JP4494856B2 - 炭化珪素単結晶成長用種結晶とその製造方法及びそれを用いた結晶成長方法 - Google Patents

Description

本発明は、炭化珪素単結晶成長用種結晶とその製造方法及びそれを用いた炭化珪素単結晶インゴット製造方法に係わり、特に、青色発光ダイオードや電子デバイス等の基板ウエハの母材となる良質で大型の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、耐熱性及び機械的強度に優れ、放射線に強い等の物理的、化学的性質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、青色から紫外にかけての短波長光デバイス、高周波高耐圧電子デバイス等の基板ウエハとして、ＳｉＣ単結晶ウエハの需要が高まっている。しかしながら、大面積を有する高品質のＳｉＣ単結晶を、工業的規模で安定に供給し得る結晶成長技術は、いまだ確立されていない。それゆえ、ＳｉＣは、上述のような多くの利点及び可能性を有する半導体材料にもかかわらず、その実用化が阻まれていた。

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ＳｉＣ単結晶を成長させ、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、得られた単結晶の面積が小さく、その寸法及び形状を高精度に制御することは困難である。また、ＳｉＣが有する結晶多形及び不純物キャリア濃度の制御も容易ではない。また、化学気相成長法（ＣＶＤ法）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、基板との格子不整合が約２０％もあること等により多くの欠陥（１０^７個／ｃｍ^２以下）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単結晶を得ることは容易でない。

これらの問題点を解決するために、ＳｉＣ単結晶｛０００１｝ウエハを種結晶として用いて、昇華再結晶を行う改良型のレーリー法が提案されている（非特許文献１）。この方法では、種結晶を用いているため、結晶の核形成過程が制御でき、また、不活性ガスにより雰囲気圧力を１００Ｐａ〜１５ｋＰａ程度に制御することにより、結晶の成長速度等を再現性良くコントロールできる。図１を用いて、改良レーリー法の原理を説明する。種結晶となるＳｉＣ単結晶と原料となるＳｉＣ結晶粉末は、蓋付き坩堝（通常、黒鉛製あるいはタンタル等の高融点金属製）の中に収納され、アルゴン等の不活性ガス雰囲気中（１３３Ｐａ〜１３．３ｋＰａ）、２０００〜２４００℃に加熱される。この際、原料粉末に比べ、種結晶がやや低温になるように、温度勾配が設定される。原料は、昇華後、濃度勾配（温度勾配により形成される）により、種結晶方向へ拡散、輸送される。単結晶成長は、種結晶に到着した原料ガスが種結晶上で再結晶化することにより実現される。この際、結晶の抵抗率は、不活性ガスからなる雰囲気中に不純物ガスを添加する、あるいはＳｉＣ原料粉末中に不純物元素あるいはその化合物を混合することにより、制御可能である。ＳｉＣ単結晶中の置換型不純物として代表的なものに、窒素（ｎ型）、ホウ素、アルミニウム（ｐ型）がある。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）及び形状、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。

従来、種結晶として、デバイス作製に使用される０．３ｍｍ程度の厚さのＳｉＣ単結晶ウエハが用いられていた。ＳｉＣ単結晶の最終製品形態であるこの０．３ｍｍ厚のＳｉＣ単結晶ウエハは、安定且つ多量に入手可能であり、表面品質等が優れている等の利点がある。これらＳｉＣ単結晶ウエハは、厚みばらつき（ＴＴＶ：Ｔｏｔａｌ Ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ Ｖａｒｉａｔｉｏｎ）が数〜１０μｍ、平坦度（表面のそり・うねりの程度）が、１０μｍを超えているのが通常である。

現在、上記の改良レーリー法で作製したＳｉＣ単結晶から口径２インチ（５０ｍｍ）〜４インチ（１００ｍｍ）のＳｉＣ単結晶ウエハが切り出され、エピタキシャル薄膜成長、デバイス作製に供されている。しかしながら、これらの結晶には、ボイド状のマクロ欠陥あるいは微少な多結晶粒がしばしば観測される。これらボイド欠陥並びに微少多結晶粒は成長結晶中の種結晶近傍に多く存在し、さらにマイクロパイプ等の結晶欠陥の原因となっていた。
Ｙｕ．Ｍ．Ｔａｉｒｏｖ ａｎｄ Ｖ．Ｆ．Ｔｓｖｅｔｋｏｖ， Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｃｒｙｓｔａｌ Ｇｒｏｗｔｈ，ｖｏｌ．５２（１９８１）ｐｐ．１４６−１５０

上記したように、従来の技術で作られたＳｉＣ単結晶には、ボイド状のマクロ欠陥あるいは微少多結晶粒が存在している。これらの欠陥は、Ｒ．Ａ．Ｓｔｅｉｎ，Ｐｈｙｓｉｃａ Ｂ，ｖｏｌ．１８５（１９９３）ｐｐ．２１１−２１６に記載されているように、種結晶の分解現象に起因していると考えられている。また、この種結晶の分解現象の原因としては、種結晶と坩堝蓋部の不均一な接触、種結晶中の熱歪等が考えられている。種結晶と坩堝蓋部の間には微少な隙間ができ易く、また、種結晶中には温度分布に伴なった熱歪が生じ易い。このような状況下では、種結晶の分解が起こり易く、その結果、その上に成長した単結晶中には、ボイド欠陥あるいは微少多結晶粒が発生し易くなる。これらの欠陥は、種結晶近傍に発生し、さらにその後の成長においてもマイクロパイプ等の結晶欠陥の原因となる。

これらボイド欠陥あるいは微少多結晶粒は、成長結晶をウエハ状に加工した際には、ウエハ中の結晶欠陥となる。また、これらの欠陥に起因して発生したマイクロパイプ等の結晶欠陥もウエハの品質を劣化させる。すなわち、改良レーリー法によるＳｉＣ単結晶製造において、種結晶近傍に発生するボイド欠陥あるいは微少多結晶粒の低減は、ＳｉＣ単結晶ウエハの高品質化にとって極めて重要な問題である。

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、ボイド欠陥あるいは微少多結晶粒、及びこれらに起因して発生する結晶欠陥の少ない良質の大口径インゴットを再現性良く製造し得る種結晶とその製造方法、及び、ＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法を提供するものである。

本発明者らは、種結晶の製造方法、形状及びその形状が成長するインゴットの品質に及ぼす影響について鋭意観察・解析を行った結果、成長結晶の品質に影響を及ぼし難い種結晶の形状並びにその製造方法を見出し、本発明を完成させるに至った。即ち、本発明は、
（１） 炭化珪素単結晶成長用種結晶の坩堝蓋に接する面のそり・うねりが、１０μｍ以下であることを特徴とする炭化珪素単結晶成長用種結晶、
（２） 前記炭化珪素単結晶用種結晶の結晶成長面が、凹面であることを特徴とする（１）に記載の炭化珪素単結晶成長用種結晶、
（３） 炭化珪素単結晶成長用種結晶の研磨方法であって、片面ずつ両面を研磨する方法で、坦度÷研磨定盤直径の値が一万分の一以下である研磨定盤を使用して前記炭化珪素単結晶成長用種結晶の坩堝蓋に接する面を先に研磨し、坩堝蓋に接する面のそり・うねりを１０μｍ以下とすることを特徴とする炭化珪素単結晶成長用種結晶の製造方法、
（４） 前記炭化珪素単結晶成長用種結晶の坩堝蓋に接する面を研磨する方法が該種結晶をポリッシングブロックに貼付して研磨定盤に押付けながら回転させて研磨する方法であって、ダイヤモンド砥粒の粒度を小さく変えながら多段階で研磨した後、バフ研磨することを特徴とする（３）に記載の炭化珪素単結晶成長用種結晶の製造方法、
（５） 前記炭化珪素成長用種結晶の結晶成長面を、凹面にすることを特徴とする（３）又は（４）に記載の炭化珪素単結晶成長用種結晶の製造方法、
（６） （１）又は（２）に記載の炭化珪素単結晶成長用種結晶を用いた炭化珪素単結晶の結晶成長方法であって、該種結晶のそり・うねりが、１０μｍ以下である面側を抜熱用坩堝蓋に密着させて、該坩堝に密着させた面とは反対の面の上に炭化珪素単結晶を成長させることを特徴とする炭化珪素単結晶の結晶成長方法、である。

本発明の種結晶によれば、種結晶を用いた改良型レーリー法において、ボイド欠陥あるいは微小多結晶粒、また、これらの欠陥が原因となって発生するマイクロパイプ等の結晶欠陥が少ない良質のＳｉＣ単結晶を再現性良く成長させることができる。このような結晶から切り出したＳｉＣ単結晶基板を用いれば、光学的特性の優れた青色発光素子、電気的特性の優れた高耐圧・耐環境性電子デバイスを製作することができる。

本発明では、板状種結晶の坩堝蓋に接する面が平面であり、そのそり・うねりが１０μｍ以下、望ましくは３μｍ以下とすることにより、ボイド欠陥あるいは微少多結晶粒の発生を防止し、良質の大口径のＳｉＣ単結晶インゴットを得ることができる。

本発明者らは、数多くの実験から、板状種結晶の坩堝蓋側の平坦度が悪いと、種結晶上に成長させたインゴットの品質を大幅に劣化させることを見出した。本発明は、このような状況を鑑み、発明したものである。

種結晶は、昇温中に坩堝蓋部との不均一な熱的接触により、一部劣化（分解）する。この分解は、種結晶の裏面、即ち、坩堝蓋と接触する側から起こるが、その面の接触が十分良い場合には、坩堝蓋を介して抜熱されるために温度が下がり、分解は起こり難い。一方、種結晶裏面と坩堝蓋の接触が悪いと、種結晶裏面の温度が上がるために、昇華して分解される。その分解が種結晶表面に到達した場合には、その上に成長する単結晶中には、ボイド欠陥、微小多結晶粒等の結晶性の乱れがその近傍に生じ易い。また、このような結晶性の乱れは、さらにマイクロパイプ等の結晶欠陥の発生を引き起こし、その後成長する結晶部位の結晶品質も大幅に劣化させる。他方、種結晶裏面と坩堝蓋の密着性が良い場合には、種結晶裏面での分解は起こり難く、その後の結晶成長において、ボイド欠陥あるいは微小多結晶粒の発生、及びそれに伴うマイクロパイプ等の結晶欠陥の発生は起こらない。

本発明者らは、数多くの実験から、種結晶裏面のそり・うねりが１０μｍ以下、好ましくは３μｍ以下の場合には、昇温中の種結晶の分解が種結晶表面に到達することはなく、結果として、種結晶分解の影響を全く受けずに結晶成長が可能であることを見出した。

即ち、坩堝蓋部と接する種結晶裏面が平坦に研磨されていれば良質の炭化珪素単結晶が育成できるのであり、坩堝蓋部と接しない種結晶の平坦度が悪くても成長する炭化珪素単結晶の質を悪くすることはない。

このように、一面のみの平坦性を確保した種結晶を作製するには、単純には、種結晶裏面を平坦性の良い研磨定盤で磨けば容易に得られると考えられるが、この仮定が炭化珪素単結晶成長用種結晶に必ずしも当てはまらない。これは所謂トワイマン効果により、種結晶をポリッシングブロックから剥がした時に形状が変化するためである。

一般には、研磨定盤の形状は被研磨面に転写される。即ち、研磨定盤の平坦度を悪くして、凸面に形状制御された研磨定盤を用いて研磨すれば、凹面の被研磨面が得られる。逆に、被研磨面を凸面に仕上げたい時は、凹面の研磨定盤を用いれば良い。したがって、ポリッシングブロックから剥がした時に形状が変化する量を見込んで、凸面又は凹面に形状制御された研磨定盤を用いて種結晶裏面を研磨すれば、裏面の平坦な種結晶を得ることができると考えられるが、研磨定盤表面を凸面又は凹面の一定の曲率を持つように管理するのは容易ではない。平坦に管理された定盤で研磨する方が現実的である。すると、片面づつ研磨する片面研磨機で、種結晶の裏面を後に平坦に研磨すると、ポリッシングブロックから剥がした時に平坦でなくなる。したがって、必然的に、先に研磨する面として裏面を選択し、ポリッシングブロックに貼った状態で、先ずその面を平坦にする方が望ましい。

研磨定盤の表面は、凸面でも凹面でもなく、平面に保つ状態が好ましく、その平坦度については、「平坦度÷研磨定盤直径」というパラメータで管理すれば、研磨定盤の大きさに関係なく評価できる。本発明者らは、数多くの実験から、この値が、１００００分の１、望ましくは２００００分の１以下に保つことが、研磨定盤の平坦度管理の観点から現実的であり、種結晶の裏面の平坦度制御の側面からも望ましいことを見出した。

改良レーリー法では、成長する結晶の口径はほぼ種結晶の口径と同じになる。したがって、工業的に有用な口径５０ｍｍ以上の基板を取り出せる口径５０ｍｍ以上のＳｉＣ単結晶インゴットを得るには、種結晶の口径としては、最低でも４０ｍｍ以上であることが必要となる。なお、種結晶の口径の上限値は、特に無いが、３００ｍｍ以下であることが望ましい。

このように口径が大きくなると、その寸法の大きさゆえ、研磨等の機械加工により種結晶表面の平坦度（表面のそり・うねりの程度）を良くすることは困難になる。しかしながら、本発明による裏面の平坦度の良い種結晶を用いて、昇華再結晶法による単結晶成長を行うことにより、種結晶の分解を抑えることができ、成長結晶の品質は劣化することがなく、高品質のＳｉＣ単結晶インゴットを製造することができる。

即ち、表面の平坦度については特に制限を設けることなく、裏面についてのみ、そり・うねりが１０μｍ以下、好ましくは３μｍ以下の種結晶を作製する。この種結晶の裏面を坩堝蓋に接触させて、図１に示すように坩堝の中に収納する。この坩堝をアルゴン等の不活性ガス雰囲気中（１３３Ｐａ〜１３．３ｋＰａ）で２０００〜２４００℃に加熱する。この際、原料粉末に比べ、種結晶がやや低温になるように、温度勾配を設定する。原料は、昇華後、濃度勾配（温度勾配により形成される）により、種結晶方向へ拡散、輸送される。単結晶成長は、種結晶に到着した原料ガスが種結晶上で再結晶化することにより実現される。この時、種結晶の裏面が坩堝蓋と接触している為、種結晶裏面が高温になって劣化（分解）する事はなく、その上に成長する単結晶中には、ボイド欠陥、微小多結晶粒等の結晶性の乱れが種結晶近傍に生じることもない。従って、マイクロパイプ等の結晶欠陥の発生を引き起こしたり、その後成長する結晶部位の結晶品質が劣化する事もない。

本発明の炭化珪素単結晶成長方法で作製されたＳｉＣ単結晶インゴットは、５０ｍｍ以上の大口径を有し、且つＳｉＣ単結晶基板の品質低下をもたらすボイド欠陥あるいは微小多結晶粒の発生、及びそれに伴うマイクロパイプ等の結晶欠陥が極めて少ないと言う特徴を有する。

このようにして製造したＳｉＣ単結晶インゴットを切断、研磨してなるＳｉＣ単結晶基板は、５０ｍｍ以上３００ｍｍ以下の口径を有しているので、この基板を用いて各種デバイスを製造する際、工業的に確立されている従来の半導体（Ｓｉ、ＧａＡｓ等）ウエハ用の製造ラインを使用することができ、量産に適している。また、このような結晶欠陥が極めて少ないＳｉＣ単結晶基板、及びその上にＣＶＤ法等によりエピタキシャル薄膜を成長してなるＳｉＣ単結晶エピタキシャルウエハは、結晶欠陥に起因したデバイス製造歩留りの低下が極めて少ないと言う特徴を有する。

以下に、本発明を実施例で詳細に説明する。

図２は、本発明で用いる製造装置の例であり、種結晶を用いた改良型レーリー法によってＳｉＣ単結晶を成長させる装置の一例である。まず、この単結晶成長装置について簡単に説明する。結晶成長は、種結晶として用いたＳｉＣ単結晶１の上にＳｉＣ結晶粉末原料２を昇華再結晶化させることにより行われる。種結晶のＳｉＣ単結晶１は、坩堝（黒鉛製）３の黒鉛製坩堝蓋４の内面に取り付けられる。ＳｉＣ結晶粉末原料２は、坩堝３の内部に充填されている。このような坩堝３は、二重石英管５の内部に、黒鉛の支持棒６により設置される。坩堝３の周囲には、熱シールドのための黒鉛製フェルト７が設置されている。二重石英管５は、真空排気装置１１により高真空排気（１０^３Ｐａ以下）することができ、かつ内部雰囲気を高純度Ａｒガス配管９によって供給されるＡｒガスにより、高純度Ａｒガス用マスフローコントローラ１０で圧力制御することができる。また、二重石英管５の外周には、ワークコイル８が設置されており、高周波電流を流すことにより坩堝３を加熱し、原料及び種結晶を所望の温度に加熱することができる。坩堝温度の計測は、坩堝上部及び下部を覆うフェルトの中央部に光路を設け坩堝上部及び下部からの光を取り出し、二色温度計を用いて行う。坩堝下部の温度を原料温度、坩堝上部の温度を種温度とする。

（実施例）
まず、種結晶として、口径７５ｍｍの（０００１）面を有した六方晶系のＳｉＣ単結晶ウエハを用意した。この種結晶は、厚さ０．８ｍｍで、ＳｉＣ単結晶インゴットからスライスした両面が粗面の種結晶を、ダイヤモンド砥粒を用いた機械的研磨により片面ずつ鏡面研磨した。

研磨の手順としては、先ず（０００１）Ｓｉ面を先に研磨した。（０００−１）Ｃ面がポリッシングブロックに接するようにスライスした種結晶をワックスで固定し、ダイヤモンド砥粒の粒度の徐々に小さく変えながら４段階の研磨を行った。初段には、粒径およそ９μｍのダイヤモンド遊離砥粒を用いて３０分〜４時間（ウエハによって異なる、以下同様）研磨した。研磨定盤は直径３８０ｍｍで平坦度１０μｍ以下の鋳鉄製の定盤を用い、回転速度が２５ｒｐｍ、加圧は２００ｇ／ｃｍ^２であった。二段目は、粒径およそ３μｍのダイヤモンド遊離砥粒を用いて３０分〜１時間研磨した。研磨定盤は直径３８０ｍｍで平坦度１０μｍ以下の銅製の定盤を用い、回転速度が２５ｒｐｍ、加圧は２００ｇ／ｃｍ^２であった。三段目は、粒径およそ２μｍのダイヤモンド遊離砥粒を用いて３０分〜１時間研磨した。研磨定盤は直径３８０ｍｍで平坦度１０μｍ以下の銅製の定盤を用い、回転速度が３５ｒｐｍ、加圧は２００ｇ／ｃｍ^２であった。最終段は、粒径およそ１μｍのダイヤモンド遊離砥粒を用いたが、顕微鏡下で傷が見えなくなるまで、バフ研磨（研磨布を定盤に貼った研磨定盤で研磨すること）を実施した。回転速度が２５ｒｐｍ、加圧は１００ｇ／ｃｍ^２であった。研磨後にポリッシングブロックに貼った状態でＳｉ面表面の状態を観察すると、綺麗な鏡面になっており、そり・うねりは小さく０．８μｍ以下であった。ワックスを溶かして、このウエハをポリッシングブロックから剥がした後に、Ｓｉ面表面の形状を測定した結果の一例を図３（１）に示す。これは触針式の変位計による測定結果であるが、この結果から、表面が２０μｍ反っていることがわかる。これは所謂トワイマン効果によるもので、ポリッシングブロックに固定されていた時は平坦であった表面が、ポリッシングブロックから剥がしたために残留応力で凹面に変形したものである。

引き続き、種結晶のＣ面を研磨するためにＳｉ面がポリッシングブロックに接するように種結晶を固定して、Ｓｉ面同様ダイヤモンド砥粒の粒度の徐々に小さく変えながら４段階の研磨を行った。このときの研磨条件は、最初にＳｉ面を研磨した時と同じ条件である。即ち、初段には、粒径およそ９μｍのダイヤモンド遊離砥粒を用いて３０分〜４時間研磨した。研磨定盤は直径３８０ｍｍで平坦度１０μｍ以下の鋳鉄製の定盤を用い、回転速度が２５ｒｐｍ、加圧は２００ｇ／ｃｍ^２であった。二段目は、粒径およそ３μｍのダイヤモンド遊離砥粒を用いて３０分〜１時間研磨した。研磨定盤は直径３８０ｍｍで平坦度１０μｍ以下の銅製の定盤を用い、回転速度が２５ｒｐｍ、加圧は２００ｇ／ｃｍ^２であった。三段目は、粒径およそ２μｍのダイヤモンド遊離砥粒を用いて３０分〜１時間研磨した。研磨定盤は直径３８０ｍｍで平坦度１０μｍ以下の銅製の定盤を用い、回転速度が３５ｒｐｍ、加圧は２００ｇ／ｃｍ^２であった。最終段は、粒径およそ１μｍのダイヤモンド遊離砥粒を用いたが、顕微鏡下で傷が見えなくなるまで、バフ研磨を実施した。回転速度が２５ｒｐｍ、加圧は１００ｇ／ｃｍ^２であった。研磨後にポリッシングブロックに貼った状態でＣ面表面の状態は綺麗な鏡面になっていた。その表面形状を測定した結果の一例を図３（２）に示す。反りは２．１μｍと非常に小さく、研磨に用いた研磨定盤の平坦性を反映している。

この後、ポリッシングブロックから剥がした状態で、Ｃ面の形状を測定した結果の一例を図３（３）に示す。表面は、１９μｍ反った凹面になっており、Ｓｉ面同様、トワイマン効果により変形した。この状態で再度Ｓｉ面の形状を測定した結果の一例が、図３（４）である。Ｃ面が平面から凹面に変形したのに対応して、裏側のＳｉ面は凹面から平面に変形し、そり・うねりは２．７μｍと非常に小さくなった。尚、このように先に研磨する面のそり・うねりを３μｍ以下と非常に小さくする研磨条件の一例を先に述べたが、先に研磨する面の平坦性を実現する方法は、前述の研磨条件に限定されるものではなく、研磨定盤の種類、研磨定盤の回転速度、研磨時の加圧等々の諸条件を工夫することにより、先に研磨する面のそり・うねりを抑えることができる。肝要なことは、前加工（種結晶の切り出し）の状態を踏まえて、初段以降の研磨条件を決定し、無限にある研磨条件の組合せの中から、鋭意、観察・解析を行って、先に研磨する面が平坦になる条件を選び出すことである。蓄積した研磨経験に照らして、研磨中の種結晶状態の観察結果から、適宜、研磨条件の精緻なチューニングをすることで、トワイマン効果を積極的に利用して、初めて所望の平坦な研磨面が創成できることは言うまでもない。

次に、図２に示すように、この種結晶１をＳｉ面が坩堝蓋に接するように、黒鉛製坩堝蓋裏面に装着した。

このようにして種結晶を固定した黒鉛製坩堝蓋４で坩堝３（黒鉛製）を閉じた後、黒鉛製フェルト７で被覆した。坩堝３の内部には、ＳｉＣ結晶粉末原料２が充填されている。これらを支持棒（黒鉛製）６の上に乗せ、二重石英管５の内部に設置した。そして、石英管の内部を真空排気した後、ワークコイルに電流を流し原料温度を２０００℃まで上げた。その後、雰囲気ガスとして高純度Ａｒガス配管９によりＡｒガスを流入させ、高純度Ａｒガス用マスフローコントローラ１０により石英管内圧力を約８０ｋＰａに保ちながら、原料温度を目標温度である２４００℃まで上昇させた。成長圧力である１．３ｋＰａには約３０分かけて減圧し、その後、約２０時間成長を続けた。この際の坩堝内の温度勾配は１５℃／ｃｍで、成長速度は約０．７ｍｍ／時であった。得られた単結晶の口径は７６．５ｍｍで、高さは１４ｍｍ程度であった。

こうして得られたＳｉＣ単結晶を、Ｘ線回折及びラマン散乱により分析したところ、六方晶系のＳｉＣ単結晶が成長したことを確認できた。また、ボイド欠陥あるいは微小多結晶粒を評価する目的で、製造したＳｉＣ単結晶インゴットを切断、研磨して、厚さ０．３ｍｍ、口径７６ｍｍのＳｉＣ単結晶｛０００１｝面基板を１０枚作製した。基板の面方位は（０００１）面から＜１１−２０＞方向に４度オフとした。これらの基板全てを光学顕微鏡で観察したところ、種結晶の分解が原因と思われるボイド欠陥あるいは微小多結晶粒、またこれらの欠陥が原因となって発生するマイクロパイプ等の結晶欠陥は、全く観測されなかった。

さらに、この７６ｍｍ口径のＳｉＣ単結晶基板（種結晶側から５枚目のもの）を基板として用いて、ＳｉＣのエピタキシャル成長を行い、ＳｉＣ単結晶エピタキシャルウエハを得た。ＳｉＣエピタキシャル薄膜の成長条件は、成長温度１５００℃、シラン（ＳｉＨ_４）、プロパン（Ｃ_３Ｈ_８）、水素（Ｈ_２）の流量が、それぞれ５．０×１０^−９ｍ^３／ｓｅｃ、３．３×１０^−９ｍ^３／ｓｅｃ、５．０×１０^−５ｍ^３／ｓｅｃであった。成長圧力は大気圧とした。成長時間は２時間で、膜厚としては約５μｍ成長した。

エピタキシャル薄膜成長後、ノマルスキー光学顕微鏡により、得られたＳｉＣエピタキシャルウエハの表面モフォロジーを観察したところ、ウエハ全面に渡って非常に平坦で、ピット等の表面欠陥の非常に少ない良好な表面モフォロジーを有するＳｉＣエピタキシャル薄膜が成長されているのが分かった。

（比較例）
比較例として、平坦性の悪い種結晶ウエハを用いて、成長実験を行った。まず、種結晶として、口径７５ｍｍの（０００１）面を有した六方晶系のＳｉＣ単結晶ウエハを用意した。この種結晶のそり・うねりは１０μｍ以上であり、概略凹面状の形状であった。

この種結晶を用いて、実施例と同様の手順で成長実験を行い、口径７６．５ｍｍのＳｉＣ単結晶を得た。成長速度は約０．６ｍｍ／時で、高さは１２ｍｍ程度であった。

得られたＳｉＣ単結晶をＸ線回折及びラマン散乱により分析し、六方晶系のＳｉＣ単結晶が成長できたことを確認した。また、ボイド欠陥あるいは微小多結晶粒を評価する目的で、成長した単結晶インゴットを切断、研磨して、厚さ０．３ｍｍ、口径７６ｍｍのＳｉＣ単結晶｛０００１｝面基板を、同一インゴットからの１０枚作製した。基板の面方位は（０００１）面から＜１１−２０＞方向に４度オフとした。これらの基板を光学顕微鏡で観察したところ、種結晶側から１枚目の基板に種結晶の分解が原因と思われるボイド欠陥と微小多結晶粒が観測された。これらの欠陥は、特に基板の中央部、即ち坩堝蓋との空隙が大きい所に顕著に発生していた。また、これらの欠陥が原因となって発生したマイクロパイプ欠陥が、２枚目以降の全ての基板において多量に発生していた。

さらに、この７６ｍｍ口径のＳｉＣ単結晶基板（種結晶側から５枚目のもの）を基板として用いて、ＳｉＣのエピタキシャル成長を行い、ＳｉＣ単結晶エピタキシャルウエハを得た。ＳｉＣエピタキシャル薄膜の成長条件は、実施例と同じ条件とした。成長時間は２時間で、膜厚としては約５μｍ成長した。

エピタキシャル薄膜成長後、ノマルスキー光学顕微鏡により、得られたＳｉＣエピタキシャルウエハの表面モフォロジーを観察したところ、ボイド欠陥、微小多結晶粒が原因となって発生したマイクロパイプ欠陥が多量に存在する箇所上に成長したエピタキシャル薄膜表面には、ピット等の表面欠陥が多く観察され膜質が劣化しているのが分かった。

改良レーリー法の原理を説明する図である。 本発明の製造方法に用いられる単結晶成長装置の一例を示す構成図である。 本発明の実施例として、種結晶の研磨過程で種結晶表面形状を測定した例であり、図３（１）は、ポリッシングブロックから剥がした直後に測定した、先に研磨したＳｉ面の表面形状で、そりは２０μｍ、図３（２）は、ポリッシングブロックに貼った状態で、後に研磨したＣ面の表面形状で、そりは２．１μｍ、図３（３）は、ポリッシングブロックから剥がした直後に測定した、後に研磨したＣ面の表面形状で、そりは１９μｍ、図３（４）は、Ｃ面研磨後に、ポリッシングブロックから剥がした後でのＳｉ面の表面形状で、そりは２．７μｍである。

符号の説明

１ 種結晶（ＳｉＣ単結晶）、
２ ＳｉＣ結晶粉末原料、
３ 坩堝（黒鉛あるいはタンタル等の高融点金属）、
４ 黒鉛製坩堝蓋、
５ 二重石英管、
６ 支持棒、
７ 黒鉛製フェルト（断熱材）、
８ ワークコイル、
９ 高純度Ａｒガス配管、
１０ 高純度Ａｒガス用マスフローコントローラ、
１１ 真空排気装置。

Claims (6)

1. 炭化珪素単結晶成長用種結晶の坩堝蓋に接する面のそり・うねりが、１０μｍ以下であることを特徴とする炭化珪素単結晶成長用種結晶。
2. 前記炭化珪素単結晶用種結晶の結晶成長面が、凹面であることを特徴とする請求項１に記載の炭化珪素単結晶成長用種結晶。
3. 炭化珪素単結晶成長用種結晶の研磨方法であって、片面ずつ両面を研磨する方法で、平坦度÷研磨定盤直径の値が一万分の一以下である研磨定盤を使用して前記炭化珪素単結晶成長用種結晶の坩堝蓋に接する面を先に研磨し、坩堝蓋に接する面のそり・うねりを１０μｍ以下とすることを特徴とする炭化珪素単結晶成長用種結晶の製造方法。
4. 前記炭化珪素単結晶成長用種結晶の坩堝蓋に接する面を研磨する方法が該種結晶をポリッシングブロックに貼付して研磨定盤に押付けながら回転させて研磨する方法であって、ダイヤモンド砥粒の粒度を小さく変えながら多段階で研磨した後、バフ研磨することを特徴とする請求項３に記載の炭化珪素単結晶成長用種結晶の製造方法。
5. 前記炭化珪素成長用種結晶の結晶成長面を、凹面にすることを特徴とする請求項３又は４に記載の炭化珪素単結晶成長用種結晶の製造方法。
6. 請求項１又は２に記載の炭化珪素単結晶成長用種結晶を用いた炭化珪素単結晶の結晶成長方法であって、該種結晶のそり・うねりが、１０μｍ以下である面側を抜熱用坩堝蓋に密着させて、該坩堝に密着させた面とは反対の面の上に炭化珪素単結晶を成長させることを特徴とする炭化珪素単結晶の結晶成長方法。

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