JP7352058B2 - 炭化ケイ素単結晶の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、ワイドギャップ半導体デバイス用材料として好適な、高品質の炭化ケイ素単結晶の液相成長法による製造方法に関する。
炭化ケイ素（ＳｉＣ）は電子デバイスなどの材料として幅広く用いられているシリコン（Ｓｉ）と比較して、バンドギャップ・絶縁破壊電圧が大きく、Ｓｉ基板を用いたデバイスを超えるパワーデバイスの基板材料として期待される。ＳｉＣ基板はＳｉＣ単結晶のインゴットから切り出されて得られる。ＳｉＣインゴットの製造方法として、ＳｉＣ結晶を気相中で結晶成長させる方法（気相成長法）と、ＳｉＣ結晶を液相中で成長させる方法（液相成長法）が知られている。液相成長法は気相成長法と比較して、熱平衡に近い状態で結晶成長を行う為、欠陥密度が小さな高品質ＳｉＣ単結晶が得られると期待されている。
ＳｉＣをパワーデバイス向けの基板材料として普及させる為には、デバイスの信頼性向上のため、デバイス材料となるＳｉＣ単結晶の高品質化が必須である。液相成長法でのＳｉＣ結晶製造において、トレンチのない平滑な表面を持つＳｉＣ単結晶を得ることが求められている。
液相成長法では、種結晶を保持軸に接着剤で貼り付け、上方から炭素と珪素を含む溶液に接触させ、種結晶下面に結晶を成長させるＴＳＳＧ（Ｔｏｐ Ｓｅｅｄｅｄ Ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｇｒｏｗｔｈ）法が報告されている。ＴＳＳＧ法は保持軸の引き上げによる結晶の長尺化・大口径化が可能であり、また保持軸を回転させることによって成長面内における成長むらを抑制できることが期待されている。
ＴＳＳＧ法において、(０００-１)面（（０００-１）ｏｎ－ａｘｉｓ面や、ジャスト面とも呼ばれる）にて切り出した種結晶（オン基板とも呼ぶ。）を溶液に接触し、(０００-１)面に結晶を成長させることが広く行われていた。オン基板上への結晶育成は、オフ基板（おもて面が(０００-１)面から傾斜している基板。その傾斜角度をオフ角と呼ぶ。）と比べてトレンチや表面荒れが生じにくく、良好なモフォロジーを持つ育成結晶を得ることができる特徴がある。
一方で、ＳｉＣの結晶多形とは、化学量論的には同じ組成でありながら、原子の積層様式が軸方向にのみ異なる多くの結晶構造を取り得る現象であり、ＳｉＣの結晶多形としては、３Ｃ型、４Ｈ型、６Ｈ型、１５Ｒ型などが知られている。ここで、Ｃは立方晶、Ｈは六方晶、Ｒは菱面体構造、数字は積層方向の一周期中に含まれる正四面体構造層の数を表す。４Ｈ－ＳｉＣとは、４Ｈ型の結晶多形を持つＳｉＣ結晶を表す。パワーデバイスの基板材料としては、結晶系が混在しない、一つの結晶系からなる基板が好ましい。
４Ｈ－ＳｉＣのオン基板に結晶を成長させる場合、前述の通り良好なモフォロジーが得られるが、４Ｈ－ＳｉＣ以外に異種多形が生成しやすいという問題点があった。
非特許文献１には、４Ｈ－ＳｉＣ単結晶の様々な面で結晶成長させた場合のモフォロジーを評価した結果、Ａｌを添加した溶液を用いた長時間成長において、（０００－１）面から７５．１°傾いた（－１１０－１）面が最も滑らかな表面を持ち、（０００－１）面から６２°傾いた（－１１０－２）面も良好な表面を持つことが報告されている（非特許文献１）。
非特許文献２には、アルミニウムと窒素のコドープを利用した結晶育成方法が記載されている。アルミニウムは原料溶液に添加すると育成結晶の多形安定化及びモフォロジー安定化に効果があることが知られている。コドープ条件では添加するアルミニウムと窒素の量を調整することで基板の伝導型を変化させることができる。
また、特許文献１には、面方位が不明な４Ｈ－ＳｉＣ種結晶を、Ｃが未飽和状態の融液中でメルトバックさせた後、メルトバック中の温度以上の温度で結晶成長させることで、欠陥発生層をメルトバック中に溶解除去し、欠陥密度を低減したＳｉＣ単結晶を成長させる方法が開示されている。
Takeshi Mitani、他４名、「Morphological stability of 4H-SiC crystals in solution growth on {0001} and {110m} surfaces」、Journal of Crystal Growth、2017年6月、Volume 468、p. 883-888
Takeshi Mitani、他７名、「4H-SiC Growth from Si-Cr-C Solution under Al and N Co-doping Conditions」、Materials Science Forum、2015年6月、Volumes 821-823、p. 9-13
しかしながら、コドープで得られた基板はモノドープで得られた基板と比べて抵抗値が高くなる傾向がある。また、（０００－１）面成長においてアルミニウムを全く添加していない場合は、異種多形の発生や、トレンチ生成によるモフォロジーの悪化を防げなかった。
即ち、ドーピングによる伝導型の制御において、多形安定化及びモフォロジー安定化のために複数のドーパントを用いる場合が多く、結果的に結晶の電気特性の劣化を引き起こす場合が多かった。そのため、ドーピングに頼らずとも異種多形の発生とモフォロジーの悪化を抑制できれば、過剰な量と種類のドーピングによる結晶の電気特性の変化などを防ぐことができると考えられる。
本発明は、上記の課題を解決するものであり、ＴＳＳＧ法によるＳｉＣ単結晶の育成において、ドーピングの有無によらず、異種多形の混入を防ぎながら、良好なモフォロジーを持つ４Ｈ－ＳｉＣ単結晶を得ることを目的とする。
本発明者らはＴＳＳＧ法におけるＳｉＣ単結晶製造法において、オフ角が育成結晶に与える影響を鋭意検討した結果、オフ角を６０～６８°とした場合、４Ｈ－ＳｉＣ単結晶育成時に、異種多形が混入しにくいこと、その際に、メルトバック法により種結晶表面の平滑化を行ってから結晶育成することで、良好なモフォロジーをもつ育成結晶が得られることを見出し、本発明に至った。
本願の発明は、ケイ素及び炭素を含み、炭素濃度が未飽和の原料溶液に、４Ｈ型炭化ケイ素の種結晶を接触させ、前記種結晶の一部を溶解するメルトバック工程と、前記種結晶に４Ｈ型炭化ケイ素単結晶を成長させる結晶育成工程とを含み、前記種結晶の成長面が、（０００１）面又は（０００－１）面のいずれか一方から＜１－１００＞方向に６０°以上６８°以下の角度で傾斜した面であること特徴とする炭化ケイ素単結晶の製造方法である。
本発明により、ＴＳＳＧ法によるＳｉＣ単結晶の育成において、ドーピングの有無によらず、異種多形の混入を防ぎながら、良好なモフォロジーを持つ４Ｈ－ＳｉＣ単結晶を得ることができる。
本明細書において、（０００－１）面などの表記における「－１」は、本来、数字の上に横線を付して表記するところを、「－１」と表記したものである。
本発明の実施形態を、図面を用いて説明する。
図１は、本発明のＳｉＣ単結晶の製造方法を実施する結晶育成装置１の概要を示す図である。結晶育成装置１は、るつぼ３の内部にケイ素と炭素を含む原料溶液５を有し、種結晶引上げ軸７は、種結晶９を保持する。るつぼ３の周囲に設けられた加熱器１２により、原料溶液５は加熱される。
図１は、本発明のＳｉＣ単結晶の製造方法を実施する結晶育成装置１の概要を示す図である。結晶育成装置１は、るつぼ３の内部にケイ素と炭素を含む原料溶液５を有し、種結晶引上げ軸７は、種結晶９を保持する。るつぼ３の周囲に設けられた加熱器１２により、原料溶液５は加熱される。
種結晶９の下面が、原料溶液５と接触し、炭化ケイ素単結晶が成長する成長面であり、図２に示すように、種結晶９の成長面が、（０００１）面又は（０００－１）面のいずれか一方から＜１－１００＞方向に６０°以上６８°以下傾斜した面である。
本発明の炭化ケイ素単結晶の製造方法では、ケイ素及び炭素を含み、炭素濃度が未飽和の原料溶液５に、炭化ケイ素の種結晶９を接触させ、種結晶９の一部を溶解するメルトバック工程と、種結晶９に炭化ケイ素単結晶の育成結晶を成長させる結晶育成工程と、を含む。
メルトバック工程では、原料溶液５の炭素濃度が未飽和であるため、種結晶９が溶解する。メルトバック工程において、種結晶９の表面の凹凸がなくなり、種結晶９の下面が平滑化する。なお、メルトバック工程において種結晶９の全部が溶解することを防ぐため、種結晶９を浸漬する時間は、溶解速度を考慮して種結晶９の一部のみが溶解する時間に調整する。
その後、結晶育成工程では、種結晶９近傍で原料溶液５を過飽和状態とすることで、種結晶９に炭化ケイ素単結晶を成長させる。
メルトバック工程を行う方法は特に限定されないが、るつぼ３が黒鉛製で、るつぼ３から原料溶液５に炭素が供給される場合は、昇温途中の温度Ｔ１の原料溶液５に種結晶を接触させる方法が考えられる。るつぼからの炭素の溶解が遅く、昇温途中では原料溶液の炭素濃度は常に未飽和の状態であるため、種結晶を接触させると、るつぼから炭素が溶解するのと同時に種結晶からＳｉＣが溶解する。その後、温度Ｔ１から温度Ｔ２に昇温して一定時間保持して安定させることで、るつぼから炭素が十分に溶解し、原料溶液中の炭素濃度が飽和するため、温度Ｔ２にて種結晶に炭化ケイ素単結晶を成長させる結晶育成工程を行う。原料溶液５のメルトバック工程での温度Ｔ１が１４２０°以上２１００℃以下であり、１５００℃以上２０００℃以下であることが好ましい。また、結晶育成工程での温度Ｔ２がＴ１より５℃以上高いことが好ましく、５０℃以上高いことがより好ましく、１００℃以上高いことが更に好ましい。
他には、るつぼ３が黒鉛製以外の場合は、仕込み時の炭素源の量を減らし、原料溶液５が未飽和の状態でメルトバック工程を行い、その後に原料溶液５に炭素源を供給して、炭素濃度を上げて結晶育成工程を行うことも可能である。
メルトバック工程において、種結晶９の下面が平滑化するため、その後の結晶育成工程において、モフォロジーが良好になる。これは、種結晶９の下面が平滑化することにより、溶媒浸漬時にトラップされる雰囲気ガスや、溶媒中から生成した気泡が、種結晶９の下面から抜け出しやすくなり、トレンチの形成が抑制でき、モフォロジーが改善するものと思われる。
るつぼ３としては、原料溶液５に炭素を供給可能なグラファイト製の黒鉛るつぼが好ましいが、炭化水素ガスや固体の炭素源を添加可能であれば、黒鉛るつぼ以外の石英、アルミナ、チタニア、ハフニア、ジルコニアなどのるつぼを使用可能である。なお、原料溶液５の温度分布をより均一にするために、るつぼ３を回転させてもよい。
原料溶液５は、るつぼ３の周囲に設けられた加熱器１２により加熱され、溶融状態が保たれる。結晶育成工程において、原料溶液５の温度Ｔ２が１６００℃以上２１００℃以下であることが好ましい。
原料溶液５のシリコン源としては、金属シリコン、シリコン合金、シリコン化合物などを用いることができる。また、原料溶液の炭素源としては、黒鉛、グラッシーカーボン、ＳｉＣなどの固体の炭素源や、メタン、エタン、プロパン、アセチレンなどの炭化水素ガスなどを用いることができる。
原料溶液５は、ＳｉＣの結晶成長に用いられるケイ素と炭素を含む溶液であれば特に限定されないが、添加元素を加えたＳｉ溶媒に、炭素が溶解している溶液を用いることが好ましい。原料溶液のシリコン源として使用されるシリコン合金又はシリコン化合物としては、シリコンと、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｓｃ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｐ、Ｎ、Ｂ、Ｄｙ、Ｙ、Ｎｂ、Ｎｄ、Ｆｅ、Ｖ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｇａ、Ｃｕ、Ｉｎから選ばれる少なくとも一種の添加元素の合金又は化合物を使用できる。特に、炭素溶解度が大きく、蒸気圧が小さく、化学的に安定している点で、Ｃｒを１０モル％以上６０モル％以下含むＳｉ－Ｃｒ合金系を溶媒として用いることが好ましい。Ｓｉ－Ｃｒ合金系溶媒のＣｒ含量は、１５モル％以上５０モル％以下であることがより好ましく、２０モル％以上４０モル％以下であることがさらに好ましい。また、Ｂ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ等のＩＩＩ族元素、Ｎ、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂ等のＶ族元素をＳｉ溶媒又は雰囲気ガスに加えることで、育成結晶に添加元素をドーピングすることができ、育成結晶をｐ型やｎ型に変更することや、電気特性を制御することができる。即ち、ＳｉＣに含まれるＩＩＩ族元素（アクセプタ）の合計の濃度が、Ｖ族元素（ドナー）の合計の濃度より高い場合は、ＳｉＣはｐ型半導体となり、Ｖ族元素の合計の濃度が、ＩＩＩ族元素の合計の濃度より高い場合は、ＳｉＣはｎ型半導体となる。
本製造方法では、ドーピングの有無によらず良好なモフォロジーをもつ育成結晶が得られるため、育成結晶の多形安定化及びモフォロジー安定化に効果があることが知られているアルミニウムの添加量を減らすことができる。具体的には、原料溶液５へのアルミニウムの添加量は原料溶液の３モル％以下であることが好ましく、１モル％以下であることがより好ましい。本製造方法では、原料溶液にアルミニウムを添加しなくてもよい。
種結晶引上げ軸７の材質は、特に限定されないが、炭素を主成分とする材料、例えば黒鉛などにより形成される。種結晶９は、種結晶引上げ軸７の先端に、炭素を含んだ接着剤などで固定される。種結晶引上げ軸部７は、育成中に種結晶９をゆっくりと上方に引き上げ、ＳｉＣ単結晶を成長させ、図３に示されるように育成結晶１０を得る。
成長して得られるＳｉＣ単結晶の直径は、種結晶９の直径と同程度でもよいが、成長結晶の直径は、種結晶９よりも直径が大きくなるように結晶成長させることが好ましい。成長結晶の直径を拡大させる角度（図３の拡張角度１１）は、好ましくは３５°～９０°であり、より好ましくは６０°～９０°、さらに好ましくは７８°～９０°である。種結晶９の側面に原料溶液を濡れ上がらせ、メニスカスを形成することにより、種結晶９の直径よりも成長結晶の直径を拡大させることができる。具体的には、種結晶周囲の溶液温度を低下させ、炭素過飽和度を増大させることで種結晶側面方向への成長速度が増大し、結晶径を拡大させることができる。
種結晶９は、４Ｈ－ＳｉＣを用いることができる。種結晶９の厚さの下限は特に限定はされないが、通常は０．１ｍｍ以上である。また上限に関して、種結晶９が過度に厚いと経済的に効率が悪いため、１０ｍｍ以下とする。
種結晶９は（０００１）面又は（０００－１）面のいずれか一方から＜１－１００＞方向に６０°以上６８°以下傾斜して切断されて形成されており、種結晶９の切断面と（０００１）面又は（０００－１）面のいずれか一方との角度をオフ角と呼ぶ。種結晶９のオフ角が、６０°以上６８°以下であることが好ましく、６３°以上６８°以下であることがより好ましく、６３°以上６４°以下であることが更に好ましい。６０°以上６８°以下であることが好ましい理由は、必ずしも明らかではないが、表面原子構造の違いに起因するものと推測している。
結晶成長中に、種結晶９を、原料溶液５の液面と平行な面で回転させることが好ましい。種結晶９の最大回転速度は１０ｒｐｍ以上３００ｒｐｍ以下が好ましく、２０ｒｐｍ以上２００ｒｐｍ以下がより好ましい。また、種結晶９の回転は、周期的に正回転と逆回転を繰り返す回転であることが好ましく、その周期は、１０秒以上５分以下が好ましく、１５秒以上３分以下がより好ましく、３０秒以上２分３０秒以下が更に好ましい。周期的に回転方向を入れ替えることで、結晶成長を行う際の種結晶の成長表面における原料溶液の流れを制御することができる。
メルトバック工程及び結晶育成工程において、種結晶育成装置１は、ヘリウム、アルゴン等の不活性ガス雰囲気であることが好ましい。また、ｎ型半導体の育成結晶を得るために窒素を０．０１体積％以上３．０体積％以下含んでも良い。
結晶育成工程において、少なくとも種結晶９の結晶成長面に接触する原料溶液５は、過飽和状態になっている必要がある。ＳｉＣの過飽和状態を得る方法としては、溶液を蒸発させ過飽和状態とする蒸発法、飽和濃度のＳｉＣ溶液に種結晶基板を浸漬後、過冷却によって過飽和状態とする冷却法、温度勾配を有するＳｉＣ溶液中に種結晶基板を浸漬し、低温部でＳｉＣ結晶を晶出させる温度差法などが可能である。
温度差法を用いる場合は、原料溶液５の加熱を制御するか、種結晶９により冷却するなどして、種結晶９の近辺のみが過飽和状態になるため、種結晶引上げ軸７は、種結晶９を原料溶液５の液面に接触する位置で回転しながら引き上げることで、種結晶９の結晶成長面にはＳｉＣの結晶が析出する。
冷却法や蒸発法を用いる場合は、原料溶液５の全体が過飽和となるため、種結晶９を原料溶液５の内部に浸漬した状態で、結晶成長をすることが可能である。
図４に示すように、結晶育成工程にて、種結晶９の下面（成長面）に、原料溶液５から、炭素とケイ素が析出し、４Ｈ－ＳｉＣからなる育成結晶１５が形成される。図４に示される態様では、育成結晶１５の直径は、種結晶９の直径と同程度である。育成結晶１５の下面（おもて面）のオフ角は、種結晶９の下面（成長面）のオフ角と一致し、（０００１）面又は（０００－１）面のいずれか一方から＜１－１００＞方向に６０°以上６８°以下、好ましくは６３°以上６８°以下、より好ましくは６３°以上６４°以下傾斜した面である。
育成結晶１５の厚さは、成長速度や結晶育成工程の時間によるが、１００μｍ以上であることが好ましく、１ｍｍ以上であることが好ましく、５０ｍｍ以上であることがより好ましい。育成結晶１５が厚ければ、一度の結晶育成にて多量のＳｉＣ基板を得ることができる。
結晶育成工程の時間としては、育成結晶１５に必要な厚さと成長速度によるが、通常は１時間以上であることが多く、４時間以上であってもよい。
育成結晶１５は、種結晶引上げ軸７から切り離され、ＳｉＣ単結晶インゴットとなる。通常は、種結晶９はＳｉＣ単結晶インゴットから切断される。ＳｉＣ単結晶インゴットの結晶成長方向は、ＳｉＣ単結晶インゴットの長軸方向と一致する。なお、ＳｉＣ単結晶インゴットは、通常は断面が円形である。一方で断面が六角形などの多角形である多角柱であってもよい。
ＳｉＣ単結晶インゴットを、切断面が（０００１）面又は（０００－１）面のいずれか一方から＜１－１００＞方向に６０°以上６８°以下、好ましくは６３°以上６８°以下、より好ましくは６３°以上６４°以下傾斜した面となるように薄板状に切り出すことで４Ｈ型炭化ケイ素単結晶ウエハを得ることができる。切断面は、育成結晶１５の成長面と並行であってもよいし、斜めであってもよい。
すなわち、本発明の実施形態に係る４Ｈ型炭化ケイ素単結晶ウエハのおもて面（インゴッド切断面）は、（０００１）面又は（０００－１）面のいずれか一方から＜１－１００＞方向に６０°以上６８°以下、好ましくは６３°以上６８°以下、より好ましくは６３°以上６４°以下傾斜した面である。また、ウエハの厚さは１００μｍ以上であることが好ましく、２００μｍ以上であることがより好ましい。ウエハの直径は１０ｍｍ以上であることが好ましく、５０ｍｍ以上であることがより好ましく、１００ｍｍ以上であることがさらに好ましい。
また、ＳｉＣ単結晶のインゴット又はウエハに含まれるアルミニウムの濃度は１×１０１９個／ｃｍ３以下であることが好ましく、５×１０１８個／ｃｍ３以下であることが好ましい。但し、アルミニウムを原料溶液に添加しない場合、原料に由来して不可避的に混入するアルミニウムの濃度は１×１０１７個／ｃｍ３以下である。なお、精製技術の限界などから、ＳｉＣ単結晶中のアルミニウム濃度は１×１０１2個／ｃｍ３以上である。
また、アルミニウムを、ｐ型半導体を得るためのドーパントとして添加する場合、ＳｉＣ単結晶中のアルミニウムの濃度は１×１０１７個／ｃｍ３以上が好ましく、５×１０１７個／ｃｍ３以上がより好ましい。なお、ＳｉＣ単結晶中に含まれるアルミニウムや窒素などの元素の濃度は、二次イオン質量分析計などで測定することができる。
例えば、本発明の実施形態に係る４Ｈ型炭化ケイ素単結晶として、Ａｌなどのアクセプタの濃度が１×１０１７個／ｃｍ３以上１×１０１９個／ｃｍ３以下であるｐ型半導体や、Ｎなどのドナーの濃度が１×１０１７個／ｃｍ３以上であり、かつ、ドナーの濃度がアクセプタの濃度より高いｎ型半導体が挙げられる。他に、ドナー（例えばＢ、Ａｌ、Ｇａ及びＩｎ）の合計濃度とアクセプタ（例えばＮ、Ｐ、Ａｓ及びＳｂ）の合計濃度のいずれも１×１０１７個／ｃｍ３以下である高純度半絶縁性の炭化ケイ素が挙げられる。
本発明の製造方法では、ドーピングの有無によらず良好なモフォロジーをもつ育成結晶が得られる。
本発明の製造方法で得られたＳｉＣ単結晶は４Ｈ－ＳｉＣのみからなり、かつコドープで得られた結晶と比べて抵抗値が小さくなるため、そこから切り出されたウエハは、電子デバイスの材料、特にパワーデバイスの基板材料として好適である。
［実施例１］
４Ｈ－ＳｉＣ単結晶インゴットを、（０００－１）面から［１－１００］方向に６３°傾斜した面を縦１０ｍｍ×横１０ｍｍ×厚み１ｍｍに切り出し、種結晶を得た。切り出し面を下端としてカーボン製の引上げ軸に固定して抵抗加熱炉上部に保持した。炉内中央に設置した黒鉛坩堝にシリコン、クロムの混合融液（クロム２０モル％）を準備し昇温を開始した。雰囲気ガスはヘリウムで、窒素を０．４体積％添加した。成長面を平滑化するため、昇温途中に融液が１７６４℃に達した時点で種結晶を融液に接触させ、種結晶下面の凸部を溶解させた。その後、炉内温度が目的温度の１９２０℃で安定することで種結晶下端から結晶成長が進行した。成長中は引上げ軸を３０ｒｐｍで正逆方向に３０秒周期で回転させた。５時間後、種結晶を融液から引き上げ、炉内を冷却した。
４Ｈ－ＳｉＣ単結晶インゴットを、（０００－１）面から［１－１００］方向に６３°傾斜した面を縦１０ｍｍ×横１０ｍｍ×厚み１ｍｍに切り出し、種結晶を得た。切り出し面を下端としてカーボン製の引上げ軸に固定して抵抗加熱炉上部に保持した。炉内中央に設置した黒鉛坩堝にシリコン、クロムの混合融液（クロム２０モル％）を準備し昇温を開始した。雰囲気ガスはヘリウムで、窒素を０．４体積％添加した。成長面を平滑化するため、昇温途中に融液が１７６４℃に達した時点で種結晶を融液に接触させ、種結晶下面の凸部を溶解させた。その後、炉内温度が目的温度の１９２０℃で安定することで種結晶下端から結晶成長が進行した。成長中は引上げ軸を３０ｒｐｍで正逆方向に３０秒周期で回転させた。５時間後、種結晶を融液から引き上げ、炉内を冷却した。
種結晶を引上げ軸から切り離したのちワイヤソーを用いて［１１－２０］方向と垂直にスライスした。切断面を鏡面研磨したのちラマン顕微鏡及び光学顕微鏡を用いて分析した。図５は、実施例１で得られた結晶の断面の光学顕微鏡像である。下側の白い領域が種結晶で、その上の色の濃い領域が成長層（育成結晶）である。成長層の厚さは約３００μｍであった。ラマン散乱スペクトル測定から成長層全体が４Ｈ型ＳｉＣ単結晶であることを確認した。また、成長層にトレンチ及び溶媒インクルージョンが殆ど無く、良好なモフォロジーを持つＳｉＣ単結晶の成長層（育成結晶）が得られたことがわかる。
［実施例２～７］
実施例２～７は、それぞれ、４Ｈ－ＳｉＣ単結晶インゴットを用いて（０００－１）面から[１－１００]方向に６０°、６１°、６２°、６４°、６５°、６８°傾斜した面を切り出すことを除いて実施例１と同様の手順で結晶育成を行った。
実施例２～７は、それぞれ、４Ｈ－ＳｉＣ単結晶インゴットを用いて（０００－１）面から[１－１００]方向に６０°、６１°、６２°、６４°、６５°、６８°傾斜した面を切り出すことを除いて実施例１と同様の手順で結晶育成を行った。
［比較例１、２］
４Ｈ－ＳｉＣ単結晶インゴットを用いて（０００－１）面から［１－１００］方向に６２°、６３°傾斜した面を切り出すこと、さらに、融液が１９２０℃で安定してから種結晶を融液に接触させることを除いて実施例１と同様の手順で結晶育成を行った。
４Ｈ－ＳｉＣ単結晶インゴットを用いて（０００－１）面から［１－１００］方向に６２°、６３°傾斜した面を切り出すこと、さらに、融液が１９２０℃で安定してから種結晶を融液に接触させることを除いて実施例１と同様の手順で結晶育成を行った。
［比較例３］
４Ｈ－ＳｉＣ単結晶インゴットを用いて（０００－１）面から[１－１００]方向に０°傾斜した面（即ち、（０００－１）面）を切り出すことを除いて実施例１と同様の手順で結晶育成を行った。
４Ｈ－ＳｉＣ単結晶インゴットを用いて（０００－１）面から[１－１００]方向に０°傾斜した面（即ち、（０００－１）面）を切り出すことを除いて実施例１と同様の手順で結晶育成を行った。
［比較例４］
融液が１９２０℃に到達してから種結晶を融液に接触させることを除いて比較例３と同様の手順で結晶育成を行った。
融液が１９２０℃に到達してから種結晶を融液に接触させることを除いて比較例３と同様の手順で結晶育成を行った。
［モフォロジー評価］
育成結晶のうちトレンチの無い領域の面積を、顕微鏡により観察した。
◎：成長層の面積の９０％以上１００％以下がトレンチの無い領域である。
○：成長層の面積の３０％以上９０％未満がトレンチの無い領域である。
△：成長層の面積の０％以上３０％未満がトレンチの無い領域である。
育成結晶のうちトレンチの無い領域の面積を、顕微鏡により観察した。
◎：成長層の面積の９０％以上１００％以下がトレンチの無い領域である。
○：成長層の面積の３０％以上９０％未満がトレンチの無い領域である。
△：成長層の面積の０％以上３０％未満がトレンチの無い領域である。
［異種多形評価］
育成結晶のうち異種多形の有無を、ラマン散乱スペクトル測定により観察した。
〇：成長層に４Ｈ以外の多形が含まれない。
×：成長層に４Ｈ以外の多形が含まれる。
育成結晶のうち異種多形の有無を、ラマン散乱スペクトル測定により観察した。
〇：成長層に４Ｈ以外の多形が含まれない。
×：成長層に４Ｈ以外の多形が含まれる。
種結晶の傾斜角度が６０°以上６８°以下で、昇温途中で炭素濃度が未飽和の状態の融液に種結晶を接触させてメルトバック工程を行った実施例１～７においては、窒素のみのドーピングでも異種多形の発生がなく、トレンチの無い領域が得られた。特に、傾斜角度が６３°と６４°である実施例１と４で、特にモフォロジーが良好な成長層が得られた。
図５に、実施例１で得られた、成長層（育成結晶）の断面の顕微鏡写真を示す。実施例１で得られた育成結晶は、全面にトレンチの無い領域が得られ、モフォロジーが良好であった。
図５に、実施例１で得られた、成長層（育成結晶）の断面の顕微鏡写真を示す。実施例１で得られた育成結晶は、全面にトレンチの無い領域が得られ、モフォロジーが良好であった。
一方、目標温度で安定した状態の、炭素濃度が飽和した融液に種結晶を接触させた、即ち、メルトバック工程を行わなかった比較例１と比較例２では、成長層の全面にトレンチが発生しており、モフォロジーが悪かった。これは、メルトバック工程を行わなかったため、溶媒浸漬時に種結晶の下面にトラップされた雰囲気ガスや、溶媒中から生成したガスが、種結晶９の下面の凹凸に気泡として残るため、気泡が育成結晶に取り込まれたり、気泡部分の結晶成長速度が遅くなったりして、トレンチが形成され、モフォロジーが悪かったと思われる。
比較例３、４は、傾斜角度が０°、即ち、（０００－１）面で切断した場合には、トレンチの無い領域が得られたが、６Ｈ－ＳｉＣや１５Ｒ－ＳｉＣの異種多形が観測された。メルトバック工程を行った比較例３と、行わなかった比較例４では、特にトレンチの発生頻度に変化は無く、メルトバック工程のモフォロジーへの影響は観測されなかった。
なお、実施例及び比較例において、窒素原子の濃度がアルミニウム原子の濃度よりも高いｎ型半導体の４Ｈ－ＳｉＣが得られた。雰囲気ガスに窒素ガスを添加しているため、得られた育成結晶の窒素原子の濃度は当然に１×１０１７個／ｃｍ３以上であり、原料溶液にアルミニウムを添加しなかったため、得られた育成結晶のアルミニウムの濃度は当然に１×１０１７個／ｃｍ３以下であると考えられる。
実施例及び比較例においては、原料溶液にアルミニウムを添加していないが、アルミニウムは原料溶液に添加すると育成結晶の多形安定化及びモフォロジー安定化に効果があることが知られているため、原料溶液にアルミニウムを添加した場合でも、本発明による多形安定化及びモフォロジー安定化の効果は実施例及び比較例と同様に示されると考えられる。
また、実施例及び比較例においては、雰囲気ガスに窒素ガスを添加しているが、非特許文献２などから、窒素原子は４Ｈ－ＳｉＣの育成結晶の多形を不安定化させることが知られており、雰囲気ガスに窒素ガスを含まない場合でも、本発明による多形安定化の効果は実施例及び比較例と同様に示されると考えられる。そのため、雰囲気ガスに窒素ガスを含まない場合でも、本発明により、異種多形の混入を防ぎながら、良好なモフォロジーを持つ４Ｈ－ＳｉＣ単結晶を得ることができると考えられる。
１ 結晶育成装置
３ るつぼ
５ 原料溶液
７ 種結晶引上げ軸
９ 種結晶
１０ 育成結晶
１１ 拡張角度
１２ 加熱器
１５ 育成結晶
３ るつぼ
５ 原料溶液
７ 種結晶引上げ軸
９ 種結晶
１０ 育成結晶
１１ 拡張角度
１２ 加熱器
１５ 育成結晶
Claims (14)
- ケイ素及び炭素を含み、炭素濃度が未飽和の原料溶液に、４Ｈ型炭化ケイ素の種結晶を接触させ、前記種結晶の一部を溶解するメルトバック工程と、
前記種結晶に４Ｈ型炭化ケイ素単結晶を成長させる結晶育成工程と、
を含み、
前記種結晶の成長面が、（０００１）面又は（０００－１）面のいずれか一方から＜１－１００＞方向に６０°以上６８°以下の角度で傾斜した面であることを特徴とする炭化ケイ素単結晶の製造方法。 - 前記種結晶の成長面が、（０００１）面又は（０００－１）面のいずれか一方から＜１－１００＞方向に６３°以上６４°以下の角度で傾斜した面であることを特徴とする請求項１に記載の炭化ケイ素単結晶の製造方法。
- 前記原料溶液中のアルミニウム濃度が３モル％以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の炭化ケイ素単結晶の製造方法。
- 前記原料溶液にアルミニウムが添加されておらず、
前記メルトバック工程及び前記結晶育成工程が、窒素ガスを０．０１体積％以上３．０体積％以下含む不活性ガス雰囲気で行われることを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の炭化ケイ素の単結晶の製造方法。 - 前記結晶育成工程を１時間以上行うことを特徴とする請求項１～４のいずれか１項に記載の炭化ケイ素単結晶の製造方法。
- 前記結晶育成工程において、前記種結晶を、前記原料溶液の液面と平行な面内で、周期的に正回転と逆回転を繰り返すように回転させることを特徴とする請求項１～５のいずれか１項に記載の炭化ケイ素単結晶の製造方法。
- 黒鉛るつぼ中で、ケイ素を含む原料溶液を加熱し、黒鉛るつぼから炭素を原料溶液に溶解させて、炭素濃度が未飽和のケイ素及び炭素を含む溶液を得る工程と、
温度Ｔ１で炭素濃度が未飽和の前記溶液に、炭化ケイ素の種結晶を接触させ、前記種結晶の一部を溶解するメルトバック工程と、
前記温度Ｔ１よりも高い温度Ｔ２において、前記種結晶に炭化ケイ素単結晶を成長させる結晶育成工程と、
を含み、
前記種結晶の成長面が、（０００１）面又は（０００－１）面のいずれか一方から＜１－１００＞方向に６０°以上６８°以下傾斜した面であることを特徴とする炭化ケイ素単結晶の製造方法。 - 前記メルトバック工程において、前記原料溶液の温度Ｔ１が１４２０℃以上２１００℃以下であり、
前記結晶育成工程における前記原料溶液の温度Ｔ２がＴ１よりも５℃以上高いことを特徴とする請求項７に記載の炭化ケイ素単結晶の製造方法。 - おもて面が、（０００１）面又は（０００－１）面のいずれか一方から＜１－１００＞方向に６３°以上６４°以下傾斜した面であり、
アルミニウム原子の濃度が１×１０１７個／ｃｍ３以下であることを特徴とする４Ｈ型炭化ケイ素単結晶ウエハ。 - 前記４Ｈ型炭化ケイ素単結晶ウエハ中の窒素原子の濃度が１×１０１７個／ｃｍ３以上であり、
前記４Ｈ型炭化ケイ素単結晶ウエハがｎ型半導体であることを特徴とする請求項９に記載の４Ｈ型炭化ケイ素単結晶ウエハ。 - おもて面が、（０００１）面又は（０００－１）面のいずれか一方から＜１－１００＞方向に６０°以上６８°以下傾斜した面であり、
アルミニウム原子の濃度が１×１０ １７ 個／ｃｍ ３ 以下である４Ｈ型炭化ケイ素単結晶ウエハであって、
前記４Ｈ型炭化ケイ素単結晶ウエハ中のＢ、Ａｌ、Ｇａ及びＩｎの濃度の合計が１×１０１７個／ｃｍ３以下であり、
前記４Ｈ型炭化ケイ素単結晶ウエハ中のＮ、Ｐ、Ａｓ及びＳｂの濃度の合計が１×１０１７個／ｃｍ３以下であることを特徴とする４Ｈ型炭化ケイ素単結晶ウエハ。 - ウエハの厚さが１００μｍ以上であることを特徴とする請求項９～１１のいずれか１項に記載の４Ｈ型炭化ケイ素単結晶ウエハ。
- ４Ｈ型炭化ケイ素の種結晶上に、４Ｈ型炭化ケイ素の育成結晶を有し、
前記育成結晶のおもて面が、（０００１）面又は（０００－１）面のいずれか一方から＜１－１００＞方向に６３°以上６４°以下傾斜した面であり、
前記育成結晶中のアルミニウム原子の濃度が１×１０１７個／ｃｍ３以下であることを特徴とする４Ｈ型炭化ケイ素単結晶。 - 前記育成結晶の厚さが１００μｍ以上であることを特徴とする請求項１３に記載の４Ｈ型炭化ケイ素単結晶。
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