JP2011219296A - 炭化珪素単結晶ウェハ - Google Patents

Abstract

【課題】ウェハの反り量が小さく、かつ、ウェハ面内の結晶方位が揃っており、デバイス作製用ウェハとして適用した場合に高いデバイス性能とデバイス歩留りを実現できるSiC単結晶ウェハの提供。
【解決手段】口径１００ｍｍ以上の炭化珪素単結晶ウェハ１２であって、ウェハ面内における高低差で表される反り量が、口径１００ｍｍのウェハ換算比（反り量／ウェハ口径）で６０μｍ／１００ｍｍ以下であり、かつ、ウェハ中心における＜０００１＞結晶方位に対して、ウェハ直径上の４つの測定点ａ_１，ａ_２，ａ_１’，ａ_２’での＜０００１＞結晶方位のずれが、いずれも±１０００秒以内である炭化珪素単結晶ウェハである。４つの測定点は、全てウェハ１２の直径Ｌ_１上に存在し、このうち２点ａ_１，ａ_１’はウェハ外周からウェハ中心に向かって２ｍｍ内側の位置、残りの２点ａ_２，ａ_２’は前記外周部の２点ａ_１，ａ_１’と中心ａ_０とを結んだ線分の中点に位置する。
【選択図】図１

Description

本発明は、反りが小さく、かつ、結晶品質の高い炭化珪素単結晶ウェハに関するものである。

炭化珪素（SiC）は、２．２〜３．３ｅＶの広い禁制帯幅を有するワイドバンドギャップ半導体であり、その優れた物理的、化学的特性から、耐環境性半導体材料として研究開発が行われている。特に近年は、青色から紫外にかけての短波長光デバイス、高周波電子デバイス、高耐圧・高出力電子デバイス向けの材料としてSiCが注目されており、研究開発は盛んになっている。ところが、SiCは、良質な大口径単結晶の製造が難しいとされており、これまでSiCデバイスの実用化を妨げてきた。

従来、研究室程度の規模では、例えば昇華再結晶法（レーリー法）で半導体素子の作製が可能なサイズのSiC単結晶を得ていた。しかしながら、この方法では得られる単結晶の面積が小さく、その寸法、形状、さらには結晶多形（ポリタイプ）や不純物キャリア濃度の制御も容易ではない。一方、化学気相成長（Chemical Vapor Deposition：CVD）を用いて珪素（Si）等の異種基板上にヘテロエピタキシャル成長させることにより、立方晶のSiC単結晶を成長させることも行われている。この方法では大面積の単結晶は得られるが、SiCとSiの格子不整合が約２０％もあることなどにより、多くの欠陥（〜10⁷/cm²）を含むSiC単結晶しか成長させることができず、高品質のSiC単結晶は得られていない。そこで、これらの問題点を解決するために、SiC単結晶ウェハを種結晶として用いて昇華再結晶を行う改良型のレーリー法が提案されている（非特許文献１）。この改良レーリー法を用いれば、SiC単結晶の結晶多形（6H型、4H型、15R型等）や、形状、キャリア型、及び濃度を制御しながらSiC単結晶を成長させることができる。

現在、改良レーリー法で作製したSiC単結晶から、口径５１ｍｍ（２インチ）から１００ｍｍのSiC単結晶ウェハが切り出され、電力エレクトロニクス分野等のデバイス作製に供されている。更には１５０ｍｍウェハも開発中と報告されており、１００ｍｍ又は１５０ｍｍウェハを用いたデバイスの本格的な商業生産の実現が期待されている。こうした状況にあって、ウェハの反りと面方位の精度は近年非常に重要視されるようになってきている。

反りの大きなウェハは、リソグラフプロセスでの焦点ずれや、エピタキシャル成長プロセス中の裏面への原料ガス回り込み等の問題を引き起こす。また、そもそもウェハの搬送などのハンドリングの障害ともなり得る他、チャックによる破損の危険性も考慮しなければならない。

一方、ウェハ内部の基底面に曲げが生じて、ウェハ面内の結晶方位がずれていると、エピタキシャル成長プロセスにおけるステップフロー異常などの問題を引き起こし、デバイス特性に大きな影響を与えてしまう。このウェハ面内での結晶方位のずれはモザイク性とも言われ、SiC単結晶ウェハが微小に方位の異なる多数のドメインから形成されることに起因する。しかも、これらドメインの境界は結晶学的に不整合な界面となっており、一般に高密度の転位欠陥が存在することから（この領域は小傾角粒界と呼ばれる）、エピタキシャル薄膜を成長した場合に、薄膜の品質を落とす原因にもつながる。

そこで、ウェハの反り量を減らす手段として、例えば、以下のような方法が検討されている。特許文献１には、SiC単結晶インゴットから切り出されたウェハを１３００℃以上２０００℃以下の温度で焼鈍（アニール）処理することで、インゴットの研削や切断による加工残留応力を取り除いて、ウェハの反り量を低減する技術が報告されている。また、特許文献２には、SiC単結晶のインゴット又はウェハを、炭素及び水素を含む非腐食性ガス雰囲気、又は、これらの非腐食性ガスにアルゴンやヘリウムを混合した雰囲気にて、２０００℃超２８００℃以下の温度で焼鈍することで、インゴットやウェハの内部応力を緩和して、インゴットの加工時やウェハのデバイスプロセスにおける割れやクラックを防ぐ技術が報告されている。更に、特許文献３には、SiC単結晶インゴットから切り出されたウェハを、１０ＭＰａ以上０．５ＭＰａ以下で加圧しながら８００℃以上２４００℃で加熱処理することで、ウェハの曲率半径を３５ｍ以上にする技術が報告されている。

一方で、特許文献４には、種結晶を用いた昇華再結晶法において、SiC単結晶を成長させ、これから種結晶を切り出して再度結晶成長を行い、これを何度か繰り返して、成長結晶の形状を成長方向に対して凸状となるようにすることで、モザイク性の小さなSiC単結晶ウェハを得る技術が報告されている。この技術は、小傾角粒界が成長表面に垂直に伝播する性質を利用するものであり、成長結晶を成長方向に対して凸状となるようにすることで、小傾角粒界を成長結晶の周辺部に移動させて、中央部に小傾角粒界密度の低い領域を形成するようにしたものである。

一般に、改良レーリー法では、成長結晶の原料となるSiC結晶粉末側より種結晶側の方が低温になるように、結晶成長方向に温度勾配を形成して結晶成長させていくが、成長する単結晶の成長面の形状は、成長面近傍の温度分布を制御することで決めることができる。すなわち、成長面は等温面に沿って形成されていくため、例えば特許文献４のように、成長結晶の形状を成長方向に対して凸状となるようにするためには、成長結晶外周部における成長表面の温度ｔ_Pと、この点と種結晶からの距離が等しいインゴット中心部の温度ｔ_Cとの差（Δｔ＝ｔ_P−ｔ_C）が正となるように、成長空間内において、成長方向に向かって適度な凸形状の等温線を形成する必要がある。このような等温線を形成しながら結晶成長させることは、多結晶の発生を制御すると同時に、目的とするポリタイプを安定成長させて、良質な単一ポリタイプのSiC単結晶インゴットを製造する目的からも重要であることが分っている。

ところが、成長方向と垂直な平面内の温度差Δｔは、これによって成長させた単結晶に応力を形成することになる。このような成長結晶の内部応力は、剛性の高いバルク結晶では、その形状を変形させるまでには至らないが、ウェハに加工した途端、剛性の低下に伴って内部応力が解放され、ウェハの反りとなって現れる。そのため、上記特許文献１及び３のように、ウェハに加工した後に、焼鈍処理を行って結晶内部の残留応力を軽減させたとしても、口径１００ｍｍ以上のウェハの反り量を低減させるには効果は不十分である。ましてや特許文献３のように、加圧により外部から応力を受けた状態でウェハを熱処理すると、熱処理中に転位などの新たな結晶欠陥が発生するおそれもある。これに対して、特許文献２に記載されるように、SiC単結晶インゴットの状態で焼鈍処理することは、成長結晶の内部応力を軽減させる点で有効である。

しかしながら、特許文献２の方法では、その実施例の内容からも明らかなように、インゴットに生じるクラックや、ウェハに加工した際の割れを防ぐ程度に内部応力は軽減されるが、ウェハの反り量が所定の値まで低減したことを確認することはできない。また、インゴットに対して外部から２０００℃を超える熱負荷を掛けてインゴット内部の原子の再配置を行わせることは、昇温及び冷却過程を含めて、新たな温度分布を形成するものであり、温度不均衡によって結晶内部に強い応力場を生み出すことにも成りかねない。

特開２００４−１３１３２８号公報 特開２００６−２９０７０５号公報 特開２００５−９３５１９号公報 特開２００１−２９４４９９号公報

Yu. M. Tairov and V. F. Tsvetkov, Journal of Crystal Growth, vols.52 (1981) pp.146-150

上述したように、成長結晶の内部応力は、ウェハの反りにつながるものである。また、バルクの状態からウェハに加工した際の内部応力の解放は、ウェハの反りを増大させることになる。このように、反りの大きなウェハでは、
デバイス作製工程におけるリソグラフプロセスで正しく焦点を結ぶことができず、１枚のウェハから得られる良好なデバイスの歩留まりが低くなるという問題が生じる。

そのため、上述のように、インゴットの状態で焼鈍処理して内部応力を低減する方法等が実施されて、ウェハの反りを小さくすることが行われているが、単にウェハの反りを小さくするというだけの条件で焼鈍処理して得られたウェハではデバイスの歩留まりが向上しなかったり、良好なエピタキシャル薄膜が該ウェハ上に形成できなかったりするということが分かってきた。ウェハの口径が１００ｍｍ未満の小さい時には、単に反りを小さくするだけで良かったが、ウェハの口径が１００ｍｍ以上になってくると、前記問題が顕在化してきた。

本発明は、上記のような課題を解決すべく行われたものであり、ウェハの反り量が小さく、かつ、ウェハ面内の結晶方位が揃ったSiC単結晶ウェハを提供することを目的とする。

本発明者等は、上述のような問題を解決すべく、SiC単結晶インゴット中の原子再配置を図りながら、内部応力の除去と、その際に生じる新たな温度分布の最適化を目指して検討した結果、驚くべきことに、切り出したウェハの反り量を所定の値まで低減すると同時に、ウェハ面内における結晶方位を目的のレベルまで揃えたSiC単結晶ウェハとすることで、上記問題を解決できることを見出し、本発明を完成するに至った。即ち、本発明者らは、ウェハの反りを小さくにしても、ウェハ面内における結晶方位がずれていると、デバイス歩留まりが低くかったり、良好なエピタキシャル薄膜が該ウェハ上に形成できなかったりするということを見出し、本発明を完成するに至ったのである。

すなわち、本発明は、以下の構成からなるものである。
（１）口径１００ｍｍ以上の炭化珪素単結晶ウェハであって、
ウェハ面内における高低差で表される反り量が、口径１００ｍｍのウェハ換算比（反り量／ウェハ口径）で６０μｍ／１００ｍｍ以下であり、かつ、
ウェハ中心における＜０００１＞結晶方位に対して、以下の４つの測定点での＜０００１＞結晶方位のずれが、いずれも±１０００秒以内であることを特徴とする炭化珪素単結晶ウェハ。
測定点ａ₁ ：ウェハ外周からウェハ中心に向かって２ｍｍ内側の位置
測定点ａ₂ ：測定点ａ₁とウェハ中心とを結んだ線分の中点にあたる位置
測定点ａ₁'：ウェハ直径上にあって、ウェハ中心をはさんで測定点ａ₁と左右対称になる位置
測定点ａ₂'：ウェハ直径上にあって、ウェハ中心をはさんで測定点ａ₂と左右対称になる位置
（２）ウェハ中心での＜０００１＞結晶方位を基準にした前記４つの測定点での＜０００１＞結晶方位のずれを、ウェハ中心から各測定点までの距離に基づきプロットし、得られたグラフの線形近似式の傾きから求めた平均ピークシフト値が、２０秒／ｍｍ以下である（１）に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（３）反り量に関する換算比（反り量／ウェハ口径）が４０μｍ／１００ｍｍ以下である（１）又は（２）に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（４）種結晶を用いた昇華再結晶法により得られた炭化珪素単結晶インゴットから切り出されたものである（１）〜（３）のいずれかに記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（５）４°オフウェハの転位に相当するエッチピットの密度が５．０×１０⁴ｃｍ^-2以下である（１）〜（４）のいずれかに記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（６）エッジ除外領域を除いたウェハ面内が単一のポリタイプで構成される（１）〜（５）のいずれかに記載の炭化珪素単結晶ウェハ。

本発明のSiC単結晶ウェハは、反り量が小さく、かつ、ウェハ面内の結晶方位が揃っているため、電力エレクトロニクス分野のデバイス作製等において、高い歩留りと共に良好なデバイス特性を実現することができる。例えば、リソグラフプロセスで正しく焦点を結ぶことができ、また、エピタキシャル成長プロセス中でのウェハ裏面への原料ガス回り込み等の問題を防止したり、ステップフロー成長したエピタキシャル薄膜を得ることができる。特に、本発明では、このような品質のSiC単結晶ウェハを口径１００ｍｍ以上の大口径ウェハで実現しているため、その実用性は極めて高いものである。

図１は、口径１００ｍｍウェハにおいて、＜０００１＞結晶方位のずれを測定した測定点ａ₀、ａ₁、ａ₂、ａ₁'、ａ₂'の一例を示す平面説明図である。 図２は、Ｘ線回折装置を用いて、測定点ａ₀、ａ₁、ａ₂、ａ₁'、ａ₂'の＜０００１＞結晶方位のずれを測定する手順を示す模式図である。 図３は、口径１００ｍｍウェハの転位密度を測定した箇所を示す平面説明図である。 図４は、口径１２５ｍｍウェハの転位密度を測定した箇所を示す平面説明図である。 図５は、口径１２５ｍｍウェハにおいて、＜０００１＞結晶方位のずれを測定した測定点ａ₀、ａ₁、ａ₂、ａ₁'、ａ₂'の一例を示す平面説明図である。 図６は、SiC単結晶インゴットを製造するのに用いた単結晶製造装置の一例を示す構成図である。

先ず、本発明におけるSiC単結晶ウェハは、口径１００ｍｍ以上であって、その反り量は、口径１００ｍｍのウェハ換算比（反り量／ウェハ口径）で６０μｍ／１００ｍｍ以下、好ましくは４０μｍ／１００ｍｍ以下、より好ましくは２０μｍ／１００ｍｍ以下である。ウェハの反り量は、ウェハ面内における高低差で表され、その測定にはいくつかの方法が存在するが、本発明では、光学干渉計を用いて測定した値を言うものとする。光学干渉計は、一般に、コヒーレントな光をウェハ表面に照射して反射させ、ウェハ面内の高さの差を反射光の位相のずれとして観測するものである。この光学干渉計を用いて、基準平面上に拘束力なしで置かれた、周辺部から２ｍｍの領域を除いたSiC単結晶ウェハ面内の、基準平面と垂直方向の高さを測定し、高さの最高点と最低点の差を反り量とする。なお、本発明では、反り量を表す際に口径１００ｍｍのウェハ換算比を用いており、本発明のSiC単結晶ウェハは、６０μｍ／１００ｍｍ以下の反り量である必要があるが、これは、例えば口径１２５ｍｍウェハの場合に、７５μｍ／１２５ｍｍ以下の反り量であることを表す。

また、本発明におけるSiC単結晶ウェハは、ウェハ中心における＜０００１＞結晶方位に対して、次の４つの測定点での＜０００１＞結晶方位のずれが、いずれも±１０００秒以内、好ましくは±５００秒以内、より好ましくは±２５０秒以内である必要がある。
測定点ａ₁ ：ウェハ外周からウェハ中心に向かって２ｍｍ内側の位置
測定点ａ₂ ：測定点ａ₁とウェハ中心とを結んだ線分の中点にあたる位置
測定点ａ₁'：ウェハ直径上にあって、ウェハ中心をはさんで測定点ａ₁と左右対称になる位置
測定点ａ₂'：ウェハ直径上にあって、ウェハ中心をはさんで測定点ａ₂と左右対称になる位置

４つの測定点は、全てウェハの直径上に存在し、口径１００ｍｍのウェハでは、例えば図１に示すように、ウェハ中心をａ₀で表せば、測定点ａ₁、ａ₂、ａ₁'及びａ₂'は、２４ｍｍ間隔でウェハ直径Ｌ₁の上に並ぶことになる。そして、本発明のSiC単結晶ウェハにおける面内での結晶方位の揃いについては、ウェハ中心ａ₀での＜０００１＞結晶方位を基準にして、測定点ａ₁、ａ₂、ａ₁'及びａ₂'での＜０００１＞結晶方位がどれだけ揃っているか、すなわち、ウェハ中心ａ₀と測定点ａ₁の２点間での＜０００１＞結晶方位のずれが±１０００秒以内であるかどうかの基準で判断し、これを測定点ａ₂、ａ₁'及びａ₂'について同様に判断して、いずれも基準を満たした場合のウェハ面内における結晶方位の揃いを特定したものであり、ウェハの直径方向で結晶方位のずれを確認すれば、改良レーリー法で作製したSiC単結晶インゴットから切り出されたウェハの面方位の揃いを正しく評価することができ、ウェハ中心を含めて、ウェハの外周（エッジ）から中心方向に２ｍｍの位置の測定点（ａ₁、ａ₁'）、及び、これらとウェハ中心との中点（ａ₂、ａ₂'）を測定すれば、実用性を考慮してウェハ面内の全体的な評価が可能である。望ましくは、ウェハ直径Ｌ₁とは別に、上記と同様の４つの測定点の評価を他のウェハ直径Ｌ₂で行うようにするのが良く、その際、直径Ｌ₁と直径Ｌ₂とが直交するようにすれば、上記のような評価がより一層確実なものとなるが、ひとつの直径で測定しても、十分に信頼性のある評価ができる。

このような結晶方位の揃いを評価するにあたり、その具体的な測定方法については特に制限されるものではないが、好適には次のような測定方法が挙げられる。先ず、Ｘ線照射、検出系の２θ軸を、測定点（ａ₀、ａ₁又はａ₂）に対して、０００４反射の条件で固定し、ウェハの測定点の並ぶ直径方向と垂直、かつウェハの（０００１）面と平行なΩ軸でウェハを回転させて得られるロッキングカーブを各測定点で取得する。このとき、ウェハの中心ａ₀において回折Ｘ線の強度が最大になるΩ軸の回転角度を０とし、測定点ａ₂又はａ₃おいて、回折Ｘ線の強度が最大となる角度をそれぞれΩ₂、Ω₃とする。こうして求めた回転角度Ωは、測定点での＜０００１＞結晶方位が、ウェハ中心ａ₀における＜０００１＞結晶方位からどれだけずれているのかを表す。理想的な（０００１）ｃ面を有したウェハでは、理論上、Ω軸の回転角度はウェハ全面でゼロである。

上記測定方法について、図面を用いて説明すると、図２（ｂ１）に示すように、ウェハ中心ａ₀を通るウェハ表面の法線ｐを含んだ面内において（この面を面Ｐと呼ぶ。面Ｐは、ウェハ表面と垂直に交わり、ウェハ中心ａ₀を通る面とも言い表せる）、SiC単結晶ウェハ１２の中心ａ₀にＸ線を照射して＜０００１＞相当面反射の位置関係となるように、Ｘ線照射機器１３、及びＸ線検出機器１４をセットする（入射角をθ₁、反射角θ₂とする）。次に、面Ｐの面内にあって、ウェハ表面と平行であり、かつ、ウェハの厚み方向の中心を通る軸ｈでウェハを回転させながらＸ線回折データを測定し、回折Ｘ線の強度が最大になる傾きを探す。オフ角度０°、かつ理想的な（０００１）ｃ面を有したウェハでは、理論上、θ₁＝θ₂であり、軸ｈの傾きはゼロである。SiC単結晶ウェハがオフ角を有する場合は、オフ角度を考慮して、Ｘ線照射機器１３、及びＸ線検出機器１４が（０００１）軸に対して対称であり、かつ（０００１）が面Ｐと平行となる位置関係にする。そして、この回折Ｘ線の強度が最大になる位置で、ウェハの表面と平行であって、ウェハの厚み方向の中心を通り、かつ、回転軸ｈと直交する軸を、軸Ｘ₀と決める。図２（ｂ２）は、軸Ｘ₀を決めた状態を図２（ｂ１）の側面方向（図中の矢印方向）から眺めたものであり、以下ではこの軸Ｘ₀を基準にし、この軸Ｘ₀を回転角度Ω₀＝０とする。なお、この図２（ｂ１）は、図２（ａ）に記した平面図のＩ−Ｉ断面方向から見たものである。

次に、入反射角θ₁、θ₂を固定した状態で、尚且つ、Ｘ線照射機器２及びＸ線検出機器３と、ウェハ１２との距離（高さ）を維持したまま、軸ｈと直交する方向にウェハ１２を相対的に平行移動させて、測定点ａ₂にＸ線を入反射させ、測定点ａ₂において、回折Ｘ線の強度が最大になるように、平行移動した軸ｈを回転軸としてウェハ１２を回転させる。そして、強度が最大になる位置において、ウェハの表面と平行であって、ウェハの厚み方向の中心を通り、かつ、回転軸ｈと直交する軸を、この測定点ａ₂における軸Ｘ₂とし、図２（ｃ）に示すように、この軸Ｘ₂と先に決めた軸Ｘ₀とがなす角度を、測定点ａ₂における回転角度Ω₂とする。こうして求めた回転角度Ω₂は、測定点ａ₂での＜０００１＞結晶方位が、ウェハ中心ａ₀における＜０００１＞結晶方位からどれだけずれているのかを表す。同様にして、測定点ａ₁、ａ₂'、ａ₁'についても、それぞれの軸Ｘ₁、Ｘ₂'、Ｘ₁'を決めて、軸Ｘ₀とのなす角から、それぞれの回転角度Ω₁、Ω₂'、Ω₁'を求めるようにする。なお、これらの回転角度Ω₁、Ω₂、Ω₂'、Ω₁'は、ウェハ中心ａ₀での回転角度Ω₀を基準にしたシフト量（正又は負）である。

こうしてウェハ直径方向を測定していけば、各測定点における＜０００１＞結晶方位が、ウェハ中心ａ₀における＜０００１＞結晶方位に対してどれだけずれているのかを評価することができる。すなわち、このようにＸ線回折装置を用いて、ウェハ中心における＜０００１＞相当面の回折ピーク位置を基準に、ウェハ直径方向にスライドしながら、＜０００１＞相当面の回折ピーク位置をウェハ回転角度Ωで検出していけば、ウェハ直径方向での回転角度のシフトは、ウェハ直径方向に見たSiC単結晶ウェハの基底面の曲げを直接反映するものであって、例えば、ウェハ全面におけるＸ線ロッキングカーブの半値幅（FWHM）から結晶のモザイク性を評価する手法に比べて、基底面の曲げの程度をより正しく評価することができる。そして、本発明のSiC単結晶ウェハは、このような評価に基づき面方位を特定したものであり、上記によって求める回転角度Ω₁、Ω₂、Ω₂'、Ω₁'が、いずれも±１０００秒以内、好ましくは±５００秒以内、より好ましくは±２５０秒以内である。シフト量が±１０００秒以下であれば、良質なデバイスの作製が可能になり、シフト量が±５００秒以下であれば、デバイスの製造歩留り向上が期待でき、シフト量が±２５０秒以下であれば、基底面の曲げは実質的に無視できるレベルであると言うことができる。なお、下記で説明する実施例では、この方法によりSiC単結晶ウェハの面方位の揃いについて評価した。

また、ウェハ中心ａ₀での＜０００１＞結晶方位を基準にした、測定点ａ₁、ａ₂、ａ₁'、ａ₂'での＜０００１＞結晶方位のずれを、ウェハ中心ａ₀から各測定点までの距離に基づきプロットし、得られたグラフの線形近似式の傾きから平均ピークシフト値を求めて、ウェハ直径方向における基底面の曲げを評価することもできる。すなわち、ウェハ中心を含めた各測定点におけるΩ₀、Ω₁、Ω₂、Ω₂'、Ω₁'と、測定位置（中心からの距離）とをグラフにプロットし、線形近似したときの傾きから平均ピークシフト値（秒/mm）を求め、この平均ピークシフト値が２０秒／ｍｍ以下であれば、ウェハ面内の結晶方位が揃ったSiC単結晶ウェハであると言うことができ、好ましくは１０秒／ｍｍ以下であり、より好ましくは５秒／ｍｍ以下であるのが良い。なお、本発明において、ウェハとは、炭化珪素単結晶インゴットをスライスして作製した円盤状の板を意味し、炭化珪素単結晶インゴットを１ｍｍ以下の厚さにスライスされたものである。通常は、０．３ｍｍ〜１．０ｍｍの厚さであり、例えば、厚さ０．２５５ｍｍ、厚さ０．４７５ｍｍ、厚さ０．７７５ｍｍ等の例がある。

本発明のように、ウェハの反り量が小さく、かつ、ウェハ面内の結晶方位が揃ったSiC単結晶ウェハは、改良レーリー法をはじめ、公知の結晶育成方法で製造されたSiC単結晶インゴットから切り出して得ることができるが、その際、インゴット中の原子再配置を行いながら内部応力を除去し、尚且つ、新たに生じるインゴット中の温度分布の最適化を図り、応力場の形成を可及的に防ぐ必要がある。以下に、本発明で採用した内部応力の除去方法を詳しく説明するが、本発明のSiC単結晶ウェハを得る手段については、これに限定されるものではない。

先ず、改良レーリー法に従い、種結晶を用いた昇華再結晶法により得られた炭化珪素単結晶インゴットを焼鈍熱処理（アニール処理）するが、この際、好ましくはアニール温度を２３００℃以上２８００℃以下、より好ましくは２４５０℃以上、２８００℃以下で行うようにするのが良い。２３００℃以下の温度では、単結晶を構成する原子の再配置が活発ではないので、応力が十分に除去されないおそれがある。反対に、２８００℃を超える温度では、SiC単結晶の昇華分解やＳｉ成分の溶解が著しくなり、生産性に問題が生じるまでにインゴットが小さくなる、あるいは新たな欠陥が発生するなどのおそれがある。

上記アニール処理温度でのインゴットの保定時間については、インゴットの口径や大きさ等によっても異なるが、例えば口径１００ｍｍ、高さ３０ｍｍ程度のインゴットであれば、アニール温度で５時間以上保持するようにするのが良く、好ましくは８時間以上である。保持時間が５時間未満では、内部応力を除去する効果が不十分になるおそれがある。保持時間が２４時間を超えても、その効果は飽和するため経済的ではない。なお、アニール処理に使用する装置については、例えば抵抗加熱炉、誘導加熱炉など一般的な加熱設備を使うことができる。

ところで、アニール処理にあたり、インゴット中の原子再配置が起きるのは１８５０℃以上の温度であると考えられる。そのため、１８５０℃からアニール温度までの昇温過程と、アニール温度から１８５０℃までの降温過程では、インゴット内に新たな応力場が形成される可能性がある。そこで、２３００℃以上２８００℃以下のアニール温度でアニール処理するに際し、好ましくは、１８５０℃からアニール温度までの平均昇温速度、及びアニール温度から１８５０℃までの平均冷却速度をいずれも１５０℃／時間以下、より好ましくはいずれも１００℃／時間以下で行うようにするのが良い。現時点で、この理由について十分な解明がなされている訳ではないが、昇温過程と降温過程で、それぞれ平均速度が１５０℃／時間を超えると、インゴット内に急激な温度変化や不均一な温度分布が生じるおそれがあり、これによって形成される応力が、ウェハの反りやウェハ面内の面方位の不揃いを引き起こす要因になると考えられる。

また、SiC単結晶は、原子の拡散距離が高温でも比較的小さいため、転位がインゴットの表面まで移動して消滅することは極めて起こりにくい。そのため、一度発生した転位は、距離の近い転位どうしが合体して消滅しない限り、基本的にはインゴット内に残留する。従って、アニール中の単結晶インゴットの均熱性に注意を払うとともに、昇温、降温過程における温度不均衡を極力避けながら、新たな内部応力を発生させることなくアニール処理を行うことは、転位密度の小さいウェハを得る上でも重要である。なお、１８５０℃からアニール温度までの平均昇温速度と、アニール温度から１８５０℃までの平均冷却速度に特段の下限はないが、これらの昇温過程と降温過程ともに、２４時間以上かけるような条件は経済的ではない。また、SiCの原子移動は１８５０℃より低い温度では、ほぼ無視できるレベルであるため、室温と１８５０℃との間での温度変化（平均速度）については特に制限はないが、熱衝撃によるインゴットの破壊を防ぐために、昇温、降温過程ともに、６００℃／時間よりも小さな速度で温度変化させることが望ましい。

また、アニール処理時の圧力雰囲気については、０．０５ＭＰａ以上であるのが良く、好ましくは０．０９ＭＰａ以上とすることで、SiC単結晶の昇華分解を抑制しながら、高温でのアニール処理が行えるようになる。アニール処理のガス雰囲気については、一般的なＡｒガス等を使用することができるが、雰囲気ガス中にプロパンなどの炭素原子含有ガス、又は窒素ガスなどの窒素原子含有ガスを混合することで、SiCの昇華分解反応の平衡状態を変化させて昇華を抑制することができるため、SiC単結晶を分解させずにアニール処理を行う上で好適である。詳しくは、アニール処理の雰囲気が、炭素原子を１０atomic％以上含んだ炭素原子含有ガス雰囲気であるのが良く、或いは窒素原子を１０atomic％以上含んだ窒素原子含有ガス雰囲気であるのが良い。

アニール中には、結晶を構成する原子が内部応力を緩和する方向に再配置するため、転位の発生を無くすことは事実上困難であるが、アニール処理により発生する転位は、インゴットの成長中に発生した転位とはバーガースベクトルが逆方向となると考えられる。従って、もともとインゴットの結晶中に存在していた転位と、アニール処理で発生する転位の一部は合体して消滅するため、上述した条件でのアニール処理により、転位が大幅に増加することはなく、アズグローン結晶と同等の転位密度をアニール処理後も維持することができる。

アニール処理は、ウェハサイズに切断した後ではなく、インゴット又はバルク結晶（インゴットを分割した結晶塊や、インゴットの表面や端面の一部を除去加工した結晶塊等）の状態で行う必要がある。なぜならば、薄いウェハに加工して内部応力がある程度緩和し、すでに反っている状態の結晶をアニール処理しても、内部応力を除去する意味では不十分である。また、ウェハをアニール処理すると、その後に研削や研磨したとしても、取り除けない程に表面に分解層が生成してしまうおそれもある。バルク結晶をアニール処理することで、表面に生成される多少の分解層は加工しろとして除去することができ、また、バルクの状態でアニール処理する方がアニール処理工程の生産性も高い。SiC単結晶インゴットをアニール処理する際、必ずしもアズグローンインゴットの状態でアニール処理する必要はなく、多少の機械加工を加えた後でも構わないが、最終製品にするφ１００ｍｍ規格ウェハの場合を例にすると、少なくともアニール処理するインゴットの厚さは６００μｍ以上、好ましくは１ｍｍ以上であり、口径は１０２ｍｍ以上、好ましくは１０３ｍｍ以上のサイズを有するバルク結晶でアニール処理するのが良い。

また、種結晶を用いた昇華再結晶法によりSiC単結晶インゴットを成長させる際、成長表面へのコンタミネーション防止の観点から、成長面が鉛直方向下向きになるように種結晶を配置して成長を行うのが一般的であるが、このようにして得たSiC単結晶インゴットをアニール処理するに当たって、好ましくは、種結晶から切り出した切断面、又は坩堝の蓋から切り出した切断面を鉛直方向下向きにして載置し、アニール処理を行うのが良い。このようにしてインゴットをアニール処理することで、結晶成長中に形成された自重による内部応力を、アニール中に解放させる効果があるものと考えられる。

アニール処理したSiC単結晶インゴット又はバルクのSiC単結晶から、SiC単結晶ウェハを得る際には、公知のウェハ加工技術や研磨手法等を採用することができる。上述したように、アニール温度の他、１８５０℃とアニール温度との間での昇温、降温速度を所定の条件に設定してアニール処理することで、成長結晶中の内部応力を適切に除去して、ウェハに加工した際の反り量が低減され、かつ、ウェハ面内の面方位を揃えることができるため、特別な加工条件は必要にならないが、ウェハへの加工や研磨によって新たな欠陥等が形成されないように留意するのが望ましい。

本発明におけるSiC単結晶ウェハの口径は、特に制限されるものではないが、ウェハの反りや面方位のずれは、ウェハ口径が大きくなるにつれて問題が顕著になるため、口径が１００ｍｍ以上の大口径ウェハに好適である。具体的には、下記実施例で説明するように、口径１００ｍｍ、及び口径１２５ｍｍのウェハで、反り量が小さく、かつ、ウェハ面内の結晶方位が揃ったSiC単結晶ウェハを実現しており、これらの反り量に関するウェハ口径換算比や、結晶方位の揃いに関する平均ピークシフト値から見積もれば、少なくとも口径１５０ｍｍまで、更には口径２００ｍｍまでは、本発明におけるSiC単結晶ウェハの実現は可能であると考えられる。また、SiC単結晶ウェハの厚みに関しては、１ｍｍ以下の範囲でデバイス作製等を考慮して適宜設計することができる。

また、本発明では、SiC単結晶インゴットを成長させた後の所定のアニール処理により、ウェハの反り量低減や面方位の揃いを実現するため、単一ポリタイプの形成や、低い転位密度のインゴットの製造が可能であり、例えば良質なデバイス作製に必要とされる、４°オフウェハの転位に相当するエッチピットの密度が５．０×１０⁴ｃｍ^-2以下、より好適には２．０×１０⁴ｃｍ^-2以下のSiC単結晶ウェハを得ることも可能である。

以下、実施例及び比較例に基づき、本発明を具体的に説明する。
図６は、本発明の実施例、及び比較例に係るSiC単結晶ウェハを作製するためのSiC単結晶インゴットの製造に用いた、改良型レーリー法による単結晶成長の装置である。結晶成長は、昇華原料２を誘導加熱により昇華させ、種結晶１上に再結晶させることにより行われる。種結晶１は、黒鉛蓋４の内面に取り付けられており、昇華原料２は黒鉛坩堝３の内部に充填される。この黒鉛坩堝３、及び黒鉛蓋４は、熱シールドのために断熱材７で被膜され、二重石英管５内部の黒鉛支持棒６の上に設置される。石英管５の内部を、真空排気装置１１を用いて１．０×１０^-4Ｐａ未満まで真空排気した後、純度９９．９９９９％以上の高純度Ａｒガスを、配管９を介してマスフローコントローラ１０で制御しながら流入させ、石英管内圧力を８０ｋＰａに保ちながらワークコイル８に高周波電流を流し、黒鉛坩堝下部を目標温度である２４００℃まで上昇させる。窒素ガス(Ｎ₂)も同様に、配管９を介してマスフローコントローラ１０で制御しながら流入させ、雰囲気ガス中の窒素分圧を制御して、SiC結晶中に取り込まれる窒素元素の濃度を調整した。坩堝温度の計測は、坩堝上部及び下部の黒鉛製フェルト７に直径２〜１５ｍｍの光路を設けて二色温度計により行う。坩堝上部温度を種結晶温度、坩堝下部温度を原料温度とした。その後、石英管内圧力を成長圧力である０．８ｋＰａ〜３．９ｋＰａまで約１５分かけて減圧し、この状態を６０〜８０時間維持して結晶成長を実施した。

［口径１００ｍｍウェハ作製用のSiC単結晶インゴット（Ａ種）の準備］
口径１００ｍｍウェハ作製用のSiC単結晶インゴット（Ａ種）は、以下の条件で育成した。先ず、種結晶１として、口径１０１ｍｍの（０００１）面を有した、４Ｈの単一ポリタイプで構成されたSiC単結晶ウェハを使用した。成長圧力は１．３３ｋＰａであり、窒素ガスの分圧は１８０Ｐａから６５Ｐａである。窒素分圧は成長時間によって変化させた。成長時間は６０時間である。こうして得られたSiC単結晶インゴットは、一例として、口径が１０４．８ｍｍ、高さは３２．８ｍｍであった。このようにして、口径１００ｍｍウェハ作製用のSiC単結晶インゴットを合計１４個製造した。

［口径１００ｍｍウェハ作製用のSiC単結晶インゴット（Ｂ種）の準備］
続いて、口径１００ｍｍウェハ作製用のSiC単結晶インゴット（Ｂ種）を育成した。育成条件は、坩堝構造、コイルと坩堝の相対位置をＡ種の製造条件から変更することにより、インゴットの面内温度勾配を、計算上、２℃／ｃｍ大きくなるように、インゴット外周部の温度を上げる条件にて行った以外は、Ａ種と同様である。こうして得られたSiC単結晶インゴットは、一例として、口径が１０６．１ｍｍ、高さは２９．６ｍｍであった。このようにして、口径１００ｍｍウェハ作製用のSiC単結晶インゴットを、合計４個製造した。

育成単結晶の品質を確認するため、事前に、アニール処理しないインゴットの転位密度を４°オフウェハにて測定した。Ａ種インゴット計１０個、Ｂ種インゴット２個から各１枚の４°オフウェハを加工し、Ｓｉ面を研磨した。ウェハを５２０℃の水酸化カリウム浴中で５分間エッチングした。エッチングにより生成したエッチピットを図３に示した位置（ウェハ直径上にあって、ウェハ中心を挟んでそれぞれ３０ｍｍ間隔の２点と、これら２点を含むウェハ直径と直交する別のウェハ直径上にあって、ウェハ中心を挟んでそれぞれ３０ｍｍの距離にある２点との合計４点）でカウントして密度を平均し、それぞれの単結晶インゴットの転位密度とした。測定は、各測定点を中心にして、それぞれ２５０μｍ×２５０μｍの正方形領域で行った。以下、これを１００ｍｍウェハの標準転位カウント方法と呼ぶ。

そして、Ａ種インゴット１０個から切り出された１０枚のウェハについて、前述の方法によって転位密度を算出した。Ａ種インゴット１０個のなかで、転位密度の最小値は０．４×１０⁴ｃｍ^-4であり、最大値は２．４×１０⁴ｃｍ^-4であり、これら１０個のインゴットの転位密度の平均値は１．０×１０⁴ｃｍ^-4であった。同様にＢ種インゴット２個から切り出された２枚のウェハについて測定した転位密度のうち、最小値は２．６×１０⁴ｃｍ^-4であり、最大値は８．６×１０⁴ｃｍ^-4であり、これら２個のインゴットの転位密度の平均値は５．５×１０⁴ｃｍ^-4であった。同様の製造方法で得た、下記の実施例等で用いたSiC単結晶インゴットＡ種、およびＢ種についても、アニール処理前の段階ではそれぞれ上記と同程度の転位密度であると考えられる。

［口径１２５ｍｍウェハ作製用のSiC単結晶インゴットの準備］
口径１２５ｍｍウェハ作製用の単結晶インゴットは、以下の条件で育成した。先ず、種結晶１として、口径１２７ｍｍの（０００１）面を有した、４Ｈの単一ポリタイプで構成されたSiC単結晶ウェハを使用した。成長圧力は１．３３ｋＰａであり、窒素ガスの分圧は１６０Ｐａから７０Ｐａである。窒素分圧は成長時間によって変化させた。成長時間は８０時間である。こうして得られたSiC単結晶インゴットは、一例として、口径が１２９ｍｍ、高さは３７ｍｍであった。口径１２５ｍｍウェハ作製用のSiC単結晶インゴットは合計４個製造した。

育成単結晶の品質を確認するため、前述の口径１００ｍｍウェハ作製用のSiC単結晶インゴットと同様に、事前に、アニール処理しないインゴットの転位密度を４°オフウェハにて測定した。インゴット計２個から各１枚の４°オフウェハを加工し、ウェハを５２０℃の水酸化カリウム浴中で５分間エッチングし、エッチピットを図４に示した位置（図３の場合の測定点の間隔をそれぞれ４０ｍｍに変更）でカウントして密度を平均した。測定は、各測定点を中心にして、それぞれ２５０μｍ×２５０μｍの正方形領域で行った。以下、これを１２５ｍｍウェハの標準転位カウント方法と呼ぶ。そして、測定した２個のインゴットの転位密度のうち、最小値は０．７×１０⁴ｃｍ^-4であり、最大値は２．９×１０⁴ｃｍ^-4であり、平均値は１．４×１０⁴ｃｍ^-4であった。同様の方法で得た、下記の実施例等で用いた口径１２５ｍｍウェハ作製用のSiC単結晶インゴットについても、アニール処理前の段階ではこれと同程度の転位密度であると考えられる。

（実施例１）
まず、前述の１００ｍｍウェハ作製用インゴット（Ａ種）のうちの１つに、以下のようにしてアニール処理を施した。その際、アニール処理用の加熱装置として、図１に示した単結晶成長装置と同等の誘導加熱炉を用い、黒鉛坩堝内部にインゴットを配置してアニール処理を行った。なお、アニール処理においてインゴット全体が等温に近い条件となるように、黒鉛坩堝と黒鉛坩堝周辺に設置された断熱材については、数値計算手法を用いて設計を行っており、アニール処理の目的に合わせて、インゴットを配置する空間の温度勾配ができるだけ小さくなるよう設計した。計算上、この坩堝の内部に配置してアニール温度に加熱されたインゴット内部の温度勾配は、２℃／ｃｍ以下である。

先ず、アニール処理に先立って、石英管５の内部を、真空排気装置１１を用いて１．０×１０^-4Ｐａ未満まで真空排気した後、純度９９．９９９９％以上の高純度Ａｒガスを、配管９を介してマスフローコントローラ１０で制御しながら流入させ、石英管内圧力を０．６ＭＰａに保ちながらワークコイル８に高周波電流を流した。そして、黒鉛坩堝内の温度を室温から１８５０℃まで加熱する際には平均昇温速度５００℃／時間とし、１８５０℃から２３５０℃までは平均昇温速度１２０℃／時間で昇温し、２３５０℃をアニール温度として、この温度で５時間保持してアニール処理を行った。その後、２３５０℃から１８５０℃までを平均降温速度１２０℃／時間で冷却し、１８５０℃から５００℃までを平均速度３００℃／時間で冷却した。その後室温まで炉冷し、インゴットを誘導加熱炉から取り出した。

アニール処理後のSiC単結晶インゴットを坩堝から取り出したところ、その表面には分解による炭化層が生成していた。このSiC単結晶インゴットから、機械研削、マルチワイヤーソー切断などの公知の加工方法により厚さ５００μｍの４°オフウェハを切り出し、ダイヤモンドラップ、ポリッシュなどの公知の研磨プロセスにより両面を鏡面に仕上げた。仕上がり後のSiC単結晶ウェハの口径は１００．０ｍｍであり、厚みは３９０μｍであった。また、研磨後のSiC単結晶ウェハの反りを光学干渉測定により調べた。測定には、ＮＩＤＥＫ社製フラットネステスターＦＴ−１７を用い、エッジ除外領域２ｍｍを除いた領域のＳＯＲＩを基板の反りとした。反りは５１．１μｍであり、口径１００ｍｍのウェハ換算比（反り量／ウェハ口径）で５１．１μｍ／１００ｍｍであった。

上記で得られたSiC単結晶ウェハについて、図２で説明したように、Ｘ線回折装置を用いて、ウェハ中心ａ₀での＜０００１＞結晶方位を基準にした、測定点ａ₁、ａ₂、ａ₁'、ａ₂'での＜０００１＞結晶方位のずれを、回転角度Ω₁、Ω₂、Ω₂'、Ω₁'を指標に評価した。実際の測定は、Ｘ線回折装置としてＰｈｉｌｉｐｓ社製Ｘ'Ｐｅｒｔ ＭＰＤを用いて、ＣｕＫα₁線を使用し、図１に示したように、ウェハの中心（ａ₀）、中心から２４ｍｍの距離にある２点（ａ₂、ａ₂'）、及び中心から４８ｍｍの位置にある２点（ａ₁、ａ₁'）の計５点について、Ｘ線照射スポットサイズ１ｍｍ×１ｍｍの条件で、０００４反射の回折Ｘ線の強度が最大になる位置（回転角度）を求めた。測定結果を表１に示す。

また、上記で求めた各測定点における回転角度（Ω₀、Ω₁、Ω₂、Ω₂'、Ω₁'）を縦軸にして、測定位置（中心からの距離）を横軸にしてグラフにプロットし、線形近似したときの傾き（平均ピークシフト値）は１５秒／ｍｍであった。更には、得られたSiC単結晶ウェハの転位密度を確認するために、上述した１００ｍｍウェハの標準転位カウント方法を実施例１で得られたSiC単結晶ウェハに適用したところ、転位に相当するエッチピットの密度は、４点平均で２．７×１０⁴ｃｍ^-2であった。

（実施例２）
前述の１２５ｍｍウェハ作製用インゴットの１つにアニール処理を施した。アニール用の加熱装置と坩堝等は実施例１と同じであり、アニールに先立つ真空、ガス置換も実施例１と同様である。そして、以下のようにした以外は実施例１と同様にしてSiC単結晶ウェハを得た。

石英管内を圧力０．０９ＭＰａのＡｒガス雰囲気としてワークコイル８に高周波電流を流し、黒鉛坩堝内の温度を室温から１８５０℃まで加熱する際には平均昇温速度３００℃／時間とし、１８５０℃から２５００℃までは平均昇温速度１００℃／時間で昇温し、２５００℃をアニール温度として、この温度で８時間保持してアニール処理を行った。その後、２５００℃から１８５０℃までは平均降温速度９．０３℃／時間で冷却し、１８５０℃から５００℃までを平均速度２００℃／時間で冷却した。その後室温まで炉冷し、インゴットを誘導加熱炉から取り出した。

アニール処理後のSiC単結晶インゴットを坩堝から取り出したところ、その表面には分解による炭化層が生成していた。このSiC単結晶インゴットから、実施例１と同様に厚さ５００μｍのウェハを切り出し、研磨して両面を鏡面に仕上げた。仕上がり後のSiC単結晶ウェハの口径は１２４．９ｍｍであり、厚さは約４１０μｍであった。研磨後のSiC単結晶ウェハの反りを実施例１と同様にして調べたところ、反りは１８μｍであり、口径１００ｍｍのウェハ換算比（反り量／ウェハ口径）で１４．４μｍ／１００ｍｍであった。

上記で得られたSiC単結晶ウェハについて、図２で説明したように、Ｘ線回折装置を用いて、ウェハ中心ａ₀での＜０００１＞結晶方位を基準にした、測定点ａ₁、ａ₂、ａ₁'、ａ₂'での＜０００１＞結晶方位のずれを、回転角度Ω₁、Ω₂、Ω₂'、Ω₁'を指標に評価した。図５に示したように、ウェハの中心（ａ₀）、中心から３０．２５ｍｍの距離にある２点（ａ₂、ａ₂'）、及び中心から６０．５ｍｍの位置にある２点（ａ₁、ａ₁'）の計５点について、実施例１と同様に、＜０００４＞相当面反射の回折Ｘ線の強度が最大になる位置（回転角度）を求めた。測定結果を表１に示す。また、上記で求めた各測定点における回転角度（Ω₀、Ω₁、Ω₂、Ω₂'、Ω₁'）を縦軸にして、測定位置（中心からの距離）を横軸にしてグラフにプロットし、線形近似したときの傾き（平均ピークシフト値）は７．０秒／ｍｍであった。

また、得られたSiC単結晶ウェハの転位密度を確認するために、上述した１２５ｍｍウェハの標準転位カウント方法を実施例２で得られたSiC単結晶ウェハに適用したところ、転位に相当するエッチピットの密度は４点平均で２．４×１０⁴ｃｍ^-2であった。

（実施例３）
前述の１００ｍｍウェハ作製用インゴット（Ａ種）の１つにアニール処理を施した。アニール用の加熱装置と坩堝等は実施例１と同じであり、アニールに先立つ真空、ガス置換も実施例１と同様である。そして、以下のようにした以外は実施例１と同様にしてSiC単結晶ウェハを得た。

実施例３における石英管内雰囲気はＡｒとＮ₂であり、Ｎ原子が雰囲気中に４５atomic％となるように流量をコントロールし、圧力は０．１０ＭＰａとした。黒鉛坩堝内の温度を室温から１８５０℃まで加熱する際には平均昇温速度３００℃／時間とし、１８５０℃から２６５０℃までは平均昇温速度６７℃／時間で昇温し、２６５０℃をアニール温度として、この温度で１２時間保持してアニール処理を行った。その後、２６５０℃から１８５０℃までを平均降温速度５０℃／時間で冷却し、１８５０℃から５００℃までを平均速度１２５℃／時間で冷却した。その後室温まで炉冷し、インゴットを誘導加熱炉から取り出した。

アニール処理後のSiC単結晶インゴットを坩堝から取り出したところ、インゴット表面の大部分には分解による炭化層が生成していたが、ほぼ炭化していない表面も残っていた。この単結晶インゴットから、実施例１と同様に厚さ５００μｍのウェハを切り出し、研磨して両面を鏡面に仕上げた後、Ｓｉ面には化学機械研磨（ＣＭＰ）を行い、Ｓｉ面をさらに平坦に仕上げた。仕上がり後のSiC単結晶ウェハの口径は１００．０ｍｍであり、厚さは４０４μｍであった。研磨後のSiC単結晶ウェハの反りを実施例１と同様にして調べたところ、反りは９．５μｍであり、口径１００ｍｍのウェハ換算比（反り量／ウェハ口径）で９．５μｍ／１００ｍｍであった。

上記で得られたSiC単結晶ウェハについて、図２で説明したように、Ｘ線回折装置を用いて、ウェハ中心ａ₀での＜０００１＞結晶方位を基準にした、測定点ａ₁、ａ₂、ａ₁'、ａ₂'での＜０００１＞結晶方位のずれを、回転角度Ω₁、Ω₂、Ω₂'、Ω₁'を指標に評価した。図１に示したように、ウェハの中心（ａ₀）、中心から２４ｍｍの距離にある２点（ａ₂、ａ₂'）、及び中心から４８ｍｍの位置にある２点（ａ₁、ａ₁'）の計５点について、実施例１と同様に、＜０００４＞相当面反射の回折Ｘ線の強度が最大になる位置（回転角度）を求めた。測定結果を表１に示す。また、上記で求めた各測定点における回転角度（Ω₀、Ω₁、Ω₂、Ω₂'、Ω₁'）を縦軸にして、測定位置（中心からの距離）を横軸にしてグラフにプロットし、線形近似したときの傾き（平均ピークシフト値）は２．４秒／ｍｍであった。

また、得られたSiC単結晶ウェハの転位密度を確認するために、上述した１００ｍｍウェハの標準転位カウント方法を実施例３で得られたSiC単結晶ウェハに適用したところ、転位に相当するエッチピットの密度は４点平均で９．６×１０³ｃｍ^-2であった。

（比較例１）
前述の１００ｍｍウェハ作製用インゴット（Ａ種）の一つから、アニール処理を施さずに加工してウェハを作製した。ウェハの切り出し厚さは実施例１と同様に５００μｍであり、研磨して両面を鏡面に仕上げた。仕上がり後のSiC単結晶ウェハの口径は９９．９ｍｍであり、厚さは３９０μｍであった。研磨後のSiC単結晶ウェハの反りを実施例１と同様にして調べたところ、反りは１８９μｍであり、口径１００ｍｍのウェハ換算比（反り量／ウェハ口径）で１８９．２μｍ／１００ｍｍであった。

上記で得られたSiC単結晶ウェハについて、図２で説明したように、Ｘ線回折装置を用いて、ウェハ中心ａ₀での＜０００１＞結晶方位を基準にした、測定点ａ₁、ａ₂、ａ₁'、ａ₂'での＜０００１＞結晶方位のずれを、回転角度Ω₁、Ω₂、Ω₂'、Ω₁'を指標に評価した。図１に示したように、ウェハの中心（ａ₀）、中心から２４ｍｍの距離にある２点（ａ₂、ａ₂'）、及び中心から４８ｍｍの位置にある２点（ａ₁、ａ₁'）の計５点について、実施例１と同様に、＜０００４＞相当面反射の回折Ｘ線の強度が最大になる位置（回転角度）を求めた。測定結果を表１に示す。また、上記で求めた各測定点における回転角度（Ω₀、Ω₁、Ω₂、Ω₂'、Ω₁'）を縦軸にして、測定位置（中心からの距離）を横軸にしてグラフにプロットし、線形近似したときの傾き（平均ピークシフト値）は２１秒／ｍｍであった。

また、得られたSiC単結晶ウェハの転位密度を確認するために、上述した１００ｍｍウェハの標準転位カウント方法を比較例１で得られたSiC単結晶ウェハに適用したところ、転位に相当するエッチピットの密度は４点平均で約２．１×１０⁴ｃｍ^-2であった。

（比較例２）
前述の１２５ｍｍウェハ作製用インゴットから、アニール処理を施さずに加工して厚いウェハを作製した。ウェハの切り出し厚さは２０００μｍである。研磨して両面を鏡面に仕上げたところ、仕上がり後のSiC単結晶ウェハの口径は１２５．０ｍｍであり、厚さは約１８７０μｍであった。研磨後のSiC単結晶ウェハの反りを実施例１と同様にして調べたところ、反りは２９μｍであり、口径１００ｍｍのウェハ換算比（反り量／ウェハ口径）で２３．２μｍ／１００ｍｍであった。

上記で得られたSiC単結晶ウェハについて、ウェハの中心（ａ₀）、中心から３０．２５ｍｍの距離にある２点（ａ₂、ａ₂'）、及び中心から６０．５ｍｍの位置にある２点（ａ₁、ａ₁'）の計５点について（図５参照）、図２で説明したように、Ｘ線回折装置を用いて、実施例１と同様に、＜０００４＞相当面反射の回折Ｘ線の強度が最大になる位置（回転角度）を求めた。測定結果を表１に示す。また、上記で求めた各測定点における回転角度（Ω₀、Ω₁、Ω₂、Ω₂'、Ω₁'）を縦軸にして、測定位置（中心からの距離）を横軸にしてグラフにプロットし、線形近似したときの傾き（平均ピークシフト値）は９４秒／ｍｍであった。更には、得られたSiC単結晶ウェハの転位密度を確認するために、１２５ｍｍウェハの標準転位カウント方法にて比較例２のウェハを評価したところ、転位に相当するエッチピットの密度は４点平均で９．８×１０³ｃｍ^-2であった。

（比較例３）
前述の１００ｍｍウェハ作製用インゴット（Ａ種）の１つにアニール処理を施した。アニール用の加熱装置と坩堝等は実施例１と同じであり、アニールに先立つ真空、ガス置換も実施例１と同様である。そして、以下のようにした以外は実施例１と同様にしてSiC単結晶ウェハを得た。

比較例３における石英管内雰囲気は１％のエチレンガスを混合したＡｒであり、圧力は０．１０ＭＰａとした。黒鉛坩堝内の温度を室温から２５００℃まで、平均昇温速度３００℃／時間で昇温し、２１５０℃をアニール温度として、この温度で１２時間保持してアニール処理を行った。その後、２１５０℃から１４００℃までを平均降温速度１５０℃／時間で冷却した。室温まで炉冷で冷却し、インゴットを誘導加熱炉から取り出した。

アニール処理後のSiC単結晶インゴットを坩堝から取り出したところ、インゴット表面には分解による炭化層はほぼ皆無であった。この単結晶インゴットから、実施例１と同様に厚さ５００μｍのウェハを切り出し、研磨して両面を鏡面に仕上げた。仕上がり後のSiC単結晶ウェハの口径は１００．０ｍｍであり、厚さは３９２μｍであった。研磨後のSiC単結晶ウェハの反りを実施例１と同様にして調べたところ、反りは８８．０μｍであり、口径１００ｍｍのウェハ換算比（反り量／ウェハ口径）で８８．０μｍ／１００ｍｍであった。

上記で得られたSiC単結晶ウェハについて、ウェハの中心（ａ₀）、中心から２４ｍｍの距離にある２点（ａ₂、ａ₂'）、及び中心から４８ｍｍの位置にある２点（ａ₁、ａ₁'）の計５点について（図１参照）、図２で説明したように、Ｘ線回折装置を用いて、実施例１と同様に、＜０００４＞相当面反射の回折Ｘ線の強度が最大になる位置（回転角度）を求めた。測定結果を表１に示す。また、上記で求めた各測定点における回転角度（Ω₀、Ω₁、Ω₂、Ω₂'、Ω₁'）を縦軸にして、測定位置（中心からの距離）を横軸にしてグラフにプロットし、線形近似したときの傾き（平均ピークシフト値）は２３秒／ｍｍであった。更に、この比較例３のウェハを１００ｍｍウェハの標準転位カウント方法にて評価したところ、転位に相当するエッチピットの密度は４点平均で約１．７×１０⁵ｃｍ^-2であった。

（比較例４）
前述の１００ｍｍウェハ作製用インゴット（Ｂ種）の一つから、比較例１と同様にアニール処理を施さずに加工してウェハを作製した。ウェハの切り出し厚さは実施例１と同様に５００μｍであり、研磨して両面を鏡面に仕上げた。仕上がり後のSiC単結晶ウェハの口径は１００．０ｍｍであり、厚さは３８５μｍであった。研磨後のSiC単結晶ウェハの反りを実施例１と同様にして調べたところ、反りは２３４μｍであり、口径１００ｍｍのウェハ換算比（反り量／ウェハ口径）で２３４．０μｍ／１００ｍｍであった。

上記で得られたSiC単結晶ウェハについて、図２で説明したように、Ｘ線回折装置を用いて、ウェハ中心ａ₀での＜０００１＞結晶方位を基準にした、測定点ａ₁、ａ₂、ａ₁'、ａ₂'での＜０００１＞結晶方位のずれを、回転角度Ω₁、Ω₂、Ω₂'、Ω₁'を指標に評価した。図１に示したように、ウェハの中心（ａ₀）、中心から２４ｍｍの距離にある２点（ａ₂、ａ₂'）、及び中心から４８ｍｍの位置にある２点（ａ₁、ａ₁'）の計５点について、実施例１と同様に、＜０００４＞相当面反射の回折Ｘ線の強度が最大になる位置（回転角度）を求めた。測定結果を表１に示す。また、上記で求めた各測定点における回転角度（Ω₀、Ω₁、Ω₂、Ω₂'、Ω₁'）を縦軸にして、測定位置（中心からの距離）を横軸にしてグラフにプロットし、線形近似したときの傾き（平均ピークシフト値）は５１秒／ｍｍであった。

また、得られたSiC単結晶ウェハの転位密度を確認するために、上述した１００ｍｍウェハの標準転位カウント方法を比較例４で得られたSiC単結晶ウェハに適用したところ、転位に相当するエッチピットの密度は４点平均で約５．７×１０⁴ｃｍ^-2であった。

（比較例５）
前述の１００ｍｍウェハ作製用インゴット（Ｂ種）の１つにアニール処理を施した。アニール用の加熱装置と坩堝、およびアニール雰囲気、アニール温度条件は実施例１と同じであり、アニールに先立つ真空、ガス置換も実施例１と同様である。

アニール処理後のSiC単結晶インゴットを坩堝から取り出したところ、インゴット表面には分解による炭化層が形成されていた。この単結晶インゴットから、実施例１と同様に厚さ５００μｍのウェハを切り出し、研磨して両面を鏡面に仕上げた。仕上がり後のSiC単結晶ウェハの口径は９９．９ｍｍであり、厚さは３８８μｍであった。研磨後のSiC単結晶ウェハの反りを実施例１と同様にして調べたところ、反りは５７．０μｍであり、口径１００ｍｍのウェハ換算比（反り量／ウェハ口径）で５７．１μｍ／１００ｍｍであった。

上記で得られたSiC単結晶ウェハについて、ウェハの中心（ａ₀）、中心から２４ｍｍの距離にある２点（ａ₂、ａ₂'）、及び中心から４８ｍｍの位置にある２点（ａ₁、ａ₁'）の計５点について（図１参照）、図２で説明したように、Ｘ線回折装置を用いて、実施例１と同様に、＜０００４＞相当面反射の回折Ｘ線の強度が最大になる位置（回転角度）を求めた。測定結果を表１に示す。また、上記で求めた各測定点における回転角度（Ω₀、Ω₁、Ω₂、Ω₂'、Ω₁'）を縦軸にして、測定位置（中心からの距離）を横軸にしてグラフにプロットし、線形近似したときの傾き（平均ピークシフト値）は１８秒／ｍｍであった。更に、この比較例５のウェハを１００ｍｍウェハの標準転位カウント方法にて評価したところ、転位に相当するエッチピットの密度は４点平均で約３．６×１０⁵ｃｍ^-2であった。

１：種結晶(SiC単結晶)
２：昇華原料
３：黒鉛坩堝
４：黒鉛蓋
５：二重石英管
６：支持棒
７：黒鉛製フェルト
８：ワークコイル
９：高純度Arガス配管
１０：高純度Arガス用マスフローコントローラ
１１：真空排気装置
１２：SiC単結晶ウェハ
１３：Ｘ線照射機器
１４：Ｘ線検出機器

Claims (6)

1. 口径１００ｍｍ以上の炭化珪素単結晶ウェハであって、
   ウェハ面内における高低差で表される反り量が、口径１００ｍｍのウェハ換算比（反り量／ウェハ口径）で６０μｍ／１００ｍｍ以下であり、かつ、
   ウェハ中心における＜０００１＞結晶方位に対して、以下の４つの測定点での＜０００１＞結晶方位のずれが、いずれも±１０００秒以内であることを特徴とする炭化珪素単結晶ウェハ。
   測定点ａ₁ ：ウェハ外周からウェハ中心に向かって２ｍｍ内側の位置
   測定点ａ₂ ：測定点ａ₁とウェハ中心とを結んだ線分の中点にあたる位置
   測定点ａ₁'：ウェハ直径上にあって、ウェハ中心をはさんで測定点ａ₁と左右対称になる位置
   測定点ａ₂'：ウェハ直径上にあって、ウェハ中心をはさんで測定点ａ₂と左右対称になる位置
2. ウェハ中心での＜０００１＞結晶方位を基準にした前記４つの測定点での＜０００１＞結晶方位のずれを、ウェハ中心から各測定点までの距離に基づきプロットし、得られたグラフの線形近似式の傾きから求めた平均ピークシフト値が、２０秒／ｍｍ以下である請求項１に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
3. 反り量に関する換算比（反り量／ウェハ口径）が４０μｍ／１００ｍｍ以下である請求項１又は２に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
4. 種結晶を用いた昇華再結晶法により得られた炭化珪素単結晶インゴットから切り出されたものである請求項１〜３のいずれかに記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
5. ４°オフウェハの転位に相当するエッチピットの密度が５．０×１０⁴ｃｍ^-2以下である請求項１〜４のいずれかに記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
6. エッジ除外領域を除いたウェハ面内が単一のポリタイプで構成される請求項１〜５のいずれかに記載の炭化珪素単結晶ウェハ。

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