JP2006069861A - 炭化珪素単結晶の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】Ｓｉ及びＣ、又はＳｉ、Ｃ及びＭ（Ｍ：Ｔｉ，Ｆｅ，Ｍｎ及びＣｏのいずれか１種以上）からなる、ＳｉＣが溶解している融液中に、炭化珪素の種結晶基板を浸漬し、少なくとも種結晶基板周辺における溶液過冷却により炭化珪素を過飽和状態とすることによって種結晶基板上に炭化珪素単結晶を成長させる方法において、気泡を含まない良質なバルク炭化珪素単結晶を、2000℃以下の温度で実用的な成長速度で安定して製造する。
【解決手段】単結晶成長時における雰囲気ガスとして、単結晶成長温度での粘度ηが750μP (マイクロポアズ) 以下の非酸化性ガス、例えば、ヘリウムまたはヘリウムを主成分とする混合ガス、を使用する。
【選択図】 図２

Description

本発明は、特に光デバイスや電子デバイスの材料として好適な炭化珪素の良質なバルク単結晶の製造方法に関し、特に液相成長法による安定な製造が可能な方法に関する。

炭化珪素 (ＳｉＣ) は、シリコン (Ｓｉ) に比べて、バンドギャップが約３倍、絶縁破壊電圧が約10倍、電子飽和速度が約２倍、熱伝導率が約３倍大きいという、Ｓｉより有利な特徴を有している。ＳｉＣは熱的及び化学的に安定な半導体材料であり、これらの特徴を生かして、近年では、Ｓｉデバイスの物理的な限界を打破するパワーデバイスや高温で動作する耐環境デバイスなどへのＳｉＣの応用が期待されている。

一方、光デバイス研究においては短波長化を目指した窒化ガリウム (ＧａＮ) 系の材料開発がなされているが、ＳｉＣはＧａＮとの格子不整合が格段に小さいために、ＧａＮエピタキシャル成長用の基板材料としても注目されている。

以上のデバイスまたは基板材料に利用するには、大型で良質なＳｉＣのバルク単結晶の製造が必要である。
しかし、ＳｉＣは結晶多形 (ポリタイプ) を呈する物質としても有名である。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Ｃ軸方向にのみ異なる多くの結晶構造を取りうる現象である。代表的なポリタイプとしては、６Ｈ型 (６分子を１周期とする六方晶系）、４Ｈ型 (４分子を１周期とする六方晶系）、３Ｃ型 (３分子を１周期とする立方晶系）などがある。ある一定の温度においても２種類以上の結晶多形が発生することがあるが、結晶多形の混在はデバイスや基板材料として利用する上からは好ましくない。

従来、ＳｉＣ単結晶成長の成長方法としては、気相成長法、アチソン法及び溶液成長法が知られている。
気相成長法には昇華法と化学気相成長 (ＣＶＤ) 法とがある。昇華法は、炭化珪素粉末を原料とし、これを2000℃以上の高温下で昇華させ、ＳｉとＣからなる蒸気が原料より低温に設定された種結晶基板上に過飽和になって再結晶化することを利用した方法である。ＣＶＤ法では、ＳｉＣ製造原料としてシランガスと炭化水素系のガスを用い,加熱したＳｉなどの基板上で化学反応によりＳｉＣ単結晶をエピタキシャル成長させる。

アチソン法は無水ケイ酸と炭素を2000℃以上の高温に加熱して人造研磨剤を工業生産する方法であり、単結晶は副産物として生成する。
溶液成長法は、通常黒鉛るつぼを用い、この中でＳｉ或いはＳｉと金属とを融解させ、生成した融液に黒鉛るつぼから炭素を溶解させて、融液をＳｉＣ溶液の状態にし、この融液に温度勾配を設けて、低温部に設置した種結晶基板上に、融液中に溶解しているＳｉＣを晶出、成長させる方法である。基板周辺ではＳｉＣ溶液が過冷却状態になり、ＳｉＣが過飽和となることによって、基板上にＳｉＣ結晶が析出する。金属は、炭素の溶解濃度を増大させる目的で、場合により添加される。

上記方法のうち、昇華法で成長させた単結晶ではマイクロパイプ欠陥と呼ばれる中空貫通欠陥や積層欠陥など格子欠陥が生成することが知られている。昇華法では、昇華時にＳｉＣの化学量論組成のガスが存在せず、Ｓｉ, Ｓｉ₂Ｃ, ＳｉＣ₂ 及び成長用に用いられる黒鉛治具からの気化Ｃとなって気化する。昇華法で多数の格子欠陥が生じるのは、これらガス分圧を化学量論的に制御することが極めて困難であるうえ、複雑な反応が関与することに起因する。さらに、昇華法は結晶多形が生じやすい欠点を有している。従来、ＳｉＣバルク単結晶の多くは昇華法により作製されているものの、数mm角のデバイスを歩留まり良く製造することは困難であった。

ＣＶＤ法では、ガスで原料を供給するため、原料供給量が少なく、生成するＳｉＣ単結晶は薄膜に限られ、基板を作製するためのバルク単結晶を製造することは困難である。
アチソン法では、原料中の不純物が多く、高純度化が不可能であるうえ、大型の単結晶を得ることができない。

これに対し、溶液成長法では、熱的平衡状態での結晶成長であるために、格子欠陥が非常に少なく、結晶多形が生じることもなく、結晶性が非常に良好な単結晶が得られる。しかし、Ｓｉ融液への炭素の溶解濃度が低いため、ＳｉＣ結晶の成長速度は非常に遅い。黒鉛るつぼ内でＳｉのみを融解した場合、融液温度が1650℃の時の成長速度は5〜12μm/hrと言われている。この値は昇華法に比べると約２桁小さい。溶液成長法では、Ｓｉ融液温度を2000℃以上にまで上げて融液に溶解しうる炭素濃度を増大させることが原理的には期待できるが、常圧下ではＳｉ融液の蒸発が激しく、実用的ではなくなる。Material Science Engineering B61-62 (1999) 29-39 には、超高圧によりＳｉ融液の蒸発を抑制しつつ溶液内の炭素濃度を上げることが示されているが、装置が大がかりになるため、工業生産上からは問題がある。

そのため、ＳｉＣ結晶の成長速度を増大させるために、融液に遷移金属元素を添加することが提案された。
例えば、特開2000-264790号公報には、少なくとも１種の遷移金属元素とＳｉとＣとを含む原料を加熱溶融して融液とし、この融液を冷却することにより、炭化珪素単結晶を析出成長させることが開示されている。添加元素により成長温度が異なるが、1750〜2150℃で平均成長速度が200〜800μm/hrになると説明されている。雰囲気ガスとしてはＡｒが例示されている。

特開2004-2173号公報には、溶液成長法によりＳｉとＣとＭ (Ｍ：ＴｉとＭｎの一方)を含む３元系の融液から高品質な炭化珪素バルク結晶を製造する方法が開示されている。実施例では雰囲気ガスとしてＡｒを使用している。

しかし、これらの公報に記載された方法を含め、一般に溶液成長法では、融液内に気泡が発生しやすく、これが結晶内に取り込まれることがあり、液相成長で炭化珪素単結晶を生産する際の障害となっていた。

Material Science Engineering B61-62 (1999) 29-39 特開2000-264790号公報 特開2004-2173号公報

本発明は、溶液成長法によって、結晶多形や結晶欠陥の増加を招くことなく、かつ気泡の閉じ込めの無い良質なバルクＳｉＣ単結晶を、特に2000℃以下の操業的に有利な温度で、実用的な成長速度で安定して製造できる方法を提供する。

本発明は、溶液成長法、即ち、Ｓｉ及びＣ、又はＳｉ、Ｃ及びＭ（Ｍ：Ｔｉ，Ｆｅ，Ｍｎ及びＣｏのいずれか１種以上）を含む、ＳｉＣが溶解している融液中に炭化珪素の種結晶基板を浸漬し、少なくとも種結晶基板周辺における溶液過冷却により（それにより炭化珪素を過飽和状態とすることによって）種結晶基板上に炭化珪素単結晶を成長させる方法に関し、単結晶成長時の雰囲気ガスが、単結晶成長温度での粘度ηが η≦750μP (μP：マイクロポアズ) を満たす非酸化性ガスであることを特徴とする炭化珪素単結晶の製造方法である。

本発明者らは、溶液成長法における気泡発生の低減・解消のために結晶成長時の雰囲気ガス条件、温度条件について検討した。その結果、融液種の組成に関係なく、融液の結晶成長温度における雰囲気ガスの粘度と気泡発生量との間に相関性があり、単結晶成長温度下における雰囲気ガスの粘度ηをη≦750μPとすることによって、溶液成長法において結晶内に取り込まれる気泡発生を完全に抑止できることが判明した。

「少なくとも種結晶基板周辺における溶液過冷却」は、(1) 融液を冷却するか、又は(2) 融液内に温度勾配を設けることにより達成することができる。以下では、(1)の方法を「冷却法」、(2)の方法を「温度勾配法」と言う。過冷却の温度、即ち、ＳｉＣ単結晶の成長温度は、融液内にＳｉＣの多結晶が析出するほどには低くならないように設定する。

融液中のＣは、融液を収容する黒鉛るつぼから供給してもよく、或いは原料として炭化物を溶解するか、メタンなどの炭素を含有するガスを吹き込むなどの方法で添加することも可能である。

溶液成長法によるＳｉＣ単結晶成長時の雰囲気ガスの粘度は、高すぎると融液内で発生した気泡が種結晶基板表面のＳｉＣ結晶成長界面に留まりやすくなり、結晶成長の進行とともにＳｉＣ単結晶中に閉じ込められてしまうため、ＳｉＣ単結晶の品質を落とす結果となる。そのため、雰囲気ガスの粘度ηはη≦750μPとする。

雰囲気ガスは、成長するＳｉＣ炭化珪素の酸化を防止するために非酸化性ガスとし、１種または２種以上のガスから構成することがきる。非酸化性ガスとしては、Ｈｅ、Ｎｅ、Ａｒなどの不活性ガス、窒素、水素、さらにはメタンなどが挙げられる。

雰囲気ガスの粘度ηは、ガス種，ガス圧及び温度の組合せで変わる。従って、単結晶成長温度での粘度ηが750μP以下となるように非酸化性ガスの組成と圧力を決める。例えば、Ａｒのように分子量の大きなガスは比較的粘度が高いので、Ａｒ単独では本発明で規定する粘度条件を満たすことは困難である。

雰囲気ガスの粘度ηは、低ければ低いほど気泡抑制に有利であるが、最もガス粘度が低い水素ガスの場合で、粘度は250μP (1500℃) から300μP (2000℃）である。但し、融液温度が高いことと、水素ガスには爆発の危険性があることを考慮すると、ヘリウムのような希ガスの方が工業的には使用しやすい。実施例にも示すように、ヘリウムまたはヘリウム主体の混合ガスでも、十分にＳｉＣ単結晶の無気泡化という目的を達成することができる。

溶液成長法によるＳｉＣ単結晶成長時の雰囲気ガス圧力は、負圧 (減圧) であると融液の蒸発が激しいので、大気圧又は加圧条件とすることが好ましい。一方、圧力が高すぎると、装置が大がかりになるので工業生産上は問題がある。従って、より好ましい雰囲気ガス圧力は、約0.1〜1 MPaの範囲である。

融液は、ＳｉとＣ、又はＳｉとＣと遷移金属Ｍ（Ｍは、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、及びＣｏから選んだ１種または２種以上）からなり、Ｓｉ又はＳｉとＭとを含む融液中にＳｉＣが溶解している、ＳｉＣの溶液である。ＳｉＣ単結晶の析出に悪影響がなければ、他の元素も含有しうる。金属Ｍは、Ｃの融解濃度を増大させるために添加することができる。融液組成は、融液の炭素溶解度が高く、かつ初晶としてＳｉＣが析出する範囲が望ましい。例えば、ＭがＴｉであるＳｉ−Ｔｉ−Ｃの３元系融液では、Ｔｉ添加量は約25％程度までとすることが好ましい。添加金属ＭがＴｉ以外の金属又はＴｉと他の金属との混合物である場合も、初晶がＳｉＣになるように金属添加量を決定すればよい。融液が遷移金属Ｍを含有する方が、2000℃以下の温度での結晶成長速度が大きくなるので好ましい。

前述したように、Ｃは、黒鉛るつぼから融液に溶解させることによって融液中に含有させることができる。こうすると、多結晶の析出核となる炭素の未溶解の炭素が残る心配がないので、良質な単結晶が容易に得られるが、炭素の溶解に時間がかかる。一方、融解原料がＣを含有するか、或いはメタンガスの吹込みによりＣを供給すると、より短時間でＣを融液中に溶解させることができる。Ｃの供給源としてメタン等のガスの吹込みを利用した場合、このガスも雰囲気ガスを構成する可能性があるが、吹込み終了後に他の非酸化性ガスで雰囲気ガスを置換すれば、結晶成長時の雰囲気ガスはＣの供給に利用したガスを含有しないようにすることができる。従って、Ｃ供給用の吹込みガスの粘度は特に問わない。

溶液成長法によるＳｉＣ単結晶成長時の種結晶基板周辺の過冷却の温度 (本発明では、この温度を単結晶成長温度または結晶成長温度という) は、融液組成や金属Ｍを添加した場合にはその金属元素種に応じて決めればよい。低すぎると、融液が固化し、或いは成長速度が遅くなる。一方、高すぎると、融液の蒸発が激しくなるので工業生産的には問題がある。結晶成長温度は、用いる融液組成における液相線温度以上で、2000℃以下とすることが好ましい。なお、この結晶成長温度は、結晶成長が冷却法の場合は、冷却により結晶成長が起こり始めた後の融液温度である。

本発明に従って雰囲気ガスの粘度を制御することにより、結晶内に気泡が閉じ込められるのを防止して、結晶の無気泡化が可能となり、良質なバルクＳｉＣ単結晶を安定して製造することが可能となる。

本発明のＳｉＣ単結晶の製造方法の実施に利用できる結晶成長装置の１例を図１に示す。図１に示した装置は、温度勾配法による結晶成長に適している。
図示の装置は、原料融液１を収容した、回転可能な黒鉛るつぼ２を備える。融液１には、黒鉛るつぼ２の回転方向とは逆方向に回転可能な種結晶保持治具に取り付けられた種結晶基板３が浸漬されている。黒鉛るつぼ２は断熱材４で包囲され、この断熱材の周囲には高周波誘導加熱用の加熱コイル５が配置されている。そして、以上の要素の全体が水冷チャンバー６に収容されている。水冷チャンバー６は、ガス導入口７とガス排出口８とを備え、結晶成長の雰囲気ガスの組成および圧力を制御することができる。黒鉛るつぼ２の側部背面は二色高温計のような高温計９により直接測温される。高温計９は上下に複数個設置されていて、上下の異なる位置での融液温度を測定することができる。

加熱コイル５による高周波誘導加熱は、黒鉛るつぼの背面温度の測定値をもとに制御される。黒鉛るつぼと加熱コイルとの相対的な位置により、黒鉛るつぼには上下方向には温度勾配が形成されており、コイル巻き間隔、巻き数を制御することで温度勾配の変動が可能である。大きな温度勾配を得る場合には、黒鉛るつぼの低温部を水冷治具により強制的に冷却することが有効である。一般に、黒鉛るつぼの上部が低温部になるように温度勾配を設けると、種結晶基板の引き上げにより単結晶を成長させることができ、有利である。

以下に、本発明の実施例を示す。但し、これらの実施例は本発明の例示を目的とし、本発明を制限する意図はない。本発明の範囲（均等範囲を含む）内において各種の変更が可能であることは言うまでもない。

以下の実施例および比較例では、図１に示したのと同様の装置を用いて、温度勾配法によりバルクＳｉＣ単結晶の成長実験を行った。実験では、非酸化性の雰囲気ガス組成、雰囲気ガス圧力、溶液成長温度を変動因子とした。温度勾配は、黒鉛るつぼの上部が低温部になるように形成した。この低温部と高温部との温度差は40〜100℃の範囲であった。低温部に浸漬される種結晶基板近傍の温度は、成長実験とは別に、予め融液内に熱電対を挿入して成長実験と同じ条件で加熱を行った融液の温度測定を行うことにより求めた。結晶成長装置内の雰囲気ガスは、ガス導入口とガス排出口を利用して調整した。

実験では、高純度黒鉛るつぼにＳｉ又はＳｉと所定の添加金属元素とを仕込み、融液内に所定の温度勾配を形成するように加熱して原料を融解させ、その加熱状態を５時間保持して、黒鉛るつぼからＣを溶解させた。その後、黒鉛製の種結晶保持治具に保持したＳｉＣ種結晶基板 (10 mm×10 mm、6Ｈ−ＳｉＣ (0001) on axis) を融液の低温部 (融液上部) に浸漬した。種結晶基板の浸漬後、所定の時間が経過したところで、種結晶保持治具を上昇させて、種結晶基板を融液から引き上げた。加熱中、融液を収容した黒鉛るつぼと種結晶基板を保持する保持治具は互いに逆方向に回転させた。

その後、黒鉛るつぼを室温まで徐冷し、その上にＳｉＣ単結晶が成長している種結晶基板を保持治具から回収した。種結晶基板は、フッ硝酸にて洗浄を行い、付着している融液の凝固物を除去した。種結晶上に新たに液相成長したＳｉＣ単結晶の断面と表面を光学顕微鏡で観察し、結晶内に閉じ込められた気泡の状況を調べた。この単結晶は透明であるため、焦点を変えて結晶内部の気泡の発生状況を観察することにより、気泡の有無を確実に識別できた。判定は、無気泡であるものを◎、観察視野10 mm×10 mmの領域に一つでも気泡が見つかれば×とした。

雰囲気ガスの粘度ηは、毛管に同組成のガスを流した際の入側と出側のガス圧の差からガス粘度を算出する、毛細型粘度測定法で求めておいた値を用いた。

(実施例１)
黒鉛るつぼ内にはＳｉを充填し、Ｈｅ雰囲気、大気圧下で結晶成長温度（低温部の温度）が1630℃になるように加熱し、Ｓｉを融解させた。黒鉛るつぼの内壁からＣが飽和濃度まで溶解するように、上記加熱を５時間保持した。その後、保持治具に保持された種結晶基板を黒鉛るつぼの低温部の融液中に浸漬し、20時間の浸漬時間が経過した後、保持治具を上昇させて基板を融液から引き上げた。次いで、炉内温度を室温まで冷却し、種晶基板を回収し、気泡の有無を判定した。

(実施例２)
黒鉛るつぼ内にＳｉ_0.77Ｔｉ_0.23なる原料を充填し、結晶成長温度を1675℃とした以外は実施例１と同様にしてＳｉＣ単結晶を製造した。

(実施例３)
雰囲気ガス種をＨｅ(90％)とＮ₂(10％)の混合ガスに変更し、結晶成長温度を1660℃とした以外は実施例２と同様にしてＳｉＣ単結晶を製造した。

(実施例４)
ガス圧力を0.9 MPaに変更し、結晶成長温度を1660℃とした以外は実施例２と同様にしてＳｉＣ単結晶を製造した。

(実施例５)
結晶成長温度を1950℃に変更した以外は実施例２と同様にしてＳｉＣ単結晶を製造した。

（比較例１）
雰囲気ガス種をＨｅからＡｒに変更し、結晶成長温度を1650℃とした以外は実施例１と同様にしてＳｉＣ単結晶を製造した。

（比較例２）
雰囲気ガス種をＨｅからＡｒに変更し、結晶成長温度を1650℃とした以外は実施例２と同様にしてＳｉＣ単結晶を製造した。

（比較例３）
雰囲気ガス種をＨｅ(80％)とＡｒ(20％)の混合ガスに変更し、結晶成長温度を1670℃とした以外は実施例２と同様にしてＳｉＣ単結晶を製造した。

以上の実施例及び比較例で得られたバルクＳｉＣ単結晶の気泡の有無の判定結果を結晶成長の各種条件と一緒に次の表１に示す。また、実施例１並びに比較例１で得られた基板上のＳｉＣ単結晶の断面および表面の光学顕微鏡写真を、それぞれ図２(a)及び(b)並びに図３(a)及び(b)に示す。これらの図からわかるように、気泡の有無は、断面及び表面のいずれの顕微鏡写真からも確実に判定できる。

実施例１〜５及び比較例１〜３の結果からわかるように、用いる融液種、ガス種、ガス圧力に関係なく、本発明に従ってガス粘度ηを制御することによって、結晶内に閉じ込められる気泡を解消して、単結晶の無気泡化が可能となる。これはガス粘度が低いと、融液内で発生した気泡がＳｉＣ結晶成長界面に留まりにくくなったためと考えられる。

実施例４の結果から、加圧条件下でも結晶内に閉じ込められる気泡の無気泡化が可能である。これはガス粘度が大気圧 (0.1 MPa)と1 MPa程度の加圧下ではほとんど差異がないためと考えられる。加圧条件下でも気泡の無気泡化は可能であるが、加圧することで装置が大がかりになり、工業的生産には不利になる。

実施例５の結果から、結晶成長温度が高くても結晶内に閉じ込められる気泡の無気泡化が可能であり、ＳｉＣ結晶成長の高速化が期待できる。
実施例１〜５及び比較例１〜３において製造されたＳｉＣ単結晶は、いずれも基板と同じ6Ｈ-ＳｉＣ単結晶であった。成長温度は2000℃以下であり、成長炉の劣化が少ないので設備上の問題が少なく、また融液の蒸発などの問題がほとんど生じない比較的低温で、結晶内に閉じ込められる気泡の無気泡化が可能であった。

溶液成長法に利用できる結晶成長装置の一例を示す説明図である。 図２(a)及び(b)は、それぞれ実施例１で生成したＳｉＣ単結晶の断面及び表面を示す光学顕微鏡写真である。 図３(a)及び(b)は、それぞれ比較例１で生成したＳｉＣ単結晶の断面及び表面を示す光学顕微鏡写真である。

符号の説明

１：融液、２：黒鉛るつぼ、３：種結晶基板、４：断熱材、５：加熱コイル、６：水冷チャンバー、７：ガス導入口、８：ガス排出口、９：高温計

Claims (3)

1. Ｓｉ及びＣ、又はＳｉ、Ｃ及びＭ（Ｍ：Ｔｉ，Ｆｅ，Ｍｎ及びＣｏのいずれか１種以上）を含む、ＳｉＣが溶解した融液中に炭化珪素の種結晶基板を浸漬し、少なくとも種結晶基板周辺における溶液過冷却により種結晶基板上に炭化珪素単結晶を成長させる方法であって、単結晶成長時の雰囲気ガスが、単結晶成長温度での粘度ηが η≦750μP (μP：マイクロポアズ) を満たす非酸化性ガスであることを特徴とする、炭化珪素単結晶の製造方法。
2. 雰囲気ガスの圧力が大気圧又は加圧条件に設定されている、請求項１記載の炭化珪素単結晶の製造方法。
3. 結晶成長温度が2000℃以下かつ前記融液の液相線温度以上である、請求項１又は２記載の炭化珪素単結晶の製造方法。