタキシャル工程に対する上記の悪影響を抑える（または避ける）には、吸収係数が不均一になるのを抑えなければならないことを認識している。既に上で述べたように、完全に処理されたＳｉＣ基板における吸収の横方向の差は、ブールの成長工程中の熱的条件に主に依存する。ブール成長の成長中の結晶欠陥を避けるために、温度場は、等温線が成長面（凸形結晶（convex crystal））においてカーブするように選択されなければならない。その結果、選択された結晶長さにおいて、中央部では、周辺領域に比べて異なる温度が存在する。不純物の組込み機構は温度に依存するので、これにより、これら機構に差異が生じることになる。等温線の曲率が小さくなり過ぎるように選択された場合、結晶の欠陥はあまりにも多くなる。

一般に、ドーパントまたは汚染物などの不純物が取り込まれるのを避けることはできず、不純物は、ケイ素または炭素を除く任意の化学元素を含むことができる。一方では、基板の電気抵抗を調節するために、通常は窒素がドーパントとして必要とされる。他方では、源材料およびルツボ部品は、決まって微量の不純物、たとえば鉄、アルミニウムなどで汚染されている。

当技術分野では知られているように、不純物原子は通常の格子位置においてケイ素原子または炭素原子に取って代わる場合もあり、格子間の位置に存在する場合もある。さらに、不純物原子は、それらのタイプ、および結晶格子内での位置に応じて、電気的にアクティブまたは非アクティブであり得る。最終製品の、電気抵抗などの測定される電気的特性は、実際の不純物原子濃度を必ずしも反映するわけではないことに留意しなければならない。これらの不純物原子は、吸収特性に局所的に影響を与える。

具体的には、吸収特性は、いわゆるドナーアクセプタ対（ＤＡＰ）吸収帯に対する窒素の影響により、ドーパント窒素の存在によって影響され得る。

したがって、最終処理後のＳｉＣ基板の吸収特性における横方向の差は、結晶の成長中に組み込まれた異物原子、たとえば窒素に依存する。ＳｉＣ基板の吸収特性は、エピタキシャル工程中の半透過性基板の熱場への結合の品質にかなりの影響を与える。ＳｉＣ基板の熱的結合の差は、エピタキシャル成長中、基板全体にわたる不均一な温度分布を生じさせる。これにより、望ましくない不利な影響、具体的にはエピタキシャル層の不均一な成長が生じ、したがってコストが高くなり、廃棄物が増える。

本発明は、吸収係数が不均一に分布するのを抑えることにより、エピタキシャル工程への悪影響を避ける、または少なくとも小さくすることができるというアイデアに基づく。最終処理後の基板において特に均一な横方向の吸収特性を得るために、本発明では、改善された結晶成長工程を使用することにより、２つの異なる領域における異物原子の平均濃度を調節する。具体的には、横方向の分散が制御された追加のドーパント原子を導入することにより、結晶の成長中、カーブした等温線によって生じる、基板の表面全体にわたる吸収特性の差を補償することができる。

本発明によるＳｉＣ基板は、半径方向において、少なくとも２つの異なる領域を備える。第２の領域と比較して著しく異なる濃度の選択した不純物原子を第１の領域に与えることにより、基板における吸収特性の分布を選択的に制御することができる。具体的には、本発明による炭化ケイ素基板は、前記基板の総表面積の少なくとも３０％を占める内側領域と、内側領域を半径方向に囲む、リング形状の周辺領域とを備える。内側領域でのドーパントの平均濃度は、周辺領域でのこのドーパントの平均濃度とは５・１０^１８ｃｍ^−３以下だけ異なり、内側領域と周辺領域の平均吸収係数は、１０ｃｍ^−１未満だけ異なる。

これにより、基板の表面にわたって吸収特性の均一な分布を与えることができ、したがってエピタキシャル反応チャンバでの熱結合が均一になることを、本発明者らは認識している。これにより、エピタキシャル層の品質がはるかに高くなる。

内側領域は、前記基板の総表面積の４５％±１５％を形成することが好ましい。このように分配すると、最も満足な結果になることが示され得る。既に述べたように、内側領域での平均濃度は、周辺領域での平均濃度とは最大で５・１０^１８ｃｍ^−３異なり、好ましくは、内側領域での平均濃度は、周辺領域での平均濃度とは最大で１・１０^１８ｃｍ^−３異なる（すなわち、内側領域は、周辺領域と比較して高い、または低い平均濃度を有することができる）。この濃度差は、基板に存在する全体的なドーパント濃度レベルには依存しないことに留意しなければならない。

吸収係数が本発明に従ってドーパントによって調節されるとき、任意の不純物元素が使用されてもよい。有利には、ＳｉＣ基板の電気抵抗を決定するためにいずれにせよ製造工程に導入される窒素が使用されてもよい。

特に高品質のエピタキシャル層を得るには、内側領域と周辺領域の平均吸収係数の最大偏差は１０ｃｍ^−１未満、好ましくは５ｃｍ^−１未満になる。本発明は、有利には、４Ｈ、６Ｈ、１５Ｒ、および３Ｃを含む群から選択されるポリタイプを有する基板に利用され得る。特に、４Ｈポリタイプが好ましい。ＳｉＣは、４Ｈ、６Ｈ、３Ｃおよび１５Ｒなどの多くの様々なポリタイプで存在するが、４Ｈ−ＳｉＣが、高電力で高温の電子装置において最も関心の高いポリタイプである。異なるポリタイプ間の違いは、Ｓｉ−Ｃ二重層の、ｃ軸に沿った積層順序によって与えられる。

さらに、基板の表面の配向は、公称上の軸上にあるのではなく、軸から０°〜８°ずれていてもよく、好ましくは、基板表面は４°ずれた配向を有してもよい。この配向は、後に堆積される層のエピタキシャル成長に影響を与える。

有利には、基板の電気抵抗率は１２ｍΩｃｍ〜２６ｍΩｃｍの範囲、好ましくは１８ｍΩｃｍ〜２２ｍΩの範囲であり、かつ／またはエッチピット密度は５００００ｃｍ^−２未満である。エッチピット密度（ＥＰＤ）は、基板の表面近くの領域に含まれる欠陥および転座の数の評価基準である。

さらに、本発明は、物理的蒸気輸送成長システムにおいて少なくとも１つのＳｉＣ単結晶ブールを成長させる方法に関し、この方法は、
源材料コンパートメントにＳｉＣ粉末源材料を配置するステップと、
成長コンパートメントの中に少なくとも１つのＳｉＣ種結晶を配置するステップであって、昇華したガス状成分を成長コンパートメントに供給するために、前記源材料コンパートメントが前記成長コンパートメントに連結されている、ステップと、
高温を印加して、ＳｉＣ種結晶においてＳｉＣ成長相（growth phase）を生じさせる昇華したガス状成分を発生させ、それにより、ＳｉＣ種結晶にＳｉＣボリューム（volume）単結晶ブールが形成されるようにする、ステップとを含み、
成長コンパートメントは、単結晶ブールの成長中に単結晶ブールの長手方向軸を基準として半径方向にドーパント濃度を制御するためのドーパント源および／またはドーパントシンクを備える。

ドーパント濃度を制御するためのいくつかの可能性が存在する。概して言えば、単結晶の、（長手方向軸に対して）半径方向に辺縁の領域は、中央領域よりも高いドーパント濃度を与えられなければならない。本発明によれば、周辺領域での濃度に対する中央領域での平均ドーパント濃度の差は、５・１０^１８ｃｍ^−３以下、好ましくは１・１０^１８ｃｍ^−３以下になり得る。０．１ｍｂａｒ〜１００ｍｂａｒの範囲の圧力に達する間に、成長温度は約２２００℃になり得る。

この濃度差は、たとえば周辺領域が内側領域に比べて多くの量のドーパントを受けるように、特定のドーパント元素の源を、成長コンパートメントの周辺領域に配置することによって実現することができる。別法として、選択されたドーパント向けのゲッター材料を、成長結晶の内側領域に対して最も強い影響を与えるように、成長コンパートメントの内側領域に配置することもできる。

たとえば、ドーパントは、窒素および／またはアンモニアを含んでもよい。この場合、成長しているブールの周辺領域は、窒素ガスと直に接触してもよい。具体的には、成長コンパートメントの内部の周辺領域の周りに対称に２つ以上のガス入口を配置して、成長コンパートメントの内部の雰囲気に窒素ガスを注入することができる。この解決法には、成長工程中に組み込まれるドーパントの濃度をかなり簡単に修正および最適化できるという利点がある。

成長結晶の周辺領域におけるドーパント濃度を高めることは、ＳｉＣ粉末昇華源材料を均一に充填する代わりに、ドーパントを富化したＳｉＣ粉末昇華源材料を種結晶の周辺領域に対向する領域に提供することによっても実現することができる。この変形形態には、ガス入口および流体のプロセス剤を加えるよりも、ドーパントを富化した粉末をかなり簡単に取り扱うことができるという利点がある。富化したＳｉＣ粉末におけるドーピング元素の濃度は、少なくとも１・１０^２０ｃｍ^−３、好ましくは５・１０^２０ｃｍ^−３である。ドーピングがより少ない源材料におけるドーピング元素の濃度は、５・１０^１７ｃｍ^−３未満、好ましくは１・１０^１７ｃｍ^−３未満である。

既に述べたように、必要とされる濃度差を与えるやり方の１つは、第２の領域に供給するドーパントの量を増やすことである。他方のやり方は、第１の領域に供給されるドーパントの量を局所的に減らすことである。これは、たとえば、成長結晶の周辺部よりも中央領域に近いところにゲッター材料を提供することによって実施することができる。当然、必要とされるゲッター材料は、濃度プロファイルを形成しなければならない具体的なドーパントに依存する。

本発明の有利な一実施形態によれば、１つまたは複数の窒素結合金属を含む窒素ゲッターが提供される。こうした金属は、たとえばタンタル、タングステン、モリブデン、ニオブ、ハフニウム、および／またはこれらの合金もしくは混合物でもよい。

成長領域の中央区域に存在する窒素の一部はこの金属に結合し、（通常は不可逆的な）窒素結合が生み出される。これは、中央領域において成長結晶に取り込むのに利用可能な窒素が周辺領域よりも少なくなるように、結晶の成長面付近での窒素の横方向の分散を制御することを意味する。

単結晶へのその取込みの空間的濃度が影響を受ける必要がある特定のドーパントに応じ、他のゲッター材料が使用されてもよいことは、当業者には明らかである。

ゲッター材料は、たとえば、黒鉛などの多孔質壁部によって定位置に保持された粒状粒子または粉末粒子の形で提供されてもよい。窒素をゲッタリングすべき場合、ゲッター粒子は、タンタル、タングステン、ハフニウム、モリブデン、ニオブ、ハフニウム、および／またはこれらの合金もしくは混合物を含むことができる。窒素は、多孔質の黒鉛壁部を通過し、不可逆的にゲッター金属に結合する。したがって、半径方向において、周辺領域よりも中央で濃度値が低い窒素濃度プロファイルが生み出される。その結果、成長しているＳｉＣ単結晶の中央領域では、成長結晶格子に組み込むのに利用可能なガス状窒素が少なくなる。

本発明の有利な実施形態によれば、成長コンパートメントにおけるドーパントの濃度プロファイルは、成長コンパートメントと源材料コンパートメントの間の界面で調節することができる。具体的には、源材料コンパートメントにＳｉＣ粉末源材料を配置するステップは、ドーパント（たとえば窒素）を富化したＳｉＣ粉末源材料を充填するステップと、源材料コンパートメントと成長コンパートメントの間の界面の中央領域をドーパント（たとえば窒素）ゲッターで部分的に覆うステップとを含んでもよい。ゲッターは、黒鉛カプセル内に具体化された合金または混合物としてのタンタル、タングステン、ニオブ、モリブデンまたはハフニウムなどの金属であり、嵩密度は１．０〜２．０ｇ／ｃｍ^−３、好ましくは１．２ｇ／ｃｍ^−３であり、ゲッター粒子の組成は０．０１ｍｍ〜１ｍｍの範囲、好ましくは０．０５ｍｍ〜０．５ｍｍの範囲でもよい。

当然、上記の実施形態の種々の組合せも本発明に含まれることが意図されている。

当技術分野では一般に知られているように、ＰＶＴ成長技法は、成長速度がかなり遅く、通常は約１００μｍ／ｈの範囲であるということに苦慮している。したがって、特性を損なうことなくより迅速にＳｉＣ結晶を成長させる工程も求められている。この課題を解決するために、ルツボの内側チャンバを、中央の源材料コンパートメントと、対称に配置されてそれぞれが少なくとも１つのＳｉＣ種結晶を備える２つの成長コンパートメントとに分割することによって２つ以上のＳｉＣ単結晶ブールを同時に成長させる対称型ＰＶＴ成長システムに、本発明によるアイデアを適用することができる。各成長コンパートメントは、ガス透過性の多孔質の仕切りにより、それぞれ源材料コンパートメントから隔てられる。こうした完全に対称な配置により、源材料コンパートメントの中央において温度が最も高く、各種結晶の場所ではより低い同一の温度をもつ領域を有する温度プロファイルを生み出すことができる。こうしたＰＶＴ成長システムは、欧州特許第２６６４６９５Ｂ１号明細書に記載されている。

２つのＳｉＣ単結晶を同時に成長させるこうした方法には、生産されるブールのそのままの品質を依然として保ちながら、はるかに多い生産量を得ることができるという利点がある。

本発明のいくつかの実施形態を説明するために、添付図面が本明細書に組み込まれ、その一部を形成する。これらの図面は、説明とともに、本発明の原理を説明する働きをする。図面は、本発明をどう作成および使用することができるかという好ましい例および代替の例を示す目的のものに過ぎず、図示および説明される実施形態のみに本発明を限定するものと解釈されるべきではない。さらに、各実施形態のいくつかの態様が、個々に、または様々な組合せで、本発明による解決策をなす場合がある。さらなる特徴および利点は、添付図面に示されている本発明の様々な実施形態についての以下のより詳細な説明から明らかになろう。各添付図面中、同様のリファレンスは同様の要素を指す。

本発明の第１の有利な実施形態による炭化ケイ素基板の概略上面図である。 本発明の第２の有利な実施形態による炭化ケイ素基板の概略上面図である。 本発明の第１の実施形態によるＰＶＴ成長装置の概略断面図である。 本発明の別の実施形態によるＰＶＴ成長装置の概略断面図である。 本発明の別の実施形態によるＰＶＴ成長装置の概略断面図である。 本発明の別の実施形態によるＰＶＴ成長装置の概略断面図である。 本発明の別の実施形態によるＰＶＴ成長装置の概略断面図である。 本発明の別の実施形態によるＰＶＴ成長装置の概略断面図である。

次に、各図を参照して本発明をより詳細に説明する。まず図１を見ると、本発明による（「ウェハ」とも呼ばれることがある）ＳｉＣ基板１００の概略図が示されている。本発明によれば、ＳｉＣ基板１００は、（矢印ｒによって示された）半径方向に、第１の領域１０２および第２の領域１０４を備える。第１の領域１０２は、リング形状の第２の領域１０４によって囲まれている。文字「Ａ」で示されているように、第１の領域１０２は、第１の平均濃度の窒素などのドーパントを有し、一方、第２の領域１０４は、第１の平均濃度とは異なる第２の平均濃度（「Ｂ」）を有する。本発明の例示的な一実施形態によれば、第１の領域１０２でのドーパントの平均濃度は、５・１０^１８ｃｍ^−３以下だけ、好ましくは１・１０^１８ｃｍ^−３以下だけ、第２の領域１０４での平均濃度とは異なる。具体的には、第１の領域１０２における窒素の平均濃度は、第２の周辺領域１０４における窒素濃度より低くなり得る。

本発明の例示的な一実施形態によれば、第１の領域１０２での平均吸収係数は、第２の領域１０４での平均吸収係数とは１０ｃｍ^−１以下だけ異なり、好ましくは５ｃｍ^−１以下だけ異なる。本発明によれば、円形の内側領域１０２は、総ウェハ表面の少なくとも４５％±１５％を占める。したがって、リング形状の外側領域１０４も、当然、総ウェハ表面の少なくとも４５％±１５％を占める。

互いに異なる第１の領域および第２の領域に平均濃度が異なる不純物原子を導入することにより、ブールの成長中に熱的条件による影響を受けた、横方向の吸収特性を均質化することができる。したがって、本発明は、理想的には完全に均一な吸収特性を有し、少なくとも理想に近い均一な吸収特性を有するＳｉＣ基板を提供する。エピタキシャルリアクタ内において、これらのＳｉＣ基板はエピタキシャル成長条件において均一な温度プロファイルを有し、高品質なエピタキシャル層の成長を可能にするという利点がある。さらに、本発明による基板上では、高品質な電子的構成要素を製造することができる。

第１の（内側の）領域１０２において、第２の（外側の）領域１０４の平均ドーパント濃度とは５・１０^１８ｃｍ^−３以下だけ異なる平均窒素ドーパント濃度を与えるとき、または好ましくは第１の（内側の）領域１０２において、第２の（外側の）領域１０４でのドーパント濃度とは１・１０^１８ｃｍ^−３以下だけ異なる平均窒素ドーパント濃度を与えるとき、本発明によるＳｉＣ基板１００は、以下の特徴によって特色づけることができる。

寸法は、ウェハの厚みが１０００μｍより小さく２００μｍより大きい、たとえば３５０μｍ±２５μｍである場合、直径が１００ｍｍ、さらには１５０ｍｍ、または２００ｍｍになるように選択することができる。エッチピット密度（ＥＰＤ）によって示される全体的な転座密度は、５００００ｃｍ^−２になり得、好ましくは１００００ｃｍ^−２未満にとどまる。電気抵抗率は、１２ｍΩｃｍ〜２６ｍΩｃｍの範囲、好ましくは１８ｍΩｃｍ〜２２ｍΩｃｍの範囲になり得る。

後に続く所期のエピタキシャル層、ならびに必要とされる光学的特性および半導体材料特性に応じて、ＳｉＣ基板は、今日までに発見されている２００を超える考えられるＳｉＣポリタイプのうちの１つを有することができる。当技術分野では知られているように、最も一般的なポリタイプには、３Ｃ、２Ｈ、４Ｈ、６Ｈ、８Ｈ、９Ｒ、１０Ｈ、１４Ｈ、１５Ｒ、１９Ｒ、２０Ｈ、２１Ｈ、および２４Ｒが含まれ、ここで、（Ｃ）、（Ｈ）および（Ｒ）は、立方晶系、六方晶系、および菱面体晶系である、３つの基本的な結晶学的カテゴリである。３Ｃ−ＳｉＣまたはβ−ＳｉＣと名付けられている立方晶系の閃亜鉛鉱型構造では、ＳｉおよびＣは、ダイヤモンド構造（diamond framework）において規則的な席を占有する。一般にα−ＳｉＣと呼ばれる、六方晶系ポリタイプのｎＨ−ＳｉＣおよび菱面体晶系ポリタイプのｎＲ−ＳｉＣでは、ＣおよびＳｉの層からなるｎＳｉ−Ｃ二重層が単純単位格子（primitive unit cell）に積層される。本発明による基板は、４Ｈポリタイプのものであることが好ましい。さらに、基板の配向は、軸から０°〜８°、好ましくは４°ずれている。ポリタイプおよび配向は、通常は種結晶の配向、または結晶作成中の傾斜によって制御することができる。

図２には、本発明による基板の別の態様が示されている。ＰＶＴシステムにおいてＳｉＣ基板を製造するとき、領域１０２と領域１０４の間には境界を画定するはっきりした線はないことが予想され得る。むしろ、領域１０２の値Ａと領域１０４の値Ｂの間の平均ドーパント濃度勾配をもつ移行領域１０６が存在する。移行領域１０６のドーパント濃度は、文字「Ｃ」で示されている。移行領域１０６では、平均ドーパント濃度は、中央領域１０２での低い方の値Ａから周辺領域１０４での高い方の値Ｂへと至るように、半径方向ｒに沿って可変であることが理解されなければならない。

重要なことは、図１および図２は概略図であり、領域１０２、領域１０４、および領域１０６の寸法に関して、またこれらの領域の互いに対する面積比に関して、一定の縮尺に従っていないことに留意しなければならない。

図３〜図８には、図１および図２を参照して説明した基板へとスライスすることができる単結晶ブールを成長させるためのＰＶＴ工程の様々な実施形態が示されている。

種結晶利用昇華成長（seeded sublimation growth）としても知られている物理的蒸気輸送（ＰＶＴ）は、大きいサイズのＳｉＣ単結晶を成長させる、最も一般的で成功している方法である。米国特許第８，７４７，９８２Ｂ２号明細書には、本発明によるＳｉＣ基板を製造するために使用および修正することができる有利な製造方法が記載されている。

ＳｉＣ単結晶１０８の成長中に半径方向にドーパントプロファイルを生じさせる第１の例を、図３を参照して説明する。以下では、成長しているＳｉＣ単結晶１０８は「ブール」とも呼ばれる。

図３にはＰＶＴ成長セル１１０の概略図が示されており、ＳｉＣ単結晶１０８のＰＶＴ成長は、黒鉛の蓋で封止された黒鉛ルツボ１１２の中で実施され、この黒鉛ルツボ１１２には、ルツボ１１２の下部において源材料コンパートメント１１６に配置された昇華源１１４が装填されている。（図には見えていない）単結晶の種が、ルツボの上部に配置される。熱絶縁材料がルツボ１１２を囲み、この熱絶縁材料は、再凝結に必要な温度勾配を生じさせる熱放散チャネル（図示せず）の領域においてのみ開いている。

昇華源１１４は、通常、個別の工程で合成された多結晶のＳｉＣの粒または粉末である。装填済みのルツボ１１２は成長チャンバの中に配置され、そこで熱絶縁材（図示せず）によって囲まれる。誘導加熱または抵抗加熱（図示せず）を使用して、ルツボ１１２を一般には２０００℃〜２４００℃である適した温度にし、ＳｉＣ単結晶種の上でＳｉＣ単結晶をＰＶＴ成長させる。成長チャンバは、たとえば石英ガラスで作成することができ、単結晶の成長中に昇華源１１４の温度が種結晶の温度よりも（通常は１０〜２００Ｋの差で）高く保たれるように、ＲＦコイルがルツボ１１２に対して位置決めされる。

十分に高い温度に達すると昇華源１１４は気化し、ケイ素、Ｓｉ_２Ｃ、およびＳｉＣ_２の分子の蒸気でルツボ１１２の成長コンパートメント１１８を満たす。昇華源１１４と種結晶の間の温度差により、蒸気は移動して種結晶上に凝結し、それにより、成長する単結晶ブール１０８が形成される。成長速度を制御するために、通常、ＰＶＴ成長は、一般に０．１ｍｂａｒ〜１００ｍｂａｒである、低圧の不活性ガスの存在下で実施される。

米国特許第８，７４７，９８２Ｂ２号明細書に示されているような既知の装置に加えて、本発明は、成長コンパートメント１１８の中の周辺部に対称に配置された、少なくとも２つ、好ましくは６つのガス入口１２０を提供する。ガス入口１２０は、成長結晶１０８の周辺領域に向かって方向付けられた方向性ガス流１２２を提供する。これにより、成長コンパートメント１１８の、ルツボ１１２の内壁部１２４に近い領域と中央領域との間で、ドーパント濃度の差が生じる。成長結晶１０８の周辺部近くにより高いドーパント濃度を与えることにより、周辺部の成長結晶格子には、中央領域に組み込まれる濃度と比べてより高いドーパント濃度が組み込まれる。ガス流１２２の特定のパラメータに応じて、結晶１０８から生産される最終処理後のＳｉＣ基板において、図１または図２に示した濃度プロファイルを実現することができる。

示された実施形態では、ガス流１２２は、ドーパントとして窒素および／またはアンモニアを含む。しかし、当然、他の適したガスもまたガス入口１２０を通って成長コンパートメント１１８に導入されてもよい。

既に上述したように、１つではなく２つの結晶を同時に成長させることにより、ＳｉＣ単結晶を成長させるための生産時間を著しく短縮することができる。こうした同時成長を実現するために、欧州特許第２６６４６９５Ｂ１号明細書の原理を本発明によるアイデアに適合することができる。

図４に示されるように、本発明による成長セル２１０は、２つの成長コンパートメント１１８、１１９を備えてもよい。成長コンパートメント１１８、１１９は、昇華源１１４を備える源材料コンパートメント１１６に対して対称に配置される。成長コンパートメント１１８、１１９のそれぞれでは、１つの結晶１０８、１０９が種結晶（図示せず）から成長している。図３に示した構成と同様に、成長結晶１０８、１０９のそれぞれに向かって窒素ガスを導入するために、ガス入口１２０が提供される。当然、任意の他のガス状ドーパント、たとえばアンモニアも、この実施形態に含まれ得る。

成長コンパートメント１１８、１１９のそれぞれには、成長コンパートメント１１８、１１９の各周辺領域に中央領域よりも高い濃度のドーパントが供給されるように、少なくとも２つ、好ましくは６つの、対称に配置されたドーパント入口１２１、１２３が配置される。これにより、ウェハ表面全体にわたって吸収特性が均一なＳｉＣ基板の生産が可能になる。

図５には、単一のブール１０８を成長させるための成長セル１１０の別の実施形態が示されている。結晶１０８は、成長コンパートメント１１８に配置された種結晶から成長する。昇華粉末源１１４が、源材料コンパートメント１１６に収容されている。源材料の嵩密度は、１．０ｇ・ｃｍ^−３〜２．６ｇ・ｃｍ^−３の範囲、好ましくは１．４ｇ・ｃｍ^−３〜１．８ｇ・ｃｍ^−３の範囲であるべきである。源材料の粒径（Ｄ５０）は、１００μｍ〜１０００μｍの範囲、好ましくは３００μｍ〜５００μｍの範囲であるべきである。しかし、知られている装置とは対照的に、粉末源１１４は、ルツボ１１２の直径全体にわたって均一に分散されていない。本発明によれば、源材料コンパートメント１１６の周辺部は、ドーパント、たとえば窒素がさらに豊富にされた、富化源材料１２６を備える。富化されたＳｉＣ粉末のドーピング元素の濃度は、少なくとも１・１０^２０ｃｍ^−３、好ましくは５・１０^２０ｃｍ^−３である。ドーピングがより少ない源材料におけるドーピング元素の濃度は、５・１０^１７ｃｍ^−３未満、好ましくは１・１０^１７ｃｍ^−３未満である。加熱工程中、富化源材料１２６を気化させたとき、ドーパントのリング形状の流れ１２８が発生する。さらに、中央のドーピングされていない源材料と富化された源材料１２６との間の界面では、ドーパントが徐々に希釈される場合もある。

図３に示す実施形態と比較したこの実施形態の利点は、第１に、ガス状のドーパント源を取り扱う必要がなく、第２に、成長工程中にルツボ１１２への連続的なアクセスが必要とされないということに見て取ることができる。

当然、図５に示した原理を、２つのブール１０８、１０９を同時に成長させるというアイデアに適用することもできる。この成長セル装置２１０が図６に示されている。この実施形態による成長セル２１０は、２つの成長コンパートメント１１８、１１９を備える。成長コンパートメント１１８、１１９は、昇華源１１４を備える源材料コンパートメント１１６に対して対称に配置される。成長コンパートメント１１８、１１９のそれぞれでは、１つの結晶１０８、１０９が種結晶（図示せず）から成長している。

図５に示した構成と同様に、粉末源１１４は、ルツボ１１２の直径全体にわたって均一に分散されていない。むしろ、源材料コンパートメント１１６の周辺部は、ドーパント、たとえば窒素がさらに豊富にされた富化源材料１２６を備える。加熱工程中、富化源材料１２６を気化させたとき、ドーパントの、リング形状の２つの流れ１２８、１２９が生じ、成長結晶１０８、１０９のそれぞれに向かって方向付けられる。さらに、ドーピングされていない中央の源材料と富化源材料１２６との間の界面では、ドーパントが徐々に希釈される場合もある。窒素が一例として示してあるが、当然、任意の他のドーパントもこの実施形態に含まれ得る。

上述の図３〜図６は、成長コンパートメント１１８の周辺部において窒素などのドーパントの濃度をアクティブに高めるアイデアに関する。一方、以下に説明する図７および図８には、成長コンパートメント１１８の中央領域においてドーパントの濃度をアクティブに低くする実施形態が示されている。

図７に示されるように、ＳｉＣ単結晶１０８を成長させるためのＰＶＴ成長セル１１０は、黒鉛の蓋で封止された黒鉛ルツボ１１２を備え、この黒鉛ルツボ１１２には、ルツボ１１２の下部において源材料コンパートメント１１６に配置された、ドーパントを富化した昇華源１２６が装填されている。（図には見えていない）単結晶の種が、ルツボの上部に配置される。熱絶縁材料がルツボ１１２を囲み、この熱絶縁材料は、再凝結に必要な温度勾配を生じさせる熱放散チャネル（図示せず）の領域においてのみ開いている。

昇華源１２６は、たとえば、個別の工程で合成されて窒素などの所望のドーパントがドーピングされた多結晶のＳｉＣの粒または粉末である。装填済みのルツボ１１２は成長チャンバの中に配置され、そこで熱絶縁材（図示せず）によって囲まれる。誘導加熱または抵抗加熱（図示せず）を使用して、ルツボ１１２を一般には２０００℃〜２４００℃である適した温度にし、ＳｉＣ単結晶種の上でＳｉＣ単結晶をＰＶＴ成長させる。成長チャンバは、たとえば石英ガラスで作成することができ、単結晶の成長中に昇華源１１４の温度が種結晶の温度よりも（通常は１０〜２００Ｋの差で）高く保たれるように、ＲＦコイルがルツボ１１２に対して位置決めされる。

十分に高い温度に達すると、窒素をドーピングした昇華源１２６は気化し、ケイ素、Ｓｉ_２ＣおよびＳｉＣ_２の分子の蒸気でルツボ１１２の成長コンパートメント１１８を満たす。昇華源１２６と種結晶の間の温度差により、蒸気は移動して種結晶上に凝結し、それにより、成長する単結晶ブール１０８が形成される。

図７に示す実施形態によれば、窒素をドーピングした昇華源１２６と成長コンパートメント１１８との間の界面の中央に、窒素ゲッター材料１３０が配置される。したがって、成長結晶１１８の周辺領域に向かって方向付けられた、ドーパント１２８（たとえば窒素）のリング形状の流れが生じる。中央領域では、ゲッター材料１３０は、成長コンパートメント１１８の中央領域から一定量のドーパント原子を結合する。したがって、ゲッター材料１３０により、成長コンパートメント１１８の内部でドーパントの濃度勾配が生じる。具体的には、成長コンパートメント１１８の中央でのドーパント濃度は、中央領域で成長結晶１０８に組み込まれるドーパント濃度を低くするために、周辺領域よりも低くなる。

通常、多孔質黒鉛の膜（図示せず）が、源材料コンパートメント１１６と成長コンパートメント１１８の間に配置される。この膜により、固体の源材料がガス種から隔てられる。本発明によれば、多孔質材料から製造された槽が、中央領域に設けられる。槽は、分子および原子が成長コンパートメントからゲッター材料に、またその逆に拡散することを可能にする、たとえば黒鉛から構成される。したがって、槽の壁部の嵩密度は、１．０ｇ・ｃｍ^−３〜２．０ｇ・ｃｍ^−３、好ましくは１．２ｇ・ｃｍ^−３であるべきである。槽は、タンタル、タングステン、モリブデン、ニオブ、ハフニウム、および／またはこれらの合金もしくは混合物などの、粒状または粉末のゲッター材料で満たされる。ゲッター材料を通過した窒素は、ゲッター材料１３０に不可逆的に結合する。したがって、横方向の窒素の分散は、周辺部において成長結晶に組み込むのに利用可能な窒素が中央部よりも多くなるという形で影響を受ける。結晶成長工程全体を通して終始ゲッターの機能性を均衡させるために、粒および粉末のサイズの組成は、ゲッターの最適化された空き表面（free surface）がアクセス可能であるように、０．０１ｍｍ〜１ｍｍの範囲、好ましくは０．０５ｍｍ〜０．５ｍｍの範囲で調節されなければならない。ゲッターカプセルの高さは、ゲッターの能力が結晶成長工程全体を通して保たれるように調整されなければならず、１ｍｍ〜２０ｍｍ、好ましくは５ｍｍ〜１０ｍｍの厚みをもつ。

中央に配置されるゲッター材料１３０を提供するというアイデアは、２つのＳｉＣブール１０８、１０９が同時に成長する構成にも適用することができる。このＰＶＴ成長セル２１０が、図８に示されている。図８に示されるように、窒素をドーピングした粉末源１２６が、２つの成長コンパートメント１１８、１１９の間に配置される。窒素をドーピングした粉末源１２６と成長コンパートメント１１８、１１９のそれぞれとの間の界面では、窒素ゲッター材料１３０、１３２が中央に配置される。したがって、成長しているＳｉＣ結晶１０８、１０９に向かって方向付けられた、ドーパント１２８、１２９のリング形状の流れが生じる。したがって、成長結晶１０８、１０９の周辺領域には、より高いドーパント濃度が存在する。

成長コンパートメント１１８、１１９の中央領域ではドーパントの利用可能性が低くなることにより、内側領域では、周辺領域に比べて、成長結晶１０８に取り込まれるドーパント濃度は低くなる。

たとえば、ドーパントとして窒素を使用するとき、固体ゲッター材料１３０、１３２は、タンタル、タングステン、モリブデン、ニオブ、もしくはハフニウム、および／またはこれらの合金もしくは混合物などの金属を含んでもよい。これらの元素は、窒素結合を形成することにより、不可逆的に窒素と結合する。当然、他の適したゲッター材料も使用することができる。

これにより、図１および図２に示した、本発明による最終処理後のＳｉＣ基板の濃度プロファイルを実現することができる。当然、上述の概念は、必要に応じて組み合わせることもできる。

本発明によれば、エピタキシャル工程によってＳｉＣ基板上で成長する層を確実に高品質にするために、吸収係数の不均一性が抑えられる。吸収係数は、所与の材料を通過するときの電磁放射の強度の低下を特徴付ける。吸収係数は、寸法１／長さを有し、通常は単位１／ｃｍで示される。吸収係数が大きいことは、特定の材料が特定の放射を比較的強く遮ることを意味し、吸収係数が小さいことは、その材料が特定の放射についてより透過性であることを意味する。他の要因は別にして、放射の波長は、吸収係数に強く影響する。エピタキシャル工程においては、適切な波長は約２μｍ〜０．６μｍの範囲である。

炭化ケイ素はバンドギャップが大きい半導体であり、電荷キャリアの濃度、したがってドーパントの濃度も、吸収に大きく影響する。P.J. Wellmann, R. Weingartner, M. Bickermann, T.L. Straubinger, A. Winnacker: “Optical quantitative determination of doping levels and their distribution in SiC", Materials Science and Engineering B91-92 (2002) 75-78の論文では、図１に、ドーピング濃度が低いｎ−タイプ４Ｈ−ＳｉＣ材料およびドーピング濃度が高いｎ−タイプ４Ｈ−ＳｉＣ材料の吸収スペクトルが示してある。この文書に示されるように、ドーピング濃度（たとえば窒素）が高いほど、吸収係数は高くなる。

したがって、完全に処理されたＳｉＣ基板の吸収特性の横方向の差は、ドーパント、たとえば窒素が結晶成長中に格子内に組み込まれる方式に依存する。ＳｉＣ基板の吸収特性により、任意のエピタキシャル工程中の、透過性ウェハの熱場への結合の品質がかなり決まる。ＳｉＣ基板の熱的結合のばらつきにより、エピタキシャル工程中の温度が不均一になり、その結果、エピタキシャル層の不均一な成長など、望ましくない影響が生じる。したがって、本発明においては、吸収係数の不均一性を最小限に抑えて、エピタキシャル層に対する悪影響を小さくする。

１００ ＳｉＣ基板
１０２ 内側領域
１０４ 外側領域
１０６ 移行領域
１０８、１０９ ＳｉＣ単結晶ブール
１１０、２１０ 成長セル
１１２ ルツボ
１１４ 昇華源材料
１１６ 源材料コンパートメント
１１８、１１９ 成長コンパートメント
１２０、１２１、１２３ ガス入口
１２２ ガス流
１２４ ルツボの内壁部
１２６ ドーパントを富化した源材料
１２８、１２９ ドーパントの流れ
１３０、１３２ ゲッター材料

Claims (14)

1. 炭化ケイ素基板であって、
   前記基板（１００）の総表面積の少なくとも３０％を占める内側領域（１０２）と、
   前記内側領域（１０２）を半径方向に囲むリング形状の周辺領域（１０４）とを備え、
   前記内側領域（１０２）でのドーパントの平均濃度が、前記周辺領域（１０４）でのこのドーパントの前記平均濃度とは５・１０^１８ｃｍ^−３以下だけ異なり、前記内側領域（１０２）の平均吸収係数が、前記周辺領域（１０４）の前記平均吸収係数とは１０ｃｍ^−１以下だけ異なる、炭化ケイ素基板。
2. 前記内側領域（１０２）が、前記基板（１００）の前記総表面積の４５％±１５％を形成する、請求項１に記載の炭化ケイ素基板。
3. 前記ドーパントが窒素を含む、請求項１または２に記載の炭化ケイ素基板。
4. 前記内側領域（１０２）の前記平均吸収係数と前記周辺領域（１０４）の前記平均吸収係数の最大偏差が５ｃｍ^−１未満である、請求項１から３のいずれか一項に記載の炭化ケイ素基板。
5. 前記内側領域（１０２）での前記ドーパントの平均濃度が、前記周辺領域（１０４）でのこのドーパントの前記平均濃度とは１・１０^１８ｃｍ^−３以下だけ異なる、請求項１から４のいずれか一項に記載の炭化ケイ素基板。
6. 前記基板（１００）が、４Ｈ、６Ｈ、１５Ｒ、および３Ｃを含む群から選択されるポリタイプを有する、請求項１から５のいずれか一項に記載の炭化ケイ素基板。
7. 前記基板（１００）の厚みが１０００μｍ未満であり、かつ／または前記基板（１００）の直径が少なくとも１００ｍｍである、請求項１から６のいずれか一項に記載の炭化ケイ素基板。
8. 前記基板（１００）が、１２ｍΩｃｍ〜２６ｍΩｃｍの範囲の電気抵抗率を有し、かつ／または５００００ｃｍ^−２未満のエッチピット密度を有する、請求項１から７のいずれか一項に記載の炭化ケイ素基板。
9. 物理的蒸気輸送成長システムにおいて少なくとも１つのＳｉＣ単結晶ブール（１０８、１０９）を成長させる方法であって、
   源材料コンパートメント（１１６）にＳｉＣ粉末源材料（１１４）を配置するステップと、
   成長コンパートメント（１１８、１１９）の中に少なくとも１つのＳｉＣ種結晶を配置するステップであって、昇華したガス状成分を前記成長コンパートメント（１１８、１１９）に供給するために、前記源材料コンパートメント（１１６）が前記成長コンパートメント（１１８、１１９）に連結されている、ステップと、
   高温を印加して、前記ＳｉＣ種結晶においてＳｉＣ成長相を生じさせる前記昇華したガス状成分を発生させ、それにより、前記ＳｉＣ種結晶にＳｉＣボリューム単結晶ブール（１０８、１０９）が形成されるようにする、ステップとを含み、
   前記少なくとも１つの成長コンパートメント（１１８、１１９）が、前記単結晶ブールの成長中に前記単結晶ブール（１０８、１０９）の長手方向軸を基準として半径方向にドーパント濃度を制御するためのドーパント源および／またはドーパントシンクを備える、方法。
10. 前記ドーパントが窒素を含む、請求項９に記載の方法。
11. 前記成長しているブール（１０８、１０９）の周辺領域が、窒素および／またはアンモニアのガスと直に接触する、請求項１０に記載の方法。
12. 前記ＳｉＣ粉末源材料が、前記種結晶の周辺領域に対向する領域に、ドーパントを富化した材料（１２６）を備える、請求項９から１１のいずれか一項に記載の方法。
13. 前記源材料コンパートメントに前記ＳｉＣ粉末源材料を配置するステップが、ドーパントを富化したＳｉＣ粉末源材料（１２６）を充填するステップと、前記源材料コンパートメント（１１６）と前記成長コンパートメント（１１８、１１９）の間の界面の中央領域をゲッター材料で覆うステップとを含む、請求項９から１２のいずれか一項に記載の方法。
14. 少なくとも１つのＳｉＣ種結晶が、２つの成長コンパートメント（１１８、１１９）のそれぞれの中に配置され、前記源材料コンパートメント（１１６）が、前記２つの成長コンパートメント（１１８、１１９）の間に対称に配置され、ガス透過性の多孔質膜によって前記成長コンパートメントのそれぞれから隔てられる、請求項９から１３のいずれか一項に記載の方法。