JP2017186199A - Production method of epitaxial silicon carbide single crystal wafer - Google Patents
Production method of epitaxial silicon carbide single crystal wafer Download PDFInfo
- Publication number
- JP2017186199A JP2017186199A JP2016076154A JP2016076154A JP2017186199A JP 2017186199 A JP2017186199 A JP 2017186199A JP 2016076154 A JP2016076154 A JP 2016076154A JP 2016076154 A JP2016076154 A JP 2016076154A JP 2017186199 A JP2017186199 A JP 2017186199A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- growth
- epitaxial
- single crystal
- sic
- growth furnace
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- HBMJWWWQQXIZIP-UHFFFAOYSA-N silicon carbide Chemical compound [Si+]#[C-] HBMJWWWQQXIZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims abstract description 167
- 229910010271 silicon carbide Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 164
- 239000013078 crystal Substances 0.000 title claims abstract description 80
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 17
- 239000007789 gas Substances 0.000 claims abstract description 62
- 238000005530 etching Methods 0.000 claims abstract description 52
- 239000000758 substrate Substances 0.000 claims abstract description 42
- 239000002210 silicon-based material Substances 0.000 claims abstract description 39
- 239000012159 carrier gas Substances 0.000 claims abstract description 20
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 43
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 19
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 13
- 239000003575 carbonaceous material Substances 0.000 claims description 12
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 claims description 10
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 238000002230 thermal chemical vapour deposition Methods 0.000 claims description 7
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 claims description 6
- 125000004435 hydrogen atom Chemical class [H]* 0.000 claims 1
- 238000004062 sedimentation Methods 0.000 abstract 1
- 239000010408 film Substances 0.000 description 72
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 40
- 235000012431 wafers Nutrition 0.000 description 36
- 230000003746 surface roughness Effects 0.000 description 33
- 238000000151 deposition Methods 0.000 description 20
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 20
- 230000008569 process Effects 0.000 description 8
- 239000000463 material Substances 0.000 description 7
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 5
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 5
- 229910002804 graphite Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000010439 graphite Substances 0.000 description 5
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 3
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 3
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 3
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 2
- 125000004432 carbon atom Chemical group C* 0.000 description 2
- 230000008859 change Effects 0.000 description 2
- 238000005229 chemical vapour deposition Methods 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 2
- VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N methane Chemical compound C VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000000879 optical micrograph Methods 0.000 description 2
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 2
- 239000004065 semiconductor Substances 0.000 description 2
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 2
- 239000004215 Carbon black (E152) Substances 0.000 description 1
- 239000005046 Chlorosilane Substances 0.000 description 1
- OTMSDBZUPAUEDD-UHFFFAOYSA-N Ethane Chemical compound CC OTMSDBZUPAUEDD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- VGGSQFUCUMXWEO-UHFFFAOYSA-N Ethene Chemical compound C=C VGGSQFUCUMXWEO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000005977 Ethylene Substances 0.000 description 1
- 239000006061 abrasive grain Substances 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- HSFWRNGVRCDJHI-UHFFFAOYSA-N alpha-acetylene Natural products C#C HSFWRNGVRCDJHI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 1
- 125000004429 atom Chemical group 0.000 description 1
- 230000004888 barrier function Effects 0.000 description 1
- 239000001273 butane Substances 0.000 description 1
- KOPOQZFJUQMUML-UHFFFAOYSA-N chlorosilane Chemical compound Cl[SiH3] KOPOQZFJUQMUML-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 229910003460 diamond Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010432 diamond Substances 0.000 description 1
- MROCJMGDEKINLD-UHFFFAOYSA-N dichlorosilane Chemical compound Cl[SiH2]Cl MROCJMGDEKINLD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000002019 doping agent Substances 0.000 description 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 1
- 238000000407 epitaxy Methods 0.000 description 1
- 125000002534 ethynyl group Chemical group [H]C#C* 0.000 description 1
- 229930195733 hydrocarbon Natural products 0.000 description 1
- 150000002430 hydrocarbons Chemical class 0.000 description 1
- 238000002513 implantation Methods 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 238000005468 ion implantation Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- IJDNQMDRQITEOD-UHFFFAOYSA-N n-butane Chemical compound CCCC IJDNQMDRQITEOD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- OFBQJSOFQDEBGM-UHFFFAOYSA-N n-pentane Natural products CCCCC OFBQJSOFQDEBGM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000008520 organization Effects 0.000 description 1
- 238000012827 research and development Methods 0.000 description 1
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 1
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 239000010409 thin film Substances 0.000 description 1
- ZDHXKXAHOVTTAH-UHFFFAOYSA-N trichlorosilane Chemical compound Cl[SiH](Cl)Cl ZDHXKXAHOVTTAH-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000005052 trichlorosilane Substances 0.000 description 1
- 238000007740 vapor deposition Methods 0.000 description 1
Images
Abstract
Description
本発明は、エピタキシャル炭化珪素単結晶ウェハの製造方法に関するものである。 The present invention relates to a method for manufacturing an epitaxial silicon carbide single crystal wafer.
炭化珪素（以下、SiC）は、耐熱性及び機械的強度に優れ、物理的、化学的に安定なことから、耐環境性半導体材料として注目されている。また、近年、高周波高耐圧電子デバイス等の基板としてＳｉＣ単結晶基板の需要が高まっている。 Silicon carbide (hereinafter referred to as SiC) is attracting attention as an environmentally resistant semiconductor material because it is excellent in heat resistance and mechanical strength and is physically and chemically stable. In recent years, the demand for SiC single crystal substrates as substrates for high-frequency, high-voltage electronic devices has increased.
ＳｉＣ単結晶基板を用いて、電力デバイス、高周波デバイス等を作製する場合には、通常、ＳｉＣ単結晶基板上に熱ＣＶＤ法（熱化学蒸着法）と呼ばれる方法を用いてＳｉＣ薄膜（SiCエピタキシャル膜）をエピタキシャル成長させたり、イオン注入法により直接ドーパントを打ち込んだりするのが一般的であるが、後者の場合には、注入後に高温でのアニールが必要となるため、エピタキシャル成長による薄膜形成を行ったエピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハが多用されている。 When manufacturing a power device, a high-frequency device, etc. using a SiC single crystal substrate, a SiC thin film (SiC epitaxial film) is usually formed on the SiC single crystal substrate using a method called a thermal CVD method (thermochemical vapor deposition method). ) Is epitaxially grown or a dopant is directly implanted by an ion implantation method. However, in the latter case, annealing at a high temperature is required after the implantation, so that an epitaxial film is formed by epitaxial growth. SiC single crystal wafers are frequently used.
図１に、従来の熱ＣＶＤ法によりエピタキシャル膜成長を行う際の典型的な成長シーケンスを示す。先ず、成長炉にＳｉＣ単結晶基板をセットし、成長炉内を真空排気した後、水素ガスを導入して成長炉内の圧力を５k〜２０kPaに調整する。その後、圧力を一定に保ちながら水素ガス流量と成長炉の温度を上げ、エピタキシャル成長温度である１６００〜１７００℃に達した後、毎分１００〜２００Lの水素ガス中でＳｉＣ単結晶基板の表面のエッチングを行う（10分程度）。エッチング終了後、この例の材料ガスであるＳｉＨ4とＣ3Ｈ8、及びドーピングガスであるＮ2を導入してエピタキシャル成長を開始する。一般にＳｉＨ4流量は毎分１００〜１５０cm3程度、Ｃ3Ｈ8流量は毎分５０〜７０cm3程度であり（材料ガス中のSi原子数に対するC原子数の比（C/Si比）は1〜2程度）、エピタキシャル成長速度は毎時〜１０μm程度である。また、Ｎ2の流量は必要とされるドーピング密度によって決まるが、一般には毎分１０〜５０cm3程度であり、ドーピング密度の値は１〜１０Ｅ１５cm-3（1×1015〜1×1016cm-3）程度である。 FIG. 1 shows a typical growth sequence when epitaxial film growth is performed by a conventional thermal CVD method. First, a SiC single crystal substrate is set in a growth furnace, the inside of the growth furnace is evacuated, and then hydrogen gas is introduced to adjust the pressure in the growth furnace to 5 k to 20 kPa. Thereafter, the hydrogen gas flow rate and the temperature of the growth furnace are increased while keeping the pressure constant, and after reaching the epitaxial growth temperature of 1600 to 1700 ° C., the surface of the SiC single crystal substrate is etched in 100 to 200 L of hydrogen gas per minute. (About 10 minutes) After the etching is completed, SiH 4 and C 3 H 8 which are material gases of this example and N 2 which is a doping gas are introduced to start epitaxial growth. In general, the flow rate of SiH 4 is about 100 to 150 cm 3 per minute, and the flow rate of C 3 H 8 is about 50 to 70 cm 3 per minute (the ratio of C atoms to the number of Si atoms in the material gas (C / Si ratio) is 1). The epitaxial growth rate is about 10 μm / hour. The flow rate of N 2 is determined by the required doping density, but is generally about 10 to 50 cm 3 per minute, and the value of the doping density is 1 to 10E15 cm −3 (1 × 10 15 to 1 × 10 16 cm). -3 ) grade.
そして、一定時間エピタキシャル成長を行い、所望の膜厚が得られた時点でＳｉＨ4とＣ3Ｈ8及びＮ2の導入（供給）を止め、キャリアガスである水素ガスのみ流した状態で温度を下げる。このとき水素ガスを流し続けるのは、基板温度の冷却のためであり、水素ガスを流さずに真空中で冷却すると、ＳｉＣエピタキシャル膜からＳｉやＣが蒸発して表面荒れを起こすおそれがあるからである。温度が常温まで下がった後、水素ガスの導入を止め、成長炉内を真空排気し、不活性ガスを成長炉に導入して、成長炉を大気圧に戻してから、エピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハを取り出す。 Then, epitaxial growth is performed for a certain time, and when a desired film thickness is obtained, introduction (supply) of SiH 4 , C 3 H 8 and N 2 is stopped, and the temperature is lowered in a state where only hydrogen gas as a carrier gas flows. . At this time, the hydrogen gas continues to flow because of the cooling of the substrate temperature, and if it is cooled in vacuum without flowing the hydrogen gas, Si or C may evaporate from the SiC epitaxial film and cause surface roughness. It is. After the temperature has dropped to room temperature, the introduction of hydrogen gas is stopped, the inside of the growth furnace is evacuated, the inert gas is introduced into the growth furnace, the growth furnace is returned to atmospheric pressure, and then the epitaxial SiC single crystal wafer is removed. Take out.
ここで、図１においては時間Ｔのときにエピタキシャル成長が終了し、水素雰囲気中で成長炉の温度が下がり始めるが、その温度が１６００℃程度よりも高い時にはＳｉＣエピタキシャル膜の表面が水素によってエッチングされ、表面の荒れやステップバンチングが生じる問題がある。ステップバンチングは、エピタキシャル成長時には進行の速いステップが遅いステップに追いつくことによって生じるが、エッチング時にはエッチングによる各ステップの後退速度の差によって発生する。これらはその上に形成されたデバイスに悪影響を与えることが知られており（非特許文献１参照）、エピタキシャル成長で良好な表面が得られていても、成長後の降温プロセスで表面性状が劣化することになり、良質なエピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハを得ることができない。特に、近年では高速エピタキシャル成長が多用されるようになっており、この場合には成長温度がより高くなるため、結果的に降温に要する時間が長くなり、上記のような問題は更に顕著となっている。 Here, in FIG. 1, the epitaxial growth is completed at time T, and the temperature of the growth furnace starts to decrease in a hydrogen atmosphere. When the temperature is higher than about 1600 ° C., the surface of the SiC epitaxial film is etched by hydrogen. There are problems that surface roughness and step bunching occur. Step bunching is caused by catching up with a slow step during epitaxial growth to a slow step, but is caused by a difference in the retreat rate of each step during etching. These are known to adversely affect the devices formed thereon (see Non-Patent Document 1), and even if a good surface is obtained by epitaxial growth, the surface properties are deteriorated by the temperature-falling process after growth. Therefore, a good quality epitaxial SiC single crystal wafer cannot be obtained. In particular, in recent years, high-speed epitaxial growth has been frequently used. In this case, the growth temperature becomes higher, and as a result, the time required for temperature reduction becomes longer, and the above problems become more prominent. Yes.
今後デバイスへの応用が期待されるエピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハであるが、従来の方法では、エピタキシャル成長終了後の降温プロセスにおける表面性状の劣化を防ぐことは困難である。そのため、表面荒れやステップバンチングが生じたウェハを使用せざるを得ないことによるデバイス特性の劣化や歩留まりの低下等が問題となっている。 Although it is an epitaxial SiC single crystal wafer which is expected to be applied to devices in the future, it is difficult to prevent the deterioration of the surface properties in the temperature lowering process after the end of epitaxial growth by the conventional method. For this reason, there are problems such as deterioration in device characteristics and reduction in yield due to the necessity of using a wafer having surface roughness or step bunching.
本発明は、熱ＣＶＤ法によるＳｉＣエピタキシャル膜の成長において、特に、エピタキシャル成長終了後の降温プロセスにおけるＳｉＣエピタキシャル膜の表面荒れやステップバンチングを防いで、表面性状に優れた高品質エピタキシャル膜を備えたエピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハを安定的に得ることができる方法を提供するものである。 The present invention provides an epitaxial layer having a high quality epitaxial film with excellent surface properties by preventing the surface roughness and step bunching of the SiC epitaxial film in the temperature-falling process after the completion of the epitaxial growth, particularly in the growth of the SiC epitaxial film by the thermal CVD method. A method capable of stably obtaining a SiC single crystal wafer is provided.
そこで、本発明者らは上記課題を解決するために鋭意検討した結果、エピタキシャル成長後、降温プロセス中の一定期間内でキャリアガスと共に珪素系の材料ガスを流し続け、エピタキシャル成長によって得られたＳｉＣエピタキシャル膜の表面のエッチングと新たなＳｉＣ膜の堆積との均衡を保つようにして、ＳｉＣエピタキシャル膜の表面荒れやステップバンチング等を抑えることができることを見出し、本発明を完成した。 Accordingly, as a result of intensive studies to solve the above problems, the present inventors have continued to flow a silicon-based material gas together with a carrier gas within a certain period during the temperature lowering process after epitaxial growth, and an SiC epitaxial film obtained by epitaxial growth. The inventors have found that the surface roughness of the SiC epitaxial film, step bunching, and the like can be suppressed by maintaining a balance between the etching of the surface and the deposition of a new SiC film, and the present invention has been completed.
すなわち、本発明は、
(1) 成長炉内に配置された炭化珪素単結晶基板に珪素系材料ガス、炭素系材料ガス及びキャリアガスである水素を流して、熱ＣＶＤ法により炭化珪素（SiC）をエピタキシャル成長させて、炭化珪素単結晶基板上にＳｉＣエピタキシャル膜を備えたエピタキシャル炭化珪素単結晶ウェハを製造する方法において、エピタキシャル成長終了後に成長炉の加熱を停止すると共に炭素系材料ガスの供給を停止し、珪素系材料ガス及びキャリアガスは流しながら、エピタキシャル成長終了時の成長炉温度Ｔ1におけるＳｉＣエピタキシャル膜の表面エッチング速度が±０．１μm/hr.以下となるように調整して、成長炉温度が前記成長炉温度Ｔ1に比べて８０〜１２０℃低下するまでの主要冷却期間に珪素系材料ガスを流し続けることを特徴とするエピタキシャル炭化珪素単結晶ウェハの製造方法、
(2)前記ＳｉＣエピタキシャル膜の表面エッチング速度が±０．１μm/hr.以下となるように、成長炉内圧力及び／又は珪素系材料ガスの流量を制御することを特徴とする(1)に記載のエピタキシャル炭化珪素単結晶ウェハの製造方法、
(3) 前記主要冷却期間に流す珪素系材料ガスの流量を漸減させることを特徴とする(1)又は(2)に記載のエピタキシャル炭化珪素単結晶ウェハの製造方法、
(4) 前記炭化珪素単結晶基板は、（０００１）面に対して＜１１−２０＞方向へ傾けた角度が４°以下であるオフ角を有することを特徴とする(1)〜(3)のいずれかに記載のエピタキシャル炭化珪素単結晶ウェハの製造方法、
である。
That is, the present invention
(1) A silicon-based material gas, a carbon-based material gas, and hydrogen as a carrier gas are allowed to flow through a silicon carbide single crystal substrate placed in a growth furnace, and silicon carbide (SiC) is epitaxially grown by thermal CVD to carbonize it. In a method of manufacturing an epitaxial silicon carbide single crystal wafer provided with a SiC epitaxial film on a silicon single crystal substrate, heating of the growth furnace is stopped and supply of a carbon-based material gas is stopped after completion of epitaxial growth, and a silicon-based material gas and While flowing the carrier gas, the surface etching rate of the SiC epitaxial film at the growth furnace temperature T 1 at the end of the epitaxial growth is adjusted to be ± 0.1 μm / hr. Or less, so that the growth furnace temperature is the growth furnace temperature T 1. Epitaxy characterized by continuing to flow silicon-based material gas during the main cooling period until the temperature drops by 80 to 120 ° C. METHOD FOR PRODUCING Le silicon carbide single crystal wafer,
(2) The growth furnace pressure and / or the flow rate of the silicon-based material gas are controlled so that the surface etching rate of the SiC epitaxial film is ± 0.1 μm / hr. A method for producing the epitaxial silicon carbide single crystal wafer according to claim,
(3) The method for producing an epitaxial silicon carbide single crystal wafer according to (1) or (2), wherein the flow rate of the silicon-based material gas flowing during the main cooling period is gradually reduced,
(4) The silicon carbide single crystal substrate has an off-angle in which an angle inclined in the <11-20> direction with respect to the (0001) plane is 4 ° or less (1) to (3) A method for producing an epitaxial silicon carbide single crystal wafer according to any one of
It is.
本発明によれば、エピタキシャル成長終了後の降温プロセスにおけるＳｉＣエピタキシャル膜の表面荒れやステップバンチングを防いで、表面性状に優れた高品質のエピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハが得られるようになる。 According to the present invention, it is possible to obtain a high-quality epitaxial SiC single crystal wafer having excellent surface properties by preventing surface roughness and step bunching of the SiC epitaxial film in the temperature lowering process after the end of epitaxial growth.
特に、本発明の製造方法は、ＣＶＤ法を利用するものであるため、装置構成が比較的簡単で制御性にも優れて、再現性、安定性の高いエピタキシャル膜を得ることができる。 In particular, since the manufacturing method of the present invention uses the CVD method, an epitaxial film having a relatively simple apparatus configuration, excellent controllability, and high reproducibility and stability can be obtained.
そして、本発明のエピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハを用いたデバイスは、表面の平坦性に優れた高品質エピタキシャル膜上に形成されるため、その特性及び歩留りが向上するようになる。 And since the device using the epitaxial SiC single crystal wafer of this invention is formed on the high quality epitaxial film excellent in surface flatness, the characteristic and yield come to improve.
以下、本発明について詳しく説明する。
本発明は、成長炉内に配置された炭化珪素（SiC）単結晶基板に珪素系材料ガス、炭素系材料ガス及びキャリアガスである水素を流して、熱ＣＶＤ法によりＳｉＣをエピタキシャル成長させて、ＳｉＣ単結晶基板上にＳｉＣエピタキシャル膜を備えたエピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハを製造する方法であって、エピタキシャル成長後の降温プロセスで、一定の期間内にキャリアガスに加えて珪素系材料ガスを流して、エピタキシャル成長によって得られたＳｉＣエピタキシャル膜の表面のエッチングと新たなＳｉＣ膜の堆積との均衡を保つようにすることで、ＳｉＣエピタキシャル膜の表面荒れやステップバンチング等を抑えるようにしたものである。
The present invention will be described in detail below.
In the present invention, a silicon-based material gas, a carbon-based material gas, and hydrogen as a carrier gas are allowed to flow through a silicon carbide (SiC) single crystal substrate disposed in a growth furnace, and SiC is epitaxially grown by a thermal CVD method. A method of manufacturing an epitaxial SiC single crystal wafer having an SiC epitaxial film on a single crystal substrate, wherein the epitaxial growth is performed by flowing a silicon-based material gas in addition to a carrier gas within a certain period in a temperature lowering process after the epitaxial growth. By maintaining the balance between the etching of the surface of the SiC epitaxial film obtained by the above and the deposition of a new SiC film, the surface roughness of the SiC epitaxial film, step bunching, and the like are suppressed.
詳しくは、エピタキシャル成長終了後に成長炉の加熱を停止すると共に炭素系材料ガスの供給を止め、成長炉の温度Ｔ2がエピタキシャル成長終了時の成長炉温度Ｔ1より８０〜１２０℃（80℃以上120℃以下）低下するまでの主要冷却期間中、キャリアガスと共に珪素系材料ガスは流して、上記成長炉温度Ｔ1でのＳｉＣエピタキシャル膜の表面エッチング速度が±０．１μm/hr.以下となるように調整する。本発明で好適にエピタキシャル成長に用いる装置は、横型のＣＶＤ装置である。ＣＶＤ法は、装置構成が簡単であり、ガスのon/offで成長を制御できるため、エピタキシャル膜の制御性、再現性に優れた成長方法である。なかでも、グラファイト製の成長炉を備えた横型誘導加熱式の熱ＣＶＤ法により、炭化珪素をエピタキシャル成長させる際に適用するのがより好適である。 Specifically, after the epitaxial growth is completed, the heating of the growth furnace is stopped and the supply of the carbon-based material gas is stopped, and the growth furnace temperature T 2 is 80 to 120 ° C. (80 ° C. to 120 ° C. from the growth furnace temperature T 1 at the end of the epitaxial growth). In the main cooling period until the decrease, the silicon-based material gas flows together with the carrier gas so that the surface etching rate of the SiC epitaxial film at the growth furnace temperature T 1 becomes ± 0.1 μm / hr. adjust. The apparatus suitably used for epitaxial growth in the present invention is a horizontal CVD apparatus. The CVD method has a simple apparatus configuration and can control growth by gas on / off, and is therefore a growth method with excellent controllability and reproducibility of the epitaxial film. Among these, it is more preferable to apply this method when epitaxially growing silicon carbide by a horizontal induction heating type thermal CVD method equipped with a graphite growth furnace.
本発明における方法の一例が図２に示されている。成長炉内にＳｉＣ単結晶基板をセットして、エピタキシャル成長を行う手順は図１に示した従来例と同様である。エピタキシャル成長終了後は加熱を止めて成長炉の温度を下げるが、エピタキシャル成長終了時の成長炉温度Ｔ1から１００℃程度（80℃〜120℃）低下するまでは、水素のキャリアガスに加えて珪素系材料ガス（この例ではSiH4）を流し続ける。その際、好ましくは、図２に示すように、エピタキシャル成長終了後に流すＳｉＨ4の流量（すなわち主要冷却期間に流すSiH4の流量）は、エピタキシャル成長時の流量よりも小さく設定するのがよく、具体的には１／２０から１／３０程度に流量を下げて流すようにするのがよい。このようにエピタキシャル成長終了後もキャリアガスに加えて珪素系材料ガス（SiH4）を流すことによって、成長したＳｉＣエピタキシャル膜の表面のエッチングを抑制することができる。その理由については後述する。また、図２では上記ＳｉＨ4の流量は一定としているが、主要冷却期間の初期値から漸減させ、成長炉の温度Ｔ2が１００℃程度下がった時点で流量がゼロになるようにしてもよい。珪素系材料ガス（SiH4）の導入を止めた後の手順は従来と同様であり、キャリアガスである水素ガスのみを流して成長炉の温度を更に低下させる。いずれにおいても主要冷却期間の経過後は珪素系材料ガスの供給は止めて、成長炉内に珪素系材料ガスは流さないようにするのがよい。 An example of the method according to the invention is shown in FIG. The procedure for setting the SiC single crystal substrate in the growth furnace and performing the epitaxial growth is the same as the conventional example shown in FIG. After the epitaxial growth is completed, heating is stopped and the temperature of the growth furnace is lowered. However, until the growth furnace temperature T 1 at the end of the epitaxial growth is reduced by about 100 ° C. (80 ° C. to 120 ° C.), in addition to the hydrogen carrier gas, silicon The material gas (SiH 4 in this example) continues to flow. At that time, preferably, as shown in FIG. 2, the flow rate of SiH 4 to be flown after the end of epitaxial growth (that is, the flow rate of SiH 4 to flow during the main cooling period) should be set smaller than the flow rate during epitaxial growth. It is preferable to reduce the flow rate to 1/20 to 1/30. Thus, etching of the surface of the grown SiC epitaxial film can be suppressed by flowing the silicon-based material gas (SiH 4 ) in addition to the carrier gas even after the epitaxial growth is completed. The reason will be described later. In FIG. 2, the flow rate of SiH 4 is constant, but it may be gradually decreased from the initial value of the main cooling period so that the flow rate becomes zero when the temperature T 2 of the growth furnace decreases by about 100 ° C. . The procedure after the introduction of the silicon-based material gas (SiH 4 ) is stopped is the same as the conventional one, and only the hydrogen gas as the carrier gas is allowed to flow to further lower the temperature of the growth furnace. In any case, it is preferable that the supply of the silicon-based material gas is stopped after the main cooling period elapses so that the silicon-based material gas does not flow into the growth furnace.
本発明において、エピタキシャル成長終了時の成長炉温度Ｔ1から８０℃〜１２０℃低下した成長炉温度Ｔ2までの時間（主要冷却期間）に着目する理由は、このように成長炉が未だ比較的高温であると、従来のようにキャリアガスである水素だけを流すとＳｉＣエピタキシャル膜の表面がエッチングされて、表面の荒れやステップバンチングを引き起こすと考えられるためである。そのため、その間はキャリアガスと共に珪素系材料ガスを流すようにする。但し、珪素系材料ガスが過剰に導入されると、いわゆるＳｉのドロップレット（Si droplet）により、かえってＳｉＣエピタキシャル膜の表面が悪化してしまうことから、ＳｉＣエピタキシャル膜の表面エッチング速度が±０．１μm/hr.以下となるように調整する必要がある。 In the present invention, the reason for paying attention to the time (main cooling period) from the growth furnace temperature T 1 at the end of the epitaxial growth to the growth furnace temperature T 2 reduced by 80 to 120 ° C. is that the growth furnace is still at a relatively high temperature. This is because, if only hydrogen as a carrier gas is allowed to flow as in the prior art, the surface of the SiC epitaxial film is etched, which may cause surface roughness or step bunching. Therefore, the silicon-based material gas is allowed to flow together with the carrier gas during that time. However, when the silicon-based material gas is introduced excessively, the surface of the SiC epitaxial film is deteriorated by so-called Si droplets (Si droplets), so that the surface etching rate of the SiC epitaxial film is ± 0. It is necessary to adjust so that it may become 1 micrometer / hr.
ＳｉＣエピタキシャル膜の表面エッチング速度について、一例として、図３には、水素ガスに対するＳｉＨ4の濃度が０．００５％の場合での成長炉内圧力（kPa）に対するＳｉＣのエッチング速度（μm/hr.）或いは堆積速度（μm/hr.）の関係が示されている。このときの成長炉温度は１６３５℃である。ここで、グラフの縦軸に示されたエッチング速度の数字がプラス（＋）のときにはＳｉＣエピタキシャル膜の表面のエッチングが進行していることを表し、マイナス（−）のときはＳｉＣエピタキシャル膜の表面にＳｉＣの堆積が生じていることを表している。 As an example of the surface etching rate of the SiC epitaxial film, FIG. 3 shows an etching rate of SiC (μm / hr. With respect to the growth furnace pressure (kPa) when the concentration of SiH 4 with respect to hydrogen gas is 0.005%. ) Or the deposition rate (μm / hr.). The growth furnace temperature at this time is 1635 ° C. Here, when the etching rate indicated on the vertical axis of the graph is plus (+), it indicates that the etching of the surface of the SiC epitaxial film is in progress, and when it is minus (−), the surface of the SiC epitaxial film is in progress. This shows that SiC is deposited.
ここで、炭素系材料ガスを流していないのにも関らずＳｉＣが堆積しているのは、グラファイト製成長炉等のように、成長炉を構成しているグラファイト部材等からのＣ原子によるものと推測される。すなわち、図３によれば、成長炉内圧力が増加するとエッチング状態から堆積状態に変化するが、これは成長炉内の圧力が低い程、水素によるエッチングが強まるためと考えられる。ここで重要なのは、水素ガスと珪素系材料ガスとを流した場合、ある成長炉内圧力においてはエッチングと堆積が釣り合うため、ＳｉＣエピタキシャル膜の表面がエッチングされないという点であり、更に、成長炉内圧力によってその釣り合いの制御ができるという点である。 Here, although carbon-based material gas is not flowing, SiC is deposited due to C atoms from a graphite member constituting the growth furnace, such as a graphite growth furnace. Presumed to be. That is, according to FIG. 3, when the growth furnace pressure increases, the etching state changes to the deposition state. This is considered to be because the etching with hydrogen increases as the pressure in the growth furnace decreases. What is important here is that when hydrogen gas and silicon-based material gas are flowed, etching and deposition are balanced at a certain pressure in the growth furnace, so that the surface of the SiC epitaxial film is not etched. The balance can be controlled by pressure.
例えば、図３の結果に基づいて、エピタキシャル成長温度１６３５℃、成長炉内圧力５kPa程度でエピタキシャル成長を行い、エピタキシャル成長終了後直ちに炭素系材料ガスとドーピングガスの供給を止め、水素ガスに対するＳｉＨ4の濃度が０．００５％になるようにＳｉＨ4の流量を変えて成長炉を降温すれば、ＳｉＣ単結晶基板上に成長したＳｉＣエピタキシャル膜はエッチングされないため、水素ガスのみ流した場合に発生する表面荒れやステップバンチングが抑制できることになる。加えて、ＳｉＨ4を流すことでＳｉリッチ（Si-rich）な状態になり表面エネルギーが下がって安定し、よりステップバンチングが低減できる。 For example, based on the results of FIG. 3, the epitaxial growth temperature 1635 ° C., subjected to epitaxial growth at a growth furnace pressure 5kPa about immediately after the epitaxial growth ends stopping the supply of the carbon-based material gas and doping gas, the concentration of SiH 4 to hydrogen gas If the growth temperature is lowered by changing the flow rate of SiH 4 so as to be 0.005%, the SiC epitaxial film grown on the SiC single crystal substrate is not etched. Step bunching can be suppressed. In addition, by flowing SiH 4 , a Si-rich state is obtained, the surface energy is lowered and stabilized, and step bunching can be further reduced.
なお、エピタキシャル成長終了後に水素ガスと珪素系材料ガスだけを流すのではなく、炭素系材料ガスを同時に流すことでも上記のようなエッチングと堆積とが釣り合う状況が作り出せるとも考えられるが、釣り合いに必要なＳｉＣの堆積速度は０．３〜０．５μm/hr.であり、通常のエピタキシャル成長時の成長速度の１／３０〜１／４０程度である。従って制御すべき値が小さく、例えば、通常成長時の流量制御に用いるマスフローコントローラを用いることができないといった問題がある。また、別途小容量のマスフローコントローラを用いれば可能であるとも考えられるが、装置の改造等が必要になり現実的でない。更には、水素ガスと珪素系材料ガスを流してSi-richにすることによる表面安定化の効果も期待できない。 Although it is considered that not only hydrogen gas and silicon-based material gas are allowed to flow after the epitaxial growth is completed, it is considered that the above-described etching and deposition can be balanced by flowing the carbon-based material gas simultaneously, but this is necessary for balancing. The deposition rate of SiC is 0.3 to 0.5 μm / hr., Which is about 1/30 to 1/40 of the growth rate during normal epitaxial growth. Therefore, there is a problem that a value to be controlled is small and, for example, a mass flow controller used for flow control during normal growth cannot be used. In addition, it may be possible to use a mass flow controller with a small capacity separately, but it is not practical because it requires modification of the apparatus. Furthermore, the effect of surface stabilization by flowing hydrogen gas and silicon-based material gas into Si-rich cannot be expected.
本発明において、好適には、エピタキシャル成長終了後、成長炉内圧力や珪素系材料ガス濃度（珪素系材料ガス流量）を調整して、エピタキシャル成長終了時の成長炉温度Ｔ1におけるＳｉＣエピタキシャル膜に対する表面エッチング速度（或いはSiCエピタキシャル膜に対するSiC堆積速度）が０．１μm/hr.以下の状況を作り出し、成長炉の温度を下げていく訳であるが、これはエピタキシャル成長終了後の冷却過程に入る直前の成長炉温度におけるＳｉＣエピタキシャル膜の表面エッチング速度（SiC堆積速度）を規定すれば、成長炉温度がこれより下がる主要冷却期間には、珪素系材料ガスの流量が漸減する場合を含めて表面エッチング速度（SiC堆積速度）は低下するだけであって成長炉温度Ｔ1での表面エッチング速度を超えることはないと考えられるためである。 In the present invention, preferably, after the epitaxial growth is completed, the pressure inside the growth furnace and the silicon-based material gas concentration (silicon-based material gas flow rate) are adjusted to perform surface etching on the SiC epitaxial film at the growth furnace temperature T 1 at the end of the epitaxial growth. The rate (or SiC deposition rate for the SiC epitaxial film) creates a situation of 0.1 μm / hr. Or less and lowers the temperature of the growth furnace. This is the growth immediately before entering the cooling process after the end of epitaxial growth. If the surface etching rate (SiC deposition rate) of the SiC epitaxial film at the furnace temperature is defined, the surface etching rate (including the case where the flow rate of the silicon-based material gas gradually decreases during the main cooling period when the growth furnace temperature falls below this) If does not exceed surface etching rate in the SiC deposition rate) is merely reduced growth furnace temperatures T 1 This is because Erareru.
また、本発明における主要冷却期間について、成長炉の温度が１５５０℃以下であれば、水素ガスによるＳｉＣエピタキシャル膜表面のエッチングは殆ど生じなくなるため、一般的なエピタキシャル成長温度である１６５０℃程度に対して１００℃程度下がるまでの時間に珪素系材料ガスを流せばよく、成長温度（エピタキシャル成長終了時の成長炉温度Ｔ1）から８０℃〜１２０℃温度が下がれば十分である。一般には、この時間は約１０分である。なお、成長炉の温度が下がった時点でもある程度の珪素系材料ガスが流れていると、Si dropletの発生が懸念されるため、その時点で珪素系材料ガスの流量がゼロになるように調整することがより好ましい。 Further, in the main cooling period in the present invention, if the temperature of the growth furnace is 1550 ° C. or less, etching of the surface of the SiC epitaxial film with hydrogen gas hardly occurs, so that it is about 1650 ° C. which is a general epitaxial growth temperature. It is sufficient to flow the silicon-based material gas during the time until the temperature drops by about 100 ° C., and it is sufficient if the temperature falls from 80 ° C. to 120 ° C. from the growth temperature (growth temperature T 1 at the end of epitaxial growth). In general, this time is about 10 minutes. In addition, if a certain amount of silicon-based material gas is flowing even when the temperature of the growth furnace is lowered, there is a concern about the generation of Si droplets. At that time, the flow rate of the silicon-based material gas is adjusted to zero. It is more preferable.
上述したように、ＳｉＣのエピタキシャル成長における成長温度は１６００〜１７００℃であるのが一般的であり、本発明においても同様にすることができる。ここで、エピタキシャル成長に用いられる成長炉においては、炉のある部分の温度を何らかの方法でモニターし、それを成長温度とみなして制御することが一般的であり、通常、成長炉の温度は、誘導加熱されているグラファイトの一部分（一般的にはウェハの直上部）をパイロメータ等で測定し制御しており、本発明についても同様にすることができる。 As described above, the growth temperature in the epitaxial growth of SiC is generally 1600 to 1700 ° C., and the same can be applied in the present invention. Here, in a growth furnace used for epitaxial growth, the temperature of a certain part of the furnace is generally monitored by some method, and is controlled by considering it as a growth temperature. A part of the heated graphite (generally, directly above the wafer) is measured and controlled with a pyrometer or the like, and the same can be applied to the present invention.
このエピタキシャル成長温度は上記の温度範囲で設定されるが、一般には、得られる膜の品質や膜特性の均一性等を制御するためであったり、使用するＳｉＣ単結晶基板の品質等に応じて、設定温度はエピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハの製造ごとに変更される。そのため、主要冷却期間の定めとなる成長炉温度Ｔ2については、エピタキシャル成長終了時の成長炉温度Ｔ1から８０〜１２０℃低下した温度として規定している。 This epitaxial growth temperature is set in the above temperature range, but generally, to control the quality of the film obtained, uniformity of film characteristics, etc., or depending on the quality of the SiC single crystal substrate used, etc. The set temperature is changed every time an epitaxial SiC single crystal wafer is manufactured. For this reason, the growth furnace temperature T 2 that defines the main cooling period is defined as a temperature that is 80 to 120 ° C. lower than the growth furnace temperature T 1 at the end of epitaxial growth.
ところで、ＳｉＣエピタキシャル膜の表面エッチング速度は、成長炉内圧力や珪素系材料ガスの流量のいずれか一方又は両方を制御することにより調整することができるが、望ましくは、先の図３のように、珪素系材料ガスの流量（キャリアガスに対する濃度）を変えながら、成長炉内圧力と表面エッチング速度（SiC堆積速度）との関係をエピタキシャル成長温度ごとに予め取得し把握しておくのがよい。それにより、エピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハの製造ごとに成長条件が変わる場合でも対応が可能になる。その際、ＳｉＣエピタキシャル膜のエッチングとＳｉＣの堆積とが厳密に釣り合うように成長炉内圧力を設定することは比較的難しいが、−０．１μm/hr.（0.1μm/hr.の堆積速度）から＋０．１μm/hr.（0.1μm/hr.のエッチング速度）の間での設定であれば可能である。その理由としては、エピタキシャル成長終了後に水素ガス（キャリアガス）と珪素系材料ガスとを流す時間は前述のとおり１０分間程度であり、±０．１μm/hr.以下の表面エッチング速度であれば厚さ２０nm以下のエッチング或いは堆積であり、現実的に許容される範囲内に収まるためである。また、実際には、主要冷却期間中に成長炉温度が下がっていくことから、収まる範囲はより小さくなると考えられ、これにより得られたＳｉＣエピタキシャル膜の表面荒れやステップバンチング等の発生を抑えることができる。 By the way, the surface etching rate of the SiC epitaxial film can be adjusted by controlling one or both of the growth furnace pressure and the flow rate of the silicon-based material gas. Preferably, as shown in FIG. The relationship between the growth furnace pressure and the surface etching rate (SiC deposition rate) should be obtained and grasped in advance for each epitaxial growth temperature while changing the flow rate of silicon-based material gas (concentration relative to the carrier gas). Thereby, it is possible to cope with the case where the growth conditions change every time the epitaxial SiC single crystal wafer is manufactured. At that time, it is relatively difficult to set the growth furnace pressure so that the etching of the SiC epitaxial film and the SiC deposition are strictly balanced, but it is -0.1 μm / hr. (Deposition rate of 0.1 μm / hr.) To +0.1 μm / hr. (0.1 μm / hr. Etching rate). The reason is that the flow time of the hydrogen gas (carrier gas) and the silicon-based material gas after the epitaxial growth is about 10 minutes as described above, and if the surface etching rate is ± 0.1 μm / hr. This is because the etching or deposition is 20 nm or less and falls within a practically allowable range. Also, in reality, the growth furnace temperature falls during the main cooling period, so the range that can be accommodated is considered to be smaller, and this suppresses the occurrence of surface roughness, step bunching, etc. of the obtained SiC epitaxial film Can do.
上記のとおり、本発明はエピタキシャル成長終了後、水素のキャリアガスと珪素系材料ガスを一定時間流して、表面荒れやステップバンチングが抑制されたエピタキシャル炭化珪素単結晶ウェハを得るものであるが、珪素系ガスとしては上述した例のＳｉＨ4以外に例えばＳｉ2Ｈ6やジクロルシラン、トリクロルシラン等のクロルシラン系ガスを用いることができる。また、炭素系材料ガスについてもＣ3Ｈ8以外に例えばメタン、エタン、ブタン、エチレン、アセチレン等の炭化水素系ガスを用いることができる。これらの珪素系、炭素系の材料ガスは、それぞれの１種を用いてもよく、２種以上を混合して用いるようにしてもよい。そして、これらの材料ガスは、水素ガスのキャリアガスと共に成長炉に供給することができ、また、Ｎ2以外に他のドーピング用ガスを導入するようにしてもよい。 As described above, the present invention provides an epitaxial silicon carbide single crystal wafer in which surface roughness and step bunching are suppressed by flowing a hydrogen carrier gas and a silicon-based material gas for a certain period of time after the end of epitaxial growth. As the gas, for example, a chlorosilane-based gas such as Si 2 H 6 , dichlorosilane, or trichlorosilane can be used in addition to the SiH 4 in the above example. In addition to C 3 H 8 , hydrocarbon-based gases such as methane, ethane, butane, ethylene, acetylene, etc. can be used as the carbon-based material gas. These silicon-based and carbon-based material gases may be used alone or in combination of two or more. These material gases can be supplied to the growth furnace together with the carrier gas of hydrogen gas, and other doping gases besides N 2 may be introduced.
また、本発明で用いるＳｉＣ単結晶基板について特に制限はないが、ＳｉＣ単結晶基板のオフ角度が小さくなるとステップバンチングが生じ易くなることから本発明の有効性はより高まると言える。但し、オフ角度が小さ過ぎると成長そのものが困難となることから、オフ角については０．５°以上であって現在の主流である４°以下が好ましい。詳しくは、（０００１）面に対して＜１１−２０＞方向へ傾けた角度が０．５°以上４°以下のオフ角を有したＳｉＣ単結晶基板が好適である。 The SiC single crystal substrate used in the present invention is not particularly limited, but it can be said that the effectiveness of the present invention is further enhanced because step bunching is likely to occur when the off-angle of the SiC single crystal substrate is reduced. However, since the growth itself becomes difficult if the off angle is too small, the off angle is preferably 0.5 ° or more and 4 ° or less, which is the current mainstream. Specifically, a SiC single crystal substrate having an off angle of 0.5 ° or more and 4 ° or less with respect to the (0001) plane is preferred.
本発明によって得られたエピタキシャルＳｉＣ単結晶基板上に好適に形成されるデバイスは制限されるものではないが、例えばショットキーバリアダイオード、ＰＩＮダイオード、ＭＯＳダイオード、ＭＯＳトランジスタ等を挙げることができ、特に電力制御用に用いられるデバイスを得るのに好適である。 The devices suitably formed on the epitaxial SiC single crystal substrate obtained by the present invention are not limited, but examples include Schottky barrier diodes, PIN diodes, MOS diodes, MOS transistors, etc. It is suitable for obtaining a device used for power control.
以下、実施例に基づき本発明を説明するが、本発明はこれらの内容に制限されるものではない。 EXAMPLES Hereinafter, although this invention is demonstrated based on an Example, this invention is not restrict | limited to these contents.
（実施例１）
４インチ（100mm）ウェハ用ＳｉＣ単結晶インゴットから、約４００μmの厚さでスライスした後、粗削りとダイヤモンド砥粒による通常研磨及び化学機械研磨（CMP）を実施した、４Ｈ型のポリタイプを有するＳｉＣ単結晶基板を得た。このＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面に対し、以下のようにしてＳｉＣのエピタキシャル成長を実施した。なお、ＳｉＣ単結晶基板のオフ角〔（0001）面に対して＜11-20＞方向へ傾けた角度〕は４°である。
Example 1
SiC having a 4H type polytype obtained by slicing from a SiC single crystal ingot for a 4-inch (100 mm) wafer to a thickness of about 400 μm, followed by roughing, normal polishing with diamond abrasive grains, and chemical mechanical polishing (CMP). A single crystal substrate was obtained. SiC was epitaxially grown on the Si surface of the SiC single crystal substrate as follows. Note that the off-angle of the SiC single crystal substrate [angle tilted in the <11-20> direction with respect to the (0001) plane] is 4 °.
成長の手順としては、グラファイト製の成長炉に上記で得られたＳｉＣ単結晶基板をセットし、成長炉内を真空排気した後、水素ガスを導入しながら圧力を７．３kPaに調整した。その後、圧力を一定に保ちながら水素ガスの流量と成長炉の温度を上げ、最終的に水素ガスは毎分１５０L、成長炉の温度は１６３５℃にして水素ガス中でＳｉＣ単結晶基板のエッチングを１０分行った。エッチング後、成長炉の温度、圧力は１６３５℃、７．３kPaで変えず、珪素系材料ガスであるＳｉＨ4流量を毎分１４０cm3、炭素系材料ガスであるＣ3Ｈ8流量を毎分６３cm3、ドーピング用のＮ2流量を毎分１３cm3にして成長を開始し（C/Si比は1.35）、エピタキシャル層（ＳｉＣエピタキシャル膜）の厚さが１０μmになるまで成長を実施した。 As a growth procedure, the SiC single crystal substrate obtained above was set in a graphite growth furnace, the inside of the growth furnace was evacuated, and the pressure was adjusted to 7.3 kPa while introducing hydrogen gas. Thereafter, while maintaining the pressure constant, the flow rate of the hydrogen gas and the temperature of the growth furnace are increased, and finally the hydrogen gas is 150 L / min, the temperature of the growth furnace is 1635 ° C., and the SiC single crystal substrate is etched in the hydrogen gas. It went for 10 minutes. After etching, the temperature and pressure of the growth furnace remain unchanged at 1635 ° C. and 7.3 kPa, the SiH 4 flow rate of silicon-based material gas is 140 cm 3 / min, and the C 3 H 8 flow rate of carbon-based material gas is 63 cm / min. 3. The growth was started at a doping N 2 flow rate of 13 cm 3 / min (C / Si ratio was 1.35), and the growth was carried out until the thickness of the epitaxial layer (SiC epitaxial film) reached 10 μm.
エピタキシャル成長の終了後は、成長炉の加熱を停止してＣ3Ｈ8及びＮ2の導入を止め、ＳｉＨ4の流量を毎分７．５cm3に減らすと共に成長炉内圧力を６kPaに調整した。この状態〔温度1635℃（＝T1）、成長炉内圧力6kPa、SiH4の水素ガスに対する濃度（SiH4/H2）＝0.005％〕でのＳｉＣエピタキシャル膜に対するエッチング速度は０．０５μm/hr.であることを事前に確認しているが、これは上記状態で別途ＳｉＣエピタキシャル膜の処理を数時間行い、処理前後での膜厚変化から求めている。ＳｉＨ4の流量及び成長炉内圧力を調整した後、成長炉の温度を下げたが、ＳｉＨ4の流量は成長炉の温度がエピタキシャル成長時の値（T1＝1635℃）から１００℃下がるまで（1535℃になるまで）初期値（毎分7.5cm3）のままに保ち、１００℃下がった時点でゼロにした。ＳｉＨ4の流量をゼロにした後、成長炉内圧力を１１kPaに上げ、水素ガスのみ流した状態で成長炉の温度を常温まで下げた。その後水素ガスの導入を止め、成長炉内を真空排気し、不活性ガスを成長室に導入して、成長炉を大気圧に戻してから、エピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハを取り出した。 After completion of the epitaxial growth, the heating of the growth furnace was stopped, the introduction of C 3 H 8 and N 2 was stopped, the flow rate of SiH 4 was reduced to 7.5 cm 3 per minute and the pressure in the growth furnace was adjusted to 6 kPa. In this state (temperature 1635 ° C. (= T 1 ), growth furnace pressure 6 kPa, SiH 4 concentration with respect to hydrogen gas (SiH 4 / H 2 ) = 0.005%), the etching rate for the SiC epitaxial film is 0.05 μm / hr. In this state, the SiC epitaxial film is separately processed for several hours and obtained from the change in film thickness before and after the process. After adjusting the flow rate of SiH 4 and the pressure in the growth furnace, the temperature of the growth furnace was lowered, but the flow rate of SiH 4 was changed until the temperature of the growth furnace decreased 100 ° C. from the value during epitaxial growth (T 1 = 1635 ° C.). The initial value (7.5 cm 3 per minute) was maintained (until 1535 ° C.) and zeroed when the temperature dropped to 100 ° C. After reducing the flow rate of SiH 4 to zero, the growth furnace pressure was raised to 11 kPa, and the growth furnace temperature was lowered to room temperature with only hydrogen gas flowing. Thereafter, the introduction of hydrogen gas was stopped, the inside of the growth furnace was evacuated, an inert gas was introduced into the growth chamber, and the growth furnace was returned to atmospheric pressure, and then the epitaxial SiC single crystal wafer was taken out.
このようにして得られたエピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハのＳｉＣエピタキシャル膜の表面の光学顕微鏡写真を図４に示す。ＳｉＣエピタキシャル膜は鏡面であって表面荒れやステップバンチング等は観察されず、表面粗さのＲａ値（JIS B0601に規定する算術平均粗さ）は０．２５nmと良好な値を示していた。 FIG. 4 shows an optical micrograph of the surface of the SiC epitaxial film of the epitaxial SiC single crystal wafer thus obtained. The SiC epitaxial film was a mirror surface, and surface roughness, step bunching or the like was not observed, and the surface roughness Ra value (arithmetic average roughness defined in JIS B0601) was a good value of 0.25 nm.
（実施例２）
実施例１と同様にスライス、粗削り、通常研磨、ＣＭＰを行った、４Ｈ型のポリタイプを有するＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面に対して、エピタキシャル成長を実施した。成長前エッチングからエピタキシャル成長が終了して成長炉の加熱を停止すると共にＣ3Ｈ8及びＮ2の導入を止めるまでの手順は実施例１と同様である。Ｃ3Ｈ8及びＮ2の導入を止めた後、ＳｉＨ4の流量を毎分７．５cm3に減らすと共に成長炉内圧力を７kPaに調整した。この状態（温度1635℃、成長炉内圧力7kPa、SiH4の水素ガスに対する濃度0.005％）でのＳｉＣエピタキシャル膜のエッチング速度は−０．０８μm/hr.（堆積速度は0.08μm/hr.）であることを事前に確認している。その後の手順は実施例１と同様である。
このようにして得られたエピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハのＳｉＣエピタキシャル膜は鏡面を有して表面荒れやステップバンチング等は観察されず、表面粗さのＲａ値は０．２７nmと良好な値を示していた。
(Example 2)
Epitaxial growth was performed on the Si surface of a SiC single crystal substrate having a 4H type polytype, which was sliced, roughened, normally polished, and subjected to CMP in the same manner as in Example 1. The procedure from the pre-growth etching to the end of the epitaxial growth, the heating of the growth furnace is stopped, and the introduction of C 3 H 8 and N 2 is stopped. After stopping the introduction of C 3 H 8 and N 2 , the flow rate of SiH 4 was reduced to 7.5 cm 3 per minute and the growth furnace pressure was adjusted to 7 kPa. The etching rate of the SiC epitaxial film in this state (temperature 1635 ° C., growth furnace pressure 7 kPa, SiH 4 concentration 0.005% with respect to hydrogen gas) is −0.08 μm / hr. (Deposition rate is 0.08 μm / hr.). It is confirmed in advance. The subsequent procedure is the same as in the first embodiment.
The SiC epitaxial film of the epitaxial SiC single crystal wafer thus obtained has a mirror surface and surface roughness, step bunching or the like is not observed, and the Ra value of the surface roughness shows a good value of 0.27 nm. It was.
（実施例３）
実施例１と同様にスライス、粗削り、通常研磨、ＣＭＰを行った、４Ｈ型のポリタイプを有するＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面に対して、エピタキシャル成長を実施した。成長前エッチングからエピタキシャル成長が終了して成長炉の加熱を停止すると共にＣ3Ｈ8及びＮ2の導入を止めるまでの手順は実施例１と同様である。Ｃ3Ｈ8及びＮ2の導入を止めた後、ＳｉＨ4の流量を毎分７．５cm3に減らすと共に成長炉内圧力を６kPaに調整した。この状態（温度1635℃、成長炉内圧力6kPa、SiH4の水素ガスに対する濃度0.005％）でのＳｉＣエピタキシャル膜に対するエッチング速度は０．０５μm/hr.であることを事前に確認している。ＳｉＨ4の流量及び成長炉内圧力を調整した後、成長炉の温度を下げたが、ＳｉＨ4の流量は成長炉の温度がエピタキシャル成長時の値から８０℃下がるまで（1555℃になるまで）初期値（毎分7.5cm3）のままに保ち、８０℃下がった時点でゼロにした。その後の手順は実施例1と同様である。
このようにして得られたエピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハのＳｉＣエピタキシャル膜は鏡面を有して表面荒れやステップバンチング等は観察されず、表面粗さのＲａ値は０．２８nmと良好な値を示していた。
(Example 3)
Epitaxial growth was performed on the Si surface of a SiC single crystal substrate having a 4H type polytype, which was sliced, roughened, normally polished, and subjected to CMP in the same manner as in Example 1. The procedure from the pre-growth etching to the end of the epitaxial growth, the heating of the growth furnace is stopped, and the introduction of C 3 H 8 and N 2 is stopped. After the introduction of C 3 H 8 and N 2 was stopped, the flow rate of SiH 4 was reduced to 7.5 cm 3 per minute and the growth furnace pressure was adjusted to 6 kPa. It has been confirmed in advance that the etching rate for the SiC epitaxial film in this state (temperature 1635 ° C., growth furnace pressure 6 kPa, SiH 4 concentration 0.005% with respect to hydrogen gas) is 0.05 μm / hr. After adjusting the flow rate of SiH 4 and the pressure in the growth furnace, the temperature of the growth furnace was lowered, but the flow rate of SiH 4 was initially increased until the temperature of the growth furnace dropped 80 ° C. from the value during epitaxial growth (until 1555 ° C.). The value (7.5 cm 3 / min) was kept and zeroed when the temperature dropped to 80 ° C. The subsequent procedure is the same as in Example 1.
The SiC epitaxial film of the epitaxial SiC single crystal wafer thus obtained has a mirror surface, and surface roughness, step bunching or the like is not observed, and the Ra value of the surface roughness shows a good value of 0.28 nm. It was.
（実施例４）
実施例１と同様にスライス、粗削り、通常研磨、ＣＭＰを行った、４Ｈ型のポリタイプを有するＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面に対して、エピタキシャル成長を実施した。成長前エッチングからエピタキシャル成長が終了して成長炉の加熱を停止すると共にＣ3Ｈ8及びＮ2の導入を止めるまでの手順は実施例１と同様である。Ｃ3Ｈ8及びＮ2の導入を止めた後、ＳｉＨ4の流量を毎分７．５cm3に減らすと共に成長炉内圧力を６kPaに調整した。この状態（温度1635℃、成長炉内圧力6kPa、SiH4の水素ガスに対する濃度0.005％）でのＳｉＣエピタキシャル膜に対するエッチング速度は０．０５μm/hr.であることを事前に確認している。ＳｉＨ4の流量及び成長炉内圧力を調整した後、成長炉の温度を下げたが、ＳｉＨ4の流量は成長炉の温度がエピタキシャル成長時の値から１２０℃下がるまで（1515℃になるまで）初期値（毎分7.5cm3）のままに保ち、１２０℃下がった時点でゼロにした。その後の手順は実施例１と同様である。
このようにして得られたエピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハのＳｉＣエピタキシャル膜は鏡面を有して表面荒れやステップバンチング等は観察されず、表面粗さのＲａ値は０．２９nmと良好な値を示していた。
Example 4
Epitaxial growth was performed on the Si surface of a SiC single crystal substrate having a 4H type polytype, which was sliced, roughened, normally polished, and subjected to CMP in the same manner as in Example 1. The procedure from the pre-growth etching to the end of the epitaxial growth, the heating of the growth furnace is stopped, and the introduction of C 3 H 8 and N 2 is stopped. After the introduction of C 3 H 8 and N 2 was stopped, the flow rate of SiH 4 was reduced to 7.5 cm 3 per minute and the growth furnace pressure was adjusted to 6 kPa. It has been confirmed in advance that the etching rate for the SiC epitaxial film in this state (temperature 1635 ° C., growth furnace pressure 6 kPa, SiH 4 concentration 0.005% with respect to hydrogen gas) is 0.05 μm / hr. After adjusting the flow rate of SiH 4 and the pressure in the growth furnace, the temperature of the growth furnace was lowered, but the flow rate of SiH 4 was initially until the growth furnace temperature dropped 120 ° C. from the value during epitaxial growth (until 1515 ° C.). The value (7.5 cm 3 / min) was kept and zeroed at 120 ° C. The subsequent procedure is the same as in the first embodiment.
The SiC epitaxial film of the epitaxial SiC single crystal wafer thus obtained has a mirror surface, and surface roughness, step bunching or the like is not observed, and the Ra value of the surface roughness shows a good value of 0.29 nm. It was.
（実施例５）
実施例１と同様にスライス、粗削り、通常研磨、ＣＭＰを行った、４Ｈ型のポリタイプを有するＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面に対して、エピタキシャル成長を実施した。成長前エッチングからエピタキシャル成長が終了して成長炉の加熱を停止すると共にＣ3Ｈ8及びＮ2の導入を止めるまでの手順は実施例１と同様である。Ｃ3Ｈ8及びＮ2の導入を止めた後、ＳｉＨ4の流量を毎分７．５cm3に減らすと共に成長炉内圧力を６kPaに調整した。この状態（温度1635℃、成長炉内圧力6kPa、SiH4の水素ガスに対する濃度0.005％）でのＳｉＣエピタキシャル膜に対するエッチング速度は０．０５μm/hr.であることを事前に確認している。ＳｉＨ4の流量及び成長炉内圧力調整後、成長炉の温度を下げたが、ＳｉＨ4の流量は成長炉の温度がＴ1から１００℃下がる間に漸減させて１００℃下がった時点でゼロとなるようにした。その後の手順は実施例１と同様である。
このようにして得られたエピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハのＳｉＣエピタキシャル膜は鏡面を有して表面荒れやステップバンチング等は観察されず、表面粗さのＲａ値は０．２４nmと良好な値を示していた。
(Example 5)
Epitaxial growth was performed on the Si surface of a SiC single crystal substrate having a 4H type polytype, which was sliced, roughened, normally polished, and subjected to CMP in the same manner as in Example 1. The procedure from the pre-growth etching to the end of the epitaxial growth, the heating of the growth furnace is stopped, and the introduction of C 3 H 8 and N 2 is stopped. After the introduction of C 3 H 8 and N 2 was stopped, the flow rate of SiH 4 was reduced to 7.5 cm 3 per minute and the growth furnace pressure was adjusted to 6 kPa. It has been confirmed in advance that the etching rate for the SiC epitaxial film in this state (temperature 1635 ° C., growth furnace pressure 6 kPa, SiH 4 concentration 0.005% with respect to hydrogen gas) is 0.05 μm / hr. After adjusting the flow rate of SiH 4 and the pressure in the growth furnace, the temperature of the growth furnace was lowered, but the flow rate of SiH 4 was gradually decreased while the temperature of the growth furnace decreased from T 1 to 100 ° C. It was made to become. The subsequent procedure is the same as in the first embodiment.
The SiC epitaxial film of the epitaxial SiC single crystal wafer thus obtained has a mirror surface, and surface roughness, step bunching, etc. are not observed, and the Ra value of the surface roughness shows a good value of 0.24 nm. It was.
（実施例６）
ＳｉＣ単結晶基板のオフ角度が０．５°である以外は実施例１と同様にスライス、粗削り、通常研磨、ＣＭＰを行った、４Ｈ型のポリタイプを有するＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面に対して、実施例１と同様にエピタキシャル成長を実施した。得られたエピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハのＳｉＣエピタキシャル膜は鏡面を有して表面荒れやステップバンチング等は観察されず、表面粗さのＲａ値は０．３５nmと良好な値を示していた。
(Example 6)
Except that the off-angle of the SiC single crystal substrate is 0.5 °, the Si surface of the SiC single crystal substrate having a 4H type polytype subjected to slicing, rough cutting, normal polishing, and CMP in the same manner as in Example 1. Then, epitaxial growth was performed in the same manner as in Example 1. The SiC epitaxial film of the obtained epitaxial SiC single crystal wafer had a mirror surface, and surface roughness, step bunching, etc. were not observed, and the Ra value of the surface roughness was as good as 0.35 nm.
（実施例７）
実施例１と同様にスライス、粗削り、通常研磨、ＣＭＰを行った、４Ｈ型のポリタイプを有するＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面に対して、エピタキシャル成長を実施した。成長前エッチングまでは実施例１と同様であるが、エッチング後、成長炉の温度、圧力を１６６０℃、７．３kPaとし、ＳｉＨ4流量を毎分１４０cm3、Ｃ3Ｈ8流量を毎分６３cm3、ドーピング用Ｎ2流量を毎分１３cm3にして成長を開始し（C/Si比は1.35）、エピタキシャル層（SiCエピタキシャル膜）の厚さが１０μmになるまでエピタキシャル成長を実施した。成長終了後、成長炉の加熱を停止すると共にＣ3Ｈ8及びＮ2の導入を止め、ＳｉＨ4の流量を毎分７．５cm3に減らすと共に成長炉内圧力を８kPaに調整した。この状態〔温度1660℃（＝T1）、成長炉内圧力8kPa、SiH4の水素ガスに対する濃度（SiH4/H2）＝0.005％〕でのＳｉＣエピタキシャル膜のエッチング速度は−０．１μm/hr.（堆積速度は0.1μm/hr.）であることを事前に確認している。ＳｉＨ4の流量及び成長炉内圧力を調整した後、成長炉の温度を下げたが、ＳｉＨ4の流量は成長炉の温度がエピタキシャル成長時の値（T1＝1660℃）から１００℃下がるまで（1560℃になるまで）初期値（毎分7.5cm3）のままに保ち、１００℃下がった時点でゼロにした。その後の手順は実施例1と同様である。
(Example 7)
Epitaxial growth was performed on the Si surface of a SiC single crystal substrate having a 4H type polytype, which was sliced, roughened, normally polished, and subjected to CMP in the same manner as in Example 1. The etching up to the pre-growth etching is the same as in Example 1, but after the etching, the temperature and pressure of the growth furnace were set to 1660 ° C. and 7.3 kPa, the SiH 4 flow rate was 140 cm 3 / min, and the C 3 H 8 flow rate was 63 cm / min. 3. Growth was started at a doping N 2 flow rate of 13 cm 3 / min (C / Si ratio was 1.35), and epitaxial growth was performed until the thickness of the epitaxial layer (SiC epitaxial film) reached 10 μm. After completion of the growth, heating of the growth furnace was stopped and introduction of C 3 H 8 and N 2 was stopped, the flow rate of SiH 4 was reduced to 7.5 cm 3 per minute and the pressure in the growth furnace was adjusted to 8 kPa. The state [Temperature 1660 ℃ (= T 1), the growth furnace pressure 8 kPa, concentration to hydrogen gas SiH 4 (SiH 4 / H 2 ) = 0.005% ] etching rate of SiC epitaxial film in the -0.1Myuemu / It has been confirmed in advance that it is hr. (deposition rate is 0.1 μm / hr.). After adjusting the flow rate of SiH 4 and the pressure in the growth furnace, the temperature of the growth furnace was lowered, but the flow rate of SiH 4 was changed until the temperature of the growth furnace decreased by 100 ° C. from the value at the time of epitaxial growth (T 1 = 1660 ° C.). The initial value (7.5 cm 3 / min) was maintained until it reached 1560 ° C., and was zeroed when the temperature dropped to 100 ° C. The subsequent procedure is the same as in Example 1.
このようにして得られたエピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハのＳｉＣエピタキシャル膜は鏡面を有して表面荒れやステップバンチング等は観察されず、表面粗さのＲａ値は０．２９nmと良好な値を示していた。なお、この実施例７では実施例１〜６の場合と比べてエピタキシャル成長温度が変わっているが、事前に成長炉内圧力とＳｉＣエピタキシャル膜のエッチング速度（或いはSiCの堆積速度）との関係を、その製造で採用するエピタキシャル成長温度（＝T1）と珪素系材料ガスの濃度に対して求めておけば本発明が有効に作用することを示している。 The SiC epitaxial film of the epitaxial SiC single crystal wafer thus obtained has a mirror surface, and surface roughness, step bunching or the like is not observed, and the Ra value of the surface roughness shows a good value of 0.29 nm. It was. In addition, in this Example 7, although the epitaxial growth temperature has changed compared with the case of Examples 1-6, the relationship between the growth furnace pressure and the etching rate (or SiC deposition rate) of the SiC epitaxial film in advance is If the epitaxial growth temperature (= T 1 ) employed in the production and the concentration of the silicon-based material gas are determined, the present invention is effective.
（比較例１）
実施例１と同様にスライス、粗削り、通常研磨、ＣＭＰを行った、４Ｈ型のポリタイプを有するＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面に対して、エピタキシャル成長を実施した。成長の手順は先の図１で説明した条件と同様である。
このようにして得られたエピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハのＳｉＣエピタキシャル膜には表面荒れやステップバンチングが観察され、表面粗さのＲａ値は０．９２nmと実施例に比べて悪化していた。
(Comparative Example 1)
Epitaxial growth was performed on the Si surface of a SiC single crystal substrate having a 4H type polytype, which was sliced, roughened, normally polished, and subjected to CMP in the same manner as in Example 1. The growth procedure is the same as the conditions described in FIG.
Surface roughness and step bunching were observed in the SiC epitaxial film of the epitaxial SiC single crystal wafer thus obtained, and the Ra value of the surface roughness was 0.92 nm, which was worse than that of the example.
（比較例２）
実施例１と同様にスライス、粗削り、通常研磨、ＣＭＰを行った、４Ｈ型のポリタイプを有するＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面に対して、エピタキシャル成長を実施した。成長前エッチングからエピタキシャル成長が終了して成長炉の加熱を停止すると共にＣ3Ｈ8及びＮ2の導入を止めるまでの手順は実施例１と同様である。Ｃ3Ｈ8及びＮ2の導入を止めた後、ＳｉＨ4の流量を毎分７．５cm3に減らすと共に成長炉内圧力を２kPaに調整した。この状態（温度1635℃、成長炉内圧力2kPa、SiH4の水素ガスに対する濃度0.005％）でのＳｉＣエピタキシャル膜のエッチング速度は０．５μm/hr.であることを事前に確認している。その後の手順は実施例１と同様である。
このようにして得られたエピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハのＳｉＣエピタキシャル膜には表面荒れやステップバンチングが観察され、表面粗さのＲａ値は０．８５nmと実施例に比べて悪化していた。これはエピタキシャル成長後の主要冷却期間中のエッチング作用が強すぎたためと考えられる。
(Comparative Example 2)
Epitaxial growth was performed on the Si surface of a SiC single crystal substrate having a 4H type polytype, which was sliced, roughened, normally polished, and subjected to CMP in the same manner as in Example 1. The procedure from the pre-growth etching to the end of the epitaxial growth, the heating of the growth furnace is stopped, and the introduction of C 3 H 8 and N 2 is stopped. After the introduction of C 3 H 8 and N 2 was stopped, the flow rate of SiH 4 was reduced to 7.5 cm 3 per minute and the growth furnace pressure was adjusted to 2 kPa. It has been confirmed in advance that the etching rate of the SiC epitaxial film in this state (temperature 1635 ° C., growth furnace pressure 2 kPa, SiH 4 concentration with respect to hydrogen gas 0.005%) is 0.5 μm / hr. The subsequent procedure is the same as in the first embodiment.
Surface roughness and step bunching were observed in the SiC epitaxial film of the epitaxial SiC single crystal wafer thus obtained, and the Ra value of the surface roughness was 0.85 nm, which was worse than that of the example. This is presumably because the etching action during the main cooling period after epitaxial growth was too strong.
（比較例３）
実施例１と同様にスライス、粗削り、通常研磨、ＣＭＰを行った、４Ｈ型のポリタイプを有するＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面に対して、エピタキシャル成長を実施した。成長前エッチングからエピタキシャル成長が終了して成長炉の加熱を停止すると共にＣ3Ｈ8及びＮ2の導入を止めるまでの手順は実施例１と同様である。Ｃ3Ｈ8及びＮ2の導入を止めた後、ＳｉＨ4の流量を毎分７．５cm3に減らすと共に成長炉内圧力を１２kPaに調整した。この状態（温度1635℃、成長炉内圧力12kPa、SiH4の水素ガスに対する濃度0.005％）でのＳｉＣエピタキシャル膜のエッチング速度は−０．２５μm/hr.（堆積速度は0.25μm/hr.）であることを事前に確認している。その後の手順は実施例１と同様である。
このようにして得られたエピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハのＳｉＣエピタキシャル膜にはステップバンチングが観察され、表面粗さのＲａ値は０．７６nmと実施例に比べて悪化していた。これはエピタキシャル成長後のＳｉＣエピタキシャル膜に対するＳｉＣの堆積が不均一に生じたことによるものと考えられる。
(Comparative Example 3)
Epitaxial growth was performed on the Si surface of a SiC single crystal substrate having a 4H type polytype, which was sliced, roughened, normally polished, and subjected to CMP in the same manner as in Example 1. The procedure from the pre-growth etching to the end of the epitaxial growth, the heating of the growth furnace is stopped, and the introduction of C 3 H 8 and N 2 is stopped. After the introduction of C 3 H 8 and N 2 was stopped, the flow rate of SiH 4 was reduced to 7.5 cm 3 per minute and the growth furnace pressure was adjusted to 12 kPa. In this state (temperature 1635 ° C., growth furnace pressure 12 kPa, SiH 4 concentration 0.005% with respect to hydrogen gas), the etching rate of the SiC epitaxial film is −0.25 μm / hr. (Deposition rate is 0.25 μm / hr.). It is confirmed in advance. The subsequent procedure is the same as in the first embodiment.
Step bunching was observed in the SiC epitaxial film of the epitaxial SiC single crystal wafer thus obtained, and the Ra value of the surface roughness was 0.76 nm, which was worse than that of the example. This is considered to be due to non-uniform deposition of SiC on the SiC epitaxial film after epitaxial growth.
（比較例４）
実施例１と同様にスライス、粗削り、通常研磨、ＣＭＰを行った、４Ｈ型のポリタイプを有するＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面に対して、エピタキシャル成長を実施した。エピタキシャル成長終了後、ＳｉＨ4の流量及び成長炉内圧力を調整し、成長炉の温度を下げるまでは実施例１と同様であるが、ＳｉＨ4の流量は成長炉の温度が成長時の値（T1）から５０℃下がるまで初期値（毎分7.5cm3）のままに保ち、５０℃下がった時点でゼロにした。その後の手順は実施例１と同様である。
このようにして得られたエピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハのＳｉＣエピタキシャル膜にはステップバンチングが観察され、表面粗さのＲａ値は０．８３nmと実施例に比べて悪化していた。これはエピタキシャル成長後の冷却時に成長炉の温度が未だ高いうちにＳｉＨ4の導入を止めてしまったことで、得られたＳｉＣエピタキシャル膜の表面が水素によってエッチングされたためと考えられる。
(Comparative Example 4)
Epitaxial growth was performed on the Si surface of a SiC single crystal substrate having a 4H type polytype, which was sliced, roughened, normally polished, and subjected to CMP in the same manner as in Example 1. After the epitaxial growth is completed, the flow rate of SiH 4 and the pressure in the growth furnace are adjusted and the temperature of the growth furnace is lowered to be the same as in Example 1, but the flow rate of SiH 4 is the value at the time of growth (T The initial value (7.5 cm 3 / min) was maintained until the temperature dropped from 1 ) to 50 ° C., and was zeroed when the temperature dropped to 50 ° C. The subsequent procedure is the same as in the first embodiment.
Step bunching was observed in the SiC epitaxial film of the epitaxial SiC single crystal wafer thus obtained, and the Ra value of the surface roughness was 0.83 nm, which was worse than that of the example. This is presumably because the surface of the obtained SiC epitaxial film was etched by hydrogen because the introduction of SiH 4 was stopped while the temperature of the growth furnace was still high during cooling after epitaxial growth.
（比較例５）
実施例１と同様にスライス、粗削り、通常研磨、ＣＭＰを行った、４Ｈ型のポリタイプを有するＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面に対して、エピタキシャル成長を実施した。成長終了後、ＳｉＨ4の流量及び成長炉内圧力を調整し、成長炉の温度を下げるまでは実施例１と同様であるが、ＳｉＨ4の流量は成長炉の温度が成長時の値（T1）から１５０℃下がるまで初期値のままに保ち、１５０℃下がった時点でゼロにした。その後の手順は実施例１と同様である。
このようにして得られたエピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハのＳｉＣエピタキシャル膜には表面荒れが観察され、表面粗さのＲａ値は０．８９nmと実施例に比べて悪化していた。これはエピタキシャル成長後の冷却時に成長炉の温度が下がって主要冷却期間を経過した後もＳｉＨ4の導入を続けたことによるSi dropletの影響によるものと考えられる。
(Comparative Example 5)
Epitaxial growth was performed on the Si surface of a SiC single crystal substrate having a 4H type polytype, which was sliced, roughened, normally polished, and subjected to CMP in the same manner as in Example 1. After completion of the growth, the flow rate of SiH 4 and the pressure in the growth furnace are adjusted and the temperature of the growth furnace is lowered to be the same as in Example 1, but the flow rate of SiH 4 is the value at growth temperature (T From 1 ), the initial value was maintained until the temperature dropped to 150 ° C., and zeroed when the temperature dropped to 150 ° C. The subsequent procedure is the same as in the first embodiment.
Surface roughness was observed in the SiC epitaxial film of the epitaxial SiC single crystal wafer thus obtained, and the Ra value of the surface roughness was 0.89 nm, which was worse than that of the example. This is considered to be due to the influence of Si droplets due to the continued introduction of SiH 4 after the temperature of the growth furnace has dropped and the main cooling period has passed after cooling after epitaxial growth.
この発明によれば、ＳｉＣ単結晶基板上へのＳｉＣエピタキシャル成長において、表面荒れやステップバンチングのない、表面性状に優れた高品質のＳｉＣエピタキシャル膜を備えたエピタキシャルＳｉＣ単結晶ウェハを得ることが可能になる。そのため、このようなウェハ上に電子デバイスを形成すれば、各種のデバイスの特性及び歩留まりの向上が期待できる。 According to the present invention, it is possible to obtain an epitaxial SiC single crystal wafer provided with a high-quality SiC epitaxial film having excellent surface properties without surface roughness or step bunching in SiC epitaxial growth on a SiC single crystal substrate. Become. Therefore, if an electronic device is formed on such a wafer, improvement of characteristics and yield of various devices can be expected.
Claims (4)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2016076154A JP6628673B2 (en) | 2016-04-05 | 2016-04-05 | Manufacturing method of epitaxial silicon carbide single crystal wafer |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2016076154A JP6628673B2 (en) | 2016-04-05 | 2016-04-05 | Manufacturing method of epitaxial silicon carbide single crystal wafer |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2017186199A true JP2017186199A (en) | 2017-10-12 |
| JP6628673B2 JP6628673B2 (en) | 2020-01-15 |
Family
ID=60044607
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2016076154A Active JP6628673B2 (en) | 2016-04-05 | 2016-04-05 | Manufacturing method of epitaxial silicon carbide single crystal wafer |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6628673B2 (en) |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003137697A (en) * | 2001-10-29 | 2003-05-14 | Denso Corp | Method and apparatus for producing silicon carbide single crystal |
| JP2012041204A (en) * | 2010-08-13 | 2012-03-01 | Seiko Epson Corp | Method for manufacturing cubic silicon carbide film, and method for manufacturing substrate attached with the film |
| JP2012171811A (en) * | 2011-02-17 | 2012-09-10 | Bridgestone Corp | Method for producing silicon carbide single crystal epitaxial wafer |
| JP2015002207A (en) * | 2013-06-13 | 2015-01-05 | 昭和電工株式会社 | SiC EPITAXIAL WAFER AND MANUFACTURING METHOD THEREOF |
| WO2016010126A1 (en) * | 2014-07-16 | 2016-01-21 | 新日鐵住金株式会社 | Method for producing epitaxial silicon carbide wafers |
-
2016
- 2016-04-05 JP JP2016076154A patent/JP6628673B2/en active Active
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003137697A (en) * | 2001-10-29 | 2003-05-14 | Denso Corp | Method and apparatus for producing silicon carbide single crystal |
| JP2012041204A (en) * | 2010-08-13 | 2012-03-01 | Seiko Epson Corp | Method for manufacturing cubic silicon carbide film, and method for manufacturing substrate attached with the film |
| JP2012171811A (en) * | 2011-02-17 | 2012-09-10 | Bridgestone Corp | Method for producing silicon carbide single crystal epitaxial wafer |
| JP2015002207A (en) * | 2013-06-13 | 2015-01-05 | 昭和電工株式会社 | SiC EPITAXIAL WAFER AND MANUFACTURING METHOD THEREOF |
| WO2016010126A1 (en) * | 2014-07-16 | 2016-01-21 | 新日鐵住金株式会社 | Method for producing epitaxial silicon carbide wafers |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP6628673B2 (en) | 2020-01-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6524233B2 (en) | Method of manufacturing epitaxial silicon carbide single crystal wafer | |
| JP4719314B2 (en) | Epitaxial silicon carbide single crystal substrate and manufacturing method thereof | |
| JP4987792B2 (en) | Epitaxial silicon carbide single crystal substrate manufacturing method | |
| JP5152435B2 (en) | Epitaxial silicon carbide single crystal substrate manufacturing method | |
| JP4954654B2 (en) | Epitaxial silicon carbide single crystal substrate and manufacturing method thereof | |
| JP5445694B2 (en) | Epitaxial silicon carbide single crystal substrate manufacturing method | |
| JP4842094B2 (en) | Epitaxial silicon carbide single crystal substrate manufacturing method | |
| WO2011126145A1 (en) | Process for producing epitaxial single-crystal silicon carbide substrate and epitaxial single-crystal silicon carbide substrate obtained by the process | |
| JP6304699B2 (en) | Method for manufacturing epitaxial silicon carbide wafer | |
| TWI725910B (en) | Wafer, epitaxial wafer and manufacturing method of the same | |
| JP6742477B2 (en) | Epitaxial silicon carbide single crystal wafer manufacturing method and epitaxial silicon carbide single crystal wafer | |
| JP2007284298A (en) | Epitaxial silicon carbide single crystal substrate and method for producing the same | |
| JP5786759B2 (en) | Method for manufacturing epitaxial silicon carbide wafer | |
| JP5996406B2 (en) | Method for manufacturing silicon carbide epitaxial wafer | |
| JP5664534B2 (en) | Method for manufacturing epitaxial silicon carbide wafer | |
| JP6052465B2 (en) | Method for manufacturing epitaxial silicon carbide wafer | |
| WO2015012190A1 (en) | METHOD FOR PRODUCING SiC SUBSTRATES | |
| JP6628673B2 (en) | Manufacturing method of epitaxial silicon carbide single crystal wafer | |
| JP6628581B2 (en) | Manufacturing method of epitaxial silicon carbide single crystal wafer |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A711 | Notification of change in applicant |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A711 Effective date: 20180301 |
|
| RD04 | Notification of resignation of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7424 Effective date: 20180621 |
|
| RD03 | Notification of appointment of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423 Effective date: 20180628 |
|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20190111 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20191024 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20191105 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20191203 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6628673 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |