JP4431643B2 - Single crystal silicon carbide growth method - Google Patents

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Description

本発明は、マイクロパイプ欠陥や界面欠陥等の発生が少ないとともに、幅広なテラスを有し表面の平坦度の高い、高品質、高性能な単結晶炭化ケイ素の提供を可能とする単結晶炭化ケイ素成長方法に関する。   The present invention is a single crystal silicon carbide that is capable of providing a high-quality, high-performance single crystal silicon carbide that has a wide terrace and high surface flatness while generating less micropipe defects and interface defects. It relates to the growth method.

炭化ケイ素（以下、SiCという）は、耐熱性及び機械的強度に優れている。更に、放射線にも強く、不純物の添加によって電子や正孔の価電子制御が容易である。加えて、広い禁制帯幅を持つ。因みに、6Ｈ型の単結晶SiCで約3．0ｅＶ、4Ｈ型の単結晶SiCで3．3ｅＶである。そのため、シリコン（以下、Siという。）やガリウムヒ素（以下、ＧaAｓという。）などの既存の半導体材料では実現することができない高温、高周波、耐電圧・耐環境性を実現することが可能である。それ故、次世代のパワーデバイス、高周波デバイス用半導体材料として注目され、かつ期待されている。また、六方晶SiCは、窒化ガリウム（以下、ＧaＮという。）と格子定数が近く、ＧaＮの基板として期待されている。 Silicon carbide (hereinafter referred to as SiC) is excellent in heat resistance and mechanical strength. Furthermore, it is resistant to radiation, and valence electron control of electrons and holes is easy by adding impurities. In addition, it has a wide forbidden bandwidth. Incidentally, it is about 3.0 eV for 6H type single crystal SiC and 3.3 eV for 4H type single crystal SiC. Therefore, it is possible to realize high temperature, high frequency, withstand voltage / environment resistance that cannot be realized with existing semiconductor materials such as silicon (hereinafter referred to as Si) and gallium arsenide (hereinafter referred to as GaAs). . Therefore, it attracts attention and is expected as a semiconductor material for next-generation power devices and high-frequency devices. Further, hexagonal SiC has a lattice constant close to that of gallium nitride (hereinafter referred to as GaN), and is expected as a GaN substrate.

この種の単結晶SiCを製造する方法として次のようなものがある。
例えば、昇華再結晶法（改良レーリー法）によると、ルツボ内の低温側に単結晶SiC基板を種結晶として固定配置する。高温側に原料となるSiを含む粉末を配置する。ルツボを不活性雰囲気中で1450以上2400℃の高温に加熱する。それによって、Siを含む粉末を昇華させて低温側の種結晶の表面上でSiCを再結晶させる。このようにして、単結晶SiCの育成を行なう。 There are the following methods for producing this type of single crystal SiC.
For example, according to the sublimation recrystallization method (modified Rayleigh method), a single crystal SiC substrate is fixedly arranged as a seed crystal on the low temperature side in the crucible. A powder containing Si as a raw material is placed on the high temperature side. Heat the crucible to a high temperature between 1450 and 2400 ° C in an inert atmosphere. Thereby, the powder containing Si is sublimated and SiC is recrystallized on the surface of the seed crystal on the low temperature side. In this way, single crystal SiC is grown.

また、例えば、特許文献1によると、単結晶SiC基板とSi原子及びC原子により構成された板材とを微小隙間を隔てて互いに平行に対峙させる。その状態で大気圧以下の不活性ガス雰囲気、且つ、SiC飽和蒸気雰囲気下で単結晶SiC基板側が板材よりも低温となるように温度傾斜を持たせる。そして、熱処理することにより、微小隙間内でSi原子及びC原子を昇華再結晶させる。このようにして、単結晶SiC基板上に単結晶を析出させる。
更にまた、例えば、特許文献2によると、液相エピタキシャル成長法（以下、LPE法という。）によって単結晶SiC上に第1のエピタキシャル層を形成する。その後に、CVD法によって表面に第2のエピタキシャル層を形成して、マイクロパイプ欠陥を除去する。 Further, for example, according to Patent Document 1, Ru and plate constituted by a single crystal SiC substrate and the Si atoms and C atoms at a minute gap is opposed in parallel to each other. In that state, a temperature gradient is provided so that the single crystal SiC substrate side is at a lower temperature than the plate material in an inert gas atmosphere at atmospheric pressure or lower and a SiC saturated vapor atmosphere. Then, by performing heat treatment, Si atoms and C atoms are sublimated and recrystallized in the minute gaps. In this way, a single crystal is deposited on the single crystal SiC substrate.
Furthermore, for example, according to Patent Document 2, a first epitaxial layer is formed on single-crystal SiC by a liquid phase epitaxial growth method (hereinafter referred to as LPE method). Thereafter, a second epitaxial layer is formed on the surface by a CVD method to remove micropipe defects.

特開平11−315000号公報JP-A-11-315000 特表平10−509943号公報Japanese National Patent Publication No. 10-509943

しかしながら、これら単結晶SiCの形成方法のうち、例えば、特許文献１等に記載の昇華再結晶法の場合は、成長速度が数100μm/hrと非常に早い反面、昇華の際にSiC粉末がいったんSi, SiC2、Si2Cに分解されて気化し、さらにルツボの一部と反応する。このために、温度変化によって種結晶の表面に到達するガスの種類が異なり、これらの分圧を化学量論的に正確に制御することが技術的に非常に困難である。また、不純物も混入しやすく、その混入した不純物や熱に起因する歪みの影響で結晶欠陥やマイクロパイプ欠陥等を発生しやすく、また、多くの核生成に起因する結晶粒界の発生など、性能的、品質的に安定した単結晶ＳｉＣが得られないという問題がある。 However, among the methods for forming single-crystal SiC, for example, in the case of the sublimation recrystallization method described in Patent Document 1, etc., the growth rate is very fast as several hundred μm / hr. It is decomposed and vaporized into Si, SiC 2 and Si 2 C and further reacts with a part of the crucible. For this reason, the types of gases that reach the surface of the seed crystal differ depending on the temperature change, and it is technically very difficult to control these partial pressures stoichiometrically accurately. Impurities are also likely to be mixed in, and crystal defects and micropipe defects are likely to occur due to the influence of the mixed impurities and strain caused by heat. In addition, performance such as generation of crystal grain boundaries due to many nucleation There is a problem that single crystal SiC stable in quality and quality cannot be obtained.

一方、特許文献２に記載のＬPＥ法の場合は、昇華再結晶法で見られるようなマイクロパイプ欠陥や結晶欠陥などの発生が少なく、昇華再結晶法で製造されるものに比べて品質的に優れた単結晶SiCが得られる。その反面、成長過程が、Si融液中へのCの溶解度によって律速されるために、成長速度が10μm/hr以下と非常に遅くて単結晶SiCの生産性が低く、製造装置内の液相を精密に温度制御しなくてはならない。また、工程が複雑となり、単結晶SiCの製造コストが非常に高価なものになる。   On the other hand, in the case of the LPE method described in Patent Document 2, the occurrence of micropipe defects and crystal defects as seen in the sublimation recrystallization method is small, and the quality is higher than that produced by the sublimation recrystallization method. Excellent single crystal SiC can be obtained. On the other hand, because the growth process is limited by the solubility of C in the Si melt, the growth rate is very slow, 10 μm / hr or less, and the productivity of single-crystal SiC is low. The temperature must be precisely controlled. In addition, the process becomes complicated, and the manufacturing cost of single crystal SiC becomes very expensive.

本発明は前記問題に鑑みてなされたもので、マイクロパイプ欠陥や界面欠陥等の発生が少ないとともに、幅広なテラスを有し表面の平坦度の高い、高品質、高性能な単結晶SiCの提供を目的とする。
特に、成長する単結晶SiCの膜厚を制御することにより、高品質、高性能な単結晶SiCの提供可能とする単結晶SiC成長方法の提供を目的とする。 The present invention has been made in view of the above problems, and provides a high-quality, high-performance single-crystal SiC having a wide terrace and high surface flatness, with few occurrences of micropipe defects and interface defects. With the goal.
In particular, an object of the present invention is to provide a single-crystal SiC growth method that can provide high-quality and high-performance single-crystal SiC by controlling the film thickness of the growing single-crystal SiC.

課題を解決するための手段及び効果Means and effects for solving the problems

本発明は、種結晶となる単結晶SiC基板の上に、炭素原子を供給するための炭素(以下、Cという）原子供給基板を重ね、前記単結晶SiC基板と前記C原子供給基板とを密閉容器に収納して加熱室に配置し、1400℃以上の所定の温度で所定の時間加熱処理を行うことによって、前記単結晶SiC基板と前記C原子供給基板との間に金属Si融液層を介在させて、前記単結晶SiC基板上に単結晶SiCを液相エピタキシャル成長させる単結晶SiCの成長方法に関する。 The present invention, on the single crystal SiC substrate as a seed crystal, the carbon for supplying carbon atoms (hereinafter, referred to as C) overlapped atom supply substrate, closely the single crystal SiC substrate and the C atom supply substrate housed in closed container disposed in the heating chamber, by performing a predetermined time heat treatment at 1 400 ° C. or more predetermined temperature, the metal Si melt between the single crystal SiC substrate and the C atom supply substrate with intervening layers, a method for growing single crystal SiC which the single crystal SiC liquid phase epitaxial growth prior Kitan crystal SiC substrate.

本発明は、上記目的を達成するために以下のような幾つかの特徴を有している。本発明において、以下の特徴は単独で、若しくは、適宜組合わされて備えられている。   In order to achieve the above object, the present invention has several features as follows. In the present invention, the following features are provided alone or in combination as appropriate.

上記目的を達成するための本発明の第１の特徴は次の通りである。
前記単結晶SiC基板と前記C原子供給基板との間に、50μｍ以上200μｍ以下の範囲の所定の厚みのスペーサを設置し、前記単結晶SiC基板と前記C原子供給基板との間に介在する金属Si融液層の厚みを制御する。
少なくとも1箇所にスペーサを設置して、前記単結晶SiC基板と前記C原子供給基板との間に介在する金属Si融液層の厚みを所望の厚みに略均一にすることが好ましい。もしくは、少なくとも２箇所以上に厚みの異なるスペーサを設置して、前記単結晶SiC基板と前記C原子供給基板との間に介在する金属Si融液層の厚みを制御して、表面が傾斜している単結晶SiCを成長させることが好ましい。 In order to achieve the above object, the first feature of the present invention is as follows.
A metal interposed between the single crystal SiC substrate and the C atom supply substrate by installing a spacer having a predetermined thickness in the range of 50 μm or more and 200 μm or less between the single crystal SiC substrate and the C atom supply substrate. Control the thickness of the Si melt layer.
It is preferable that a spacer is provided in at least one place so that the thickness of the metal Si melt layer interposed between the single crystal SiC substrate and the C atom supply substrate is substantially uniform to a desired thickness. Alternatively, spacers having different thicknesses are installed in at least two locations, the thickness of the metal Si melt layer interposed between the single crystal SiC substrate and the C atom supply substrate is controlled, and the surface is inclined. It is preferable to grow single crystal SiC.

前記密閉容器の材質は、タンタル又はタンタルカーバイトが好ましい。
前記密閉容器内の圧力を前記加熱室の圧力よりSi蒸気圧によって常に高く保って不純物侵入を防止することが好ましい。
さらに、前記C原子供給基板として、多結晶SiC基板、カーボン基板、ポーラスSiC基板、焼結SiC基板、非晶質SiC基板からなる群から選ばれた少なくとも一種の基板を用いることが好ましい。 The material of the sealed container is preferably tantalum or tantalum carbide.
It is preferable that the pressure in the sealed container is always kept higher by the Si vapor pressure than the pressure in the heating chamber to prevent impurities from entering.
Furthermore, it is preferable to use at least one substrate selected from the group consisting of a polycrystalline SiC substrate, a carbon substrate, a porous SiC substrate, a sintered SiC substrate, and an amorphous SiC substrate as the C atom supply substrate.

上記目的を達成するための本発明の第２の特徴は、前記C原子供給基板の上面に加圧を行なうことである。 The second aspect of the present invention for achieving the above object is to perform a pressure on the upper surface of the C atoms supply substrate.

上記第１、第２の特徴を有する単結晶SiCの成長方法によれば、単結晶SiC基板と前記C原子供給基板との間に介在する金属Si融液層の厚みを適切に制御できる。それによって、成長する単結晶SiC基板の膜厚が制御される。
スペーサを設けることにより、金属Si融液層の厚さを成長過程で一定に保つ事ができる。
前記C原子供給基板から金属Si融液層へ溶け出すC原子は金属Si融液層の厚みが厚いほど水平方向に拡散できる。 According to the single crystal SiC growth method having the first and second features, the thickness of the metal Si melt layer interposed between the single crystal SiC substrate and the C atom supply substrate can be appropriately controlled. Thereby, the film thickness of the growing single crystal SiC substrate is controlled.
The Rukoto provided a spacer, it can be kept constant the thickness of the metal Si melt layer in the growth process.
Before Symbol C atom C atoms seep from the feed substrate to the metal Si melt layer may be diffused in the horizontal direction the thicker the thickness of the metal Si melt layer.

従って、前記金属Si融液層の厚みを適切に制御すると、前記種結晶となる単結晶SiC基板表面上に、単結晶SiCが液相エピタキシャル成長する均一性が飛躍的に向上する。
そのため、上記方法によって、成長した単結晶SiCの表面のステツプバンチのテラス巾を１００μｍオーダーに、ステップ高さを結晶単位格子の半分の高さを最小単位とする高さに、マイクロパイプ欠陥の密度を１／ｃｍ2以下に制御することができる。その結果、平坦で欠陥の少ない高品質の単結晶SiCが製作可能となる。 Therefore, when the thickness of the metal Si melt layer is appropriately controlled, the uniformity of the liquid crystal epitaxial growth of the single crystal SiC on the surface of the single crystal SiC substrate serving as the seed crystal is dramatically improved.
Therefore, according to the above method, the density of micropipe defects is set so that the step width of the step bunches on the surface of the grown single crystal SiC is on the order of 100 μm, and the step height is set to the minimum unit of half the height of the crystal unit cell. Can be controlled to 1 / cm 2 or less. As a result, it is possible to manufacture high-quality single-crystal SiC that is flat and has few defects.

上記目的を達成するための本発明の第３の特徴は次の通りである。
液相エピタキシャル成長で得られる単結晶SiCの所望の厚みより厚い金属Si融液層により液相エピタキシャル成長を行う。 In order to achieve the above object, the third feature of the present invention is as follows.
Liquid phase epitaxial growth is performed using a metal Si melt layer thicker than a desired thickness of single crystal SiC obtained by liquid phase epitaxial growth.

前記C原子供給基板から金属Si融液層へ溶け出すC原子は金属Si融液層の厚みが厚いほど水平方向に拡散できる。
上記第３の特徴を有する単結晶SiCの成長方法のように、前記単結晶SiC基板と前記C原子供給基板との間に介在する金属Si融液層の厚みが、成長させる単結晶SiCの所望の厚みより厚いと、好ましくは、1400℃以上に加熱する所定の温度と雰囲気の条件の範囲内において可能な限り厚いと、前記種結晶となる単結晶SiC基板表面上に、単結晶SiCが液相エピタキシャル成長する均一性が飛躍的に向上し、更に、液相エピタキシャル成長で得られる単結晶SiCの厚みが加熱室の温度・時間・雰囲気圧力で制御できる。 The C atom C atoms seep from the feed substrate to the metal Si melt layer may be diffused in the horizontal direction the thicker the thickness of the metal Si melt layer.
As in the method for growing single crystal SiC having the third feature, the thickness of the metal Si melt layer interposed between the single crystal SiC substrate and the C atom supply substrate is desired for the single crystal SiC to be grown. If the thickness is larger than the thickness of the single crystal SiC, preferably, it is as thick as possible within the range of the predetermined temperature and atmosphere conditions for heating to 1400 ° C. or higher. The uniformity of phase epitaxial growth is dramatically improved, and the thickness of single crystal SiC obtained by liquid phase epitaxial growth can be controlled by the temperature, time, and atmospheric pressure of the heating chamber.

そのため、上記方法によって、成長した単結晶SiCの表面のステツプバンチのテラス巾を１００μｍオーダーに、ステップ高さを３分子層を最小単位とする高さに、マイクロパイプ欠陥の密度を１／ｃｍ 2 以下に制御することができる。その結果、平坦で欠陥の少ない高品質の単結晶SiCが製作可能となる。 Therefore, according to the above method, the step width of the step bunches on the surface of the grown single crystal SiC is set to the order of 100 μm, the step height is set to the minimum unit of the trimolecular layer, and the density of micropipe defects is set to 1 / cm 2. The following can be controlled. As a result, it is possible to manufacture high-quality single-crystal SiC that is flat and has few defects.

上記目的を達成するための本発明の第４の特徴は次の通りである。
所望の厚みまで単結晶SiCが成長すると、前記単結晶SiCのSi分子が蒸発しない範囲の加熱室の温度と圧力の減圧で余剰な金属Si融液を炉外に排出する。
上記第４の特徴を有する単結晶SiCの成長方法によれば、炉外に取り出した前記単結晶SiC基板と前記C原子供給基板との間に残存しているSi融液が冷却固着してしまうことがなくなる。その結果、前記単結晶SiC基板や前記C原子供給基板から冷却固着したSi融液を薬品により溶解分離するという工程が不要となる。 In order to achieve the above object, the fourth feature of the present invention is as follows.
When single crystal SiC grows to a desired thickness, excess metal Si melt is discharged out of the furnace at a reduced pressure and temperature in the heating chamber in a range where the Si molecules of the single crystal SiC do not evaporate.
According to the single crystal SiC growth method having the fourth feature, the Si melt remaining between the single crystal SiC substrate taken out of the furnace and the C atom supply substrate is cooled and fixed. Nothing will happen. As a result, the step of dissolving and separating the Si melt that has been cooled and fixed from the single crystal SiC substrate or the C atom supply substrate with a chemical is not required.

以下、本発明の実施形態を図面に基づいて説明する。
まず、本実施形態を実施するための熱処理装置の一例を説明する。
図1は、本実施形態の単結晶SiC成長方法を実施するための熱処理装置の一例を示す断面概略図である。
図1において、熱処理装置1は、本加熱室2と、予備加熱室3と、予備加熱室3から本加熱室2に続く前室4とで構成されている。そして、単結晶SiC基板5等が収納された密閉容器16が予備加熱室3から前室4、本加熱室2へと順次移動することで、単結晶SiC基板5等を短時間で約1200℃以上2300℃以下の範囲の所定の温度で加熱することができる。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described with reference to the drawings.
First, an example of the heat processing apparatus for implementing this embodiment is demonstrated.
FIG. 1 is a schematic cross-sectional view showing an example of a heat treatment apparatus for carrying out the single crystal SiC growth method of the present embodiment.
In FIG. 1, the heat treatment apparatus 1 includes a main heating chamber 2, a preheating chamber 3, and a front chamber 4 that extends from the preheating chamber 3 to the main heating chamber 2. Then, the hermetically sealed container 16 containing the single crystal SiC substrate 5 and the like sequentially moves from the preheating chamber 3 to the front chamber 4 and the main heating chamber 2 so that the single crystal SiC substrate 5 and the like can be moved to about 1200 ° C. in a short time. It can be heated at a predetermined temperature in the range of 2300 ° C. or lower.

図1に示すように、熱処理装置1において、本加熱室2、予備加熱室3、前室4は連通部を有して仕切られていている。このため、各室を予め所定の圧力下に制御することが可能となる。また、各室毎にゲートバルブ７等を設けることによって、各室毎に圧力調整をすることも可能である。これによって単結晶SiC基板5等を収納した密閉容器16の移動時においても、外気に触れることなく、所定圧力下の炉内を図示しない移動手段によって移動させることができるため、不純物の混入等を抑制することができる。   As shown in FIG. 1, in the heat treatment apparatus 1, the main heating chamber 2, the preheating chamber 3, and the front chamber 4 have a communication portion and are partitioned. For this reason, it becomes possible to control each chamber under a predetermined pressure in advance. Further, it is possible to adjust the pressure for each chamber by providing a gate valve 7 or the like for each chamber. As a result, even when the closed container 16 containing the single crystal SiC substrate 5 or the like is moved, the inside of the furnace under a predetermined pressure can be moved by a moving means (not shown) without touching the outside air. Can be suppressed.

予備加熱室3には、ランプ又はロッドヒータ等の加熱手段6が設けられている。本実施形態においては、ハロゲンランプ6が設けられている。約10-5Pa以下の減圧下で急速に約800℃以上1000℃以下の範囲にまで加熱が可能である。また、予備加熱室3と前室4との接続部分には、ゲートバルブ7が設けられており、予備加熱室3及び前室4の圧力制御を容易なものとしている。
単結晶SiC基板5等が収納された密閉容器16は、この予備加熱室3で、テーブル8に載置された状態で約800℃以上に予め加熱される。その後、予備加熱室3と前室4との圧力調整が済み次第、前室4に設けられている昇降式のサセプタ9に設置するように移動させられる。 The preheating chamber 3 is provided with heating means 6 such as a lamp or a rod heater. In the present embodiment, a halogen lamp 6 is provided. It can be rapidly heated to a range of about 800 ° C. to 1000 ° C. under a reduced pressure of about 10 −5 Pa or less. In addition, a gate valve 7 is provided at a connection portion between the preheating chamber 3 and the front chamber 4, and pressure control of the preheating chamber 3 and the front chamber 4 is facilitated.
The sealed container 16 in which the single crystal SiC substrate 5 or the like is stored is preheated to about 800 ° C. or higher in the preheating chamber 3 while being placed on the table 8. After that, as soon as the pressure adjustment between the preheating chamber 3 and the front chamber 4 is completed, the preheating chamber 3 and the front chamber 4 are moved so as to be installed on the liftable susceptor 9 provided in the front chamber 4.

前室4に移動させられた密閉容器16は、一部図示している昇降式の移動手段10によって前室4から本加熱室2に移動させられる。本加熱室2は、図示しない真空ポンプによって予め約10-1Pa以下の減圧下に調整することができ、加熱ヒータ11によって約1200℃以上2300℃以下に加熱することが可能である。本実施形態では、予め、約10-2Pa以下、好ましくは、約10-5Pa以下の減圧下で、約1400℃以上2300℃以下の温度範囲内の所定温度に設定されている。尚、前記本加熱室2内の圧力環境は、約10-2Pa以下、好ましくは、約10-5Pa以下にした後に若干の不活性ガスが導入された希薄ガス雰囲気下であってもよい。
本加熱室2内の状態をこのように設定しておき、密閉容器16を前室4から本加熱室2内に移動すると、密閉容器16を約1400℃以上2300℃以下の範囲に急速に短時間で加熱することができる。 The sealed container 16 moved to the front chamber 4 is moved from the front chamber 4 to the main heating chamber 2 by the lifting / lowering moving means 10 partially shown. The main heating chamber 2 can be adjusted in advance under a reduced pressure of about 10 −1 Pa or less by a vacuum pump (not shown), and can be heated to about 1200 ° C. or more and 2300 ° C. or less by the heater 11. In the present embodiment, a predetermined temperature within a temperature range of about 1400 ° C. to 2300 ° C. is set in advance under a reduced pressure of about 10 −2 Pa or less, preferably about 10 −5 Pa or less. Note that the pressure environment in the main heating chamber 2 may be a rare gas atmosphere in which some inert gas is introduced after the pressure environment is about 10 −2 Pa or less, preferably about 10 −5 Pa or less. .
If the state in the main heating chamber 2 is set in this way and the sealed container 16 is moved from the front chamber 4 into the main heating chamber 2, the closed container 16 is rapidly shortened to a range of about 1400 ° C to 2300 ° C. Can be heated in time.

また、本加熱室2には、加熱ヒータ11の周囲に反射鏡12が配置されている。前記反射鏡12は、加熱ヒータ11の熱を反射して加熱ヒータ11の内部に位置する単結晶SiC基板5等側に熱が集中するようにしている。
移動手段10と本加熱室2との嵌合部25は、移動手段10に設けられている凸状の段付き部21と、本加熱室2に形成されている凹状の段付き部22とで構成されている。そして、移動手段10の段付き部21の各段部に設けられている図示しないＯリング等のシール部材によって、本加熱室2は密閉された状態となる。 In the main heating chamber 2, a reflecting mirror 12 is disposed around the heater 11. The reflecting mirror 12 reflects the heat of the heater 11 so that the heat is concentrated on the single crystal SiC substrate 5 side and the like located inside the heater 11.
The fitting portion 25 between the moving means 10 and the main heating chamber 2 includes a convex stepped portion 21 provided in the moving means 10 and a concave stepped portion 22 formed in the main heating chamber 2. It is configured. The main heating chamber 2 is hermetically sealed by a seal member such as an O-ring (not shown) provided at each step portion of the stepped portion 21 of the moving means 10.

また、本加熱室2内の加熱ヒータ11の内側には、汚染物除去機構20が設けられている。汚染物除去機構20は、単結晶SiC基板5等から熱処理中に排出される不純物を、加熱ヒータ11と接触しないように除去する。これによって、加熱ヒータ11が単結晶SiC基板5等から排出される不純物と反応し劣化することを抑制できる。なお、この汚染物除去機構20は、単結晶SiC基板5等から排出する不純物を吸着するものであれば、特に限定されるものではない。   Further, a contaminant removal mechanism 20 is provided inside the heater 11 in the main heating chamber 2. The contaminant removal mechanism 20 removes impurities discharged from the single crystal SiC substrate 5 or the like during the heat treatment so as not to contact the heater 11. Thereby, it is possible to suppress the heater 11 from reacting and deteriorating with impurities discharged from the single crystal SiC substrate 5 or the like. The contaminant removal mechanism 20 is not particularly limited as long as it can adsorb impurities discharged from the single crystal SiC substrate 5 or the like.

加熱ヒータ11は、タンタル等金属製の抵抗加熱ヒータであり、ベースヒータ11aと、上部ヒータ11bとで構成されている。前記ベースヒータ11aは、サセプタ9に設置されている。上部ヒータ11bは、筒状側面及びその上端を塞ぐ上面とで一体的に形成されている。このように、密閉容器16を覆うように加熱ヒータ11が配置されているため、密閉容器16を均等に加熱することが可能となる。なお、本加熱室2の加熱方式は、本実施形態に示す抵抗加熱ヒータに限定されるものではなく、例えば、高周波誘導加熱式であっても構わない。   The heater 11 is a resistance heater made of metal such as tantalum, and includes a base heater 11a and an upper heater 11b. The base heater 11a is installed on the susceptor 9. The upper heater 11b is integrally formed with a cylindrical side surface and an upper surface that closes the upper end thereof. Thus, since the heater 11 is disposed so as to cover the sealed container 16, the sealed container 16 can be heated evenly. The heating method of the main heating chamber 2 is not limited to the resistance heater shown in the present embodiment, and may be a high frequency induction heating method, for example.

図2乃至図4を参照しつつ、密閉容器16及びその内部に配置される基板等について説明する。図2は、密閉容器16の斜視図を示しており、前記密閉容器16の上容器16aと下容器16bが離れた状態である。図3は、上面側からみた単結晶SiC基板5上のスペーサ19の配置を示す図であり、下容器16bの上面側に設けられた開口から内部をみた図である。図4は、前記密閉容器16の上容器16aと下容器16bが嵌合した状態の断面図であり、単結晶SiCを成長させるための単結晶SiC基板5やC原子供給基板17等の基板とスペーサ19の配置を示している。   With reference to FIGS. 2 to 4, the sealed container 16 and the substrate disposed therein will be described. FIG. 2 shows a perspective view of the sealed container 16, in which the upper container 16a and the lower container 16b are separated from each other. FIG. 3 is a diagram showing the arrangement of the spacers 19 on the single crystal SiC substrate 5 as seen from the upper surface side, and is a diagram showing the inside from the opening provided on the upper surface side of the lower container 16b. FIG. 4 is a cross-sectional view of a state in which the upper container 16a and the lower container 16b of the sealed container 16 are fitted, and a substrate such as a single crystal SiC substrate 5 or a C atom supply substrate 17 for growing single crystal SiC. The arrangement of the spacers 19 is shown.

図2に示すように、密閉容器16は上容器16aと下容器16bとで構成される。密閉容器16の形状は、略六面体であるが、略六面体に限らず、略円筒であっても良い。
上容器16aと下容器16bとを嵌め合わせるとき、その遊びが約2mm以下であることが好ましい。これによって、密閉容器16内への不純物の混入を抑制することができる。また、遊びを約2mm以下とすることによって、熱処理時に密閉容器16内のSi分圧を約10Pa以下とならないように制御することもできる。 As shown in FIG. 2, the sealed container 16 includes an upper container 16a and a lower container 16b. The shape of the sealed container 16 is a substantially hexahedron, but is not limited to a substantially hexahedron, and may be a substantially cylindrical shape.
When the upper container 16a and the lower container 16b are fitted together, the play is preferably about 2 mm or less. As a result, contamination of impurities into the sealed container 16 can be suppressed. Further, by setting the play to about 2 mm or less, it is possible to control the Si partial pressure in the sealed container 16 so as not to be about 10 Pa or less during the heat treatment.

このため、密閉容器16内のSiC分圧及びSi分圧を高め、密閉容器16に収納される単結晶SiC基板5、C原子供給基板17、Ｓｉ融液18等の昇華の防止に寄与するようになる。なお、この上容器16aと下容器16bとの嵌め合い時の嵌合部の遊びが約2mmよりも大きい場合は、密閉容器16内のSi分圧を所定圧に制御することが困難になるばかりでなく、不純物がこの嵌合部を介して密閉容器16内に侵入することもあるため、好ましくない。 前記密閉容器16は、タンタル、又はタンタルカーバイトのいずれかで形成されていることが好ましい。   Therefore, the SiC partial pressure and the Si partial pressure in the sealed container 16 are increased to contribute to prevention of sublimation of the single crystal SiC substrate 5, the C atom supply substrate 17, the Si melt 18 and the like stored in the sealed container 16. become. When the play of the fitting portion when the upper container 16a and the lower container 16b are fitted is greater than about 2 mm, it is difficult to control the Si partial pressure in the sealed container 16 to a predetermined pressure. In addition, impurities may enter the sealed container 16 through the fitting portion, which is not preferable. The sealed container 16 is preferably formed of either tantalum or tantalum carbide.

密閉容器16の内部では、支持基板24、単結晶SiC基板5、少なくとも1つのスペーサ19、C原子供給基板17、少なくとも一つのSi基板14、少なくとも一つの重石23の順に下から上へと積層されている。前記支持基板24は前記C原子供給基板17と同様な基板によって形成されている。 Laminated in the interior of the sealed container 16, the supporting substrate 24, a single crystal SiC substrate 5, at least one spacer 19, C atoms supply substrate 17, at least one of the Si substrate 14, from the bottom to the top in the order of at least one weigh 23 Has been. The support substrate 24 is formed of a substrate similar to the C atom supply substrate 17.

単結晶SiC基板5は種結晶となる基板である。単結晶SiCを成長させるための基板5として、昇華法で作製された単結晶6H-SiCのウェハーより所望の大きさの正方形(10×10以上20×20mm)に切り出されたものを使用してもよいが、より品質のよい単結晶SiCを得るには、熱処理によって表面改良が行われた単結晶6H若しくは4H- SiC基板5を使用することが好ましい。本実施形態において、単結晶4H-SiC基板5を使用する。   The single crystal SiC substrate 5 is a substrate that becomes a seed crystal. As a substrate 5 for growing single crystal SiC, a single crystal 6H-SiC wafer produced by a sublimation method and cut into a square (10 × 10 or more 20 × 20 mm) of a desired size is used. However, in order to obtain single crystal SiC of higher quality, it is preferable to use a single crystal 6H or 4H—SiC substrate 5 whose surface has been improved by heat treatment. In the present embodiment, a single crystal 4H—SiC substrate 5 is used.

単結晶SiC基板5と前記C原子供給基板17との間に、熱処理時、極薄金属Si融液層18が形成される。
この極薄金属Si融液層18のSi材料供給源として、前記単結晶炭化ケイ素基板5の表面に予め気相法（ＣＶＤ）で形成された厚さ50以上200μｍ以下程度の金属Si膜、若しくは、前記種結晶となる単結晶SiC基板5の表面に配置されたSi粉末等が挙げられる。また、前記単結晶炭化ケイ素基板5上に厚さ50以上200μｍ以下程度の金属Si板をSi材料供給源として重ね、その上に前記C原子供給素基板17を重ねてもよい。
金属Si融液層18のSi材料供給源の厚みによって、前記単結晶炭化ケイ素基板5と前記C原子供給基板17との間に介在する金属Si融液層18の厚みを制御することができる。 An ultrathin metal Si melt layer 18 is formed between the single crystal SiC substrate 5 and the C atom supply substrate 17 during the heat treatment.
As a Si material supply source of the ultrathin metal Si melt layer 18, a metal Si film having a thickness of about 50 to 200 μm formed in advance on the surface of the single crystal silicon carbide substrate 5 by a vapor phase method (CVD), or Examples thereof include Si powder disposed on the surface of the single crystal SiC substrate 5 serving as the seed crystal. Alternatively, a metal Si plate having a thickness of about 50 to 200 μm may be stacked on the single crystal silicon carbide substrate 5 as a Si material supply source, and the C atom supply element substrate 17 may be stacked thereon.
The thickness of the Si material source of metal Si melt layer 18, it is possible to control the thickness of the metal S i melt layer 18 interposed between the single crystal silicon carbide substrate 5 and the C atom supply substrate 17 .

前記C原子供給基板17や支持基板24として、多結晶炭化ケイ素基板、カーボン基板、ポーラスSiC基板、焼結SiC基板、非晶質SiC基板からなる群から選ばれた少なくとも一種の基板を用いることが好ましい。
特に、カーボン基板、ポーラスSiC基板、焼結SiC基板、非晶質SiC基板は、表面エネルギーが大きく、中でもカーボン基板はC原子供給量も増やせるため成長速度を速くできる。更に、カーボン基板、ポーラスSiC基板、焼結SiC基板、非晶質SiC基板は、加工性に極めて優れており、また安価であるため製造コストを抑制できる。
ここで、最下部側に位置する支持基板24は単結晶SiC基板5の密閉容器16からの侵食を防止するもので、単結晶SiC基板5上に液相エピタキシャル成長する単結晶SiCの品質向上に寄与する。 As the C atom supply substrate 17 or the support substrate 24, it is possible to use at least one substrate selected from the group consisting of a polycrystalline silicon carbide substrate, a carbon substrate, a porous SiC substrate, a sintered SiC substrate, and an amorphous SiC substrate. preferable.
In particular, a carbon substrate, a porous SiC substrate, a sintered SiC substrate, an amorphous SiC substrate has a large front surface energy, among others carbon substrate can increase the growth rate for Fuyaseru also C atoms supply. Furthermore, a carbon substrate, a porous SiC substrate, a sintered SiC substrate, an amorphous SiC substrate is very excellent Workability, also the manufacturing cost can be suppressed because it is inexpensive.
Here, the support substrate 24 located on the lowermost side prevents erosion of the single crystal SiC substrate 5 from the sealed container 16 and contributes to the quality improvement of the single crystal SiC that is liquid phase epitaxially grown on the single crystal SiC substrate 5. To do.

多結晶SiC基板を前記C原子供給基板17及び支持基板24として用いる場合、CVD法で作製されたSi半導体製造工程でダミーウェハーとして使用されるSiCから所望の大きさに切り出されたものを使用することができる。多結晶SiC基板17,24は表面が鏡面に研磨加工され、表面に付着した油類、酸化膜、金属等が洗浄等によって除去されている。多結晶SiC基板17,24には、平均粒子径が5μm以上10μmで、粒子径が略均一なものが好ましい。このため、多結晶SiCの結晶構造には特に限定はなく、3C-SiC、4H-SiC、6H-SiCのいずれをも使用することができる。   When a polycrystalline SiC substrate is used as the C atom supply substrate 17 and the support substrate 24, a SiC substrate cut into a desired size from a SiC used as a dummy wafer in a Si semiconductor manufacturing process manufactured by a CVD method is used. be able to. The surfaces of the polycrystalline SiC substrates 17 and 24 are polished to a mirror surface, and oils, oxide films, metals, etc. adhering to the surfaces are removed by washing or the like. The polycrystalline SiC substrates 17 and 24 preferably have an average particle diameter of 5 μm to 10 μm and a substantially uniform particle diameter. For this reason, there is no particular limitation on the crystal structure of polycrystalline SiC, and any of 3C—SiC, 4H—SiC, and 6H—SiC can be used.

また、前記C原子供給基板17の上に積層された少なくとも一つのSi基板14は、熱処理時における密閉容器16内のSiCの昇華、Siの蒸発を制御するために設けられている。Si基板14を設置することによって、熱処理時に溶融昇華して密閉容器16内のSiC分圧及びSi分圧を高め、単結晶SiC基板5及びC原子供給基板17及び支持基板24、極薄金属Si融液18の昇華の防止に寄与するようになる。尚、前記Si基板14は、前記C原子供給基板17上に予め気相法（ＣＶＤ）で形成された金属Si膜であってもよい。
また、密閉容器16内の圧力を予備加熱室3や本加熱室2内の圧力よりも高くなるように調整でき、これによって、上容器16aと下容器16bとの嵌合部から常にSi蒸気を放出でき、不純物の密閉容器16内への侵入を防止できる。
このように、前記密閉容器内に不純物が混入するのを抑制すると、バッググランド５×１０15／ｃｍ3の高純度の単結晶ＳｉＣを生成することが可能となる。
尚、Si基板14の数や量は、昇華の防止及び圧力調整の程度によって適宜定められる。 Further, at least one Si substrate 14 laminated on the C atom supply substrate 17 is provided to control the sublimation of SiC and the evaporation of Si in the sealed container 16 during the heat treatment. By installing the Si substrate 14, it is melted and sublimated during the heat treatment to increase the SiC partial pressure and the Si partial pressure in the sealed container 16, and the single crystal SiC substrate 5, the C atom supply substrate 17, the support substrate 24, and the ultrathin metal Si This contributes to prevention of sublimation of the melt 18. The Si substrate 14 may be a metal Si film previously formed on the C atom supply substrate 17 by a vapor phase method (CVD).
In addition, the pressure in the sealed container 16 can be adjusted to be higher than the pressure in the preheating chamber 3 and the main heating chamber 2, so that Si vapor can always be supplied from the fitting portion between the upper container 16a and the lower container 16b. It is possible to release the impurities and prevent the impurities from entering the sealed container 16.
Thus, if impurities are prevented from being mixed into the sealed container, single-crystal SiC having a high purity of 5 × 10 15 / cm 3 can be produced.
The number and amount of the Si substrates 14 are appropriately determined depending on the degree of sublimation prevention and pressure adjustment.

前記単結晶SiC基板5と前記C原子供給基板17との間に、約50μｍ以上200μｍ以下の範囲の所定の厚みのスペーサ19を設置する。それによって、前記単結晶炭化ケイ素基板5と前記C原子供給基板17との間に介在する金属Si融液層18の厚みを制御することができる。前記スペーサ19によって、単結晶SiCの成長過程で金属Si融液層18の厚みを一定に保つ事ができる。
少なくとも1箇所に、好ましくは３箇所にスペーサ19を設置する。それによって、前記単結晶炭化ケイ素基板5と前記C原子供給基板17との間に介在する金属シリコン融液層18の厚みを略均一にすることができる。それによって、得られた成長膜の厚さを成長面全面に亘って均一にする事ができる。 Between the single crystal SiC substrate 5 and the C atom supply substrate 17, a spacer 19 having a predetermined thickness in a range of about 50 μm to 200 μm is installed. Thereby, it is possible to control the thickness of the metal S i melt layer 18 interposed between said single crystal silicon carbide substrate 5 C atoms supply substrate 17. By the spacer 19, it is possible to keep the thickness of the metal S i melt layer 18 constant during the growth of the single crystal SiC.
Spacers 19 are provided at least at one place, preferably at three places. Thereby, the thickness of the metal silicon melt layer 18 interposed between the single crystal silicon carbide substrate 5 and the C atom supply substrate 17 can be made substantially uniform. Thereby, the thickness of the obtained growth film can be made uniform over the entire growth surface.

前記スペーサ19の数は、前記単結晶炭化ケイ素基板5と前記C原子供給基板17等の大きさに合わせて適宜定められる。前記スペーサ19の形状に関して、前記単結晶炭化ケイ素基板5と前記C原子供給基板17との距離を単結晶SiCの成長過程で一定に保つ事ができるものであれば、円柱形のもの、直方体等種々の形状が適用され得る。円柱形の場合、前記スペーサ19の直径は前記単結晶炭化ケイ素基板5と前記C原子供給基板17等の大きさに合わせて適宜定められる。本実施形態においては約３ｍｍΦ程度である。   The number of the spacers 19 is appropriately determined according to the size of the single crystal silicon carbide substrate 5, the C atom supply substrate 17, and the like. As for the shape of the spacer 19, as long as the distance between the single crystal silicon carbide substrate 5 and the C atom supply substrate 17 can be kept constant during the growth process of the single crystal SiC, a cylindrical shape, a rectangular parallelepiped, etc. Various shapes can be applied. In the case of a cylindrical shape, the diameter of the spacer 19 is appropriately determined according to the size of the single crystal silicon carbide substrate 5, the C atom supply substrate 17, and the like. In this embodiment, it is about 3 mmΦ.

前記スペーサ19は、C原子供給基板17等を単結晶SiC基板5から持ち上げる為にC原子供給基板17等の下に挟み込まれている。
また、前記スペーサ19は、前記金属Si融液層18側に突出するように、前記C原子供給基板17及び前記単結晶SiC基板5のうち少なくとも一方に、機械加工により設けられた凸部であてもよい。
更にまた、前記スペーサ19は、前記金属Si融液層18側に突出するように、前記C原子供給基板17及び前記単結晶SiC基板5のうち少なくとも一方に、固相反応によって接着された凸部であってもよい。 The spacer 19 is sandwiched under the C atom supply substrate 17 and the like in order to lift the C atom supply substrate 17 and the like from the single crystal SiC substrate 5.
Further, the spacer 19 is a convex portion provided by machining on at least one of the C atom supply substrate 17 and the single crystal SiC substrate 5 so as to protrude toward the metal Si melt layer 18 side. Also good.
Furthermore, the spacer 19 is a convex portion bonded to at least one of the C atom supply substrate 17 and the single crystal SiC substrate 5 by a solid phase reaction so as to protrude toward the metal Si melt layer 18 side. It may be.

前記Si基板14の上に積層された少なくとも1つの重石23は必要に応じて設けられる。前記重石23は前記C原子供給基板17の上面全体に亘り等しく重力による適当な加圧を行なうために設けられている。重石23の数及び重量は加圧の程度によって、適宜定められる。前記加圧によって、前記単結晶炭化ケイ素基板5と前記C原子供給基板17との間に介在する金属Si融液層18の厚みを制御することができる。尚、前記C原子供給基板17の上面への適当な加圧方法はこれに限られない。 At least one weight 23 laminated on the Si substrate 14 is provided as necessary. The cobble stone 23 is provided to perform an appropriate pressurization by gravity equally over the entire upper surface of the C atom supply substrate 17. The number and weight of the weight 23 are appropriately determined depending on the degree of pressurization. Wherein the pressurization, it is possible to control the thickness of the metal S i melt layer 18 interposed between said single crystal silicon carbide substrate 5 C atoms supply substrate 17. Note that an appropriate method of pressurizing the upper surface of the C atom supply substrate 17 is not limited thereto.

上記前記Si材料供給源の厚み、スペーサ19の厚み、前記C原子供給基板17の上面への適当な加圧等を調整することにより、単結晶炭化ケイ素基板5と前記C原子供給基板17との間に介在する金属シリコン融液層18の厚みを適切に制御することができる。
さらに、前記Si材料供給源の厚み、スペーサ19の厚み、前記C原子供給基板17の上面への適当な加圧等を調整して、液相エピタキシャル成長で得られる単結晶SiCの所望の厚みより厚い金属Si融液層18により液相エピタキシャル成長を行うようにすることが好ましい。 By adjusting the thickness of the Si material supply source, the thickness of the spacer 19, the appropriate pressure on the upper surface of the C atom supply substrate 17, etc., the single crystal silicon carbide substrate 5 and the C atom supply substrate 17 The thickness of the metal silicon melt layer 18 interposed therebetween can be appropriately controlled.
Further, by adjusting the thickness of the Si material supply source, the thickness of the spacer 19, the appropriate pressure on the upper surface of the C atom supply substrate 17, etc., it is thicker than the desired thickness of single crystal SiC obtained by liquid phase epitaxial growth It is preferable to perform liquid phase epitaxial growth with the metal Si melt layer 18.

前記C原子供給基板17から金属Si融液層18へ溶け出すC原子は金属Si融液層18の厚みが厚いほど水平方向に拡散できる。
前記単結晶SiC基板5と前記C原子供給基板17との間に介在する金属Si融液層18の厚みが、成長させる単結晶SiCの所望の厚みより厚いと、好ましくは、1400℃以上に加熱する所定の温度と雰囲気の条件の範囲内において可能な限り厚いと、
前記種結晶となる単結晶SiC基板5表面上に、単結晶SiCが液相エピタキシャル成長する均一性が飛躍的に向上し、更に、液相エピタキシャル成長で得られる単結晶SiCの厚みが加熱室の温度・時間・雰囲気圧力で制御できる。
そのため、上記金属Si融液層18の厚みの制御方法によって、成長した単結晶炭化ケイ素の表面のステツプバンチのテラス巾を１００μｍオーダーに、ステップ高さを結晶単位格子の半分の高さを最小単位とする高さに、マイクロパイプ欠陥の密度を１／ｃｍ 2 以下に制御することができる。その結果、平坦で欠陥の少ない高品質の単結晶炭化ケイ素が製作可能となる。
尚、前記テラスとは複数のステップの中で広い幅を有するステップを指している。 The C atom C atoms seep from the supply board 17 to the metal Si melt layer 18 may be diffused in the horizontal direction the thicker the thickness of the metal Si melt layer 18.
When the thickness of the metal Si melt layer 18 interposed between the single crystal SiC substrate 5 and the C atom supply substrate 17 is larger than the desired thickness of the single crystal SiC to be grown, it is preferably heated to 1400 ° C. or higher. When it is as thick as possible within the prescribed temperature and atmosphere conditions,
On the surface of the single crystal SiC substrate 5 serving as the seed crystal, the uniformity of the single crystal SiC growing in the liquid phase epitaxially improves dramatically, and the thickness of the single crystal SiC obtained by the liquid phase epitaxial growth depends on the temperature of the heating chamber. Can be controlled by time and atmospheric pressure.
Therefore, according to the method of controlling the thickness of the metal Si melt layer 18, the step width of the step bunch on the surface of the grown single crystal silicon carbide is set to the order of 100 μm, and the step height is set to the minimum unit of the half height of the crystal unit cell. The density of micropipe defects can be controlled to 1 / cm 2 or less. As a result, it is possible to produce a high-quality single crystal silicon carbide that is flat and has few defects.
The terrace refers to a step having a wide width among a plurality of steps.

次に、前記構成の熱処理装置の作動を図1を参照しつつ説明する。
密閉容器16内は、約10-2 Pa以下、好ましくは10-5 Pa以下に減圧されている。そして、密閉容器16は、約10-2 Pa以下、好ましくは10-5 Pa以下に設定された予備加熱室3内に設置された後、予備加熱室3に設けられているランプ6によって約800℃以上に加熱される。この際、本加熱室2内も同様に、約10-2Pa以下、好ましくは約10-5 Pa以下に設定した後、約1400℃以上2300℃以下、好ましくは、約1600℃以上1800℃以下、特に好ましくは約1650℃以上1750℃以下の範囲で所定の温度に予め加熱しておく。
尚、前記予備加熱室3や前記本加熱室2内の圧力環境は、約10-2Pa以下、好ましくは、約10-5Pa以下の真空下でもよいし、約10-2Pa以下、好ましくは、約10-5Paの真空下にした後に若干の不活性ガスが導入された希薄ガス雰囲気下であってもよい。 Next, the operation of the heat treatment apparatus having the above configuration will be described with reference to FIG.
The inside of the sealed container 16 is depressurized to about 10 −2 Pa or less, preferably 10 −5 Pa or less. The sealed container 16 is installed in the preheating chamber 3 set to about 10 −2 Pa or less, preferably 10 −5 Pa or less, and then is set to about 800 by the lamp 6 provided in the preheating chamber 3. Heated to above ℃. At this time, the heating chamber 2 is similarly set to about 10 −2 Pa or less, preferably about 10 −5 Pa or less, and then about 1400 ° C. to 2300 ° C., preferably about 1600 ° C. to 1800 ° C. Particularly preferably, it is preheated to a predetermined temperature in the range of about 1650 ° C. to 1750 ° C.
The pressure environment in the preheating chamber 3 and the main heating chamber 2 may be a vacuum of about 10 −2 Pa or less, preferably about 10 −5 Pa or less, or about 10 −2 Pa or less, preferably May be in a dilute gas atmosphere in which some inert gas is introduced after a vacuum of about 10 −5 Pa.

そして、予備加熱室3内で予備加熱が終わると、予備加熱室3のゲートバルブ7が開かれる。予備加熱された密閉容器16は、ゲートバルブ7を通って前室4のサセプタ9に移動する。昇降手段10によって、前記所定の温度に加熱されている本加熱室2内に移動する。
本加熱室2内で、密閉容器16は、30分以内の短時間で急速に約1400℃以上2300℃以下、好ましくは、約1500℃以上1900℃以下、特に好ましくは約1600℃以上1800℃以下の範囲で所定の温度に昇温され、所定時間加熱される。 When the preheating is completed in the preheating chamber 3, the gate valve 7 of the preheating chamber 3 is opened. The preheated sealed container 16 moves to the susceptor 9 in the front chamber 4 through the gate valve 7. The elevator 10 moves into the main heating chamber 2 heated to the predetermined temperature.
In this heating chamber 2, the sealed container 16 is rapidly about 1400 ° C. to 2300 ° C., preferably about 1500 ° C. to 1900 ° C., particularly preferably about 1600 ° C. to 1800 ° C., in a short time within 30 minutes. The temperature is raised to a predetermined temperature in the range of and is heated for a predetermined time.

そして、所望の厚みまで単結晶SiCが成長すると、前記単結晶SiCのSi分子が蒸発しない範囲の本加熱室2の温度と圧力の減圧、例えば約10-1Paまでの減圧で、余剰な金属Si融液を炉外に排出する。
これによって、炉外に取り出した前記単結晶SiC基板5と前記C原子供給基板17との間に残存しているシリコン融液が冷却固着してしまうことがなくなる。その結果、前記単結晶SiC基板5や前記C原子供給基板17から冷却固着したSi融液を薬品により溶解分離するという工程が不要となる。 Then, when the single crystal SiC grows to a desired thickness, the excess metal is removed by reducing the temperature and pressure of the main heating chamber 2 in a range where the Si molecules of the single crystal SiC do not evaporate, for example, up to about 10 −1 Pa. Discharge the Si melt out of the furnace.
This prevents the silicon melt remaining between the single crystal SiC substrate 5 taken out of the furnace and the C atom supply substrate 17 from being cooled and fixed. As a result, the step of dissolving and separating the Si melt cooled and fixed from the single crystal SiC substrate 5 or the C atom supply substrate 17 with a chemical becomes unnecessary.

このような熱処理装置によると、予備加熱室3の予備加熱によって短時間で約1400℃以上2300℃以下の範囲で加熱することが可能である。そのため、単結晶SiCの成長を短時間で終了することができ、効率化が可能となる。
しかしながら、予備加熱室3の無い熱処理装置によって、単結晶SiCの成長の加熱処理を行ってもよい。この場合も、約10-2Pa以下、好ましくは約10-5 Pa以下の減圧下で、約1400℃以上2300℃以下、好ましくは、約1500℃以上1900℃以下の範囲の所定の温度で加熱する。特に好ましくは、約1600℃以上1800℃以下の範囲の所定の温度で加熱する。
そして、所望の厚みまで単結晶SiCが成長すると、前記単結晶SiCのSi分子が蒸発しない範囲の加熱室の温度と圧力の減圧、例えば約10-1Paまでの減圧で、余剰な金属Si融液を炉外に排出する。 According to such a heat treatment apparatus, it is possible to heat in the range of about 1400 ° C. to 2300 ° C. in a short time by preheating the preheating chamber 3. Therefore, the growth of single crystal SiC can be completed in a short time, and the efficiency can be improved.
However, the heat treatment for growing single crystal SiC may be performed by a heat treatment apparatus without the preheating chamber 3. Also in this case, heating is performed at a predetermined temperature in the range of about 1400 ° C. to 2300 ° C., preferably about 1500 ° C. to 1900 ° C. under a reduced pressure of about 10 −2 Pa or less, preferably about 10 −5 Pa or less. To do. Particularly preferably, the heating is performed at a predetermined temperature in the range of about 1600 ° C. to 1800 ° C.
Then, when the single crystal SiC grows to a desired thickness, the excess metal Si fusion is achieved by reducing the temperature and pressure of the heating chamber in a range where the Si molecules of the single crystal SiC do not evaporate, for example, to about 10 −1 Pa. Drain the liquid out of the furnace.

また、熱処理時間は、生成される単結晶SiCが所望の厚みとなるように適宜選択することが可能である。任意の厚みの単結晶SiC形成することができるため、単結晶SiCバルク体及び表面エピタキシャル成長層への適用が可能となる。   Further, the heat treatment time can be appropriately selected so that the generated single crystal SiC has a desired thickness. Since single crystal SiC having an arbitrary thickness can be formed, application to a single crystal SiC bulk body and a surface epitaxial growth layer is possible.

また、このような本実施形態に係る単結晶SiC成長方法によって得た単結晶SiCは、結晶欠陥等が少ないために、発光ダイオードや、各種半導体ダイオード、電子デバイスとして使用することが可能となる。加えて、結晶の成長が種結晶及びCの供給源の結晶の温度差に依存せず、種結晶及びCの供給源の結晶の表面エネルギーに依存することから、処理炉内の厳密な温度制御の必要性がなくなり、製造コストの大幅な低減化が可能となる。さらに、種結晶となる単結晶SiC及びC原子供給基板との間隔が非常に小さことから、熱処理時の熱対流を抑制することができる。また種結晶となる単結晶SiC及びC原子供給基板との間に温度差が形成されにくいことから、熱平衡状態で熱処理することができる。   In addition, since single crystal SiC obtained by the single crystal SiC growth method according to the present embodiment has few crystal defects and the like, it can be used as a light emitting diode, various semiconductor diodes, and electronic devices. In addition, strict temperature control in the processing furnace because crystal growth does not depend on the temperature difference between the seed crystal and the C source crystal, but depends on the surface energy of the seed crystal and the C source crystal. Therefore, the manufacturing cost can be greatly reduced. Furthermore, since the distance from the single crystal SiC and C atom supply substrate to be the seed crystal is very small, thermal convection during heat treatment can be suppressed. In addition, since a temperature difference is hardly formed between the single crystal SiC and C atom supply substrate to be a seed crystal, the heat treatment can be performed in a thermal equilibrium state.

また、単結晶SiCの結晶成長は、結晶表面の面方向に沿って成長していくことから、前記成長方向に温度勾配を設けることで、結晶の成長方向を温度の高い方から低い方へと方向性を持たせることができるようになる。言い換えると、単結晶SiC基板とC原子供給基板の積層方向には、温度勾配を設けず、前記積層方向と垂直な方向に温度勾配を設ける、即ち、密閉容器の面方向に温度勾配を設けることで、結晶の成長方向を温度の高い方から低い方へと方向性を持たせることができるようになる。温度勾配を設ける方法としては、本加熱室2に設けられているヒータ11の密閉容器16の側壁側に位置するサイドヒータ11b間の温度差を設ける等の方法がある。このときの、温度勾配の大きさを制御することによって、結晶の成長速度を制御することができ、結晶表面の微結晶粒界の生成を抑制することが可能となる。   In addition, since the crystal growth of single crystal SiC grows along the plane direction of the crystal surface, by providing a temperature gradient in the growth direction, the crystal growth direction is changed from higher to lower. It becomes possible to give directionality. In other words, no temperature gradient is provided in the stacking direction of the single crystal SiC substrate and the C atom supply substrate, and a temperature gradient is provided in a direction perpendicular to the stacking direction, that is, a temperature gradient is provided in the surface direction of the sealed container. Thus, the crystal growth direction can be given direction from the higher temperature to the lower temperature. As a method of providing the temperature gradient, there is a method of providing a temperature difference between the side heaters 11b located on the side wall side of the sealed container 16 of the heater 11 provided in the main heating chamber 2. By controlling the magnitude of the temperature gradient at this time, the growth rate of the crystal can be controlled, and the generation of the fine crystal grain boundary on the crystal surface can be suppressed.

なお、本実施形態では、種結晶として、4H-SiCを用いたが、6H-SiCを使用することも可能である。更に、本実施形態では、種結晶として、（0001）Si面を用いたが、（0001）C面、（11-20）などのその他の面方位のものを使用することも可能である。
また、本発明に係る単結晶SiCは、種結晶となる単結晶SiC及びC原子供給基板の大きさを適宜選択することによって形成される単結晶SiCの大きさを制御することができる。また、形成される単結晶SiCと種結晶との間に歪みが形成されることもないため、非常に平滑な表面の単結晶SiCとできる。そのため、表面の改質膜として適用することも可能である。 In this embodiment, 4H—SiC is used as a seed crystal, but 6H—SiC can also be used. Furthermore, in the present embodiment, the (0001) Si plane is used as the seed crystal, but it is also possible to use other plane orientations such as the (0001) C plane and (11-20).
In addition, the single crystal SiC according to the present invention can control the size of the single crystal SiC formed as a seed crystal by appropriately selecting the size of the single crystal SiC and the C atom supply substrate. In addition, since no distortion is formed between the single crystal SiC to be formed and the seed crystal, single crystal SiC having a very smooth surface can be obtained. Therefore, it can be applied as a modified film on the surface.

また、本実施形態に係る単結晶SiC成長方法では、C原子供給基板及び金属Si基板中にあらかじめAlまたはB等のIII族金属の不純物を添加することにより、成長結晶のp型、n型の伝導型を任意に制御することが可能である。
さらには、成長中の雰囲気中に窒素、AlまたはB等のSiCの伝導型を制御する元素を含むガスを送り込むことにより、成長結晶のp型、n型の伝導型を任意に制御することが可能である。 Further, in the single crystal SiC growth method according to the present embodiment, by adding impurities of a group III metal such as Al or B to the C atom supply substrate and the metal Si substrate in advance, the p-type and n-type of the growth crystal are added. It is possible to arbitrarily control the conductivity type.
Furthermore, it is possible to arbitrarily control the p-type and n-type conductivity types of the grown crystal by sending a gas containing an element that controls the conductivity type of SiC such as nitrogen, Al or B into the growing atmosphere. Is possible.

また、前記Si融液層18の厚みによって単結晶SiCの成長速度が異なる。従って、複数のスペーサ19の厚みをそれぞれ異ならせることにより、SiC成長開始場所及び成長方向の制御も可能である。
その例を図5に示す。図左方の第1スペーサ19aの厚みは、図右方の第2スペーサ19bより薄い。前記Si融液層18の厚みが薄い部分は、厚い部分より成長速度が速い。そのため、単結晶SiCの成長が、第1スペーサ19aの近辺から始まり、厚み方向への成長も伴いながら第2スペーサ19b側へと進んでいく。その結果、横方向成長が優先的に起き、欠陥の更なる低減が可能となり高品位結晶膜の作製が可能である。また、表面が傾斜している単結晶SiCを得ることもできる。 The growth rate of single crystal SiC varies depending on the thickness of the Si melt layer 18. Therefore, the SiC growth start location and growth direction can be controlled by making the thicknesses of the plurality of spacers 19 different.
An example is shown in FIG. The first spacer 19a on the left side of the figure is thinner than the second spacer 19b on the right side of the figure. The thin portion of the Si melt layer 18 has a faster growth rate than the thick portion. Therefore, the growth of the single crystal SiC starts from the vicinity of the first spacer 19a and proceeds to the second spacer 19b side with the growth in the thickness direction. As a result, lateral growth preferentially occurs, and defects can be further reduced, and a high-quality crystal film can be produced. It is also possible to obtain single crystal SiC whose surface is inclined.

尚、本発明は、上記の好ましい実施形態に記載されているが、本発明はそれだけに制限されない。本発明の精神と範囲から逸脱することのない様々な実施形態例が他になされることができることは理解されよう。   In addition, although this invention is described in said preferable embodiment, this invention is not restrict | limited only to it. It will be understood that various other exemplary embodiments may be made without departing from the spirit and scope of the invention.

本実施形態を実施するための熱処理装置の一例を示す断面概略図Schematic sectional view showing an example of a heat treatment apparatus for carrying out the present embodiment 図1の熱処理装置における密閉容器の構成を示す図The figure which shows the structure of the airtight container in the heat processing apparatus of FIG. 図2の密閉容器内の単結晶SiC基板及びスペーサの配置の例を示す図The figure which shows the example of arrangement | positioning of the single crystal SiC substrate and spacer in the airtight container of FIG. 図2の密閉容器内の単結晶SiC基板等の配置の例を示す図The figure which shows the example of arrangement of the single crystal SiC substrate etc. in the airtight container of Figure 2 他の実施形態における密閉容器内の単結晶SiC基板及びスペーサ等の配置の例を示す図The figure which shows the example of arrangement | positioning of the single crystal SiC substrate in an airtight container in other embodiment, a spacer, etc.

符号の説明Explanation of symbols

1 熱処理装置
2 本加熱室
3 予備加熱室
4 前室
5 単結晶SiC基板
6 ハロゲンランプ
7 ゲートバルブ
8 テーブル
9 サセプタ
10 移動手段
11 加熱ヒータ
12 反射鏡
14 高温時はＳｉ融液層（低温時は金属 Si基板、又は、金属Ｓｉ膜）
16 密閉容器
17 C原子供給基板
18 高温時はＳｉ融液層（低温時は金属 Si板、又は、金属Ｓｉ膜等）
19 スペーサ
20 汚染物除去機構
23 重石
24 支持基板
25 嵌合部 1 Heat treatment equipment
2 heating chambers
3 Preheating chamber
4 Front room
5 Single crystal SiC substrate
6 Halogen lamp
7 Gate valve
8 tables
9 Susceptor
10 Means of transportation
11 Heater
12 Reflector
14 Si melt layer at high temperature (metal Si substrate or metal Si film at low temperature)
16 Airtight container
17 C atom supply substrate
18 Si melt layer at high temperatures (metal Si plate or metal Si film at low temperatures)
19 Spacer
20 Pollutant removal mechanism
23 Cobblestone
24 Support substrate
25 Mating part

Claims (9)

種結晶となる単結晶炭化ケイ素基板の上に、炭素原子を供給するための炭素原子供給基板を重ね、前記単結晶炭化ケイ素基板と前記炭素原子供給基板とを密閉容器に収納して加熱室に配置し、1400℃以上の所定の温度で所定の時間加熱処理を行うことによって、前記単結晶炭化ケイ素基板と前記炭素原子供給基板との間に金属シリコン融液層を介在させて、前記単結晶炭化ケイ素基板上に単結晶炭化ケイ素を液相エピタキシャル成長させる単結晶炭化ケイ素の成長方法であって、
前記単結晶炭化ケイ素基板と前記炭素原子供給基板との間に、50μｍ以上200μｍ以下の範囲の所定の厚みのスペーサを設置し、
前記単結晶炭化ケイ素基板と前記炭素原子供給基板との間に介在する金属シリコン融液層の厚みを制御する単結晶炭化ケイ素の成長方法。 On the single crystal silicon carbide substrate as a seed crystal, superimposed carbon atoms supply board for supplying a carbon atom, the heating chamber accommodating said single crystal silicon carbide substrate and the carbon atom supply substrate tightly closed container placed, 1 by performing 400 ° C. or more predetermined given temperature the time the heat treatment, the by interposing a metal silicon melt layer between the single crystal silicon carbide substrate and the carbon atom supply substrate, before A method for growing single crystal silicon carbide, comprising liquid phase epitaxial growth of single crystal silicon carbide on the single crystal silicon carbide substrate,
A spacer having a predetermined thickness in a range of 50 μm or more and 200 μm or less is installed between the single crystal silicon carbide substrate and the carbon atom supply substrate,
A method for growing single crystal silicon carbide, comprising controlling a thickness of a metal silicon melt layer interposed between the single crystal silicon carbide substrate and the carbon atom supply substrate. 前記密閉容器の材質が、タンタル又はタンタルカーバイトである請求項１に記載の単結晶炭化ケイ素の成長方法。 The method for growing single crystal silicon carbide according to claim 1, wherein a material of the sealed container is tantalum or tantalum carbide. 前記密閉容器内の圧力を前記加熱室の圧力よりシリコン蒸気圧によって常に高く保って不純物侵入を防止する請求項１又は２に記載の単結晶炭化ケイ素の成長方法。   The method for growing single crystal silicon carbide according to claim 1 or 2, wherein the pressure in the sealed container is always kept higher by the silicon vapor pressure than the pressure in the heating chamber to prevent impurities from entering. 前記炭素原子供給基板として、多結晶炭化ケイ素基板、カーボン基板、ポーラス炭化ケイ素基板、焼結炭化ケイ素基板、非晶質炭化ケイ素基板からなる群から選ばれた少なくとも一種の基板を用いる請求項１乃至３のいずれかに記載の単結晶炭化ケイ素成長方法。   The at least one substrate selected from the group consisting of a polycrystalline silicon carbide substrate, a carbon substrate, a porous silicon carbide substrate, a sintered silicon carbide substrate, and an amorphous silicon carbide substrate is used as the carbon atom supply substrate. 4. The single crystal silicon carbide growth method according to any one of 3 above. 少なくとも1箇所にスペーサを設置して、前記単結晶炭化ケイ素基板と前記炭素原子供給基板との間に介在する金属シリコン融液層の厚みを均一にする請求項１乃至４の何れかに記載の単結晶炭化ケイ素の成長方法。 5. The metal silicon melt layer interposed between the single crystal silicon carbide substrate and the carbon atom supply substrate is made uniform by providing a spacer in at least one place, according to claim 1 . A method for growing single crystal silicon carbide. 少なくとも２箇所以上に厚みの異なるスペーサを設置して、前記単結晶炭化ケイ素基板と前記炭素原子供給基板との間に介在する金属シリコン融液層の厚みを制御して、表面が傾斜している単結晶炭化ケイ素を成長させる請求項１乃至４の何れかに記載の単結晶炭化ケイ素の成長方法。Spacers with different thicknesses are installed in at least two locations, the thickness of the metal silicon melt layer interposed between the single crystal silicon carbide substrate and the carbon atom supply substrate is controlled, and the surface is inclined. The method for growing single crystal silicon carbide according to claim 1, wherein single crystal silicon carbide is grown. 前記炭素原子供給基板の上面に加圧を行なう請求項１乃至６のいずれかに記載の単結晶炭化ケイ素の成長方法。 Method of growing monocrystalline silicon carbide according to any one of claims 1 to 6 performing pressurization on the upper surface of the carbon atoms supplying the substrate. 液相エピタキシャル成長で得られる単結晶炭化ケイ素の所望の膜厚より厚い金属シリコン融液層により液相エピタキシャル成長を行う請求項１乃至７のいずれかに記載の単結晶炭化ケイ素の成長方法。 The method for growing single crystal silicon carbide according to any one of claims 1 to 7 , wherein liquid phase epitaxial growth is performed with a metal silicon melt layer thicker than a desired film thickness of single crystal silicon carbide obtained by liquid phase epitaxial growth. 所望の厚みまで単結晶炭化ケイ素が成長すると、前記単結晶炭化ケイ素内のシリコン分子が蒸発しない範囲の加熱室の温度と圧力の減圧で余剰な金属シリコン融液を炉外に排出する前記請求項1乃至８のいずれかに記載の単結晶炭化ケイ素の成長方法。 When the single crystal silicon carbide grows to a desired thickness, the excess metal silicon melt is discharged out of the furnace at a reduced temperature and pressure in a heating chamber in a range where silicon molecules in the single crystal silicon carbide do not evaporate. The method for growing single crystal silicon carbide according to any one of 1 to 8 .
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