DE112013006661B4

DE112013006661B4 - Verfahren zum Herstellen eines SIC-Epitaxialwafers

Info

Publication number: DE112013006661B4
Application number: DE112013006661.0T
Authority: DE
Inventors: Nobuyuki Tomita; Yoichiro Mitani; Takanori Tanaka; Naoyuki Kawabata; Yoshihiko Toyoda; Takeharu Kuroiwa; Kenichi Hamano; Akihito Ono; Junji Ochi; Zempei Kawazu
Original assignee: Mitsubishi Electric Corp
Current assignee: Mitsubishi Electric Corp
Priority date: 2013-02-13
Filing date: 2013-12-26
Publication date: 2023-01-19
Anticipated expiration: 2033-12-27
Also published as: DE112013006661T5; US9988738B2; CN104995718A; JPWO2014125550A1; US20150354090A1; WO2014125550A1; JP6012841B2; CN104995718B

Abstract

Verfahren zum Herstellen eines SiC-Epitaxialwafers, Folgendes umfassend:einen ersten Schritt des Bewirkens, indem ein Si-Zufuhrgas und ein C-Zufuhrgas als Rohmaterialgase zugeführt werden, dass ein erstes Epitaxialwachstum auf einem SiC-Massivsubstrat mit einer 4H-SiC (0001)-Ebene mit einem Versatzwinkel von weniger als 5° als einer Hauptfläche bei einer ersten Temperatur von 1480 °C oder höher und 1530 °C oder niedriger vonstatten geht;einen zweiten Schritt des Stoppens der Zufuhr des Si-Zufuhrgases und des C-Zufuhrgases während eines Zeitraums des Erhöhens der Temperatur des SiC-Massivsubstrats von der ersten Temperatur auf eine zweite Temperatur, die höher ist als die erste Temperatur; undeinen dritten Schritt des Bewirkens, indem das Si-Zufuhrgas und das C-Zufuhrgas zugeführt werden, dass ein zweites Epitaxialwachstum auf dem SiC-Massivsubstrat mit der im zweiten Schritt erhöhten Temperatur bei der zweiten Temperatur vonstatten geht,wobei der zweite Schritt in einer Atmosphäre aus einem Reduktionsgas erfolgt, dem ein Chlorgas zugesetzt wird.

Description

Technisches Gebiet
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Herstellen eines Siliciumcarbid-(SiC)-Epitaxialwafers, der in einem SiC-Leistungsbauteil verwendet wird.
Stand der Technik
SiC, bei dem es sich um Siliciumcarbid handelt, hat jeweils eine Bandlücke, eine dielektrische Durchbruchsspannungsfeldstärke, eine Sättigungsdriftgeschwindigkeit und eine Wärmeleitfähigkeit, die relativ höher sind als diejenigen von Silicium (Si). Somit sorgen SiC-Leistungsbauteile für eine signifikante Reduktion bei Leistungsverlust und für eine Größenreduktion, und die SiC-Leistungsbauteile können beim Umwandeln einer Energieversorgung und elektrischer Energie eine Energieeinsparung erzielen, wodurch sie die Aufmerksamkeit für eine gesteigerte Leistung von Elektrofahrzeugen, einer gesteigerten Funktionalität von Solarzellensystemen oder dergleichen auf sich ziehen, um eine kohlenstoffarme Gesellschaft zu erzielen.
Um das SiC-Leistungsbauteil herzustellen, muss vorab eine SiC-Epitaxialschicht, bei der es sich um eine aktive Zone des Bauteils handelt, durch eine thermische chemische Dampfphasenabscheidung (CVD) oder dergleichen epitaxial auf einem SiC-Massivsubstrat aufgezogen werden. Die aktive Zone hierin ist ein Querschnittsbereich, der eine Wachstumsrichtungsachse enthält, in dem eine Dotierdichte an Kristallen und eine Schichtdichte entsprechend gewünschten Bauteilspezifikationen präzise gesteuert werden. Das SiC-Massivsubstrat, das die darauf gebildete SiC-Epitaxialschicht umfasst, wird als Siliciumcarbid-(SiC)-Epitaxialwafer bezeichnet. Das SiC-Leistungsbauteil muss Hochspannungsleistungsdaten von beispielsweise mehreren hundert V bis mehreren zehn kV haben, so dass eine Schichtdicke der SiC-Epitaxialschicht mit mehreren µm bis mehreren hundert µm dick ausgebildet werden muss. Defekte, die auf der Oberfläche der SiC-Epitaxialschicht, bei der es sich um die aktive Zone handelt, auftreten, setzen Kenneigenschaften des Bauteils herab, so dass es wünschenswert ist, eine Defektdichte der SiC-Epitaxialschicht stärker zu reduzieren als diejenige des SiC-Massivsubstrats.
Für das epitaxiale Wachstum des SiC erfolgt typischerweise eine Step-Flow- oder Stufenablauf-Epitaxie, bei der das SiC-Massivsubstrat mit einem Versatzwinkel von mehr als 0° durch die thermische CVD aufgezogen wird. Oberflächendefekte wie etwa ein Abriebkratzer und feine Unregelmäßigkeiten auf der Oberfläche des SiC-Massivsubstrats übertragen sich leicht auf die SiC-Epitaxialschicht. Um die Übertragung der auf der Oberfläche des SiC-Massivsubstrats vorhandenen Oberflächendefekte zu unterbinden, ist es wirksam, eine Wachstumstemperatur in einem frühen Stadium des SiC-Epitaxialwachstums zu senken, um eine Wachstumsgeschwindigkeit zu verlangsamen. Jedoch wird die SiC-Epitaxialschicht, welche die dicke Schicht haben muss, zur Beschleunigung der Wachstumsgeschwindigkeit vorzugsweise bei einer hohen Temperatur aufgezogen, um den Durchsatz beim Herstellen des SiC-Epitaxialwafers zu verbessern.
Also wurde ein Verfahren zum Herstellen eines SiC-Epitaxialwafers entwickelt, indem ein erstes Epitaxialwachstum bei einer Temperatur von unter 1500 °C und dann ein zweites Epitaxialwachstum bei einer Temperatur von 1500 °C oder höher erfolgt (siehe z.B. JP 2007 - 284 298 A ). Das herkömmliche Verfahren senkt die Wachstumstemperatur zu dem Zweck, eine Übertragung von Oberflächendefekten vom SiC-Massivsubstrat beim ersten Epitaxialwachstum zu unterbinden, und erhöht die Wachstumstemperatur zu dem Zweck, das zweite Epitaxialwachstum mit einer hohen Geschwindigkeit auf der durch das erste Epitaxialwachstum gebildeten SiC-Epitaxialschicht vonstatten gehen zu lassen.
JP 2009 - 218 575 A schlägt ein Herstellungsverfahren für ein Halbleitersubstrat vor, das durch einen ersten und zweiten Wasserstoff-Ätzprozess gekennzeichnet ist. Es wird das Wachstum einer Pufferschicht und einer Endschicht beschrieben, wobei die Temperaturen, Drücke und Wachstumsraten für beide Schichten gleich sind.
Zusammenfassung der Erfindung
Probleme, die durch die Erfindung gelöst werden sollen JP 2007 - 284 298 A offenbart, dass ein herkömmliches Siliciumcarbidepitaxialherstellungsverfahren ein epitaxiales Wachstum auf einem SiC-Massivsubstrat mit einer Versatzwinkelspezifikation von 8° vornimmt, um dadurch einen Epitaxialwafer mit einer ausreichenden Oberflächenform zu erhalten. Der Haupttrend einer Versatzwinkelspezifiaktion des SiC-Massivsubstrats geht in letzter Zeit zu 4°, aber ein Wachstumsmechanismus unterscheidet sich bei der Versatzwinkelspezifikation von 8° und der Versatzwinkelspezifikation von 4°. Somit treten, wenn ein Si-Zufuhrgas und ein C-Zufuhrgas als Rohmaterialgase weiterhin zugeführt werden, während eine erste Temperatur, um ein erstes Epitaxialwachstum vonstatten gehen zu lassen, auf eine zweite Temperatur ansteigt, um ein zweites Epitaxialwachstum vonstatten gehen zu lassen, indem das SiC-Massivsubstrat mit der Versatzwinkelspezifikation von 4° verwendet wird, Oberflächendefekte wie etwa Stufenbündelungsherabsetzungskenneigenschaften eines SiC-Bauteils während des Temperaturanstiegs auf, und das zweite Epitaxialwachstum geht auf diesen vonstatten, was insofern zu einem Problem führt, als die Oberflächendefekte wie etwa die Stufenbündelung auf der Oberfläche das am Ende erhaltenen SiC-Epitaxialwafers entstanden sind.
Die vorliegende Erfindung wurde angesichts der vorstehend erwähnten Probleme gemacht, und eine Aufgabe von dieser besteht darin, ein Verfahren zum Herstellen eines SiC-Epitaxialwafers bereitzustellen, das in der Lage ist, ein Auftreten von Oberflächendefekten wie etwa einer Stufenbündelung während eines Temperaturanstiegs von einer ersten Temperatur auf eine zweite Temperatur zu unterbinden.
Mittel zum Lösen der Probleme
Ein Verfahren zum Herstellen eines SiC-Epitaxialwafers nach der vorliegenden Erfindung umfasst: einen ersten Schritt des Bewirkens, indem ein Si-Zufuhrgas und ein C-Zufuhrgas als Rohmaterialgase zugeführt werden, dass ein erstes Epitaxialwachstum auf einem SiC-Massivsubstrat mit einer 4H-SiC (0001)-Ebene mit einem Versatzwinkel von weniger als 5° als einer Hauptfläche bei einer ersten Temperatur von 1480 °C oder höher und 1530 °C oder niedriger vonstatten geht; einen zweiten Schritt des Stoppens der Zufuhr des Si-Zufuhrgases und des C-Zufuhrgases während eines Zeitraums des Erhöhens einer Temperatur des SiC-Massivsubstrats von der ersten Temperatur auf eine zweite Temperatur, die höher ist als die erste Temperatur; und einen dritten Schritt des Bewirkens, indem das Si-Zufuhrgas und das C-Zufuhrgas zugeführt werden, dass ein zweites Epitaxialwachstum auf dem SiC-Massivsubstrat mit der im zweiten Schritt erhöhten Temperatur bei der zweiten Temperatur vonstatten geht, wobei der zweite Schritt in einer Atmosphäre aus einem Reduktionsgas erfolgt, dem ein Chlorgas zugesetzt wird.
Wirkungen der Erfindung
Wenn nach dieser Erfindung das SiC-Epitaxialwachstum auf dem SiC-Massivsubstrat mit dem Versatzwinkel von weniger als 5° vonstatten geht, geht das erste Epitaxialwachstum bei der ersten Temperatur von 1480 °C oder höher und 1530 °C oder niedriger vonstatten, so dass die SiC-Epitaxialwachstumsschicht gebildet werden kann, ohne die Defekte des SiC-Massivsubstrats zu übertragen, und unterbunden werden kann, dass die Oberflächendefekte wie etwa die Stufenbündelung auf der durch das erste Epitaxialwachstum gebildeten SiC-Epitaxialwachstumsschicht auftreten, weil die Zufuhr des Si-Zufuhrgases und des C-Zufuhrgases während des Prozesses des Erhöhens der Temperatur von der ersten Temperatur auf die zweite Temperatur gestoppt wird. Darüber hinaus geht nach dem Temperaturanstieg das zweite Epitaxialwachstum auf der Oberfläche der SiC-Epitaxialwachstumsschicht mit der ausreichenden Oberflächenform bei der zweiten Temperatur vonstatten, die höher ist als die erste Temperatur, so dass eine Wirkung erzielt wird, dass der SiC-Epitaxialwafer mit der ausreichenden Oberflächenform mit hohen Durchsatzraten ausgebildet werden kann.
Figurenliste

1 ist ein Ablaufschema, das Herstellungsschritte eines SiC-Epitaxialwachstums in einer ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt.
2 ist eine Querschnittsansicht, die schematisch eine mikroskopische Struktur eines 4H-SiC in einem Fall zeigt, in dem ein aus einer <1-100>-Richtung gesehener Versatzwinkel 4° beträgt, um ein Verfahren zum Herstellen des SiC-Epitaxialwachstums in der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zu beschreiben.
3 ist eine Querschnittsansicht, die schematisch eine mikroskopische Struktur eines 4H-SiC in einem Fall zeigt, in dem ein aus der <1-100>-Richtung gesehener Versatzwinkel 8° beträgt, um das Verfahren zum Herstellen des SiC-Epitaxialwachstums in der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zu beschreiben.
4 ist eine schematische Querschnittsansicht, die ein Beispiel einer Stufenbündelung aus der <1-100>-Richtung gesehen zeigt, um das Verfahren zum Herstellen des SiC-Epitaxialwachstums in der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zu beschreiben.
5 ist ein Schaubild, das eine Abhängigkeit einer Defektdichte von einer ersten Temperatur zeigt, das erhalten wird, indem ein SiC-Epitaxialwafer, der in diesem Beispiel erhalten wird, und ein Vergleichsbeispiel durch eine PL-TOPO beobachtet wird, um die Schritte zur Herstellung des SiC-Epitaxialwachstums in der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zu beschreiben.
6 ist eine AFM-Aufnahme in einem quadratischen Bereich mit 200 µm pro Seite, die durch eine AFM-Beobachtung einer Oberfläche des SiC-Epitaxialwafers, der bei einer ersten Temperatur von 1455 °C aufgezogen wurde, als Vergleichsbeispiel des Beispiels anhand der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung erhalten wurde.
7 ist eine AFM-Aufnahme in einem quadratischen Bereich mit 10 µm pro Seite, die durch die AFM-Beobachtung der Oberfläche des SiC-Epitaxialwafers, der bei einer zweiten Temperatur von 1680 °C aufgezogen wurde, in dem Verfahren zur Herstellung des SiC-Epitaxialwachstums in der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung erhalten wurde.

Beschreibung der Ausführungsform
Erste Ausführungsform
Zuerst werden Schritte eines Siliciumcarbidepitaxialwachstums in einer ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung beschrieben. 1 ist ein Ablaufschema, das die Schritte des Siliciumcarbidepitaxialwachstums in der ersten Ausführungsform zeigt. In dieser Ausführungsform ist eine Hauptfläche eines SiC-Massivsubstrats eine 4H-SiC (0001)-Ebene mit einer Versatzwinkelspezifikation von 4°, und das SiC-Epitaxialwachstum geht auf dieser vonstatten.
Die Versatzwinkelspezifikation des SiC-Massivsubstrats hat einen Fehler von weniger als 1° aufgrund einer Genauigkeit einer Abschneideverarbeitung von einem Massivteil. Mit anderen Worten liegt, wenn die Versatzwinkelspezifikation des SiC-Substrats 4° beträgt, der Versatzwinkel tatsächlich zwischen 3° und 5°.
Im Schritt S1 in 1 wird das SiC-Massivsubstrat in einen Reaktionsbehälter einer CVD-Vorrichtung eingebracht und eine Temperatur steigt auf eine erste Temperatur, um ein erstes Epitaxialwachstum in einer Gasatmosphäre unter Verwendung eines H₂-Gases als Reduktionsgas vonstatten gehen zu lassen. Das Reduktionsgas strömt vom Schritt S1 bis zum Schritt S5 in den Reaktionsbehälter. Ein chlorhaltiges Gas wie etwa HCl kann dem Reduktionsgas zugesetzt sein. Die erste Temperatur ist 1480 °C oder höher und 1530 °C oder niedriger, wie nachstehend beschrieben wird. Vorzugsweise ist sie 1480 °C oder höher und 1515 °C oder niedriger.
Im Schritt S2 in 1 werden Rohmaterialgase aus SiH₄ und C₃H₈ in den Reaktionsbehälter eingeleitet, um das erste Epitaxialwachstum bei der ersten Temperatur vonstatten gehen zu lassen. Für das Epitaxialwachstum des SiC ist eine Wachstumstemperatur von 1480 °C oder höher und 1530 °C oder niedriger eine relativ niedrige Temperatur, und eine Wachstumsgeschwindigkeit ist relativ langsam. Mit anderen Worten ermöglicht im Schritt S2 das langsame Wachstum bei der ersten Temperatur von 1480 °C oder höher und 1530 °C oder niedriger, und vorzugsweise 1480 °C oder höher und 1515 °C oder niedriger, das erste Epitaxialwachstum, ohne Oberflächendefekte des SiC-Massivsubstrats wie etwa einen auf der Oberfläche des SiC-Massivsubstrats vorhandenen Abriebkratzer oder feine Unregelmäßigkeiten auf eine epitaxiale Wachstumsschicht zu übertragen.
Im Schritt S2 in 1 müssen ein Si-Zufuhrgas und ein C-Zufuhrgas als Rohmaterialgase verwendet werden, und es kann auch ein Si-Zufuhrgas, beispielsweise SiH₃Cl anstelle von SiH₄, und ein C-Zufuhrgas, beispielsweise C₂H₄ anstelle von C₃H₈ verwendet werden.
Im Schritt S2 von 1 können Dotiergase aus Stickstoff, Al, B, Be und dergleichen zugeführt werden. Diese Dotiergase werden nach Bedarf zugeführt, so dass eine epitaxiale Wachstumsschicht eines N-Typs oder eines P-Typs gebildet werden kann. Das Einleiten dieser Dotiergase kann beim oder nach dem Beginn des Schritts S2 beginnen, oder sie können vor dem Beginn des Schritts S2, nämlich im Schritt S1 eingeleitet werden.
Nach dem Abschluss des ersten Epitaxialwachstums im Schritt S2 steigt die Temperatur von der ersten Temperatur auf eine zweite Temperatur, um ein zweites Epitaxialwachstum im Schritt S3 in 1 vonstatten gehen zu lassen. Die Zufuhr von SiH₄ und C₃H₈ als die im Schritt S2 fließenden Rohmaterialgase wird während des Temperaturanstiegs im Schritt S3 gestoppt.
Schritt S3 erhöht die Temperatur, so dass eine Durchflussrate der Rohmaterialgase, die für die erste Temperatur im Schritt S2 optimiert ist, sich während des Temperaturanstiegs im Schritt S3 nicht eignet. Somit ist es wahrscheinlich, dass, wenn die Rohmaterialgase während des Temperaturanstiegs fließen, eine nachstehend beschriebene Stufenbündelung auf einer Oberfläche der SiC-Epitaxialschicht auftritt. Insbesondere in einem Fall, in dem der Versatzwinkel weniger als 5° beträgt, so wie die in dieser Ausführungsform verwendete Versatzwinkelspezifikation 4° beträgt, treten Oberflächendefekte wie die Stufenbündelung deutlich aufgrund des Durchflusses des C-Zufuhrgases wie etwa C₃H₈ bei einer ungeeigneten Durchflussrate auf. Also wird in dieser Ausführungsform die Zufuhr von C₃H₈ während des Temperaturanstiegs von der ersten Temperatur auf die zweite Temperatur gestoppt, so dass das zweite Epitaxialwachstum im nächsten Schritt S4 erfolgen kann, während die Oberfläche der epitaxialen Wachstumsschicht aufrechterhalten wird, die durch das erste Epitaxialwachstum erhalten wurde und eine geringere Anzahl an Defekten hat.
Oberflächendefekte, die, ohne diese Ausführungsform zu verwenden, auftreten, wenn das Si-Zufuhrgas und das C-Zufuhrgas während des Temperaturanstiegs weiter zugeführt werden, umfassen beispielsweise die Stufenbündelung und Siliciumtröpfchen, was nachstehend beschrieben wird.
Nach Abschluss des Temperaturanstiegs auf die zweite Temperatur im Schritt S3 erfolgt das zweite Epitaxialwachstum bei der zweiten Temperatur im Schritt S4 in 1. Mit anderen Worten werden die Rohmaterialgase mit der für die zweite Temperatur geeigneten Durchflussrate im Schritt S4 eingeleitet. Bei der zweiten Temperatur handelt es sich um eine Temperatur, die höher ist als die erste Temperatur, und das Wachstum erfolgt bei der Temperatur, die höher ist als diejenige des ersten Epitaxialwachstums, so dass eine Wachstumsgeschwindigkeit des zweiten Epitaxialwachstums zunimmt und ein Durchsatz des Verfahren zum Herstellen eines SiC-Epitaxialwafers zunimmt.
Indem diese Ausführungsform verwendet wird, wird die Epitaxialschicht mit einer ausreichenden Oberflächenform gebildet, ohne die Oberflächendefekte des SiC-Massivsubstrats vom ersten Epitaxialwachstum zu übertragen, und die Zufuhr der Rohmaterialgase wird während des Zeitraums des Temperaturanstiegs auf die zweite Temperatur gestoppt, um die Gasatmosphäre zu bewirken, in der die Stufenbündelung kaum auftritt, so dass das zweite Epitaxialwachstum auf der ausreichenden Oberfläche nach Abschluss des ersten Epitaxialwachstums vonstatten gehen kann, und das Epitaxialwachstum, während die ausreichende Oberflächenform aufrechterhalten wird, bei der Zunahme der Wachstumsgeschwindigkeit vonstatten gehen kann.
Auch im Schritt S4 können die Dotiergase aus Stickstoff, Al, B, Be und dergleichen zugeführt werden. Diese Dotiergase werden nach Angemessenheit zugeführt, damit sich die epitaxiale Wachstumsschicht des N-Typs oder des P-Typs bilden kann. Das Einleiten dieser Dotiergase kann bei oder nach dem Beginn des Schritts S4 beginnen, oder sie können vor dem Beginn des Schritts S4, nämlich im Schritt S3 eingeleitet werden. Zudem können die im Schritt S2 zugeführten Dotiergase im Schritt S3 und im Schritt S4 weiter zugeführt werden.
Auf diese Weise werden die Dotiergase beim ersten Epitaxialwachstum und zweiten Epitaxialwachstum mit der Durchflussrate zugeführt, die für jede Dotierdichte nötig ist, so dass ein SiC-Epitaxialwafer mit einer gewünschten Dotierdichte ausgebildet werden kann.
Nachdem das zweite Epitaxialwachstum die Epitaxialschicht mit einer gewünschten Schichtdicke ausgebildet hat, wird die Zufuhr der Rohmaterialgase gestoppt und dann die Temperatur auf eine Temperatur gesenkt, bei welcher der SiC-Epitaxialwafer, der sich gebildet hat, im Schritt S5 in 1 entnommen wird.
Indem diese Ausführungsform verwendet wird, verbessert sich der Durchsatz, ohne die Oberflächendefekte des SiC-Massivsubstrats zu übertragen, und darüber hinaus kann das SiC-Epitaxialwachstum vonstatten gehen, bei dem das Auftreten der Stufenbündelung während des Temperaturanstiegs unterbunden wird.
Ein SiC-Bauteil wird hergestellt, indem der SiC-Epitaxialwafer verschiedenen Bearbeitungen unterzogen wird, so dass die Anzahl an Bauteilen, die gewünschte Kenneigenschaften haben und aus einem SiC-Epitaxialwafer hergestellt sind, durch Gleichmäßigkeit elektrischer Kenneigenschaften der SiC-Epitaxialwachstumsschicht definiert ist. Mit anderen Worten, wenn eine Ebene des Epitaxialwafers einen lokalen Bereich mit einer dielektrischen Durchbruchspannungsfeldstärke hat, die aufgrund von Oberflächendefekten oder Kristalldefekten in einer Wachstumsschicht geringer ist als diejenige des anderen Bereichs, oder einen lokalen Bereich hat, durch den ein relativ starker Strom beim Anlegen eines feststehenden elektrischen Felds fließt, hat das den Bereich enthaltende Bauteil schlechte Kenneigenschaften wie etwa Stehspannungseigenschaften, und es fließt ein sogenannter Streustrom aufgrund einer relativ geringen angelegten Spannung.
Das heißt, ein Faktor, der eindeutig einen Ertrag des Bauteils vorgibt, ist die kristallografische Gleichmäßigkeit des SiC-Epitaxialwafers. Als eine Substanz, die die Gleichmäßigkeit behindert, sind sogenannte Bauteil-Killerdefekte bekannt, die in der epitaxialen Wachstumsschicht vorkommen.
Sie haben gemeinsame Eigenschaften insofern als die Periodizität der Ausrichtung von Atomen in Kristallen in der Kristallwachstumsrichtung lokal unvollständig ist. Die Bauteil-Killerdefekte, die als Karottendefekte, Kometendefekte oder dergleichen bezeichnet werden, die vom Ergebnis des SiC-Epitaxialwachstums her gesehen auf den Eigenschaften der Oberflächenform beruhen, sind bekannt. Eine der Ursachen der Defekte ist ein Abriebkratzer auf der Oberfläche des SiC-Massivsubstrats. Als Mittel, ein Auftreten der Defekte zu unterbinden, umfasst diese Ausführungsform, dass das erste Epitaxialwachstum bei der ersten Temperatur von 1480 °C oder höher und 1530 °C oder niedriger vonstatten geht.
SiC-Kristalle haben eine besondere Periodizität, die Polytyp genannt wird, was weithin bekannt ist. Mit anderen Worten haben die SiC-Kristalle die andere Art von Periodizität in der Ausrichtung der Atome entlang einer c-Strukturachse, bei der das SiC eine stöchiometrische Verhältniszusammensetzung von Si und C in Anteilen von 1:1 hat, und ein Kristallgitter hat eine hexagonal dichteste Packungsstruktur. Die Periodizität im atomaren Maßstab und die Symmetrie des Kristallgitters geben physikalische Eigenschaften des SiC vor. Was eine Anwendung auf das Bauteil angeht, wird das, was nun die meiste Aufmerksamkeit auf sich zieht, als 4H-SiC bezeichnet, und das 4H-SiC wird in dieser Ausführungsform verwendet.
Was eine Senkung hauptsächlich der Kosten von Rohmaterialien angeht, wurde ein Bauteil, welches das 4H-SiC mit einer Si-Ebene als Oberfläche verwendet, zum Haupttrend, wobei es sich bei der Si-Ebene um eine Fläche handelt, die um einen Winkel von weniger als 5° aus einer (0001)-Ebene in einer <11-20>-Richtung gekippt ist und Si-Atome enthält, die stabiler angeordnet sind als C-Atome. Mit anderen Worten wird das Verwenden der Si-Ebene mit einer Versatzrichtung der <11-20>-Richtung und dem Versatzwinkel von weniger als 5° als die Hauptebene des SiC-Massivsubstrats zum Haupttrend.
Auf der Oberfläche des SiC-Epitaxialwafers erscheinen normalerweise wahrscheinlich Unregelmäßigkeiten mit einem Höhenunterschied von mehreren Nanometern in einer linearen Form vertikal zur Versatzrichtung und parallel zu einer <1-100>-Richtung. Die Unregelmäßigkeiten, bei denen es sich um die Oberflächenform handelt, werden als Stufenbündelung bezeichnet. Wenn sich ein elektrischer Ladungsträger, der nahe der Oberfläche der epitaxialen Wachstumsschicht durch ein elektrisches Feld oder dergleichen induziert wird, in einer Ebene parallel zur Oberfläche in einer Richtung bewegt, die nicht parallel zur Stufenbündelung ist, ist die Stufenbündelung eine direkte Potentialsperre.
Eine Mobilität des Ladungsträgers auf dem SiC-Epitaxialwafer mit der Stufenbündelung, nämlich eine elektrische Leitfähigkeit, nimmt ab, wodurch Bauteilkenneigenschaften herabgesetzt werden. Darüber hinaus nimmt mit der Stufenbündelung eine ebeneninterne Gleichmäßigkeit der elektrischen Leitfähigkeit ab. Besonders in einem Fall, in dem ein Bauteil eines MOS-Typs oder dergleichen, das den Ladungsträger nahe der Oberfläche der epitaxialen Wachstumsschicht induziert, die Stufenbündelung enthält, werden durch Entstehung einer MOS-Grenzfläche an der Stufenbündelung die Kenneigenschaften des Bauteils herabsetzt oder eine Flexibilität in Entwurfs- und Herstellungsstadien einer spezifischen Struktur des Bauteils einschränkt.
Außer der Stufenbündelung können sich als Gruben oder Pits bezeichnete vertiefte Bereiche wegen einer Schneidkantenversetzung, einer Schneidschraubenversetzung und einer diese kombinierenden Versetzung eines Substrats, die eine Tiefe im Submikrometermaßstab haben, besonders dann bilden, wenn eine Wachstumsschicht eine große Dicke von 12 µm oder mehr hat. Es ist auch vorstellbar, dass die Gruben in der Oberfläche der epitaxialen Wachstumsschicht auch einen Einfluss auf die Kenneigenschaften des Bauteils haben.
Die Oberflächendefekte, die eine Verschlechterung der Kenneigenschaften des SiC-Leistungsbauteils verursachen, umfassen die Bauteil-Killerdefekte, die Stufenbündelung und die von den wie vorstehend beschriebenen Versetzungen herrührenden Gruben. Bei den Bauteil-Killerdefekte und den Gruben handelt es sich um die Oberflächendefekte, die durch ein Übertragen vom SiC-Massivsubstrat her verursacht werden, und bei der Stufenbündelung handelt es sich um den Oberflächendefekt, der während des SiC-Epitaxialwachstums entsteht. In dieser Ausführungsform können, indem die in 1 beschriebene Prozedur verwendet wird, sowohl die Oberflächendefekte, die durch Übertragen vom SiC-Massivsubstrat her verursacht werden, als auch die Stufenbündelung durch Schritt S2 unterbunden werden, der das erste Epitaxialwachstum vonstatten gehen lässt, bzw. indem die Zufuhr der Rohmaterialgase im Temperaturanstiegsschritt, bei dem es sich um den Schritt S3 handelt, gestoppt wird.
Als Nächstes wird ein Versatzwinkel beschrieben. Der Versatzwinkel ist durch einen Kippwinkel aus einer (0001)-Ebene eines Siliciumcarbidkristalls in einer Versatzrichtung definiert. In dieser Ausführungsform wird die <11-20>-Richtung als die Versatzrichtung verwendet. Es erübrigt sich zu erwähnen, dass es auch eine <-1-120>-Richtung oder eine <1-100>-Richtung sein kann.
Um eine Stufenablauf-Epitaxie im SiC vonstatten gehen zu lassen, ist der Versatzwinkel ein wichtiger Faktor beim epitaxialen Wachstum. Die Stufenablauf-Epitaxie kann Informationen einer Ausrichtung von Atomen in Kristallen im Substrat an in das Wachstum involvierte Atome liefern.
Ohne den Versatzwinkel, das heißt, wenn der Versatzwinkel nicht vorgesehen ist, werden sogenannte Informationen eines Polytyps eines im Substrat enthaltenen Siliciumcarbids nicht klar an die Atome übertragen, die in das Wachstum im Kristallwachstum auf der exakten (0001)-Ebene involviert sind, und wenn es sich bei dem Polytyp des SiC-Massivsubstrats beispielsweise um 4H handelt, wird neben 4H auch noch der Polytyp von beispielsweise 6H epitaxial aufgezogen, wodurch kein ideales Epitaxialwachstum erzielt wird.
Mit anderen Worten geht ohne den Versatzwinkel das Epitaxialwachstum auf der (0001)-Ebene durch nur zweidimensionales Kernwachstum vonstatten, so dass die epitaxiale Wachstumsschicht entsteht, in der verschiedene Arten von Polytypen gemischt sind.
Der Grund dafür ist, dass der Polytyp durch eine Periodizität in einer <0001 >-Richtung definiert und somit ein Wachstum, bei dem die Informationen der <0001>-Richtung übertragen werden, bei dem zweidimensionalen Kernwachstum schwierig ist. Folglich wird der SiC-Epitaxialwafer hergestellt, der die Bereiche der verschiedenen Polytypen in der epitaxialen Wachstumsschicht und im SiC-Massivsubstrat enthält, und es ist praktisch unmöglich, ein Bauteil mit ausreichenden Kenneigenschaften herzustellen. Deshalb ist, um denselben Polytyp wie denjenigen des SiC-Massivsubstrats epitaxial aufzuziehen, das Vorhandensein des Versatzwinkels extrem wichtig.
Wenn der Versatzwinkel vorgesehen ist, ist auch seine Größe im Epitaxialwachstum extrem wichtig. Eine sogenannte Absatzbreite der Oberfläche des Substrats, nämlich eine lokale Breite der (0001)-Ebene wird theoretisch durch die Größe des Versatzwinkels definiert. Davon ausgehend, dass eine Kristalloberfläche dieselben sogenannten Stufenhöhen hat, ergibt sich die Absatzbreite durch die Tangente, wobei es sich um ein Verhältnis des Versatzwinkels zur Stufenhöhe handelt.
Das SiC-Massivsubstrat mit der Versatzwinkelspezifikation von 4° wird in letzter Zeit häufig anstelle eines herkömmlichen SiC-Massivsubstrats mit einer Versatzwinkelspezifikation von 8° verwendet. Der Grund dafür ist, dass ein effektiver Ertrag, der sich für das Massivsubstrat aus einem Rohling mit einer festen Länge nutzen lässt, vom Versatzwinkel abhängt. Mit anderen Worten nimmt der Ertrag weiter zu, je kleiner der Versatzwinkel ist. Um gesenkte Kosten zu erzielen, breitet sich eine Technologie rapide aus, einen Durchmesser eines Substrats zu vergrößern, und heutzutage ist ein Massivsubstrat mit einem Durchmesser von 4 Zoll oder mehr gang und gäbe. Es lässt sich sagen, dass, wenn ein Durchmesser des SiC-Massivsubstrats zunimmt, ein effektiver Ertrag zum selben Versatzwinkel abnimmt, was zu einem Faktor bei der Beschleunigung des Trends eines geringen Versatzwinkels führt.
2 und 3 sind Querschnittsansichten, die schematisch mikroskopische Strukturen eines 4H-SiC aus der <1-100>-Richtung gesehen zeigen, und 2 zeigt einen Versatzwinkel von 4°, und 3 zeigt einen Versatzwinkel von 8°. Im 4H-SiC beträgt eine Periode in der <0001>-Richtung des Kristallgitters 1 nm. Deshalb wird in einem Idealzustand verständlicherweise eine Stufe 1 von 1 nm auf der Oberfläche ausgebildet. Andererseits wird eine Absatzbreite eines flachen Abschnitts, der als Absatz 2 bezeichnet wird, entsprechend dem Versatzwinkel des Substrats ausgebildet und geometrisch definiert. Die Absatzbreite L (nm) berechnet sich aus (1/tanθ), worin der Versatzwinkel θ ist und die Absatzbreite L (nm) 14 nm bei dem Versatzwinkel von 4° und 7 nm bei dem Versatzwinkel von 8° beträgt.
Auf diese Weise beträgt beim Versatzwinkel von 4° im Vergleich zum Versatzwinkel von 8° die Absatzbreite im Idealzustand 14 nm, was zweimal so viel ist wie die Absatzbreite beim Versatzwinkel von 8°. Es ist bekannt, dass der Unterschied beim Versatzwinkel einen großen Einfluss auf die Flachheit hat, bei der es sich um die Oberflächenform der epitaxialen Wachstumsschicht handelt.
Speziell ist bei denselben Wachstumsbedingungen eine Stufenbündelung, die in der epitaxialen Wachstumsschicht nicht zu sehen ist, die auf dem SiC-Massivsubstrat mit der Versatzwinkelspezifikation von 8° ausgebildet ist, aber oft in der epitaxialen Wachstumsschicht zu sehen, die auf dem SiC-Massivsubstrat mit der Versatzwinkelspezifikation von 4° ausgebildet ist.
Es ist bekannt, dass die Stufenbündelung hauptsächlich und größtenteils von der Oberflächenbewegung gebundener Atome abhängt und ein Bereich von Wachstumstemperaturen, bei denen die Stufenbündelung auf dem SiC-Massivsubstrat mit der Versatzwinkelspezifikation von 4° und mit der großen Absatzbreite nicht auftritt, enger ist als auf dem SiC-Massivsubstrat mit der Versatzwinkelspezifikation von 8°.
Die sogenannte Kristallinität stellt verschiedene physikalische Eigenschaften dar, die durch die Vollständigkeit einer Struktur hinsichtlich einer Ausrichtung von Atomen definiert sind, und eine Wachstumsbedingung, die eine epitaxiale Wachstumsschicht mit der ausreichenden Kristallinität einschließlich Oberflächenflachheit erzielt, hängt größtenteils von einem Versatzwinkel ab.
Beim SiC-Epitaxialwachstum werden Rohmaterialatome, die aus den Rohmaterialgasen zugeführt werden, an den Absatz gebunden, der eine relativ breitere Fläche hat als eine Seitenfläche der Stufe, und vollführen eine als Migration bezeichnete Bewegung, während sie an die Oberfläche des Absatzes gebunden werden. Ein Gedanke, dass nach der Migration die Atome mit einiger Wahrscheinlichkeit in die Stufe aufgenommen werden und ein Kristallwachstum voranschreitet, ist eine Stufenablauf-Epitaxie.
Ein eigentlicher Prozess des Kristallwachstums hängt zusätzlich zur Stufenablauf-Epitaxie merklich von verschiedenen Phänomenen und Bedingungen ab, wie etwa dem Zerfall eines Rohmaterialmoleküls und einer erneuten Verdampfung aus der Kristalloberfläche, und es läuft ein extrem komplizierter physikalisch-chemischer Prozess zur selben Zeit ab.
Die Stufenbündelung wird nun als das Phänomen beschrieben, das die Oberflächenform der SiC-Epitaxialwachstumsschicht verschlechtert. Die Stufenbündelung bewirkt, dass die Absatzbreite mit fortschreitendem Prozess ungleichmäßig wird, und bewirkt auch, dass sich Stufen zusammenballen, was zu einer Stufenhöhe führt, die 1 nm oder mehr in der <0001>-Richtung beträgt.
4 ist eine schematische Querschnittsansicht aus der <1-100>-Richtung gesehen, um ein Beispiel der Stufenbündelung zu zeigen. Die Stufen ballen sich zusammen, um eine Stufenbündelung zu bilden, die als Bündelungsstufe 3 bezeichnet wird. Eine Stufenhöhe der Bündelungsstufe 3 nimmt zu, was eine effektive Potentialsperre für einen Ladungsträger ist, der in einer Richtung vertikal zur Stufe fließt, so dass eine Mobilität abnimmt und ein Bauteilwiderstand zunimmt. Also muss die Stufenbündelung unterbunden werden.
Wie vorstehend beschrieben, ist bekanntlich die Wachstumsbedingung, die keine Stufenbündelung verursacht und eine flache Oberfläche erzielt, wenn die Versatzwinkelspezifikation des SiC-Massivsubstrats 4° beträgt, stärker eingeschränkt, wenn die Versatzwinkelspezifikation 8° beträgt. Wie vorstehend beschrieben, ergibt sich die Stufenbündelung aus dem epitaxialen Wachstum, bei dem es sich um den komplizierten physikalisch-chemischen Prozess handelt.
Allerdings lässt er sich wie folgt einfach beschreiben. Die Rohmaterialatome wandern auf dem Absatz und werden in die Stufe aufgenommen, wodurch die Stufenablauf-Epitaxie erzielt wird. Wenn die an die Oberfläche des Absatzes gebundenen Rohmaterialatome durch die Migration auf dem Absatz in die Stufe aufgenommen werden, werden sozusagen die Rohmaterialatome leichter in die Stufe aufgenommen, wenn sie näher an der Stufe (Stufenhöhe) sind. Wenn die Rohmaterialatome auf der Stufe wandern, senkt die große Absatzbreite eine Wahrscheinlichkeit, dass die Rohmaterialatome an einer Stelle des Absatzes nahe der Stufe vorbeikommen. Somit ist es für die Rohmaterialatome schwieriger, in die Stufe auf dem SiC-Massivsubstrat mit der Versatzwinkelspezifikation von 4° und mit der großen Absatzbreite als auf dem SiC-Massivsubstrat mit der Versatzwinkelspezifikation von 8° aufgenommen zu werden.
Darüber hinaus erfahren die auf dem Absatz wandernden Atome, bis sie in die Stufe aufgenommen werden, während des Wachstums leicht eine Ätzung mit dem Reduktionsgas. Als Ergebnis lässt sich feststellen, dass der Fortschritt des Wachstums durch die Stufenablauf-Epitaxie und das Ätzen mit dem Reduktionsgas schlecht ausgewogen sind. Mit anderen Worten wird die Epitaxialschicht aufgezogen, während die optimale Balance zwischen der Bindung der Rohmaterialatome an den Absatz durch die Zufuhr der Rohmaterialgase und die Abtrennung (Ätzung) der Rohmaterialatome auf dem Absatz durch das Reduktionsgas aufrechterhalten wird. Bei einem Mangel an Ätzung werden die Rohmaterialatome übermäßig gebunden, und bei übermäßiger Ätzung werden die Rohmaterialatome geätzt, die als Epitaxialschicht aufgenommen hätten werden müssen. Das SiC-Massivsubstrat mit der Versatzwinkelspezifikation von 4° hat die Absatzbreite, die größer ist als diejenige des SiC-Massivsubstrats mit der Versatzwinkelspezifikation von 8°, so dass die Rohmaterialatome eine längere Zeit auf dem Absatz wandern, wodurch leicht ein übermäßiges Ätzen bewirkt wird. Als Ergebnis kann die epitaxiale Wachstumsschicht mit der gleichmäßigen Absatzbreite nicht ausgebildet werden und es tritt leicht die Stufenbündelung auf.
Aus den vorstehend erwähnten Gründen entsteht schwerlich, wenn die Versatzwinkelspezifikation 4° im Vergleich zu 8° beträgt, die gleichmäßige Absatzbreite, und die ausreichende Stufenablauf-Epitaxie geht kaum vonstatten, wodurch die Wachstumsbedingung merklich eingeschränkt wird, bei der die Stufenbündelung auftritt. Somit fließen, wenn der Versatzwinkel kleiner als 5° ist, wie etwa, wenn die Versatzwinkelspezifikation 4° beträgt, bei einem Temperaturanstieg von der ersten Temperatur auf die zweite Temperatur die Rohmaterialgase weiter mit der Durchflussrate, die nicht für jede sich während des Temperaturanstiegs ändernde Temperatur optimiert ist, wodurch die Balance zwischen der Bindung und der Abtrennung der Rohmaterialatome verloren geht und leicht bewirkt wird, dass die Stufenbündelung auftritt.
Deshalb muss im Schritt S3, bei dem es sich um den Temperaturanstiegsschritt zwischen der ersten Temperatur und der zweiten Temperatur in dieser Ausführungsform handelt, die Zufuhr des Si-Zufuhrgases und des C-Zufuhrgases als die Rohmaterialgase gestoppt werden. Die Temperatur steigt in dem Zustand, in dem die Einleitung der Rohmaterialgase gestoppt wird, und somit kann das Auftreten der Stufenbündelung, die durch das Wachstum unter der ungeeigneten Bedingung bei jeder der Temperaturen bewirkt wird, während des Temperaturanstiegs zwischen der ersten Temperatur und der zweiten Temperatur unterbunden werden.
Darüber hinaus ist bekannt, dass bei der Versatzwinkelspezifikation von 4° das Einleiten von C₃H₈ das Auftreten der Stufenbündelung beschleunigt.
Für den Versatzwinkel von 8° ist zu sagen, dass zumindest die kontinuierliche Zufuhr von C₃H₈, bei dem es sich um das C-Zufuhrgas handelt, nötig ist, um zu verhindern, dass Kohlenstoffatome von der Oberfläche der epitaxialen Wachstumsschicht abgetrennt werden. Somit geht bei der Versatzwinkelspezifikation von 8° die Zufuhr von C₃H₈ vorzugsweise auch während des Zeitraums des Temperaturanstiegs weiter. Bei der Versatzwinkelspezifikation von 4° jedoch erfolgt Schritt S3, bei dem die Temperatur von der ersten Temperatur auf die zweite Temperatur ansteigt, während beispielsweise nur das Si-Zufuhrgas gestoppt wird und die Zufuhr von C₃H₈ weitergeht, was zu einem Problem führt, dass die Stufenbündelung leicht in einer kurzen Zeit auftritt. Darüber hinaus treten, wenn während des Temperaturanstiegs nur das C-Zufuhrgas gestoppt wird und nur das Si-Zufuhrgas weiter zugeführt wird, Oberflächendefekte wie etwa nachstehend beschriebene Siliciumtröpfchen auf.
Deshalb müssen im Schritt S3, um die Temperatur zu erhöhen, während die Oberfläche mit ausreichender Flachheit aufrechterhalten wird, die Rohmaterialgase gestoppt werden, und nur das H₂-Gas als Reduktionsgas weiterhin während des Temperaturanstiegs zugeführt werden. Dies ist eine charakteristische Angelegenheit, die sich deutlich zeigt, wenn der Versatzwinkel kleiner ist als 5° und speziell der Versatzwinkel 4° beträgt, und die sich nicht zeigt, wenn der Versatzwinkel 8° beträgt.
Mit anderen Worten wird in dieser Ausführungsform nach Abschluss des ersten Epitaxialwachstums nur das H₂-Gas zugeführt, und die Temperatur steigt im Schritt S4 von der ersten Temperatur auf die zweite Temperatur an, und dann wird, nachdem die zweite Temperatur erreicht wurde, damit begonnen, SiH₄ und C₃H₈ gleichzeitig zuzuführen, was extrem wichtig ist, um die epitaxiale Wachstumsschicht mit der ausreichenden Oberflächenform zu erhalten, in der die Oberflächendefekte wie etwa die Stufenbündelung nicht entstanden sind.
Zusätzlich kann während des Temperaturanstiegs im Schritt S3 das HCl-Gas oder die Dotiergase, mit Ausnahme der wie vorstehend beschriebenen Rohmaterialgase, außer H₂, bei dem es sich um das Reduktionsgas handelt, zugeführt werden.
Um auf diese Weise die Stufenbündelung zu unterbinden, differiert die Wachstumsbedingung entsprechen dem Versatzwinkel des SiC-Massivsubstrats wie vorstehend beschrieben, und es ist auch wichtig, eine Entstehung der Bauteil-Killerdefekte zu unterbinden, die durch die von den Versetzungen o.dgl. herrührenden Gruben und den Abriebkratzer am SiC-Massivsubstrat verursacht sind. Das SiC-Epitaxialwachstum ist ein Prozess, der sukzessive auf der Oberfläche eine Adsorption der Rohmaterialgase und eine Migration durchmacht, so dass eine Bedingung, um die Oberflächendefekte des SiC-Massivsubstrats nicht zu übertragen, sich bei der Versatzwinkelspezifikation von 8° und bei der Versatzwinkelspezifikation von 4° unterscheidet.
In dieser Ausführungsform kann, wie vorstehend beschrieben, ein Vonstattengehenlassen des ersten Epitaxialwachstums bei der ersten Temperatur von 1480 °C oder höher und 1530 °C oder niedriger die Übertragung der Oberflächendefekte des SiC-Massivsubstrats mit der Versatzwinkelspezifikation von 4° unterbinden, und kann die Epitaxialschicht mit der ausreichenden Oberflächenform bilden. Die erste Temperatur ist vorzugsweise 1480 °C oder höher und 1515 °C oder niedriger.
Als Nächstes werden Kristallbaufehler mit Ausnahme der Oberflächendefekte der SiC-Epitaxialschicht beschrieben. Die Kristallbaufehler werden weitgefasst in Punktfehler, Linienfehler und Ebenenfehler unterteilt. Diese Fehler sowie ein Verhältnis zwischen den Kristallbaufehlern und den Oberflächendefekten werden nachstehend beschrieben.
Zuerst werden die Punktfehler beschrieben. Das 4H-SiC hat eine Bandlücke, die größer ist als diejenige eines Aluminium-Gallium-Indium-Arsenid-Phosphid-(AlGaInAsP)-Systems auf einem Substrat aus Galliumarsenid (GaAs) und Indiumphosphid (InP). Deshalb bilden die Punktfehler, die aus Leerstellen, Zwischengitteratomen, Zwischengitterersatzatomen und Fremdstoffen bestehen, eine Ebene mit einer von einem Bandrand ausgehenden höheren Energie als derjenigen von herkömmlichen Halbleitern. Mit anderen Worten bilden die Punktfehler eine Falle auf einer tiefen Ebene.
Diese Punktfehler entstehen kaum, wenn die Wachstumstemperatur hoch ist. Eine Wachstumstemperatur des SiC ist mehrere hundert °C höher als diejenige des herkömmlichen Halbleiters, so dass bekanntlich die Entstehungswahrscheinlichkeit der Punktfehler gering ist.
Als Nächstes werden die Liniendefekte beschrieben. Eine Schneidkantenversetzung, eine Schneidschraubenversetzung und eine diese kombinierende Versetzung sind beim 4H-SiC gewöhnlich. Von diesen ist die Schneidschraubenversetzung mit einem großen Burgers-Vektor, der eine kristallografische Größe einer Versetzung anzeigt, ein typischer Bauteil-Killerdefekt, der als Micropipe bezeichnet wird, aber seine Dichte ist heutzutage mit dem Fortschritt der SiC-Massenkristallwachstumstechnologie extrem gering, so dass das Problem unter momentanen Umständen weniger ernst wird.
Die Schneidkantenversetzung und die Schneidschraubenversetzung, die einen kleinen Burgers-Vektor im SiC-Massivsubstrat haben, werden so wie sie sind auch beim epitaxialen Wachstum übertragen, und die Dichte zu senken, ist in diesem Stadium schwierig. Darüber hinaus können diese Linienfehler manchmal kleine als Gruben bezeichnete Bereiche in der Oberfläche der Epitaxialschicht bilden, wobei es sich bei den Gruben um Vertiefungen oder Erhöhungen handelt, bei denen ein Höhenunterschied für gewöhnlich 10 nm überschreitet. Insbesondere in einem Fall, in dem der Höhenunterschied beispielsweise in einem Submikrometermaßstab liegt, können sie wahre Bauteil-Killerdefekte sein.
Als Nächstes werden die Ebenenfehler beschrieben. Die Ebenenfehler liegen für gewöhnlich in Form von Schichtungsfehlern vor, die lokal in der Ebene des SiC-Epitaxialwafers im 4H-SiC verteilt sind. Die typischen, nach dem Epitaxialwachstum vorliegenden Bauteil-Killerdefekte wie etwa Karottendefekt, Kometendefekte, Dreiecksdefekte und Basisebenenversetzungen, bei denen es sich um die Oberflächendefekte handelt, implizieren allesamt die Schichtungsfehler. Umgekehrt kann es sich bei den die Schichtungsfehler enthaltenden Ebenenfehlern merklich um die Bauteil-Killerdefekte handeln.
Zudem unterscheidet sich eine effektive Bandlücke zwischen einem Schichtungsfehler und einem Bereich ohne diesen. Zusätzlich ist ihre Fläche theoretisch weiter. Somit kann eine sogenannte Fotolumineszenz-Topografie (PL-TOPO), die gleichmäßig einen Bereich im Millimetermaßstab mit einer spezifischen Anregungswellenlänge anregt und den Licht emittierenden Bereich durch ein optisches Filter beobachtet, die Schichtungsfehler beinahe zerstörungsfrei auswerten, so dass die PL-TOPO wirksam ist.
Wie bislang beschrieben, werden die Defekte im 4H-SiC weitgefasst in die Oberflächendefekte und die Kristallbaufehler unterteilt. Die Oberflächendefekte umfassen die Stufenbündelung, die während des Epitaxialwachstums auf der Oberfläche erscheint, die Bauteil-Killerdefekte wie etwa die Karottendefekte, und die Gruben in der Oberfläche, die von den Linienfehlern unter den Kristallbaufehlern verursacht werden. Die Kristallbaufehler umfassen die Ebenenfehler, die die Schichtungsfehler umfassen, die die Bauteil-Killerdefekte verursachen, die Punktfehler, bei denen es sich um die Fallen auf der tiefen Ebene handelt, und die Linienfehler, die die Gruben in der Oberfläche verursachen.
Um die Kristallinität auszuwerten, ist es wirkungsvoll, physikalische Unregelmäßigkeiten auf der Oberfläche durch ein optisches Mikroskop oder ein Rasterkraftmikroskop zu beobachten und die Schichtungsfehler durch die PL-TOPO zu beobachten. In einem Beispiel dieser Ausführungsform, das nachstehend beschrieben wird, wird die Defektdichte durch einen abnormal Licht emittierenden Bereich definiert, der durch die PL-TOPO beobachtet wird. Eine Rasterkraftmikroskopie-(AFM)-Auswertung ermittelt das Vorhandensein oder Nichtvorhandensein der Stufenbündelung.
Beispiel
Es werden ein Beispiel eines Epitaxialwachstums unter Verwendung der ersten Ausführungsform und ein Vergleichsbeispiel beschrieben.
Zuerst erfolgte im Schritt S1, wie in 1 gezeigt, ein Planarisierungsprozess an einem 4 Zoll großen SiC-Massivsubstrat, bei dem es sich um 4H-SiC handelte, durch chemisch-mechanisches Polieren unter Verwendung mechanischen Polierens und einer säurehaltigen chemischen Lösung oder einer alkalischen chemischen Lösung. Das SiC-Massivsubstrat hatte eine Si-Ebene mit einer Versatzrichtung einer <11-20>-Richtung und einer Versatzwinkelspezifikation von 4° als Hauptfläche.
Zudem wurden organische Stoffe durch Ultraschallreinigung unter Verwendung von Aceton beseitigt. Als Nächstes erfolgte eine sogenannte RCA-Reinigung an diesem Substrat. Mit anderen Worten wurde das SiC-Massivsubstrat 10 Minuten lang in eine auf 75 °C (± 5 °C) erwärmte Mischlösung aus wässrigem Ammoniak und wässrigem Wasserstoffperoxid (1:9) eingetaucht, und dann in Salzsäure und wässriges Wasserstoffperoxid (1:9) eingetaucht, die auf 75 °C (± 5 °C) erwärmt waren. Ferner wurde nach einem Eintauchen in eine wässrige Lösung, die ungefähr 5 Volumen-% Fluorwasserstoffsäure enthielt, eine Oberfläche des SiC-Massivsubstrats durch einen Austauschprozess mit reinem Wasser gereinigt.
Als Nächstes wurde das SiC-Substrat in einen Reaktionsbehälter einer CVD-Vorrichtung, bei der es sich um eine Epitaxialwachstumsvorrichtung handelte, eingebracht, die auf ca. 1 × 10^-7 kPa evakuiert wurde.
Als Nächstes wurde eine Temperatur in einer Atmosphäre eines Reduktionsgases auf eine erste Temperatur erhöht. Hier handelte es sich bei fünf Bedingungen um 1455 °C, 1480 °C, 1505 °C, 1530 °C und 1555 °C. Von diesen betrug die erste Temperatur des Beispiels, das sich dieser Ausführungsform bediente, 1480 °C, 1505 °C und 1530 °C, und die erste Temperatur des Vergleichsbeispiels betrug 1455 °C und 1555 °C.
Ein H₂-Gas wurde als Reduktionsgas verwendet, und das chlorhaltige Gas, wie etwa HCl, kann dem Reduktionsgas wie vorstehend beschrieben zugesetzt werden.
Nach Abschluss des Temperaturanstiegs auf die erste Temperatur wurden im Schritt S2 von 1 Rohmaterialgase eingeleitet, um ein erstes Epitaxialwachstum zu starten. Eine geeignete Durchflussrate der Rohmaterialgase war durch einen Aufbau des Reaktionsbehälters oder Druck bestimmt und wurde durch eine Wachstumsgeschwindigkeit stark verändert, so dass sie nicht definitiv bestimmt werden konnte, aber in der in diesem Beispiel verwendeten CVD-Vorrichtung betrug SiH₄ als Si-Zufuhrgas 120 sccm und C₃H₈ als C-Zufuhrgas 50 sccm, und das erste Epitaxialwachstum ging vonstatten, indem damit begonnen wurde, den Reaktionsbehälter gleichzeitig mit SiH₄ und C₃H₈ zu beschicken.
In diesem Beispiel wurde ein Nz-Gas als Dotiergas eingeleitet, um eine Dotierung des N-Typs vorzunehmen.
Hier kann nach Bedarf ein organisches Metallmaterial, das Al, B und Be enthält, für eine Dotierung des P-Typs zugeführt werden.
Ferner kann zur Beschleunigung des Wachstums das Reduktionsgas, dem Chlor enthaltendes Gas zugesetzt war, zusammen verwendet werden.
Eine Wachstumsschicht hatte eine Dicke von 300 nm. Die Wachstumsgeschwindigkeit des ersten Epitaxialwachstums hing kaum von der ersten Temperatur der vorstehend erwähnten fünf Bedingungen ab und betrug ungefähr 1,5 µm/h.
Zu dem Zeitpunkt, als sich die epitaxiale Wachstumsschicht von 300 nm im ersten Epitaxialwachstum gebildet hatte, nachdem die Zufuhr von SiH₄ und C₃H₈, bei denen es sich um die Rohmaterialgase handelte, gestoppt wurde, ging der Prozess zum Schritt S3 in 1 über, und die Temperatur des SiC-Massivsubstrats wurde von der ersten Temperatur auf eine zweite Temperatur erhöht. Die zweite Temperatur betrug in diesem Beispiel 1655 °C.
Nachdem die Temperatur des SiC-Massivsubstrats 1655 °C als zweite Temperatur erreichte, ging der Prozess zum Schritt S4 in 1 über, und es wurden ein SiH₄-Gas mit einer Durchflussrate von 890 sccm und ein C₃H₈-Gas mit einer Durchflussrate von 390 sccm gleichzeitig eingeleitet, um ein zweites Epitaxialwachstum vonstatten gehen zu lassen.
Hier waren die Durchflussraten von SiH₄ und C₃H₈ als Rohmaterialgase optimale Durchflussraten, die eine Wachstumsgeschwindigkeit von 9 µm/h bei einer Temperatur von 1655 °C als in diesem Beispiel verwendeter zweiter Temperatur in der CVD-Vorrichtung erzielten. Bei dem zweiten Epitaxialwachstum war die zweite Wachstumstemperatur unter Berücksichtigung der Produktivität hoch, so dass die Wachstumsgeschwindigkeit 9 µm/h betrug.
Nachdem das Hochgeschwindigkeitswachstum durch das Hochtemperaturwachstum im Schritt S4 stattgefunden hatte, wurde die Temperatur auf eine Temperatur gesenkt, bei welcher der SiC-Epitaxialwafer im Schritt S5 in 1 entnommen wurde.
Im Vergleichsbeispiel erfolgten Schritt 1 bis Schritt 5 ähnlich diesem Beispiel, mit Ausnahme der ersten Temperatur.
5 zeigt eine Abhängigkeit einer Defektdichte von der ersten Temperatur, die durch Beobachtung des SiC-Epitaxialwafers, der in dem Beispiel und dem Vergleichsbeispiel erhalten wurde, durch eine PL-TOPO erhalten wurde.
Es stellte sich heraus, dass der SiC-Epitaxialwafer bei der ersten Temperatur von 1455 °C eine schlechte Oberflächenform in einem Ausmaß hatte, dass sich Unregelmäßigkeiten durch ein optisches Mikroskop beobachten ließen und kein normales Epitaxialwachstum stattgefunden hatte. Um eine Ursache für das abnormale Auftreten der Unregelmäßigkeiten auf der Oberfläche herauszufinden, wurde diese Testprobe durch ein AFM ausgewertet.
6 ist eine AFM-Abbildung in einem quadratischen Bereich mit 200 µm pro Seite, die aus einem Ergebnis einer AFM-Beobachtung der Oberfläche der SiC-Epitaxialwachstumsschicht erhalten wurde, auf der das Epitaxialwachstum bei der ersten Temperatur von 1455 °C stattfand. Wie klar aus diesem Schaubild zu sehen ist, handelt es sich bei in dieser Abbildung durch Pfeile gezeigten Stellen um vertiefte Bereiche, und die Anzahl vertiefter Bereiche beträgt zehn in dem quadratischen Bereich mit 200 µm pro Seite. Die vertieften Bereiche sind der aktuelle Zustand des abnormalen Wachstums, und sie sind vertiefte anstatt erhöhte Bereiche, so dass dies stark vermuten lässt, dass abnormale Wachstumskerne, die nicht wachsen, in einem frühen Stadium des Wachstums gebunden wurden.
Somit ergibt sich der Grund für das Auftreten solcher abnormaler Wachstumskerne in einer hohen Dichte bei der ersten Temperatur von 1455 °C möglicherweise aus einer unzureichenden Zersetzung des SiH₄-Gases nahe an der Oberfläche des SiC-Massivsubstrats, wodurch sich sogenannte Siliciumtröpfchen bilden, die gebunden sind.
Wie aus 5 klar zu sehen ist, beträgt eine Defektdichte ungefähr 1/cm², was die geringste ist, bei einer ersten Schichtwachstumstemperatur von 1480 °C, und eine Defektdichte tendiert dazu, mit der Zunahme der ersten Temperatur in dem Bereich zuzunehmen, in dem die erste Schichtwachstumstemperatur höher ist als 1480 °C.
Wie aus 5 klar zu sehen ist, beträgt eine Defektdichte ungefähr 9/cm² bei der ersten Temperatur von 1515 °C, und eine Defektdichte beträgt 28/cm² bei der ersten Temperatur von 1530 °C.
Bei einem Verfahren, in dem ein erstes Epitaxialwachstum auf dem herkömmlichen SiC-Massivsubstrat mit der Versatzwinkelspezifikation von 8° bei einer ersten Temperatur von unter 1500 °C bei einer Wachstumsgeschwindigkeit von 1 µm/h oder langsamer vonstatten geht und dann ein zweites Epitaxialwachstum bei einer zweiten Temperatur von 1500 °C oder höher bei einer Wachstumsgeschwindigkeit von 3 µm/h oder schneller vonstatten geht, wird berichtet, dass eine durch das optische Mikroskop beobachtete Oberflächendefektdichte 30/cm² oder weniger beträgt.
Andererseits wird der SiC-Epitaxialwafer in dieser Ausführungsform durch die PL-TOPO ausgewertet, so dass Defekte erfasst werden, die nicht durch das optische Mikroskop in den Kristallen beobachtet werden können. Dabei werden nur Defekte auf der Oberfläche durch das Mikroskop erfasst. Als ein Ergebnis der Auswertung des SiC-Epitaxialwafers durch das optische Mikroskop, der bei der ersten Temperatur von 1530 °C unter Verwendung dieser Ausführungsform aufgewachsen war, umfassten die Oberflächendefekte Dreieckdefekte, Abstürze (heruntergefallene Gegenstände), Karottendefekte oder dergleichen, und eine Dichte der Oberflächendefekte, die wahrscheinlich einen kritischen Schaden an den Kenneigenschaften des Bauteils verursachen, beträgt 3/cm² oder weniger. Mit anderen Worten ist, wenn unter Verwendung dieser Ausführungsform die erste Temperatur 1480 °C oder höher und 1530 °C oder niedriger ist, die Oberflächendefektdichte durch die Auswertung durch das optische Mikroskop 30/cm² oder weniger, so dass der SiC-Epitaxialwafer mit der Oberflächendefektdichte erhalten wird, die ausreichen geringer ist als die des SiC-Epitaxialwafers durch das herkömmliche Herstellungsverfahren. Außerdem kann, wenn die erste Temperatur 1480 °C oder höher und 1515 °C oder niedriger ist, die Oberflächendefektdichte noch mehr auf 10/cm² oder weniger reduziert werden.
Darüber hinaus beträgt unter Verwendung dieser Ausführungsform die durch die PL-TOPO erfasste Defektdichte 28/cm² oder weniger, während die Fehler in den Kristallen mit aufgenommen werden, die bekanntlich mehr als die durch das optische Mikroskop beobachteten Fehler sind, und somit wurde der SiC-Epitaxialwafer hoher Güte mit der geringen Defektdichte erhalten.
Durch dieses Beispiel wurde bestätigt, dass bei der ersten Temperatur von 1480 °C oder höher und 1530 °C oder niedriger eine Gesamtsumme der Oberflächendefekte, die einen Einfluss auf die Kenneigenschaften des Bauteils haben, und der Kristallfehler weniger als 28/cm² betragen kann.
Die Defektdichte des SiC-Massivsubstrats beträgt 300/cm² oder mehr, und die Defekte des SiC-Massivsubstrats können in diesem Beispiel ausreichend reduziert werden, und somit lässt sich sagen, dass ein Ertrag des SiC-Leistungsbauteils ausreichend verbessert werden kann.
Wie vorstehend beschrieben, stellte sich bei dem Versatzwinkel von weniger als 5° heraus, dass, als die erste Temperatur 1480 °C oder höher und 1530 °C oder niedriger und vorzugsweise 1480 °C oder höher und 1515 °C oder niedriger war, die Übertragung der Oberflächendefekte des SiC-Massivsubstrats unterbunden wurde und der SiC-Epitaxialwafer hoher Güte mit der geringen Defektdichte erhalten wurde. Das Wachstumsgas wird unter 1480 °C, beispielsweise 1455 °C nicht ausreichend zersetzt, was die Siliciumtröpfchen bildet, und somit ist es nicht vorstellbar, dass das Epitaxialwachstum normal erfolgt. Bei dem Versatzwinkel von weniger als 5° werden die Oberflächendefekte des SiC-Massivsubstrats leicht bei einer höheren Temperatur als 1503° übertragen, und es ist nicht vorstellbar, dass ein ideales Epitaxialwachstum in Bezug auf die Vollständigkeit von Kristallen zum Zwecke der Anwendung des Bauteils stattfindet.
Es bestätigt sich, dass die Oberfläche des unter Verwendung dieser Ausführungsform bei der ersten Temperatur von 1480 °C oder höher und 1530 °C oder niedriger aufgewachsenen SiC-Epitaxialwafers die ausgezeichnete Oberflächenflachheit ohne die wie zuvor beschriebene Stufenbündelung hat.
Als Nächstes betrug die erste Temperatur 1505 °C und die Bedingungen wurden auf drei Bedingungen, und zwar, dass die zweite Temperatur 1630 °C, 1655 °C und 1680 °C betrug, abgeändert, um einen ähnlichen SiC-Epitaxialwafer herzustellen, und dann wurde eine Abhängigkeit einer Oberfläche des SiC-Epitaxialwafers von der zweiten Temperatur bestimmt.
Als Ergebnis einer Beobachtung des SiC-Epitaxialwafers nach dem Wachstum durch die PL-TOPO betrug eine Defektdichte 5/cm² oder weniger.
Zusätzlich betrugen, als Dicken einer Wachstumsschicht in einem ersten Epitaxialwachstum mit 1 µm, 2 µm, 5 µm und 10 µm angenommen wurden, Defektdichten des SiC-Epitaxialwafers nach dem Wachstum jeweils 5/cm² oder weniger.
7 ist eine AFM-Abbildung in einem quadratischen Bereich mit 10 µm pro Seite, die durch die AFM-Beobachtung der Oberfläche des bei der zweiten Temperatur von 1680 °C aufgewachsenen SiC-Epitaxialwafers erhalten wurde. Merkliche Unregelmäßigkeiten sind in einer Oberflächenform einer Epitaxialschicht nicht zu sehen, und es ist klar, dass eine ausreichende Flachheit mit einem Ra von 0,3 nm oder weniger erzielt ist. Bei einem Ra von 0,3 nm oder weniger durch die AFM-Beobachtung wird experimentell nachgewiesen, dass keine Stufenbündelung auftritt, und es kann auch ausgehend von 7, die durch dieses Beispiel erhalten wurde, gesagt werden, dass es keine Stufenbündelung gibt. Die ausreichende Flachheit ist derjenigen bei 1630 °C und 1655 °C ähnlich.
Zusätzlich betrug die Wachstumsgeschwindigkeit des zweiten Epitaxialwachstums in diesem Beispiel ungefähr 9 µm/h, aber als Ergebnis verschiedener Experimente, die gewissenhaft und wiederholt bislang durchgeführt wurden, hing die Defektdichte nicht von der Wachstumsgeschwindigkeit beim zweiten Epitaxialwachstum ab, und es bestätigte sich, dass sich die Defektdichte zwischen 9 µm/h und 80 µm/h nicht änderte, wobei das eine Grenze des Bauteils ist.
Auf diese Weise kann das zweite Epitaxialwachstum schneller werden und eine Verbesserung des Durchsatzes erzielt werden.
Darüber hinaus ist die zweite Temperatur, um das zweite Epitaxialwachstum vonstatten gehen zu lassen, eine Temperatur, die höher ist als die erste Temperatur, und eine Dichte von Punktdefekten, die in der SiC-Epitaxialwachstumsschicht auftreten, kann mit einer höheren Wachstumsbedingung stärker reduziert werden, so dass auch eine Wirkung, die Dichte der Punktfehler zu reduzieren, durch das Vonstattengehenlassen des zweiten Epitaxialwachstums erzielt wird.
Mit anderen Worten ist die zweite Temperatur, wie in diesem Beispiel gezeigt, 1630 °C oder höher, und somit kann der SiC-Epitaxialwafer mit der geringen Dichte an Punktfehlern mit der hohen Geschwindigkeit von ungefähr 9 µm/h oder schneller ausgebildet werden.
Bevor diese Ausführungsform verwendet wurde, konnte in einem Fall, in dem eine Pufferschicht auf dem SiC-Massivsubstrat ausgebildet wurde, auf dem das erste Epitaxialwachstum bei der ersten Temperatur von 1505 °C erfolgte und das zweite Epitaxialwachstum bei der zweiten Temperatur erfolgte, die höher war als die erste Temperatur, der SiC-Epitaxialwafer hoher Güte mit einer Defektdichte von 5/cm² oder weniger und ausreichender Oberflächenflachheit mit einem Ra von 0,3 nm oder weniger erzielt werden. Mit anderen Worten lässt sich diese Ausführungsform auch anwenden, wenn sie an der Pufferschicht auf dem SiC-Massivsubstrat durchgeführt wird.
Indem, wie vorstehend beschrieben, die Ausführungsform verwendet wird, kann der SiC-Epitaxialwafer mit der geringen Defektdichte hergestellt werden, ohne die Oberflächendefekte des SiC-Massivsubstrats zu übertragen.
Wenn gemäß dieser Ausführungsform das SiC-Epitaxialwachstum auf dem SiC-Massivsubstrat mit dem Versatzwinkel von weniger als 5° erfolgt, geht das erste Epitaxialwachstum bei der ersten Temperatur von 1480 °C oder höher und 1530 °C oder niedriger und vorzugsweise bei 1480 °C oder höher und 1515 °C oder niedriger vonstatten, so dass die SiC-Epitaxialwachstumsschicht ausgebildet werden kann, ohne die Defekte des SiC-Massivsubstrats zu übertragen.
Zudem wird gemäß dieser Ausführungsform beim Prozess des Erhöhens einer Temperatur von der ersten Temperatur auf die zweite Temperatur das Si-Zufuhrgas und das C-Zufuhrgas während des Zeitraums des Temperaturanstiegs gestoppt, so dass das Auftreten der Oberflächendefekte wie etwa die Stufenbündelung selbst in einem Fall, in dem der Versatzwinkel weniger als 5° beträgt, in einer Situation unterbunden werden kann, bei der die Oberflächendefekte wie etwa die Stufenbündelung leicht in der SiC-Epitaxialwachstumsschicht entstehen, die durch das erste Epitaxialwachstum ausgebildet wird, ohne die Oberflächendefekte des SiC-Massivsubstrats zu übertragen, und die die ausreichende Oberflächenform hat.
Darüber hinaus erfolgt gemäß dieser Ausführungsform das zweite Epitaxialwachstum auf der Oberfläche der SiC-Epitaxialwachstumsschicht mit der ausreichenden Oberflächenform bei der zweiten Temperatur, die höher ist als die erste Temperatur, so dass eine Wirkung erzielt wird, dass der SiC-Epitaxialwafer mit der ausreichenden Oberflächenform mit hohen Durchsatzraten ausgebildet werden kann.
In dieser Ausführungsform ist die erste Temperatur 1480 °C oder höher und 1530 °C oder niedriger und das erste Epitaxialwachstum erfolgt in einem Bereich von Temperaturen, die das Übertragen der Defekte des Substrats am schwierigsten machen, so dass der SiC-Epitaxialwafer mit der geringen Defektdichte von 30/cm² oder weniger hergestellt werden kann. Wenn die erste Temperatur vorzugsweise 1480 °C oder höher und 1515 °C oder niedriger ist, kann der SiC-Epitaxialwafer mit der geringeren Defektdichte von 10/cm² oder weniger hergestellt werden.
Gemäß dieser Ausführungsform erfolgt das zweite Epitaxialwachstum bei der zweiten Temperatur, die höher ist als die erste Temperatur, so dass der SiC-Epitaxialwafer mit den reduzierten Punktfehlern hergestellt werden kann.
In dieser Ausführungsform ist die Hauptfläche des SiC-Massivsubstrats die Si-Ebene, kann aber auch eine C-Ebene sein.
Das Beispiel, das sich dieser Ausführungsform bedient, verwendet das SiC-Massivsubstrat mit der Versatzwinkelspezifikation von 4°, was sich aus der Verwendung des SiC-Massivsubstrats ergibt, das eigentlich den Versatzwinkel innerhalb des Bereichs von 3° bis 5° hat, weil die Genauigkeit der Abschneidebearbeitung von der Masse weniger als 1° beträgt.
Darüber hinaus verwendet das Beispiel, das sich dieser Ausführungsform bedient, das SiC-Massivsubstrat mit der Versatzwinkelspezifikation von 4°, aber für ein SiC-Massicsubstrat mit einer Versatzwinkelspezifikation von weniger als 4° hat eine Stufe 1 eine größere Absatzbreite. Also verursacht die größere Absatzbreite die Oberflächendefekte wie etwa die Stufenbündelung leichter, als wenn die Versatzwinkelspezifikation 4° betrüge, so dass die Wirkung, die Zufuhr der Rohmaterialgase während des Temperaturanstiegs zu stoppen, um das Auftreten der Stufenbündelung zu unterbinden, unter Verwendung dieser Ausführungsform erzielt wird.
Mit anderen Worten werden die Wirkungen dieser Ausführungsform bei dem Versatzwinkel von mehr als 0° und weniger als 5° erzielt.
Bezugszeichenliste

1: Stufe;
2: Absatz;
3: Bündelungsstufe

Claims

Verfahren zum Herstellen eines SiC-Epitaxialwafers, Folgendes umfassend: einen ersten Schritt des Bewirkens, indem ein Si-Zufuhrgas und ein C-Zufuhrgas als Rohmaterialgase zugeführt werden, dass ein erstes Epitaxialwachstum auf einem SiC-Massivsubstrat mit einer 4H-SiC (0001)-Ebene mit einem Versatzwinkel von weniger als 5° als einer Hauptfläche bei einer ersten Temperatur von 1480 °C oder höher und 1530 °C oder niedriger vonstatten geht; einen zweiten Schritt des Stoppens der Zufuhr des Si-Zufuhrgases und des C-Zufuhrgases während eines Zeitraums des Erhöhens der Temperatur des SiC-Massivsubstrats von der ersten Temperatur auf eine zweite Temperatur, die höher ist als die erste Temperatur; und einen dritten Schritt des Bewirkens, indem das Si-Zufuhrgas und das C-Zufuhrgas zugeführt werden, dass ein zweites Epitaxialwachstum auf dem SiC-Massivsubstrat mit der im zweiten Schritt erhöhten Temperatur bei der zweiten Temperatur vonstatten geht, wobei der zweite Schritt in einer Atmosphäre aus einem Reduktionsgas erfolgt, dem ein Chlorgas zugesetzt wird.
Verfahren zum Herstellen eines SiC-Epitaxialwafers nach Anspruch 1, wobei die zweite Temperatur 1630 °C oder höher ist.
Verfahren zum Herstellen eines SiC-Epitaxialwafers nach einem der Ansprüche 1 oder 2, wobei im ersten Schritt darüber hinaus ein Dotiergas des N-Typs zugeführt wird.
Verfahren zum Herstellen eines SiC-Epitaxialwafers nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei im dritten Schritt darüber hinaus ein Dotiergas des N-Typs zugeführt wird.