JP3854508B2 - ＳｉＣウエハ、ＳｉＣ半導体デバイス、およびＳｉＣウエハの製造方法 - Google Patents

ＳｉＣウエハ、ＳｉＣ半導体デバイス、およびＳｉＣウエハの製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、半導体電子部品に適したＳｉＣウエハ、これを備えたＳｉＣ半導体デバイス、およびＳｉＣウエハの製造方法に関するものである。
近年、炭化珪素（ＳｉＣ）あるいは窒化ガリウム（ＧａＮ）等の軽元素で構成される化合物半導体の研究が盛んである。かかる化合物半導体は、軽元素で構成されているため結合エネルギーが強く、その結果、エネルギーの禁制帯幅（バンドギャップ）、絶縁破壊電界、熱伝導度が大きいことが特徴である。そして、このワイドバンドギャップの特徴を活かして、高効率・高耐圧パワーデバイス、高周波パワーデバイス、高温動作デバイス、あるいは青色から紫外発光デバイス用の材料として注目を集めている。しかしながら、結合エネルギーが強いため、これらの化合物は、大気圧では高温にしても融解せず、シリコン（Ｓｉ）など他の半導体で用いられる融液の再結晶化によるバルク結晶の育成が困難である。
例えば、ＳｉＣを半導体材料として使用するためには、ある程度の大きさを有する高品質な単結晶を得る必要がある。このため従来は、アチソン法と呼ばれる化学反応を利用する方法、レーリー法と呼ばれる昇華再結晶法を利用する方法により、ＳｉＣ単結晶の小片を得ていた。
最近は、これらの方法によって作製された炭化珪素の単結晶を基板として用い、この上に昇華再結晶化させる改良レーリー法によってＳｉＣインゴットを育成し、このＳｉＣインゴットをスライス、鏡面研磨したＳｉＣ基板が製造されるようになった。そして、その基板上に、気相エピタキシャル成長法または液相エピタキシャル成長法によって目的規模のＳｉＣ単結晶を成長させることにより、不純物密度と膜厚を制御した活性層が形成され、これを用いてｐｎ接合ダイオード、ショットキーダイオードや各種のトランジスタなどのＳｉＣ半導体デバイスが作製されていた。
しかしながら、上記方法の内、アチソン法は珪石とコークスの混合物を電気炉で熱し、自然発生的な核形成によって結晶を析出させるので、不純物が多く、得られる結晶の形および結晶面の制御が困難である。また、レーリー法では自然核発生的な核形成によって結晶が成長するので、結晶の形および結晶面の制御が困難である。
改良レーリー法では、例えば、特公昭第５９−４８７９２号公報記載の発明では、単一の結晶多形で成る大型のＳｉＣインゴットが得られている。しかし、かかるインゴットには、マイクロパイプという大型の欠陥（＜０００１＞軸方向に貫通する小孔)が通常１〜５０ｃｍ−２程度の密度で含まれている。また、ｃ軸方向にバーガースベクトルを持つらせん転位が１０３〜１０４ｃｍ−２程度存在する。
通常は、ＳｉＣ｛０００１｝面、あるいはこの面から３〜８度のオフ角度を設けた基板がエピタキシャル成長に使われる。この時、基板に存在するマイクロパイプ欠陥やらせん転位の大半がＳｉＣエピタキシャル成長層に貫通すること、およびエピタキシャル成長層を用いて作製したＳｉＣデバイスがマイクロパイプ欠陥を含むと、デバイス特性が著しく悪化することが知られている。したがって、マイクロパイプ欠陥は、大容量（大電流、高耐圧）ＳｉＣ半導体デバイスを高い歩留まりで製造するときの最大の障壁となっている。
また、通常用いられるＳｉＣ｛０００１｝面、あるいはこの面から数度のオフ角度を有するＳｉＣ基板を用いてＳｉＣのホモエピタキシャル成長を行うと、結晶表面における原子ステップの集合合体（ステップバンチング）現象が起こり易い。このステップバンチングの度合いが大きくなると、ＳｉＣエピタキシャル成長層の表面粗さが増大し、金属−酸化膜−半導体（ＭＯＳ）界面の平坦性が悪化するので、ＭＯＳ型電界効果トランジスタ(ＭＯＳＦＥＴ)の反転層チャネル移動度が低下する。また、ｐｎ接合、ショットキー障壁界面の平坦性が悪化して接合界面における電界集中が発生し、耐圧の低下、漏れ電流の増大などの問題を引き起こす。
ＳｉＣには、多数の結晶多形が存在する。この中で４Ｈ型ポリタイプ（４Ｈ-ＳｉＣ）が高い移動度を有し、ドナーやアクセプタのイオン化エネルギーも小さいことから、ＳｉＣ半導体デバイス作製に最適なＳｉＣポリタイプであると考えられている。しかしながら、４Ｈ−ＳｉＣ｛０００１｝面、あるいはこの面から３〜８度のオフ角度を設けた基板上のエピタキシャル成長層を用いて反転型ＭＯＳＦＥＴを作製すると、チャネル移動度が１〜２０ｃｍ２／Ｖｓ程度と非常に小さく、高性能トランジスタを実現できない。
これらの問題を解決するために、特許公報第２８０４８６０号では、ＳｉＣの（０００１）面以外の面、例えば（１−１００）面等を持った種結晶を用いて改良レーリー法による成長を行うことで、マイクロパイプ数の少ないＳｉＣインゴットを得ている。しかしながら、ＳｉＣ（１−１００）面上にエピタキシャル成長を行うと、成長時に面欠陥である積層欠陥（スタッキングフォールト）が発生しやすく、半導体デバイス作製に充分な高品質ＳｉＣ単結晶を得るのが困難である。
また、近年、ＳｉＣ（１−１００）基板の他に、６Ｈ型ポリタイプのＳｉＣ（１１−２０）基板を用いてＳｉＣウエハを作製する研究もなされている。そして、かかる６Ｈ型ポリタイプのＳｉＣ（１１−２０）基板を用いれば、＜０００１＞軸方向に伸びるマイクロパイプやらせん転位は基板上のエピタキシャル層に到達しないため、当該エピタキシャル層内のマイクロパイプ欠陥を低減することができる。
しかしながら、上記６Ｈ型ポリタイプのＳｉＣ（１１−２０）基板を用いたＳｉＣウエハには、次のような問題があった。すなわち、従来のＳｉＣ（１１−２０）基板上にＳｉＣエピタキシャル層を成長させると、ＳｉＣエピタキシャル成長層とＳｉＣ基板との界面に、不純物密度の差に起因した格子不整合による歪みが発生してしまう。そして、この歪みはエピタキシャル成長層の結晶性に悪影響を与え、高品質のＳｉＣエピタキシャル成長層を作製することが困難になる。
また、６Ｈ型ポリタイプの６Ｈ−ＳｉＣ（１１−２０）基板を用いてデバイスを作製すると、電子移動度の異方性が問題となる。詳しくは、６Ｈ−ＳｉＣ結晶中では＜０００１＞軸方向の電子移動度が、＜１−１００＞、＜１１−２０＞方向の移動度の２０〜３０％程度と小さい。このため、６Ｈ-ＳｉＣ（１１−２０）面上の成長層では、面内の電気伝導に３〜５倍の異方性が生じてしまう。さらに、（１−１００）面あるいは（１１−２０）面等においては、発生した積層欠陥が表面に露出しやすいという問題もある。
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものでり、半導体デバイスとして使用した場合に電子移動度の異方性が小さく、かつ、ＳｉＣ基板とＳｉＣエピタキシャル成長層との格子不整合による歪みを緩和できるＳｉＣウエハ、これを備えた半導体デバイス、およびＳｉＣウエハの製造方法を提供することを目的とする。
上記課題を解決するために、本発明のＳｉＣウエハは、面方位が｛０３−３８｝面、若しくは｛０３−３８｝面に対して約１０゜以内のオフ角αだけ傾いた面であり、４Ｈ型ポリタイプのＳｉＣ基板と、ＳｉＣ基板上に形成されたＳｉＣからなるバッファ層と、を備えることを特徴とする。
また、本発明のＳｉＣウエハの製造方法は、面方位が｛０３−３８｝面、若しくは｛０３−３８｝面に対して約１０゜以内のオフ角αだけ傾いた面であると共に４Ｈ型ポリタイプのＳｉＣ基板上に、ＳｉＣからなるバッファ層を成長させることを特徴とする。
上記したＳｉＣウエハ及びその製造方法では、面方位が｛０３−３８｝面、若しくは｛０３−３８｝面に対して約１０゜以内のオフ角αだけ傾いた面のＳｉＣ基板を用いるが、この｛０３−３８｝面は、マイクロパイプやらせん転位が伸びる＜０００１＞軸方向に対して約３５°の傾きを有する。したがって、このＳｉＣウエハ上にＳｉＣの活性層をエピタキシャル成長させても、マイクロパイプやらせん転位は斜めに進展することによって側面に到達して消滅し、これによって、マイクロパイプやらせん転位の貫通とそれによる表面への露出を抑制することができる。
また、ＳｉＣ｛０３−３８｝基板上にエピタキシャル成長層を作製した場合、積層欠陥の発生を大幅に抑制することができる。さらに、このような積層欠陥は＜０００１＞軸方向と垂直な面方向に発生するが、｛０３−３８｝面は、この積層欠陥の発生面に対して約５５°の傾きを有する。したがって、このＳｉＣウエハにおいては、発生した積層欠陥についても同様に、その表面への露出を抑制することができる。
また、６Ｈ型ポリタイプのＳｉＣ基板と比較して電子移動度の異方性が小さい４Ｈ型ポリタイプの基板を用いるため、ＳｉＣウエハ上に成長させた活性層における電子移動度の異方性が低減される。さらに、ＳｉＣ基板上にＳｉＣからなるバッファ層が形成されているため、本発明のＳｉＣウエハ上にＳｉＣ活性層を成長させた場合に、ＳｉＣ基板とＳｉＣ活性層との格子不整合による歪みが当該ＳｉＣ活性層に発生する事態を防止することができる。
以上より、面方位がほぼ｛０３−３８｝で４Ｈ型ポリタイプのＳｉＣ基板を用いた上記構成のＳｉＣウエハ及びその製造方法によって、電子移動度の異方性が小さく、かつ、ＳｉＣ基板とＳｉＣエピタキシャル成長層との格子不整合による歪みを緩和できるＳｉＣウエハが得られる。また、このようなＳｉＣウエハを備えるＳｉＣ半導体デバイスによれば、高品質な半導体デバイスを実現することができる。
なお、ＳｉＣ基板に用いる面としては、｛０３−３８｝面に限らず、所定のオフ角αだけ｛０３−３８｝面に対して傾いた面を用いても、同様にマイクロパイプやらせん転位の貫通抑制、及び積層欠陥の抑制等を実現することができる。このオフ角αの範囲としては、約１０°以内のオフ角とすることによって好適なエピタキシャル結晶を得ることができる。また、このオフ角αは、５°以内であることが好ましい。さらに、オフ角αは、３°以内であることが好ましい。
以下、添付図面を参照して、本発明に係るＳｉＣウエハ、ＳｉＣ半導体デバイス、およびＳｉＣウエハの製造方法の好適な実施形態について詳細に説明する。尚、同一要素には同一符号を用いるものとし、重複する説明は省略する。
また、実施形態および実施例の説明で、結晶の格子方向および格子面を使用する場合があるが、ここで、格子方向及び格子面の記号の説明をしておく。個別方位は［ ］、集合方位は＜ ＞、個別面は（ ）、集合面は｛ ｝でそれぞれ示すことにする。また、負の指数については、結晶学上、”−”（バー）を数字の上に付けることになっているが、明細書作成の都合上、数字の前に負号を付けることにする。
図１は、本発明によるＳｉＣウエハ１の一実施形態の構成を示す側面図である。ＳｉＣウエハ１は、４Ｈ型ポリタイプ（“Ｈ”は六方晶系、“４”は原子積層が４層で一周期となる結晶構造を意味する）の４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝基板２と、当該ＳｉＣ｛０３−３８｝基板２上に形成されたＳｉＣからなるバッファ層４と、当該バッファ層４上に形成されたデバイス作製用のＳｉＣからなる活性層６と、から構成されている。なお、各層２〜６の伝導型は、全てｎ型であっても良いし、全てｐ型であっても良い。また、作製するデバイス構造によっては、互いに異なる伝導型であっても良い。
ここで、図２を用いて、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の｛０３−３８｝面について説明する。この図に示されているように、｛０３−３８｝面は｛０００１｝面に対して約５５°（５４．７４°）の傾きを有し、したがって、＜０００１＞軸方向に対して約３５°（３５．２６°）の傾きを有している。
なお、４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝面は、図２に示すように有極性であって、（０００１）Ｓｉ面側に近い（０３−３８）面と、（０００−１）Ｃ面側に近い（０−３３−８）面とが存在する。基板面としては、これらの（０３−３８）面及び（０−３３−８）面のいずれを用いても良い。ただし、面方位によって好適な成長条件が若干異なることに注意が必要である。
また、４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝基板２の面方位は、｛０３−３８｝面から多少傾けたものとしても良い。すなわち、所定のオフ角αだけ｛０３−３８｝面に対して傾いた面を用いても、｛０３−３８｝面と同様の後述する効果を得ることができる。このオフ角αの範囲としては、約１０°以内のオフ角とすることによって、好適なＳｉＣ基板２を得ることができる。また、このオフ角αは、５°以内であることが好ましい。さらに、オフ角αは、３°以内であることが好ましい。
次に、本実施形態のＳｉＣウエハ１の製造方法を説明する。４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝基板２は、例えば４Ｈ−ＳｉＣ（０００−１）面上に改良レーリー法によって成長したインゴットを、成長方向に対して＜１−１００＞方向に３５°の角度をつけてスライスし、鏡面研磨することによって作製する。あるいは、このようにして作製した４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝結晶を種結晶に用いて改良レーリー法により育成した４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝インゴットを、成長方向に垂直にスライスして作製する。
このとき、４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝基板２の厚さは、約１５０μｍ〜約４００μｍの範囲にすることが好ましい。また、実効ドナー密度あるいは実効アクセプタ密度は、約５×１０１７ｃｍ−３〜約５×１０１９ｃｍ−３の範囲にすることが好ましい。
次いで、４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝基板２を鏡面仕上げして、その後、膜厚や不純物ドーピングの制御性、成長層の表面平坦性に優れた化学気相堆積(ＣＶＤ)法により、バッファ層４および活性層６をエピタキシャル成長させる。具体的には、まず、４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝基板２を有機溶媒、王水、フッ酸などで洗浄した後、脱イオン水でリンスしてＳｉＣ膜で被覆されたグラファイト製サセプタに設置し、ＣＶＤ成長装置にセットする。ＣＶＤ成長には水素（Ｈ２）をキャリヤガスとする常圧の横形ＣＶＤ装置を用い、サセプタの加熱は高周波誘導加熱により行う。４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝基板２を反応炉内に設置した後、ガス置換と高真空排気を数回繰り返し、Ｈ２キャリヤガスを導入してＣＶＤ成長プログラムに入る。
まず、約１３００℃でＨＣｌ／Ｈ２ガスによる気相エッチングを行った後、４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝基板２を約１５００℃に昇温し、原料ガス(シラン：ＳｉＨ４、プロパン：Ｃ３Ｈ８など)を導入して、バッファ層４および活性層６の成長を開始する。ＣＶＤ成長では、実効ドナー密度約１０１６ｃｍ−３〜約１０１９ｃｍ−３のｎ型ＳｉＣバッファ層４を約０．１μｍ〜約１５μｍ成長した後、実効ドナー密度約１０１４ｃｍ−３〜約１０１６ｃｍ−３のｎ型活性層６を約５μｍ〜約８０μｍ成長させる。なお、成長中に窒素ガスを添加することで、ｎ型伝導性制御を行う。また、ｐ型成長層を形成するときも同様で、この場合は不純物原料として、トリメチルアルミニウム（Ａｌ（ＣＨ３）３）やジボラン（Ｂ２Ｈ６）を添加する。
また、バッファ層４の厚さは、０．１μｍ以上１５μｍ以下とすることが好ましく、特に、０．３μｍ以上１５μｍ以下にするとよい。さらに、バッファ層４に含ませる不純物は、窒素、リン、アルミニウム、またはボロンのうちの何れかであることが好ましい。また、バッファ層４における不純物密度は、ＳｉＣ基板２における不純物密度よりも低いことが好ましく、さらにＳｉＣ基板２との界面から活性層６との界面に向けて徐々に減少することが好ましい。
続いて、図３を参照して、本実施形態のＳｉＣウエハ１の効果を説明する。通常、ＳｉＣ基板にはマイクロパイプやらせん転位が存在するが、これらのマイクロパイプなどはＳｉＣ基板の＜０００１＞軸方向に伸びる。図３においては、ＳｉＣ基板２中にマイクロパイプ８を一点鎖線で、また、らせん転位１０を破線で示している。
これに対して、本実施形態のＳｉＣウエハ１では面方位が｛０３−３８｝のＳｉＣ基板２を用いている。この｛０３−３８｝面は、マイクロパイプ８やらせん転位１０が伸びる＜０００１＞軸方向に対して、約３５°の傾きを有する。したがって、この４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝基板２上に成長層を作製した場合には、それらのマイクロパイプ８やらせん転位１０は斜め方向に伸びて結晶側面で消滅して成長層に引き継がれず、活性層６への貫通とそれによる表面への露出が抑制される。このため、活性層６は欠陥が少なく平坦性の優れたものとなる。
また、４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝基板２上にエピタキシャル成長層を作製した場合、積層欠陥の発生を大幅に抑制することができる。さらに、このような積層欠陥は＜０００１＞軸方向と垂直な面方向に発生するが、｛０３−３８｝面はこの積層欠陥の発生面に対して約５５°の傾きを有しており、発生した積層欠陥についても同様にその表面への露出を抑制することができる。
また、本実施形態では、６Ｈ型ポリタイプのＳｉＣ基板等と比較して電子移動度の異方性が小さい４Ｈ型ポリタイプの基板を用いるため、ＳｉＣウエハ１上に成長させた活性層６における電子移動度の異方性が低減される。また、異種ポリタイプの混入も完全に防止される。さらに、ＳｉＣ基板２上にＳｉＣからなるバッファ層４が形成されているため、ＳｉＣ基板２とＳｉＣ活性層６との格子不整合による歪みが活性層６に発生する事態を防止することができる。
また、本発明者らの鋭意研究により、バッファ層４の厚さを０．１μｍ以上、あるいはさらに０．３μｍ以上にすることで、格子不整合に基づく歪みを効果的に低減でき、活性層６の結晶性を良好にすることが見出された。一方、バッファ層４の厚さを１５μｍ以下にすれば、成長時間およびコストの低減を図ることができる。
さらに、バッファ層４に含ませる不純物の密度は、２×１０１５ｃｍ−３以上３×１０１９ｃｍ−３以下にすることが好ましい。バッファ層４に含まれる不純物密度をこのような範囲にするのは、不純物密度が２×１０１５ｃｍ−３未満のときは格子不整合に基づく歪み緩和の効果が薄れ、３×１０１９ｃｍ−３よりも大きいときは高濃度ドーピングによりバッファ層４自体の結晶性が劣化するためである。
また、本実施形態のＳｉＣウエハ１を用いて、種々のＳｉＣ半導体デバイスを製造することができる。例えば、かかるＳｉＣ半導体デバイスは、表面に金属／ＳｉＣのショットキー障壁や、エピタキシャル成長またはイオン注入によって形成されたｐｎ接合を有するように構成することができる。さらに、熱酸化または化学気相堆積法で形成された酸化膜をゲート絶縁膜として有するＭＯＳ型としたり、熱酸化または化学気相堆積法で形成された酸化膜を表面保護膜の一部として有するように構成してもよい。
上述のように、ＳｉＣウエハ１は電子移動度の異方性が小さく、かつ、ＳｉＣ基板２とＳｉＣ活性層６との格子不整合による歪みが殆ど発生しないため、このような半導体デバイスは高性能なものとなる。
より詳しくは、特に活性層６の表面平坦性が優れているので、エピタキシャル成長によって形成したｐｎ接合や、エピタキシャル成長表面に形成したショットキー障壁界面での電界集中が大幅に低減され、デバイスの高耐圧化が容易となる。さらに、ＳｉＣ｛０３−３８｝面は、ＳｉＣ｛０００１｝面より単位面積あたりの原子結合ボンド数が少ないので、酸化膜/ＳｉＣのＭＯＳ界面における界面準位が低減されて高品質なＭＯＳ界面を作製でき、高性能ＭＯＳ型トランジスタを実現できる。
さらに、４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝面は、上記した以外にも、その特性及び製法上で様々な利点を有している。
まず、４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝面を用いた結晶は、熱処理（アニール）による結晶性の回復が容易である。
半導体単結晶にイオン注入を行ったときには、通常は注入損傷が発生するので、損傷された結晶性を回復させるため、熱処理（アニール）を行う必要がある。ＳｉＣの場合、イオン注入した不純物の電気的活性化率を充分に高めるために、１５００℃〜１７００℃の高温アニールが施される。
また、ＳｉＣへのイオン注入によって完全なアモルファス領域が形成されてしまうと、高温でのアニールを行っても、充分に結晶性を回復することができない。このため、注入ドーズ量や注入エネルギーが高い場合には、イオン注入時に試料を加熱する高温注入が行われる。しかしながら、これらのイオン注入後の高温アニールや高温注入は、デバイスの作製上において様々な制約を生じる原因となる。また、製造コストの増大にもつながる。
このような高温アニールや高温注入の問題は、ＳｉＣ｛０００１｝面あるいはこれに近い面を用いた場合に顕著である。これに対して、上記した４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝面を用いることによって、ＳｉＣでの上記した問題を解決することが可能である。
例えば、４Ｈ−ＳｉＣ｛０００１｝面及び４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝面の試料に対して、同じ条件でイオン注入を行った後にアニールを施すと、４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝面の試料の方が、｛０００１｝面の試料よりも２００℃〜４００℃も低い温度でのアニールによって、充分な電気的活性化率を得ることができる。また、注入ドーズ量が多いなどの理由から、イオン注入によって完全なアモルファス領域が形成された場合でも、４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝面の試料では、１０００℃〜１５００℃でのアニールによって再結晶化がスムーズに進行し、良質の４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝単結晶に回復することがわかった。
上記したイオン注入及びアニールの問題は、ＳｉＣ｛０００１｝面を用いた場合には、再結晶化の途中で低温安定な立方晶の３Ｃ−ＳｉＣが核発生したり、積層欠陥が発生しやすいために、再結晶化の効率が低下するものと考えられる。これに対して、４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝面を用いた場合には、３Ｃ−ＳｉＣの核発生などの可能性はほとんど無く、したがって、比較的低温でも良好な再結晶化を実現することが可能である。
また、４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝面を用いた結晶は、優れたへき開性を有する。
４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝結晶は、互いに直交する２方向である＜０００１＞と＜０３−３１６＞方向に、容易にへき開する。したがって、様々なデバイス構造を作製した後、正方形や長方形などの形状に分割するのが非常に容易である。この特性は、へき開がやや困難で、へき開によって三角形状になりやすいＳｉＣ｛０００１｝結晶の場合と対照的である。
また、４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝面を用いた結晶は、不純物ドーピングに対して、次のような特性を有する。
すなわち、ＣＶＤによる成長実験を行った結果、不純物の取り込み効率が基板面方位に依存することが分かった。具体的には、窒素の取り込み効率では、
（０００−１）＞（０−３３−８）＞（０３−３８）＞（０００１）
の順となった。また、アルミおよびホウ素の取り込み効率では、
（０００１）＞（０３−３８）＞（０−３３−８）＞（０００−１）
の順となった。
上記結果より、（０００１）Ｓｉ面が最もｐ型になりやすく、（０００−１）Ｃ面が最もｎ型になりやすいことがわかった。これに対して、（０３−３８）面及び（０−３３−８）面では、不純物の取り込み効率はこれらの中間に位置している。したがって、（０３−３８）面及び（０−３３−８）面では、ｎ型及びｐ型の伝導型を、いずれも制御性良く作製することができる。詳しくは、不純物原料の添加量、原料ガスの流量比（例えばＣ／Ｓｉ比など）、成長温度などの条件を変えることによって、ｎ型及びｐ型ともに、１×１０１４ｃｍ−３から５×１０１９ｃｍ−３程度の広い範囲で、容易に価電子制御を行うことが可能である。
以下、上記した実施形態についての実施例を説明する。但し、本発明は、以下の各実施例に限定されるものではない。
図１を参照して、実施例１を説明する。本実施例では、ＳｉＣ基板からＳｉＣ活性層へのマイクロパイプやらせん転位の貫通、および活性層６の表面の平坦性を調べるために、n型４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝基板２上に、化学気相堆積(ＣＶＤ)法によりn型の活性層６を成長した。ただし、４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝基板２としては、４Ｈ−ＳｉＣ（０３−３８）基板、及び４Ｈ−ＳｉＣ（０−３３−８）基板の両方に対して、活性層６の成長を行った。また、比較のために、４Ｈ−ＳｉＣ（１−１００）面、および（０００１）８度オフ面（＜１１−２０＞方向）を面方向とする基板にも同時に活性層を成長させて評価した。
４Ｈ−ＳｉＣ（０３−３８）、（０−３３−８）、（１−１００）基板は、４Ｈ−ＳｉＣ（０００−１）面上に改良レーリー法によって成長したインゴットを、成長方向に対して＜１−１００＞方向に５５°、５５°、９０°の角度でスライスし、鏡面研磨することによって作製した。基板は全てn型で、ショットキー障壁の容量−電圧特性から求めた実効ドナー密度は１×１０１８ｃｍ−３〜３×１０１８ｃｍ−３で、厚さは約３８０μｍであった。
これらの基板を、溶融水酸化カリウム（ＫＯＨ）で５００℃、１０分の条件でエッチングした結果、いずれもマイクロパイプ密度１０ｃｍ−２〜１００ｃｍ−２、らせん転位密度５×１０３ｃｍ−２〜２×１０４ｃｍ−２程度の欠陥が存在することが分かった。ただし、（０３−３８）、（０−３３−８）、（１−１００）面については、斜め研磨を行なって（０００１）面から約１０度傾いた面を出し、この面をエッチング後に観察して欠陥密度を見積もった。
次に、ＫＯＨエッチングを行った基板を再研磨し、鏡面仕上げをしてＣＶＤ成長を行った。これらの基板を有機溶媒、王水、フッ酸で洗浄した後、脱イオン水でリンスしてＳｉＣ膜で被覆されたグラファイト製サセプタに設置し、ＣＶＤ成長装置にセットした。そして、ガス置換と高真空排気を数回繰り返した後、Ｈ２キャリヤガスを導入してＣＶＤ成長プログラムに入った。
まず、１３００℃でＨＣｌ／Ｈ２ガスによる気相エッチングを行った後、１５００℃に昇温し、原料ガス(シラン：ＳｉＨ４、プロパン：Ｃ３Ｈ８など)を導入して成長を開始した。ＣＶＤ成長では、実効ドナー密度３×１０１７ｃｍ−３〜４×１０１７ｃｍ−３のn型ＳｉＣバッファ層を２．６μｍ成長させた後、実効ドナー密度１×１０１６ｃｍ−３〜２×１０１６ｃｍ−３のｎ型活性層を１２μｍ成長させた。
また、成長中に窒素ガスを添加してｎ型伝導性制御を行った。このときの主な成長条件は下記の通りである。なお、一般に、（０００１）面と（０３−３８）面、（０−３３−８）面では不純物の取り込み効率が違うので、基板の面方位によってドーピングガス流量を調整するのが好ましい。
バッファ層： SiH4流量 0.30sccm
C3H8流量 0.20sccm
N2流量 1x10-2〜6x10-2sccm
H2流量 3.0slm
基板温度 1500℃
成長時間 60分

活性層： SiH4流量 0.50sccm
C3H8流量 0.50sccm
N2流量 3x10-3〜2x10-2sccm
H2流量 3.0slm
基板温度 1500℃
成長時間 180分
エピタキシャル成長させた活性層６の表面を微分干渉光学顕微鏡で観察したところ、４Ｈ（０３−３８）、（０−３３−８）および（０００１）８度オフ基板上では鏡面が得られたが、４Ｈ（１−１００）基板上では部分的に＜１１−２０＞方向に走る筋状の凹凸や溝が観測された。この４Ｈ（１−１００）面上の筋状の欠陥は、６Ｈ（１−１００）面上の成長層でも観察された。また、成長前の基板表面処理法の最適化や、過飽和度の低い成長条件(例えば低い原料ガス流量)でＣＶＤ成長を行うと、この筋状欠陥の発生がやや低減されるが、完全に無くすことはできなかった。
また、１５ｍｍ×２０ｍｍの大きさの基板上の活性層表面を観察して表面欠陥(転位などの構造欠陥とは必ずしも一致しない)の密度を見積もったところ、４Ｈ（０３−３８）基板では４×１０２ｃｍ−２、４Ｈ（０−３３−８）基板では３×１０２ｃｍ−２、（１−１００）基板では８×１０３ｃｍ−２、（０００１）８度オフ基板では２×１０３ｃｍ−２であり、４Ｈ｛０３−３８｝基板上の活性層が最も優れていた。
図４Ａ〜図４Ｃは、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）観察を行い、その表面形状プロファイルを測定した結果を示すグラフであり、それぞれ、図４Ａは、４Ｈ−ＳｉＣ（０−３３−８）基板、図４Ｂは、４Ｈ−ＳｉＣ（１−１００）基板、および図４Ｃは、４Ｈ−ＳｉＣ（０００１）８度オフ基板上での活性層の表面形状を示している。
これらのうち、（１−１００）基板上に形成した活性層の表面は、前述の深い溝（深さ約１００〜３００ｎｍ）が無い領域を選んでも、図４Ｂに示されているように凹凸が激しくなっている。また、図４Ｃより、（０００１）８度オフ基板上に形成した活性層の表面には、原子ステップの集合合体(ステップバンチング)に起因する階段状の凹凸が存在することが分かった。
これに対して、４Ｈ（０−３３−８）基板上に形成した活性層では、図４Ａに示されているように、溝、ヒロック、ステップ等が全く観測されず、非常に平坦性のよい表面が得られた。４Ｈ（０３−３８）基板の場合も、同様に平坦性のよい表面が得られた。また、２μｍ×２μｍの範囲をＡＦＭ観察したときの表面粗さの二乗平均（Ｒｍｓ）は、｛０３−３８｝基板上に形成した活性層で０．１８〜０．１９ｎｍ、（１−１００）基板上で６．４ｎｍ、（０００１）８度オフ基板上で０．２４ｎｍとなり、４Ｈ｛０３−３８｝基板上に成長させた活性層が最も優れていた。
次に、成長した試料を溶融ＫＯＨでエッチングして、活性層６中の構造欠陥を調べた。（０００１）８度オフ基板上の活性層では、マイクロパイプ密度が１８ｃｍ−２、らせん転位密度８×１０３ｃｍ−２となり、成長前の基板の値とほぼ同じであり、エッチングにより生じたピットの位置も成長前とよく一致していた。
（１−１００）基板上の活性層をエッチングすると、多角形のピットが多数（１×１０５ｃｍ−２）見られた他に、活性層の表面に現れた筋状の欠陥がさらに深くなった。この筋状の溝は必ず＜１１−２０＞方向に伸びていることから、積層欠陥に起因すると考えられる。この溶融ＫＯＨによって深くエッチングされた溝の数は、成長前の（１−１００）基板では３〜８ｃｍ−１であったのに対し、成長後には３０〜２００ｃｍ−１と増大していた。したがって、（１−１００）基板上に活性層を成長させる場合は、ＣＶＤ成長によって新たに積層欠陥が発生するものと考えられる。
これに対して、｛０３−３８｝基板上に成長した活性層を溶融ＫＯＨでエッチングすると、転位を反映する多角形状ピットの密度が２×１０３ｃｍ−２程度、積層欠陥密度は５ｃｍ−１以下と小さかった。また、この試料を斜め研磨した面をエッチングして見積もったマイクロパイプ密度は１ｃｍ−２未満、らせん転位密度も１００ｃｍ−２未満であることが分かった。
すなわち、４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝基板を用いることによって、基板からのマイクロパイプ、らせん転位の貫通を大幅に抑制し、かつ積層欠陥も極めて少ない高品質ＳｉＣエピタキシャル結晶の作製が可能となる。これは、上述のように、マイクロパイプやらせん転位が主としてＳｉＣ結晶の＜０００１＞方向に伸びる（図３参照）ので、この方位に対して約３５°の角度をなす結晶面である｛０３−３８｝面（図２参照）を用いれば、ＳｉＣ基板中に存在するマイクロパイプ、らせん転位が斜め方向に伸びて結晶側面で消滅し、この上の活性層に引き継がれないためである。なお、上述したように所定範囲内のオフ角αだけ｛０３−３８｝面に対して傾いた面を用いても、同様の効果が得られる。
本実施例では、バッファ層が活性層に及ぼす影響を調べるために、n型４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝基板上に様々な厚さのn型４Ｈ-ＳｉＣバッファ層を形成した後、活性層となる高純度厚膜エピタキシャル成長層を形成して、その結晶性を評価した。用いたＳｉＣ基板２は、改良レーリー法によって４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝種結晶上に成長させた４Ｈ-ＳｉＣインゴットをスライスして作製したn型４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝で、ショットキー障壁の容量−電圧特性から求めた実効ドナー密度は７×１０１８ｃｍ−３〜８×１０１８ｃｍ−３で、厚さは約３４０μｍであった。
このＳｉＣ基板２上に、ドナー密度４×１０１７ｃｍ−３〜５×１０１７ｃｍ−３のn型４Ｈ-ＳｉＣバッファ層を形成した後、高純度n型４Ｈ-ＳｉＣ層(ドナー密度４×１０１５ｃｍ−３)を約２４μｍ成長させた。なお、成長中に窒素ガスを添加することでn型伝導性制御を行った。そして、バッファ層の厚さを０．１μｍから２２μｍの範囲で変化させたＳｉＣウエハ、および比較のためにバッファ層を設けずに基板上に直接高純度ＳｉＣ活性層を成長したＳｉＣウエハを作製した。ＣＶＤ成長には実施例１と同じＣＶＤ装置を用いた。
まず、１４００℃でＨＣｌ／Ｈ２ガスによる気相エッチングを行った後、１５６０℃に昇温し、原料ガスを導入して成長を開始した。このときの主な成長条件は下記の通りである。
バッファ層： SiH4流量 0.30sccm
C3H8流量 0.20sccm
N2流量 9x10-2sccm
H2流量 3.0slm
基板温度 1560℃
成長時間 3分〜520分

活性層： SiH4流量 0.50sccm
C3H8流量 0.66sccm
N2流量 6x10-3sccm
H2流量 3.0slm
基板温度 1560℃
成長時間 360分
図５は、様々な厚さのバッファ層を持つ４Ｈ−ＳｉＣ（０３−３８）のＳｉＣウエハの活性層６について、Ｘ線回折のロッキングカーブ測定から求めた回折ピークの半値幅(FWHM)のバッファ層膜厚依存性を示すグラフである。Ｘ線回折には、Ｇｅ単結晶（４００）回折を利用した５結晶Ｘ線回折を用い、ＳｉＣ｛０３−３８｝回折ピーク（2θ=41.4度）の半値幅で試料の結晶性を評価した。なお、成長前の４Ｈ−ＳｉＣ（０３−３８）基板を測定して得られた回折ピークの半値幅は約２２〜２８arcsec、平均２５arcsecであった。この平均値は、図５中に点線で示されている。
バッファ層を用いずに基板上に直接高純度n型ＳｉＣ層（２４μｍ）を成長したＳｉＣウエハの活性層６では、Ｘ線ロッキングカーブの半値幅が２８arcsecとなり、ＳｉＣ基板２より悪化している（図５中、四角印で示す）。この問題は、n型バッファ層を導入することにより改善される。すなわち、バッファ層厚さが０．１μｍの場合は、まだ基板での半値幅２５arcsecより若干悪い半値幅（２６arcsec）が得られたが、バッファ層の厚さが０．３μｍ以上の場合には、基板より小さい半値幅が得られ、エピタキシャル成長によって結晶性が改善されていることが分かった。
特に、バッファ層の厚さが１．２μｍ程度以上では、半値幅が１６arcsecでほぼ一定になった。溶融ＫＯＨエッチングによって｛０３−３８｝面上の転位密度を評価すると、基板で３×１０４ｃｍ−２、バッファ層なしで成長した活性層では３×１０４ｃｍ−２、２μｍ以上のバッファ層を設けた活性層では１×１０３ｃｍ−２〜４×１０３ｃｍ−２となり、やはりバッファ層の効果が明らかに見られた。
このように、バッファ層が高品質ＳｉＣエピタキシャル成長層の作製に有効である理由は、高濃度に不純物ドーピングされたＳｉＣ基板と低濃度ドーピングされた高純度ＳｉＣ活性層の間に存在する格子不整合に起因する歪みがバッファ層によって緩和されるためであると考えられる。
一般に、１０１８ｃｍ−３程度以上の不純物を含むＳｉＣ結晶では、その不純物の種類によってＳｉＣ結晶の格子定数が増大、あるいは減少する。しかもこの格子定数増減の割合は、｛０３−３８｝面上の方が｛０００１｝面上の場合より大きい。したがって、４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝基板上にエピタキシャル成長を行う場合には、基板とその上に形成するデバイス作製用活性層の不純物密度の中間の値となる不純物密度を有するＳｉＣバッファ層を設けて、格子不整合に起因する格子歪みを緩和することが効果的である。
通常、縦形のパワーデバイスを作製する際には、基板の抵抗を小さくするために不純物(ドナーあるいはアクセプタ)を高濃度にドーピングした基板が用いられるので、この基板の不純物密度より低く、かつ活性層の不純物密度より高いドーピングを行ったＳｉＣバッファ層を設けるのがよい。なお、上記の実施例では窒素（Ｎ）ドープn型ＳｉＣを用いたが、リン（Ｐ）ドープn型ＳｉＣ、アルミ（Ａｌ）、およびホウ素（Ｂ）ドープｐ型ＳｉＣを用いて実験を行ったところ、バッファ層の同様な効果が見られた。
なお、バッファ層４に含まれる不純物の密度は、上述のように２×１０１５ｃｍ−３以上３×１０１９ｃｍ−３以下にすることが好ましいが、特に、バッファ層４における不純物の密度をＳｉＣ基板２との界面からＳｉＣ活性層６との界面に向けて減少させることによって、不純物密度の差による格子不整合に起因する歪みをさらに抑制することができる。
本実施例では、４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝基板および（０００１）８度オフ基板を使用したＳｉＣウエハを用いて、図６の側面図に示す構成の高耐圧ダイオードを作製した。ＳｉＣ基板２は、４Ｈ-ＳｉＣ（０００−１）種結晶上に改良レーリー法によって成長したインゴットを成長方向に５４．７°傾けてスライスし、鏡面研磨することによって作製した。基板はともにｎ型で、ショットキー障壁の容量−電圧特性から求めた実効ドナー密度は、６×１０１８ｃｍ−３〜７×１０１８ｃｍ−３、厚さは約３３０μｍ〜３４０μｍとした。そして、このＳｉＣ基板２上に、ＣＶＤ法によって窒素ドープn型４Ｈ-ＳｉＣ層をエピタキシャル成長させた。
実施例２と同様に、３×１０１８ｃｍ−３から１×１０１６ｃｍ−３までドナー密度を階段的に変化させながら各層につき約０．３μｍずつ、合計約１．５μｍのバッファ層４を形成した後、活性層６となる高純度n型４Ｈ-ＳｉＣ層を成長させた。活性層のドナー密度は６×１０１５ｃｍ−３、膜厚は１６μｍである。
また、４Ｈ-ＳｉＣ（０００１）８度オフ基板上にも、同様にバッファ層および活性層を成長させてＳｉＣウエハを作製した。主な成長条件は下記の通りである。ただし、窒素などのドーパント不純物の取り込み効率はＳｉＣ面方位に依存するので、デバイスを作製するときには、ＣＶＤ成長時の原料ガス流量およびドーパント原料供給量を、用いる面方位に応じて調整することが必要である。
バッファ層： SiH4流量 0.30sccm
C3H8流量 0.20sccm
N2流量 2x10-3〜0.5sccm
H2流量 3.0slm
基板温度 1520℃
成長時間 60分

活性層： SiH4流量 0.50sccm
C3H8流量 0.50sccm
N2流量 1x10-3〜4x10-3sccm
H2流量 3.0slm
基板温度 1520℃
成長時間 240分
さらに、このようにして作製した４Ｈ−ＳｉＣ（０−３３−８）基板及び（０００１）８度オフ基板を用いた各ＳｉＣウエハに、ショットキー電極１２及びオーム性電極１４を形成した。ショットキー電極１２は活性層６の上面に形成し、オーム性電極１４はＳｉＣ基板２の下面に形成した。また、ショットキー電極１２にはチタン(Ti: 180nm)、裏面のオーム性電極１４には１０００℃で２０分間の熱処理を施したニッケル(Ni: 200nm)を用いた。さらに、ショットキー電極１２は円形で、直径１００μｍから３ｍｍの範囲で変化させた。
そして、ショットキー電極１２端部での電界集中を緩和するために、ホウ素（Ｂ）イオンを注入して高抵抗p型領域(ガードリング)１６を形成し、ショットキーダイオードを完成させた。ホウ素イオンの注入は１２０ｋｅＶ、８０ｋｅＶ、５０ｋｅＶ、３０ｋｅＶの４段階で行い、総ドーズ量は３×１０１３ｃｍ−２とした。
また、ガードリングを形成するp型領域１６の幅は１００μｍ、このp型領域１６とショットキー電極１２の重なり部の幅は１０μｍである。また、イオン注入は室温で行い、注入イオン活性化のための熱処理(アニール)はアルゴンガス雰囲気中１５５０℃、３０分の条件で行った。なお、これらの選択的イオン注入用マスクや電極金属のパターニングには、フォトリソグラフィ技術を用いた。
図７は、作製したショットキーダイオードの典型的な電流密度−電圧特性を示すグラフである。これは４Ｈ−ＳｉＣ（０−３３−８）基板上にバッファ層を設けて成長したＳｉＣウエハで作製したダイオードで、電極直径は５００μｍである。逆方向特性では耐圧２２００Ｖを達成し、しかも−１０００Ｖ印加時のリーク電流も３×１０−６Ａ／ｃｍ２と小さい。順方向特性ではオン電圧(電流密度１００Ａ／ｃｍ２時の電圧降下)が１．２Ｖ、オン抵抗が４×１０−３Ωｃｍ２という非常に優れた特性が得られた。電極面積が３００μｍ以下の小さいダイオードでは、４Ｈ-ＳｉＣ（０００１）８度オフ基板上でも同様のダイオード特性が得られたが、電極面積の大きいダイオードでは両者の間に大きな差が見られた。
図８は、４Ｈ−ＳｉＣ（０−３３−８）基板及び４Ｈ-ＳｉＣ（０００１）８度オフ基板の２種類のＳｉＣ基板上に活性層を成長させたＳｉＣウエハを用いて作製した、ショットキーダイオードの耐圧(平均値)の電極面積依存性を示すグラフである。各電極面積について、少なくとも１２ケのダイオードを測定して、耐圧の平均値を求めた。４Ｈ-ＳｉＣ（０００１）８度オフ基板上の成長層を用いて作製したショットキーダイオードでは、電極面積が５×１０−３ｃｍ２〜１×１０−２ｃｍ２を越えると急激に耐圧が低下する。
これに対して、４Ｈ−ＳｉＣ（０−３３−８）基板上にバッファ層を設けて作製したエピタキシャル成長層を用いた場合には、１×１０−２ｃｍ２程度の電極面積でも高い耐圧を維持しており、７×１０−２ｃｍ２の場合でも４０％以上の歩留まりで１７００Ｖ以上の耐圧が得られた。また、耐圧だけでなく、−１０００Ｖ印加時のリーク電流密度の平均値を電極直径５００μｍのダイオードで比較すると、４Ｈ-ＳｉＣ（０００１）８度オフ基板上に作製したダイオードでは８×１０−５Ａ／ｃｍ２であるのに対して、（０−３３−８）面上のダイオードでは９×１０−６Ａ／ｃｍ２と非常に小さかった。
これは、４Ｈ−ＳｉＣ（０−３３−８）面を用いることによってＳｉＣ基板から活性層へのマイクロパイプやらせん転位の貫通が抑制され、しかもバッファ層の採用によって高品質ＳｉＣ結晶が得られたからであると考えられる。また、４Ｈ−ＳｉＣ（０−３３−８）面を用いることによって成長表面の平坦性がよくなり、ショットキー電極／ＳｉＣ界面での電界集中が低減されるという効果もある。
なお、（０３−３８）面を用いても、同様に高性能なショットキーダイオードが得られる。また、この実施例ではショットキーダイオードの作製例を述べたが、エピタキシャル成長あるいはイオン注入で形成されたｐｎ接合ダイオード、ｐｉｎダイオードやｐｎｐｎあるいはｎｐｎｐサイリスタの場合でも、４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝基板を用いることが有効である。
本実施例では、４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝基板および（０００１）オフ基板により形成したＳｉＣウエハを用いて、図９の側面図に示す構成のnチャネル反転型ＭＯＳＦＥＴ２０を作製した。用いたＳｉＣ基板２は、改良レーリー法によって成長したインゴットをスライスし、鏡面研磨することによって作製した４Ｈ−ＳｉＣ（０３−３８）基板、４Ｈ−ＳｉＣ（０−３３−８）基板、および４Ｈ−ＳｉＣ（０００１）８度オフ基板である。
ＳｉＣ基板２は全てｐ型で、ショットキー障壁の容量−電圧特性から求めた実効アクセプタ密度は２×１０１８ｃｍ−３〜５×１０１８ｃｍ−３、厚さは３２０μｍ〜３４０μｍである。そして、各ＳｉＣ基板２上に、ＣＶＤ法によってホウ素ドープp型ＳｉＣ層をエピタキシャル成長した。
まず、８×１０１７ｃｍ−３から１×１０１６ｃｍ−３までアクセプタ密度を階段的に変化させながら各層につき約０．４μｍずつ、合計約１．６μｍのバッファ層４を形成した後、活性層６となる高純度ｐ型ＳｉＣ層を成長した。活性層６のアクセプタ密度は５×１０１５ｃｍ−３、膜厚は５μｍである。主な成長条件は下記の通りである。
バッファ層： SiH4流量 0.30sccm
C3H8流量 0.20sccm
B2H6流量 8x10-5〜7x10-3sccm
H2流量 3.0slm
基板温度 1500℃
成長時間 70分

活性層： SiH4流量 0.48sccm
C3H8流量 0.64sccm
B2H6流量 4x10-6〜9x10-6sccm
H2流量 3.0slm
基板温度 1500℃
成長時間 120分
このようにして作製したＳｉＣウエハに、さらに、ソース、ドレイン領域形成のために、窒素（Ｎ）イオンを注入して低抵抗n型領域２２，２４を形成した。Ｎイオン注入は１４０ｋｅＶ、８０ｋｅＶ、５０ｋｅＶ、２５ｋｅＶの４段階で行い、総ドーズ量は８×１０１４ｃｍ−２とした。
イオン注入は室温で行い、注入イオン活性化のための熱処理はアルゴンガス雰囲気中１５５０℃、３０分の条件で行った。次に、ドライ酸化によりＳｉＣウエハ１上に絶縁層２６（ゲート酸化膜）を形成した。酸化条件は、ＳｉＣ（０００１）オフ基板を用いる場合は１１５０℃、３時間で、ＳｉＣ｛０３−３８｝試料の場合は１１５０℃、１時間であり、絶縁層２６の厚さは３５〜４６ｎｍである。
次に、n型領域２２，２４上に、それぞれソース電極２８、ドレイン電極３０を形成した。ソース電極２８およびドレイン電極３０にはアルミ/チタン(Al: 250nm、Ti: 30nm)を用い、８００℃で６０分間の熱処理を施した。さらに、絶縁層２６上に、Ａｌ製のゲート電極３２（厚さ２００ｎｍ）を形成し、その後、フォーミングガス（Ｈ２／Ｎ２）中で４５０℃、１０分間の熱処理を行った。なお、これらの選択的イオン注入用マスクや電極金属のパターニングには、フォトリソグラフィ技術を用いた。
また、ＭＯＳＦＥＴ２０のチャネル長は３０μｍ、チャネル幅は２００μｍとした。ドレイン電流の流れる向きについては、４Ｈ−ＳｉＣ（０００１）８度オフ面上にＭＯＳＦＥＴを作製する場合には、面方位を考慮して、ドレイン電流が＜１１−２０＞方向または＜１−１００＞方向に流れるようにした。また、４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝面上にＭＯＳＦＥＴを作製する場合には、ドレイン電流が＜１１−２０＞方向または＜０３−３１６＞方向に流れるようにした。さらに、チャネル移動度の異方性についても調べた。
図１０は、作製したＭＯＳＦＥＴの典型的なドレイン特性を示すグラフである。これは４Ｈ−ＳｉＣ（０３−３８）基板上に成長した活性層を用い、チャネルが＜１１−２０＞軸に平行になっているＭＯＳＦＥＴの特性である。線形領域と飽和領域が明確に観測され、しかもゼロゲートバイアス時にオフとなるノーマリオフ型のＭＯＳＦＥＴとして良好な動作をしている。他の試料を用いたＭＯＳＦＥＴでも、全てＦＥＴ動作は確認されたが、チャネル移動度やしきい値電圧に違いが見られた。
図１１は、それぞれのＭＯＳＦＥＴについて線形領域から求めた実効チャネル移動度の平均値を示す。各試料について少なくとも６個以上のＭＯＳＦＥＴを評価してチャネル移動度を測定し、その平均を求めた。図１１から分かるように、４Ｈ−ＳｉＣ（０３−３８）基板及び４Ｈ−ＳｉＣ（０−３３−８）基板上に作製したＭＯＳＦＥＴでは、いずれも４Ｈ−ＳｉＣ（０００１）８度オフ基板上に作製したＭＯＳＦＥＴに比べて、極めて高いチャネル移動度が得られている。
例えば、＜１１−２０＞方向でのチャネル移動度で比較すると、（０００１）８度オフ基板上に作製したＭＯＳＦＥＴでは４．８ｃｍ２／Ｖｓであるのに対して、（０３−３８）基板の場合では９３ｃｍ２／Ｖｓ、（０−３３−８）基板の場合では９６ｃｍ２／Ｖｓと、非常に高いチャネル移動度が得られた。
この理由として、｛０３−３８｝基板上の活性層６ではステップバンチングに起因する表面粗さが低減され、極めて平坦なＭＯＳ界面が得られており、表面粗さによる散乱が低減されていることが考えられる。さらに、（０００１）基板と｛０３−３８｝基板とを比較すると、単位面積あたりのＳｉＣ結合ボンド数が｛０３−３８｝面の方が少ないので、酸化膜を作製した時にＭＯＳ界面に形成される界面準位密度が｛０３−３８｝面の方が少ないことが挙げられる。また、図１１から、チャネル移動度の異方性についても小さいことがわかる。
以上の結果から、４Ｈ−ＳｉＣ｛０３−３８｝基板上に作製したＭＯＳＦＥＴではチャネル移動度が高く、かつ異方性が小さいので、高性能ＭＯＳＦＥＴ、ＩＧＢＴ(Insulated Gate Bipolar Transistor)、ＭＯＳゲートサイリスタ等を作製するのに有効である。
なお、ここでは熱酸化によってゲート電極用の絶縁層２６を形成したが、ＣＶＤ法によってＳｉＯ２膜を堆積させる場合でも、４Ｈ-ＳｉＣ｛０３−３８｝を用いるのが効果的である。また、ここではＭＯＳ界面の特性を調べるために反転型ＭＯＳＦＥＴを作製したが、４Ｈ-ＳｉＣ｛０３−３８｝を用いると良好な酸化膜/ＳｉＣ界面特性が得られるので、他のデバイス作製にも適用できる。例えば、ＳｉＣ半導体デバイスに酸化膜を第一層とする表面保護膜を熱酸化または化学気相堆積法で形成する場合には、非常に安定で、界面におけるキャリヤ生成速度の低い界面特性が得られる。
本発明に係るＳｉＣウエハ、ＳｉＣ半導体デバイス、およびＳｉＣウエハの製造方法は、以上説明したように、半導体デバイスとして使用した場合に電子移動度の異方性が小さく、かつ、ＳｉＣ基板とＳｉＣエピタキシャル成長層との格子不整合による歪みを緩和できるＳｉＣウエハ等として利用可能である。
具体的には、面方位がほぼ｛０３−３８｝のＳｉＣ基板を用いることによって、マイクロパイプやらせん転位の貫通による表面露出や、積層欠陥の発生とその表面露出が抑制される。また、４Ｈ型ポリタイプの基板を用いることによって、ＳｉＣウエハ上に成長させた活性層における電子移動度の異方性が低減される。さらに、ＳｉＣ基板上にＳｉＣからなるバッファ層が形成されているため、ウエハ上にＳｉＣ活性層を成長させた場合に、ＳｉＣ基板とＳｉＣ活性層との格子不整合による歪みがＳｉＣ活性層に発生する事態を防止することができる。
上記したＳｉＣウエハを用いれば、非常に高性能な高効率・高耐圧パワーデバイス、高周波パワーデバイス、高温デバイス等の様々なＳｉＣ半導体デバイスを作製することが可能である。
ＳｉＣウエハの一実施形態の構成を示す側面図である。 ４Ｈ−ＳｉＣの｛０３−３８｝面を示す図である。 ＳｉＣ基板中のマイクロパイプおよびらせん転位を示す模式図である。 図４Ａ〜図４Ｃは、それぞれ異なるＳｉＣ基板上に成長させたＳｉＣ活性層の表面状態を示すグラフである。 バッファ層の膜厚とＸ線ロッキングカーブのＦＷＨＭの関係を示すグラフである。 ＳｉＣショットキーダイオードの構成を示す側面図である。 ４Ｈ−ＳｉＣ（０−３３−８）基板上に成長させたＳｉＣ活性層を用いて作製したショットキーダイオードの電流−電圧特性を示すグラフである。 ４Ｈ−ＳｉＣショットキーダイオードの電極面積と耐圧との関係を示すグラフである。 ＭＯＳＦＥＴの構成を示す側面図である。 ４Ｈ−ＳｉＣ（０３−３８）基板上に成長させたＳｉＣ活性層を用いて作製したＭＯＳＦＥＴの電流−電圧特性を示すグラフである。 複数のＳｉＣ基板を用いて作製したＭＯＳＦＥＴのチャネル移動度を示す表である。

Claims (13)

  1. 面方位が｛０３−３８｝面であり、４Ｈ型ポリタイプのＳｉＣ基板と、
    前記ＳｉＣ基板上に形成されたＳｉＣからなるバッファ層と、
    を備えることを特徴とするＳｉＣウエハ。
  2. 前記バッファ層は、厚さが０．１μｍ以上１５μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載のＳｉＣウエハ。
  3. 前記バッファ層は、窒素、リン、アルミニウム、またはボロンのうちの少なくとも１つを不純物として含み、
    前記バッファ層における前記不純物の密度は、２×１０15ｃｍ-3以上３×１０19ｃｍ-3以下であることを特徴とする請求項２に記載のＳｉＣウエハ。
  4. 前記バッファ層における前記不純物の密度は、前記ＳｉＣ基板中の不純物の密度よりも低いことを特徴とする請求項３記載のＳｉＣウエハ。
  5. 前記バッファ層上に、ＳｉＣからなる活性層をさらに備えることを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項記載のＳｉＣウエハ。
  6. 前記バッファ層における前記不純物の密度は、前記ＳｉＣ基板との界面から前記ＳｉＣからなる活性層との界面に向けて減少していることを特徴とする請求項５記載のＳｉＣウエハ。
  7. 請求項５または請求項６に記載のＳｉＣウエハを備えたＳｉＣ半導体デバイス。
  8. 前記ＳｉＣからなる活性層の表面に金属層が設けられ、前記活性層と前記金属層によってショットキー障壁が形成されていることを特徴とする請求項７記載のＳｉＣ半導体デバイス。
  9. エピタキシャル成長またはイオン注入によって形成されたｐｎ接合を有することを特徴とする請求項８記載のＳｉＣ半導体デバイス。
  10. 熱酸化または化学気相堆積法で形成された酸化膜をゲート絶縁膜として有することを特徴とする請求項９記載のＳｉＣ半導体デバイス。
  11. 熱酸化または化学気相堆積法で形成された酸化膜を表面保護膜の一部として有することを特徴とする請求項９記載のＳｉＣ半導体デバイス。
  12. 面方位が｛０３−３８｝面であると共に４Ｈ型ポリタイプのＳｉＣ基板上に、ＳｉＣからなるバッファ層を成長させることを特徴とするＳｉＣウエハの製造方法。
  13. 前記バッファ層上に、ＳｉＣからなる活性層をさらに成長させることを特徴とする請求項１２に記載のＳｉＣウエハの製造方法。
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