CN109957839A - SiC单晶的加工方法及SiC锭的制造方法 - Google Patents

SiC单晶的加工方法及SiC锭的制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN109957839A
CN109957839A CN201811532230.7A CN201811532230A CN109957839A CN 109957839 A CN109957839 A CN 109957839A CN 201811532230 A CN201811532230 A CN 201811532230A CN 109957839 A CN109957839 A CN 109957839A
Authority
CN
China
Prior art keywords
single crystal
face
sic single
atomic arrangement
amount
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201811532230.7A
Other languages
English (en)
Other versions
CN109957839B (zh
Inventor
藤川阳平
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Lishennoco Co ltd
Resonac Holdings Corp
Original Assignee
Showa Denko KK
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Showa Denko KK filed Critical Showa Denko KK
Publication of CN109957839A publication Critical patent/CN109957839A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN109957839B publication Critical patent/CN109957839B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B23/00—Single-crystal growth by condensing evaporated or sublimed materials
    • C30B23/002—Controlling or regulating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B23/00—Single-crystal growth by condensing evaporated or sublimed materials
    • C30B23/02—Epitaxial-layer growth
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/36—Carbides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/60—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape characterised by shape
    • C30B29/605—Products containing multiple oriented crystallites, e.g. columnar crystallites
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/60—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape characterised by shape
    • C30B29/66—Crystals of complex geometrical shape, e.g. tubes, cylinders
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B35/00—Apparatus not otherwise provided for, specially adapted for the growth, production or after-treatment of single crystals or of a homogeneous polycrystalline material with defined structure
    • C30B35/007—Apparatus for preparing, pre-treating the source material to be used for crystal growth
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02367—Substrates
    • H01L21/0237—Materials
    • H01L21/02373—Group 14 semiconducting materials
    • H01L21/02378—Silicon carbide
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02367—Substrates
    • H01L21/02433—Crystal orientation

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Geometry (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)

Abstract

本公开涉及SiC单晶的加工方法及SiC锭的制造方法。该SiC单晶(1)的加工方法包括：测定工序，至少沿着通过俯视中央的第1方向和与所述第1方向正交的第2方向来测定SiC单晶(1)的原子排列面(2)的形状；及表面加工工序，对所述SiC单晶(1)的成为贴附面的第1面进行加工，所述表面加工工序具有对所述第1面进行磨削的磨削工序，在所述磨削工序中，使所述第1面和与所述第1面相对的第2面的表面状态具有差异，通过泰曼效应使所述原子排列面(2)平坦化。

Description

SiC单晶的加工方法及SiC锭的制造方法
技术领域
本发明涉及SiC单晶的加工方法及SiC锭的制造方法。
本申请基于2017年12月22日在日本申请的专利申请2017-246943号主张优先权，将其内容援引于此。
背景技术
碳化硅(SiC)与硅(Si)相比，绝缘击穿电场大一个数量级，带隙大3倍。另外，碳化硅(SiC)具有热导率比硅(Si)高3倍左右等特性。碳化硅(SiC)向功率器件、高频器件、高温工作器件等的应用受到期待。
在半导体等器件中使用在SiC晶片上形成有外延膜的SiC外延晶片。在SiC晶片上通过化学气相沉积法(Chemical Vapor Deposition：CVD)而设置的外延膜成为SiC半导体器件的活性区域。
因而，要求没有裂缝等破损且缺陷少的高品质的SiC晶片。此外，在本说明书中，SiC外延晶片意味着形成外延膜后的晶片，SiC晶片意味着形成外延膜前的晶片。
例如，在专利文献1及专利文献2中记载了用作籽晶的SiC单晶的外形的翘曲及起伏成为裂纹、缺陷的起因。在专利文献1中记载了通过使SiC单晶和基座的线性膨胀系数处于预定范围，能够减少晶片的翘曲。在专利文献2中记载了通过使籽晶保持部的热膨胀系数比坩埚的其他部分的热膨胀系数小，能够减小SiC单晶在生长期间受到的应力。
现有技术文献
专利文献1：日本专利第5398492号公报
专利文献2：日本特开2009-102187号公报
发明内容
发明所要解决的课题
作为SiC晶片的致命缺陷之一，存在基底面位错(BPD)。SiC晶片的BPD的一部分会由SiC外延晶片继承，成为沿器件的正向流过了电流时的正向特性降低的要因。BPD是在基底面产生的滑动被认为是发生的原因之一的缺陷。
即使如专利文献1及2所记载那样控制用作籽晶的SiC单晶的外形的晶体生长时的翘曲，也无法充分抑制SiC晶片中的BPD。因而，要求BPD的减少。
本发明鉴于上述问题而完成，其目的在于提供一种能够在晶体生长时减少原子排列面的弯曲的SiC单晶的加工方法。
用于解决课题的技术方案
本申请的发明人进行了深入研究，结果发现了在SiC单晶的原子排列面(晶格面)的弯曲量与基底面位错(BPD)密度之间存在相关关系。于是发现了：对SiC单晶的贴附面进行表面加工而对SiC单晶赋予加工变形，据此能够使SiC单晶向与原子排列面的弯曲方向相反的方向变形，使晶体生长时的原子排列面平坦化。
即，本发明为了解决上述课题而提供以下的方案。
即，本发明的第一方案是以下的方法。
(1)第1方案的SiC单晶的加工方法包括：测定工序，至少沿着通过俯视中央的第1方向和与所述第1方向正交的第2方向来测定具有第1面和第2面的SiC单晶的原子排列面的形状；以及表面加工工序，对所述SiC单晶的成为贴附面的第1面进行加工，所述表面加工工序具有对所述第1面进行磨削的磨削工序，在所述磨削工序中，使所述第1面和与所述第1面相对的第2面的表面状态具有差异，通过泰曼效应使所述原子排列面平坦化。
(2)在上述方案的SiC单晶的加工方法中，在所述原子排列面的形状是鞍形的情况下，沿着所述原子排列面的弯曲量小的方向对所述第1面进行磨削，在所述原子排列面的形状是碗形的情况下，呈同心圆状地对所述第1面进行磨削。
(3)也可以是，上述方案的SiC单晶的加工方法中的所述表面加工工序包括调整所述SiC单晶的翘曲量的翘曲量调整工序，在所述翘曲量调整工序中，设定所述SiC单晶的厚度来调整所述SiC单晶的翘曲量。
(4)也可以是，上述方案的SiC单晶的加工方法中的所述表面加工工序包括调整所述SiC单晶的翘曲量的翘曲量调整工序，在所述翘曲量调整工序中，选择在所述SiC单晶的磨削中使用的磨具的粒度号来调整所述SiC单晶的翘曲量
(5)也可以是，在上述方案的SiC单晶的加工方法中，在所述表面加工工序中进行加工的SiC单晶的所述原子排列面的曲率半径为28m以上或者弯曲量的最大值为100μm以下。
(6)第2方案的SiC锭的制造方法是将使用上述方案的SiC单晶的加工方法加工出的SiC单晶作为籽晶来制作SiC锭的SiC锭的制造方法，包括：将所述SiC单晶的所述第1面作为贴附面贴附于基座的工序；以及晶体生长工序，将贴附于所述基座的SiC单晶作为籽晶来进行晶体生长。
(7)也可以是，在上述方案的SiC锭的制造方法中，所述基座与所述SiC单晶的晶体生长温度下的热膨胀系数之差为0.3×10-6/℃以下。
发明效果
若使用上述方案涉及的SiC单晶的评价方法，则能够使晶体生长时的原子排列面平坦化。
附图说明
图1是示出将SiC单晶沿着在通过俯视中心的第1方向上延伸的直线切割而得到的切割面的一例的示意图。
图2是示出SiC单晶的原子排列面的一例的示意图。
图3是示出SiC单晶的原子排列面的另一例的示意图。
图4是示出用于对原子排列面的形状的测定方法进行具体说明的SiC晶片切割面的一例的示意图。
图5是示出用于对原子排列面的形状的测定方法进行具体说明的SiC晶片切割面的一例的示意图。
图6是示出用于对原子排列面的形状的测定方法进行具体说明的SiC晶片的一例的示意图。
图7是示出用于对原子排列面的形状的测定方法进行具体说明的SiC晶片的一例的示意图。
图8示出从多个XRD的测定点求出原子排列面的曲率半径的例子。
图9是用于对原子排列面的形状的测定方法的另一例进行具体说明的图。
图10是用于对原子排列面的形状的测定方法的另一例进行具体说明的图。
图11是俯视SiC单晶时的图。
图12A是测定表面加工后的SiC单晶的第1面的表面粗糙度而得到的结果。
图12B是测定表面加工后的SiC单晶的第1面的表面粗糙度而得到的结果。
图13是示出SiC单晶的原子排列面通过泰曼效应(Twyman effect)而平坦化的情形的图。
图14是示意性地示出SiC单晶的厚度与SiC单晶的弯曲量的关系的图。
图15是改变SiC单晶的厚度来实际研究了SiC单晶的翘曲量之差而得到的结果。
图16是示意性地示出在磨削中使用的磨具的粒度号与SiC单晶的弯曲量的关系的图。
图17是在升华法中使用的制造装置的一例的示意图。
图18是示出SiC单晶的原子排列面的曲率半径与BPD密度的关系的坐标图。
标号说明
1、10SiC单晶；2、22原子排列面；20晶片；60基座；100坩埚；101线圈；102锥形引导件；A原子；I SiC锭；G原料；F1、F2力；r晶片的半径；Δθ测定的两点间的峰角度之差；Φ包括以触点(日语：接点)为两端的圆弧的扇形的中心角；C与测定的两个部位的原子排列面相切的圆；d原子排列面的弯曲量；x距晶片的中心的距离；y原子排列面的相对的距离。
具体实施方式
以下，适当参照附图对本实施方式的优选例进行详细说明。在以下的说明中使用的附图有时为了方便而将成为特征的部分放大地示出，各构成要素的尺寸、比率等也可以不同。在以下的说明中例示的材质、尺寸等只是一例，本发明并不仅限定于这些例子，能够在不变更其主旨的范围内适当变更而实施。另外，本发明并不仅限定于这些例子，能够在不脱离本发明的主旨的范围内关于位置、数量、形状、材料、结构等进行附加、省略、置换、变更。
[SiC单晶的加工方法]
本实施方式的SiC单晶的加工方法具有测定工序和表面加工工序。在测定工序中，至少沿着通过俯视中央的第1方向和与第1方向正交的第2方向来测定SiC单晶的原子排列面的形状。另外，在表面加工工序中，对SiC单晶的成为贴附面的第1面进行加工。以下，对各工序进行具体说明。
<测定工序>
图1是示出将SiC单晶1沿着在通过俯视中心的第1方向上延伸的直线切割而得到的切割面的一例的示意图。第1方向能够设定任意的方向。在图1中，将第1方向设为[1-100]。在图1中，上侧是[000-1]方向、即与<0001>方向垂直地进行切割时出现碳面(C面、(000-1)面)的方向。以下，以使第1方向为[1-100]的情况为例进行说明。
在此，晶体取向及面作为密勒指数而使用以下的括弧来记载。()和{}在表示面时使用。()在表现特定的面时使用，{}在表现基于晶体的对称性的等效面的总称(集合面)时使用。另一方面，<>和[]在表示方向时使用。[]在表现特定的方向时使用，<>在表现基于晶体的对称性的等效方向时使用。
如图1所示，SiC单晶1是多个原子A排列而成的单晶。因而，如图1所示，当微观地观察SiC单晶的切割面时，形成有多个原子A排列而成的原子排列面2。切割面中的原子排列面2记载为将沿着切割面排列的原子A相连而得到的在与切割方向大致平行的方向上延伸的线。在原子排列面2不平坦的情况下，如图1所示，原子排列面2以弯曲量d1弯曲。
原子排列面2的形状不取决于SiC单晶1的最表面的形状，有时根据切割面的方向而不同。图2及图3是示意性地示出原子排列面2的形状的一例的图。图2所示的原子排列面2是在与[000-1]方向平行的任意的切割面中朝向中心呈凹形状的碗形。也就是说，因此图2所示的原子排列面2在[1-100]方向和与[1-100]方向正交的[11-20]方向上弯曲方向是一致的。相对于此，图3所示的原子排列面2是在预定的切割面中呈凹形状而在不同的切割面中呈凸形状的鞍形(炸薯片形)的形状。因而，图3所示的原子排列面2在[1-100]方向和与[1-100]方向正交的[11-20]方向上弯曲方向是不同的。此外，碗形只要正交的两个方向的原子排列面2的弯曲方向一致即可，在与[000-1]方向平行的任意的切割面中朝向中心呈凸形状的山形也是碗形的一个形态。
也就是说，为了准确掌握原子排列面2的形状，需要至少沿着通过俯视中央且相互正交的两个方向(第1方向及第2方向)来测定SiC单晶的原子排列面2的形状。另外，SiC单晶1的晶体构造是六方晶，优选沿着相对于中心对称的六个方向来测定原子排列面2的形状。如果沿着相对于中心对称的六个方向来计测原子排列面2的形状，则能够更精密地求出原子排列面2的形状。
原子排列面2的形状能够通过X射线衍射(XRD)来测定。要测定的面根据要测定的方向来决定。当将测定方向设为[h k i l]时，测定面需要满足(mh mk min)的关系。其中，m是0以上的整数，n是自然数。例如，在[11-20]方向上进行测定的情况下，设为m＝0、n＝4而选择(0004)面，设为m＝2、n＝16而选择(22-416)面等。另一方面，在[11-20]方向上进行测定的情况下，设为m＝0、n＝4而选择(0004)面，设为m＝3、n＝16而选择(3-3016)面等。即，测定面可以是根据测定方向而不同的面，测定的原子排列面2可以不必是相同面。通过满足上述关系，能够防止将在晶体生长时带来的影响少的a面或m面方向的晶格弯曲误认为c面方向的晶格弯曲。另外，测定可以选择碳面、硅面中的任一面，但要对向坩埚的基座(设置面)贴附的贴附面(第1面)进行测定。
X射线衍射数据，沿着预定的方向在中心、端部、中心与端部的中点这5点处取得。在原子排列面2弯曲的情况下，X射线的反射方向改变，因此在中心和其以外的部分处输出的X射线衍射像的峰的ω角的位置会变化。根据该衍射峰的位置变化能够求出原子排列面2的弯曲方向。另外，根据衍射峰的位置变化也能够求出原子排列面2的曲率半径，根据原子排列面2的曲率半径也能够求出原子排列面2的弯曲量。并且，根据原子排列面2的弯曲方向及弯曲量能够求出原子排列面2的形状。
(原子排列面的形状的测定方法(方法1)的具体说明)
适当参照附图，对根据将SiC单晶切片后的试样(以下，称作晶片20)的外周端部分的XRD的测定值来测定原子排列面的弯曲方向及弯曲量的方法进行具体说明。作为一例，使用晶片20对测定方法进行说明，但在切片前的锭状的SiC单晶中也能够使用同样的方法来进行测定。
图4示意性地示出通过俯视中心且沿着原子排列面的测定的方向(例如[1-100]方向)切割而得到的切割面的一例。若将晶片20的半径设为r，则截面的横向的长度成为2r。另外，图4也图示出了晶片20中的原子排列面22的形状。如图4所示，存在晶片20自身的形状平坦而原子排列面22弯曲的情况。图4所示的原子排列面22左右对称，弯曲成凹形。该对称性起因于SiC单晶(锭)的制造条件通常相对于中心具有对称性。此外，该对称性无需是完全对称，意味着容许由制造条件的起伏等引起的波动的近似的对称性。
接着，如图5所示，对晶片20的两外周端部进行XRD，求出所测定的两点间的X射线衍射峰角度之差Δθ。该Δθ表示所测定的两点的原子排列面22的斜率之差。在X射线衍射测定中使用的衍射面如上述这样配合切割面而选择合适的面。
接着，如图6所示，根据所得到的Δθ来求出弯曲的原子排列面22的曲率半径。在图6中，假定为晶片20的原子排列面22的曲面是圆的一部分而示出了与所测定的两个部位的原子排列面相切的圆C。根据图6，在几何学上，包括以触点为两端的圆弧的扇形的中心角等于测定出的X射线衍射峰角度之差Δθ。原子排列面22的曲率半径对应于该圆弧的半径R。圆弧的半径R通过以下的关系式来求出。
然后，根据该圆弧的半径R和晶片20的半径r，求出原子排列面22的弯曲量d。如图7所示，原子排列面22的弯曲量d对应于从圆弧的半径减去从圆弧的中心向晶片20引下的垂线的距离(长度)而得到的量。从圆弧的中心向晶片20引下的垂线的距离(长度)根据勾股定理来算出，通过以下的关系式求出。此外，在本说明书中，将曲率半径为正(凹形状)时的弯曲量d定义为正的值，将曲率半径为负(凸形状)时的弯曲量d定义为负的值。
如上所述，也能够仅根据XRD的晶片20的两外侧端部的测定值来测定R。另一方面，若使用该方法，则在测定部位存在局部的变形等的情况下，有可能看错形状。因而，在多个部位进行X射线衍射峰角度的测定，根据以下的式子来换算每单位长度的曲率。进行测定的部位的数量能够任意选择，但也可以从处于通过试样的中心的直线状的例如2～10次中选择。
图8示出根据多个XRD的测定点求出了原子排列面的曲率半径的例子。图8的横轴是距晶片中心的相对位置，纵轴是相对于晶片中心衍射峰角的各测定点的相对的衍射峰角度。图8是测定晶片的[1-100]方向并使测定面为(3-3016)的例子。测定部位为5处。5点排列成大致直线，根据其斜率，求出dθ/dr＝8.69×10-4deg/mm。通过将该结果应用于上式，能够计算为是R＝66m的凹形状。并且，根据该R和晶片的半径r(75mm)，求出原子排列面的弯曲量d为42.6μm。
到此为止以原子排列面的形状是凹形状的例子进行了说明，但在凸形状的情况下也同样地求出。在凸形状的情况下，R被算出为负。
(原子排列面的形状的其它测定方法(方法2)的说明)
原子排列面的形状也可以通过其它方法来求出。图9示意性地示出通过俯视中心且沿着原子排列面的测定的方向、例如[1-100]方向进行了切割而得到的切割面的一例。在图9中，以原子排列面22的形状弯曲成凹状的情况为例进行说明。
如图9所示，在晶片20的中心和从晶片20的中心离开距离x的场所这两个部位测定X射线衍射的衍射峰。根据锭的制造条件的对称性，晶片20的形状能够近似为左右对称，能够假定为原子排列面22在晶片20的中央部平坦。因而，若如图10所示那样将所测定的两点处的原子排列面22的斜率之差设为Δθ，则原子排列面22的相对的位置y、即相对的深度之差能够由以下的式子表示。此外，将两点间的距离的一半设为x。
改变距中心的距离x，进行多个部位的测定，由此能够在各点处求出晶片中心和测定点处的原子排列面22的相对的原子位置。
该方法在各测定部位处求出原子排列面上的原子的相对位置。因而，能够求出局部的原子排列面的弯曲量。另外，能够将晶片20整体的原子排列面22的相对的原子位置作为坐标图来示出，对于在感觉上掌握原子排列面22的排列是有益的。
在此，以将测定对象设为晶片20的情况为例进行了说明。在测定对象是SiC锭或从SiC锭切割出的切割体的情况下，也能够同样地求出原子排列面的弯曲量。
按照上述的顺序，至少沿着通过俯视中央且互相正交的两个方向(第1方向及第2方向)，测定SiC单晶的原子排列面2的弯曲量。通过求出各个方向的弯曲量及弯曲方向，能够求出如图2及图3所示那样的原子排列面2的概略形状。
<表面加工工序>
通常，在单晶生长中使用的籽晶以使成为生长面的面成为镜面的方式考虑表面状态而完成。另一方面，关于籽晶的成为基座侧的背面(第1面)，需要平坦化至向基座贴附的程度，但通常不管表面状态。在表面加工工序中，调整该背面(第1面)侧的表面状态。即，籽晶具有向基座贴附一侧的第1面和进行晶体生长一侧的第2面。
在表面加工工序中，具有基于在测定工序中测定出的原子排列面2的形状对SiC单晶1的贴附面(第1面)进行磨削的磨削工序。在磨削工序中，使第1面和与第1面相对的第2面的表面状态具有差异，通过泰曼效应来使原子排列面平坦化。
当进行磨削加工时，在作为加工的结果产生的表面粗糙度不同的两个方向上，由于泰曼效应(Twyman effect)而不同大小的力作用于SiC单晶。泰曼效应是指，在基板的第1面与相对的第2面之间产生了应力差时，会作用要补偿两面的应力的平衡的力，基板产生翘曲。当相对于磨削的第1面的第2面的状态一定时，表面粗糙度的差异会导致在SiC单晶的两面产生的应力差。也就是说，会在两个方向上产生不同大小的泰曼效应。在通过平面磨削呈直线状地对SiC单晶进行了磨削的情况下，会形成由于因磨削产生的微小裂纹而在磨削方向和与磨削方向垂直的方向之间具有大的应力差的加工变质层。SiC单晶由于泰曼效应在具有该加工变质层一侧的面膨胀的方向上弯翘。其结果，SiC单晶发生变形。产生大的应力的方向是因微小裂纹而表面粗糙度变大的方向。
通过使用该原理，能够将各种形状的原子排列面形状的SiC单晶的原子排列面形状平坦化。例如，在原子排列面2的形状是碗形(图2)翻转而成的山形的情况下，呈同心圆状地进行磨削。同心圆状的磨削例如能够通过立式磨削来进行。
相对于此，在如图3所示那样原子排列面2的形状是鞍形(图3)的情况下，沿着弯曲量小的方向即第3方向进行磨削。沿着预定方向的磨削能够通过沿着预定方向进行平面磨削来实现。
首先，对原子排列面2的形状是鞍形(图3)的情况进行具体说明。
图11是俯视SiC单晶的图。若使图3与图11对应，则图11对应于从下方观察图3时的SiC单晶1的图。图11的纸面外侧是SiC单晶的背面(第1面)且是被磨削的面，纸面背侧是用作籽晶时的生长面。图11所示的SiC单晶1的原子排列面在[11-20]方向上从纸面外侧朝向纸面背侧弯曲成凸状。在[1-100]方向上，SiC单晶1的原子排列面从纸面外侧朝向纸面背侧弯曲成凹状。此外，设为[1-100]方向的原子排列面的弯曲量比[11-20]方向的原子排列面的弯曲量大。
为了使原子排列面2接近平坦，进行减小[1-100]方向的弯曲量的加工。如图11所示的箭头那样，沿着具有比[1-100]方向小的弯曲量的[11-20]方向，将SiC单晶的第1面整体通过平面磨削呈直线状即笔直地进行磨削。通过该加工，关于与磨削了晶片的方向即[11-20]正交的[1-100]方向，能够使凹状的弯曲量向小的方向变形。在此，“沿着[11-20]方向”意味着“与[11-20]方向大致平行”，也可以不是完全平行。例如，相对于[11-20]方向容许20°左右的倾斜。
图12A及图12B是测定如前所述的表面加工后的SiC单晶的第1面的表面粗糙度而得到的结果。图12A是沿着[11-20]方向测定通过平面磨削呈直线状地进行了磨削的SiC单晶的第1面而得到的结果。图12B是沿着与磨削方向正交的[1-100]方向进行测定而得到的结果。图12A所示的[11-20]方向的表面粗糙度是Ra＝0.04μm。相对于此，图12B所示的[1-100]方向的表面粗糙度是Ra＝0.08μm。即，与磨削方向正交的[1-100]方向的表面粗糙度比[11-20]方向的表面粗糙度大。
在图12A及图12B所示的表面状态的SiC单晶的情况下，表面粗糙度大的与磨削方向正交的方向受到比磨削方向大的泰曼效应而大幅翘曲。也就是说，SiC单晶1在与磨削方向正交的方向上翘曲，在磨削方向上几乎不翘曲。此时，SiC单晶翘曲的方向被调整成与最大幅弯曲的弯曲方向不同的方向。其结果，通过SiC单晶1向与原子排列面2相反的方向翘曲，如图13所示，在与磨削正交的方向上的原子排列面2的弯曲消除的方向上，作用力F1。其结果，与磨削方向正交的方向上的原子排列面2平坦化。相对于此，磨削方向上的SiC单晶1的翘曲小。因而，作用于磨削方向上的原子排列面2的力F2小，原子排列面2的弯曲量不大幅变化。其结果，如图13所示，原子排列面2的形状整体平坦化。
在本实施方式的SiC单晶的加工方法中，不是通过晶体的取向，而是通过因加工而产生的应力的方向来使原子排列面2平坦化。因而，不限定于特定的面取向、4H的多型，也能够应用于将Si面用作生长面的6H的生长、使用具有特殊的偏离角的籽晶的单晶生长。
接着，对原子排列面2的形状是碗形的情况进行说明。在与图3的鞍形的情况同样地从下侧观察SiC单晶的情况下，在前述的原子排列面的形状弯曲成原子排列面2的中心比外周端突出的凸状的情况下(山形：与图2相反的构造)，能够将原子排列面2矫正成平坦。
在该情况下，在表面加工方法中，通过磨削SiC单晶1的贴附面(第1面)，能够使SiC单晶向原子排列面2的弯曲变小的方向变形。例如，在原子排列面2存在凸形状但是单调的情况下(在进行图8的测定的结果是近似成直线的情况下)，将第1面整体地进行磨削即可。若SiC单晶的表背(第1面和第2面)的粗糙度存在差异，则能够通过整体上向相反方向矫正原子排列面的形状来使第2面侧的原子排列面平坦化。
另外，在原子排列面2为不规则形状且中心的翘曲大的情况下(在进行图8的测定的结果不成为直线的情况下)，能够将第1面呈同心圆状地改变条件来进行磨削。通过这样的磨削，能够保持旋转对称而使原子排列面2的形状平坦化。在呈同心圆状地进行磨削时，可以以使第1面的外周端侧的表面粗糙度比中心部的表面粗糙度大的方式进行磨削。另外，也可以根据翘曲的形状而仅对特定半径的部分进行磨削。如上所述，表面粗糙度大的部分受到大的泰曼效应，表面粗糙度小的部分受到小的泰曼效应。其结果，能够使减小表面粗糙度后的SiC单晶的中心的翘曲量小，使增大表面粗糙度后的外周侧的翘曲量大。通过使SiC单晶的翘曲方向与SiC单晶1的原子排列面2的弯曲方向反向，能够使SiC单晶1的原子排列面2的形状平坦化。同心圆状的磨削例如可以通过以SiC单晶的中心为轴使SiC单晶旋转的立式磨削来进行。
最后，对原子排列面2的形状是局部大幅扭曲的不规则形状的情况进行说明。在晶体具有小倾角晶界的情况下，晶体晶格面有时会弯曲成不规则形状。在晶格面的弯曲量(弯曲程度)隔着晶界变化了的情况下，在图8所例示的坐标图(相对于晶片中心的相对位置和各测定点的相对的衍射峰角度)中，能够隔着晶界得到2种斜率不同的近似直线。也就是说，能够知道所测定的SiC单晶的原子排列面2的倾斜的位置和大小。若基于测定结果而针对磨削的各部分改变磨削所使用的磨具的粒度号，则能够控制SiC单晶的两面的应力差，从而控制SiC单晶1的翘曲量。换言之，在SiC单晶1中选择应该成为第1面的面。之后，对于图8所示的近似直线的斜率大而需要增大通过表面加工对原子排列面2的矫正量的部分，利用低粒度号的粗磨具进行磨削。另一方面，对于图8所示的近似直线的斜率小而可以减小通过表面加工对原子排列面2的矫正量的部分，利用高粒度号的磨具进行磨削。由此，能够局部地矫正原子排列面2的弯曲。
另外，表面加工工序也可以具有调整SiC单晶的翘曲量的翘曲量调整工序。如上所述，若SiC单晶的翘曲量与SiC单晶的原子排列面的弯曲量抵消，则SiC单晶的原子排列面平坦化。换言之，若能够细微地调整SiC单晶的翘曲量，则更容易使原子排列面平坦化。
在翘曲量调整工序中，SiC单晶的翘曲量能够通过SiC单晶的厚度或在磨削时使用的磨具的粒度号来调整。
图14是示意性地示出SiC单晶的厚度与SiC单晶的弯曲量的关系的图。若SiC单晶的厚度变厚，则SiC单晶变得刚硬，因此翘曲量变小。另外，SiC单晶的厚度越薄，则受到泰曼效应时的灵敏度越高。因而，SiC单晶的厚度越薄，则弯曲量小的第3方向与其他方向上的翘曲量之差越大。为了通过泰曼效应使SiC单晶充分弯曲，SiC单晶的厚度优选为5mm以下，更优选为3mm以下。在图14中，配合上述的例子而将弯曲量小的第3方向设为[11-20]方向，将其他方向设为[1-100]而进行图示。
图15是改变SiC单晶的厚度并实际研究SiC单晶的翘曲量之差而得到的结果。当将直径为6英寸、厚度为2mm的SiC单晶沿着[11-20]方向进行磨削后，[11-20]方向的弯曲量是10.3μm，[1-100]方向的弯曲量是5.3μm。若使SiC单晶的厚度为3mm，则[11-20]方向的弯曲量为3.2μm，[1-100]方向的弯曲量为2.5μm。
另外，图16是示意性地示出在磨削中使用的磨具的粒度号与SiC单晶的弯曲量的关系的图。在磨削中使用的磨具的粒度号为越高粒度号即磨具的颗粒越细，则SiC单晶的两面的应力差越小，翘曲量越小。另外，在磨削中使用的磨具的粒度号为越低粒度号，则因泰曼效应而产生的力越大，弯曲量小的第3方向与其他方向上的翘曲量之差越大。为了通过泰曼效应使SiC单晶充分弯曲，磨具的粒度号优选为#800以下，更优选为#600以下。在图16中也配合上述的例子而将弯曲量小的第3方向设为[11-20]方向并将其他方向设为[1-100]而进行图示。
即，通过事先确认SiC单晶的厚度与SiC单晶的翘曲量的关系及在SiC单晶的磨削中使用的磨具的粒度号与SiC单晶的翘曲量的关系，能够根据在测定工序中确认到的原子排列面的弯曲量的程度而容易地将SiC单晶的翘曲量设定于合适的范围。
如上所述，根据本实施方式的SiC单晶的加工方法，通过使SiC单晶的翘曲方向与SiC单晶的弯曲方向反向，并改变SiC单晶的加工条件，能够缓和面内的每个方向的弯曲量的差异。其结果，能够使SiC单晶的原子排列面平坦化。
在此，在表面加工工序中进行加工的SiC单晶1的原子排列面2的曲率半径为28m以上，优选为56m以上，或者SiC单晶的直径为150mm以上的情况下，原子排列面的弯曲量的最大值优选为100μm以下，更优选为50μm以下。当曲率半径小且原子排列面2的弯曲量大时，为了使原子排列面2平坦化，需要使SiC单晶1向与原子排列面2的弯曲方向相反的方向大幅翘曲。通过使SiC单晶1的翘曲量处于预定范围内，能够抑制在SiC单晶1产生裂纹、在SiC单晶1内积蓄应力。
[SiC锭的制造方法]
本实施方式的SiC锭的制造方法将通过上述的SiC单晶的加工方法而加工出的SiC单晶作为籽晶来进行晶体生长。SiC锭例如能够使用升华法来制造。升华法是使通过加热原料而产生的原料气体在单晶(籽晶)上进行再结晶而得到大的单晶(锭)的方法。
图17是示出在升华法中使用的制造装置的一例的示意图。制造装置200具有坩埚100和线圈101。在坩埚100与线圈101之间也可以具有通过线圈101的感应加热而发热的发热体(图示省略)。在坩埚100的内部设置有从基座60朝向原料G扩径的锥形引导件102。
坩埚100具有设置于与原料G相对的位置的基座60。将通过上述的SiC单晶的加工方法而加工了第1面的SiC单晶10作为籽晶贴附于基座60。成为生长面的SiC单晶的第2面优选是进行了磨削加工的镜面。对于SiC单晶而言，为了在维持因加工工序的晶格面矫正而产生的翘曲的状态下进行贴附，希望在贴附时不使其变形。
基座60的热膨胀系数优选与贴附的SiC单晶10的热膨胀系数相近。具体而言，热膨胀系数差优选为0.3×10-6/℃以下，更优选为0.15×10-6以下。此外，在此所示的热膨胀系数意味着将SiC单晶10作为籽晶进行晶体生长的温度区域中的热膨胀系数，意味着2000℃附近的温度。例如，石墨的热膨胀系数能够通过加工条件、含有材料等而在4.3×10-6/℃～7.1×10-6/℃的范围内选择。通过使基座60与SiC单晶10的热膨胀率差相近，能够防止在单晶生长时因热膨胀率差而导致SiC单晶10翘曲从而原子排列面2弯曲。
当向线圈101施加交流电流时，坩埚100被加热，从原料G产生原料气体。所产生的原料气体沿着锥形引导件102向设置于基座60的SiC单晶10供给。通过向SiC单晶10供给原料气体，SiC锭I在SiC单晶10的主面上进行晶体生长。SiC单晶10的晶体生长面优选设为碳面或相对于碳面设置有10°以下的偏离角的面。
SiC锭I继承SiC单晶10的晶体信息的大部分。由于SiC单晶10的原子排列面2被平坦化，所以能够抑制在SiC锭I内产生BPD。
图18是示出SiC单晶的原子排列面的曲率半径与BPD密度的关系的坐标图。如图18所示，原子排列面2的曲率半径与SiC锭I内的BPD密度具有对应关系。原子排列面2的曲率半径越大(原子排列面2的弯曲量越小)，则BPD密度趋于越少。可认为在内部残留有应力的晶体会引起结晶面的滑动而随着BPD的发生使原子排列面2弯曲。或者，也可反过来认为弯曲量大的原子排列面2具有变形而成为BPD的原因。不管在哪种情况下，都是原子排列面的曲率半径越大(即，原子排列面的弯曲量越小)则BPD密度越小。
如上所述，在本实施方式的SiC锭的制造方法中，由于用作籽晶的SiC单晶10的原子排列面2被平坦化，所以能够抑制在SiC锭I内产生BPD。因而，能够得到BPD密度少的高品质的SiC锭I。
将最后得到的SiC锭I进行切片而制作SiC晶片。切割的方向沿着与<0001>垂直或带有0～10°的偏离角的方向进行切割，制作具有与C面平行或相对于C面带有0～10°偏离角的面的晶片。晶片的表面加工也可以对(0001)面侧即Si面侧实施镜面加工。Si面是通常进行外延生长的面。由于SiC锭I的BPD少，所以能够得到BPD少的SiC晶片。通过使用作为致命缺陷的BPD少的SiC晶片，能够得到高品质的SiC外延晶片，能够提高SiC器件的成品率。
另外，在加热坩埚100而使原料G升华时，优选使坩埚100旋转以避免产生周向的各向异性。旋转速度优选设为0.1rpm以上。另外，优选生长时的生长面上的温度变化小。
以上，对本发明的优选的实施方式进行了详述，但本发明不限定于特定的实施方式，能够在权利要求书所记载的本发明的主旨的范围内进行各种变形、变更。
[产业上的可利用性]
本发明的SiC单晶的加工方法，通过对SiC单晶的成为贴附面的第1面进行表面加工而对SiC单晶赋予加工变形，能够使SiC单晶向与原子排列面的弯曲方向相反的方向变形，将晶体生长时的原子排列面平坦化，能够提供高品质的SiC单晶。

Claims (8)

1.一种SiC单晶的加工方法，包括：
测定工序，至少沿着通过俯视中央的第1方向和与所述第1方向正交的第2方向来测定具有第1面和第2面的SiC单晶的原子排列面的形状；以及
表面加工工序，对所述SiC单晶的成为贴附面的第1面进行加工，
所述表面加工工序具有对所述第1面进行磨削的磨削工序，
在所述磨削工序中，使所述第1面和与所述第1面相对的第2面的表面状态具有差异，通过泰曼效应使所述原子排列面平坦化。
2.根据权利要求1所述的SiC单晶的加工方法，
在所述磨削工序中，
在所述原子排列面的形状是鞍形的情况下，沿着所述原子排列面的弯曲量小的方向对所述第1面进行磨削，
在所述原子排列面的形状是碗形的情况下，呈同心圆状地对所述第1面进行磨削。
3.根据权利要求1所述的SiC单晶的加工方法，
所述表面加工工序具有调整所述SiC单晶的翘曲量的翘曲量调整工序，在所述翘曲量调整工序中，设定所述SiC单晶的厚度来调整所述SiC单晶的翘曲量。
4.根据权利要求2所述的SiC单晶的加工方法，
所述表面加工工序具有调整所述SiC单晶的翘曲量的翘曲量调整工序，在所述翘曲量调整工序中，设定所述SiC单晶的厚度来调整所述SiC单晶的翘曲量。
5.根据权利要求1～3中任一项所述的SiC单晶的加工方法，
所述表面加工工序具有调整所述SiC单晶的翘曲量的翘曲量调整工序，在所述翘曲量调整工序中，选择在所述SiC单晶的磨削中使用的磨具的粒度号来调整所述SiC单晶的翘曲量。
6.根据权利要求1～4中任一项所述的SiC单晶的加工方法，
在所述表面加工工序中进行加工的SiC单晶的所述原子排列面的曲率半径为28m以上或者弯曲量的最大值为100μm以下。
7.一种SiC锭的制造方法，将使用权利要求1～5中任一项所述的SiC单晶的加工方法加工出的SiC单晶作为籽晶来制作SiC锭，包括：
将所述SiC单晶的所述第1面作为贴附面贴附于基座的工序；以及
晶体生长工序，将贴附于所述基座的SiC单晶作为籽晶来进行晶体生长。
8.根据权利要求7所述的SiC锭的制造方法，
所述基座与所述SiC单晶的晶体生长温度下的热膨胀系数之差为0.3×10-6/℃以下。
CN201811532230.7A 2017-12-22 2018-12-14 SiC单晶的加工方法及SiC锭的制造方法 Active CN109957839B (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017-246943 2017-12-22
JP2017246943A JP2019112261A (ja) 2017-12-22 2017-12-22 ＳｉＣ単結晶の加工方法及びＳｉＣインゴットの製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN109957839A true CN109957839A (zh) 2019-07-02
CN109957839B CN109957839B (zh) 2021-01-26

Family

ID=66949502

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201811532230.7A Active CN109957839B (zh) 2017-12-22 2018-12-14 SiC单晶的加工方法及SiC锭的制造方法

Country Status (3)

Country Link
US (1) US10844517B2 (zh)
JP (1) JP2019112261A (zh)
CN (1) CN109957839B (zh)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI786735B (zh) * 2021-07-15 2022-12-11 環球晶圓股份有限公司 碳化矽晶碇評估方法及裝置

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015040895A1 (ja) * 2013-09-20 2015-03-26 新日鉄住金マテリアルズ株式会社 炭化珪素単結晶ウェハの内部応力評価方法、及び炭化珪素単結晶ウェハの反りの予測方法
US20160300910A1 (en) * 2015-04-10 2016-10-13 Panasonic Corporation Silicon carbide semiconductor substrate used to form semiconductor epitaxial layer thereon
CN107002284A (zh) * 2014-12-03 2017-08-01 日本碍子株式会社 13族元素氮化物层的分离方法及复合基板

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5014737B2 (ja) * 2006-09-21 2012-08-29 新日本製鐵株式会社 ＳｉＣ単結晶基板の製造方法
JP4967925B2 (ja) * 2007-08-22 2012-07-04 株式会社デンソー 炭化珪素単結晶の製造装置
JP4850807B2 (ja) 2007-10-22 2012-01-11 新日本製鐵株式会社 炭化珪素単結晶育成用坩堝、及びこれを用いた炭化珪素単結晶の製造方法
JP5398492B2 (ja) 2009-11-27 2014-01-29 昭和電工株式会社 炭化珪素単結晶の製造方法
WO2011087061A1 (ja) * 2010-01-15 2011-07-21 三菱化学株式会社 単結晶基板、それを用いて得られるｉｉｉ族窒化物結晶及びｉｉｉ族窒化物結晶の製造方法
JPWO2013058352A1 (ja) * 2011-10-21 2015-04-02 三菱化学株式会社 Ｉｉｉ族窒化物半導体結晶
JP6598150B2 (ja) * 2015-07-24 2019-10-30 昭和電工株式会社 単結晶ＳｉＣ基板の製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015040895A1 (ja) * 2013-09-20 2015-03-26 新日鉄住金マテリアルズ株式会社 炭化珪素単結晶ウェハの内部応力評価方法、及び炭化珪素単結晶ウェハの反りの予測方法
US10031089B2 (en) * 2013-09-20 2018-07-24 Showa Denko K.K. Method for evaluating internal stress of silicon carbide monocrystalline wafer and method for predicting warpage in silicone carbide monocrystalline wafer
CN107002284A (zh) * 2014-12-03 2017-08-01 日本碍子株式会社 13族元素氮化物层的分离方法及复合基板
US20160300910A1 (en) * 2015-04-10 2016-10-13 Panasonic Corporation Silicon carbide semiconductor substrate used to form semiconductor epitaxial layer thereon

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI786735B (zh) * 2021-07-15 2022-12-11 環球晶圓股份有限公司 碳化矽晶碇評估方法及裝置

Also Published As

Publication number Publication date
JP2019112261A (ja) 2019-07-11
US20190194824A1 (en) 2019-06-27
CN109957839B (zh) 2021-01-26
US10844517B2 (en) 2020-11-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN107208310B (zh) 碳化硅单晶的制造方法
CN105358744B (zh) 碳化硅单晶衬底和其制造方法
JP7030260B2 (ja) 炭化珪素インゴット、その製造方法及び炭化珪素ウエハの製造方法
EP3816331A1 (en) A sic wafer and a method for preparing a sic wafer
JP7002932B2 (ja) ＳｉＣインゴットの製造方法
US11905621B2 (en) SiC single crystal, method of manufacturing SiC ingot, and method of manufacturing SiC wafer
JP2020002003A (ja) 面取り炭化ケイ素基板および面取り方法
JP5749839B1 (ja) β−Ｇａ２Ｏ３系単結晶基板
JP7258355B2 (ja) 炭化珪素インゴットの製造方法、炭化珪素ウエハの製造方法及びその成長システム
CN103828027A (zh) 制造碳化硅衬底的方法和碳化硅衬底
JP2024032023A (ja) ＳｉＣ単結晶、ＳｉＣ種結晶及びＳｉＣインゴットの製造方法
CN109957839A (zh) SiC单晶的加工方法及SiC锭的制造方法
EP3940122A1 (en) Sic wafer and method of manufacturing sic wafer
US9605358B2 (en) Silicon carbide substrate, silicon carbide ingot, and methods for manufacturing silicon carbide substrate and silicon carbide ingot
Okamoto et al. Quality Evaluation of 150 mm 4H-SiC Grown at over 1.5 mm/h by High-Temperature Chemical Vapor Deposition Method
EP3960911B1 (en) Silicon carbide ingot manufacturing method
JP7149767B2 (ja) ＳｉＣ単結晶の貼合方法、ＳｉＣインゴットの製造方法及びＳｉＣ単結晶成長用台座
CN113322520A (zh) 晶片及其制造方法
WO2020036170A1 (ja) ＳｉＣ単結晶、ＳｉＣインゴットの製造方法及びＳｉＣウェハの製造方法
JP2024510617A (ja) 不均質ならせん転位分布のＳｉＣバルク単結晶の製造方法及びＳｉＣ基板
JP2024510616A (ja) 均質ならせん転位分布のＳｉＣバルク単結晶の製造方法及びＳｉＣ基板
CN116084016A (zh) 碳化硅晶片及其制造方法
Epelbaum et al. Investigation of lattice plane bending in large (0001) SiC crystals using high‐energy X‐ray technique

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CP01 Change in the name or title of a patent holder

Address after: Tokyo, Japan

Patentee after: Lishennoco Co.,Ltd.

Address before: Tokyo, Japan

Patentee before: Showa electrical materials Co.,Ltd.

CP01 Change in the name or title of a patent holder
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20230525

Address after: Tokyo, Japan

Patentee after: Showa electrical materials Co.,Ltd.

Address before: Tokyo, Japan

Patentee before: SHOWA DENKO Kabushiki Kaisha

TR01 Transfer of patent right