JP6133127B2 - SiC single crystal and method for producing the same - Google Patents
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Description
本発明は、SiC単結晶及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、刃状転位と基底面転位の双方を効率的に低減することが可能なSiC単結晶の製造方法、及び、このような方法により得られるSiC単結晶に関する。 The present invention relates to a SiC single crystal and a method for manufacturing the same, and more specifically, a method for manufacturing a SiC single crystal capable of efficiently reducing both edge dislocations and basal plane dislocations, and by such a method. It relates to the obtained SiC single crystal.
近年、パワー半導体応用としてSiC単結晶が注目されている。しかし、SiC単結晶中には、依然高密度の転位が存在するため、その実用化には、より転位の少ない単結晶の作製方法が求められている。SiC中の主な転位種としては、マイクロパイプ、貫通型螺旋転位(以下、単に「螺旋転位」ともいう)、基底面転位、貫通型刃状転位(以下、単に、「刃状転位」という)が挙げられる。
パワー半導体用に用いられるSiC単結晶の結晶構造は、六方晶である。そのため、マイクロパイプと螺旋転位は、c軸方向のバーガースベクトルを有する。一方、基底面転位と刃状転位は、a軸方向のバーガースベクトルを有する。
In recent years, SiC single crystals have attracted attention as power semiconductor applications. However, since there are still high-density dislocations in the SiC single crystal, a method for producing a single crystal with fewer dislocations is required for its practical use. The main dislocation species in SiC are micropipes, threading-type screw dislocations (hereinafter also simply referred to as “spiral dislocations”), basal plane dislocations, threading-type edge dislocations (hereinafter simply referred to as “edge dislocations”). Is mentioned.
The crystal structure of the SiC single crystal used for power semiconductors is hexagonal. Therefore, the micropipe and the screw dislocation have a Burgers vector in the c-axis direction. On the other hand, basal plane dislocations and edge dislocations have Burgers vectors in the a-axis direction.
最近では、SiCの高品質化が進み、従来最も問題視されていたマイクロパイプは、ほぼ撲滅された。螺旋転位についても、いわゆるa面成長により、その伸展方向を基底面内方向に方向変換し、その後、c面オフセット成長を行えば、比較的容易に結晶外に排出することができる(特許文献1)。 Recently, as the quality of SiC has been improved, the micropipes that have been regarded as the most problematic in the past have almost been eradicated. As for the screw dislocations, if the extension direction is changed to the basal plane inward direction by so-called a-plane growth and then c-plane offset growth is performed, it can be discharged out of the crystal relatively easily (Patent Document 1). ).
このように、c軸方向のバーガースベクトルを有する転位については、その低減方法が確立されつつある。しかしながら、a軸方向のバーガースベクトルを有する基底面転位や刃状転位の低減方法は未確立であり、螺旋転位と比較すると、通常、高密度に残存する。 Thus, a reduction method is being established for dislocations having a Burgers vector in the c-axis direction. However, methods for reducing basal plane dislocations and edge dislocations having a Burgers vector in the a-axis direction have not been established, and usually remain at a high density as compared with spiral dislocations.
一方、特許文献2、3には、SiC単結晶からの種結晶の切り出し、及び、種結晶の成長面上への単結晶の成長をN回繰り返す場合において、(n−1)回目の成長時におけるオフセット方向とn回目の成長時におけるオフセット方向の角度差を45°〜135°の範囲で変化させる点が記載されている。
同文献には、このような方法により、マイクロパイプや転位の少ない単結晶が得られる点が記載されている。
On the other hand, in Patent Documents 2 and 3, in the case where the cutting of the seed crystal from the SiC single crystal and the growth of the single crystal on the growth surface of the seed crystal are repeated N times, the (n-1) th growth time The angle difference between the offset direction in and the offset direction during the n-th growth is changed in the range of 45 ° to 135 °.
The document describes that a single crystal with few micropipes and dislocations can be obtained by such a method.
特許文献2、3において、直前の成長工程間のオフセット方向の角度差は、所定の範囲に制限されている。しかしながら、合計N回の成長工程において取りうるオフセット方向に制限はなく、{0001}面内方向すべてにオフセット方向を設定可能になっている。そのため、同文献に記載の方法では、後述の理由(転位の排出の方向が一定していない)により、基底面転位及び刃状転位の低減に限界がある。また、特許文献3では、成長面のオフセット角が大きく、オフセット上流部において螺旋転位が極端に少なくなり、異種多形が発生するおそれがある。 In Patent Documents 2 and 3, the angular difference in the offset direction between the immediately preceding growth processes is limited to a predetermined range. However, there is no limitation on the offset direction that can be taken in the total number of N growth steps, and the offset direction can be set in all the {0001} in-plane directions. Therefore, in the method described in this document, there is a limit to the reduction of basal plane dislocations and edge dislocations for reasons described later (the direction of dislocation discharge is not constant). Further, in Patent Document 3, the offset angle of the growth surface is large, and the screw dislocations are extremely reduced in the upstream portion of the offset, which may cause heterogeneous polymorphism.
さらに、特許文献4には、オフセット成長を繰り返す際に、オフセット角が小さくなる方向に変化させて成長を繰り返す方法が記載されている。また、同文献には、直前のオフセット方向に対して±45°の範囲内でオフセット方向を一致させる事が示されている。
しかしながら、同文献では、オフセット方向を変更することを前提としていない。そのため、同文献に記載の方法では、後述の理由(すべての転位に対して排出効果が得られない)により、基底面転位及び刃状転位の低減に限界がある。
Further, Patent Document 4 describes a method of repeating growth by changing the offset angle to be smaller when repeating offset growth. Further, this document shows that the offset direction is matched within a range of ± 45 ° with respect to the immediately preceding offset direction.
However, this document does not presuppose changing the offset direction. Therefore, in the method described in this document, there is a limit to the reduction of basal plane dislocations and edge dislocations for the reasons described later (a discharge effect cannot be obtained for all dislocations).
本発明が解決しようとする課題は、刃状転位と基底面転位の双方を効率的に低減することが可能なSiC単結晶の製造方法を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、このような方法により得られるSiC単結晶を提供することにある。
The problem to be solved by the present invention is to provide a method for producing a SiC single crystal capable of efficiently reducing both edge dislocations and basal plane dislocations.
Another object of the present invention is to provide a SiC single crystal obtained by such a method.
上記課題を解決するために本発明に係るSiC単結晶の製造方法は、以下の構成を備えていることを要旨とする。
(1)前記SiC単結晶の製造方法は、
(a)単結晶から、成長面のオフセット角が1°以上30°以下であるc面成長用の種結晶を切り出す種結晶切り出し工程と、
(b)前記成長面上に新たな単結晶をc面成長させるc面成長工程と
をn回(n≧2)繰り返す繰り返しc面成長工程を備えている。
(2)前記種結晶の成長面は、前記n回の繰り返しの内、少なくとも1回は{0001}面内においてオフセット方向が変更される。
(3)前記種結晶の成長面のオフセット方向の最大角度差は、120°以下である。
但し、「オフセット方向の最大角度差」とは、k回目(1≦k≦n)のc面成長時の成長面のオフセット方向と、m回目(1≦m≦n、m≠k)のc面成長時の成長面のオフセット方向とがなす角度の差の最大値をいう。
In order to solve the above-described problems, the gist of a method for producing an SiC single crystal according to the present invention is as follows.
(1) The method for producing the SiC single crystal is as follows:
(A) a seed crystal cutting step of cutting a c-plane growth seed crystal having a growth plane offset angle of 1 ° to 30 ° from a single crystal;
(B) A c-plane growth step that repeats n times (n ≧ 2) a c-plane growth step of growing a new single crystal on the growth surface as a c-plane is provided.
(2) The offset direction of the growth surface of the seed crystal is changed in the {0001} plane at least once among the n repetitions.
(3) The maximum angle difference in the offset direction of the growth surface of the seed crystal is 120 ° or less.
However, the “maximum angle difference in the offset direction” means the offset direction of the growth surface during the k-th (1 ≦ k ≦ n) c-plane growth and the m-th (1 ≦ m ≦ n, m ≠ k) c. The maximum value of the difference in angle between the growth surface and the offset direction during surface growth.
本発明に係るSiC単結晶の1番目は、
結晶学的に等価な3つの<11−20>方向のバーガースベクトルのいずれか1つを有する3つの転位の内、
(a)1つの転位が基底面転位として主に存在し、かつ、
(b)残りの2つの転位が刃状転位として主に存在する
部分を少なくとも一部に有することを要旨とする。
The first of the SiC single crystals according to the present invention is:
Of the three dislocations having any one of the three <11-20> Burgers vectors crystallographically equivalent,
(A) one dislocation mainly exists as a basal plane dislocation, and
(B) The gist is that at least a part of the remaining two dislocations mainly exists as edge dislocations.
本発明に係るSiC単結晶の2番目は、
結晶学的に等価な3つの<11−20>方向のバーガースベクトルのいずれか1つを有する3つの転位の内、
(a)1つの転位が刃状転位として主に存在し、かつ、
(b)残りの2つの転位が基底面転位として主に存在する
部分を少なくとも一部に有することを要旨とする。
The second of the SiC single crystals according to the present invention is:
Of the three dislocations having any one of the three <11-20> Burgers vectors crystallographically equivalent,
(A) one dislocation mainly exists as an edge dislocation, and
(B) The gist is that at least a part of the remaining two dislocations mainly exists as basal plane dislocations.
さらに、本発明に係るSiC単結晶の3番目は、
結晶学的に等価な3つの<11−20>方向のバーガースベクトルのいずれか1つを有する3つの転位の内、2つの転位が主に存在する部分
を少なくとも一部に有することを要旨とする。
Furthermore, the third of the SiC single crystal according to the present invention is:
Of the three dislocations having any one of the three <11-20> Burgers vectors in the crystallographically equivalent direction, the gist is to have at least a portion where two dislocations mainly exist .
SiC単結晶からのc面成長用の種結晶の切り出しと、種結晶の成長面上への単結晶のc面成長を繰り返す場合において、成長面のオフセット方向を少なくとも1回変更し、かつ、全工程を通して、オフセット方向の最大角度差を120°以下に制限すると、刃状転位及び基底面転位を効率的に低減することができる。
これは、
(a)オフセット方向を変えて成長させる毎に、特定のバーガースベクトルを持つ転位のみが、オフセット方向下流側に優先的に排出されるため、及び、
(b)全成長工程を通じてオフセット方向が反対方向になることがない、あるいは、反対方向になる成分が十分に小さいため、単結晶外に排出されかかった転位が単結晶の中心方向に逆戻りすることがないため、
と考えられる。
When repeating the cutting of a seed crystal for c-plane growth from a SiC single crystal and the c-plane growth of the single crystal on the growth surface of the seed crystal, the offset direction of the growth surface is changed at least once, and all If the maximum angle difference in the offset direction is limited to 120 ° or less throughout the process, edge dislocations and basal plane dislocations can be efficiently reduced.
this is,
(A) Every time the growth is performed by changing the offset direction, only dislocations having a specific Burgers vector are preferentially discharged downstream in the offset direction, and
(B) The offset direction does not become the opposite direction throughout the entire growth process, or because the components in the opposite direction are sufficiently small, the dislocations that have been discharged out of the single crystal return to the center direction of the single crystal. Because there is no
it is conceivable that.
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
[1. 用語の定義]
「c面」とは、{0001}面をいう。
「c面に略平行な面」とは、c面に対するオフセット角が30°以下である面をいう。
「c面成長」とは、c面に略平行な面を成長面として、単結晶を成長させることをいう。
Hereinafter, an embodiment of the present invention will be described in detail.
[1. Definition of terms]
“C-plane” refers to the {0001} plane.
“A plane substantially parallel to the c-plane” refers to a plane having an offset angle of 30 ° or less with respect to the c-plane.
“C-plane growth” refers to growing a single crystal using a plane substantially parallel to the c-plane as a growth plane.
「成長面」とは、種結晶又は単結晶の表面の内、その法線ベクトルが単結晶の成長方向成分を持つ面をいう。
「成長方向」とは、単結晶全体のマクロな成長の方向をいう。例えば、成長面が単一の平面からなる場合、成長方向とは、成長面に垂直な方向をいう。
「オフセット角」とは、ある面の法線ベクトルと{0001}面の法線ベクトルとのなす角をいう。
「オフセット方向」とは、成長面の法線ベクトルを{0001}面に投影したベクトルに平行な方向をいう。
「オフセット方向の下流側」とは、成長面の法線ベクトルを{0001}面に投影したベクトルの先端が向いている側をいう。
「オフセット方向の上流側」とは、成長面の法線ベクトルを{0001}面に投影したベクトルの先端が向いている側とは反対の側をいう。
「オフセット方向の最上流部」とは、結晶学的に成長方向に最上位の{0001}面が存在する領域をいう。
The “growth plane” refers to a plane whose normal vector has a growth component of the single crystal in the surface of the seed crystal or single crystal.
“Growth direction” refers to the direction of macro growth of the entire single crystal. For example, when the growth surface is composed of a single plane, the growth direction is a direction perpendicular to the growth surface.
“Offset angle” refers to an angle formed by a normal vector of a certain surface and a normal vector of a {0001} surface.
The “offset direction” refers to a direction parallel to a vector obtained by projecting the normal vector of the growth surface onto the {0001} plane.
The “downstream side in the offset direction” refers to the side on which the front end of a vector obtained by projecting the normal vector of the growth surface onto the {0001} plane faces.
The “upstream side in the offset direction” refers to the side opposite to the side on which the tip of the vector obtained by projecting the normal vector of the growth plane onto the {0001} plane is facing.
“The most upstream part in the offset direction” means a region where the uppermost {0001} plane exists in the growth direction crystallographically.
「成長面のオフセット方向(又は、オフセット角)」とは、種結晶の成長面が単一又は複数の面で構成され、成長面の端部にオフセット方向最上流部を有する場合(特に、オフセット基板(結晶の主たる成長方向と、c軸方向とがなす角が1°以上の基板)を用いる場合)、成長面の主たるオフセット方向(又は、オフセット角)をいう。
「オフセット方向の最大角度差」とは、k回目(1≦k≦n)のc面成長時の成長面のオフセット方向と、m回目(1≦m≦n、m≠k)のc面成長時の成長面のオフセット方向とがなす角度の差の最大値をいう。
“Growth plane offset direction (or offset angle)” means that the growth plane of the seed crystal is composed of a single plane or a plurality of planes, and has the most upstream portion in the offset direction at the end of the growth plane (in particular, offset This refers to the substrate (when the main growth direction of the crystal and the c-axis direction is an angle of 1 ° or more), and the main offset direction (or offset angle) of the growth surface.
The “maximum angle difference in the offset direction” means the offset direction of the growth surface during the k-th (1 ≦ k ≦ n) c-plane growth and the m-th (1 ≦ m ≦ n, m ≠ k) c-plane growth. The maximum value of the difference in angle between the offset direction of the growth surface at the time.
「主たるオフセット方向(オフセット角)」とは、
(a)成長面が単一平面からなるときは、その単一平面のオフセット方向(オフセット角)、
(b)成長面が複数の平面からなるときは、面積が最大である平面のオフセット方向(オフセット角)、
(c)成長面が曲面を含むときは、成長方向に垂直な平面上において、10mm角のマス目の頂点を考えた時、その中心部50%の領域にある頂点部のオフセット方向(オフセット角)の平均、
をいう。
種結晶の成長面が複数の平面で構成され、成長面の略中央にオフセット方向最上流部を有する場合(特に、オンセット基板(結晶の主たる方向と、c軸方向とがなす角度が1°未満の基板)を用いる場合)、「主たるオフセット方向(オフセット角)」とは、各平面の領域それぞれのオフセット方向(又は、オフセット角)をいう。c面成長の繰り返しによって、平面同士の境界線が変化する際には、さらに細分化された領域それぞれのオフセット方向(又は、オフセット角)をいう(図13、15参照)。
"Main offset direction (offset angle)"
(A) When the growth surface consists of a single plane, the offset direction (offset angle) of the single plane,
(B) When the growth surface is composed of a plurality of planes, the offset direction (offset angle) of the plane having the largest area,
(C) When the growth surface includes a curved surface, the offset direction (offset angle) of the apex portion in the region of 50% of the central portion when considering the apex of the square of 10 mm square on the plane perpendicular to the growth direction ) Average,
Say.
In the case where the growth surface of the seed crystal is composed of a plurality of planes and has the most upstream portion in the offset direction at the approximate center of the growth surface (in particular, the angle between the main direction of the crystal and the c-axis direction is 1 ° The “main offset direction (offset angle)” means the offset direction (or offset angle) of each area of each plane. When the boundary line between planes changes due to repeated c-plane growth, it refers to the offset direction (or offset angle) of each further subdivided region (see FIGS. 13 and 15).
「基底面転位」とは、
(a)転位線が{0001}面に対して平行であり、バーガースベクトルが{0001}面に対して平行である螺旋転位、
(b)転位線が{0001}面に対して平行であり、バーガースベクトルが{0001}面に対して平行である刃状転位、又は、
(c)(a)と(b)の混合転位
をいう。
The “basal plane dislocation” is
(A) a screw dislocation whose dislocation line is parallel to the {0001} plane and whose Burgers vector is parallel to the {0001} plane;
(B) an edge dislocation whose dislocation line is parallel to the {0001} plane and whose Burgers vector is parallel to the {0001} plane; or
(C) Mixed rearrangement of (a) and (b).
「貫通型刃状転位(以下、単に「刃状転位」ともいう)」とは、転位線が{0001}面に対して略垂直であり、バーガースベクトルが{0001}面に対して平行である刃状転位をいう。
「貫通型螺旋転位(以下、単に「螺旋転位」ともいう)」とは、転位線が{0001}面に対して略垂直であり、バーガースベクトルが{0001}面に対して垂直である螺旋転位をいう。
「(特定の転位が)主に存在する部分」とは、
(a)結晶学的に等価なバーガースベクトルを持つ転位の80%以上が特定方向のバーガースベクトルを有する転位である領域、又は、
(b)特定方向のバーガースベクトルを有する転位の80%以上が特定の転位種である領域、
をいう(以下、このような領域を「偏在領域」ともいう)。
「(偏在領域を)少なくとも一部に有する」とは、単結晶を5mm2の大きさの領域に区分したときに、区分された領域の1以上が偏在領域であることをいう。
“Through-type edge dislocation (hereinafter also simply referred to as“ edge dislocation ”)” means that the dislocation line is substantially perpendicular to the {0001} plane and the Burgers vector is parallel to the {0001} plane. An edge dislocation.
“Threading type screw dislocation (hereinafter also simply referred to as“ screw dislocation ””) is a screw dislocation in which the dislocation line is substantially perpendicular to the {0001} plane and the Burgers vector is perpendicular to the {0001} plane. Say.
“The part where (specific dislocations) exist mainly”
(A) a region in which 80% or more of dislocations having a crystallographically equivalent Burgers vector are dislocations having a Burgers vector in a specific direction, or
(B) a region in which 80% or more of the dislocations having a Burgers vector in a specific direction are specific dislocation species;
(Hereinafter, such a region is also referred to as a “localized region”).
“Having at least a part (the unevenly distributed region)” means that when a single crystal is divided into regions having a size of 5 mm 2 , one or more of the divided regions are unevenly distributed regions.
[2. SiC単結晶の製造方法]
本発明に係るSiC単結晶の製造方法は、以下の構成を備えている。
(1)前記SiC単結晶の製造方法は、
(a)単結晶から、成長面のオフセット角が1°以上30°以下であるc面成長用の種結晶を切り出す工程と、
(b)前記成長面上に新たな単結晶をc面成長させる工程と
をn回(n≧2)繰り返す繰り返しc面成長工程を備えている。
(2)前記種結晶の成長面は、前記n回の繰り返しの内、少なくとも1回は{0001}面内においてオフセット方向が変更される。
(3)前記種結晶の成長面のオフセット方向の最大角度差は、120°以下である。
但し、「オフセット方向の最大角度差」とは、k回目(1≦k≦n)のc面成長時の成長面のオフセット方向と、m回目(1≦m≦n、m≠k)のc面成長時の成長面のオフセット方向とがなす角度の差の最大値をいう。
[2. Manufacturing method of SiC single crystal]
The manufacturing method of the SiC single crystal which concerns on this invention is equipped with the following structures.
(1) The method for producing the SiC single crystal is as follows:
(A) cutting a seed crystal for c-plane growth having an offset angle of 1 ° or more and 30 ° or less from a single crystal;
(B) a c-plane growth step that repeats n times (n ≧ 2) a step of growing a new single crystal on the growth surface as a c-plane.
(2) The offset direction of the growth surface of the seed crystal is changed in the {0001} plane at least once among the n repetitions.
(3) The maximum angle difference in the offset direction of the growth surface of the seed crystal is 120 ° or less.
However, the “maximum angle difference in the offset direction” means the offset direction of the growth surface during the k-th (1 ≦ k ≦ n) c-plane growth and the m-th (1 ≦ m ≦ n, m ≠ k) c. The maximum value of the difference in angle between the growth surface and the offset direction during surface growth.
[2.1. 種結晶切り出し工程]
まず、単結晶から、成長面のオフセット角が1°以上30°以下であるc面成長用の種結晶を切り出す(種結晶切り出し工程)。
種結晶の成長面のオフセット角が小さすぎると、転位の排出効果が得られない。従って、成長面のオフセット角は、1°以上である必要がある。成長初期にファセットが複数箇所、あるいは広い領域に形成され異種多形が発生することを防ぐためには、成長面のオフセット角は、2°以上が好ましい。
種結晶のオフセット角と同じオフセット角のウェハを成長結晶から取り出すと、最も取り出し歩留まりが高くなる。オフセット角を4°とすることで、転位の排出効果がより得られ易くなると同時に、一般的なウェハの規格であるオフセット角4°のウェハを高い歩留まりで得ることができる。このようなウェハでは、ステップバンチングの少ないエピタキシャル膜を形成することができる。
[2.1. Seed crystal cutting process]
First, a c-plane growth seed crystal having a growth plane offset angle of 1 ° to 30 ° is cut out from the single crystal (seed crystal cutting step).
If the offset angle of the growth surface of the seed crystal is too small, the dislocation discharging effect cannot be obtained. Accordingly, the offset angle of the growth surface needs to be 1 ° or more. In order to prevent the occurrence of heterogeneous polymorphism due to the formation of facets at a plurality of locations or in a wide area in the initial stage of growth, the offset angle of the growth surface is preferably 2 ° or more.
When a wafer having the same offset angle as that of the seed crystal is taken out from the growth crystal, the yield is highest. By setting the offset angle to 4 °, the dislocation discharge effect can be obtained more easily, and at the same time, a wafer having an offset angle of 4 °, which is a general wafer standard, can be obtained with a high yield. With such a wafer, an epitaxial film with less step bunching can be formed.
一方、オフセット角が大きくなりすぎると、転位を単結晶外に完全に排出するために、より大きな成長高さが必要となる。従って、オフセット角は30°以下である必要がある。また、オフセット角を20°未満にすると、オフセット上流部の螺旋転位密度が低下しにくく、異種多形が発生しにくくなる。さらに、ウェハのオフセット角の一般的な規格は4〜8°であるため、種結晶のオフセット角を10°以下にすると、ウェハの取り出し歩留まりを高くすることができる。
成長面のオフセット角が20°以上30°以下の場合においては、少なくともオフセット上流部側のファセット形成箇所(種結晶のオフセット方向の長さの約5分の1の長さに相当する領域)のみは、多形制御のための螺旋転位の密度を維持するために、オフセット角を部分的に20°未満とするのが好ましい。
種結晶の成長面のオフセット方向については、後述する。
On the other hand, if the offset angle becomes too large, a larger growth height is required to completely discharge the dislocations out of the single crystal. Therefore, the offset angle needs to be 30 ° or less. Further, when the offset angle is less than 20 °, the screw dislocation density in the upstream portion of the offset is unlikely to decrease, and the heterogeneous polymorphism hardly occurs. Furthermore, since the general standard of the wafer offset angle is 4 to 8 °, if the offset angle of the seed crystal is 10 ° or less, the yield of wafer removal can be increased.
In the case where the offset angle of the growth surface is 20 ° or more and 30 ° or less, at least the facet forming portion on the upstream side of the offset (region corresponding to the length of about one fifth of the length of the seed crystal in the offset direction) In order to maintain the density of screw dislocations for polymorph control, the offset angle is preferably partially less than 20 °.
The offset direction of the growth surface of the seed crystal will be described later.
繰り返しc面成長工程において、2回目以降のc面成長に用いられる種結晶は、直前のc面成長工程で得られた単結晶から切り出される。
一方、最初のc面成長用の種結晶を切り出すための単結晶は、特に限定されるものではなく、種々の単結晶を用いることができる。
In the repeated c-plane growth step, the seed crystal used for the second and subsequent c-plane growth is cut out from the single crystal obtained in the immediately preceding c-plane growth step.
On the other hand, the single crystal for cutting out the first seed crystal for c-plane growth is not particularly limited, and various single crystals can be used.
最初のc面成長用の種結晶を切り出すための単結晶としては、
(1)c面成長法により得られる単結晶、
(2)成長面のオフセット角が60°〜90°である種結晶(B)を用いて、成長面上に単結晶を成長(a面成長)させることにより得られる単結晶、
などがある。
a面成長結晶は、c面成長結晶と異なり螺旋転位がほとんど無いため、基底面転位との絡み合いも少なくなり、基底面転位がオフセット方向に直線状に伸展しやすく、転位を効率的に排出することができる。また、互いに直交する方向にa面成長を繰り返すことにより得られる単結晶(繰り返しa面成長結晶)は、単なるa面成長結晶に比べてその他の転位種の密度も低い。そのため、a面成長結晶(繰り返しa面成長結晶を含む)は、最初の種結晶を切り出すための単結晶として好適である。
As a single crystal for cutting out the first seed crystal for c-plane growth,
(1) a single crystal obtained by the c-plane growth method,
(2) A single crystal obtained by growing a single crystal on the growth surface (a-plane growth) using a seed crystal (B) having an offset angle of 60 ° to 90 ° on the growth surface,
and so on.
Unlike the c-plane grown crystal, the a-plane grown crystal has almost no screw dislocations, so the entanglement with the basal plane dislocation is reduced, and the basal plane dislocation easily extends linearly in the offset direction, thereby efficiently discharging the dislocation. be able to. A single crystal obtained by repeating a-plane growth in directions orthogonal to each other (repeated a-plane grown crystal) has a lower density of other dislocation species than a simple a-plane grown crystal. Therefore, the a-plane grown crystal (including the repeated a-plane grown crystal) is suitable as a single crystal for cutting out the first seed crystal.
また、前記最初のc面成長用の前記種結晶のオフセット方向は、前記最初のc面成長用の前記種結晶を切り出す単結晶を得るための成長方向と略垂直方向が好ましい。これは、最終a面成長方向に垂直方向のオフセット方向にした方が、種結晶表面に露出する転位密度が小さくなるためである。 Further, the offset direction of the seed crystal for the first c-plane growth is preferably substantially perpendicular to the growth direction for obtaining a single crystal for cutting the seed crystal for the first c-plane growth. This is because the dislocation density exposed on the seed crystal surface is smaller when the offset direction is perpendicular to the final a-plane growth direction.
前記種結晶の成長面は、
(a)その端部にオフセット方向最上流部を有するように、単一又は複数の平面により構成されているもの、又は、
(b)その略中央にオフセット方向最上流部を有するように、複数の平面により構成されているもの、
のいずれであっても良い。
後者の場合、前記種結晶の成長面を構成するオフセット方向の異なる平面の組は、3以上11以下が好ましい。平面の組を2以下にすると、領域によってはオフセット方向変更の回転角が120°を超える領域が生じる場所がある。また、オフセット方向最上流部は点ではなく線となるため、成長初期に不安定な線状のファセットが発生するので、異種多形も発生しやすくなる。
一方、オフセット方向の異なる平面の組を12以上にすると、全領域においてオフセット方向の変更は、最大でも30°になり、オフセット方向変更による効果が得られない。
The growth surface of the seed crystal is
(A) one having a single or plural planes so as to have the most upstream portion in the offset direction at the end thereof, or
(B) What is constituted by a plurality of planes so as to have the most upstream portion in the offset direction at its approximate center,
Either may be sufficient.
In the latter case, the set of planes having different offset directions constituting the growth surface of the seed crystal is preferably 3 or more and 11 or less. If the set of planes is set to 2 or less, there is a place where a region where the rotation angle of the offset direction change exceeds 120 ° occurs depending on the region. In addition, since the most upstream part in the offset direction is not a point but a line, an unstable linear facet is generated at the initial stage of growth, so that heterogeneous polymorphism is also likely to occur.
On the other hand, if the set of planes having different offset directions is set to 12 or more, the change in the offset direction is 30 ° at the maximum in all regions, and the effect of the change in the offset direction cannot be obtained.
[2.2. c面成長工程]
次に、切り出された種結晶の成長面上に新たな単結晶をc面成長させる。単結晶の成長方法は、特に限定されるものではなく、種々の方法を用いることができる。単結晶の成長方法としては、昇華再析出法、CVD法、溶液法などがある。
[2.2. c-plane growth process]
Next, a new single crystal is grown on the c-plane on the growth surface of the cut seed crystal. The method for growing the single crystal is not particularly limited, and various methods can be used. Examples of single crystal growth methods include sublimation reprecipitation, CVD, and solution.
種結晶の成長面が平面であっても、成長途中の単結晶の最先端面(単結晶の成長面)は、等温面に従うため、通常、平面とはならない。刃状転位及び螺旋転位を効率よく低減するためには、c面成長工程は、成長途中の単結晶の成長面においてもオフセット方向変更の角度とその最大角度差が種結晶の成長面のオフセット方向の最大角度差と同等に維持されるように、成長面上に新たな単結晶を成長させるのが好ましい。
ここで、「同等」とは、成長途中の成長面の50%の領域におけるオフセット方向の最大角度差が、種結晶の成長面のオフセット方向の最大角度差に対して±20%以下であることをいう。
Even if the growth surface of the seed crystal is a flat surface, the most advanced surface of the single crystal that is being grown (the growth surface of the single crystal) follows an isothermal surface, and thus is not usually a flat surface. In order to efficiently reduce the edge dislocations and the screw dislocations, the c-plane growth process requires that the offset direction change angle and the maximum angle difference are also in the offset direction of the seed crystal growth surface even in the growth surface of the single crystal during the growth. It is preferable to grow a new single crystal on the growth surface so as to be maintained equal to the maximum angle difference.
Here, “equivalent” means that the maximum angle difference in the offset direction in a region of 50% of the growth surface in the middle of growth is ± 20% or less with respect to the maximum angle difference in the offset direction of the growth surface of the seed crystal. Say.
単結晶の成長面のオフセット方向の最大角度差を所定の範囲に維持しながら成長させる方法としては、
(1)成長結晶の上方に均熱板を配置し、単結晶の成長面が種結晶の成長面に対して略平行に維持されるように単結晶を成長させる方法、
(2)成長中に成長用るつぼを加熱ヒータ等に対して上下動させることで、単結晶の成長面が種結晶の成長面に対して略平行に維持されるように単結晶を成長させる方法、
(3)種結晶保持部材の裏面からの放熱性の径方向分布を、放熱制御部材を用いて成長中に調節して、単結晶の成長面が種結晶の成長面に対して略平行に維持されるように単結晶を成長させる方法、
などがある。
As a method of growing while maintaining the maximum angle difference in the offset direction of the growth surface of the single crystal within a predetermined range,
(1) A method in which a soaking plate is disposed above the growth crystal and the single crystal is grown so that the growth surface of the single crystal is maintained substantially parallel to the growth surface of the seed crystal.
(2) A method of growing a single crystal so that the growth surface of the single crystal is maintained substantially parallel to the growth surface of the seed crystal by moving the growth crucible up and down with respect to the heater or the like during the growth. ,
(3) The radial distribution of heat dissipation from the back surface of the seed crystal holding member is adjusted during growth using the heat dissipation control member, and the growth surface of the single crystal is maintained substantially parallel to the growth surface of the seed crystal. A method of growing a single crystal,
and so on.
[2.3. 繰り返し数]
後述するように、特定のオフセット方向を持つ成長面上に単結晶を成長させると、特定方向のバーガースベクトルを持つ転位を単結晶外に優先的に排出することができる。このような効果を得るためには、種結晶の切り出し及びc面成長の繰り返し数nは、n≧2である必要がある。繰り返し数nは、さらに好ましくは、n≧3である。刃状転位及び基底面転位を低減するには、繰り返し数nは、多いほど良い。
[2.3. Repeat count]
As will be described later, when a single crystal is grown on a growth surface having a specific offset direction, dislocations having a Burgers vector in a specific direction can be preferentially discharged out of the single crystal. In order to obtain such an effect, the number of repetitions n of seed crystal cutting and c-plane growth needs to be n ≧ 2. The number of repetitions n is more preferably n ≧ 3. In order to reduce edge dislocations and basal plane dislocations, the larger the number of repetitions n, the better.
SiC単結晶中に存在する刃状転位及び基底面転位のバーガースベクトルは、それぞれ、結晶学的に等価な3つの<11−20>方向(正負は同一とする)の内、いずれか1つの方向を持つ。
特定のオフセット方向を持つ成長面上に単結晶をc面成長させる場合において、種結晶の直径に比べて成長高さが十分に大きいときには、1回のc面成長によって、特定方向のバーガースベクトルを持つ転位を結晶外に完全に排出することができる。
Burgers vectors of edge dislocations and basal plane dislocations existing in the SiC single crystal are each one of three crystallographically equivalent <11-20> directions (positive and negative are the same). have.
When a single crystal is grown on a growth surface having a specific offset direction in a c-plane, and the growth height is sufficiently larger than the diameter of the seed crystal, a Burgers vector in a specific direction is obtained by a single c-plane growth. Dislocations possessed can be completely discharged out of the crystal.
しかしながら、実際には、成長高さを無制限に大きくすることはできない。そのため、種結晶の直径が大きくなるほど、あるいは、種結晶の成長面のオフセット角が大きくなるほど、1回のc面成長によって特定方向のバーガースベクトルを持つ転位を結晶外に完全に排出するのが難しくなる。
従って、このような場合には、後述の条件を満たすようにオフセット方向を変えると同時に、同一オフセット方向へのc面成長を複数回繰り返すのが好ましい。また、成長高さが十分でない事により、オフセット方向が大きく異なる新たな種結晶を成長結晶から取り出しにくい場合には、小きざみにオフセット方向を変更していくのが良い。
However, in practice, the growth height cannot be increased without limit. Therefore, as the diameter of the seed crystal increases or the offset angle of the growth surface of the seed crystal increases, it is more difficult to completely discharge dislocations having a Burgers vector in a specific direction to the outside of the crystal by one c-plane growth. Become.
Therefore, in such a case, it is preferable that the c-plane growth in the same offset direction is repeated a plurality of times simultaneously with changing the offset direction so as to satisfy the conditions described later. Further, when it is difficult to take out a new seed crystal having a largely different offset direction from the grown crystal due to insufficient growth height, it is preferable to change the offset direction in small increments.
[2.4. オフセット方向]
[2.4.1. オフセット方向の変更と転位密度の低減との関係]
基底面転位と刃状転位(貫通型刃状転位)は、ともに相互に変換可能な転位である。そのため、刃状転位を基底面転位に変換すれば、c軸方向に略平行に結晶を成長させる場合、螺旋転位(貫通型螺旋転位)の場合と同様に結晶外に排出することができる。
しかし、刃状転位や基底面転位のバーガースベクトルは、螺旋転位のように単一の方向(c軸方向)を向いているのではなく、結晶学的に等価な3つのa軸方向のバーガースベクトルを取り得る。そのため、刃状転位の基底面転位への変換率、また基底面転位が刃状転位に変換せずに基底面転位のままで存在する率、そして、これに伴う結晶外への排出には、オフセット角の最適な大きさ以外に、それぞれのバーガースベクトルの向きによって最適なオフセット方向が存在する。
[2.4. Offset direction]
[2.4.1. Relationship between change of offset direction and reduction of dislocation density]
Both basal plane dislocations and edge dislocations (penetrating edge dislocations) can be converted to each other. Therefore, if edge dislocations are converted into basal plane dislocations, when crystals are grown substantially parallel to the c-axis direction, they can be discharged out of the crystal as in the case of spiral dislocations (through-type screw dislocations).
However, the Burgers vectors for edge dislocations and basal plane dislocations are not oriented in a single direction (c-axis direction) as in the case of spiral dislocations, but are three crystallographically equivalent Burgers vectors in the a-axis direction. Can take. Therefore, the conversion rate of edge dislocations to basal plane dislocations, the rate at which basal plane dislocations remain as basal plane dislocations without being converted to edge dislocations, and the discharge out of the crystal accompanying this, In addition to the optimum magnitude of the offset angle, there is an optimum offset direction depending on the direction of each Burgers vector.
詳細には、刃状転位や基底面転位のバーガースベクトルの向きが、成長時の成長面のオフセット方向に対し、より平行な方向を向いている場合、基底面転位となってオフセット方向下流側に排出される傾向が強く、より垂直方向を向いている場合、刃状転位となって排出されにくくなる。以下に、バーガースベクトルの向きの違いによる、転位の変換と排出のしやすさの違いを示す。 Specifically, if the direction of the Burgers vector for edge dislocations and basal plane dislocations is more parallel to the offset direction of the growth surface during growth, it becomes a basal plane dislocation and downstream in the offset direction. When there is a strong tendency to be discharged and it is oriented more vertically, it becomes difficult to be discharged due to edge dislocation. Below, the difference in dislocation conversion and ease of discharge due to the difference in Burgers vector orientation is shown.
図1に、成長面のオフセット方向が[2−1−10]方向である領域の透過トポグラフ像を示す。これらは、同一領域に対し、結晶学的に等価な二つの回折((10−10)面回折と、(0−110)面回折)により得たトポグラフ像である。左側の(10−10)面回折像には、オフセット方向である[2−1−10]方向にほぼ平行に伸びる基底面転位が観察される。一方、右側の(0−110)面回折像には、同一領域であるにもかかわらず、基底面転位が観察されていない(左側の(10−10)面回折像中の基底面転位に相当する箇所を点線で表示)。
(0−110)面回折では、回折のgベクトルは、[0−110]方向であり、これに垂直な[2−1−10]方向に平行な方向のバーガースベクトルを有する転位が消滅する回折条件である。これは、左側の(10−10)面回折像で観察された基底面転位が、[2−1−10]方向のバーガースベクトルを有することを示唆している。
また、螺旋転位密度が低い方が、このようなバーガースベクトルが偏った転位構造になる傾向が強かった。螺旋転位密度が100個/cm2を超えると、明確な傾向が認められなかった。これは、螺旋転位に基底面転位がからみつくこと(転位のピン止め効果)が顕著となるためである。
FIG. 1 shows a transmission topographic image of a region in which the growth plane offset direction is the [2-1-10] direction. These are topographic images obtained by two crystallographically equivalent diffractions ((10-10) plane diffraction and (0-110) plane diffraction) for the same region. In the (10-10) plane diffraction image on the left side, basal plane dislocations extending almost parallel to the [2-1-10] direction which is the offset direction are observed. On the other hand, the basal plane dislocation is not observed in the (0-110) plane diffraction image on the right side although it is the same region (corresponding to the basal plane dislocation in the (10-10) plane diffraction image on the left side). (Show the dotted line with dotted lines).
In the (0-110) plane diffraction, the diffraction g vector is the [0-110] direction, and the dislocation having the Burgers vector in the direction parallel to the [2-1-10] direction perpendicular thereto is extinguished. It is a condition. This suggests that the basal plane dislocation observed in the left (10-10) plane diffraction image has a Burgers vector in the [2-1-10] direction.
Also, the lower the screw dislocation density, the stronger the tendency for such a dislocation structure in which Burgers vectors are biased. When the screw dislocation density exceeded 100 / cm 2 , no clear tendency was observed. This is because the basal plane dislocation entangled with the screw dislocation (pinning effect of dislocation) becomes remarkable.
図2に、図1のような転位分布となる過程を示す。種結晶中には、等価な3つの<11−20>方向のバーガースベクトルを有する転位(図2(a):刃状転位の場合、図2(a’):基底面転位の場合)が存在し、それらが表面に露出している。
成長面のオフセット方向は、[2−1−10]方向であるため、種結晶と成長結晶の界面において、オフセット方向と平行な[2−1−10]方向のバーガースベクトルを有する転位は、基底面転位になる。
一方、オフセット方向と60°の角度をなす[1−210]と[11−20]方向のバーガースベクトルを有する転位は、刃状転位になる(図2(b)及び図2(b’))。
基底面転位は、オフセット方向に配向し、排出される傾向があり、刃状転位は、c軸方向に伸展しながら結晶内に留まる(図2(c))。
FIG. 2 shows a process of dislocation distribution as shown in FIG. In the seed crystal, there exist dislocations having three equivalent <11-20> Burgers vectors (FIG. 2 (a): edge dislocation, FIG. 2 (a '): basal plane dislocation). And they are exposed on the surface.
Since the offset direction of the growth surface is the [2-1-10] direction, the dislocation having the Burgers vector in the [2-1-10] direction parallel to the offset direction is the basis at the interface between the seed crystal and the growth crystal. It becomes a plane dislocation.
On the other hand, dislocations having Burgers vectors in the [1-210] and [11-20] directions that form an angle of 60 ° with the offset direction become edge dislocations (FIGS. 2B and 2B ′). .
The basal plane dislocations tend to be oriented and discharged in the offset direction, and the edge dislocations remain in the crystal while extending in the c-axis direction (FIG. 2 (c)).
図3に、成長面のオフセット方向が[1−100]方向である領域の反射トポグラフ像を示す。これらは、同一領域に対して得られた、(11−28)面回折と(2−2010)面回折のトポグラフ像である。
左側の(11−28)面回折像には、白丸で示すように、多くの刃状転位が認められる。一方、右側の(2−2010)面回折像には、同一領域であるにもかかわらず、ほとんどの刃状転位が消滅している(左側の(11−28)面回折像中の刃状転位に相当する箇所を点線の白丸で表示)。
FIG. 3 shows a reflection topographic image of a region where the growth plane offset direction is the [1-100] direction. These are topographic images of (11-28) plane diffraction and (2-2010) plane diffraction obtained for the same region.
In the (11-28) plane diffraction image on the left side, many edge dislocations are recognized as indicated by white circles. On the other hand, in the (2-2010) plane diffraction image on the right side, most of the edge dislocations disappear even though they are in the same region (the edge dislocation in the (11-28) plane diffraction image on the left side. The part corresponding to is indicated by a dotted white circle).
(2−2010)面回折では、回折のgベクトルは、紙面上において[1−100]方向であり、これに垂直な[11−20]方向に平行な方向のバーガースベクトルを有する刃状転位が消滅する回折条件である。そのため、左側の(11−28)面回折像で観察された刃状転位のほとんどは、[11−20]方向のバーガースベクトルを有することを意味する。
また、螺旋転位密度が低い方が、このようなバーガースベクトルが偏った転位構造になる傾向が強かった。螺旋転位密度が100個/cm2を超えると、明確な傾向が認められなかった。
In (2-2010) plane diffraction, the g vector of diffraction is the [1-100] direction on the paper surface, and the edge dislocation having a Burgers vector in a direction parallel to the [11-20] direction perpendicular thereto is expressed. The diffraction conditions disappear. Therefore, most of the edge dislocations observed in the (11-28) plane diffraction image on the left side have a Burgers vector in the [11-20] direction.
Also, the lower the screw dislocation density, the stronger the tendency for such a dislocation structure in which Burgers vectors are biased. When the screw dislocation density exceeded 100 / cm 2 , no clear tendency was observed.
図4に、図3のような転位分布となる過程を示す。種結晶中には、等価な3つの<11−20>方向のバーガースベクトルを有する転位(図4(a):刃状転位の場合、図4(a’):基底面転位の場合)が存在し、それらが表面に露出している。
成長面のオフセット方向は、[1−100]方向であるため、種結晶と成長結晶の界面において、オフセット方向に近い(30°の角度をなす)[2−1−10]方向と[1−210]方向のバーガースベクトルを有する転位は、基底面転位になる。
一方、オフセット方向と90°の角度をなす、[11−20]方向のバーガースベクトルを有する転位は、刃状転位になる(図4(b)及び図4(b’))。
基底面転位は、オフセット方向に配向し、排出される傾向があり、刃状転位は、c軸方向に伸展しながら結晶内に留まる(図4(c))。成長結晶上部では、基底面転位はこの領域から完全に排出され、[11−20]方向のバーガースベクトルを有する転位のみが残存する(図4(d))。
FIG. 4 shows a process of dislocation distribution as shown in FIG. In the seed crystal, there exist dislocations having three equivalent <11-20> Burgers vectors (FIG. 4 (a): edge dislocation, FIG. 4 (a ′): basal plane dislocation). And they are exposed on the surface.
Since the offset direction of the growth plane is the [1-100] direction, at the interface between the seed crystal and the growth crystal, the [2-1-10] direction and the [1- A dislocation having a Burgers vector in the 210] direction becomes a basal plane dislocation.
On the other hand, a dislocation having a Burgers vector in the [11-20] direction that forms an angle of 90 ° with the offset direction becomes an edge dislocation (FIGS. 4B and 4B ′).
The basal plane dislocations tend to be oriented and discharged in the offset direction, and the edge dislocations remain in the crystal while extending in the c-axis direction (FIG. 4C). In the upper part of the grown crystal, the basal plane dislocation is completely discharged from this region, and only the dislocation having the Burgers vector in the [11-20] direction remains (FIG. 4D).
これらのことから、すべての刃状転位と基底面転位に対して、結晶外への排出効果を得るには、単一のオフセット方向の成長のみを繰り返すのではなく、異なるオフセット方向の成長を組み合わせて成長を繰り返していくのが効果的である。結晶学的に等価な3つの方向のバーガースベクトルは、60°ごと(正負を区別しなければ、120°ごと)にその方向が異なる。成長を繰り返す際に、オフセット方向を、それら3種類のバーガースベクトルに対して作用させるように変化させることが好ましい。 From these facts, in order to obtain the effect of discharging out of the crystal for all edge dislocations and basal plane dislocations, it is not necessary to repeat growth in a single offset direction, but to combine growth in different offset directions. It is effective to repeat growth. The three directions of Burgers vectors that are crystallographically equivalent differ in direction every 60 ° (or 120 ° unless positive and negative are distinguished). When repeating the growth, it is preferable to change the offset direction so as to act on these three types of Burgers vectors.
但し、オフセット方向を変える際の方向の角度範囲に制限を設けなければ、ある一回のc面成長時に結晶外に排出されつつあった基底面転位が、次の異なるオフセット方向のc面成長において、結晶の内側方向に伸展方向を変えてしまい、転位密度を低減できない場合がある。これは、方向の異なる2つのオフセット方向を比較した際に、互いに反対方向の成分が大きくなるほど、転位の伸展方向が逆方向に変化しやすくなるためである。基底面転位は比較的容易に刃状転位に変換するため、螺旋転位のように低い成長高さで結晶外に排出しにくい。そのため、このオフセット方向の角度範囲がより重要になる。 However, if there is no restriction on the angular range of the direction when changing the offset direction, the basal plane dislocation that was being ejected out of the crystal during a certain c-plane growth may cause the basal plane dislocation in the next different c-plane growth. In some cases, the extension direction is changed to the inner side of the crystal and the dislocation density cannot be reduced. This is because when two offset directions having different directions are compared, the extension direction of dislocations is more likely to change in the reverse direction as the components in the opposite directions increase. Since basal plane dislocations are converted to edge dislocations relatively easily, they are difficult to be discharged out of the crystal at a low growth height like spiral dislocations. Therefore, the angle range in the offset direction becomes more important.
[2.4.2. オフセット方向の変更範囲]
図5に、オフセット方向の変更範囲を説明するための模式図を示す。
例えば、[11−20]方向に平行方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位(若しくは、基底面転位)は、オフセット方向が[11−20]方向に近くなるほど、基底面転位に変換されやすくなる(若しくは、基底面転位のままでいる)。その結果、このようなバーバースベクトルを持つ転位は、単結晶の成長過程において、オフセット方向の下流側に極めて効率よく排出される。
[2.4.2. Change range of offset direction]
FIG. 5 is a schematic diagram for explaining a change range in the offset direction.
For example, an edge dislocation (or basal plane dislocation) having a Burgers vector parallel to the [11-20] direction is more easily converted to a basal plane dislocation as the offset direction is closer to the [11-20] direction ( Or, the basal plane dislocation remains.) As a result, the dislocation having such a barber vector is discharged very efficiently downstream in the offset direction during the growth process of the single crystal.
オフセット方向が[11−20]方向からずれるほど、[11−20]方向に平行方向のバーガースベクトルを持つ転位は排出されにくくなる。
しかしながら、オフセット方向が[11−20]方向から±30°の範囲にあれば、[11−20]方向に平行方向のバーガースベクトルを持つ転位は、単結晶の成長過程においてオフセット方向の下流側に効率よく排出される。
As the offset direction deviates from the [11-20] direction, dislocations having Burgers vectors parallel to the [11-20] direction are less likely to be discharged.
However, if the offset direction is within a range of ± 30 ° from the [11-20] direction, dislocations having Burgers vectors parallel to the [11-20] direction are located downstream of the offset direction in the growth process of the single crystal. It is discharged efficiently.
一方、オフセット方向が[11−20]方向から±30°を超え、60°に近づくにつれ、[11−20]方向に平行方向のバーガースベクトルを持つ転位は、次第にオフセット方向の下流側に排出され難くなる。
また、オフセット方向が[11−20]方向から約60°以上傾くと、[11−20]方向に平行方向のバーガースベクトルを持つ転位は、刃状転位のままで存在し、若しくは、基底面転位から刃状転位に変換され、ほとんど排出されなくなる。
さらに、オフセット方向が[11−20]方向から90°に傾くと、ほぼ完全に排出されなくなり、さらに120°を超えると、再び[11−20]方向に平行方向のバーガースベクトルを持つ転位が次第に活性化され、やがて転位が逆方向([−1−120]方向)に排出され始める。
On the other hand, as the offset direction exceeds ± 30 ° from the [11-20] direction and approaches 60 °, dislocations having Burgers vectors parallel to the [11-20] direction are gradually discharged downstream in the offset direction. It becomes difficult.
Further, when the offset direction is inclined by about 60 ° or more from the [11-20] direction, the dislocation having a Burgers vector parallel to the [11-20] direction exists as an edge dislocation, or a basal plane dislocation. Is converted into edge dislocations and almost no discharge occurs.
Further, when the offset direction is tilted 90 ° from the [11-20] direction, almost no discharge occurs. When the offset direction exceeds 120 °, dislocations having Burgers vectors parallel to the [11-20] direction are gradually increased again. After being activated, dislocations begin to be discharged in the reverse direction ([-1-120] direction).
従って、各オフセット方向間で反対方向の成分が生じないように、あるいは、反対方向の成分が小さくなるようにすると、あるオフセット方向での成長時にオフセット方向下流側に方向転換した転位が、別のオフセット方向での成長時に逆方向に方向転換することを避けられる。
すなわち、オフセット方向に関し以下の2つの条件を満たすことにより、刃状転位及び基底面転位を効率よく低減することができる。
(a)前記種結晶の成長面は、前記n回の繰り返しの内、少なくとも1回は{0001}面内においてオフセット方向が変更される。
(b)前記種結晶の成長面のオフセット方向の最大角度差は、120°以下である。
Therefore, if the components in the opposite direction are not generated between the offset directions, or if the components in the opposite direction are reduced, the dislocations that are turned downstream in the offset direction during growth in a certain offset direction may be It is possible to avoid turning in the opposite direction when growing in the offset direction.
That is, edge dislocations and basal plane dislocations can be efficiently reduced by satisfying the following two conditions regarding the offset direction.
(A) The growth direction of the seed crystal is changed in the offset direction within the {0001} plane at least once among the n repetitions.
(B) The maximum angle difference in the offset direction of the growth surface of the seed crystal is 120 ° or less.
オフセット方向の最大角度差が小さい場合であっても、結晶学的に等価な3つの<11−20>方向の内、少なくとも1つの方向に平行方向のバーガースベクトルを持つ転位が活性化されるので、3種類の転位の内、少なくとも1種類を低減することができる。
オフセット方向の最大角度差が大きくなるほど、3種類の転位の内、2種以上が活性化される。2種以上の転位を効率よく排出するためには、オフセット方向の最大角度差は、30°以上が好ましい。オフセット方向の最大角度差は、さらに好ましくは、60°以上である。角度差が60°である2つの<1−100>方向をオフセット方向として選択した場合、3つの<11−20>方向は、それぞれ、少なくとも1つのオフセット方向に対して30°の傾きとなる。
Even when the maximum angular difference in the offset direction is small, dislocations having Burgers vectors parallel to at least one of the three <11-20> directions crystallographically equivalent are activated. At least one of the three types of dislocations can be reduced.
As the maximum angle difference in the offset direction increases, two or more of the three types of dislocations are activated. In order to efficiently discharge two or more kinds of dislocations, the maximum angle difference in the offset direction is preferably 30 ° or more. The maximum angle difference in the offset direction is more preferably 60 ° or more. When two <1-100> directions having an angle difference of 60 ° are selected as offset directions, the three <11-20> directions each have an inclination of 30 ° with respect to at least one offset direction.
オフセット方向の最大角度差が120°である場合、3種類の転位を効率よく結晶外に排出することができる。特に、隣り合う3つの<11−20>方向±30°の方向の間で、前記種結晶の成長面の前記オフセット方向を変更すと、3種類の転位を効率よく結晶外に排出することができる。しかしながら、オフセット方向の最大角度差が大きくなるほど、所定の面積以上の成長面を有する種結晶を繰り返し切り出すために、より高い成長高さが必要となる。
従って、オフセット方向の最大化角度差は、90°以下が好ましい。
When the maximum angle difference in the offset direction is 120 °, three types of dislocations can be efficiently discharged out of the crystal. In particular, if the offset direction of the growth surface of the seed crystal is changed between three adjacent <11-20> directions ± 30 °, three types of dislocations can be efficiently discharged out of the crystal. it can. However, as the maximum angular difference in the offset direction increases, a higher growth height is required to repeatedly cut out a seed crystal having a growth surface having a predetermined area or more.
Therefore, the maximum angle difference in the offset direction is preferably 90 ° or less.
[2.4.3. オフセット方向の変更の具体例]
各c面成長工程におけるオフセット方向や、オフセット方向の変更順序は、上述した条件を満たす限りにおいて、特に限定されない。
[2.4.3. Specific example of changing the offset direction]
The offset direction in each c-plane growth process and the change order of the offset direction are not particularly limited as long as the above-described conditions are satisfied.
[A. 具体例1]
図5(a)に示す例の場合、オフセット方向は、[2−1−10]方向と[−12−10]方向との間に設定されている。オフセット方向をx軸([1−100]方向)を基準とする回転角度θで表す場合、図5(a)のオフセット方向θは、θ=30°〜150°の範囲となる。
この場合、n回の繰り返しの内、オフセット方向θが30°([2−1−10]方向)である少なくとも1回のc面成長と、オフセット方向θが150°([−12−10]方向)である少なくとも1回のc面成長が行われる。
[A. Specific Example 1]
In the example shown in FIG. 5A, the offset direction is set between the [2-1-10] direction and the [-12-10] direction. When the offset direction is represented by a rotation angle θ with reference to the x-axis ([1-100] direction), the offset direction θ in FIG. 5A is in a range of θ = 30 ° to 150 °.
In this case, out of n repetitions, at least one c-plane growth in which the offset direction θ is 30 ° ([2-1-10] direction) and the offset direction θ is 150 ° ([-12-10]). Direction), at least one c-plane growth is performed.
3回以上のc面成長を行う場合、残りのc面成長工程のオフセット方向θは、目的に応じて任意に選択することができる。
例えば、オフセット方向θが90°([11−20]方向)±30°である少なくとも1回のc面成長を行うと、3種類の転位を効率よく結晶外に排出することができる。
また、オフセット方向θを30°([2−1−10]方向)と90°([11−20]方向)の間に設定すると、オフセット方向θの大きさに応じて、2種類の転位の低減割合を調節することができる。
When the c-plane growth is performed three times or more, the offset direction θ of the remaining c-plane growth process can be arbitrarily selected according to the purpose.
For example, if at least one c-plane growth with an offset direction θ of 90 ° ([11-20] direction) ± 30 ° is performed, three types of dislocations can be efficiently discharged out of the crystal.
Moreover, when the offset direction θ is set between 30 ° ([2-1-10] direction) and 90 ° ([11-20] direction), two types of dislocations are generated depending on the magnitude of the offset direction θ. The reduction rate can be adjusted.
[B. 具体例2]
一方、図5(b)に示す例の場合、オフセット方向θは、θ=−15°〜105°の範囲に設定されている。この場合、n回の繰り返しの内、オフセット方向θが−15°である少なくとも1回のc面成長と、オフセット方向θが105°である少なくとも1回のc面成長が行われる。
θ=−15°のc面成長においては、[1−210]方向に平行方向のバーガースベクトルを有する転位が主として結晶外に排出される。一方、θ=105°のc面成長においては、[11−20]方向に平行方向のバーガースベクトルを有する転位が主として結晶外に排出される。
[B. Specific Example 2]
On the other hand, in the example shown in FIG. 5B, the offset direction θ is set in a range of θ = −15 ° to 105 °. In this case, among the n repetitions, at least one c-plane growth with an offset direction θ of −15 ° and at least one c-plane growth with an offset direction θ of 105 ° are performed.
In the c-plane growth of θ = −15 °, dislocations having a Burgers vector parallel to the [1-210] direction are mainly discharged out of the crystal. On the other hand, in the c-plane growth of θ = 105 °, dislocations having a Burgers vector parallel to the [11-20] direction are mainly discharged out of the crystal.
3回以上のc面成長を行う場合、残りのc面成長工程のオフセット方向θは、目的に応じて任意に選択することができる。
例えば、オフセット方向θが30°([2−1−10]方向)±30°である少なくとも1回のc面成長を行うと、3種類の転位を効率よく結晶外に排出することができる。
また、オフセット方向θを30°([2−1−10]方向)と90°([11−20]方向)の間に設定すると、オフセット方向θの大きさに応じて、2種類の転位の低減割合を調節することができる。
When the c-plane growth is performed three times or more, the offset direction θ of the remaining c-plane growth process can be arbitrarily selected according to the purpose.
For example, when at least one c-plane growth with an offset direction θ of 30 ° ([2-1-10] direction) ± 30 ° is performed, three types of dislocations can be efficiently discharged out of the crystal.
Moreover, when the offset direction θ is set between 30 ° ([2-1-10] direction) and 90 ° ([11-20] direction), two types of dislocations are generated depending on the magnitude of the offset direction θ. The reduction rate can be adjusted.
[C. 具体例3]
さらに、図5(c)に示す例の場合、オフセット方向θは、θ=−60°〜60°の範囲に設定されている。この場合、n回の繰り返しの内、オフセット方向θが−60°である少なくとも1回のc面成長と、オフセット方向θが60°である少なくとも1回のc面成長が行われる。
θ=−60°のc面成長においては、[1−210]方向及び[−1−120]方向に平行方向のバーガースベクトルを有する転位が、それぞれほぼ均等に結晶外に排出される。同様に、θ=60°のc面成長においては、[11−20]方向及び[2−1−10]方向に平行方向のバーガースベクトルを有する転位が、それぞれほぼ均等に結晶外に排出される。
[C. Specific Example 3]
Further, in the example shown in FIG. 5C, the offset direction θ is set in a range of θ = −60 ° to 60 °. In this case, among the n repetitions, at least one c-plane growth in which the offset direction θ is −60 ° and at least one c-plane growth in which the offset direction θ is 60 ° are performed.
In the c-plane growth of θ = −60 °, dislocations having Burgers vectors parallel to the [1-210] direction and the [−1-120] direction are discharged almost uniformly from the crystal. Similarly, in the c-plane growth of θ = 60 °, dislocations having Burgers vectors parallel to the [11-20] direction and the [2-1-10] direction are discharged out of the crystal almost equally. .
3回以上のc面成長を行う場合、残りのc面成長工程のオフセット方向θは、目的に応じて任意に選択することができる。
例えば、オフセット方向θが0°([1−100]方向)±30°である少なくとも1回のc面成長を行うと、3種類の転位の内、2種類の転位を選択的に結晶外に排出することができる。
When the c-plane growth is performed three times or more, the offset direction θ of the remaining c-plane growth process can be arbitrarily selected according to the purpose.
For example, when at least one c-plane growth with an offset direction θ of 0 ° ([1-100] direction) ± 30 ° is performed, two types of dislocations out of the crystal are selectively out of the crystal. Can be discharged.
[D. その他の具体例]
図示はしないが、オフセット方向θを、θ=0°〜90°の範囲に設定しても良い。この場合、n回の繰り返しの内、オフセット方向θが0°である少なくとも1回のc面成長と、オフセット方向θが90°である少なくとも1回のc面成長が行われる。
θ=0°のc面成長においては、[2−1−10]方向及び[1−210]方向にそれぞれ平行な方向を有する2種類の転位がほぼ均等に結晶外に排出される。一方、θ=90°のc面成長においては、[11−20]方向に平行方向のバーガースベクトルを有する転位が主として結晶外に排出される。
[D. Other specific examples]
Although not shown, the offset direction θ may be set in a range of θ = 0 ° to 90 °. In this case, of the n repetitions, at least one c-plane growth with an offset direction θ of 0 ° and at least one c-plane growth with an offset direction θ of 90 ° are performed.
In the c-plane growth of θ = 0 °, two types of dislocations having directions parallel to the [2-1-10] direction and the [1-210] direction, respectively, are discharged almost uniformly out of the crystal. On the other hand, in the c-plane growth of θ = 90 °, dislocations having a Burgers vector parallel to the [11-20] direction are mainly discharged out of the crystal.
[3. SiC単結晶]
上述したように、本発明に係る方法を用い、又はこれを応用すると、オフセット方向θの大きさに応じて、結晶外に排出される転位種を任意に選択することができる。
すなわち、オフセット方向の最大角度差120°以下の範囲内でオフセット方向θを最適化すると、3種類の転位種の内の一部のみを選択的に結晶外に排出したり、あるいは、すべての転位種を結晶外に排出することができる。
[3. SiC single crystal]
As described above, when the method according to the present invention is used or applied, the dislocation species discharged out of the crystal can be arbitrarily selected according to the magnitude of the offset direction θ.
That is, when the offset direction θ is optimized within the range of the maximum angle difference of 120 ° or less in the offset direction, only a part of the three types of dislocation species is selectively discharged out of the crystal, or all the dislocations The seed can be discharged out of the crystal.
例えば、本発明に係る方法を用いると、結晶学的に等価な3つの<11−20>方向のバーガースベクトルのいずれか1つを有する3つの転位の内、
(a)1つの転位が基底面転位として主に存在し、かつ、
(b)残りの2つの転位が刃状転位として主に存在する
部分を少なくとも一部に有するSiC単結晶を製造することができる。
For example, using the method according to the present invention, of the three dislocations having any one of three <11-20> direction Burgers vectors crystallographically equivalent,
(A) one dislocation mainly exists as a basal plane dislocation, and
(B) A SiC single crystal having at least a portion where the remaining two dislocations mainly exist as edge dislocations can be produced.
このようなSiC単結晶から取り出される基板では、基底面転位の方向が揃っている。そのため、デバイスのパターンと基底面転位の向きを調節することで(例えば、トランジスタのゲート酸化膜界面と基底面転位を平行にして、基底面転位がゲート酸化膜界面に露出することを防ぐ)、デバイス特性を向上することができる。
また、基底面転位のバーガースベクトルと垂直方向のオフセット方向を有し、オフセット角が比較的小さい基板を取り出すことができる。これにエピタキシャル膜を形成すると、デバイスに有害な基底面転位のすべてを刃状転位に変換することができる(刃状転位は、低オフ角のため、刃状転位のまま存在する)。これにより、基底面転位のないSiC基板が得られる。
このようなSiC単結晶は、例えば、θ=90°である少なくとも1回のc面成長を行うことにより製造することができる。
In such a substrate taken out from the SiC single crystal, the direction of the basal plane dislocation is aligned. Therefore, by adjusting the pattern of the device and the direction of the basal plane dislocation (for example, the basal plane dislocation is prevented from being exposed to the gate oxide interface by making the gate oxide interface of the transistor parallel to the basal plane dislocation) Device characteristics can be improved.
Further, a substrate having a basal plane dislocation Burgers vector and an offset direction perpendicular to the offset angle and having a relatively small offset angle can be taken out. When an epitaxial film is formed on this, all of the basal plane dislocations harmful to the device can be converted into edge dislocations (the edge dislocations exist as edge dislocations because of the low off-angle). Thereby, the SiC substrate without a basal plane dislocation is obtained.
Such a SiC single crystal can be manufactured, for example, by performing at least one c-plane growth with θ = 90 °.
あるいは、結晶学的に等価な3つの<11−20>方向のバーガースベクトルのいずれか1つを有する3つの転位の内、
(a)1つの転位が刃状転位として主に存在し、かつ、
(b)残りの2つの転位が基底面転位として主に存在する
部分を少なくとも一部に有するSiC単結晶を製造することができる。
Alternatively, of the three dislocations having any one of the three <11-20> Burgers vectors crystallographically equivalent,
(A) one dislocation mainly exists as an edge dislocation, and
(B) A SiC single crystal having at least a portion where the remaining two dislocations mainly exist as basal plane dislocations can be produced.
このようなSiC単結晶から、刃状転位のバーガースベクトルの方向と平行方向のオフセット方向を有し、オフセット角が比較的小さい基板を取り出して、これにエピタキシャル膜を形成すると、基底面転位の殆どを刃状転位に変換することができる。これにより、基底面転位密度が極めて小さいSiC基板を得ることができる。
このようなSiC単結晶は、例えば、θ=0°である少なくとも1回のc面成長を行うことにより製造することができる。
When a substrate having an offset direction parallel to the direction of the Burgers vector of edge dislocations and a relatively small offset angle is taken out from such a SiC single crystal and an epitaxial film is formed thereon, most of the basal plane dislocations are formed. Can be converted into edge dislocations. Thereby, an SiC substrate having an extremely small basal plane dislocation density can be obtained.
Such a SiC single crystal can be manufactured, for example, by performing at least one c-plane growth with θ = 0 °.
あるいは、結晶学的に等価な3つの<11−20>方向のバーガースベクトルのいずれか1つを有する3つの転位の内、2つの転位が主に存在する部分を少なくとも一部に有するSiC単結晶を製造することができる。この場合、前記2つの転位の双方が刃状転位であるSiC単結晶、あるいは、前記2つの転位の一方が基底面転位であるSiC単結晶
のいずれであっても製造することができる。
Alternatively, a SiC single crystal having at least part of a portion where two dislocations mainly exist among three dislocations having any one of three <11-20> Burgers vectors crystallographically equivalent Can be manufactured. In this case, both of the two dislocations can be produced by either an SiC single crystal having edge dislocations or an SiC single crystal in which one of the two dislocations is a basal plane dislocation.
前記2つの転位の双方が刃状転位であるSiC単結晶から取り出される基板では、基底面転位がない。そのため、順方向劣化が殆どないバイポーラデバイスを容易に作製することができる。また、刃状転位密度も従来より低減されているため、トランジスタやダイオードなどの信頼性を向上させることや、リーク電流を大きく低減することもできる。
前記2つの転位の一方が基底面転位であるSiC単結晶では、基底面転位の方向が揃っている。そのため、デバイスのパターンと基底面転位の向きを調節することで、デバイス特性を向上させることができる。また、刃状転位密度も従来より大幅に小さいため、信頼性をさらに向上させることや、リーク電流をさらに低減することができる。
In the substrate taken out from the SiC single crystal in which both of the two dislocations are edge dislocations, there is no basal plane dislocation. Therefore, a bipolar device with little forward deterioration can be easily manufactured. In addition, since the edge dislocation density is also reduced as compared with the prior art, the reliability of transistors and diodes can be improved, and the leakage current can be greatly reduced.
In a SiC single crystal in which one of the two dislocations is a basal plane dislocation, the direction of the basal plane dislocation is aligned. Therefore, the device characteristics can be improved by adjusting the pattern of the device and the direction of the basal plane dislocation. In addition, since the edge dislocation density is significantly smaller than that of the prior art, the reliability can be further improved and the leakage current can be further reduced.
2つの転位の双方が刃状転位であるSiC単結晶は、例えば、θ=90°であるc面成長を、特定の転位種が結晶外に完全に排出されるまで行うことにより製造することができる。
2つの転位の一方が基底面転位であるSiC単結晶は、例えば、θ=90°である少なくとも1回のc面成長と、θ=120°である少なくとも1回のc面成長を行うことにより製造することができる。
An SiC single crystal in which both of the two dislocations are edge dislocations can be produced, for example, by performing c-plane growth with θ = 90 ° until a specific dislocation species is completely discharged out of the crystal. it can.
An SiC single crystal in which one of the two dislocations is a basal plane dislocation, for example, by performing at least one c-plane growth with θ = 90 ° and at least one c-plane growth with θ = 120 °. Can be manufactured.
さらに、本発明に係る方法を用いてSiC単結晶を製造する場合において、c軸方向のバーガースベクトルを有する螺旋転位の密度が低い種結晶を用いると、基底面転位と螺旋転位の絡み合いが少なくなり、より効率的に転位を低減することができる。 Further, when a SiC single crystal is manufactured using the method according to the present invention, if a seed crystal having a low density of screw dislocations having a Burgers vector in the c-axis direction is used, the entanglement between the basal plane dislocation and the screw dislocation is reduced. , Dislocations can be reduced more efficiently.
[4. 作用]
SiC単結晶からのc面成長用の種結晶の切り出しと、種結晶の成長面上への単結晶のc面成長を繰り返す場合において、成長面のオフセット方向を少なくとも1回変更し、かつ、全工程を通して、オフセット方向の最大角度差を120°以下に制限すると、刃状転位及び基底面転位を効率的に低減することができる。
これは、
(a)オフセット方向を変えて成長させる毎に、特定のバーガースベクトルを持つ転位のみが、オフセット方向下流側に優先的に排出されるため、及び、
(b)全成長工程を通じてオフセット方向が反対方向になることがない、あるいは、反対方向になる成分が十分に小さいため、単結晶外に排出されかかった転位が単結晶の中心方向に逆戻りすることがないため、
と考えられる。
[4. Action]
When repeating the cutting of a seed crystal for c-plane growth from a SiC single crystal and the c-plane growth of the single crystal on the growth surface of the seed crystal, the offset direction of the growth surface is changed at least once, and all If the maximum angle difference in the offset direction is limited to 120 ° or less throughout the process, edge dislocations and basal plane dislocations can be efficiently reduced.
this is,
(A) Every time the growth is performed by changing the offset direction, only dislocations having a specific Burgers vector are preferentially discharged downstream in the offset direction, and
(B) The offset direction does not become the opposite direction throughout the entire growth process, or because the components in the opposite direction are sufficiently small, the dislocations that have been discharged out of the single crystal return to the center direction of the single crystal. Because there is no
it is conceivable that.
(実施例1)
図6に、本発明の第1の実施の形態に係るSiC単結晶の製造方法の工程図を示す。
図6(a)に、c面成長を行う前のSiC単結晶の模式図を示す。結晶中には、結晶学的に等価な3つの方向にそれぞれバーガースベクトルを持つ刃状転位(図6中、「⊥」で表示。以下、同じ。)が存在している。
このようなSiC単結晶からθ=90°であるc面成長用の種結晶を取り出し、成長面上に新たな単結晶をc面成長させると、図6(b)に示すように、θ=90°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位が基底面転位(図6中、矢印と、矢印に巻き付いた螺旋で表示。以下、同じ。)に変換される。
Example 1
FIG. 6 shows a process chart of the method for manufacturing the SiC single crystal according to the first embodiment of the present invention.
FIG. 6A shows a schematic diagram of a SiC single crystal before c-plane growth. In the crystal, there are edge dislocations (indicated by “⊥” in FIG. 6; the same applies hereinafter) having Burgers vectors in three crystallographically equivalent directions.
When a seed crystal for c-plane growth with θ = 90 ° is taken out from such a SiC single crystal and a new single crystal is grown on the growth surface as a c-plane, θ = 90 as shown in FIG. Edge dislocations having a Burgers vector in the 90 ° direction are converted into basal plane dislocations (indicated by an arrow and a spiral wound around the arrow in FIG. 6, the same applies hereinafter).
θ=90°のc面成長を継続すると、図6(c)に示すように、基底面転位は、オフセット方向の下流側([11−20]方向)に徐々に排出される。θ=90°のc面成長を更に継続すると、図6(d)に示すように、基底面転位は、オフセット方向の下流側に完全に排出される(図6中、完全に排出された基底面転位を破線で表示。以下、同じ。)。
なお、図6(b)〜図6(d)の工程は、1回のc面成長により行っても良く、あるいは、種結晶の切り出し及びc面成長を複数回繰り返すことによって行っても良い。
When the c-plane growth of θ = 90 ° is continued, the basal plane dislocation is gradually discharged downstream ([11-20] direction) in the offset direction, as shown in FIG. 6C. When the c-plane growth at θ = 90 ° is further continued, the basal plane dislocation is completely discharged downstream in the offset direction as shown in FIG. 6 (d). The plane dislocation is indicated by a broken line.
6B to 6D may be performed by one c-plane growth, or may be performed by repeating seed crystal cutting and c-plane growth a plurality of times.
図6(e)に、図6(d)で得られたSiC単結晶の模式図を示す。この場合、結晶学的に等価な3つの方向の内、θ=90°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位のみが消滅している。
このようなSiC単結晶からθ=150°であるc面成長用の種結晶を切り出し、成長面上に新たな単結晶を成長させると、図6(f)に示すように、θ=150°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位が基底面転位に変換される。
FIG. 6 (e) shows a schematic diagram of the SiC single crystal obtained in FIG. 6 (d). In this case, of the three crystallographically equivalent directions, only the edge dislocation having the Burgers vector in the θ = 90 ° direction disappears.
When a seed crystal for c-plane growth with θ = 150 ° is cut out from such a SiC single crystal and a new single crystal is grown on the growth surface, θ = 150 ° as shown in FIG. Edge dislocations with directional Burgers vector are converted to basal plane dislocations.
θ=150°のc面成長を継続すると、図6(g)に示すように、基底面転位は、オフセット方向の下流側([−12−10]方向)に徐々に排出される。θ=150°のc面成長を更に継続すると、図6(h)に示すように、基底面転位は、オフセット方向の下流側に完全に排出される。
なお、図6(e)〜図6(h)の工程は、1回のc面成長により行っても良く、あるいは、種結晶の切り出し及びc面成長を複数回繰り返すことによって行っても良い。
When the c-plane growth of θ = 150 ° is continued, the basal plane dislocation is gradually discharged downstream ([-12-10] direction) in the offset direction, as shown in FIG. When the c-plane growth at θ = 150 ° is further continued, the basal plane dislocation is completely discharged downstream in the offset direction as shown in FIG. 6 (h).
6E to 6H may be performed by a single c-plane growth, or may be performed by repeating seed crystal cutting and c-plane growth a plurality of times.
図6(i)に、図6(h)で得られたSiC単結晶の模式図を示す。この場合、結晶学的に等価な3つの方向の内、θ=30°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位のみが残っている。
このようなSiC単結晶からθ=30°であるc面成長用の種結晶を切り出し、成長面上に新たな単結晶を成長させると、図6(j)に示すように、θ=30°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位が基底面転位に変換される。
FIG. 6 (i) shows a schematic diagram of the SiC single crystal obtained in FIG. 6 (h). In this case, of the three crystallographically equivalent directions, only the edge dislocation having the Burgers vector in the θ = 30 ° direction remains.
When a seed crystal for c-plane growth with θ = 30 ° is cut out from such a SiC single crystal and a new single crystal is grown on the growth surface, θ = 30 ° as shown in FIG. Edge dislocations with directional Burgers vector are converted to basal plane dislocations.
θ=30°のc面成長を継続すると、図6(k)に示すように、基底面転位は、オフセット方向の下流側([2−1−10]方向)に徐々に排出される。θ=30°のc面成長を更に継続すると、図6(l)に示すように、基底面転位は、オフセット方向の下流側に完全に排出される。
なお、図6(i)〜図6(l)の工程は、1回のc面成長により行っても良く、あるいは、種結晶の切り出し及びc面成長を複数回繰り返すことによって行っても良い。
When the c-plane growth at θ = 30 ° is continued, the basal plane dislocations are gradually discharged downstream ([2-1-10] direction) in the offset direction, as shown in FIG. 6 (k). When the c-plane growth at θ = 30 ° is further continued, the basal plane dislocation is completely discharged downstream in the offset direction as shown in FIG.
6 (i) to 6 (l) may be performed by a single c-plane growth, or may be performed by repeating seed crystal cutting and c-plane growth a plurality of times.
本実施例に用いられるSiC種結晶として、c軸方向のバーガースベクトルを有する螺旋転位の密度が小さいものを用いると、より効率的に転位を結晶外に排出できる。これは、螺旋転位の密度が小さくなるほど、基底面転位との相互作用が少なくなるためである。
c軸方向に略垂直な方向に成長させた、いわゆるa面成長結晶を種結晶に用いると、螺旋転位がほとんどないため、基底面転位は最も排出されやすい。この場合、種結晶中の転位は、主に基底面転位として存在しているため、図6(a)のように刃状転位から始まるのではなく、図2(a’)又は図4(a’)のように、すべて基底面転位から始まり、一部が刃状転位に変換して図6(b)のようになる。
As the SiC seed crystal used in the present embodiment, when the density of the screw dislocation having the Burgers vector in the c-axis direction is small, the dislocation can be discharged out of the crystal more efficiently. This is because the interaction with the basal plane dislocation decreases as the density of the screw dislocation decreases.
When a so-called a-plane grown crystal grown in a direction substantially perpendicular to the c-axis direction is used as a seed crystal, basal plane dislocations are most easily discharged because there are almost no screw dislocations. In this case, since the dislocations in the seed crystal exist mainly as basal plane dislocations, they do not start from edge dislocations as shown in FIG. 6A, but are shown in FIG. 2A ′ or FIG. As shown in FIG. 6B, all start from a basal plane dislocation as shown in FIG.
また、c軸方向に略平行な方向に成長した単結晶で、比較的螺旋転位密度が小さい単結晶(螺旋転位の密度が100個/cm2以下)を種結晶に用いても、基底面転位は排出される。しかしながら、螺旋転位の密度が高くなるにつれ、排出の割合は小さくなる。
一方、螺旋転位の密度が100個/cm2を超える単結晶を種結晶に用いると、基底面転位は螺旋転位と絡み合い、ほとんど排出されない。
Even if a single crystal grown in a direction substantially parallel to the c-axis direction and having a relatively small screw dislocation density (the density of screw dislocations is 100 / cm 2 or less) is used as a seed crystal, Is discharged. However, as the density of screw dislocations increases, the rate of discharge decreases.
On the other hand, when a single crystal having a screw dislocation density exceeding 100 / cm 2 is used as a seed crystal, the basal plane dislocation is entangled with the screw dislocation and hardly discharged.
種結晶の成長面のオフセット角を8°にすると、刃状転位の基底面転位への変換率と排出率が高くなる。また、a面成長により得られる種結晶中の積層欠陥の螺旋転位への変換率を小さくすることができる。
さらに、転位を十分に低減後、オフセット角を通常のウェハ規格(例えば、4°)に変更してc面成長を行うと、成長結晶から高い歩留まりでウェハを取り出すことができる。
When the offset angle of the growth surface of the seed crystal is set to 8 °, the conversion rate and the discharge rate of edge dislocations to basal plane dislocations are increased. Moreover, the conversion rate of the stacking fault in the seed crystal obtained by a-plane growth to the screw dislocation can be reduced.
Furthermore, if the offset angle is changed to a normal wafer standard (for example, 4 °) and the c-plane growth is performed after the dislocation is sufficiently reduced, the wafer can be taken out from the grown crystal with a high yield.
(実施例2)
図7に、本発明の第2の実施の形態に係るSiC単結晶の製造方法の工程図を示す。
図7(a)に、c面成長を行う前のSiC単結晶の模式図を示す。結晶中には、結晶学的に等価な3つの方向にそれぞれバーガースベクトルを持つ刃状転位が存在している。
このようなSiC単結晶からθ=90°であるc面成長用の種結晶を切り出し、成長面上に新たな単結晶を成長させると、実施例1と同様に、θ=90°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位が基底面転位に変換され、オフセット方向の下流側([11−20]方向)に排出される(図7(b)〜図7(d))。
(Example 2)
FIG. 7 shows a process diagram of a method for producing an SiC single crystal according to the second embodiment of the present invention.
FIG. 7A shows a schematic diagram of an SiC single crystal before c-plane growth. In the crystal, there are edge dislocations having Burgers vectors in three crystallographically equivalent directions.
When a seed crystal for c-plane growth with θ = 90 ° is cut out from such a SiC single crystal and a new single crystal is grown on the growth surface, Burgers in the θ = 90 ° direction are obtained as in Example 1. Edge dislocations having vectors are converted into basal plane dislocations and discharged downstream ([11-20] direction) in the offset direction (FIGS. 7B to 7D).
図7(e)に、図7(d)で得られたSiC単結晶の模式図を示す。この場合、結晶学的に等価な3つの方向の内、θ=90°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位のみが消滅している。
このようなSiC単結晶からθ=0°であるc面成長用の種結晶を切り出し、成長面上に新たな単結晶を成長させると、図7(f)に示すように、θ=30°とθ=−30°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位の大半が基底面転位に変換される。成長を継続すると、図7(g)〜図7(h)に示すように、基底面転位は、オフセット方向の下流側に近い方向([2−1−10]方向、及び[1−210]方向)に排出される。
FIG. 7 (e) shows a schematic diagram of the SiC single crystal obtained in FIG. 7 (d). In this case, of the three crystallographically equivalent directions, only the edge dislocation having the Burgers vector in the θ = 90 ° direction disappears.
When a seed crystal for c-plane growth with θ = 0 ° is cut out from such a SiC single crystal and a new single crystal is grown on the growth surface, θ = 30 ° as shown in FIG. Most of the edge dislocations having Burgers vector in the direction of θ = −30 ° are converted into basal plane dislocations. When the growth is continued, as shown in FIG. 7G to FIG. 7H, the basal plane dislocation is in the direction closer to the downstream side in the offset direction ([2-1-10] direction and [1-210]). Direction).
図7(i)に、図7(h)で得られたSiC単結晶の模式図を示す。この場合、結晶学的に等価な3つの方向の内、θ=90°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位が消滅し、θ=30°方向、及びθ=−30°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位の大半も消滅している。
このようなSiC単結晶から、一般的なウェハ規格である、オフセット方向が<11−20>方向のウェハを高い歩留まりで取り出すために、<11−20>方向のオフセット成長を最終的に行う。この場合、θ=30°であるc面成長用の種結晶を切り出し、成長面上に新たな単結晶を成長させると、図7(j)に示すように、残存していたθ=30°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位が基底面転位に変換される。成長を継続すると、図7(k)〜図7(l)に示すように、基底面転位はオフセット方向の下流側に完全に排出される。
FIG. 7 (i) shows a schematic diagram of the SiC single crystal obtained in FIG. 7 (h). In this case, out of three crystallographically equivalent directions, the edge dislocation having the Burgers vector in the θ = 90 ° direction disappears and has Burgers vectors in the θ = 30 ° direction and the θ = −30 ° direction. Most of the edge dislocations have also disappeared.
In order to take out a wafer having an <11-20> offset direction, which is a general wafer standard, from such a SiC single crystal with a high yield, an offset growth in the <11-20> direction is finally performed. In this case, when a seed crystal for c-plane growth with θ = 30 ° is cut out and a new single crystal is grown on the growth surface, the remaining θ = 30 ° as shown in FIG. Edge dislocations with directional Burgers vector are converted to basal plane dislocations. When the growth is continued, the basal plane dislocation is completely discharged downstream in the offset direction, as shown in FIGS. 7 (k) to 7 (l).
本実施例に用いられるSiC種結晶の種類とオフセット角の大きさによる違いは、実施例1と同様である。 The difference according to the type of SiC seed crystal used in this example and the size of the offset angle is the same as in Example 1.
(実施例3)
図8に、本発明の第3の実施の形態に係るSiC単結晶の製造方法の工程図を示す。
図8(a)に、c面成長を行う前のSiC単結晶の模式図を示す。結晶中には、結晶学的に等価な3つの方向にそれぞれバーガースベクトルを持つ刃状転位が存在している。
このようなSiC単結晶からθ=90°であるc面成長用の種結晶を取り出し、成長面上に新たな単結晶をc面成長させると、実施例1と同様に、θ=90°の方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位が基底面転位に変換され、オフセット方向の下流側([11−20]方向)に排出される(図8(a)〜図8(d))。
(Example 3)
FIG. 8 shows a process diagram of a method for producing an SiC single crystal according to the third embodiment of the present invention.
FIG. 8A shows a schematic diagram of a SiC single crystal before c-plane growth. In the crystal, there are edge dislocations having Burgers vectors in three crystallographically equivalent directions.
When a seed crystal for c-plane growth with θ = 90 ° is taken out from such a SiC single crystal and a new single crystal is grown on the growth surface with c-plane growth, as in Example 1, θ = 90 ° Edge dislocations having a Burgers vector in the direction are converted into basal plane dislocations and discharged downstream ([11-20] direction) in the offset direction (FIGS. 8A to 8D).
図8(e)に、図8(d)で得られたSiC単結晶の模式図を示す。この場合、結晶学的に等価な3つの方向の内、θ=90°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位のみが消滅している。
このようなSiC単結晶からθ=60°であるc面成長用の種結晶を切り出し、成長面上に新たな単結晶を成長させると、図8(f)に示すように、θ=30°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位の大半が基底面転位に変換される。成長を継続すると、図8(g)〜図8(h)に示すように、基底面転位は、オフセット方向の下流側に近い方向([2−1−10]方向)に排出される。
FIG. 8E shows a schematic diagram of the SiC single crystal obtained in FIG. In this case, of the three crystallographically equivalent directions, only the edge dislocation having the Burgers vector in the θ = 90 ° direction disappears.
When a seed crystal for c-plane growth with θ = 60 ° is cut out from such a SiC single crystal and a new single crystal is grown on the growth surface, θ = 30 ° as shown in FIG. Most of the edge dislocations with directional Burgers vector are converted to basal plane dislocations. If the growth is continued, as shown in FIGS. 8G to 8H, the basal plane dislocations are discharged in the direction closer to the downstream side in the offset direction ([2-1-10] direction).
図8(i)に、図8(h)で得られたSiC単結晶の模式図を示す。この場合、結晶学的に等価な3つの方向の内、θ=90°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位が消滅し、θ=30°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位の大半も消滅している。
このようなSiC単結晶から、一般的なウェハ規格である、オフセット方向が<11−20>方向のウェハを高い歩留まりで取り出すために、<11−20>方向のオフセット成長を最終的に行う。この場合、θ=30°であるc面成長用の種結晶を切り出し、成長面上に新たな単結晶を成長させると、図8(j)に示すように、残存していたθ=30°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位と、θ=−30°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位の一部が基底面転位に変換される。成長を継続すると、図8(k)〜図8(l)に示すように、基底面転位はオフセット方向の下流方向に完全に排出される。
FIG. 8 (i) shows a schematic diagram of the SiC single crystal obtained in FIG. 8 (h). In this case, of the three crystallographically equivalent directions, the edge dislocation having the Burgers vector in the θ = 90 ° direction disappears, and the majority of the edge dislocation having the Burgers vector in the θ = 30 ° direction also disappears. ing.
In order to take out a wafer having an <11-20> offset direction, which is a general wafer standard, from such a SiC single crystal with a high yield, an offset growth in the <11-20> direction is finally performed. In this case, when a seed crystal for c-plane growth with θ = 30 ° is cut out and a new single crystal is grown on the growth surface, as shown in FIG. 8 (j), the remaining θ = 30 ° Edge dislocations having a Burgers vector in the direction and part of the edge dislocations having a Burgers vector in the direction of θ = −30 ° are converted into basal plane dislocations. If the growth is continued, the basal plane dislocation is completely discharged in the downstream direction of the offset direction, as shown in FIGS. 8 (k) to 8 (l).
本実施例に用いられるSiC種結晶の種類とオフセット角の大きさによる違いは、実施例1と同様である。 The difference according to the type of SiC seed crystal used in this example and the size of the offset angle is the same as in Example 1.
(実施例4)
図9に、本発明の第4の実施の形態に係るSiC単結晶の製造方法の工程図を示す。
図9(a)に、c面成長を行う前のSiC単結晶の模式図を示す。結晶中には、結晶学的に等価な3つの方向にそれぞれバーガースベクトルを持つ刃状転位が存在している。
このようなSiC単結晶からθ=0°であるc面成長用の種結晶を取り出し、成長面上に新たな単結晶をc面成長させると、図9(b)に示すように、θ=30°とθ=−30°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位の大半が基底面転位に変換される。成長を継続すると、図9(c)〜図9(d)に示すように、基底面転位は、オフセット方向の下流側に近い方向([2−1−10]方向、及び[1−210]方向)に排出される。
Example 4
FIG. 9 shows a process diagram of a method for producing an SiC single crystal according to the fourth embodiment of the present invention.
FIG. 9A shows a schematic diagram of a SiC single crystal before c-plane growth. In the crystal, there are edge dislocations having Burgers vectors in three crystallographically equivalent directions.
When a seed crystal for c-plane growth with θ = 0 ° is taken out from such a SiC single crystal and a new single crystal is grown on the growth surface as a c-plane, θ = Most of the edge dislocations having Burgers vectors of 30 ° and θ = −30 ° directions are converted into basal plane dislocations. If the growth is continued, as shown in FIG. 9C to FIG. 9D, the basal plane dislocation is in the direction closer to the downstream side in the offset direction ([2-1-10] direction and [1-210]). Direction).
図9(e)に、図9(d)で得られたSiC単結晶の模式図を示す。この場合、結晶学的に等価な3つの方向の内、θ=30°とθ=−30°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位の大半が消滅し、θ=90°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位が主に残存している。
このようなSiC単結晶からθ=90°であるc面成長用の種結晶を取り出し、成長面上に新たな単結晶を成長させると、図9(f)に示すように、θ=90°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位が基底面転位に変換される。成長を継続すると、図9(g)〜図9(h)に示すように、基底面転位は、オフセット方向の下流側([11−20]方向)に排出される。
FIG. 9 (e) shows a schematic diagram of the SiC single crystal obtained in FIG. 9 (d). In this case, of the three crystallographically equivalent directions, most of the edge dislocations having Burgers vectors in the directions of θ = 30 ° and θ = −30 ° disappear and have Burgers vectors in the direction of θ = 90 °. Edge dislocations mainly remain.
When a seed crystal for c-plane growth with θ = 90 ° is taken out from such a SiC single crystal and a new single crystal is grown on the growth surface, θ = 90 ° as shown in FIG. Edge dislocations with directional Burgers vector are converted to basal plane dislocations. If the growth is continued, as shown in FIGS. 9G to 9H, the basal plane dislocations are discharged downstream in the offset direction ([11-20] direction).
本実施例に用いられるSiC種結晶の種類とオフセット角の大きさによる違いは、実施例1と同様である。 The difference according to the type of SiC seed crystal used in this example and the size of the offset angle is the same as in Example 1.
(実施例5)
図10に、本発明の第5の実施の形態に係るSiC単結晶の製造方法の工程図を示す。
図10(a)に、c面成長を行う前のSiC単結晶の模式図を示す。結晶中には、結晶学的に等価な3つの方向にそれぞれバーガースベクトルを持つ刃状転位が存在している。
このようなSiC単結晶からθ=0°であるc面成長用の種結晶を取り出し、成長面上に新たな単結晶をc面成長させると、実施例4と同様に、θ=30°とθ=−30°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位の大半が基底面転位に変換され、オフセット方向の下流側に近い方向([2−1−10]方向、及び[1−210]方向)に排出される(図10(b)〜図10(d))。
(Example 5)
FIG. 10 shows a process diagram of a method for producing an SiC single crystal according to the fifth embodiment of the present invention.
FIG. 10A shows a schematic diagram of a SiC single crystal before c-plane growth. In the crystal, there are edge dislocations having Burgers vectors in three crystallographically equivalent directions.
When a seed crystal for c-plane growth with θ = 0 ° is taken out from such a SiC single crystal and a new single crystal is grown on the growth surface as a c-plane, θ = 30 ° as in Example 4. Most of the edge dislocations having Burgers vector in the θ = −30 ° direction are converted into basal plane dislocations, and directions close to the downstream side in the offset direction ([2-1-10] direction and [1-210] direction) (FIG. 10 (b) to FIG. 10 (d)).
図10(e)に、図10(d)で得られたSiC単結晶の模式図を示す。この場合、結晶学的に等価な3つの方向の内、θ=30°とθ=−30°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位の大半が消滅している。
このようなSiC単結晶から、一般的なウェハ規格である、オフセット方向が<11−20>方向のウェハを高い歩留まりで取り出すために、<11−20>方向のオフセット成長を最終的に行う。この場合、θ=30°であるc面成長用の種結晶を取り出し、成長面上に新たな単結晶を成長させると、図10(f)に示すように、残存していたθ=30°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位が、基底面転位に変換される。
FIG. 10 (e) shows a schematic diagram of the SiC single crystal obtained in FIG. 10 (d). In this case, of the three crystallographically equivalent directions, most of the edge dislocations having Burgers vectors in the directions of θ = 30 ° and θ = −30 ° have disappeared.
In order to take out a wafer having an <11-20> offset direction, which is a general wafer standard, from such a SiC single crystal with a high yield, an offset growth in the <11-20> direction is finally performed. In this case, if a seed crystal for c-plane growth with θ = 30 ° is taken out and a new single crystal is grown on the growth surface, the remaining θ = 30 ° as shown in FIG. Edge dislocations with directional Burgers vectors are converted to basal plane dislocations.
成長を継続すると、図10(g)〜図10(h)に示すように、基底面転位は、オフセット方向の下流側([2−1−10]方向)に排出される。この時、θ=90°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位の大半と、θ=−30°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位の一部が残存してしまう。
しかし、オフセット方向変更の際の回転角度が30°と小さい場合に、高い歩留まりで成長結晶からオフセット方向が異なる種結晶を取り出すことができる。また、種結晶中に螺旋転位が少ない種結晶において、異種多形の発生を抑制するためにオフセット上流部に螺旋転位発生可能領域(図示せず)を導入する場合、オフセット方向変更により新たに追加導入する螺旋転位発生可能領域を小さくすることができる。
When the growth is continued, the basal plane dislocation is discharged downstream ([2-1-10] direction) in the offset direction, as shown in FIGS. 10 (g) to 10 (h). At this time, most of the edge dislocations having the Burgers vector in the θ = 90 ° direction and a part of the edge dislocations having the Burgers vector in the θ = −30 ° direction remain.
However, when the rotation angle at the time of changing the offset direction is as small as 30 °, seed crystals having different offset directions can be extracted from the grown crystal with a high yield. In addition, in a seed crystal with few screw dislocations in the seed crystal, when a region (not shown) in which a screw dislocation can be generated is introduced upstream of the offset in order to suppress the occurrence of heterogeneous polymorphism, it is newly added by changing the offset direction. The region where the screw dislocation can be introduced can be reduced.
本実施例に用いられるSiC種結晶の種類とオフセット角の大きさによる違いは、実施例1と同様である。 The difference according to the type of SiC seed crystal used in this example and the size of the offset angle is the same as in Example 1.
(実施例6)
図11に、本発明の第6の実施の形態に係るSiC単結晶の製造方法の工程図を示す。
図11(a)に、c面成長を行う前のSiC単結晶の模式図を示す。結晶中には、結晶学的に等価な3つの方向にそれぞれバーガースベクトルを持つ刃状転位が存在している。
このようなSiC単結晶からθ=0°であるc面成長用の種結晶を取り出し、成長面上に新たな単結晶をc面成長させると、実施例4と同様に、θ=30°とθ=−30°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位の大半が基底面転位に変換され、オフセット方向の下流側([2−1−10]方向、及び[1−210]方向)に排出される(図11(b)〜図11(d))。
(Example 6)
FIG. 11 is a process diagram of a method for producing an SiC single crystal according to the sixth embodiment of the present invention.
FIG. 11A shows a schematic diagram of an SiC single crystal before c-plane growth. In the crystal, there are edge dislocations having Burgers vectors in three crystallographically equivalent directions.
When a seed crystal for c-plane growth with θ = 0 ° is taken out from such a SiC single crystal and a new single crystal is grown on the growth surface as a c-plane, θ = 30 ° as in Example 4. Most of the edge dislocations having the Burgers vector in the θ = −30 ° direction are converted into basal plane dislocations and discharged downstream in the offset direction ([2-1-10] direction and [1-210] direction). (FIG. 11 (b) to FIG. 11 (d)).
図11(e)に、図11(d)で得られたSiC単結晶の模式図を示す。この場合、結晶学的に等価な3つの方向の内、θ=30°とθ=−30°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位の大半が消滅している。
このようなSiC単結晶から、θ=60°であるc面成長用の種結晶を取り出し、成長面上に新たな単結晶を成長させると、図11(f)に示すように、θ=90°方向、及びθ=30°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位の大半が基底面転位に変換される。成長を継続すると、図11(g)〜図11(h)に示すように、基底面転位は、オフセット方向の下流側に近い方向([11−20]方向、及び[2−1−10]方向)に排出される。
FIG. 11 (e) shows a schematic diagram of the SiC single crystal obtained in FIG. 11 (d). In this case, of the three crystallographically equivalent directions, most of the edge dislocations having Burgers vectors in the directions of θ = 30 ° and θ = −30 ° have disappeared.
When a seed crystal for c-plane growth with θ = 60 ° is taken out from such a SiC single crystal and a new single crystal is grown on the growth surface, θ = 90 as shown in FIG. Most of the edge dislocations having the Burgers vector in the ° direction and θ = 30 ° direction are converted into basal plane dislocations. When the growth is continued, as shown in FIGS. 11 (g) to 11 (h), the basal plane dislocation is in the direction closer to the downstream side in the offset direction ([11-20] direction and [2-1-10]). Direction).
図11(i)に、図11(h)で得られたSiC単結晶の模式図を示す。この場合、結晶学的に等価な3つの方向の内、θ=30°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位の大半が消滅し、θ=90°とθ=−30°方向のバーガースベクトルを持つ刃状転位の一部が残存している。
このようなSiC単結晶から、一般的なウェハ規格である、オフセット方向が<11−20>方向のウェハを高い歩留まりで取り出すために、<11−20>方向のオフセット成長を最終的に行う。この場合、θ=30°であるc面成長用の種結晶を切り出し、成長面上に新たな単結晶を成長させる。この場合、新たに基底面転位に変換される刃状転位はほとんどない。しかし、直前のc面成長に対して、オフセット方向変更の回転角度が30°と小さいので、高い歩留まりで成長結晶からオフセット方向が異なる種結晶を取り出すことができる。
FIG. 11 (i) shows a schematic diagram of the SiC single crystal obtained in FIG. 11 (h). In this case, of the three crystallographically equivalent directions, most of the edge dislocations having the Burgers vector in the θ = 30 ° direction disappear and have Burgers vectors in the θ = 90 ° and θ = −30 ° directions. Some of the edge dislocations remain.
In order to take out a wafer having an <11-20> offset direction, which is a general wafer standard, from such a SiC single crystal with a high yield, an offset growth in the <11-20> direction is finally performed. In this case, a c-plane growth seed crystal with θ = 30 ° is cut out and a new single crystal is grown on the growth surface. In this case, there are almost no edge dislocations newly converted into basal plane dislocations. However, since the rotation angle for changing the offset direction is as small as 30 ° with respect to the immediately preceding c-plane growth, seed crystals having different offset directions can be extracted from the grown crystal with a high yield.
本実施例に用いられるSiC種結晶の種類とオフセット角の大きさによる違いは、実施例1と同様である。 The difference according to the type of SiC seed crystal used in this example and the size of the offset angle is the same as in Example 1.
(実施例7)
図12に、本発明の第7の実施の形態に係るSiC単結晶の製造方法の工程図を示す。
図12(a)に、c面成長を行う前のSiC単結晶の模式図を示す。結晶中には、結晶学的に等価な3つの方向にそれぞれバーガースベクトルを持つ刃状転位が存在している。種結晶の成長面は、それぞれθ=30°、150°、270°である3つの平面(図中の右上の領域がθ=30°、左上の領域がθ=150°、中央下の領域がθ=270°)から構成されている。本実施例では、単結晶のc軸方向と成長方向がほぼ一致しているが、各平面はオフセット角を有する。
(Example 7)
FIG. 12 shows a process diagram of a method for producing an SiC single crystal according to the seventh embodiment of the present invention.
FIG. 12A shows a schematic diagram of an SiC single crystal before c-plane growth. In the crystal, there are edge dislocations having Burgers vectors in three crystallographically equivalent directions. The growth surface of the seed crystal is three planes with θ = 30 °, 150 °, and 270 °, respectively (the upper right region in the figure is θ = 30 °, the upper left region is θ = 150 °, and the lower central region is θ = 270 °). In the present example, the c-axis direction of the single crystal and the growth direction are substantially the same, but each plane has an offset angle.
成長面上に新たな単結晶をc面成長させると、θ=30°である領域では、θ=30°方向のバーガースベクトルを有する刃状転位が基底面転位に変換され(図12(b))、その領域におけるオフセット方向の下流側([2−1−10]方向)に排出される(図12(c))。
同様に、θ=150°である領域では、θ=150°方向のバーガースベクトルを有する刃状転位が基底面転位に変換され、その領域におけるオフセット方向の下流側([−12−10]方向)に排出される。
同様に、θ=270°である領域では、θ=270°方向のバーガースベクトルを有する刃状転位が基底面転位に変換され、その領域におけるオフセット方向の下流側([−1−120]方向)に排出される。
When a new single crystal is grown on the growth plane on the c-plane, edge dislocations having Burgers vectors in the θ = 30 ° direction are converted into basal plane dislocations in the region where θ = 30 ° (FIG. 12B). ), And is discharged downstream in the offset direction ([2-1-10] direction) in the region (FIG. 12C).
Similarly, in the region where θ = 150 °, the edge dislocation having the Burgers vector in the θ = 150 ° direction is converted into the basal plane dislocation, and the downstream side in the offset direction in the region ([-12-10] direction). To be discharged.
Similarly, in the region where θ = 270 °, the edge dislocation having the Burgers vector in the θ = 270 ° direction is converted into the basal plane dislocation, and the downstream side in the offset direction ([−1-120] direction) in that region. To be discharged.
その結果、
(a)θ=30°の領域では、[−12−10]方向及び[−1−120]方向のバーガースベクトルを有する刃状転位のみが、
(b)θ=150°の領域では、[2−1−10]方向及び[−1−120]方向のバーガースベクトルを有する刃状転位のみが、
(c)θ=270°の領域では、[2−1−10]方向及び[−12−10]方向のバーガースベクトルを有する刃状転位のみが、
それぞれ、残存する。
as a result,
(A) In the region of θ = 30 °, only the edge dislocations having Burgers vectors in the [-12-10] direction and the [-1-120] direction are
(B) In the region of θ = 150 °, only edge dislocations having Burgers vectors in the [2-1-10] direction and the [-1-120] direction are
(C) In the region of θ = 270 °, only edge dislocations having Burgers vectors in the [2-1-10] direction and [-12-10] direction are
Each remains.
図12(d)に、図12(c)で得られたSiC単結晶の成長面を、θ=90°、210°、330°である3つの平面(図中の中央上の領域がθ=90°、左下の領域がθ=210°、右下の領域がθ=330°)から構成されるように加工したものを示す。
成長面上に新たな単結晶を成長させると、θ=90°である領域では、θ=90°方向のバーガースベクトルを有する刃状転位が基底面転位に変換され(図12(e))、その領域におけるオフセット方向の下流側([11−20]方向)に排出される(図12(f))。
同様に、θ=210°である領域では、θ=210°方向のバーガースベクトルを有する刃状転位が基底面転位に変換され、その領域におけるオフセット方向の下流側([−2110]方向)に排出される。
同様に、θ=330°である領域では、θ=330°方向のバーガースベクトルを有する刃状転位が基底面転位に変換され、その領域におけるオフセット方向の下流側([1−210]方向)に排出される。
FIG. 12D shows the growth plane of the SiC single crystal obtained in FIG. 12C with three planes with θ = 90 °, 210 °, and 330 ° (the region in the center in the figure is θ = 90 °, the lower left region is θ = 210 °, and the lower right region is θ = 330 °).
When a new single crystal is grown on the growth surface, in the region where θ = 90 °, the edge dislocation having a Burgers vector in the θ = 90 ° direction is converted into a basal plane dislocation (FIG. 12 (e)). It is discharged downstream ([11-20] direction) in the offset direction in that region (FIG. 12 (f)).
Similarly, in the region where θ = 210 °, the edge dislocation having the Burgers vector in the direction of θ = 210 ° is converted into the basal plane dislocation and discharged downstream in the offset direction ([−2110] direction) in that region. Is done.
Similarly, in the region where θ = 330 °, the edge dislocation having the Burgers vector in the direction of θ = 330 ° is converted into the basal plane dislocation, and downstream in the offset direction ([1-210] direction) in that region. Discharged.
その結果、θ=90°の領域の内、
(a)図12(a)にてθ=30°であった領域では、[−12−10]方向のバーガースベクトルを有する刃状転位のみが、
(b)θ=150°であった領域では、[2−1−10]方向のバーガースベクトルを有する刃状転位のみが、
それぞれ、残存する。
θ=210°、θ=330°の領域においても同様に、領域によって異なる方向のバーガースベクトルを有する刃状転位が残存する。
As a result, within the region of θ = 90 °,
(A) In the region where θ = 30 ° in FIG. 12 (a), only the edge dislocation having the Burgers vector in the [-12-10] direction is
(B) In the region where θ = 150 °, only the edge dislocation having a Burgers vector in the [2-1-10] direction is
Each remains.
Similarly, in the regions of θ = 210 ° and θ = 330 °, edge dislocations having Burgers vectors in different directions depending on the regions remain.
図13に、単結晶上の各領域における、オフセット方向の変化範囲を示す。各領域でのオフセット方向の変化範囲は異なるが、いずれの領域も変化範囲は60°である。
図12(a)にて、成長面を構成する平面のθが、θ=30°、150°、270°から±15°の範囲で変化させた場合、又は、図12(d)にて、成長面を構成する平面のθが、θ=90°、210°、330°から±15°の範囲で変化した場合には、刃状転位から基底面転位への変化率に多少の変化はあるが、ほぼ同様の効果が得られる。なお、本実施例に用いられるSiC種結晶の種類による違いは、実施例1と同様である。
FIG. 13 shows the range of change in the offset direction in each region on the single crystal. Although the change range of the offset direction in each region is different, the change range is 60 ° in any region.
In FIG. 12A, when θ of the plane constituting the growth surface is changed in a range of θ = 30 °, 150 °, 270 ° to ± 15 °, or in FIG. When θ of the plane constituting the growth surface changes in the range of θ = 90 °, 210 °, 330 ° to ± 15 °, there is some change in the rate of change from edge dislocation to basal plane dislocation. However, almost the same effect can be obtained. The difference depending on the type of SiC seed crystal used in this example is the same as in Example 1.
(実施例8)
図14に、本発明の第8の実施の形態に係るSiC単結晶の製造方法の工程図を示す。
図14(a)に、c面成長を行う前のSiC単結晶の模式図を示す。結晶中には、結晶学的に等価な3つの方向にそれぞれバーガースベクトルを持つ刃状転位が存在している。種結晶の成長面は、それぞれθ=0°、120°、240°である3つの平面(図中の右の領域がθ=0°、左上の領域がθ=120°、左下の領域がθ=240°)から構成されている。本実施例では、単結晶のc軸方向と成長方向がほぼ一致しているが、各平面はオフセット角を有する。
(Example 8)
FIG. 14 shows a flow chart of a method for manufacturing a SiC single crystal according to the eighth embodiment of the present invention.
FIG. 14A shows a schematic diagram of an SiC single crystal before c-plane growth. In the crystal, there are edge dislocations having Burgers vectors in three crystallographically equivalent directions. The growth surface of the seed crystal has three planes with θ = 0 °, 120 °, and 240 °, respectively (the right region in the figure is θ = 0 °, the upper left region is θ = 120 °, and the lower left region is θ = 240 °). In the present example, the c-axis direction of the single crystal and the growth direction are substantially the same, but each plane has an offset angle.
成長面上に新たな単結晶をc面成長させると、θ=0°である領域では、θ=30°方向及びθ=330°方向のバーガースベクトルを有する刃状転位の大部分が基底面転位に変換され(図14(b))、その領域におけるオフセット方向の下流側([2−1−10]方向、及び[1−210]方向)に排出される(図14(c))。
同様に、θ=120°である領域では、θ=90°方向及びθ=150°方向のバーガースベクトルを有する刃状転位の大部分が基底面転位に変換され、その領域におけるオフセット方向の下流側([11−20]方向、及び[−12−10]方向)に排出される。
同様に、θ=240°である領域では、θ=210°及びθ=270°方向のバーガースベクトルを有する刃状転位の大部分が基底面転位に変換され、その領域におけるオフセット方向の下流側([−2110]方向、及び[−1−120]方向)に排出される。
When a new single crystal is grown on c-plane on the growth surface, most of the edge dislocations having Burgers vectors in the θ = 30 ° direction and θ = 330 ° direction are basal plane dislocations in the region where θ = 0 °. (FIG. 14B) and discharged downstream in the offset direction ([2-1-10] direction and [1-210] direction) in the region (FIG. 14C).
Similarly, in the region where θ = 120 °, most of the edge dislocations having Burgers vectors in the θ = 90 ° direction and θ = 150 ° direction are converted into basal plane dislocations, and the downstream side in the offset direction in the region ([11-20] direction and [-12-10] direction).
Similarly, in the region where θ = 240 °, most of the edge dislocations having Burgers vectors in the directions of θ = 210 ° and θ = 270 ° are converted into basal plane dislocations, and downstream in the offset direction in the region ( [-2110] direction and [-1-120] direction).
その結果、
(a)θ=0°の領域では、主として[11−20]方向のバーガースベクトルを有する刃状転位が、
(b)θ=120°の領域では、主として[2−1−10]方向のバーガースベクトルを有する刃状転位が、
(c)θ=240°の領域では、[1−210]方向のバーガースベクトルを有する刃状転位が、
それぞれ、残存する。
as a result,
(A) In the region of θ = 0 °, edge dislocations having a Burgers vector mainly in the [11-20] direction are
(B) In the region of θ = 120 °, edge dislocations having a Burgers vector mainly in the [2-1-10] direction are
(C) In the region of θ = 240 °, an edge dislocation having a Burgers vector in the [1-210] direction is
Each remains.
図14(d)に、図14(c)で得られたSiC単結晶の成長面を、θ=60°、180°、300°である3つの平面(図中の右上の領域がθ=60°、左の領域がθ=180°、右下の領域がθ=300°)から構成されるように加工したものを示す。
成長面上に新たな単結晶をc面成長させると、θ=60°である領域では、θ=30°及びθ=90°方向のバーガースベクトルを有する刃状転位の大部分が基底面転位に変換され(図14(e))、その領域におけるオフセット方向の下流側([2−1−10]方向及び[11−20]方向)に排出される(図14(f))。
同様に、θ=180°である領域では、θ=150°方向及びθ=210°方向のバーガースベクトルを有する刃状転位の大部分が基底面転位に変換され、その領域におけるオフセット方向の下流側([−12−10]方向及び[−2110]方向)に排出される。
同様に、θ=300°である領域では、θ=270°方向及びθ=330°方向のバーガースベクトルを有する刃状転位が基底面転位に変換され、その領域におけるオフセット方向の下流側([1−210]方向及び[−1−120]方向)に排出される。
FIG. 14 (d) shows the growth plane of the SiC single crystal obtained in FIG. 14 (c) as three planes with θ = 60 °, 180 °, and 300 ° (the upper right region in the figure is θ = 60). Degrees of left and right regions are θ = 180 °, and the lower right region is θ = 300 °.
When a new single crystal is grown on the growth plane on the c-plane, in the region where θ = 60 °, most of the edge dislocations having Burgers vectors in the directions of θ = 30 ° and θ = 90 ° become basal plane dislocations. It is converted (FIG. 14 (e)) and discharged downstream in the offset direction ([2-1-10] direction and [11-20] direction) in that region (FIG. 14 (f)).
Similarly, in the region where θ = 180 °, most of the edge dislocations having Burgers vectors in the θ = 150 ° direction and the θ = 210 ° direction are converted into basal plane dislocations, and the downstream side in the offset direction in the region ([-12-10] direction and [-2110] direction).
Similarly, in the region where θ = 300 °, edge dislocations having Burgers vectors in the θ = 270 ° direction and θ = 330 ° direction are converted into basal plane dislocations, and the downstream side in the offset direction ([1 -210] direction and [-1-120] direction).
その結果、θ=60°の領域の内、図14(a)にてθ=0°であった領域では、[2−1−10]方向のバーガースベクトルを有する刃状転位がほぼ排出される。また、[1−210]方向及び[11−20]方向のバーガースベクトルを有する刃状転位もある程度低減する。
θ=120°であった領域では、[11−20]方向のバーガースベクトルを有する刃状転位がほぼ排出される。また、[2−1−10]方向及び[−12−10]方向のバーガースベクトルを有する刃状転位もある程度低減する。
θ=180°、θ=300°の領域においても同様に、領域によって異なる方向のバーガースベクトルを有する刃状転位が主に低減される。
As a result, edge dislocations having a Burgers vector in the [2-1-10] direction are almost discharged in the region where θ = 0 ° in FIG. . In addition, edge dislocations having Burgers vectors in the [1-210] direction and [11-20] direction are also reduced to some extent.
In the region where θ = 120 °, edge dislocations having a Burgers vector in the [11-20] direction are almost discharged. Further, edge dislocations having Burgers vectors in the [2-1-10] direction and [-12-10] direction are also reduced to some extent.
Similarly, in the region of θ = 180 ° and θ = 300 °, edge dislocations having Burgers vectors in different directions depending on the region are mainly reduced.
図15に、単結晶上の各領域における、オフセット方向の変化範囲を示す。各領域でのオフセット方向の変化範囲は異なるが、いずれの領域も変化範囲は60°である。
図14(a)にて、成長面を構成する平面のθが、θ=0°、120°、240°から±15°の範囲で変化させた場合、又は、図14(d)にて、成長面を構成する平面のθが、θ=60°、180°、300°から±15°の範囲で変化した場合には、刃状転位から基底面転位への変化率に多少の変化はあるが、ほぼ同様の効果が得られる。なお、本実施例に用いられるSiC種結晶の種類による違いは、実施例1と同様である。
FIG. 15 shows the change range in the offset direction in each region on the single crystal. Although the change range of the offset direction in each region is different, the change range is 60 ° in any region.
In FIG. 14A, when θ of the plane constituting the growth surface is changed in the range of θ = 0 °, 120 °, 240 ° to ± 15 °, or in FIG. When θ of the plane constituting the growth surface changes in the range of θ = 60 °, 180 °, 300 ° to ± 15 °, there is a slight change in the rate of change from edge dislocation to basal plane dislocation. However, almost the same effect can be obtained. The difference depending on the type of SiC seed crystal used in this example is the same as in Example 1.
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲で種々の改変が可能である。 Although the embodiments of the present invention have been described in detail above, the present invention is not limited to the above-described embodiments, and various modifications can be made without departing from the gist of the present invention.
本発明に係るSiC単結晶及びその製造方法、並びに、SiC基板基板は、超低電力損失パワーデバイスの半導体材料及びその製造に用いることができる。 The SiC single crystal according to the present invention, the manufacturing method thereof, and the SiC substrate can be used for the semiconductor material of an ultra-low power loss power device and the manufacturing thereof.
Claims (13)
(1)前記SiC単結晶の製造方法は、
(a)単結晶から、成長面のオフセット角が1°以上30°以下であるc面成長用の種結晶を切り出す種結晶切り出し工程と、
(b)前記成長面上に新たな単結晶をc面成長させるc面成長工程と
をn回(n≧2)繰り返す繰り返しc面成長工程を備えている。
(2)前記種結晶の成長面は、前記n回の繰り返しの内、少なくとも1回は{0001}面内においてオフセット方向が変更される。
(3)オフセット方向の最大角度差は、120°以下である。
但し、「オフセット方向の最大角度差」とは、k回目(1≦k≦n)のc面成長時の成長面のオフセット方向と、m回目(1≦m≦n、m≠k)のc面成長時の成長面のオフセット方向とがなす角度の差の最大値をいう。 The manufacturing method of the SiC single crystal provided with the following structures.
(1) The method for producing the SiC single crystal is as follows:
(A) a seed crystal cutting step of cutting a c-plane growth seed crystal having a growth plane offset angle of 1 ° to 30 ° from a single crystal;
(B) A c-plane growth step that repeats n times (n ≧ 2) a c-plane growth step of growing a new single crystal on the growth surface as a c-plane is provided.
(2) The offset direction of the growth surface of the seed crystal is changed in the {0001} plane at least once among the n repetitions.
(3) The maximum angle difference in the offset direction is 120 ° or less.
However, the “maximum angle difference in the offset direction” means the offset direction of the growth surface during the k-th (1 ≦ k ≦ n) c-plane growth and the m-th (1 ≦ m ≦ n, m ≠ k) c. The maximum value of the difference in angle between the growth surface and the offset direction during surface growth.
請求項1から4までのいずれか1項に記載のSiC単結晶の製造方法。 5. The repetitive c-plane growth step is to change the offset direction of the growth surface of the seed crystal between three adjacent <11-20> directions ± 30 °. The manufacturing method of the SiC single crystal of any one.
請求項1から5までのいずれかに記載のSiC単結晶の製造方法。 The single crystal for cutting out the seed crystal for the first c-plane growth is a single crystal manufactured using a seed crystal (B) having an offset angle of 60 ° to 90 ° on the growth surface. 5. The method for producing a SiC single crystal according to any one of 5 to 5.
(1)前記SiC単結晶は、
結晶学的に等価な3つの<11−20>方向のバーガースベクトルのいずれか1つを有する3つの転位の内、
(a)1つの転位が基底面転位として主に存在し、かつ、
(b)残りの2つの転位が刃状転位として主に存在する
部分を少なくとも一部に有する。
(2)前記SiC単結晶は、c軸方向のバーガースベクトルを有する螺旋転位の密度が100個/cm 2 以下である。 A SiC single crystal having the following configuration.
(1) The SiC single crystal is
Of the three dislocations having any one of the three <11-20> Burgers vectors crystallographically equivalent,
(A) one dislocation mainly exists as a basal plane dislocation, and
(B) the remaining two dislocations that Yusuke at least in part moieties present primarily as edge dislocations.
(2) The SiC single crystal has a density of screw dislocations having a Burgers vector in the c-axis direction of 100 pieces / cm 2 or less.
(1)前記SiC単結晶は、
結晶学的に等価な3つの<11−20>方向のバーガースベクトルのいずれか1つを有する3つの転位の内、
(a)1つの転位が刃状転位として主に存在し、かつ、
(b)残りの2つの転位が基底面転位として主に存在する
部分を少なくとも一部に有する。
(2)前記SiC単結晶は、c軸方向のバーガースベクトルを有する螺旋転位の密度が100個/cm 2 以下である。 A SiC single crystal having the following configuration.
(1) The SiC single crystal is
Of the three dislocations having any one of the three <11-20> Burgers vectors crystallographically equivalent,
(A) one dislocation mainly exists as an edge dislocation, and
(B) the remaining two dislocations that Yusuke at least in part moieties present primarily as basal plane dislocations.
(2) The SiC single crystal has a density of screw dislocations having a Burgers vector in the c-axis direction of 100 pieces / cm 2 or less.
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Cited By (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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