JP2016164120A - 炭化珪素単結晶ウェハ - Google Patents

Abstract

【課題】昇華再結晶法によるＳｉＣ単結晶インゴットから作製され、転位密度が低く、かつ、弾性歪が小さいＳｉＣ単結晶ウェハの提供。
【解決手段】黒鉛坩堝４の周辺に配置する断熱材５として２２５０℃以上の温度で高温熱処理した黒鉛フェルトを用い、単結晶成長中にＳｉＣ単結晶インゴット２側面からの入熱を制御して、ＳｉＣ単結晶インゴット２の温度分布変化を抑えながら結晶成長させることにより得られる、表面の基底面転位密度が１００〜１０００個/cm²、貫通螺旋転位密度が１６０〜５００個/cm²、かつ、ラマンシフト値が０．０３〜０．２である、口径１５０〜３００ｍｍのＳｉＣ単結晶ウェハ２。又は、表面の基底面転位密度が８０〜５００個／ｃｍ^２、貫通螺旋転位密度が１１０〜３００個／ｃｍ^２、かつ、ラマン指数が０．００〜０．１５以下である、口径１００〜１５０ｍｍ以下の炭化珪素単結晶ウェハ。
【選択図】図４

Description

本発明は、基底面転位、及び貫通螺旋転位の密度が低く、かつ、ラマン指数の小さい、結晶品質の高い炭化珪素単結晶ウェハ、及び、それを得ることができる炭化珪素単結晶インゴットの製造方法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１参照）。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。尚、ＳｉＣには２００以上の結晶多形（ポリタイプ）が存在するが、結晶の生産性と電子デバイス性能の点で４Ｈポリタイプが最も優れているとされており、商業生産されるＳｉＣ単結晶は４Ｈであることが多い。また、導電性は、ドーパントとして窒素が扱いやすい点で、単結晶インゴットはｎ型導電性で育成される場合がほとんどである。ただし、通信デバイス用途では、ドーパント元素を殆ど含まない、抵抗率の高い結晶も製造されている。

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ウェハの開発成功も報告されており（非特許文献２参照）、１００ｍｍ又は１５０ｍｍウェハを用いたデバイスの本格的な実用化が期待されている。こうした状況にあって、転位密度などの指標で表されるウェハの品質は、デバイスの性能、量産時の歩留まりに大きな影響を与えるため、近年非常に重要視されるようになってきている。

改良型のレーリー法では、成長中の単結晶インゴットに不可避的な内部応力が発生し、それは最終的に得られる単結晶ウェハ内部に、弾性歪、又は転位（塑性歪）の形で残留する。現在市販されているＳｉＣウェハには、基底面転位（以下、ＢＰＤ）が２×１０³〜２×１０⁴(個/cm²)、貫通螺旋転位（以下、ＴＳＤ）が８×１０²〜１０³(個/cm²)、貫通刃状転位（以下、ＴＥＤ）が５×１０³〜２×１０⁴(個/cm²)存在している（非特許文献３参照）。

近年、結晶欠陥とデバイスに関する調査から、ＢＰＤがデバイスの酸化膜不良を生じ、絶縁破壊の原因となることが報告されている（非特許文献４参照）。また、バイポーラデバイスなどでは、ＢＰＤから積層欠陥が発生することが報告されており、デバイス特性の劣化の原因となることが知られている（非特許文献５参照）。また、ＴＳＤはデバイスのリーク電流の原因となり（非特許文献６参照）、また、ゲート酸化膜寿命を低下させることが報告されている（非特許文献７参照）。そのため、高性能ＳｉＣデバイスの作製のために、ＢＰＤ、及びＴＳＤの少ないＳｉＣ単結晶が求められている。

ここで、転位密度の低減技術は複数の報告例がある。例えば、化学気相成長法（ＣＶＤ法）でのＳｉＣ薄膜のエピタキシャル成長において、鏡像力によってＢＰＤがＴＥＤに変換すること（非特許文献８参照）や、溶液成長法においてもほぼ同様の構造変換が起こること（非特許文献９参照）が報告されている。また、昇華再結晶法での報告例として、大谷らはＴＥＤがＢＰＤに変換することを報告している（非特許文献１０参照）。しかしながら、これら先行技術において、ＳｉＣ単結晶を工業的に製造する上で、ＢＰＤを構造変換させて減らすための制御方法やその条件等については一切述べられていない。

一方で、昇華再結晶法においては、所定の成長圧力及び基板温度で初期成長層としてのＳｉＣ単結晶を成長させた後、基板温度及び圧力を徐々に減じながら結晶成長を行うことで、マイクロパイプと共にＴＳＤの少ないＳｉＣ単結晶を得る方法が報告されている（特許文献１参照）。しかしながら、この方法によって得られたＳｉＣ単結晶のＴＳＤ密度は１０³〜１０⁴（個/cm²）であり（特許文献１の明細書［発明の効果］の欄参照）、高性能ＳｉＣデバイスへの応用を考えると、ＴＳＤの更なる低減が必要である。

また、所定の成長圧力、及び基板温度によってＳｉＣ単結晶を初期成長層として成長させた後、基板温度はそのまま維持し、減圧して成長速度を高めて結晶成長させることで、マイクロパイプの発生を抑え、かつ、ＴＳＤ等の転位密度を少なくさせる方法が報告されている（特許文献２参照）。しかしながら、この方法によっても、ＴＳＤの低減効果は不十分である。

特許文献３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、転位の集合体である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、転位の集合体である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、すなわち転位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３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任意の地点の温度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、従来技術において、成長方向と垂直な平面内の温度差Δｔが大きくなるような成長プロセスで単結晶インゴットを製造すると、単結晶内部に大きな応力が形成される危険がある。

一方で、ウェハの弾性歪が大きく、ウェハ面内の結晶方位にずれが生じていると、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。さらに、大きな弾性歪はウェハの反りを大きくする場合もある。ウェハの反りは、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。

単結晶インゴットの内部応力を緩和する成長技術として、特許文献４には、種結晶またはその上に成長させる単結晶の周辺に配置された温度勾配制御部材と、前記種結晶または前記単結晶と前記温度勾配制御部材との間に設置された局所的温度勾配緩和部材を備えていることを特徴とする単結晶製造装置が開示されている。しかしながら、この技術の目的は種結晶の直上に成長する単結晶中に発生する温度勾配の極大値を小さくし、成長結晶内のクラック発生と伝播を抑制するための技術であり、成長インゴット中のウェハ化される部位の成長条件は本質的に変わらない。従って、該特許技術によってウェハの内部応力や転位密度が低減されることはない。

また、ウェハの反りを、弾性歪の緩和により低減する手段として、以下のような方法が報告されている。特許文献５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６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。

これらの方法は、ウェハの弾性歪を軽減させる点で有効と考えられるが、ＳｉＣ単結晶に対して外部から２０００℃を超える熱負荷を掛けて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し、新たに転位を発生させる結果となり得る。特許文献６の実施例における焼鈍後の結晶の転位密度増加は、その現象を示すものである。

特開２００２−２８４５９９号公報 特開２００７−１１９２７３号公報 特開２００１−２９４４９９号公報 特開２０１３−１３９３４７号公報 特開２００６−２９０７０５号公報 特開２００５−９３５１９号公報

Yu. M. Tairov and V. F. Tsvetkov, Journal of Crystal Growth, vols.52 (1981) pp.146-150 A.A.Burk et al．，Mater.Sci．Forum，717-720，(2012) pp75-80 大谷昇、ＳｉＣ及び関連ワイドギャップ半導体研究会第１７回講演会予稿集、２００８、ｐ８ J.Senzaki et al．，Mater.Sci．Forum，661, (2005) pp661-664 R.E.Stahlbush et al., Journal of Electronic Materials, 31, (2002), 370-375 坂東ら、ＳｉＣ及び関連ワイドギャップ半導体研究会第１９回講演会予稿集、２０１０、ｐ１４０−１４１ 山本ら、ＳｉＣ及び関連ワイドギャップ半導体研究会第１９回講演会予稿集、２０１０、ｐ１１−１２ S.Ha et al., Journal of Crystal Growth，244，（2002），257-266 K.Kamei et al., Journal of Crystal Growth，311, (2009), 855-858 N.Ohtani et al., Journal of Crystal Growth，286, (2006), 55-60

上述のように、ウェハの転位密度を低減する製造方法等が実施されてはいるが、単にウェハの転位密度が低いだけの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。

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、転位密度が低く、かつ、弾性歪も小さいＳｉＣ単結晶ウェハ、及びそれを得ることができる炭化珪素単結晶インゴットの製造方法を提供することを目的とする。

上述したように、ＳｉＣデバイスの性能、量産時の歩留まりの向上のためには、ウェハのＢＰＤ密度、ＴＳＤ密度の低下が重要であるが、単に転位密度が低いだけのウェハでは、良好なエピタキシャル薄膜が該ウェハ上に形成できないといった問題があり、結果的にデバイスの歩留まりや性能が向上しないということが分かってきた。本発明者等は、上述のような問題を解決すべく、試験、検討を重ねた結果、ＳｉＣ単結晶ウェハのＢＰＤ密度、及びＴＳＤ密度が小さく、かつ、ウェハ内部の弾性歪も小さいＳｉＣ単結晶ウェハを実現させることで、これらのデバイス性能や歩留まりが格段に向上するであろうと考えた。

しかしながら、昇華再結晶法を用いた従来の製造技術では、単結晶成長中には必然的に大きな内部応力が発生し、成長後に焼鈍等の工程を追加したとしても、最終的に得られる結晶の転位（塑性歪）又は弾性歪の形式で残留してしまう。すなわち、従来技術では低転位密度と低弾性歪とを両立するウェハを工業的な規模で量産することができなかった。本発明者らは、鋭意研究を重ねた結果、内部応力に関する新規の知見をもとに、低転位密度と低弾性歪とを両立する画期的な単結晶製造技術を見出し、本発明を完成するに至ったのである。
なお、本発明の炭化珪素単結晶ウェハとは、炭化珪素単結晶インゴットを切断加工し、さらに鏡面加工した円形状の板を意味する。

本発明は、以下の構成より成るものである。
（１）表面の基底面転位密度が１００個/cm²以上１０００個/cm²以下、貫通螺旋転位密度が１６０個/cm²以上５００個/cm²以下、かつ、ラマン指数が０．０３以上０．２以下である、口径１５０ｍｍ以上３００ｍｍ以下の炭化珪素単結晶ウェハ。
（２）表面の基底面転位密度が８０個/cm²以上５００個/cm²以下、貫通螺旋転位密度が１１０個/cm²以上３００個/cm²以下、かつ、ラマン指数が０．００以上０．１５以下である、口径１００ｍｍ以上１５０ｍｍ以下の炭化珪素単結晶ウェハ。
（３）ラマン指数が０．１５以下である（１）に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（４）ラマン指数が０．１以下である（１）又は（２）に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（５）表面の基底面転位密度が５００個/cm²以下である（１）に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（６）表面の基底面転位密度が３００個/cm²以下である（１）又は（２）に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（７）表面の基底面転位密度が１００個/cm²以下である（２）に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（８）貫通螺旋転位密度が３００個/cm²以下である（１）に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（９）貫通螺旋転位密度が２００個/cm²以下である（１）又は（２）に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（１０）表面の基底面転位密度と貫通螺旋転位密度との合計が２６０個/cm²以上１０００個/cm²以下である（１）に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（１１）表面の基底面転位密度と貫通螺旋転位密度との合計が１９０個/cm²以上１０００個/cm²以下である（２）に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（１２）表面の基底面転位密度と貫通螺旋転位密度との合計が５００個/cm²以下である（１）又は（２）に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（１３）表面の基底面転位密度と貫通螺旋転位密度との合計が３００個/cm²以下である（１）又は（２）に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。

（１４）坩堝内に収容した種結晶に昇華再結晶法により炭化珪素単結晶を成長させて、（１）〜（１３）の何れかに記載の炭化珪素単結晶ウェハを作製するための炭化珪素単結晶インゴットを製造する方法であって、単結晶成長中に単結晶インゴット側面からの入熱を制御して、単結晶インゴットの温度分布変化を抑えながら結晶成長させることを特徴とする、炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
（１５）２２５０℃以上の温度で高温熱処理した黒鉛フェルトを結晶育成に用いる坩堝の周辺に配置する断熱材として用いることを特徴とする、（１４）に記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
（１６）高温熱処理の温度が２４５０℃以上である（１５）に記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
（１７）種結晶が取り付けられる坩堝蓋体の種結晶取付け領域を形成する部材の室温熱伝導率λ₁に対して、室温熱伝導率λ₂が１．１×λ₁≦λ₂の関係を有する熱流束制御部材が、種結晶取付け領域の外周に沿って取り付けられていることを特徴とする、（１４）に記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
（１８）熱流束制御部材の室温熱伝導率λ₂が、１．２×λ₁≦λ₂の関係を満たす（１７）に記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
（１９）設置した結晶育成用坩堝のまわりを取り囲む周辺空間の雰囲気ガスが、Ｈｅガスを１０vol%以上含むことを特徴とする、（１５）〜（１８）の何れかに記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
（２０）前記周辺空間の雰囲気ガスが、Ｈｅガスを２０vol%以上含む（１９）に記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。

本発明のＳｉＣ単結晶ウェハは、転位密度が低く、かつ、弾性歪も小さいため、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において、高品位のステップフロー成長が実現できる。また、転位密度が低いため、デバイスの構造欠陥が軽減でき、デバイスの性能、歩留まり向上に寄与できる。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、ＳｉＣウェハのラマン散乱光スペクトルの一例である。 図２は、エッチピット観察像の一例である。 図３は、ウェハ内のエッチピット計測位置を示す図である。 図４は、本発明で用いられた結晶成長装置を示す模式図である。 図５は、本発明の実施例で用いた坩堝構造を示す模式図である。 図６は、本発明の実施例で用いた坩堝構造を示す模式図である。 図７は、本発明の実施例で用いた坩堝構造を示す模式図である。 図８は、本発明の実施例で用いた坩堝構造を示す模式図である。

以下、本発明について詳しく説明する。
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ＢＰＤ密度とＴＳＤ密度が低く、弾性歪も小さいために、高性能デバイスの作製が可能であり、工業的規模でデバイスを作製した場合でも、高い歩留りを確保できる。本発明におけるＳｉＣ単結晶ウェハのＢＰＤの密度は、ウェハ口径１５０ｍｍ以上の場合は１０００個/cm²以下、１００ｍｍ以上の場合は５００個/cm²以下であり、ＴＳＤ密度については、口径１５０ｍｍ以上の場合は５００個/cm²以下、口径１００ｍｍ以上の場合は３００個/cm²以下である。

一方、弾性歪について、その評価方法としては、例えばＸ線による格子常数の精密測定の他、いくつかの方法が存在する。しかし、従来の測定方法では、弾性歪はベクトルで表現されるため、デバイスへの影響度を評価するには高度な解析技術も必要であり、また測定自体も時間や技能を要するなどの問題があった。そこで本発明者らは、デバイス歩留りに影響する弾性歪の最適な評価方法の開発を行った。その結果、１．ウェハのサイズに依らない評価指標である。２．ベクトルである弾性歪を、スカラーに単純化して表現できる。３．測定時間が短い、ことから、ＳｉＣのラマン散乱光ピークの波長の逆数について、ウェハ中心部と外周部とでそれぞれ測定した値の差分値（すなわちラマン指数）で評価することが、弾性歪の評価方法として最も効果的であることを見出した。そこで、本発明では、これを弾性歪の評価方法として採用した。

本発明で用いたラマン測定の光源は５３２ｎｍのグリーンレーザーであり、これをサンプルであるＳｉＣ単結晶ウェハ表面のφ２μｍのスポットに照射した。１つの測定箇所につき、前述の測定光をスポット間隔１０μｍにて横８列×縦９列の計７２点照射し、その平均値をその測定箇所の散乱光データとした。１枚のウェハにつき、１つの測定箇所の中心がウェハの中心であり、もう１つの測定箇所の中心がウェハのエッジ（外周）から２ｍｍ離れた位置（ウェハの中心に向かってエッジから２mm離れた位置）の２箇所でラマン散乱光の波長を測定した。そして、この波数（波長の逆数）の差分（中心の値−外周２mmの値）をラマン指数とする。

図１に、ラマン散乱光の測定例を示す。Ｎｅランプのラマンシフト８１６cm^-1のピークは散乱光測定のキャリブレーションに用いた。ラマン指数の符号が正で値が大きいほど、ウェハの弾性歪は大きいことを示す。ウェハの弾性歪は、ウェハ表面のステップ方向、高さを乱す原因となり、その表面に形成されるエピ薄膜の品質を低下させるので好ましくない。本発明のＳｉＣ単結晶ウェハのラマン指数は、口径１５０ｍｍ以上のウェハに関しては０．２以下、望ましくは０．１５以下、更に望ましくは０．１以下であり、口径１００ｍｍ以上のウェハについては０．１５以下、望ましくは０．１以下である。ラマン指数は通常正の値であるが、特殊な製造条件で製造されると負になる場合もある。マイナス側で大きな絶対値を取ることは、通常、考え難いが、もしも−０．２より小さくなると、やはりデバイス作製上の影響があるので好ましくない。

ＢＰＤ密度が前述の値よりも低い場合には、さらに高いデバイス性能、歩留りが実現できるので、口径１５０ｍｍ以上のウェハに関しては、ＢＰＤが５００個/cm²以下となることが望ましく、何れの口径についても、３００個/cm²以下、さらには、１００個/cm²以下となることがより望ましい。また、ＴＳＤ密度に関しても同様であり、口径１５０ｍｍ以上のウェハに関しては、ＴＳＤ密度が３００個/cm²以下となることが望ましく、何れの口径についても、２００個/cm²以下、さらには、１００個/cm²以下となることがより望ましい。ＢＰＤ、ＴＳＤともに、その密度が１００個/cm²を下回るレベルにまで低下すれば、デバイスへの悪影響は実質的に皆無になるになると考えられる。

前述の通り、口径１５０ｍｍ以上のウェハと１００ｍｍ以上のウェハとでは異なる規定を設定しているが、これは、口径１５０ｍｍ以上のウェハは量産、安価型のデバイス作製に使用される場合が多く、その一方で、１００ｍｍ以上のウェハは、高性能デバイスの作製用としても使用されるので、より高品質が求められるためである。上述したように、ＢＰＤとＴＳＤはどちらもデバイス実用上の障害となる。そのため、ＢＰＤとＴＳＤの合計密度で１０００個/cm²以下である場合に顕著なデバイス性能と歩留りの向上が期待でき、望ましくは、これらの合計が５００個/cm²以下であり、さらに望ましくは３００個/cm²以下である。なお、口径１００ｍｍ以上のウェハとは、既存の製品等を考慮すると口径が１００ｍｍ以上３００ｍｍ以下のＳｉＣ単結晶ウェハであって、例えば、いわゆる１００ｍｍウェハや１２５ｍｍウェハ等がこれに含まれる。また、口径１５０ｍｍ以上のウェハとは、同じく、口径が１５０ｍｍ以上３００ｍｍ以下のＳｉＣ単結晶ウェハであって、いわゆる１５０ｍｍウェハがこれに含まれる。ウェハの口径については、デバイスの生産性の観点では大きいほど好ましく、その意味では上限は存在しないが、現時点の技術では、口径が３００ｍｍを超えると昇華再結晶中の結晶内部の温度差が過大となり、ウェハにおける物性値の差も顕著になる。つまり、口径が大きくなるにつれて内部応力も高くなり、高品質のウェハを得るのが難しくなる傾向にあることから、実質的には３００ｍｍが上限である。

上記の様なＳｉＣ単結晶ウェハを製造するための方法として、従来、温度勾配を極力小さくした環境でＳｉＣ単結晶インゴットを育成し、成長表面の応力を小さくするという考え方が主流であった。しかしながら、前述した通り、昇華再結晶法によるＳｉＣ単結晶インゴットの安定成長のためには、成長空間内に温度勾配を与えることは必須であり。無暗に温度勾配を小さくすれば、単一ポリタイプ成長の成功率や成長速度に悪影響し、生産性が低下することから、工業的には不利である。ちなみに、工業的な観点では、インゴットの高さは３０ｍｍ程度、もしくはそれ以上必要であると考えられる。

本発明者らは、工業的規模の生産において、低ＢＰＤ、低ＴＳＤ、低弾性歪のＳｉＣ単結晶ウェハを得るための製造方法について、長年かけて研究・開発を行った。その結果、驚くべきことに、最終的にウェハの転位や弾性歪となるＳｉＣ単結晶インゴットの内部応力は、成長表面で成長時に発生するのみならず、成長後の結晶の温度分布変化によって著しく増大することを見い出した。以下、この事象について詳しく説明する。

成長中の、ある時点におけるＳｉＣ単結晶インゴットは、その時点の温度分布によって内部応力が発生している状態にあり、その内部応力の一部は既に転位に変換されている。もしも、この時の温度分布が維持されたまま、成長が完了すれば、前述した温度分布を反映した転位密度と弾性歪を有するＳｉＣ単結晶ウェハを製造することができる。しかしながら、実際の製造条件下では、結晶成長に伴って幾つかの理由により温度分布が変化し、ＳｉＣ単結晶インゴットに新たな応力が発生する。この新たに発生した応力により、確実にＢＰＤは増殖する。また、成長表面における原子配列も変化し、ＴＳＤを発生させる原因となる。またウェハの弾性歪も増加し、その結果として、良質なデバイスの作製が困難になる。ここで、前述の温度分布が、その勾配が小さくなるような変化をした場合、最終的に作製されるウェハの弾性歪が小さくなるという現象は起こり得る。しかしながら、その場合でも、元の温度分布下で応力的に平衡状態にあるインゴットに対して、応力的に平衡ではない温度場の印可によって新たな応力を与えることで転位が発生するので、低転位密度と低弾性歪を両立するウェハを作製することはできない。

そこで、本発明者らは、単結晶成長中に単結晶インゴット側面からの入熱を制御することにより、結晶成長中のインゴットの温度分布変化を抑制し、成長中のＢＰＤ、ＴＳＤの増殖を抑えると同時に弾性歪も低減できると考えた。しかしながら、実際のＳｉＣ単結晶成長においては、結晶の温度を実測することは不可能である。そのため、本発明者らは、有限要素手法を用いて単結晶インゴットや坩堝内部の温度や内部応力を解析し、さらに実際に結晶成長を行って、得られた結晶の品質評価を重ねた結果、上記の考え方を具現化する方法を見出し、本発明のＳｉＣ単結晶ウェハの開発に成功したのである。

先ず、温度分布変化を発生させる原因の一つは、結晶成長を行う坩堝の外側に配置される断熱材の特性劣化による単結晶インゴット側面からの入熱の変動である。昇華再結晶法によるＳｉＣ単結晶の製造に用いられる断熱材としては、黒鉛のフェルト、または黒鉛の成形断熱材が使われる場合が多い。それらの製造条件としては、最も一般的な熱処理の温度は１０００℃以下であり、高温処理品でもその処理温度は２０００℃である。ＳｉＣ単結晶用坩堝の温度は最高で２４００℃以上にも達し、前述の断熱材の処理温度よりも高いため、結晶成長中に断熱材の黒鉛化などの反応が起こり、断熱特性が低下する。それに加えて、坩堝内部からは昇華ガス成分が漏洩し、その成分は断熱材と熱化学的な反応を起こして黒鉛材を劣化させ、断熱性を低下させる。この断熱材劣化に伴い、実際にＳｉＣ単結晶インゴットを製造する際の装置制御における温度フィードバックによりコイルに投入される電流が上昇する（断熱特性の低下によって坩堝温度が下がったと判断されるため）。すると、断熱材の劣化した坩堝部位の温度は低下するが、劣化が軽度な部位の温度は逆に上昇する場合もある。従って、単結晶インゴットが受ける温度勾配の変化は一様ではない。何れにしても、単結晶インゴットの温度分布が変化し、新たな内部応力が発生することは間違いない。

そこで、結晶成長に先立って、断熱材に２２５０℃以上、望ましくは２４５０℃以上の温度で熱処理を施しておけば、成長中に高温に晒されることによる材料特性の変化と、同時に昇華ガス成分との反応性も抑制することができる。昇華ガスとの反応性が抑えられるメカニズムは明確ではないが、黒鉛繊維の黒鉛化度が高いことなどが効果を発揮していると考えられる。また、断熱材の熱処理の方法としては、断熱材素材１ロットをまとめて不活性雰囲気中で処理する方法や、成長用に加工、組み立てされた断熱部材を坩堝と組み付けた状態で、結晶成長用の誘導加熱炉を用いて熱処理を行う方法などがあるが、特に限定されない。処理温度の上限も特に限定するものではないが、超高温環境では黒鉛自体の昇華が生じ、またコスト的にも不利となるので、３０００℃程度が上限である。

結晶成長中のインゴットの温度分布変化を発生させる、もう一つの大きな原因は、高温の原料側から低温のＳｉＣ単結晶側に向かって、坩堝を形成する黒鉛部材を通過し、その後インゴット側面に入射する熱量の変化である。一般的に、ＳｉＣの単結晶成長において、坩堝の温度は一定ではなく、変化を伴う。それは、成長速度制御のための能動的な温度調整である場合と、成長に伴う坩堝内部の状態変化による受動的な変動の場合などもあるが、いずれにしても温度変化は不可避的な現象である。この温度変化に伴い、インゴット側面に入射する熱量も変化し、その結果、インゴット内部の温度分布も変化する。また、もしも温度が一定に保たれているとしても、ＳｉＣ単結晶の成長に伴い、インゴットの側面面積が増加するので、やはり単結晶インゴット側面から入射する熱量も変化し、インゴット内部の温度分布が変化する。

この温度変化を抑制するためには、種結晶が取り付けられる坩堝蓋体の種結晶取付け領域を形成する部材よりも熱伝導率の高い部材（以下、熱流束制御部材と言う）を種結晶取付け領域の外周に沿って設置し、坩堝から熱流束制御部材に流れる熱流束を増加させることによって、坩堝からインゴット、及びインゴットから種結晶取付け領域という熱流束を減少させることが有効である。このとき、各部材の熱伝導率としては、種結晶取付け領域を形成する部材の室温熱伝導率＝λ₁と、熱流束制御部材の室温熱伝導率＝λ₂とが、１．１×λ₁≦λ₂の関係となるようにすることで効果が表れる。より好ましい条件としては、前述の室温熱伝導率が１．２×λ₁≦λ₂の関係にある場合である。λ₂の値の上限値は特に設定していないが、λ₁に対する室温熱伝導率の比が１．８倍を超えると、成長表面の温度分布にも大きな変化が生じ、安定成長が難しくなるので好ましくない。なお、インゴット側面からの入熱を制御して、結晶成長中のインゴットの温度分布変化を抑制するには、種結晶が取り付けられる種結晶取付け領域よりも外側に熱流束制御部材が配置されるのがより効果的であるが、種結晶取付け領域の外側周辺で熱流束制御部材が一部重なるように配置されたとしても、坩堝から熱流束制御部材に流れる熱流束を増加させてインゴット側面への入熱を制御することができれば構わない。

インゴットの温度変化を抑制するもう一つの方法は、二重石英管等に設置した結晶育成用坩堝の周りを取り囲む周辺空間の雰囲気ガスの熱伝導率を向上させて、坩堝から雰囲気中へ放散される熱量を増加させることである。高熱伝導のガス成分として、一般的には水素が良く知られているが、水素は黒鉛やＳｉＣをエッチングするなどの影響があるので好ましくない。この場合のガス種としてはヘリウムが最適であり、雰囲気中にヘリウムが１０vol%以上含まれる場合に意図した効果が生じ、ヘリウムが２０vol%以上の場合により大きな効果が得られる。ヘリウムの上限値は、コストや、ウェハに求められる電気伝導度（すなわち雰囲気中のドーパント濃度）の関係から必然的に決まるが、ヘリウムガスの濃度が５０vol%以上となると、この場合も成長表面の温度分布にも大きな変化が生じ、安定成長が難しくなるので、やはり好ましくない。

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４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３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（坩堝蓋体）６の内面に取り付けられており、昇華原料３は黒鉛坩堝４の内部に充填される。この黒鉛坩堝４、及び黒鉛蓋６は、熱シールドのために断熱材５で被膜され、二重石英管８内部の黒鉛支持台座７の上に設置される。石英管８の内部を、真空排気装置および圧力制御装置１２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１０を介してマスフローコントローラ１１で制御しながら流入させ、真空排気装置および圧力制御装置１２を用いて石英管内圧力を８０ｋＰａに保ちながらワークコイル９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１０を介してマスフローコントローラ１１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断熱材５に直径２〜１５ｍｍの光路を設けて放射温度計１３aおよび１３ｂ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、この状態を所定の時間維持して結晶成長を実施した。

（実施例１）
先ず、原料や種結晶を装填しない坩堝と、２０００℃で熱処理された市販の黒鉛製フェルトを１式用意し、結晶成長に先立って黒鉛製フェルトの熱処理を行った。その後、坩堝と断熱材は成長時と同様の組立を行い、上述した成長準備と同様に石英管内部に設置して真空排気を行った。続いて、石英管内に高純度Ａｒガスを、配管を介してマスフローコントローラ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に高周波電流を流し、黒鉛坩堝下部および上部が目標温度に達するまで上昇させ、この状態を１２時間保持して熱処理を完了させた。実施例１の黒鉛製フェルトの熱処理温度は２３００℃とし、高純度アルゴン雰囲気中で１２時間の熱処理を行った。

次に、上記の坩堝とフェルトを用いて行った、実施例１の結晶成長について説明する。種結晶１として、（０００１）面を主面とし、<０００１>軸が<１１−２０>方向に４°傾いた、口径１０１ｍｍの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９０Ｐａである。窒素分圧はインゴット全体で最適な導電性を維持するために変化させた。ここで、一般的な黒鉛フェルトと比較して、本実施例のような高温熱処理されたフェルトは劣化が少なく、単結晶インゴット側面からの入熱変動を抑制できるので、低転位密度、かつ低弾性歪のＳｉＣ単結晶ウェハが製造可能となる。

こうして得られたＳｉＣ単結晶インゴットは、口径が１０６．８ｍｍ、高さは３４．８ｍｍであった。このようにして、実施例１の口径１００ｍｍウェハ作製用のＳｉＣ単結晶インゴットを製造した。

得られたインゴットは公知の加工技術により、種結晶と同じく、オフ角度４°の（０００１）面を有する厚さ０．４ｍｍの鏡面ウェハ８枚に加工し、品質の評価を行った。種結晶側から順に数えて１１〜１８をウェハ番号とする。ここで、１１番〜１８番の各ウェハのインゴット高さに対する相対位置は、それぞれ０．２〜０．９まで０．１刻みである。すなわち、相対位置０は種結晶表面に相当し、１．０はインゴットの高さに相当する。

作製した８枚のウェハについて、先ず、ラマン分光測定器（日本分光社製ＮＲＳ-７１００、分解能±0.05cm^-1）を用いて、前述した通りの方法でラマンシフトを測定した。その後、溶融ＫＯＨエッチングを行い、光学顕微鏡によってＢＰＤ密度およびＴＳＤ密度を計測した。ここでは、Ｊ．Ｔａｋａｈａｓｈｉ ｅｔ ａｌ．，Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ ＣｒｙｓｔａｌＧｒｏｗｔｈ，１３５，（１９９４），６１−７０に記載されている方法に従って、５３０℃の溶融ＫＯＨに試料を１０分間浸漬し、貝殻型ピットをＢＰＤ、中型・大型の六角形ピットをＴＳＤとして、エッチピット形状から転位欠陥を分類した。エッチピットの観察例を図２に示す。転位密度の算出方法としては、図３に示した通り、図の上下、左右で対称関係にある５２点にて、その点が測定エリアの中心となるように、ＴＳＤについてはピットのサイズが大きいので２０７３μｍ×１６０１μｍとし、ＴＳＤ以外については６６３μｍ×５２５μｍの測定エリアでエッチピットを計数し、その平均値をウェハの転位密度とした。なお、図中に示したｄの値は１００ｍｍウェハについては３．２５ｍｍ、１５０ｍｍウェハについては４．８ｍｍとしたが、前記以外の口径についても、適当なｄを選ぶことにより、口径の影響を受けずに転位密度を正確に評価できる。

前述の評価結果を、表１に示す。１８番のウェハがＢＰＤ密度５００個/cm²以下であり、またＢＰＤ、ＴＳＤの合計密度も１０００個/cm²を下回り、本発明範囲の特性を有していた。

（実施例２）
次に、実施例２について説明する。実施例２でも、実施例１と同様に、２０００℃で熱処理された市販の黒鉛製フェルトを１式用意し、結晶成長に先立って黒鉛製フェルトの熱処理を行った。実施例２の黒鉛製フェルトの熱処理温度は２５００℃であり、この点以外は実施例１と同様に処理を行った。

上記の坩堝とフェルトを用いて行った、実施例２の結晶成長方法は、実施例１と同様である。実施例２も実施例１と同様な理由で、低転位密度、かつ低弾性歪のＳｉＣ単結晶ウェハが製造可能となるが、より高温で処理された黒鉛製フェルトを用いることにより、断熱材劣化による面内温度勾配の過剰な低下が抑えられるので、特にＢＰＤの低減に効果がある。

こうして、口径が１０５．７ｍｍ、高さは３７．９ｍｍの口径１００ｍｍウェハ作製用のＳｉＣ単結晶インゴットを製造した。
得られたインゴットは、実施例１と同様のインゴット内の相対位置を有する鏡面ウェハ８枚に加工し（種結晶側から順に数えて21〜28番）、品質の評価を行った。評価結果を表２に示す。２７番〜２８番のウェハがＢＰＤ密度、ＢＰＤとＴＳＤの合計密度でも本発明範囲の品質を有していた。

（実施例３）
次に、実施例３の結晶製造方法について説明する。実施例３では、図５の概略図で示した構造の黒鉛坩堝２４を結晶成長に用いた。この黒鉛坩堝２４では、種結晶２１が坩堝蓋体２６の内面側に取り付けられており、この坩堝蓋体２６の外周側面に接しながら、そのまわりを取り囲むように、高熱伝導黒鉛材製の熱流束制御部材２７が配置されている。ここで、種結晶２１が取り付けられる種結晶取付け領域を形成する坩堝蓋体２６の室温熱伝導率＝λ₁と、熱流束制御部材２７の室温熱伝導率＝λ₂とは、１．１５×λ₁≦λ₂の関係にある。さらに、この実施例３では、結晶成長に先立って、実施例１と同様に２３００℃で黒鉛製フェルトの熱処理も行った。熱流束制御部材２７を含めた坩堝の構造以外の結晶成長条件は実施例１と同様にして単結晶インゴットの製造を行った。実施例３の坩堝構造は、単結晶インゴットの側面に沿った熱流束が増加した条件下で、熱流束が過剰にインゴットに入射しないことを意図した構造である。この坩堝構造により、単結晶インゴット側面からの入熱変動を抑制できることから、低転位密度、かつ低弾性歪のＳｉＣ単結晶ウェハが製造可能となる。

この実施例３では、上記のような熱流束制御部材２７を備えた坩堝が使用され、また、断熱材は実施例１と同様の方法で熱処理されている。こうして得られたＳｉＣ単結晶インゴットは、口径が１０５．５ｍｍ、高さは３７．８ｍｍであった。
得られたインゴットは、実施例１と同様のインゴット内の相対位置を有する鏡面ウェハ８枚に加工し（種結晶側から順に数えて31〜38番）、品質の評価を行った。評価結果を表３に示す。３３番〜３８番のウェハが本発明範囲の特性を有しているが、特に３４番〜３８番のウェハはＢＰＤとＴＳＤの合計密度でも５００個/cm²を下回っており、非常に良好である。

（実施例４）
次に、実施例４の結晶製造方法について説明する。実施例４では、図６の概略図で示した構造の黒鉛坩堝２４を結晶成長に用いた。この黒鉛坩堝２４では、種結晶２１が坩堝蓋体２６の内面側に取り付けられており、この坩堝蓋体２６の外周側面に接しながらそのまわりを取り囲むと共に、一部が黒鉛坩堝の側壁の外側部分に延設されるようにして高熱伝導黒鉛材製の熱流束制御部材２７が配置されている。ここで、種結晶２１が取り付けられる種結晶取付け領域を形成する坩堝蓋体２６の室温熱伝導率＝λ₁と、熱流束制御部材２７の室温熱伝導率＝λ₂とは、１．３×λ₁≦λ₂の関係にある。さらに、この実施例４では、結晶成長に先立って黒鉛製フェルトの熱処理も行った。すなわち、この実施例４については、実施例２と同様の条件である２５００℃で黒鉛製フェルトの熱処理を行った。熱流束制御部材２７を含めた坩堝の構造以外の結晶成長条件は実施例１と同様にして、単結晶インゴットの製造を行った。

この実施例４では、実施例３と同じ目的で設計された坩堝が使用され、また、断熱材は実施例２と同様の方法で熱処理されている。これらにより、単結晶インゴット側面からの入熱変動はより効果的に抑制され、前述の実施例よりもさらに低転位密度、かつ低弾性歪のＳｉＣ単結晶ウェハが製造可能となる。こうして得られたＳｉＣ単結晶インゴットは、口径が１０５．７ｍｍ、高さは３９．６ｍｍであった。

得られたインゴットは、実施例１と同様のインゴット内の相対位置を有する鏡面ウェハ８枚に加工し（種結晶側から順に数えて41〜48番）、品質の評価を行った。評価結果を表４に示す。すべてのウェハが本発明範囲の特性を有しており、特に４４番〜４８番のウェハはＢＰＤとＴＳＤの合計密度でも３００個/cm²を下回っており、極めて良好である。

（実施例５）
次に、実施例５について説明する。実施例５では、口径１５０ｍｍのウェハの作製を行った。実施例５の結晶製造については、口径１５０ｍｍウェハ用インゴットに対応したサイズの坩堝、及び断熱材が使用されたが、その基本構造は図７で示した通りである。この黒鉛坩堝２４では、坩堝蓋体２６の内面側の略中央部分に種結晶２１が取り付けられており、坩堝蓋体２６の外側には、種結晶２１が取り付けられた種結晶取付け領域を囲うように、高熱伝導黒鉛材製の熱流束制御部材２７が配置されている。ここで、坩堝蓋体２６のうち、少なくとも種結晶２１が取り付けられる種結晶取付け領域を形成する部材の室温熱伝導率＝λ₁と、熱流束制御部材２７の室温熱伝導率＝λ₂とは、実施例４と同様に１．３×λ₁≦λ₂の関係にある。さらに、この実施例５では、結晶成長に先立って黒鉛製フェルトの熱処理も行った。実施例５については、実施例２と同様の条件である２５００℃で黒鉛製フェルトの熱処理を行った。

また、実施例５の種結晶としては、（０００１）面を主面とし、<０００１>軸が<１１−２０>方向に４°傾いた、口径１５４ｍｍの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。種結晶のサイズ、及び熱流束制御部材２７を含めた坩堝の構造以外の結晶成長条件は実施例１とほぼ同様の条件にして、単結晶インゴットの製造を行った。

実施例５は、口径１５０ｍｍウェハ作製用の単結晶インゴットの製造例だが、製造方法の考え方は、基本的には実施例４と同様であり、口径が異なるインゴットの場合でも、低転位密度、かつ低弾性歪のＳｉＣ単結晶ウェハが製造可能となる。このようにして、実施例５の口径１５０ｍｍウェハ作製用のＳｉＣ単結晶インゴットを製造した。得られたＳｉＣ単結晶インゴットは、口径が１５８．１ｍｍ、高さは４２．６ｍｍであった。

得られたインゴットは、実施例１と同様のインゴット内の相対位置を有する鏡面ウェハ８枚に加工し（種結晶側から順に数えて51〜58番）、品質の評価を行った。評価結果を表５に示す。すべてのウェハが本発明範囲の特性を有しており、特に５５番〜５８番のウェハがＢＰＤとＴＳＤの合計密度でも３００個/cm²を下回り、極めて良好である。

そして、５８番のウェハのＳｉ面には、ホモ・エピタキシャル成長を実施した。エピタキシャル成長の条件は、成長温度１５５０℃、シラン(SiH₄)、プロパン(C₃H₈)、水素(H₂)の流量が、それぞれ３２cc/min、２１cc/min、１５０L/minであり、窒素ガスは、活性層におけるキャリア濃度が１×１０¹⁶cm^-3となる流量とし、厚さ約５μｍの活性層を成長させた。エピタキシャル膜の表面は全面に渡って非常に平坦で、キャロット等のエピ欠陥も非常に少ない、良好なエピ薄膜が形成されていることが分かった。さらに、このエピタキシャルウェハ上にＭＯＳＦＥＴ構造を作製し、ゲート絶縁膜の耐圧を測定したところ、およそ８２０Ｖであった。

（実施例６）
次に、実施例６の結晶製造方法について説明する。実施例６では、図８の概略図で示した構造の黒鉛坩堝を結晶成長に用いた。この黒鉛坩堝２４では、種結晶２１が坩堝蓋体２６の内面側に取り付けられており、坩堝蓋体２６の外周側に、黒鉛坩堝の側壁の一部を介して、高熱伝導黒鉛材製の熱流束制御部材２７が配置されている。ここで、種結晶２１が取り付けられる種結晶取付け領域を形成する坩堝蓋体２６の室温熱伝導率＝λ₁と、熱流束制御部材２７の室温熱伝導率＝λ₂とは、１．４×λ₁≦λ₂の関係にある。さらに、この実施例６では、結晶成長に先立って黒鉛製フェルトの熱処理も行った。実施例４については、実施例２と同様の条件である２５００℃で黒鉛製フェルトの熱処理を行った。

また、この実施例６では、結晶成長条件は実施例１と同様であるが、二重石英管８に設置した黒鉛坩堝の周りを取り囲む周辺空間の雰囲気ガス中にはＨｅガスを混合させた。Ｈｅガスの含有率は１６vol%である。実施例６でも、実施例４と同じ目的で設計された坩堝と、実施例４と同条件で熱処理された黒鉛製フェルトが使用されている。さらに、雰囲気ガスを高熱伝導化することにより、さらなる温度勾配の低減化を図った。こうして得られたＳｉＣ単結晶インゴットは、口径が１０８．７ｍｍ、高さは５６．３ｍｍであった。

得られたインゴットは、実施例１と同様のインゴット内の相対位置を有する鏡面ウェハ８枚に加工し（種結晶側から順に数えて61〜68番）、品質の評価を行った。評価結果を表６に示す。６３番〜６８番のウェハが、ＢＰＤ密度と、ＢＰＤとＴＳＤの合計密度でも本発明範囲の特性であり、その中でも６６番〜６８番のウェハはＢＰＤとＴＳＤの合計密度でも５００個/cm²を下回っており、極めて良好である。実施例４に比較すると、やや転位密度は高い結果となったが、ラマン指数が示す通り、弾性歪の非常に小さなウェハを製造することができた。坩堝構造とガス組成、結晶成長条件を総合して最適化することにより、さらに低転位密度、かつ低弾性歪のＳｉＣ単結晶ウェハも製造可能になると考えられる。

（比較例１）
次に、比較例１について説明する。比較例１では、２０００℃で熱処理された市販の黒鉛製フェルトを１式用いて成長を行った。坩堝の構造は実施例１と同一である。比較例１の結晶成長方法も、実施例１とほぼ同様である。比較例１では、一般的な黒鉛フェルトと黒鉛坩堝が使用されているため、単結晶インゴット側面からの入熱変動は抑制されず、低転位密度と低弾性歪を両立するＳｉＣ単結晶ウェハを製造することはできない。こうして得られたＳｉＣ単結晶インゴットは、口径が１０７．４ｍｍ、高さは３５．２ｍｍであった。

得られたインゴットは、実施例１と同様のインゴット内の相対位置を有する鏡面ウェハ８枚に加工し（種結晶側から順に数えて71〜78番）、品質の評価を行った。評価結果を表７に示す。評価項目毎にウェハの性質を見ていくと、７１番のウェハを除けば、ラマン指数は本発明範囲の値を有している。しかしながら、転位密度がすべてのウェハにおいて高く、特にＢＰＤ密度が高い。このため、本発明範囲の特性を有するウェハは１枚も得ることができていない。

そして、７８番のウェハのＳｉ面には、実施例６と同じ条件にて、ホモ・エピタキシャル成長を実施し、厚さ約５μｍの活性層を成長させた。エピタキシャル膜の表面は、バンチング等の表面モフォロジー乱れが観察され、キャロット等のエピ欠陥も多く見られた。このエピタキシャルウェハ上にＭＯＳＦＥＴ構造を作製し、ゲート絶縁膜の耐圧を測定したところ、およそ２７０Ｖであった。

（比較例２）
次に、比較例２について説明する。比較例２では、２０００℃で熱処理された市販の黒鉛製フェルトを１式用いて成長を行った。坩堝の構造の概略は実施例１と同一である。比較例２の結晶成長は、実施例１とほぼ同様の準備を行い、得られたＳｉＣ単結晶インゴットは、口径が１０３．１ｍｍ、高さは１６．５ｍｍであった。比較例２も比較例１と同様であり、一般的な黒鉛フェルトと黒鉛坩堝が使用されているため、単結晶インゴット側面からの入熱変動は抑制されない。成長条件の違いにより、低転位密度、あるいは低弾性歪のどちらかを部分的に実現する場合もあるが、それらを両立するＳｉＣ単結晶ウェハを製造することはできない。

得られたインゴットは高さが低いので、８１番、８８番に相当するウェハの作製は困難であった。このため、８２番から８７番の相対位置を有する鏡面ウェハ６枚に加工し、品質の評価を行った。評価結果を表８に示す。表８の中で、８４番から８７番のウェハが基底面転位密度に関しては本発明範囲の値を有している。しかしながら、ラマン指数がすべてのウェハで高く、本発明範囲の特性を有するウェハは１枚も得ることができていない。

そして、８７番のウェハのＳｉ面に、実施例６と同じ条件にて、ホモ・エピタキシャル成長を実施し、厚さ約５μｍの活性層を成長させた。エピタキシャル膜の表面には、キャロット等のエピ欠陥は、実施例５の５８番のウェハよりは多いが、比較例１の７８番のウェハに比較すればかなり少なかった。しかしながら、バンチング等の表面モフォロジー乱れは高密度で観察された。これは、弾性歪によりウェハの表面ステップ状態が乱れていたことが原因と考えられる。このエピタキシャルウェハ上にＭＯＳＦＥＴ構造を作製し、ゲート絶縁膜の耐圧を測定したところ、およそ３４０Ｖであった。

（比較例３）
次に、比較例３について説明する。比較例３では、２０００℃で熱処理された市販の黒鉛製フェルトを１式用いて、口径１５０ｍｍのウェハの作製を行った。口径１５０ｍｍウェハ用インゴットの成長に用いた坩堝と断熱材の構造は実施例１で用いた坩堝と断熱材の相似形であり、口径１５０ｍｍインゴットに対応したサイズを有している。比較例３の結晶成長方法も、実施例１とほぼ同様である。比較例３では、一般的な黒鉛フェルトと黒鉛坩堝が使用されてため、単結晶インゴット側面からの入熱変動は抑制されず、低転位密度と低弾性歪を両立するＳｉＣ単結晶ウェハを製造することはできない。こうして得られたＳｉＣ単結晶インゴットは、口径が１５８．５ｍｍ、高さは３３．２ｍｍであった。

得られたインゴットは、実施例１と同様のインゴット内の相対位置を有する鏡面ウェハ８枚に加工し（種結晶側から順に数えて91〜98番）、品質の評価を行った。評価結果を表９に示す。評価項目毎にウェハの性質を見ていくと、ＴＳＤは本発明範囲の値を有している。しかしながら、ＢＰＤが全てのウェハにおいて高く、尚且つラマン指数も総じて高い。このため、本発明範囲の特性を有するウェハは１枚も得ることができていないことが分かる。

１：種結晶（SiC単結晶）
２：ＳｉＣ単結晶インゴット
３：昇華原料（ＳｉＣ粉末原料）
４：黒鉛坩堝
５：断熱材
６：黒鉛蓋（坩堝蓋体）
７：黒鉛支持台座（坩堝支持台および軸）
８：二重石英管
９：ワークコイル
１０：配管
１１：マスフローコントローラ
１２：真空排気装置および圧力制御装置
１３a：放射温度計（坩堝上部用）
１３b：放射温度計（坩堝下部用）
２１：種結晶(ＳｉＣ単結晶)
２２：ＳｉＣ単結晶インゴット
２３：昇華原料（ＳｉＣ粉末原料）
２４：黒鉛坩堝
２５：断熱材
２６：黒鉛蓋（坩堝蓋体）
２７：熱流束制御部材

Claims (13)

1. 表面の基底面転位密度が１００個/cm²以上１０００個/cm²以下、貫通螺旋転位密度が１６０個/cm²以上５００個/cm²以下、かつ、ラマン指数が０．０３以上０．２以下である、口径１５０ｍｍ以上３００ｍｍ以下の炭化珪素単結晶ウェハ。
2. 表面の基底面転位密度が８０個/cm²以上５００個/cm²以下、貫通螺旋転位密度が１１０個/cm²以上３００個/cm²以下、かつ、ラマン指数が０．００以上０．１５以下である、口径１００ｍｍ以上１５０ｍｍ以下の炭化珪素単結晶ウェハ。
3. ラマン指数が０．１５以下である請求項１に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
4. ラマン指数が０．１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。
5. 表面の基底面転位密度が５００個/cm²以下である請求項１に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
6. 表面の基底面転位密度が３００個/cm²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。
7. 表面の基底面転位密度が１００個/cm²以下である請求項２に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
8. 貫通螺旋転位密度が３００個/cm²以下である請求項１に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
9. 貫通螺旋転位密度が２００個/cm²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。
10. 表面の基底面転位密度と貫通螺旋転位密度との合計が２６０個/cm²以上１０００個/cm²以下である請求項１に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
11. 表面の基底面転位密度と貫通螺旋転位密度との合計が１９０個/cm²以上１０００個/cm²以下である請求項２に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
12. 表面の基底面転位密度と貫通螺旋転位密度との合計が５００個/cm²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。
13. 表面の基底面転位密度と貫通螺旋転位密度との合計が３００個/cm²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。

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