JP2021031332A - Silicon carbide substrate and method for manufacturing the same - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、炭化珪素基板及びその製造方法に関する。 The present invention relates to a silicon carbide substrate and a method for producing the same.
炭化珪素(SiC)は、硬度、耐熱性及び化学的安定性に優れており、研磨材、耐火物又は発熱体などに使用されている。また、半導体特性を示すことから半導体への用途にも適用可能である。特に炭化珪素はバンドギャップが大きく絶縁破壊電界強度が高い。そのため、炭化珪素を半導体基板に適用すると、従来のシリコン基板を用いた場合に比べて、高耐圧及び/又は低損失で半導体素子を動作させることができる。その上、炭化珪素は熱伝導率が高く放熱特性に優れている。これらの特性を活かして、パワー半導体の基板として炭化珪素基板が実用化されている。 Silicon carbide (SiC) has excellent hardness, heat resistance, and chemical stability, and is used for abrasives, refractories, heating elements, and the like. In addition, since it exhibits semiconductor characteristics, it can also be applied to semiconductor applications. In particular, silicon carbide has a large bandgap and high dielectric breakdown electric field strength. Therefore, when silicon carbide is applied to a semiconductor substrate, the semiconductor element can be operated with a high withstand voltage and / or a low loss as compared with the case where a conventional silicon substrate is used. Moreover, silicon carbide has high thermal conductivity and excellent heat dissipation characteristics. Taking advantage of these characteristics, a silicon carbide substrate has been put into practical use as a substrate for a power semiconductor.
炭化珪素は、これにドナーやアクセプター等の不純物元素を添加することで、半導体特性を調整することができる。ドナー元素を添加することで、バンドギャップ内に準位を形成することができ、炭化珪素をn型半導体とすることが可能である。また、アクセプター元素を添加することでp型半導体することが可能である。さらに、ドナー元素及びアクセプター元素を同時に添加することでi型半導体とすることが可能である。 The semiconductor characteristics of silicon carbide can be adjusted by adding an impurity element such as a donor or an acceptor to the silicon carbide. By adding a donor element, a level can be formed in the band gap, and silicon carbide can be used as an n-type semiconductor. Further, it is possible to make a p-type semiconductor by adding an acceptor element. Further, by adding the donor element and the acceptor element at the same time, it is possible to obtain an i-type semiconductor.
ところで、炭化珪素基板は、反りの少ないことが望ましい。反りの大きな基板上に炭化珪素エピタキシャル層を成長させると、エピタキシャル層の膜厚ばらつき、割れ又は剥がれなどの問題が生じるからである。このような反り低減の技術を開示する文献として、特許文献1や特許文献2が挙げられる。
By the way, it is desirable that the silicon carbide substrate has less warpage. This is because when the silicon carbide epitaxial layer is grown on a substrate having a large warp, problems such as film thickness variation, cracking or peeling of the epitaxial layer occur.
特許文献1(特開2015−063429号公報)には、第1の主面と、前記第1の主面と反対の第2の主面を備え、不純物として窒素を含む炭化珪素半導体基板であって、前記炭化珪素半導体基板の厚みを前記第1の主面の最大径で除した比は4×10−3以下であり、かつ前記窒素の濃度は1×1018cm−3以上である、炭化珪素半導体基板が開示され、炭化珪素半導体基板が含む窒素の濃度を1×1018cm−3以上とすることにより、炭化珪素半導体基板を硬化させ、高温時における炭化珪素半導体基板の反りを効果的に低減することができる旨が記載されている(請求項1及び[0014])。
Patent Document 1 (Japanese Unexamined Patent Publication No. 2015-063429) is a silicon carbide semiconductor substrate having a first main surface and a second main surface opposite to the first main surface and containing nitrogen as an impurity. The ratio of the thickness of the silicon carbide semiconductor substrate divided by the maximum diameter of the first main surface is 4 × 10 -3 or less, and the nitrogen concentration is 1 × 10 18 cm -3 or more. The silicon carbide semiconductor substrate is disclosed, and by setting the concentration of nitrogen contained in the silicon carbide semiconductor substrate to 1 × 10 18 cm -3 or more, the silicon carbide semiconductor substrate is cured, and the warp of the silicon carbide semiconductor substrate at a high temperature is effective. It is described that the reduction can be achieved (
特許文献2(国際公開第2017/175799号)には、多結晶SiCで形成された多結晶SiC基板であって、前記多結晶SiC基板の両面のうち一方の面を第1面とするとともに他方の面を第2面として、前記第1面における多結晶SiCの結晶粒径の平均値と、前記第2面における多結晶SiCの結晶粒径の平均値との差分を、前記多結晶SiC基板の厚さで除した値である基板粒径変化率が0.43%以下であり、かつ、前記多結晶SiC基板の反りの曲率半径が142m以上である多結晶SiC基板が開示され、該多結晶SiC基板によれば、基板内部の結晶粒径変化率が小さくなることで多結晶SiC基板の内部における残留応力の影響を低減し、多結晶SiC基板の反りを低減することができる旨、多結晶SiC基板の抵抗率を下げる目的では、不純物として窒素、リン、などを含んでもよい旨が記載されている(特許文献2の請求項1、[0013]及び[0014])。
Patent Document 2 (International Publication No. 2017/175799) states that a polycrystalline SiC substrate formed of polycrystalline SiC has one side of both sides of the polycrystalline SiC substrate as the first surface and the other. The difference between the average value of the crystal grain size of the polycrystalline SiC on the first surface and the average value of the crystal grain size of the polycrystalline SiC on the second surface is set as the second surface of the polycrystalline SiC substrate. A polycrystalline SiC substrate having a substrate particle size change rate of 0.43% or less, which is a value divided by the thickness of the polycrystalline SiC substrate, and a curvature radius of warp of the polycrystalline SiC substrate of 142 m or more has been disclosed. According to the crystalline SiC substrate, the influence of the residual stress inside the polycrystalline SiC substrate can be reduced by reducing the rate of change in the crystal grain size inside the substrate, and the warp of the polycrystalline SiC substrate can be reduced. It is described that nitrogen, phosphorus, etc. may be contained as impurities for the purpose of lowering the resistance of the crystalline SiC substrate (
このように、特許文献1及び2には炭化珪素基板の反り低減を図ることが提案されている。しかしながら、これらの文献に開示される手法で基板の反り低減を図るには限界がある。特に半導体基板にはより一層の大面積化及び/又は薄板化の要求があり、この要求に応じつつ反り低減を図るにはより一層の改良が望ましい。その上、特許文献1記載の要件では不純物が窒素に限定されており、かつその層の窒素濃度や厚さにも制限があり、デバイス設計が限定されてしまうという問題がある。また、特許文献2の技術では、第1の面と第2の面とで結晶粒径を一定の関係にする必要があり、多結晶成膜条件(温度や圧力など)が限定されるという問題がある。
As described above,
本発明者はこのような問題点に鑑みて、炭化珪素基板の反りをより低減できる方策の検討を行った。その結果、基板厚さ方向における不純物元素濃度を特定の関係をもつように制御することで、炭化珪素基板の反りをより効果的に低減できるとの知見を得た。 In view of these problems, the present inventor has studied measures that can further reduce the warpage of the silicon carbide substrate. As a result, it was found that the warpage of the silicon carbide substrate can be reduced more effectively by controlling the concentration of impurity elements in the substrate thickness direction so as to have a specific relationship.
本発明はこのような知見に基づき完成されたものであり、反りをより効果的に低減できる炭化珪素基板及びその製造方法の提供を課題とする。 The present invention has been completed based on such findings, and an object of the present invention is to provide a silicon carbide substrate capable of more effectively reducing warpage and a method for producing the same.
本発明は、下記(1)〜(8)の態様を包含する。なお、本明細書において、「〜」なる表現は、その両端の数値を含む。すなわち、「X〜Y」は「X以上Y以下」と同義である。 The present invention includes the following aspects (1) to (8). In addition, in this specification, the expression "~" includes the numerical values at both ends thereof. That is, "X to Y" is synonymous with "X or more and Y or less".
(1)炭素と珪素のいずれでもない不純物元素を含有する炭化珪素基板であり、前記炭化珪素基板は平行な表面と裏面とを有し、各不純物元素qはその各々の濃度が表面に平行な面内において一様であり、かつ表面からその法線軸に沿った深さz(単位:cm)における各不純物元素qの濃度を[q(z)]とすると、少なくとも一つの不純物元素qの濃度勾配(Δ[q(z)]/Δz)の絶対値が1×1020cm−4を超える層を含み、さらに前記炭化珪素基板の厚さをt(単位:cm)とすると、表面及び裏面での各不純物元素の濃度差([q(t)]−[q(0)])の絶対値が5×1016cm−3以下である、炭化珪素基板。 (1) A silicon carbide substrate containing an impurity element that is neither carbon nor silicon. The silicon carbide substrate has a parallel front surface and a back surface, and the concentration of each impurity element q is parallel to the surface surface. Assuming that the concentration of each impurity element q at a depth z (unit: cm) from the surface along the normal axis is [q (z)], the concentration of at least one impurity element q is uniform in the plane. Assuming that a layer having an absolute gradient (Δ [q (z)] / Δz) exceeding 1 × 10 20 cm -4 is included and the thickness of the silicon carbide substrate is t (unit: cm), the front surface and the back surface are included. A silicon carbide substrate having an absolute value of the concentration difference ([q (t)]-[q (0)]) of each impurity element in 5 × 10 16 cm -3 or less.
(2)前記各不純物元素qは、炭化珪素の結晶格子位置を置換する元素であり、窒素(N)、酸素(O)、リン(P)、ゲルマニウム(Ge)、セレン(Se)、ヒ素(As)、ホウ素(B)、アルミニウム(Al)及びインジウム(In)のうちの何れかである、上記(1)の炭化珪素基板。 (2) Each of the impurity elements q is an element that replaces the crystal lattice position of silicon carbide, and is nitrogen (N), oxygen (O), phosphorus (P), germanium (Ge), selenium (Se), and arsenic (arsenic). The silicon carbide substrate of (1) above, which is any one of As), boron (B), aluminum (Al) and indium (In).
(3)前記炭化珪素基板が単結晶炭化珪素からなる、上記(1)又は(2)の炭化珪素基板。 (3) The silicon carbide substrate according to (1) or (2) above, wherein the silicon carbide substrate is made of single crystal silicon carbide.
(4)前記炭化珪素基板は、その表面の最大径が1cm以上である、上記(1)〜(3)のいずれかの炭化珪素基板。 (4) The silicon carbide substrate according to any one of (1) to (3) above, wherein the silicon carbide substrate has a maximum surface diameter of 1 cm or more.
(5)前記炭化珪素基板は、その厚さ(t)が0.005〜10cmである、上記(1)〜(4)のいずれかの炭化珪素基板。 (5) The silicon carbide substrate according to any one of (1) to (4) above, wherein the silicon carbide substrate has a thickness (t) of 0.005 to 10 cm.
(6)上記(1)〜(5)のいずれかの炭化珪素基板の製造方法であって、
不純物元素が一様に添加された炭化珪素コア基板を準備する準備工程と、
前記炭化珪素コア基板の表面側及び裏面側の両方に、不純物元素を添加した炭化珪素層を堆積する堆積工程と、を含み、
前記堆積工程の際、不純物元素の添加操作の時間変化を炭化珪素コア基板の表面側と裏面側とで等しくする、方法。
(6) The method for manufacturing a silicon carbide substrate according to any one of (1) to (5) above.
A preparatory process for preparing a silicon carbide core substrate to which impurity elements are uniformly added, and
A deposition step of depositing a silicon carbide layer to which an impurity element is added is included on both the front surface side and the back surface side of the silicon carbide core substrate.
A method of equalizing the time change of the addition operation of an impurity element between the front surface side and the back surface side of the silicon carbide core substrate during the deposition step.
(7)上記(1)〜(5)のいずれかの炭化珪素基板の製造方法であって、
保持基板を準備する準備工程と、
前記保持基板上に、不純物元素を添加した炭化珪素層を堆積する堆積工程と、
炭化珪素層を堆積させた前記保持基板から保持基板を除去して、炭化珪素層のみとする除去工程と、を含み、
前記堆積工程で、不純物元素の添加操作を時間変化させて、少なくとも一つの不純物元素qの濃度勾配(Δ[q(z)]/Δz)が正の値になる操作と、濃度勾配(Δ[q(z)]/Δz)が負の値になる操作とを、それぞれ1回以上行う、方法。
(7) The method for manufacturing a silicon carbide substrate according to any one of (1) to (5) above.
The preparatory process for preparing the holding substrate and
A deposition step of depositing a silicon carbide layer to which an impurity element is added on the holding substrate, and
Including a removal step of removing the holding substrate from the holding substrate on which the silicon carbide layer is deposited to leave only the silicon carbide layer.
In the deposition step, the operation of adding the impurity element is changed over time so that the concentration gradient (Δ [q (z)] / Δz) of at least one impurity element q becomes a positive value, and the concentration gradient (Δ [ A method in which each operation in which q (z)] / Δz) becomes a negative value is performed once or more.
(8)前記炭化珪素層を堆積させる工程を、気相法、昇華法又は液相法のいずれかの方法で行う、上記(6)又は(7)の方法。 (8) The method (6) or (7) above, wherein the step of depositing the silicon carbide layer is carried out by any of a vapor phase method, a sublimation method or a liquid phase method.
本発明によれば、大面積化及び/又は薄板化した炭化珪素基板であっても、反りを十分に低減できる炭化珪素基板及びその製造方法が提供される。 According to the present invention, there is provided a silicon carbide substrate having a large area and / or a thinned silicon carbide substrate, which can sufficiently reduce warpage, and a method for producing the same.
炭化珪素基板
本発明の炭化珪素基板は、炭素と珪素のいずれでもない不純物元素を含有する。この炭化珪素基板は平行な表面と裏面とを有し、各不純物元素qはその各々の濃度が表面に平行な面内において一様である。またこの炭化珪素基板は、表面からその法線軸に沿った深さz(単位:cm)における各不純物元素qの濃度を[q(z)]とすると、少なくとも一つの不純物元素qの濃度勾配(Δ[q(z)]/Δz)の絶対値が1×1020cm−4を超える層を含む。さらにこの炭化珪素基板は、その厚さをt(単位:cm)とすると、表面及び裏面での各不純物元素の濃度差([q(t)]−[q(0)])の絶対値が5×1016cm−3以下である。
Silicon Carbide Substrate The silicon carbide substrate of the present invention contains an impurity element that is neither carbon nor silicon. This silicon carbide substrate has a parallel front surface and a back surface, and each impurity element q has a uniform concentration in the plane parallel to the front surface. Further, in this silicon carbide substrate, assuming that the concentration of each impurity element q at a depth z (unit: cm) along the normal axis from the surface is [q (z)], the concentration gradient of at least one impurity element q ( Includes layers in which the absolute value of Δ [q (z)] / Δz) exceeds 1 × 10 20 cm -4. Further, assuming that the thickness of this silicon carbide substrate is t (unit: cm), the absolute value of the concentration difference ([q (t)]-[q (0)]) of each impurity element on the front surface and the back surface is It is 5 × 10 16 cm -3 or less.
本発明の炭化珪素基板は炭化珪素を主成分とする。バンドギャップが大きく熱伝導率の高い炭化珪素(SiC)を主成分とすることで、炭化珪素基板を半導体、特にパワー半導体の基板として有効に活用できる。ここで、主成分とは50mol%以上の成分をいう。したがって、炭化珪素基板は炭化珪素を50mol%以上の量で含有する。炭化珪素基板は、炭化珪素以外の成分をその固溶限界以下であれば含んでいてもよい。しかしながら、炭化珪素の特長を活かすため、炭化珪素の含有量は、70mol%以上が好ましく、80mol%以上がより好ましく、90mol%以上がさらに好ましく、95mol%以上が特に好ましい。また、炭化珪素基板は、単結晶、配向多結晶及び無配向多結晶のいずれからなるものであってよい。しかしながら、炭化珪素基板は、その上にエピタキシャル層を成膜できる単結晶炭化珪素からなるものが好ましい。 The silicon carbide substrate of the present invention contains silicon carbide as a main component. By using silicon carbide (SiC), which has a large bandgap and high thermal conductivity, as a main component, the silicon carbide substrate can be effectively used as a substrate for a semiconductor, particularly a power semiconductor. Here, the main component means a component of 50 mol% or more. Therefore, the silicon carbide substrate contains silicon carbide in an amount of 50 mol% or more. The silicon carbide substrate may contain a component other than silicon carbide as long as it is below the solid solution limit. However, in order to take advantage of the features of silicon carbide, the content of silicon carbide is preferably 70 mol% or more, more preferably 80 mol% or more, further preferably 90 mol% or more, and particularly preferably 95 mol% or more. Further, the silicon carbide substrate may be any of a single crystal, an oriented polycrystal and an unoriented polycrystal. However, the silicon carbide substrate is preferably made of single crystal silicon carbide on which an epitaxial layer can be formed.
炭化珪素(SiC)には、六方晶又は菱面体晶系に属するα型(α−SiC)と、立方晶(等軸晶)系に属するβ型(β−SiC)がある。このうち、β型は2000℃以上で高温型のα型に相転移しはじめる。本発明の炭化珪素はα型及びβ型のいずれであってもよい。また、炭化珪素には多くの結晶多形(ポリタイプ)、例えば2H、3C、4H、6H、8H、10H及び15Rが存在することが知られている。2H、4H、6H、8H及び10Hは六方晶系(α型)、そして15Rは菱面体晶系(α型)であり、3Cは立方晶系(β型)である。本発明の炭化珪素はいずれの結晶多形を有するものであってよい。 Silicon carbide (SiC) includes α-type (α-SiC) belonging to a hexagonal or rhombohedral system and β-type (β-SiC) belonging to a cubic (equal axis) system. Of these, β-type begins to undergo a phase transition to high-temperature α-type at 2000 ° C or higher. The silicon carbide of the present invention may be either α-type or β-type. Further, it is known that silicon carbide has many polymorphs (polymorphisms) such as 2H, 3C, 4H, 6H, 8H, 10H and 15R. 2H, 4H, 6H, 8H and 10H are hexagonal (α type), 15R is rhombohedral (α type), and 3C is cubic (β type). The silicon carbide of the present invention may have any crystal polymorphism.
本発明の炭化珪素基板は、炭素と珪素のいずれでもない不純物元素を含有する。この不純物元素は炭化珪素の結晶格子を占め、キャリア密度を変化させる。そのため不純物元素はドナーやアクセプターなどとして働く。したがって炭化珪素に不純物元素を含ませることで、キャリア密度などの半導体特性を変化させることができる。不純物元素として、例えば、窒素(N)、酸素(O)、リン(P)、ゲルマニウム(Ge)、セレン(Se)、ヒ素(As)、ホウ素(B)、アルミニウム(Al)及び/又はインジウム(In)などが例示される。 The silicon carbide substrate of the present invention contains an impurity element that is neither carbon nor silicon. This impurity element occupies the crystal lattice of silicon carbide and changes the carrier density. Therefore, the impurity element acts as a donor or acceptor. Therefore, by including an impurity element in silicon carbide, semiconductor characteristics such as carrier density can be changed. As impurity elements, for example, nitrogen (N), oxygen (O), phosphorus (P), germanium (Ge), selenium (Se), arsenic (As), boron (B), aluminum (Al) and / or indium ( In) and the like are exemplified.
炭化珪素基板は少なくとも1種の不純物元素を含有する。すなわち1種のみの不純物元素を含んでもよく、複数種の不純物元素を含んでいてもよい。複数種の不純物元素を組み合わせることで、抵抗率やその温度変化を所望の値に調整することができる。例えば、半導体デバイスであるMOSFET用基板に炭化珪素基板を適用する場合、窒素とリンを共ドープすることでソース電極のコンタクト抵抗を下げることができる。これは、炭素(C)位置に収まる窒素の固溶限界が1019cm−3オーダーに留まるのに対し、珪素(Si)位置に収まるリンを共存させれば、ドナー濃度を1021cm−3にまで上げられる(低抵抗化できる)ためである。その他、残留ドナーをアクセプタで補償することで、高抵抗層を形成することができる。また、ドナーとアクセプターとを組み合わせることでキャリア同士を補償し、疑似的にi型半導体を得ることができる。ただし、複数種の不純物元素を組み合わせて使用する場合には、各不純物元素の割合を基板面内で一定にすることが好ましい。これにより、基板の反りを効果的に抑制することができる。 The silicon carbide substrate contains at least one impurity element. That is, it may contain only one kind of impurity element, or may contain a plurality of kinds of impurity elements. By combining a plurality of types of impurity elements, the resistivity and its temperature change can be adjusted to a desired value. For example, when a silicon carbide substrate is applied to a MOSFET substrate which is a semiconductor device, the contact resistance of the source electrode can be reduced by co-doping nitrogen and phosphorus. This is because the solid solution limit of nitrogen that fits in the carbon (C) position remains on the order of 10 19 cm -3 , whereas if phosphorus that fits in the silicon (Si) position coexists, the donor concentration will be 10 21 cm -3. This is because it can be raised to (the resistance can be reduced). In addition, a high resistance layer can be formed by compensating the residual donor with an acceptor. Further, by combining the donor and the acceptor, carriers can be compensated for each other, and an i-type semiconductor can be obtained in a pseudo manner. However, when a plurality of types of impurity elements are used in combination, it is preferable that the ratio of each impurity element is constant on the substrate surface. Thereby, the warp of the substrate can be effectively suppressed.
本発明の炭化珪素基板は平行な表面と裏面とを有し、各不純物元素qはその各々の濃度が表面に平行な面内において一様である。ここで、「一様」とは、面内方向における不純物元素濃度のバラツキが±5%以下であることを意味する。このように炭化珪素基板中の各不純物元素の濃度分布を面内で均一にすることで、基板の反りを効果的に抑制することができる。 The silicon carbide substrate of the present invention has a parallel front surface and a back surface, and each impurity element q has a uniform concentration in the plane parallel to the front surface. Here, "uniform" means that the variation in the concentration of impurity elements in the in-plane direction is ± 5% or less. By making the concentration distribution of each impurity element in the silicon carbide substrate uniform in the plane in this way, the warpage of the substrate can be effectively suppressed.
炭化珪素の各不純物濃度は基板の方向にも均一であることが反りを低減するうえでは望ましい。しかしながら、炭化珪素を半導体デバイスの素材として用いる場合、デバイスの設計に応じて基板の厚さ方向に不純物濃度の分布(たとえば、pn接合、電界緩和構造、電極とのコンタクト部分など)を形成する必要がある。本発明の炭化珪素基板は、このような半導体デバイスとしての要件(厚さ方向に不純物濃度の分布がある)を満たしつつも、基板の反りを低減するため、以下のような構造をもつ。すなわち、表面からその法線軸方向に沿った深さz(単位:cm)における各不純物元素qの濃度を「q(z)」とすると、少なくとも一つの不純物元素qの濃度勾配(Δ[q(z)]/Δz)の絶対値が1×1020cm−4を超える層(領域)を含む。すなわち少なくとも一つの不純物元素qの濃度分布は、面内方向において均一であるものの、厚さ方向(表面法線軸方向)に沿って不均一となっている。不純物元素濃度が厚さ方向に不均一な層を設けることで、炭化珪素基板の特性を厚さ方向で変化させ、印加電圧のブロッキングや少数キャリア注入など多様な基板特性を付与することができる。なお、ここで、「層」とは厚さが確定された領域のみならず、厚さが不確定な領域をも含む。すなわち、不純物元素濃度([q(z)])が連続的に変化しており、層の境界が明確でない領域をも含む。いずれの場合であっても、濃度勾配(Δ[q(z)]/Δz)の絶対値が1×1020cm−4を超える領域を含んでいればよい。 It is desirable that the concentration of each impurity in silicon carbide is uniform in the direction of the substrate in order to reduce warpage. However, when silicon carbide is used as a material for a semiconductor device, it is necessary to form a distribution of impurity concentration (for example, pn junction, electric field relaxation structure, contact portion with an electrode, etc.) in the thickness direction of the substrate according to the design of the device. There is. The silicon carbide substrate of the present invention has the following structure in order to reduce the warpage of the substrate while satisfying the requirements for such a semiconductor device (there is a distribution of impurity concentration in the thickness direction). That is, assuming that the concentration of each impurity element q at a depth z (unit: cm) from the surface along the normal axis direction is "q (z)", the concentration gradient of at least one impurity element q (Δ [q (). z)] / Δz) includes a layer (region) in which the absolute value exceeds 1 × 10 20 cm -4. That is, the concentration distribution of at least one impurity element q is uniform in the in-plane direction, but is non-uniform along the thickness direction (surface normal axis direction). By providing a layer in which the impurity element concentration is non-uniform in the thickness direction, the characteristics of the silicon carbide substrate can be changed in the thickness direction, and various substrate characteristics such as blocking of applied voltage and injection of a small number of carriers can be imparted. Here, the “layer” includes not only a region having a fixed thickness but also a region having an uncertain thickness. That is, the impurity element concentration ([q (z)]) changes continuously, and includes a region where the layer boundary is not clear. In any case, it suffices to include a region in which the absolute value of the concentration gradient (Δ [q (z)] / Δz) exceeds 1 × 10 20 cm -4.
本発明の炭化珪素基板は、その厚さをt(単位:cm)とすると、表面と裏面での各不純物元素の濃度差([q(t)]−[q(0)])の絶対値が5×1016cm−3以下である。このように表面と裏面における各不純物元素qの濃度差を小さくすることで、基板の反りを効果的に小さくすることができる。その理由を以下に説明する。 Assuming that the thickness of the silicon carbide substrate of the present invention is t (unit: cm), the absolute value of the concentration difference ([q (t)]-[q (0)]) of each impurity element on the front surface and the back surface. Is 5 × 10 16 cm -3 or less. By reducing the concentration difference of each impurity element q between the front surface and the back surface in this way, the warpage of the substrate can be effectively reduced. The reason will be explained below.
ドナーやアクセプターとなる不純物元素が炭化珪素(SiC)の結晶格子を占めると、結晶格子間隔(格子間距離)が局所的に変化する。この局所的な変化は内部応力(弾性変形)を発生させる。この内部応力を緩和するため、不純物濃度が変化している箇所において転位が運動し、弾性変形を塑性変形に変化させる。しかしながら、内部応力は完全には解消されず、転位運動の臨界応力に相当する内部応力が残留して基板の反りを発生させる。 When an impurity element serving as a donor or acceptor occupies the crystal lattice of silicon carbide (SiC), the crystal lattice spacing (interstitial distance) changes locally. This local change causes internal stress (elastic deformation). In order to relieve this internal stress, dislocations move at locations where the impurity concentration is changing, changing elastic deformation to plastic deformation. However, the internal stress is not completely eliminated, and the internal stress corresponding to the critical stress of the dislocation motion remains, causing the substrate to warp.
このことを図1を用いて説明する。例えば、図1に示されるように、炭化珪素(SiC)格子中の炭素(C)が窒素(N)で置換されると、珪素(Si)−窒素(N)間の結合距離は珪素(Si)−炭素(C)間の結合距離に対して2.4%長くなる。また、珪素(Si)がアルミニウム(Al)で置換されると、炭素(C)−アルミニウム(Al)間の結合距離は珪素(Si)−炭素(C)間の結合距離に対して5.3%長くなる。一方、珪素(Si)がホウ素(B)で置換されると、炭素(C)−ホウ素(B)間の結合距離は珪素(Si)−炭素(C)間の結合距離に対して1.6%短くなる。このような不純物による格子間隔の変化は第一原理計算で予測することができる。そこで、例えば炭化珪素(SiC)結晶格子を0.1%の割合で窒素(N)で置換する窒素添加領域(1)を設けると、不純物の単位長さ当たりの割合は10%であるから、この領域における結晶格子の平均距離は、無添加領域(2)に比べて0.24%拡大して内部応力を発生させる。窒素添加領域(1)と無添加領域(2)の境界には濃度勾配領域(3)が存在するが、内部応力は濃度勾配領域(3)にせん断応力(4)を生じさせ、これが転位の運動(5)を引き起こす。転位の運動(5)により内部応力はある程度は緩和されるが、完全に解消されることはなく、若干のせん断応力(4’)が残留する。基板厚さ方向に沿って残留せん断応力に大きな差があると、基板一方の面に働く応力が強くなるため、これが基板の反りを生じさせてしまう。 This will be described with reference to FIG. For example, as shown in FIG. 1, when carbon (C) in a silicon carbide (SiC) lattice is replaced with nitrogen (N), the bond distance between silicon (Si) and nitrogen (N) is silicon (Si). ) -2.4% longer than the bond distance between carbon (C). When silicon (Si) is replaced with aluminum (Al), the bond distance between carbon (C) and aluminum (Al) is 5.3 with respect to the bond distance between silicon (Si) and carbon (C). %become longer. On the other hand, when silicon (Si) is replaced with boron (B), the bond distance between carbon (C) and boron (B) is 1.6 with respect to the bond distance between silicon (Si) and carbon (C). % Shortened. Changes in lattice spacing due to such impurities can be predicted by first-principles calculations. Therefore, for example, if a nitrogen-added region (1) is provided in which the silicon carbide (SiC) crystal lattice is replaced with nitrogen (N) at a ratio of 0.1%, the ratio of impurities per unit length is 10%. The average distance of the crystal lattice in this region is expanded by 0.24% as compared with the additive-free region (2) to generate internal stress. There is a concentration gradient region (3) at the boundary between the nitrogen-added region (1) and the non-addition region (2), but the internal stress causes shear stress (4) in the concentration gradient region (3), which causes dislocations. Cause exercise (5). The internal stress is relaxed to some extent by the dislocation motion (5), but it is not completely eliminated, and some shear stress (4') remains. If there is a large difference in the residual shear stress along the substrate thickness direction, the stress acting on one surface of the substrate becomes strong, which causes the substrate to warp.
これに対して、本発明では、炭化珪素基板内部に不純物元素濃度が変化する領域を設けて転位の運動を促す一方、それぞれに残留する内部応力同士が相殺するように不純物濃度変化領域を配置することで、炭化珪素基板全体の反りを抑制する。例えば、図2に示すように、炭化珪素(SiC)結晶内に複数の濃度勾配領域(3)を設け、それぞれの領域間に発生するせん断応力が等しくなるようにすれば転位運動(5)の有無にかかわらず、内部応力同士が釣り合うように、反りの発生が抑制される。このことを以下に詳細に説明する。 On the other hand, in the present invention, a region in which the impurity element concentration changes is provided inside the silicon carbide substrate to promote the movement of dislocations, while the impurity concentration change region is arranged so that the internal stresses remaining in each cancel each other out. This suppresses the warp of the entire silicon carbide substrate. For example, as shown in FIG. 2, if a plurality of concentration gradient regions (3) are provided in the silicon carbide (SiC) crystal so that the shear stresses generated between the regions are equal, the dislocation motion (5) can be obtained. The occurrence of warpage is suppressed so that the internal stresses are balanced with each other regardless of the presence or absence. This will be described in detail below.
不純物元素を添加することで、炭化珪素の結晶格子平均間隔(L)は無添加の場合に比べて変化する。各不純物元素qによるLの変化量(ΔLq)は、下記式(1)に示すように各不純物元素の濃度([q(z)])の三乗根に比例する。
なお、上記ΔLqは各不純物元素q添加による変化量であり、複数種の不純物元素が添加された場合には、総変化量はΔLqの線形結合(総和)となる。また、後述する内部応力(ISq)、せん断応力(SSq)についても同様であり、複数種の不純物元素が添加された場合の総内部応力及び総せん断応力は、それぞれISq及びSSqの線形結合となる。 The above ΔL q is the amount of change due to the addition of each impurity element q, and when a plurality of types of impurity elements are added, the total amount of change is a linear combination (sum) of ΔL q. The same applies to the internal stress (IS q ) and shear stress (SS q ) described later, and the total internal stress and total shear stress when a plurality of types of impurity elements are added are of IS q and SS q , respectively. It becomes a linear combination.
結晶格子平均間隔が変化した領域(不純物元素を添加した領域)には、内部応力(ISq)が発生し、qが寄与する内部応力の変化量(ΔISq)は、SiCを線形弾性体と見做せる範囲において下記式(2)に示すように、ΔLqとSiCのヤング率(E)の積に比例、すなわち[q(z)]の三乗根とEの積に比例する。
厚さ(z)方向で内部応力が変化すれば、そこにせん断応力(SSq)が発生する。このせん断応力の絶対値(SSq)は、厚さ方向における内部応力の変化量(ΔISq)に相当するので、下記式(3)に示される関係式を満足する。
各濃度勾配領域に発生するせん断応力は、炭化珪素結晶内での転位の運動により緩和されるが、相対的な比率は変わらない。そのため濃度勾配(Δ[q(z)]1/3/Δz)をz軸に沿って積算した値が十分に小さくなるように不純物濃度の添加プロファイルを調整すれば、残留応力同士が均衡して基板の反りが抑制される。 The shear stress generated in each concentration gradient region is relaxed by the motion of dislocations in the silicon carbide crystal, but the relative ratio does not change. Therefore, if the addition profile of the impurity concentration is adjusted so that the value obtained by integrating the concentration gradient (Δ [q (z)] 1/3 / Δz) along the z-axis becomes sufficiently small, the residual stresses are in equilibrium. Warpage of the substrate is suppressed.
具体的には、基板内のせん断応力の絶対値(SSq)を基板厚さ全体に亘って求めた積算値(TSSq)は、基板の厚さをtとすると、下記式(4)に示される関係式で表される。
[q(0)]及び[q(t)]は、それぞれ基板の表面(z=0)及び裏面(z=t)での各不純物元素qの濃度である。したがって、各不純物元素qの濃度差([q(t)]−[q(0)])が小さければ小さいほど、せん断応力の積算値(TSSq)が小さくなり、基板の反りが小さくなる。なお、上記TSSqは各々の不純物元素q添加によるせん断応力の積算値であり、複数種の不純物元素が添加された場合の総和は、各TSSqの線形結合となる。 [Q (0)] and [q (t)] are the concentrations of each impurity element q on the front surface (z = 0) and the back surface (z = t) of the substrate, respectively. Therefore, the smaller the concentration difference ([q (t)]-[q (0)]) of each impurity element q, the smaller the integrated value of shear stress (TSS q ) and the smaller the warp of the substrate. The TSS q is an integrated value of shear stress due to the addition of each impurity element q, and the total sum when a plurality of types of impurity elements are added is a linear combination of each TSS q.
本発明の炭化珪素基板は、各不純物元素qの濃度差の絶対値(|q(t)−q(0)|)が5.0×1016cm−3以下(すなわち、SiC結晶を構成する格子点数の約0.1ppm以下)と小さく、基板の反りが顕著に小さくなる。差の絶対値(|q(t)−q(0)|)は、好ましくは1.0×1016cm−3以下、より好ましくは1.0×1015cm−3以下である。すなわち、たとえば[q(0)]をゼロ(無添加)とした場合、各不純物元素qの濃度の三乗根の差の絶対値(|q(t)1/3−q(0)1/3|)は3.7×105cm−1以下が好ましく、2.2×105cm−1以下がより好ましく、1.0×105cm−1以下がさらに好ましい。差の絶対値(|q(t)−q(0)|、|q(t)1/3−q(0)1/3|)が0(ゼロ)であることが最も望ましい。 The silicon carbide substrate of the present invention comprises an absolute value (| q (t) −q (0) |) of the concentration difference of each impurity element q of 5.0 × 10 16 cm -3 or less (that is, a SiC crystal). The number of lattice points is as small as about 0.1 ppm or less), and the warp of the substrate is remarkably small. The absolute value of the difference (| q (t) -q (0) |) is preferably 1.0 × 10 16 cm -3 or less, more preferably 1.0 × 10 15 cm -3 or less. That is, for example, when [q (0)] is set to zero (no addition), the absolute value of the difference between the cube roots of the concentrations of each impurity element q (| q (t) 1/3 −q (0) 1 / 3 |) is preferably 3.7 × 10 5 cm -1 or less, more preferably 2.2 × 10 5 cm -1 or less, and even more preferably 1.0 × 10 5 cm -1 or less. It is most desirable that the absolute value of the difference (| q (t) -q (0) |, | q (t) 1/3- q (0) 1/3 |) is 0 (zero).
炭化珪素基板の厚さ方向における不純物元素の濃度分布の例を、図3及び図4を用いて説明する。図3は炭化ケイ素基板の断面模式図を示し、図4は基板厚さ方向における不純物元素の濃度分布の例を示す。図4において、縦軸は基板表面からの厚さ方向の距離(z)を、横軸は不純物元素濃度([q(z)])を表す。図4中の記号a、b、d及びeは、表裏面での不純物元素濃度([q(t)]、[q(0)])が等しく、本発明の要件を満足する。記号c及びfは、表裏面での不純物元素濃度が大きく異なり、本発明の要件を満足しない。記号gは、不純物元素濃度([q(t)]、[q(0)])が等しいものの、不純物元素濃度が厚さ方向に一様であり、全領域において濃度勾配([Δq(z)]/Δz)がゼロとなっている。したがって記号gは本発明の要件を満足しない。 An example of the concentration distribution of the impurity element in the thickness direction of the silicon carbide substrate will be described with reference to FIGS. 3 and 4. FIG. 3 shows a schematic cross-sectional view of the silicon carbide substrate, and FIG. 4 shows an example of the concentration distribution of impurity elements in the substrate thickness direction. In FIG. 4, the vertical axis represents the distance (z) in the thickness direction from the substrate surface, and the horizontal axis represents the impurity element concentration ([q (z)]). The symbols a, b, d and e in FIG. 4 have the same impurity element concentration ([q (t)], [q (0)]) on the front and back surfaces, and satisfy the requirements of the present invention. The symbols c and f do not satisfy the requirements of the present invention because the concentration of impurity elements on the front and back surfaces is significantly different. The symbol g has the same impurity element concentration ([q (t)], [q (0)]), but the impurity element concentration is uniform in the thickness direction, and the concentration gradient ([Δq (z)) in the entire region. ] / ΔZ) is zero. Therefore, the symbol g does not satisfy the requirements of the present invention.
本発明の炭化珪素基板は、不純物元素の濃度差([q(t)]−[q(0)])が所定の関係式を満足する限り、厚さ方向での濃度分布は限定されない。例えば、図4中の記号d及びeに示されるように、表面側と裏面側とで不純物元素が対称な濃度分布を示す態様であってよい。あるいは、図4中の記号a及びbに示されるように、不純物元素が非対称な濃度分布を示す態様であってもよい。不純物元素が非対称な分布を示していても、線形弾性体と見做せる限り、炭化珪素基板の反りが効果的に抑制される。 In the silicon carbide substrate of the present invention, the concentration distribution in the thickness direction is not limited as long as the concentration difference of impurity elements ([q (t)]-[q (0)]) satisfies a predetermined relational expression. For example, as shown by the symbols d and e in FIG. 4, the mode may be such that the impurity elements show a symmetrical concentration distribution on the front surface side and the back surface side. Alternatively, as shown by symbols a and b in FIG. 4, the impurity elements may exhibit an asymmetric concentration distribution. Even if the impurity elements show an asymmetric distribution, the warp of the silicon carbide substrate is effectively suppressed as long as it can be regarded as a linear elastic body.
各不純物元素qは、炭化珪素の結晶格子を占める珪素(Si)及び炭素を置換する元素であり、窒素(N)、酸素(O)、リン(P)、ゲルマニウム(Ge)、セレン(Se)、ヒ素(As)、ホウ素(B)、アルミニウム(Al)及びインジウム(In)のうちの何れかであるのが好ましい。このうちIII属元素であるホウ素(B)、アルミニウム(Al)及びインジウム(In)はアクセプターとして働きp型半導体を形成する。V属元素である窒素(N)、リン(P)及びヒ素(As)はドナーとして働きn型半導体を形成する。IV属元素でありセレン(Se)はバンドギャップ内に準位を形成して電気抵抗を変化させる。酸素(O)及びゲルマニウム(Ge)は深い準位を形成して少数キャリアの寿命や抵抗率を変化させる。 Each impurity element q is an element that replaces silicon (Si) and carbon that occupy the crystal lattice of silicon carbide, and is nitrogen (N), oxygen (O), phosphorus (P), germanium (Ge), and selenium (Se). , Arsenic (As), Boron (B), Aluminum (Al) and Indium (In). Of these, group III elements boron (B), aluminum (Al) and indium (In) act as acceptors to form p-type semiconductors. Nitrogen (N), phosphorus (P) and arsenic (As), which are elements of the V group, act as donors to form n-type semiconductors. A Group IV element, selenium (Se) forms a level in the bandgap and changes its electrical resistance. Oxygen (O) and germanium (Ge) form deep levels and change the lifetime and resistivity of minority carriers.
炭化珪素基板は、その表面の最大径が、好ましくは1cm以上、より好ましくは10cm以上、さらに好ましくは15cm以上であり、また、厚さ(t)が、好ましくは0.005〜10cm、より好ましくは0.05〜0.8cmである。本発明によれば、このように大面積化及び/又は薄板化した炭化珪素基板であっても、反り抑制の効果を十分に発揮できる。そのため、本発明の炭化珪素基板は、半導体基板、特にパワー半導体基板として有用である。 The maximum diameter of the surface of the silicon carbide substrate is preferably 1 cm or more, more preferably 10 cm or more, further preferably 15 cm or more, and the thickness (t) is preferably 0.005 to 10 cm, more preferably 0.005 to 10 cm. Is 0.05 to 0.8 cm. According to the present invention, even with such a silicon carbide substrate having a large area and / or a thin plate, the effect of suppressing warpage can be sufficiently exhibited. Therefore, the silicon carbide substrate of the present invention is useful as a semiconductor substrate, particularly a power semiconductor substrate.
炭化珪素基板の製造方法
本発明の炭化珪素基板は、その製造方法が限定されるものではない。しかしながら、以下に示す方法で製造するのが好適である。
Manufacturing Method of Silicon Carbide Substrate The manufacturing method of the silicon carbide substrate of the present invention is not limited. However, it is preferable to produce by the method shown below.
第1の態様
第1の態様における炭化珪素基板の製造方法は、不純物元素が一様に添加された(含有する)炭化珪素コア基板を準備する準備工程と、この炭化珪素コア基板の表面側及び裏面側の両方に、不純物元素を添加した(含有する)炭化珪素層を堆積する堆積工程と、を含む。また、堆積工程の際、不純物元素の添加操作の時間変化を炭化珪素コア基板の表面側と裏面側とで等しくする。各工程の詳細について以下に説明する。
The first aspect The method for producing a silicon carbide substrate in the first aspect includes a preparatory step of preparing a silicon carbide core substrate to which an impurity element is uniformly added (containing), a surface side of the silicon carbide core substrate, and the surface side of the silicon carbide core substrate. A deposition step of depositing a silicon carbide layer to which an impurity element is added (containing) is included on both the back surface sides. Further, during the deposition step, the time change of the operation of adding the impurity element is made equal on the front surface side and the back surface side of the silicon carbide core substrate. Details of each step will be described below.
準備工程では、炭化珪素コア基板を準備する。このコア基板を構成する炭化珪素はいずれの結晶多形を有するものであってよい。また、コア基板は、単結晶、配向多結晶及び無配向多結晶のいずれからなるものであってよいが、好ましくは単結晶炭化珪素からなる。コア基板の大きさは、求められる炭化珪素基板の大きさに応じて決めればよい。しかしながら、炭化珪素コア基板は、その表面の最大径が、好ましくは1cm以上、より好ましくは10cm以上、さらに好ましくは15cm以上である。また、コア基板の厚さは、ハンドリングのし易さや、後続の堆積工程で求められる機械的強度を考慮すると、好ましくは0.02〜10cm、より好ましくは0.03〜0.8cmである。 In the preparatory step, a silicon carbide core substrate is prepared. The silicon carbide constituting this core substrate may have any crystal polymorphism. The core substrate may be made of any of single crystal, oriented polycrystalline and non-oriented polycrystalline, but is preferably made of single crystal silicon carbide. The size of the core substrate may be determined according to the required size of the silicon carbide substrate. However, the maximum diameter of the surface of the silicon carbide core substrate is preferably 1 cm or more, more preferably 10 cm or more, still more preferably 15 cm or more. The thickness of the core substrate is preferably 0.02 to 10 cm, more preferably 0.03 to 0.8 cm, in consideration of ease of handling and mechanical strength required in the subsequent deposition step.
炭化珪素コア基板は、不純物元素が一様に添加されている。すなわち、炭化珪素コア基板の面内方向及び厚さ方向において不純物元素が均一分布となっている。このような炭化珪素コア基板を用いることで、最終的に得られる炭化珪素基板において、不純物元素の面内濃度分布を一様にすることができるとともに、厚さ濃度分布を対称にすることができる。 Impurity elements are uniformly added to the silicon carbide core substrate. That is, the impurity elements are uniformly distributed in the in-plane direction and the thickness direction of the silicon carbide core substrate. By using such a silicon carbide core substrate, the in-plane concentration distribution of impurity elements can be made uniform and the thickness concentration distribution can be made symmetrical in the finally obtained silicon carbide substrate. ..
堆積工程では、炭化珪素コア基板の表面側及び裏面側の両方に不純物元素を添加した炭化珪素層を堆積させる。炭化珪素層の堆積工程は、公知の手法で行えばよく、例えば気相法、昇華法及び液相法のいずれかの方法で行えばよい。気相法の一例として、化学気相成長法(CVD法)が挙げられる。化学気相成長法では、反応管内に炭化珪素コア基板を配置し、これを1000℃以上に加熱する。次いで原料ガスを導入して炭化珪素コア基板上に炭化珪素層を堆積させる。原料ガスとして、例えばシランと炭化水素の混合気体や、塩化シランと炭化シランの混合気体を用いることができる。不純物元素の添加は、原料ガス中にガス状不純物元素源を導入すればよい。例えば、窒素、アンモニア、トリメチルアルミニウム及び/又は塩化アンモニウム等の不純物元素源を導入することができる。不純物元素濃度の調整は、不純物元素源の導入量を制御することで行うことができる。 In the deposition step, a silicon carbide layer to which an impurity element is added is deposited on both the front surface side and the back surface side of the silicon carbide core substrate. The step of depositing the silicon carbide layer may be carried out by a known method, for example, any of a gas phase method, a sublimation method and a liquid phase method. An example of the vapor phase method is a chemical vapor deposition method (CVD method). In the chemical vapor deposition method, a silicon carbide core substrate is placed in a reaction tube and heated to 1000 ° C. or higher. Next, the raw material gas is introduced to deposit the silicon carbide layer on the silicon carbide core substrate. As the raw material gas, for example, a mixed gas of silane and a hydrocarbon or a mixed gas of silane chloride and silane carbide can be used. To add the impurity element, a gaseous impurity element source may be introduced into the raw material gas. For example, sources of impurity elements such as nitrogen, ammonia, trimethylaluminum and / or ammonium chloride can be introduced. The impurity element concentration can be adjusted by controlling the amount of the impurity element source introduced.
昇華法は、炭化珪素の昇華現象を利用した手法であり、大型のバルク単結晶の成長に好適である。昇華法の一例として、改良レーリー法が挙げられる。改良レーリー法では、黒鉛製坩堝に原料粉末を入れ、この原料粉末と離間した上部に種結晶を配置する。原料粉末として、炭化珪素粉末及び/又は炭素粉末と珪素粉末の混合粉末などを用いる。また、種結晶として炭化珪素コア基板を用いる。その後、坩堝を高温に加熱して原料を昇華させ、これを種結晶(炭化珪素コア基板)上で再結晶化させて、種結晶と同様の結晶構造を有する炭化珪素層を堆積させる。不純物の添加は、坩堝内の雰囲気ガスにガス状不純物元素源を導入する、或いは炭化珪素源に不純物元素を混ぜる等の手法が挙げられる。 The sublimation method is a method utilizing the sublimation phenomenon of silicon carbide, and is suitable for the growth of a large bulk single crystal. An example of the sublimation method is the improved Rayleigh method. In the improved Rayleigh method, the raw material powder is placed in a graphite crucible, and the seed crystal is placed on the upper part separated from the raw material powder. As the raw material powder, silicon carbide powder and / or a mixed powder of carbon powder and silicon powder is used. Moreover, a silicon carbide core substrate is used as a seed crystal. Then, the crucible is heated to a high temperature to sublimate the raw material, which is recrystallized on the seed crystal (silicon carbide core substrate) to deposit a silicon carbide layer having a crystal structure similar to that of the seed crystal. Examples of the addition of impurities include a method of introducing a gaseous impurity element source into the atmospheric gas in the crucible, or a method of mixing the impurity element with the silicon carbide source.
液相法(溶液法)では、珪素(Si)又は珪素合金(Si合金)の融液に炭素(C)が溶解した溶液を坩堝内に準備し、この溶液に種結晶を接触させる。種結晶として炭化珪素コア基板を用いる。その後、種結晶近傍の溶液を過冷却することで、種結晶(炭化珪素コア基板)上に炭化珪素層を堆積させる。不純物の添加は、坩堝内の雰囲気ガスにガス状不純物元素源を導入する、あるいは溶液に不純物元素を加える等の手法が挙げられる。 In the liquid phase method (solution method), a solution in which carbon (C) is dissolved in a melt of silicon (Si) or a silicon alloy (Si alloy) is prepared in a pit, and seed crystals are brought into contact with this solution. A silicon carbide core substrate is used as a seed crystal. Then, by supercooling the solution in the vicinity of the seed crystal, a silicon carbide layer is deposited on the seed crystal (silicon carbide core substrate). Examples of the addition of impurities include a method of introducing a gaseous impurity element source into the atmospheric gas in the crucible, or adding an impurity element to the solution.
第1の態様では、堆積工程の際に不純物元素の添加操作の時間変化を炭化珪素コア基板の表面側と裏面側とで等しくする。ここで、添加操作とは炭化珪素層の堆積条件及び不純物元素の添加条件のことである。例えば、ガス状不純物元素源を用いて不純物元素を添加する場合には、温度、圧力、各ガスの流量などの堆積条件(添加条件)を意味する。また、固体状不純物元素源を用いる場合には、不純物元素源の添加量や添加タイミングなどの添加条件を意味する。このように不純物元素の添加操作の時間変化を表面側と裏面側とで等しくすることにより、最終的に得られる炭化珪素基板において、厚さ方向での不純物元素の濃度分布を対称にすることができる。図4中の記号d及びeが、このような対称分布の例である。 In the first aspect, the time change of the addition operation of the impurity element during the deposition step is made equal on the front surface side and the back surface side of the silicon carbide core substrate. Here, the addition operation is a condition for depositing the silicon carbide layer and a condition for adding an impurity element. For example, when an impurity element is added using a gaseous impurity element source, it means a deposition condition (addition condition) such as temperature, pressure, and flow rate of each gas. When a solid impurity element source is used, it means addition conditions such as the addition amount and addition timing of the impurity element source. By making the time change of the impurity element addition operation equal on the front surface side and the back surface side in this way, it is possible to make the concentration distribution of the impurity element symmetrical in the thickness direction in the finally obtained silicon carbide substrate. it can. The symbols d and e in FIG. 4 are examples of such a symmetrical distribution.
炭化珪素層の堆積を炭化珪素コア基板の表面側と裏面側とで同時に行ってもよく、あるいは別々に行ってもよい。表面側と裏面側とで同時に堆積する場合には、炭化珪素層の堆積条件及び不純物元素の添加条件を、表面側と裏面側とで同時に同じになるように調整すればよい。別々に行う場合、表面側に炭化珪素層を堆積した後に裏面側に堆積させてもよく、あるいはこの逆であってもよい。この場合には、炭化珪素層を表面側(又は裏面側)に堆積するとともに、その堆積条件及び不純物元素添加条件を記録しておき、この記録に基づき、裏面側(又は表面側)にも同様に条件で炭化珪素層を堆積すればよい。いずれにしても、最終的に得られる炭化珪素基板において、不純物元素の厚さ方向での濃度分布が対称である限り、その堆積手法は限定されるものではない。 The silicon carbide layer may be deposited on the front surface side and the back surface side of the silicon carbide core substrate at the same time, or may be performed separately. When depositing on the front surface side and the back surface side at the same time, the deposition conditions of the silicon carbide layer and the addition conditions of the impurity elements may be adjusted so as to be the same on the front surface side and the back surface side at the same time. When they are performed separately, the silicon carbide layer may be deposited on the front surface side and then on the back surface side, or vice versa. In this case, the silicon carbide layer is deposited on the front surface side (or back surface side), and the deposition conditions and impurity element addition conditions are recorded, and based on this record, the same applies to the back surface side (or front surface side). The silicon carbide layer may be deposited under the conditions. In any case, in the finally obtained silicon carbide substrate, the deposition method is not limited as long as the concentration distribution of the impurity element in the thickness direction is symmetrical.
第2の態様
第2の態様における炭化珪素基板の製造方法は、保持基板を準備する準備工程と、この保持基板上に、不純物元素を添加した(含有する)炭化珪素層を堆積する堆積工程と、炭化珪素層を堆積させた保持基板から保持基板を除去して、炭化珪素層のみとする除去工程と、を含む。また、堆積工程で、不純物元素の添加操作を時間変化させて、少なくとも一つの不純物元素qの濃度勾配(Δ[q(z)]/Δz)が正の値になる操作と、濃度勾配(Δ[q(z)]/Δz)が負の値になる操作とを、それぞれ1回以上行う。各工程の詳細について以下に説明する。
Second Aspect The method for manufacturing a silicon carbide substrate in the second aspect includes a preparatory step of preparing a holding substrate and a deposition step of depositing a silicon carbide layer to which an impurity element is added (containing) on the holding substrate. The process includes a removal step of removing the holding substrate from the holding substrate on which the silicon carbide layer is deposited so that only the silicon carbide layer is left. Further, in the deposition step, the operation of adding the impurity element is changed with time so that the concentration gradient (Δ [q (z)] / Δz) of at least one impurity element q becomes a positive value, and the concentration gradient (Δ). The operation in which [q (z)] / Δz) becomes a negative value is performed once or more. Details of each step will be described below.
準備工程では、保持基板を準備する。保持基板は、後述する堆積工程で炭化珪素層をその上に堆積でき且つ除去工程で除去できるものであれば特に限定されない。しかしながら、機械的強度や後段の工程での耐熱性を考慮すると、無機材料からなる基板(無機基板)が好ましく、炭化珪素層との密着性の観点から、珪素及び/又は炭素を含む無機基板がより好ましい。このような基板として、例えば、シリコン(Si)ウエハ、酸化膜付きシリコン(Si)ウエハ、炭素(C)ウエハ又は炭化珪素(SiC)ウエハが挙げられる。保持基板の大きさは、求められる炭化珪素基板の大きさに応じて決めればよく、表面の最大径が、好ましくは1cm以上、より好ましくは10cm以上、さらに好ましくは15cm以上である。また、保持基板の厚さは、ハンドリングのし易さや、後続の堆積工程で求められる機械的強度を考慮すると、好ましくは0.02〜10cm、より好ましくは0.03〜0.8cmである。 In the preparation step, the holding substrate is prepared. The holding substrate is not particularly limited as long as the silicon carbide layer can be deposited on the silicon carbide layer in the deposition step described later and can be removed in the removal step. However, considering the mechanical strength and heat resistance in the subsequent process, a substrate made of an inorganic material (inorganic substrate) is preferable, and from the viewpoint of adhesion to the silicon carbide layer, an inorganic substrate containing silicon and / or carbon is preferable. More preferred. Examples of such a substrate include a silicon (Si) wafer, a silicon (Si) wafer with an oxide film, a carbon (C) wafer, and a silicon carbide (SiC) wafer. The size of the holding substrate may be determined according to the required size of the silicon carbide substrate, and the maximum surface diameter is preferably 1 cm or more, more preferably 10 cm or more, still more preferably 15 cm or more. The thickness of the holding substrate is preferably 0.02 to 10 cm, more preferably 0.03 to 0.8 cm, in consideration of ease of handling and mechanical strength required in the subsequent deposition step.
堆積工程では、保持基板上に、不純物元素を添加した炭化珪素層を堆積させる。炭化珪素層の堆積は、第1の態様と同様の手法で行えばよく、例えば気相法、昇華法及び液相法のいずれかの方法で行えばよい。ただし、第2の態様では、少なくとも一つの不純物元素の添加操作を時間変化させて、不純物元素の濃度勾配(Δq(z)/Δz)が正の値となる操作と、濃度勾配(Δq(z)/Δz)が負の値となる操作とを、それぞれ1回以上行う。このような操作を行うことで、不純物元素の厚さ方向での濃度分布が複雑に制御された炭化珪素基板を得ることができる。例えば、図4中の記号aやbに示されるように、表面側と裏面側とで不純物元素が非対称な濃度分布を示す炭化珪素基板を得ることができる。 In the deposition step, a silicon carbide layer to which an impurity element is added is deposited on the holding substrate. The silicon carbide layer may be deposited by the same method as in the first aspect, for example, by any of a gas phase method, a sublimation method and a liquid phase method. However, in the second aspect, the operation of adding at least one impurity element is changed with time so that the concentration gradient (Δq (z) / Δz) of the impurity element becomes a positive value, and the concentration gradient (Δq (z)). ) / ΔZ) is a negative value, and each operation is performed once or more. By performing such an operation, it is possible to obtain a silicon carbide substrate in which the concentration distribution of the impurity element in the thickness direction is complicatedly controlled. For example, as shown by symbols a and b in FIG. 4, it is possible to obtain a silicon carbide substrate showing an asymmetric concentration distribution of impurity elements on the front surface side and the back surface side.
最後に、炭化珪素層を堆積させた保持基板から保持基板を除去して、炭化珪素層のみとする。保持基板の除去は公知の手法で行えばよい。例えば、保持基板の融点以上且つ炭化珪素層の昇華や構造変化が顕著にならない温度範囲で加熱して保持基板を融解除去する手法がある。保持基板がシリコン(Si)ウエハや酸化膜付きシリコン(Si)ウエハである場合には、1410℃以上に加熱することで保持基板を除去することができる。ただし、炭化珪素の昇華や相転移を避ける観点から、加熱温度は2000℃以下とすることが好ましい。また、薬液を用いて保持基板を選択的に除去することもできる。具体的に、保持基板がシリコンウエハである場合には、これを水酸化カリウム溶液や水酸化ナトリウム溶液といった強アルカリ溶液に浸漬させて、シリコン(Si)を選択エッチングすることができる。また、保持基板を、フッ化水素と硝酸の混合溶液に浸漬させてケイ素(Si)を硝酸で酸化しつつ、フッ化水素で酸化ケイ素を四フッ化珪素(気体)に転換することでエッチング除去することも可能である。このようにして、炭化珪素基板を得ることができる。 Finally, the holding substrate is removed from the holding substrate on which the silicon carbide layer is deposited to leave only the silicon carbide layer. The holding substrate may be removed by a known method. For example, there is a method of melting and removing the holding substrate by heating it in a temperature range above the melting point of the holding substrate and in a temperature range in which sublimation or structural change of the silicon carbide layer is not remarkable. When the holding substrate is a silicon (Si) wafer or a silicon (Si) wafer with an oxide film, the holding substrate can be removed by heating to 1410 ° C. or higher. However, from the viewpoint of avoiding sublimation and phase transition of silicon carbide, the heating temperature is preferably 2000 ° C. or lower. Further, the holding substrate can be selectively removed by using a chemical solution. Specifically, when the holding substrate is a silicon wafer, silicon (Si) can be selectively etched by immersing it in a strong alkaline solution such as a potassium hydroxide solution or a sodium hydroxide solution. Further, the holding substrate is immersed in a mixed solution of hydrogen fluoride and nitric acid to oxidize silicon (Si) with nitric acid, and silicon oxide is converted to silicon tetrafluoride (gas) with hydrogen fluoride to remove etching. It is also possible to do. In this way, a silicon carbide substrate can be obtained.
以下に、本発明の具体的態様をより詳細に説明する。ただし、本発明はここで示される具体的態様に限定されるものではない。 Hereinafter, specific embodiments of the present invention will be described in more detail. However, the present invention is not limited to the specific aspects shown here.
[実施形態1]
実施形態1は、第2の態様による炭化珪素基板の製造方法の一例を示す実施例である。この例ではカーボン製保持基板の片面に炭化珪素を成膜する。また不純物元素として窒素を添加するが、基板表裏面で不純物元素濃度に差を設けない。
[Embodiment 1]
The first embodiment is an example showing an example of a method for manufacturing a silicon carbide substrate according to the second aspect. In this example, silicon carbide is formed on one side of the carbon holding substrate. Nitrogen is added as an impurity element, but there is no difference in the impurity element concentration between the front and back surfaces of the substrate.
まず保持基板としてカーボン製支持基板(等方性黒鉛、熱膨張係数5.5ppm/K)を準備する。保持基板の口径は6インチで厚さ500μmである。 First, a carbon support substrate (isotropic graphite, coefficient of thermal expansion of 5.5 ppm / K) is prepared as a holding substrate. The diameter of the holding substrate is 6 inches and the thickness is 500 μm.
SiCを成膜する際の装置の一例を図5に示す。この装置は、ステンレス製の真空容器(51)内に設置した等方性黒鉛(G530)製の内筒(52)を有し、内筒を取り巻くカーボン製のヒーター(53)で内筒全体を均一に加熱する構造を有する。内筒上部には、原料ガス、キャリアガス、不活性ガス及び/又は不純物源を導入するためのノズル(54)が設置される。原料ガスとして四塩化珪素(STC)及びプロパン、キャリアガスとして水素、不活性ガスとしてアルゴン、不純物(N、Al)源として窒素及びトリメチルアルミニウム(TMA)を用いる。真空容器(51)には内部の圧力調整用のスロットルバルブ(55)が取り付けられている。スロットルバルブ(55)の後段にはメカニカルブースターポンプ(56)とドライポンプ(57)とが取り付けられており、これらにより排気される。望まざる不純物を排除するため、成膜に先立ち、真空容器(51)内を0.1Pa以下まで真空排気し、そののちに純度9Nのアルゴンで大気圧までパージする。炉内の圧力はピラニーゲージ(58)で検出され、スロットルバルブ(55)で所定の圧力になるように調整される。また炉内の温度は内筒に取り付けられた熱電対(59)で測定され、所定の温度になるようにヒーター(53)への通電電流をPIDで調整する。 FIG. 5 shows an example of an apparatus for forming a SiC film. This device has an inner cylinder (52) made of isotropic graphite (G530) installed in a vacuum container (51) made of stainless steel, and the entire inner cylinder is covered with a carbon heater (53) surrounding the inner cylinder. It has a structure that heats uniformly. A nozzle (54) for introducing a raw material gas, a carrier gas, an inert gas and / or an impurity source is installed in the upper part of the inner cylinder. Silicon tetrachloride (STC) and propane are used as the raw material gas, hydrogen is used as the carrier gas, argon is used as the inert gas, and nitrogen and trimethylaluminum (TMA) are used as the impurities (N, Al) sources. A throttle valve (55) for adjusting the internal pressure is attached to the vacuum vessel (51). A mechanical booster pump (56) and a dry pump (57) are attached to the rear stage of the throttle valve (55), and are exhausted by these. In order to eliminate unwanted impurities, the inside of the vacuum vessel (51) is evacuated to 0.1 Pa or less prior to film formation, and then purged to atmospheric pressure with argon having a purity of 9N. The pressure in the furnace is detected by the Pirani gauge (58) and adjusted to a predetermined pressure by the throttle valve (55). The temperature inside the furnace is measured by a thermocouple (59) attached to the inner cylinder, and the energizing current to the heater (53) is adjusted by PID so as to reach a predetermined temperature.
図6に示すように、内筒(52)内部に等方性黒鉛(G530)製のサセプタ(61)を設置し、サセプタ上に保持基板(62)を載置する。次に内筒(52)内に3slmの水素と0.3slmのプロパンを導入し、室温から1550℃まで100K/分の昇温速度で加熱する。その後、スロットルバルブ(55)を用いて炉内の圧力を130hPaに保つ。保持基板(62)の温度を均一にするため、内筒(52)の温度が1550℃になってから10分を経た後にSTCと窒素ガスを導入して成膜を開始する。STCの流量を1.2slmとし、窒素の流量を0から3slmの間で変化させる。成膜時間に対する各ガス流量の変化を図7に示すとおりにする。ここでは成膜開始時と成膜終了時のガス流量を一致させる。この成膜により、図8に示されるように保持基板(62)上に炭化珪素(63)が形成される。140分の成膜で形成される炭化珪素の膜厚は448μmになる。 As shown in FIG. 6, a susceptor (61) made of isotropic graphite (G530) is installed inside the inner cylinder (52), and the holding substrate (62) is placed on the susceptor. Next, 3 slm of hydrogen and 0.3 slm of propane are introduced into the inner cylinder (52), and the mixture is heated from room temperature to 1550 ° C. at a heating rate of 100 K / min. Then, the throttle valve (55) is used to keep the pressure in the furnace at 130 hPa. In order to make the temperature of the holding substrate (62) uniform, STC and nitrogen gas are introduced 10 minutes after the temperature of the inner cylinder (52) reaches 1550 ° C. to start film formation. The STC flow rate is 1.2 slm and the nitrogen flow rate is varied between 0 and 3 slm. The change of each gas flow rate with respect to the film forming time is as shown in FIG. Here, the gas flow rates at the start of film formation and at the end of film formation are matched. By this film formation, silicon carbide (63) is formed on the holding substrate (62) as shown in FIG. The film thickness of silicon carbide formed by the film formation for 140 minutes is 448 μm.
成膜後に、内筒(52)内に3slmの水素と0.3slmのプロパンのみを導入して自然冷却する。内筒の温度が100℃以下なった後、全てのガスの供給を停止し、内筒内部を大気圧のアルゴンガスで復圧してから保持基板を取り出す。保持基板との界面からの距離(z)に対する炭化珪素中の窒素濃度([N])の変化を図9に示す。ここで成膜した炭化珪素断面を二次イオン質量分析法(SIMS)で分析することにより不純物濃度のz依存性が判明する。z=0μmとz=448μmにおいて[N]は1×1014/cm3で一致する。また、濃度勾配の最大値は1.56×1020/cm4である。 After the film formation, only 3 slm of hydrogen and 0.3 slm of propane are introduced into the inner cylinder (52) and naturally cooled. After the temperature of the inner cylinder becomes 100 ° C. or lower, the supply of all gases is stopped, the inside of the inner cylinder is repressurized with argon gas at atmospheric pressure, and then the holding substrate is taken out. FIG. 9 shows a change in the nitrogen concentration ([N]) in silicon carbide with respect to the distance (z) from the interface with the holding substrate. By analyzing the cross section of the silicon carbide formed here by secondary ion mass spectrometry (SIMS), the z dependence of the impurity concentration can be found. At z = 0 μm and z = 448 μm, [N] coincides at 1 × 10 14 / cm 3. The maximum value of the concentration gradient is 1.56 × 10 20 / cm 4 .
SiCが成膜された保持基板の端面を研削し、保持基板の炭素を露出させたのち、空気中800℃で加熱して炭素を酸化させて除去し、単体のSiC基板を得る。SiC基板の反りを三次元形状測定器で測定して基板の反りを求める。基板の曲率は200m以上(例えば250m)である。なお基板の曲率が大きいほど、基板の反りは小さい。 The end face of the holding substrate on which SiC is formed is ground to expose the carbon of the holding substrate, and then the carbon is oxidized and removed by heating at 800 ° C. in the air to obtain a single SiC substrate. The warp of the SiC substrate is measured with a three-dimensional shape measuring instrument to determine the warp of the substrate. The curvature of the substrate is 200 m or more (for example, 250 m). The larger the curvature of the substrate, the smaller the warp of the substrate.
[実施形態2(比較)]
実施形態2は、第2の態様による炭化珪素基板の製造方法に対する比較例である。この例ではカーボン製保持基板の片面に炭化珪素を成膜する。また基板表裏面での不純物元素濃度を異ならせる。
[Embodiment 2 (Comparison)]
The second embodiment is a comparative example with respect to the method for manufacturing a silicon carbide substrate according to the second aspect. In this example, silicon carbide is formed on one side of the carbon holding substrate. In addition, the concentration of impurity elements on the front and back surfaces of the substrate is made different.
まず保持基板としてカーボン製支持基板を準備する。保持基板の口径は6インチで厚さ500μmである。保持基板上のSiC成膜には実施形態1と同様の装置を用いる。図6に示すように、内筒(52)内部に等方性黒鉛(G530)製のサセプタ(61)を設置し、サセプタ(61)上に保持基板(62)をその表面が上となるように載置する。次に内筒内に3slmの水素と0.3slmのプロパンを導入し、室温から1550℃まで100K/分の昇温速度で加熱する。スロットルバルブ(55)を用いて炉内の圧力を130hPaに保つ。保持基板(62)の温度を均一にするため、内筒(52)の温度が1550℃になってから10分を経た後にSTCと窒素ガスを導入する。STCの流量を1.2slmとする一方で、窒素の流量を0から3slmの間で経時的に変化させて、表裏面で不純物濃度が異なるようにする。成膜時間に対する各ガス流量の変化を図10に示すとおりにする。ここでは成膜開始時と成膜終了時のガス流量は一致しない。この成膜により、図8に示されるように保持基板(62)上に炭化珪素(63)が形成される。150分の成膜で形成される炭化珪素の膜厚は480μmになる。 First, a carbon support substrate is prepared as a holding substrate. The diameter of the holding substrate is 6 inches and the thickness is 500 μm. The same apparatus as in the first embodiment is used for the SiC film formation on the holding substrate. As shown in FIG. 6, an isotropic graphite (G530) susceptor (61) is installed inside the inner cylinder (52), and the holding substrate (62) is placed on the susceptor (61) so that its surface faces up. Place on. Next, 3 slm of hydrogen and 0.3 slm of propane are introduced into the inner cylinder, and the mixture is heated from room temperature to 1550 ° C. at a heating rate of 100 K / min. A throttle valve (55) is used to keep the pressure in the furnace at 130 hPa. In order to make the temperature of the holding substrate (62) uniform, STC and nitrogen gas are introduced 10 minutes after the temperature of the inner cylinder (52) reaches 1550 ° C. While the STC flow rate is 1.2 slm, the nitrogen flow rate is changed over time between 0 and 3 slm so that the impurity concentrations on the front and back surfaces are different. The change of each gas flow rate with respect to the film forming time is as shown in FIG. Here, the gas flow rates at the start of film formation and at the end of film formation do not match. By this film formation, silicon carbide (63) is formed on the holding substrate (62) as shown in FIG. The film thickness of silicon carbide formed by the film formation for 150 minutes is 480 μm.
保持基板との界面からの距離(z)に対する炭化珪素中の窒素濃度([N])の変化を図11に示す。z=0μmにおいて[N]は1×1014/cm3である一方で、z=480μmにおいて[N]は2.1×1019/cm3になり、これは本発明の要件を満たさない。濃度勾配の最大値は1.56×1020/cm4である。 FIG. 11 shows a change in the nitrogen concentration ([N]) in silicon carbide with respect to the distance (z) from the interface with the holding substrate. At z = 0 μm, [N] is 1 × 10 14 / cm 3 , while at z = 480 μm, [N] is 2.1 × 10 19 / cm 3 , which does not meet the requirements of the present invention. The maximum value of the concentration gradient is 1.56 × 10 20 / cm 4 .
成膜後に内筒(52)内に3slmの水素と0.3slmのプロパンのみを導入して自然冷却する。内筒の温度が100℃以下なった後、全てのガスの供給を停止し、内筒内部を大気圧のアルゴンガスで復圧してから保持基板を取り出す。 After the film formation, only 3 slm of hydrogen and 0.3 slm of propane are introduced into the inner cylinder (52) and naturally cooled. After the temperature of the inner cylinder becomes 100 ° C. or lower, the supply of all gases is stopped, the inside of the inner cylinder is repressurized with argon gas at atmospheric pressure, and then the holding substrate is taken out.
SiCが成膜された保持基板の端面を研削し、保持基板の炭素を露出させたのち、空気中800℃で加熱して炭素を酸化させて除去し、単体のSiC基板を得る。SiC基板の反りを三次元形状測定器で測定し、基板の反りを求める。基板は表面側(保持基板に接していない面、即ち窒素濃度が高い面)が凸面となり、その曲率は10m以下(例えば10m)である。 The end face of the holding substrate on which SiC is formed is ground to expose the carbon of the holding substrate, and then the carbon is oxidized and removed by heating at 800 ° C. in the air to obtain a single SiC substrate. The warp of the SiC substrate is measured with a three-dimensional shape measuring device to determine the warp of the substrate. The surface side of the substrate (the surface not in contact with the holding substrate, that is, the surface having a high nitrogen concentration) is a convex surface, and the curvature thereof is 10 m or less (for example, 10 m).
[実施形態3]
実施形態3は、第1の態様による炭化珪素基板の製造方法の一例を示す実施例である。この例では多結晶SiC製コア基板の両面に炭化珪素を同時成膜する。また不純物ガスの流量を時間変化させるが、基板表裏面で不純物元素濃度に差を設けない。
[Embodiment 3]
The third embodiment is an example showing an example of the method for manufacturing a silicon carbide substrate according to the first aspect. In this example, silicon carbide is simultaneously deposited on both sides of a polycrystalline SiC core substrate. Further, although the flow rate of the impurity gas is changed with time, there is no difference in the impurity element concentration between the front and back surfaces of the substrate.
まずコア基板としてCVD多結晶3C−SiC基板(熱膨張係数4.5ppm/K)を準備する。コア基板の口径は6インチで厚さは500μmである。コア基板には抵抗率を低下させるため窒素が均一に添加されており、その濃度は1×1018/cm3である。 First, a CVD polycrystalline 3C-SiC substrate (coefficient of thermal expansion 4.5 ppm / K) is prepared as a core substrate. The core substrate has a diameter of 6 inches and a thickness of 500 μm. Nitrogen is uniformly added to the core substrate to reduce the resistivity, and its concentration is 1 × 10 18 / cm 3 .
コア基板上へのSiC成膜には実施形態1と同様の装置を用いる。図12に示すように、内筒(52)内部に等方性黒鉛(G530)製のボート(81)を載置し、ボート(81)のスロットにコア基板(82)を垂直に保持する。次に内筒内に3slmの水素と0.3slmのプロパンを導入し、室温から1550℃まで100K/分の昇温速度で加熱する。スロットルバルブ(55)を調整して炉内の圧力を130hPaに保つ。コア基板(82)の温度を均一にするため、内筒(52)の温度が1550℃になってから10分を経た後にSTCと窒素ガスを導入する。STCの流量を1.2slmとし、窒素の流量を0から3slmの間で変化させる。各ガスの流量の時間変化を図10に示すとおりにする。この成膜により、図13に示されるようにコア基板(82)の表裏面に同一条件で炭化珪素(83)が形成される。150分の成膜で表裏面のそれぞれに厚さ480μmの炭化珪素が成膜され、全体の板厚は1460μmになる。 The same apparatus as in the first embodiment is used for the SiC film formation on the core substrate. As shown in FIG. 12, a boat (81) made of isotropic graphite (G530) is placed inside the inner cylinder (52), and the core substrate (82) is vertically held in the slot of the boat (81). Next, 3 slm of hydrogen and 0.3 slm of propane are introduced into the inner cylinder, and the mixture is heated from room temperature to 1550 ° C. at a heating rate of 100 K / min. Adjust the throttle valve (55) to keep the pressure in the furnace at 130 hPa. In order to make the temperature of the core substrate (82) uniform, STC and nitrogen gas are introduced 10 minutes after the temperature of the inner cylinder (52) reaches 1550 ° C. The STC flow rate is 1.2 slm and the nitrogen flow rate is varied between 0 and 3 slm. The time change of the flow rate of each gas is as shown in FIG. By this film formation, silicon carbide (83) is formed on the front and back surfaces of the core substrate (82) under the same conditions as shown in FIG. After 150 minutes of film formation, silicon carbide having a thickness of 480 μm is formed on each of the front and back surfaces, and the total plate thickness becomes 1460 μm.
成膜された炭化珪素中の窒素濃度分布は図11に示すとおりである。コア基板との界面(z=0μm)において[N]は1×1014/cm3であるが、表面または裏面(z=480μm)において[N]は2.1×1019/cm3となる。また、濃度勾配の最大値は1.56×1020/cm4である。ただし、濃度分布は基板表裏面で対称となっており、本発明の要件を満たしている。 The nitrogen concentration distribution in the formed silicon carbide is as shown in FIG. At the interface with the core substrate (z = 0 μm), [N] is 1 × 10 14 / cm 3 , but at the front or back surface (z = 480 μm), [N] is 2.1 × 10 19 / cm 3. .. The maximum value of the concentration gradient is 1.56 × 10 20 / cm 4 . However, the concentration distribution is symmetrical on the front and back surfaces of the substrate, which satisfies the requirements of the present invention.
成膜後に内筒(52)内に3slmの水素と0.3slmのプロパンのみを導入して自然冷却する。内筒の温度が100℃以下なった後、全てのガスの供給を停止し、内筒内部を大気圧のアルゴンガスで復圧してからコア基板を取り出す。取り出されたコア基板の反りを三次元形状測定器で測定し、基板の反りを求める。基板の曲率は200m以上(例えば300m)である。 After the film formation, only 3 slm of hydrogen and 0.3 slm of propane are introduced into the inner cylinder (52) and naturally cooled. After the temperature of the inner cylinder becomes 100 ° C. or less, the supply of all gases is stopped, the inside of the inner cylinder is recompressed with argon gas at atmospheric pressure, and then the core substrate is taken out. The warp of the core board taken out is measured with a three-dimensional shape measuring instrument, and the warp of the board is determined. The curvature of the substrate is 200 m or more (for example, 300 m).
[実施形態4]
実施形態4は、第2の態様による炭化珪素基板の製造方法の一例を示す実施例である。この例ではカーボン製保持基板の片面に炭化珪素を成膜する。また2種類の不純物ガスを用いそのガス流量を時間変化させるが、基板表裏面で不純物元素濃度に差を設けない。
[Embodiment 4]
The fourth embodiment is an example showing an example of the method for manufacturing a silicon carbide substrate according to the second aspect. In this example, silicon carbide is formed on one side of the carbon holding substrate. Further, although the gas flow rate is changed with time using two kinds of impurity gases, there is no difference in the impurity element concentration between the front and back surfaces of the substrate.
まず保持基板としてカーボン製保持基板を準備する。保持基板の口径は6インチで厚さは500μmである。保持基板上のSiC成膜には実施形態1と同様の装置を用いる。図6に示すように、内筒(52)内部に等方性黒鉛(G530)製のサセプタ(61)を載置し、サセプタ(61)上に保持基板(62)を載置する。次に内筒(52)内に3slmの水素と0.3slmのプロパンを導入し、室温から1550℃まで100K/分の昇温速度で加熱する。スロットルバルブ(55)を用いて炉内の圧力を130hPaに保つ。保持基板(62)の温度を均一にするため、内筒(52)の温度が1550℃になってから10分を経た後にSTCと窒素ガスを導入する。STCの流量を1.2slmとする一方で、窒素の流量を0から3slmの間、TMAの流量を0から0.5slmの間で変化させて2種類の不純物ガス流量を時間的に変化させる。成膜時間に対する各ガスの流量変化を図14に示すとおりにする。この成膜により、図8に示されるように保持基板(62)上に炭化珪素(63)が形成される。 First, a carbon holding substrate is prepared as a holding substrate. The holding substrate has a diameter of 6 inches and a thickness of 500 μm. The same apparatus as in the first embodiment is used for the SiC film formation on the holding substrate. As shown in FIG. 6, a susceptor (61) made of isotropic graphite (G530) is placed inside the inner cylinder (52), and a holding substrate (62) is placed on the susceptor (61). Next, 3 slm of hydrogen and 0.3 slm of propane are introduced into the inner cylinder (52), and the mixture is heated from room temperature to 1550 ° C. at a heating rate of 100 K / min. A throttle valve (55) is used to keep the pressure in the furnace at 130 hPa. In order to make the temperature of the holding substrate (62) uniform, STC and nitrogen gas are introduced 10 minutes after the temperature of the inner cylinder (52) reaches 1550 ° C. While the STC flow rate is 1.2 slm, the nitrogen flow rate is changed from 0 to 3 slm and the TMA flow rate is changed from 0 to 0.5 slm to change the flow rates of the two types of impurity gases over time. The change in the flow rate of each gas with respect to the film forming time is as shown in FIG. By this film formation, silicon carbide (63) is formed on the holding substrate (62) as shown in FIG.
保持基板との界面からの距離(z)に対する炭化珪素中の窒素濃度([N])とアルミニウム濃度([Al])の変化を図15に示す。z=0μmにおいて[N]は1×1014/cm3で、[Al]は5×1018/cm3である。この値は炭化珪素(63)の表面(z=448μm)の濃度と一致する。一方で、96μm以上352μm以下のzにおいて[N]は3.0×1019/cm3、[Al]は7.0×1017/cm3である。また、濃度勾配の最大値は1.56×1020/cm4である。 FIG. 15 shows changes in the nitrogen concentration ([N]) and the aluminum concentration ([Al]) in silicon carbide with respect to the distance (z) from the interface with the holding substrate. At z = 0 μm, [N] is 1 × 10 14 / cm 3 and [Al] is 5 × 10 18 / cm 3 . This value is consistent with the concentration on the surface (z = 448 μm) of silicon carbide (63). On the other hand, at z of 96 μm or more and 352 μm or less, [N] is 3.0 × 10 19 / cm 3 and [Al] is 7.0 × 10 17 / cm 3 . The maximum value of the concentration gradient is 1.56 × 10 20 / cm 4 .
成膜後に内筒内に3slmの水素と0.3slmのプロパンのみを導入して自然冷却する。内筒の温度が100℃以下なった後、全てのガスの供給を停止し、内筒内部を大気圧のアルゴンガスで復圧してから保持基板を取り出す。 After the film formation, only 3 slm of hydrogen and 0.3 slm of propane are introduced into the inner cylinder and naturally cooled. After the temperature of the inner cylinder becomes 100 ° C. or lower, the supply of all gases is stopped, the inside of the inner cylinder is repressurized with argon gas at atmospheric pressure, and then the holding substrate is taken out.
SiCが成膜された保持基板の端面を研削し、保持基板の炭素を露出させたのち、空気中800℃で加熱して炭素を酸化させて除去し、単体のSiC基板を得る。SiC基板の反りを三次元形状測定器で測定し、基板の反りを求める。基板の曲率は200m以上(例えば300m)である。 The end face of the holding substrate on which SiC is formed is ground to expose the carbon of the holding substrate, and then the carbon is oxidized and removed by heating at 800 ° C. in the air to obtain a single SiC substrate. The warp of the SiC substrate is measured with a three-dimensional shape measuring device to determine the warp of the substrate. The curvature of the substrate is 200 m or more (for example, 300 m).
[実施形態5]
実施形態5は、第2の態様による炭化珪素基板の製造方法の一例を示す実施例である。この例ではカーボン製保持基板の片面に炭化珪素を成膜し、その際に炭素/珪素比(C/Si比)を時間変化させる。また2種類の不純物ガスを一定流量で導入して、基板表裏面での不純物元素濃度に差を設けない。
[Embodiment 5]
The fifth embodiment is an example showing an example of the method for manufacturing a silicon carbide substrate according to the second aspect. In this example, silicon carbide is formed on one side of a carbon holding substrate, and the carbon / silicon ratio (C / Si ratio) is changed with time at that time. Further, two types of impurity gases are introduced at a constant flow rate so that there is no difference in the concentration of impurity elements on the front and back surfaces of the substrate.
まず保持基板としてカーボン製保持基板を準備する 保持基板の口径は6インチで厚さは500μmである。保持基板上のSiC成膜には実施形態1と同様の装置を用いる。図6に示すように、内筒(52)内部に等方性黒鉛(G530)製のサセプタ(61)を載置し、サセプタ(61)上に保持基板(62)を載置する。内筒(52)内に3slmの水素と0.3slmのプロパンを導入し、室温から1550℃まで100K/分の昇温速度で加熱する。スロットルバルブ(55)を用いて炉内の圧力を130hPaに保つ。保持基板(62)の温度を均一にするため、内筒(52)の温度が1550℃になってから10分を経た後にSTCと窒素ガスを導入する。STCの流量を1.2slm、窒素の流量を2slm、TMAの流量を0.5slmとし、プロパンの流量を0.1slmから2slmの間で変化させて、気相中のC/Si比を0.25から5の間で時間的に変化させる。ガス流量の時間変化を図16に示すとおりにする。この成膜により、図8に示すように保持基板(62)上に炭化珪素(63)が形成される。140分の成膜で形成される炭化珪素(63)の膜厚は448μmになる。 First, a carbon holding substrate is prepared as a holding substrate. The holding substrate has a diameter of 6 inches and a thickness of 500 μm. The same apparatus as in the first embodiment is used for the SiC film formation on the holding substrate. As shown in FIG. 6, a susceptor (61) made of isotropic graphite (G530) is placed inside the inner cylinder (52), and a holding substrate (62) is placed on the susceptor (61). 3 slm of hydrogen and 0.3 slm of propane are introduced into the inner cylinder (52), and the mixture is heated from room temperature to 1550 ° C. at a heating rate of 100 K / min. A throttle valve (55) is used to keep the pressure in the furnace at 130 hPa. In order to make the temperature of the holding substrate (62) uniform, STC and nitrogen gas are introduced 10 minutes after the temperature of the inner cylinder (52) reaches 1550 ° C. The STC flow rate was 1.2 slm, the nitrogen flow rate was 2 slm, the TMA flow rate was 0.5 slm, the propane flow rate was changed between 0.1 slm and 2 slm, and the C / Si ratio in the gas phase was set to 0. It varies over time between 25 and 5. The time change of the gas flow rate is as shown in FIG. By this film formation, silicon carbide (63) is formed on the holding substrate (62) as shown in FIG. The film thickness of the silicon carbide (63) formed by the film formation for 140 minutes is 448 μm.
得られる炭化珪素中の窒素濃度([N])とアルミニウム濃度([Al])を図17に示す。不純物濃度勾配の最大値は8.94×1021/cm4である。窒素は炭化珪素の炭素位置を置換するので、C/Si比が高いほど、[N]は低下する。反面、Alは炭化珪素の珪素位置を置換するので、C/Si比が高いほど[Al]は増加する。 The nitrogen concentration ([N]) and the aluminum concentration ([Al]) in the obtained silicon carbide are shown in FIG. The maximum value of the impurity concentration gradient is 8.94 × 10 21 / cm 4 . Since nitrogen replaces the carbon position of silicon carbide, the higher the C / Si ratio, the lower the [N]. On the other hand, since Al replaces the silicon position of silicon carbide, [Al] increases as the C / Si ratio increases.
成膜後に内筒(52)内に3slmの水素と0.3slmのプロパンのみを導入して自然冷却する。内筒の温度が100℃以下なった後、全てのガスの供給を停止し、内筒内部を大気圧のアルゴンガスで復圧してから保持基板を取り出す。SiCが成膜された保持基板の端面を研削し、保持基板の炭素を露出させたのち、空気中800℃で加熱して炭素を酸化させて除去し、単体のSiC基板を得る。取り出されたSiC基板の反りを三次元形状測定器で測定し、基板の反りを求める。基板の曲率は200m以上(例えば300m)である。 After the film formation, only 3 slm of hydrogen and 0.3 slm of propane are introduced into the inner cylinder (52) and naturally cooled. After the temperature of the inner cylinder becomes 100 ° C. or lower, the supply of all gases is stopped, the inside of the inner cylinder is repressurized with argon gas at atmospheric pressure, and then the holding substrate is taken out. The end face of the holding substrate on which SiC is formed is ground to expose the carbon of the holding substrate, and then the carbon is oxidized and removed by heating at 800 ° C. in the air to obtain a single SiC substrate. The warp of the taken-out SiC substrate is measured with a three-dimensional shape measuring instrument to determine the warp of the substrate. The curvature of the substrate is 200 m or more (for example, 300 m).
[実施形態6(比較)]
実施形態6は、第1及び第2の態様による炭化珪素基板の製造方法に対する比較例である。この例では多結晶SiC製コア基板の片面のみに炭化珪素を成膜し、その際に炭素/珪素比(C/Si比)を時間変化させる。また2種類の不純物ガスを一定流量で導入するが、基板表裏面で不純物元素の濃度を異ならせる。
[Embodiment 6 (Comparison)]
The sixth embodiment is a comparative example with respect to the method for producing a silicon carbide substrate according to the first and second aspects. In this example, silicon carbide is formed on only one side of the polycrystalline SiC core substrate, and the carbon / silicon ratio (C / Si ratio) is changed with time at that time. Further, two types of impurity gases are introduced at a constant flow rate, but the concentrations of the impurity elements are different on the front and back surfaces of the substrate.
まずコア基板としてCVD多結晶3C−SiC基板を準備する。コア基板の口径は6インチで厚さは500μmである。コア基板には抵抗率を低下させるため窒素が均一に添加されており、その濃度は1×1018/cm3である。コア基板上のSiC成膜には実施形態1と同様の装置を用いる。図6に示すように、内筒(52)内部に等方性黒鉛(G530)製のサセプタ(61)を設置し、サセプタ(61)上にコア基板(62)を載置する。次に内筒(52)内に3slmの水素と0.3slmのプロパンを導入し、室温から1550℃まで100K/分の昇温速度で加熱する。スロットルバルブ(55)を用いて炉内の圧力を130hPaに保つ。コア基板(62)の温度を均一にするため、内筒(52)の温度が1550℃になってから10分を経た後にSTCと窒素ガスを導入する。STCの流量を1.2slm、窒素の流量を2slm、TMAの流量を0.5slmとし、プロパンの流量を0.1slmから2slmの間で変化させて、気相中のC/Si比を0.25から5の間で時間的に変化させる。ガス流量の時間変化を図18に示すとおりにする。この成膜により、図8に示されるようにコア基板(62)上に炭化珪素(63)が形成される。110分の成膜で形成される炭化珪素(63)の膜厚は352μmになる。 First, a CVD polycrystalline 3C-SiC substrate is prepared as a core substrate. The core substrate has a diameter of 6 inches and a thickness of 500 μm. Nitrogen is uniformly added to the core substrate to reduce the resistivity, and its concentration is 1 × 10 18 / cm 3 . The same apparatus as in the first embodiment is used for the SiC film formation on the core substrate. As shown in FIG. 6, a susceptor (61) made of isotropic graphite (G530) is installed inside the inner cylinder (52), and the core substrate (62) is placed on the susceptor (61). Next, 3 slm of hydrogen and 0.3 slm of propane are introduced into the inner cylinder (52), and the mixture is heated from room temperature to 1550 ° C. at a heating rate of 100 K / min. A throttle valve (55) is used to keep the pressure in the furnace at 130 hPa. In order to make the temperature of the core substrate (62) uniform, STC and nitrogen gas are introduced 10 minutes after the temperature of the inner cylinder (52) reaches 1550 ° C. The STC flow rate was 1.2 slm, the nitrogen flow rate was 2 slm, the TMA flow rate was 0.5 slm, the propane flow rate was changed between 0.1 slm and 2 slm, and the C / Si ratio in the gas phase was set to 0. It varies over time between 25 and 5. The time change of the gas flow rate is as shown in FIG. By this film formation, silicon carbide (63) is formed on the core substrate (62) as shown in FIG. The film thickness of the silicon carbide (63) formed by the film formation for 110 minutes is 352 μm.
得られる炭化珪素中の不純物濃度を図19に示す。不純物濃度勾配の最大値は8.94×1021/cm4である。また窒素濃度及びアルミニウム濃度のいずれもがコア基板との界面(z=0μm)と表面(z=352μm)とで一致しない。そのため本発明の要件を満たさない。 The impurity concentration in the obtained silicon carbide is shown in FIG. The maximum value of the impurity concentration gradient is 8.94 × 10 21 / cm 4 . Further, neither the nitrogen concentration nor the aluminum concentration coincides between the interface with the core substrate (z = 0 μm) and the surface (z = 352 μm). Therefore, the requirements of the present invention are not satisfied.
成膜後に内筒(52)内に3slmの水素と0.3slmのプロパンのみを導入して自然冷却する。内筒の温度が100℃以下なった後、全てのガスの供給を停止し、内筒内部を大気圧のアルゴンガスで復圧してからコア基板を取り出す。取り出したコア基板及び成膜された炭化珪素(合計厚さ852μm)の反りを3次元形状測定器で測定し、基板の反りとする。基板は[N]と[Al]の合計が高い面(コア基板側面)が凸面となる。基板の曲率は20m以下(例えば20m)である。 After the film formation, only 3 slm of hydrogen and 0.3 slm of propane are introduced into the inner cylinder (52) and naturally cooled. After the temperature of the inner cylinder becomes 100 ° C. or less, the supply of all gases is stopped, the inside of the inner cylinder is recompressed with argon gas at atmospheric pressure, and then the core substrate is taken out. The warpage of the taken-out core substrate and the formed silicon carbide (total thickness 852 μm) is measured with a three-dimensional shape measuring device, and is used as the warp of the substrate. The surface (side surface of the core substrate) having a high total of [N] and [Al] is a convex surface of the substrate. The curvature of the substrate is 20 m or less (for example, 20 m).
[実施形態7]
実施形態7は、第1の態様による炭化珪素基板の製造方法の一例を示す実施例である。この例では多結晶SiC製コア基板の両面に炭化珪素を成膜する。基板表面の成膜と裏面の成膜とを別々に行うが、基板表裏面での不純物元素濃度に差を設けない。
[Embodiment 7]
The seventh embodiment is an example showing an example of the method for manufacturing a silicon carbide substrate according to the first aspect. In this example, silicon carbide is formed on both sides of a polycrystalline SiC core substrate. The film formation on the front surface of the substrate and the film formation on the back surface are performed separately, but there is no difference in the concentration of impurity elements on the front and back surfaces of the substrate.
実施形態6で作製されたコア基板(炭化珪素付き)を実施形態1と同様の装置に載置する。載置にあたって、図20に示すように、実施形態1と同様の装置内にサセプタ(61)を設置し、サセプタ(61)上にコア基板を成膜された炭化珪素(63)が下向きになるように載置し、アドマップ製多結晶3C−SiCの裏面が露出するようにする。内筒(52)内に3slmの水素と0.3slmのプロパンを導入し、室温から1550℃まで100K/分の昇温速度で加熱する。スロットルバルブ(55)を用いて炉内の圧力を130hPaに保つ。コア基板(62)と多結晶炭化珪素(63)の温度を均一にするため、内筒(52)の温度が1550℃になってから10分を経た後にSTCと窒素ガスを導入する。STCの流量を1.2slm、窒素の流量を2slm、TMAの流量を0.5slmとし、プロパンの流量を0.1slmから2slmの間で変化させて、気相中のC/Si比を0.25から5の間で時間的に変化させる。ガス流量の時間変化を図18に示すとおりにする。この成膜により、図21に示されるように炭化珪素(64)をコア基板(62)上に成膜する。110分の成膜で形成される炭化珪素(64)の膜厚は352μmになる。 The core substrate (with silicon carbide) produced in the sixth embodiment is placed on the same apparatus as in the first embodiment. Upon mounting, as shown in FIG. 20, the susceptor (61) is installed in the same apparatus as in the first embodiment, and the silicon carbide (63) having the core substrate formed on the susceptor (61) faces downward. The back surface of the Admap polycrystalline 3C-SiC is exposed. 3 slm of hydrogen and 0.3 slm of propane are introduced into the inner cylinder (52), and the mixture is heated from room temperature to 1550 ° C. at a heating rate of 100 K / min. A throttle valve (55) is used to keep the pressure in the furnace at 130 hPa. In order to make the temperatures of the core substrate (62) and the polycrystalline silicon carbide (63) uniform, STC and nitrogen gas are introduced 10 minutes after the temperature of the inner cylinder (52) reaches 1550 ° C. The STC flow rate was 1.2 slm, the nitrogen flow rate was 2 slm, the TMA flow rate was 0.5 slm, the propane flow rate was changed between 0.1 slm and 2 slm, and the C / Si ratio in the gas phase was set to 0. It varies over time between 25 and 5. The time change of the gas flow rate is as shown in FIG. By this film formation, silicon carbide (64) is formed on the core substrate (62) as shown in FIG. The film thickness of silicon carbide (64) formed by the film formation for 110 minutes is 352 μm.
得られる炭化珪素中の不純物濃度を図19に示す。濃度勾配の最大値は8.94×1021/cm4である。成膜される炭化珪素において、窒素濃度及びアルミニウム濃度のいずれもがコア基板との界面(z=0μm)と表面(z=352μm)とで一致しない。しかしながら、コア基板の反対側に成膜された炭化珪素中の不純物濃度プロファイルに対して対称的な配置となっている。そのため本発明の要件を満たしている。 The impurity concentration in the obtained silicon carbide is shown in FIG. The maximum value of the concentration gradient is 8.94 × 10 21 / cm 4 . In the silicon carbide to be formed, neither the nitrogen concentration nor the aluminum concentration coincides with the interface (z = 0 μm) with the core substrate and the surface (z = 352 μm). However, the arrangement is symmetrical with respect to the impurity concentration profile in the silicon carbide formed on the opposite side of the core substrate. Therefore, the requirements of the present invention are satisfied.
成膜後に内筒(52)内に3slmの水素と0.3slmのプロパンのみを導入して自然冷却する。内筒の温度が100℃以下なった後、全てのガスの供給を停止し、内筒内部を大気圧のアルゴンガスで復圧してからコア基板を取り出す。取り出したコア基板及び成膜された炭化珪素(合計厚さ1204μm)の反りを3次元形状測定器で測定し、基板の反りとする。基板の曲率は300m以上(例えば300m)である。 After the film formation, only 3 slm of hydrogen and 0.3 slm of propane are introduced into the inner cylinder (52) and naturally cooled. After the temperature of the inner cylinder becomes 100 ° C. or less, the supply of all gases is stopped, the inside of the inner cylinder is recompressed with argon gas at atmospheric pressure, and then the core substrate is taken out. The warpage of the taken-out core substrate and the formed silicon carbide (total thickness 1204 μm) is measured with a three-dimensional shape measuring instrument, and is used as the warp of the substrate. The curvature of the substrate is 300 m or more (for example, 300 m).
このように、本発明に従えば、実施形態1、3、4、5及び7で示されるように、SiC基板表面に垂直方向に不純物の濃度勾配を有しつつも、反りの抑制が実現され、デバイス設計に制限を与えることなく、デバイス製造などのプロセス処理に支障をきたさない基板を得ることができる。
As described above, according to the present invention, as shown in
なお本実施例では処理するコア基板や保持基板を1枚としている。しかしながら、実際の処理枚数に制限はなく、装置内に複数枚のコア基板や保持基板を混在させて設置してSiC成膜を実施しても同様の効果が得られる。またSiCの原料となるガスや不純物原料となるガスについての制限もなく、例えばモノシラン、ジシラン、ジクロルシラン、トリクロルシラン、メタン、エタン、アセチレン、トリメチルシラン、テトラメチルシラン、アンモニア、フォスフィン、ジボラン、アルシン及び三塩化アルミニウムなどのガスやこれらを組み合わせて用いることでも同様の結果を得ることができる。さらに本実施例では減圧のホットウォール型CVD装置を用いているが、実際には成膜装置の方式に制限は無く、常圧気相成長装置やコールドウォール型でも同様の効果が得られる。基板の載置方法やガスの導入方法についても制限は無く、例えばガスを下部から導入して上部から排気するフェイスダウン方式のような方式でも同様の結果が得られる。 In this embodiment, the number of core substrates and holding substrates to be processed is one. However, the actual number of sheets to be processed is not limited, and the same effect can be obtained even if a plurality of core substrates and holding substrates are mixed and installed in the apparatus to carry out SiC film formation. In addition, there are no restrictions on the gas that is the raw material for SiC or the gas that is the raw material for impurities. Similar results can be obtained by using a gas such as aluminum trichloride or a combination thereof. Further, in this embodiment, a decompression hot wall type CVD apparatus is used, but in reality, there is no limitation on the method of the film forming apparatus, and the same effect can be obtained with a normal pressure vapor phase growth apparatus or a cold wall type. There are no restrictions on the method of mounting the substrate or the method of introducing gas, and the same result can be obtained by a method such as a face-down method in which gas is introduced from the lower part and exhausted from the upper part.
保持基板については製造メーカーの限定はない。しかしながら、炭化珪素を成膜する際の温度において安定であり、成膜された炭化珪素からの分離が容易であるものが望ましい。また所望の形状加工が可能であり、炭化珪素成膜時に不純物を放出することなく、かつ炭化珪素の熱膨張係数との差が1ppm/Kの材質であるものが望ましい。一方でコア基板について、炭化珪素製であり均一な不純物濃度である限り、その結晶構造や抵抗率には制限は無く、適宜、製造メーカーや製造方法を選定することが可能である。 There is no manufacturer's limitation on the holding substrate. However, it is desirable that the silicon carbide is stable at the temperature at which the film is formed and can be easily separated from the formed silicon carbide. Further, it is desirable that the material can be processed into a desired shape, does not release impurities during the film formation of silicon carbide, and has a difference from the coefficient of thermal expansion of silicon carbide of 1 ppm / K. On the other hand, as long as the core substrate is made of silicon carbide and has a uniform impurity concentration, the crystal structure and resistivity thereof are not limited, and a manufacturer and a manufacturing method can be appropriately selected.
また本実施例では不純物の濃度プロファイルを表裏で対称的なものとしたが、必ずしも対称的な濃度プロファイルを形成する必要は無く、少なくとも表裏面での不純物濃度差を5×1016/cm3以下とすれば本発明の効果が得られる。 Further, in this embodiment, the impurity concentration profile is symmetrical on the front and back sides, but it is not always necessary to form a symmetrical concentration profile, and the impurity concentration difference on the front and back sides is at least 5 × 10 16 / cm 3 or less. If so, the effect of the present invention can be obtained.
1 窒素添加領域
2 無添加領域
3 濃度勾配領域
4 せん断応力
5 転位の運動
51 真空容器
52 内筒
53 ヒーター
54 ノズル
55 スロットルバルブ
56 メカニカルブースターポンプ
57 ドライポンプ
58 ピラニーゲージ
59 熱電対
61 サセプタ
62 保持基板(コア基板)
63 炭化珪素
64 炭化珪素
81 ボート
82 コア基板
83 炭化珪素
1 Nitrogen-added
63
Claims (8)
不純物元素が一様に添加された炭化珪素コア基板を準備する準備工程と、
前記炭化珪素コア基板の表面側及び裏面側の両方に、不純物元素を添加した炭化珪素層を堆積する堆積工程と、を含み、
前記堆積工程の際、不純物元素の添加操作の時間変化を炭化珪素コア基板の表面側と裏面側とで等しくする、方法。 The method for manufacturing a silicon carbide substrate according to any one of claims 1 to 5.
A preparatory process for preparing a silicon carbide core substrate to which impurity elements are uniformly added, and
A deposition step of depositing a silicon carbide layer to which an impurity element is added is included on both the front surface side and the back surface side of the silicon carbide core substrate.
A method of equalizing the time change of the addition operation of an impurity element between the front surface side and the back surface side of the silicon carbide core substrate during the deposition step.
保持基板を準備する準備工程と、
前記保持基板上に、不純物元素を添加した炭化珪素層を堆積する堆積工程と、
炭化珪素層を堆積させた前記保持基板から保持基板を除去して、炭化珪素層のみとする除去工程と、を含み、
前記堆積工程で、不純物元素の添加操作を時間変化させて、少なくとも一つの不純物元素qの濃度勾配(Δ[q(z)]/Δz)が正の値になる操作と、濃度勾配(Δ[q(z)]/Δz)が負の値になる操作とを、それぞれ1回以上行う、方法。 The method for manufacturing a silicon carbide substrate according to any one of claims 1 to 5.
The preparatory process for preparing the holding substrate and
A deposition step of depositing a silicon carbide layer to which an impurity element is added on the holding substrate, and
Including a removal step of removing the holding substrate from the holding substrate on which the silicon carbide layer is deposited to leave only the silicon carbide layer.
In the deposition step, the operation of adding the impurity element is changed over time so that the concentration gradient (Δ [q (z)] / Δz) of at least one impurity element q becomes a positive value, and the concentration gradient (Δ [ A method in which each operation in which q (z)] / Δz) becomes a negative value is performed once or more.
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