JP2021091566A - ＳｉＣ基板及びＳｉＣ単結晶の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】高純度で炭化及び多形の少ないＳｉＣ基板の提供。【解決手段】３×１０１４ｃｍ−３以上１×１０１５ｃｍ−３以下のタンタル又はニオブと、１×１０１６ｃｍ−３以上１×１０２０ｃｍ−３以下の窒素と、を含有する、ＳｉＣ基板。【選択図】なし
Description
本発明は、ＳｉＣ基板及びＳｉＣ単結晶の製造方法に関する。
炭化珪素（ＳｉＣ）は、シリコン（Ｓｉ）に比べて絶縁破壊電界が１桁大きく、バンドギャップが３倍大きい。また、炭化珪素（ＳｉＣ）は、シリコン（Ｓｉ）に比べて熱伝導率が３倍程度高い等の特性を有する。そのため炭化珪素（ＳｉＣ）は、パワーデバイス、高周波デバイス、高温動作デバイス等への応用が期待されている。このため、近年、上記のような半導体デバイスにＳｉＣエピタキシャルウェハが用いられるようになっている。
ＳｉＣエピタキシャルウェハは、ＳｉＣインゴットから切り出されたＳｉＣ基板の表面にエピタキシャル層を積層することで得られる。以下、エピタキシャル層を積層前の基板をＳｉＣ基板と称し、エピタキシャル層を積層後の基板をＳｉＣエピタキシャルウェハと称する。
近年、市場の要求に伴い、ＳｉＣ基板の高品質化及び生産効率の向上が求められている。例えば、特許文献１には、ケイ素より大きな原子半径を有する軽金属を除く金属元素を含有する炭化珪素単結晶が記載されている。ケイ素より大きな原子半径を有する軽金属を除く金属元素が添加されることで、結晶中における格子歪みが解消され、炭化珪素単結晶の品質が向上する。
しかしながら、特許文献１に記載の範囲の金属元素を添加しても、ＳｉＣ基板中に炭化や多形が生じる場合があった。ここで炭化とは、ＳｉとＣとが結びつかず、Ｃのみが析出した状態を言い、多形とはポリタイプの異なる結晶が混在することをいう。ＳｉＣは、例えば、３Ｃ−ＳｉＣ、４Ｈ−ＳｉＣ、６Ｈ−ＳｉＣ、１５Ｒ−ＳｉＣ等のポリタイプを有する。
本発明は上記問題に鑑みてなされたものであり、高純度で炭化及び多形の少ないＳｉＣ基板及びＳｉＣ単結晶の製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、ＳｉＣ基板の基となるＳｉＣインゴットを作製する際において、昇華ガスのＣ／Ｓｉ比が大きく揺らぐことが、炭化や多形の原因の一つであることを見出した。すなわち、高純度で炭化及び多形の少ないＳｉＣ基板を得るためには、特許文献１に記載のように格子歪みを解消しただけでは十分ではなく、より厳密な制御が求められることを見出した。すなわち、本発明は、上記課題を解決するため、以下の手段を提供する。
（１）第１の態様にかかるＳｉＣ基板は、３×１０１４ｃｍ−３以上１×１０１５ｃｍ−３以下のタンタル又はニオブと、１×１０１６ｃｍ−３以上１×１０２０ｃｍ−３以下の窒素と、を含有する。
（２）上記態様にかかるＳｉＣ基板は、アルミニウムの含有量が１×１０１６ｃｍ−３未満であってもよい。
（３）上記態様にかかるＳｉＣ基板は、ボロンの含有量が１×１０１６ｃｍ−３未満であってもよい。
（４）第２の態様にかかるＳｉＣ単結晶製造方法は、原料から昇華したガスを種結晶の表面で再結晶化させることで単結晶が成長する昇華法を用いたＳｉＣ単結晶の製造方法であって、前記原料は、タンタル又はニオブを含む。
（５）上記態様にかかるＳｉＣ単結晶製造方法において、前記原料内におけるタンタル又はニオブの濃度は略一定であってもよい。
（６）上記態様にかかるＳｉＣ単結晶製造方法において、前記原料の前記種結晶と対向する表面におけるタンタル又はニオブの濃度は、原料の内部より薄くてもよい。
（７）上記態様にかかるＳｉＣ単結晶製造方法において、前記タンタル又はニオブは、ＳｉＣの原料の表面に堆積していてもよい。
（８）上記態様にかかるＳｉＣ単結晶製造方法において、前記原料の前記種結晶と対向する表面におけるタンタル又はニオブの濃度は、原料の内部より濃くてもよい。
（９）上記態様にかかるＳｉＣ単結晶製造方法において、前記原料を平面視した際に、中央におけるタンタル又はニオブの濃度を外側より濃くてもよい。
（１０）第３の態様にかかるＳｉＣ単結晶製造方法は、原料から昇華したガスを種結晶の表面で再結晶化させることで単結晶が成長する昇華法を用いたＳｉＣ単結晶の製造方法であって、前記原料と前記種結晶との間に、粉末又は板状のタンタル又はニオブを設置して、前記原料を昇華させる。
上記態様にかかるＳｉＣ基板は、高純度で炭化及び多形が少ない。
以下、本実施形態にかかるＳｉＣ基板等について、図を適宜参照しながら詳細に説明する。以下の説明で用いる図面は、本実施形態の特徴をわかりやすくするために便宜上特徴となる部分を拡大して示している場合があり、各構成要素の寸法比率などは実際とは異なっていることがある。以下の説明において例示される材質、寸法等は一例であって、本発明はそれらに限定されるものではなく、その要旨を変更しない範囲で適宜変更して実施することが可能である。
本実施形態に係るＳｉＣ基板は、タンタル又はニオブと窒素とを含む。窒素は、ｎ型のドーパントである。ＳｉＣ基板が窒素を含むことで、ＳｉＣ基板の抵抗値が低下する。窒素の含有量は、１×１０１６ｃｍ−３以上１×１０２０ｃｍ−３以下である。窒素の含有量は、好ましくは１×１０１７ｃｍ−３以上１×１０１９ｃｍ−３以下であり、より好ましくは１×１０１８ｃｍ−３以上１×１０１９ｃｍ−３以下である。窒素の含有量がこの範囲であると、低抵抗で結晶性に優れるＳｉＣ基板となる。
ＳｉＣ基板中のタンタル又はニオブは、ＳｉＣ基板中で単体又は炭化した状態で存在する。タンタルとニオブはいずれも同じ５族に属し、最外殻の電子状態が類似しており、いずれも炭素と結合しやすいという特性を有する。タンタル及びニオブは、結晶成長中において炭素の存在比を調整する役割を担う。
タンタル又はニオブの含有比は、それぞれ３×１０１４ｃｍ−３以上１×１０１５ｃｍ−３以下である。タンタル又はニオブの含有比は、好ましくはそれぞれ５×１０１４ｃｍ−３以上８×１０１４ｃｍ−３以下である。
タンタル又はニオブの含有比は、厚み方向に一様でも、異なってもよい。例えば、ＳｉＣ基板の第１面と第２面とでタンタル又はニオブの含有比が異なってもよく、第１面から第２面に向うに従い、含有比が減少してもよい。
本実施形態に係るＳｉＣ基板において、アルミニウムの含有量は１×１０１６ｃｍ−３未満であってもよい。また本実施形態に係るＳｉＣ基板において、ボロンの含有量が１×１０１６ｃｍ−３未満であってもよい。アルミニウム及びボロンは、ＳｉＣ基板においてアクセプタとして機能する。ｎ型の半導体基板において、アルミニウム及びボロンが少ないＳｉＣ基板は高純度であり、ＳｉＣエピタキシャルウェハ及びＳｉＣデバイスの作製に有利である。
また本実施形態に係るＳｉＣ基板は、重金属元素が少ないことが好ましい。重金属元素とは、例えば、バナジウム、タングステン、ネオジム等である。重金属元素の含有量は、例えば、１×１０１４ｃｍ−３未満であってもよい。
次いで、本実施形態に係るＳｉＣ基板の作製方法を説明する。本実施形態に係るＳｉＣ基板はＳｉＣインゴットの成長工程と、ＳｉＣインゴットの切断工程とを有する。ＳｉＣ基板は、ＳｉＣインゴットをスライスして得られる。
図１は、本実施形態に係るＳｉＣ基板の作製方法を説明するための断面図である。図１は、昇華法を用いたＳｉＣインゴットの製造過程の一例を示す。図１に示すＳｉＣインゴットの製造装置１００は、坩堝１０とコイル２０とを備える。坩堝１０の内底面には原料Ｇが収容され、原料Ｇと対向する位置に種結晶Ｓが設置される。誘導加熱により原料Ｇが加熱されることで、原料Ｇが昇華する。昇華した原料Ｇは、種結晶Ｓ上で再結晶化し、単結晶Ｃが成長する。単結晶Ｃを坩堝１０から取り外したものがＳｉＣインゴットである。
本実施形態に係るＳｉＣ基板の作製方法では、ＳｉＣインゴットの成長工程において原料Ｇにタンタル又はニオブを添加する。原料Ｇは、例えばＳｉＣの粉末である。タンタル又はニオブは、例えば、粉として添加される。原料Ｇ内におけるタンタル又はニオブの濃度は、例えば、略一定である。本明細書において略一定であるとは、原料Ｇを坩堝１０の内底面から高さ方向に１０分割し、それぞれの領域におけるタンタル又はニオブの濃度のブレが１０％以内であることをいう。添加するタンタル又はニオブの粒径は、ＳｉＣ粉末の粒度分布の範囲内にあることが好ましい。例えば、ＳｉＣ粉末の粒径が０．０１ｍｍ以上２．０ｍｍ以下であり、タンタル又はニオブの粒径が０．１ｍｍ以上１．０ｍｍ以下である。
タンタル又はニオブの添加量は、例えば、１ｗｔ％以上８ｗｔ％以下であり、好ましくは２ｗｔ％以上６ｗｔ％以下である。
単結晶Ｃは、ＳｉＣの昇華ガスが再結晶化することで得られる。昇華ガスにおける炭素組成比が高いと、単結晶Ｃの一部が炭化する。また昇華ガスにおけるシリコン組成比が高いと、４Ｈ−ＳｉＣの結晶成長が不安定化し多形が発生する場合や、シリコンドロップレットが生じる場合がある。昇華ガスにおけるシリコンと炭素の組成比（Ｃ／Ｓｉ比）は常に一定ではなく、揺らいでいる。この揺らぎが大きいと、単結晶Ｃに炭化や多形が生じやすくなる。
原料Ｇにタンタル又はニオブを添加すると、タンタル又はニオブは、昇華ガスにおけるシリコンと炭素の組成比を調整する。例えば、タンタル及びニオブは、炭素と結合し、昇華ガスにおける炭素組成比が過剰になることを抑制する。
適切な量のタンタル又はニオブが添加されていることで、Ｃ／Ｓｉ比が調整され、単結晶Ｃ中に炭化や多形が生じることを抑制できる。タンタル又はニオブの量が過剰だと、昇華ガスにおけるシリコン組成比が増加し、多形が増える。タンタル又はニオブの量が少ないと、昇華ガスにおける炭素組成比が増加し、炭化が生じる。タンタル又はニオブは、炭素と結合し、炭化タンタル又は炭化ニオブの状態でＳｉＣインゴットに取り込まれる。
本実施形態に係るＳｉＣインゴットの製造方法によれば、多形及び炭化を抑制でき、高純度な結晶を製造しやすくなる。ＳｉＣ基板はＳｉＣインゴットをスライスすることで作製できるため、作製されたＳｉＣ基板も高純度になる。また作製されたＳｉＣ基板は、高純度であり、ＳｉＣエピタキシャルウェハ及びＳｉＣデバイスの作製に有利である。
以上、本発明の好ましい実施の形態について詳述したが、本発明は特定の実施の形態に限定されるものではなく、特許請求の範囲内に記載された本発明の要旨の範囲内において、種々の変形・変更が可能である。
例えば、原料Ｇにタンタル又はニオブを添加する際に、原料中におけるタンタル又はニオブの存在比は、原料Ｇ全体で一様でなくてもよい。例えば、原料Ｇの表面におけるタンタル又はニオブの濃度は、原料Ｇの内部より薄くてもよい。シリコンの蒸気圧はカーボンの蒸気圧より低く、結晶成長初期はカーボンよりシリコンが昇華しやすい。結晶成長初期のタンタル又はニオブの昇華量が増えると、昇華ガスにおけるシリコン組成比が高くなり、多形が生じやすくなる。原料Ｇの表面におけるタンタル又はニオブの濃度が低いと、結晶成長初期に昇華するタンタル又はニオブの量が少なくなる。結晶初期はシリコン組成比が高くなりやすく、タンタル又はニオブによる炭素の吸着量を少なくすることで、多形の発生がより低減される。この場合、結晶成長する単結晶Ｃにおいて、タンタル又はニオブの濃度は、種結晶Ｓに近い第１面の方が、第１面と反対の第２面より低くなる。
また例えば、原料Ｇの表面におけるタンタル又はニオブの濃度を、原料Ｇの内部より濃くしてもよい。例えば、原料Ｇを高さ方向に２分割した際に、種結晶側となる上層のみにタンタル又はニオブを添加してもよい。原料Ｇの表面近傍にタンタル又はニオブが存在することで、タンタル又はニオブの昇華効率を高めることができる。
また例えば、原料Ｇを平面視した際に、中央におけるタンタル又はニオブの濃度を外側
より濃くしてもよい。ＳｉＣガスは、高温領域から低温領域に向って流れる。坩堝１０は、外側から加熱されるため、外側の温度は中央側の温度より高い。すなわち、昇華するＳｉＣガスの一部は、外側から中央側に向って流れる。また昇華するＳｉＣガスが、タンタル又はニオブの濃度が濃い領域を通過することで、Ｃ／Ｓｉ比が適切に調整される。
より濃くしてもよい。ＳｉＣガスは、高温領域から低温領域に向って流れる。坩堝１０は、外側から加熱されるため、外側の温度は中央側の温度より高い。すなわち、昇華するＳｉＣガスの一部は、外側から中央側に向って流れる。また昇華するＳｉＣガスが、タンタル又はニオブの濃度が濃い領域を通過することで、Ｃ／Ｓｉ比が適切に調整される。
また例えば、原料Ｇは、ＳｉＣからなる部分と、タンタル又はニオブからなる部分に分かれてもよい。
例えば、ＳｉＣ原料の表面にタンタル又はニオブが堆積していてもよい。原料Ｇの表面近傍にタンタル又はニオブが存在することで、タンタル又はニオブの昇華効率を高めることができる。また昇華するＳｉＣガスが、タンタル又はニオブからなる層を通過することで、Ｃ／Ｓｉ比が適切に調整される。
また例えば、原料Ｇを平面視した際に、中央の領域にタンタル又はニオブを充填し、その外周領域にＳｉＣ原料を充填してもよい。上述のように、昇華するＳｉＣガスの一部は、外側から中央側に向って流れるため、昇華するＳｉＣガスが通過する位置に、タンタル又はニオブを配置することで、Ｃ／Ｓｉ比が適切に調整される。
例えば、ＳｉＣ原料の表面にタンタル又はニオブが堆積していてもよい。原料Ｇの表面近傍にタンタル又はニオブが存在することで、タンタル又はニオブの昇華効率を高めることができる。また昇華するＳｉＣガスが、タンタル又はニオブからなる層を通過することで、Ｃ／Ｓｉ比が適切に調整される。
また例えば、原料Ｇを平面視した際に、中央の領域にタンタル又はニオブを充填し、その外周領域にＳｉＣ原料を充填してもよい。上述のように、昇華するＳｉＣガスの一部は、外側から中央側に向って流れるため、昇華するＳｉＣガスが通過する位置に、タンタル又はニオブを配置することで、Ｃ／Ｓｉ比が適切に調整される。
また例えば、タンタル又はニオブを原料Ｇ以外の部分に設置してもよい。例えば、高さ方向において、原料Ｇと種結晶Ｓの間のいずれかの位置に、粉末又は板状のタンタル又はニオブを設置してもよい。例えば、坩堝の内面から内側に向って突出する突出部の上に、粉末又は板状のタンタル又はニオブを設置する。タンタル又はニオブが設置される突出部は、平面視で、種結晶と重なる部分を有しても有さなくてもよい。昇華するＳｉＣガスが通過する位置に、タンタル又はニオブを配置することで、Ｃ／Ｓｉ比が適切に調整される。
（実施例１）
Ｔａの含有量が検出限界以下のＳｉＣ原料粉末に、３ｗｔ％のＴａ粉を添加し、坩堝内に収容した。そして、坩堝内に収容された原料と対向する位置に種結晶を設置し、昇華法により単結晶を成長させた。得られた単結晶におけるタンタルの含有率は、５×１０１４ｃｍ−３であった。同様の実験を２０回行った。そして、実施例１の単結晶化率を求めた。単結晶化率は、実験数に対して単結晶中に異種多形が発生しなかった割合である。実施例１の単結晶化率は９５％であった。
Ｔａの含有量が検出限界以下のＳｉＣ原料粉末に、３ｗｔ％のＴａ粉を添加し、坩堝内に収容した。そして、坩堝内に収容された原料と対向する位置に種結晶を設置し、昇華法により単結晶を成長させた。得られた単結晶におけるタンタルの含有率は、５×１０１４ｃｍ−３であった。同様の実験を２０回行った。そして、実施例１の単結晶化率を求めた。単結晶化率は、実験数に対して単結晶中に異種多形が発生しなかった割合である。実施例１の単結晶化率は９５％であった。
（実施例２）
Ｔａの含有量が検出限界以下のＳｉＣ原料粉末に、１ｗｔ％のＴａ粉を添加し、坩堝内に収容した。そして、坩堝内に収容された原料と対向する位置に種結晶を設置し、昇華法により単結晶を成長させた。得られた単結晶におけるタンタルの含有率は、３×１０１４ｃｍ−３であった。同様の実験を２０回行った。そして、実施例２の単結晶化率を求めた。単結晶化率は、実験数に対して単結晶中に異種多形が発生しなかった割合である。実施例２の単結晶化率は９０％であった。
Ｔａの含有量が検出限界以下のＳｉＣ原料粉末に、１ｗｔ％のＴａ粉を添加し、坩堝内に収容した。そして、坩堝内に収容された原料と対向する位置に種結晶を設置し、昇華法により単結晶を成長させた。得られた単結晶におけるタンタルの含有率は、３×１０１４ｃｍ−３であった。同様の実験を２０回行った。そして、実施例２の単結晶化率を求めた。単結晶化率は、実験数に対して単結晶中に異種多形が発生しなかった割合である。実施例２の単結晶化率は９０％であった。
（実施例３）
Ｔａの含有量が検出限界以下のＳｉＣ原料粉末に、８ｗｔ％のＴａ粉を添加し、坩堝内に収容した。そして、坩堝内に収容された原料と対向する位置に種結晶を設置し、昇華法により単結晶を成長させた。得られた単結晶におけるタンタルの含有率は、１×１０１５ｃｍ−３であった。同様の実験を２０回行った。そして、実施例３の単結晶化率を求めた。単結晶化率は、実験数に対して単結晶中に異種多形が発生しなかった割合である。実施例３の単結晶化率は９０％であった。
Ｔａの含有量が検出限界以下のＳｉＣ原料粉末に、８ｗｔ％のＴａ粉を添加し、坩堝内に収容した。そして、坩堝内に収容された原料と対向する位置に種結晶を設置し、昇華法により単結晶を成長させた。得られた単結晶におけるタンタルの含有率は、１×１０１５ｃｍ−３であった。同様の実験を２０回行った。そして、実施例３の単結晶化率を求めた。単結晶化率は、実験数に対して単結晶中に異種多形が発生しなかった割合である。実施例３の単結晶化率は９０％であった。
（比較例１）
Ｔａの含有量が検出限界以下のＳｉＣ原料粉末に、添加するＴａ粉の質量比を１０ｗｔ％とした点が実施例１と異なる。得られた単結晶におけるタンタルの含有率は、２×１０１５ｃｍ−３であった。同様の実験を２０回行った。そして、比較例１の単結晶化率を求めた。単結晶化率は、実験数に対して単結晶中に異種多形が発生しなかった割合である。比較例１の単結晶化率は８０％であった。
Ｔａの含有量が検出限界以下のＳｉＣ原料粉末に、添加するＴａ粉の質量比を１０ｗｔ％とした点が実施例１と異なる。得られた単結晶におけるタンタルの含有率は、２×１０１５ｃｍ−３であった。同様の実験を２０回行った。そして、比較例１の単結晶化率を求めた。単結晶化率は、実験数に対して単結晶中に異種多形が発生しなかった割合である。比較例１の単結晶化率は８０％であった。
（比較例２）
Ｔａの含有量が検出限界以下のＳｉＣ原料粉末に、添加するＴａ粉の質量比を０．５ｗｔ％とした点が実施例１と異なる。得られた単結晶におけるタンタルの含有率は１×１０１４ｃｍ−３であった。同様の実験を２０回行った。そして、比較例２の単結晶化率を求めた。単結晶化率は、実験数に対して単結晶中に異種多形が発生しなかった割合である。比較例２の単結晶化率は８０％であった。
Ｔａの含有量が検出限界以下のＳｉＣ原料粉末に、添加するＴａ粉の質量比を０．５ｗｔ％とした点が実施例１と異なる。得られた単結晶におけるタンタルの含有率は１×１０１４ｃｍ−３であった。同様の実験を２０回行った。そして、比較例２の単結晶化率を求めた。単結晶化率は、実験数に対して単結晶中に異種多形が発生しなかった割合である。比較例２の単結晶化率は８０％であった。
１０ 坩堝
２０ コイル
１００ 製造装置
Ｃ 単結晶
Ｇ 原料
Ｓ 種結晶
２０ コイル
１００ 製造装置
Ｃ 単結晶
Ｇ 原料
Ｓ 種結晶
例えば、原料Ｇにタンタル又はニオブを添加する際に、原料中におけるタンタル又はニオブの存在比は、原料Ｇ全体で一様でなくてもよい。例えば、原料Ｇの表面におけるタンタル又はニオブの濃度は、原料Ｇの内部より薄くてもよい。シリコンの蒸気圧はカーボンの蒸気圧より高く、結晶成長初期はカーボンよりシリコンが昇華しやすい。結晶成長初期のタンタル又はニオブの昇華量が増えると、昇華ガスにおけるシリコン組成比が高くなり、多形が生じやすくなる。原料Ｇの表面におけるタンタル又はニオブの濃度が低いと、結晶成長初期に昇華するタンタル又はニオブの量が少なくなる。結晶初期はシリコン組成比が高くなりやすく、タンタル又はニオブによる炭素の吸着量を少なくすることで、多形の発生がより低減される。この場合、結晶成長する単結晶Ｃにおいて、タンタル又はニオブの濃度は、種結晶Ｓに近い第１面の方が、第１面と反対の第２面より低くなる。
Claims (10)
- ３×１０１４ｃｍ−３以上１×１０１５ｃｍ−３以下のタンタル又はニオブと、
１×１０１６ｃｍ−３以上１×１０２０ｃｍ−３以下の窒素と、を含有する、ＳｉＣ基板。 - アルミニウムの含有量が１×１０１６ｃｍ−３未満である、請求項１に記載のＳｉＣ基板。
- ボロンの含有量が１×１０１６ｃｍ−３未満である、請求項１又は２に記載のＳｉＣ基板。
- 原料から昇華したガスを種結晶の表面で再結晶化させることで単結晶が成長する昇華法を用いたＳｉＣ単結晶の製造方法であって、
前記原料は、タンタル又はニオブを含む、ＳｉＣ単結晶の製造方法。 - 前記原料内におけるタンタル又はニオブの濃度は略一定である、請求項４に記載のＳｉＣ単結晶の製造方法。
- 前記原料の前記種結晶と対向する表面におけるタンタル又はニオブの濃度は、原料の内部より薄い、請求項４に記載のＳｉＣ単結晶の製造方法。
- 前記タンタル又はニオブは、ＳｉＣの原料の表面に堆積している、請求項４に記載のＳｉＣ単結晶の製造方法。
- 前記原料の前記種結晶と対向する表面におけるタンタル又はニオブの濃度は、原料の内部より濃い、請求項４に記載のＳｉＣ単結晶の製造方法。
- 前記原料を平面視した際に、中央におけるタンタル又はニオブの濃度は外側より濃い、請求項４に記載のＳｉＣ単結晶の製造方法。
- 原料から昇華したガスを種結晶の表面で再結晶化させることで単結晶が成長する昇華法を用いたＳｉＣ単結晶の製造方法であって、
前記原料と前記種結晶との間に、粉末又は板状のタンタル又はニオブを設置して、前記原料を昇華させる、ＳｉＣ単結晶の製造方法。
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