JP4694144B2 - ＳｉＣ単結晶の成長方法およびそれにより成長したＳｉＣ単結晶 - Google Patents
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Description
本発明は、ＳｉＣ単結晶基板、特に４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板上にＳｉＣ単結晶、特に４Ｈ−ＳｉＣ単結晶をエピタキシャル成長させる方法に関する。
ＳｉＣはＳｉに比べてエネルギーバンドギャップが大きいため、半導体材料等として適した高品位のＳｉＣ単結晶の製造技術が、特許文献１〜５等に種々提案されている。
しかし、上記従来の技術には下記の問題点があった。
（１）半導体デバイス特性を劣化させる結晶欠陥（積層欠陥、三角欠陥等の表面欠陥）が生じ易い。
（２）結晶成長速度が遅い。
（３）エピタキシャル結晶成長表面の平坦度（表面モーフォロジー）が悪い。
特に、上記（１）の結晶欠陥の発生を防止することは。半導体材料として実用化するための大前提となる。
従来から知られているように、ＳｉＣ（０００１）面（六方晶の底面）をエピタキシャル成長面とすると、成長面に結晶構造の異なるＳｉＣ結晶（多形）が混入し易く、高品質な結晶が得られない。
そのため、（０００１）面から数度傾けた角度（オフ角度）を成長面とするステップフロー成長が行なわれている。しかしこの方法を採用しても、三角欠陥やキャロット欠陥と呼ばれる、デバイス特性にとって致命的な欠陥（デバイスキラー）の発生を完全に回避して安定してエピタキシャル成長させることは非常に困難であった。
その原因として、ステップフロー成長において結晶成長はステップが横方向に進展していくと考えられているが、オフ角度の小さい基板ではテラス面積が広いためテラス面上に欠陥の起点が発生し易く、その起点から成長する欠陥がエピタキシャル成長層に取り込まれていくと考えられている。また、＜０００１＞軸方向に伸びるマイクロパイプと呼ばれる大型らせん転位に起因するピンホールも成長層に引き継がれる。
これに対して、（１１−２０）面を成長面とすることも行なわれているが、マイクロパイプの発生は回避できるものの、積層欠陥が多数混入してしまい、これがデバイス特性悪化の原因になる。
これらの問題を解消するために、例えば特許文献１に開示された方法では、（１１−２０）面より＜０００１＞軸を中心に＜１−１００＞軸方向に−４５°〜４５°の範囲の任意の一方向に３°以上６０°以下のオフ角度で傾いた面をエピタキシャル薄膜成長面としている。これによりＳｉＣ単結晶の成長速度は改善されるが、不純物の取り込みを低減できないという問題があった。
特に、デバイス特性の観点から半導体材料として最も適した結晶多形である４Ｈ−ＳｉＣ単結晶について、上記諸問題を解決した結晶成長方法が求められていた。
本発明は、半導体材料として適用可能な低欠陥・低不純物のＳｉＣ単結晶を実用的な成長速度で成長させることができる４Ｈ−ＳｉＣ単結晶のエピタキシャル成長方法およびそれにより得られた４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を提供することを目的とする。
上記の目的を達成するために、本発明によれば、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板の上にＣＶＤ法によるエピタキシャル成長法により４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を成長させる方法であって、
上記基板のエピタキシャル成長面が、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の（０００１）面に対して＜１１−２０＞軸方向へ１２°以上１８°以下（１２°を除く）のオフ角度で傾斜していることを特徴とするＳｉＣ単結晶の成長方法が提供される。
上記基板のエピタキシャル成長面が、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の（０００１）面に対して＜１１−２０＞軸方向へ１２°以上１８°以下（１２°を除く）のオフ角度で傾斜していることを特徴とするＳｉＣ単結晶の成長方法が提供される。
図１に、本発明で規定するエピタキシャル成長面を示す。図は、ＳｉＣ単結晶の六方晶結晶構造を示しており、六方晶の底面である（０００１）面に対して基板面すなわち成長面は＜１１−２０＞軸方向へオフ角度だけ傾いている。
本発明によれば、更に、上記方法により成長したＳｉＣ単結晶も提供される。
本発明者は、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の（０００１）面に対して＜１１−２０＞軸方向へ１２°以上１８°以下（１２°を除く）のオフ角度で傾斜した面をエピタキシャル成長面とする基板を用いることにより、低欠陥・低不純物の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を実用的な成長速度で成長させることができるという新規な知見に基づき本発明を完成させた。
従来は、例えば特許文献１に開示されているように、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶（０００１）面に対して＜１１−２０＞軸方向へ約８度傾けた面を成長面とする基板上にエピタキシャル成長が行なわれていた。オフ角度が１°〜１０°程度の｛０００１｝微傾斜面の場合、成長面はステップと｛０００１｝テラスで形成されているため、成長層にはステップバンチングと呼ばれる表面荒れが発生しやすい。また、テラス上の異物（不純物、パーティクル）の影響も受けやすい。
これに対して本発明の方法によれば、成長速度が向上し、同時に、エピタキシャル成長表面が荒れることが無く、非常に平滑度の高い成長層が得られる。オフ角度１２°以上の成長面は、ステップと｛０００１｝テラスではなく、そのオフ角で決定される特異面となる。この場合、成長表面で二次元核が形成されても異種ポリタイプの混在が無い。また、二次元成長なので三角欠陥も発生しない。
オフ角度が４〜８°の成長面では発生し易い三角欠陥が、本発明によりオフ角度を１２以上１８°以下（１２°を除く）としたことで実質的に解消される。これは、オフ角度を大きくしていくと、成長結晶面のテラス幅が小さくなって、テラス上の欠陥発生起点が大幅に低減するためである。さらに、結晶表面におけるＳｉ、Ｃ原子からの結合手の密度が（０００１）オフ面とは異なるため不純物の取り込み効率も変化する。具体的にはＮ原子の取り込みが抑制され、高純度結晶の作製が容易となる。
本発明のオフ角度を採用したことにより、従来の約８°のオフ角度の基板に比べて、残留不純物（ドナー、アクセプタ）の低い、非常に高品質なエピタキシャル成長層が得られる。特にオフ角度が約１５°のときに、最も高純度な結晶が得られる。
本発明において、エピタキシャル結晶成長条件としてのＣ／Ｓｉ比（ＳｉＣ原料ガス、例えばシランガスとプロパンガスの混合比）を小さくすることで、基板中に存在するマイクロパイプが分解する。これは従来のオフ角度８°の基板でも観測されたが、オフ角度を大きくすることで、マイクロパイプの＜０００１＞軸方向への貫通に要するエネルギーが高くなり（軸位線が長くなる）、＜０００１＞軸方向へのマイクロパイプの進展が阻止され、従来のオフ角度８°の基板に比べてマイクロパイプの分解がより促進されるからである。
オフ角度を１２°以上（１２°を除く）とすることにより上記のように欠陥低減および不純物低減の効果が得られるが、オフ角度が大き過ぎると、積層欠陥が発生し易くなるし、残留不純物濃度もむしろ増加するので、オフ角度は１８°以下に限定する。
〔実施例１〕
４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の（０００１）面に対して＜１１−２０＞軸方向へオフ角度として１５°傾けた面をエピタキシャル成長面とする基板を作製した。この基板は、（０００１）面を成長面とする種結晶として昇華再結晶法により成長した４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を（０００１）軸方向に対して１５°傾けた面でスライスしてウェハを作製し、このウェハ表面を機械研磨、化学研磨によって加工したものである。基板の厚さは約３８０μｍであった。
４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の（０００１）面に対して＜１１−２０＞軸方向へオフ角度として１５°傾けた面をエピタキシャル成長面とする基板を作製した。この基板は、（０００１）面を成長面とする種結晶として昇華再結晶法により成長した４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を（０００１）軸方向に対して１５°傾けた面でスライスしてウェハを作製し、このウェハ表面を機械研磨、化学研磨によって加工したものである。基板の厚さは約３８０μｍであった。
上記の基板を硫酸・過酸化水素混合液、塩酸、王水、フッ化水素酸などで洗浄して、基板表面の有機物、金属、表面酸化膜等を除去した後に、結晶成長に供した。
エピタキシャル成長は、化学気相堆積法（ＣＶＤ）によって行なった。用いた装置は、横型ホットウォールＣＶＤ装置であった。上記基板を、グラファイト断熱材に囲まれたグラファイトサセプタ内に装入した後、反応炉内を約１×１０-4Ｐａ以下まで真空排気した。
次に、キャリアガスとして水素ガス８slmとアルゴンガス０．８slmを反応炉内に導入しながら、高周波誘導加熱によってグラファイトサセプタを加熱した。加熱されたグラファイトサセプタにより基板を加熱した。基板温度が１３５０℃〜１５５０℃に達してから、１分〜３０分程度保持した。これにより、基板表面が水素ガスでエッチングされ、表面の残留不純物の除去と表面の平坦化とが行なわれた。
次に、反応炉内に原料ガスとしてシランガスとプロパンガスを導入して、ＳｉＣ単結晶のエピタキシャル成長を行なった。成長条件は、シランガス流量２sccm、プロパンガス流量１sccm（Ｃ／Ｓｉ比＝１．５相当）、基板温度１５５０℃、反応炉内圧力８０Torrであった。この条件で約２時間成長を行なった結果、厚さ８μｍのＳｉＣ単結晶エピタキシャル成長層が得られた。成長速度は４μｍ／ｈであった。
得られたエピタキシャル成長層の表面粗さを原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）にて測定した結果、ＲＭＳで０．１ｎｍと非常に高い平滑度であった。成長前の基板表面粗さはＲＭＳで０．２ｎｍであったから、成長層表面は基板表面より平滑度が向上した。
成長層の表面をノマルスキー光学顕微鏡で観察した結果、三角欠陥などのデバイスキラーとなる欠陥は認められなかった。
また、エピタキシャル基板上に、真空蒸着法にてニッケル電極を形成してショットキーを形成した。このショットキー電極を用い、容量電圧測定法によりエピタキシャル成長層の不純物密度を測定した。その結果、残留ドナー密度３×１０13ｃｍ-3と、不純物の取り込みが極めて少なく、非常に高品質であった。
〔実施例２〕
実施例１と同じ基板を用い、同じＣＶＤ装置および条件により、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶のエピタキシャル成長を行なった。ただし、成長条件のうち、プロパンガス流量を０．６７sccmに変更して、Ｃ／Ｓｉ比１．０相当とした。その結果、成長膜厚は８．８μｍとなり、成長速度が４．４μｍ／ｈに向上した。
実施例１と同じ基板を用い、同じＣＶＤ装置および条件により、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶のエピタキシャル成長を行なった。ただし、成長条件のうち、プロパンガス流量を０．６７sccmに変更して、Ｃ／Ｓｉ比１．０相当とした。その結果、成長膜厚は８．８μｍとなり、成長速度が４．４μｍ／ｈに向上した。
成長層表面をノマルスキー光学顕微鏡観察した結果、実施例１と同様に三角欠陥は認められなかった。
表面粗さはＲＭＳで０．１ｎｍであった。
〔実施例３〕
実施例１と同じ基板を用い、同じＣＶＤ装置および条件により、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶のエピタキシャル成長を行なった。ただし、成長条件のうち、プロパンガス流量を０．３３sccmに変更して、Ｃ／Ｓｉ比０．５相当とした。その結果、成長膜厚は３．５μｍとなり、成長速度が１．７５μｍ／ｈに低下した。
実施例１と同じ基板を用い、同じＣＶＤ装置および条件により、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶のエピタキシャル成長を行なった。ただし、成長条件のうち、プロパンガス流量を０．３３sccmに変更して、Ｃ／Ｓｉ比０．５相当とした。その結果、成長膜厚は３．５μｍとなり、成長速度が１．７５μｍ／ｈに低下した。
成長層表面をノマルスキー光学顕微鏡観察した結果、実施例１と同様に三角欠陥は認められなかった。また、基板に存在していたマイクロパイプ欠陥が、エピタキシャル成長層では分解して消失していることが確認された。
表面粗さはＲＭＳで０．１ｎｍであった。
〔参考例１〕
４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の（０００１）面に対して＜１１−２０＞軸方向へオフ角度として２５°傾けた面をエピタキシャル成長面とする基板を作製した。この基板は、（０００１）面を成長面とする種結晶として昇華再結晶法により成長した４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を（０００１）軸方向に対して２５°傾けた面でスライスしてウェハを作製し、このウェハ表面を機械研磨、化学研磨によって加工したものである。基板の厚さは約３８０μｍであった。
４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の（０００１）面に対して＜１１−２０＞軸方向へオフ角度として２５°傾けた面をエピタキシャル成長面とする基板を作製した。この基板は、（０００１）面を成長面とする種結晶として昇華再結晶法により成長した４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を（０００１）軸方向に対して２５°傾けた面でスライスしてウェハを作製し、このウェハ表面を機械研磨、化学研磨によって加工したものである。基板の厚さは約３８０μｍであった。
この基板を用い、同じＣＶＤ装置および条件により、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶のエピタキシャル成長を行なった。成長条件も実施例１と同じく、プロパンガス流量を１．０sccmとして、Ｃ／Ｓｉ比１．５相当とした。その結果、成長膜厚は８．６μｍとなり、成長速度が４．３μｍ／ｈに向上した。
成長層表面をノマルスキー光学顕微鏡観察した結果、実施例１と同様に三角欠陥は認められなかった。
〔参考例２〕
実施例４と同じ基板を用い、同じＣＶＤ装置および条件により、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶のエピタキシャル成長を行なった。ただし、成長条件のうち、プロパンガス流量を０．６７sccmに変更して、Ｃ／Ｓｉ比１．０相当とした。その結果、成長膜厚は９．４μｍとなり、成長速度が４．７μｍ／ｈに向上した。
実施例４と同じ基板を用い、同じＣＶＤ装置および条件により、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶のエピタキシャル成長を行なった。ただし、成長条件のうち、プロパンガス流量を０．６７sccmに変更して、Ｃ／Ｓｉ比１．０相当とした。その結果、成長膜厚は９．４μｍとなり、成長速度が４．７μｍ／ｈに向上した。
成長層表面をノマルスキー光学顕微鏡観察した結果、実施例１と同様に三角欠陥は認められなかった。
〔比較例１〕
４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の（０００１）面に対して＜１１−２０＞軸方向へオフ角度として８°傾けた面をエピタキシャル成長面とする基板を作製した。この基板は、（０００１）面を成長面とする種結晶として昇華再結晶法により成長した４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を（０００１）軸方向に対して８°傾けた面でスライスしてウェハを作製し、このウェハ表面を機械研磨、化学研磨によって加工したものである。基板の厚さは約３８０μｍであった。
４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の（０００１）面に対して＜１１−２０＞軸方向へオフ角度として８°傾けた面をエピタキシャル成長面とする基板を作製した。この基板は、（０００１）面を成長面とする種結晶として昇華再結晶法により成長した４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を（０００１）軸方向に対して８°傾けた面でスライスしてウェハを作製し、このウェハ表面を機械研磨、化学研磨によって加工したものである。基板の厚さは約３８０μｍであった。
この基板を用い、実施例と同じＣＶＤ装置および条件にて、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶のエピタキシャル成長を行なった。
成長条件のうち、プロパンガス流量を０．６７sccmとして、Ｃ／Ｓｉ比１．０相当とした。その結果、成長膜厚は６．７μｍであり、成長速度は３．３５μｍ／ｈであった。
成長層表面をノマルスキー光学顕微鏡観察した結果、三角欠陥の存在が確認された。
〔比較例２〕
４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の（０００１）面に対して＜１１−２０＞軸方向へオフ角度として４°傾けた面をエピタキシャル成長面とする基板を作製した。この基板は、（０００１）面を成長面とする種結晶として昇華再結晶法により成長した４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を（０００１）軸方向に対して４°傾けた面でスライスしてウェハを作製し、このウェハ表面を機械研磨、化学研磨によって加工したものである。基板の厚さは約３８０μｍであった。
４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の（０００１）面に対して＜１１−２０＞軸方向へオフ角度として４°傾けた面をエピタキシャル成長面とする基板を作製した。この基板は、（０００１）面を成長面とする種結晶として昇華再結晶法により成長した４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を（０００１）軸方向に対して４°傾けた面でスライスしてウェハを作製し、このウェハ表面を機械研磨、化学研磨によって加工したものである。基板の厚さは約３８０μｍであった。
この基板を用い、実施例と同じＣＶＤ装置および条件にて、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶のエピタキシャル成長を行なった。
成長条件のうち、プロパンガス流量を０．６７sccmとして、Ｃ／Ｓｉ比１．０相当とした。その結果、成長膜厚は８．４μｍであり、成長速度は４．２μｍ／ｈであった。
成長層表面をノマルスキー光学顕微鏡観察した結果、三角欠陥の存在が確認された。
ＡＦＭにて表面粗さを測定した結果、ＲＭＳで１．４ｎｍであった。基板の表面粗さはＲＭＳ０．１〜０．２ｎｍであったことから、成長層表面は基板表面よりも平滑度が著しく低下した。
〔比較例３〕
４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の（０００１）面に対して＜１１−２０＞軸方向へオフ角度として３０°傾けた面をエピタキシャル成長面とする基板を作製した。この基板は、（０００１）面を成長面とする種結晶として昇華再結晶法により成長した４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を（０００１）軸方向に対して３０°傾けた面でスライスしてウェハを作製し、このウェハ表面を機械研磨、化学研磨によって加工したものである。基板の厚さは約３８０μｍであった。
４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の（０００１）面に対して＜１１−２０＞軸方向へオフ角度として３０°傾けた面をエピタキシャル成長面とする基板を作製した。この基板は、（０００１）面を成長面とする種結晶として昇華再結晶法により成長した４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を（０００１）軸方向に対して３０°傾けた面でスライスしてウェハを作製し、このウェハ表面を機械研磨、化学研磨によって加工したものである。基板の厚さは約３８０μｍであった。
この基板を用い、実施例と同じＣＶＤ装置および条件にて、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶のエピタキシャル成長を行なった。
成長条件のうち、プロパンガス流量を０．６７sccmとして、Ｃ／Ｓｉ比１．０相当とした。その結果、成長膜厚は９．８μｍであり、成長速度は４．９μｍ／ｈであった。
成長層表面をノマルスキー光学顕微鏡観察した結果、欠陥の存在が確認された。
ＡＦＭにて表面粗さを測定した結果、ＲＭＳで０．１ｎｍと非常に平滑であった。
〔比較例４〕
４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の（０００１）面に対して＜１１−２０＞軸方向へオフ角度として４５°傾けた面をエピタキシャル成長面とする基板を作製した。この基板は、（０００１）面を成長面とする種結晶として昇華再結晶法により成長した４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を（０００１）軸方向に対して４５°傾けた面でスライスしてウェハを作製し、このウェハ表面を機械研磨、化学研磨によって加工したものである。基板の厚さは約３８０μｍであった。
４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の（０００１）面に対して＜１１−２０＞軸方向へオフ角度として４５°傾けた面をエピタキシャル成長面とする基板を作製した。この基板は、（０００１）面を成長面とする種結晶として昇華再結晶法により成長した４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を（０００１）軸方向に対して４５°傾けた面でスライスしてウェハを作製し、このウェハ表面を機械研磨、化学研磨によって加工したものである。基板の厚さは約３８０μｍであった。
この基板を用い、実施例と同じＣＶＤ装置および条件にて、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶のエピタキシャル成長を行なった。
成長条件のうち、プロパンガス流量を０．６７sccmとして、Ｃ／Ｓｉ比１．０相当とした。その結果、成長膜厚は１２μｍであり、成長速度は６μｍ／ｈであった。
成長層表面をノマルスキー光学顕微鏡観察した結果、欠陥の存在が確認された。
ＡＦＭにて表面粗さを測定した結果、ＲＭＳで０．１ｎｍと非常に平滑であった。
以上説明した実施例１〜３、参考例１〜２、および比較例１〜４を含めて、オフ角度を１°〜４５°、Ｃ／Ｓｉ比を０．５〜２．０の範囲で種々に変えてエピタキシャル成長を行なった。得られた４Ｈ−ＳｉＣ単結晶エピタキシャル成長層について、成長速度と不純物濃度をそれぞれＣ／Ｓｉ比に対する変化として図２および図３に示す。本発明のオフ角度１２°以上１８°以下（１２°を除く）とすることにより、成長速度が向上すると同時に不純物濃度が低減することが分かる。
本発明により、半導体材料として適用可能な低欠陥・低不純物のＳｉＣ単結晶を実用的な成長速度で成長させることができる４Ｈ−ＳｉＣ単結晶のエピタキシャル成長方法およびそれにより得られた４Ｈ−ＳｉＣ単結晶が提供される。
Claims (1)
- ４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板の上にＣＶＤ法によるエピタキシャル成長法により４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を成長させる方法であって、
上記基板のエピタキシャル成長面が、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の（０００１）面に対して＜１１−２０＞軸方向へ１２°以上１８°以下（１２°を除く）のオフ角度で傾斜していることを特徴とするＳｉＣ単結晶の成長方法。
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