JP4959763B2 - ＳｉＣエピタキシャルウェハ及びその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明はＳｉＣエピタキシャルウェハ及びその製造方法、特にステップバンチングフリーのＳｉＣエピタキシャルウェハ及びその製造方法に関するものである。
地球温暖化問題への対応として、省エネルギー技術の向上が求められている。多くの技術項目が取り上げられている中、電力変換時のエネルギーロスを低減するパワーエレクトロニクス技術は、基幹技術として位置づけられている。パワーエレクトロニクスは、従来シリコン（Ｓｉ）半導体を用いて技術改良がなされ性能を向上させてきたが、シリコンの材料物性の限界からその性能向上も限界に近づきつつあると言われている。そのため、シリコンよりも物性限界を大きくとれる炭化珪素（ＳｉＣ）に期待が集まっている。炭化珪素はシリコンに対して、例えば、バンドギャップは約３倍、絶縁破壊電界強度は約１０倍、熱伝導度は約３倍という優れた物性を有しており、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。
ＳｉＣデバイスの実用化の促進には、高品質の結晶成長技術、高品質のエピタキシャル成長技術の確立が不可欠である。
ＳｉＣは多くのポリタイプを有するが、実用的なＳｉＣデバイスを作製する為に主に使用されているのは４Ｈ−ＳｉＣである。ＳｉＣデバイスの基板としては昇華法等で作製したバルク結晶から加工したＳｉＣ単結晶ウェハを用い、通常、この上にＳｉＣデバイスの活性領域となるＳｉＣエピタキシャル膜を化学的気相成長法（ＣＶＤ）によって形成する。エピタキシャル膜中には基板に用いているポリタイプと異なるポリタイプが混入しやすく、例えば、基板に４Ｈ−ＳｉＣを使った場合には３Ｃ−ＳｉＣや８Ｈ−ＳｉＣが混入する。エピタキシャル成長は、これらの混入を抑制するため、ＳｉＣ単結晶基板を微傾斜させてステップフロー成長（原子ステップからの横方向成長）させて行うのが一般的である。
＜ステップバンチング及びその観察・評価＞
ＳｉＣ基板が２インチ程度までのサイズの場合、この微傾斜角度（オフ角）は主に８°が用いられてきた。このオフ角においてはウェハ表面のテラス幅が小さく、容易にステップフロー成長が得られる。しかし、オフ角が大きいほど、ＳｉＣインゴットから得られるウェハ枚数が少なくなる。そのため、３インチ以上のＳｉＣ基板においてはコスト削減の観点から、主に４°程度のオフ角のものが用いられている。４°程度のオフ角では、ウェハ表面のテラス幅が８°のオフ角の場合に比べて２倍になるため、ステップ端に取り込まれるマイグレーション原子の取り込まれ速度、すなわちステップ端の成長速度にバラツキが生じやすくなる。その結果、遅い成長速度を持つステップに速い成長速度を持つステップが追いついて合体し、ステップバンチングが発生する。特にエピタキシャル表面がＳｉ面の場合、Ｃ面よりも表面原子のマイグレーションが抑えられるため、容易にステップバンチングを生じる。ここで、ステップバンチングとは、表面において原子ステップ（通常2〜10原子層程度）が集まって合体する現象をいい、この表面の段差自体を指すこともある。非特許文献1に典型的なステップバンチングが示されている。
従来、ステップバンチングの観察・評価は、微分干渉顕微鏡等の光学顕微鏡と原子分解能を有する原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）との組み合わせで行われることが多かった（例えば、非特許文献1、２）。
＜ガスエッチング及び原料ガスの供給＞
ＳｉＣ単結晶基板上にＳｉＣエピタキシャル膜を成膜する際には従来、機械研磨を行った後、化学的機械研磨（ＣＭＰ）及びガスエッチングを順に行ってＳｉＣ単結晶基板の表面処理を行った後、化学的気相成長法によりＳｉＣエピタキシャル膜を成膜していた。ガスエッチングは、研磨工程に起因するダメージや研磨痕（スクラッチ）の除去や表面平坦化のために、前処理として１５００℃程度の高温で主に水素ガスを用いてエッチングを行うものである。
ガスエッチングに際しては、ＳｉＣエピタキシャル膜の原料ガスであるプロパン（Ｃ３Ｈ８）ガスを水素雰囲気に添加しながら行われていた（特許文献１、特許文献２の段落［０００２］、および非特許文献３）。非特許文献３に示されているように、水素ガスエッチングは良好なエピタキシャル表面を得るためには必須とされているが、水素のみではＳｉドロップレットが発生してしまうことが示されており、Ｃ３Ｈ８を添加することで、その発生を抑制できる効果があるとされている。
しかしながら、研磨によるダメージや研磨痕（スクラッチ）が、ガスエッチング後の基板表面にも残留していると、その後、その基板表面に形成されたエピタキシャル膜中に異種ポリタイプや転位、積層欠陥などが導入されてしまうという問題があった。そこでこれを回避するために、ガスエッチング時間を延長してエッチング量を増加させすぎてしまうと、今度は基板表面で表面再構成が生じて、エピタキシャル成長開始前に基板表面にステップバンチングを生じさせてしまうという問題があった。
そこで、このステップバンチングの発生を抑制するために、エッチング量を減少させる方法として、ガスエッチングに際して原料ガスであるシラン（ＳｉＨ４）ガスを水素ガスに添加しながら行う方法が提案された（特許文献２）。
特許文献１及び２のいずれの方法においても、ＳｉＣエピタキシャル膜の原料ガスであるＣ３Ｈ８ガス、又は、ＳｉＨ４ガスを添加してガスエッチングを行うが、ガスエッチング後にその添加ガスを排気することなく、そのまま続けて他方のガスを導入してＳｉＣエピタキシャル膜の成膜工程に入る（特許文献１の図２、特許文献２の図４）。すなわち、ＳｉＣエピタキシャル膜の成長を開始する前に、ＳｉＣ基板の表面に、プロパン（Ｃ３Ｈ８）ガス、又は、シラン（ＳｉＨ４）ガスが既に存在する状態となっている。
このように特許文献１及び２に代表されるような現在一般に行われている方法では、ＳｉＣエピタキシャル膜の成長を開始するに際して、原料ガスであるＣ３Ｈ８ガス及びＳｉＨ４ガスの供給は同時には行なっていなかった。
特許第４２３８３５７号公報 特開２００５−２７７２２９号公報
Mater. Sci. Forum 527-529, (2006) pp. 239-242 Journal Cryst. Growth 291, (2006) pp. 370-374 Journal Cryst. Growth 291, (2002) pp. 1213-1218
原子分解能を有するＡＦＭ（以下「通常のＡＦＭ」という）は表面の原子配列を直接観察できるものの、最大観察範囲は１０〜２０μｍ□程度であり、それ以上の広範囲の測定は機構上困難である。しかしながら、ＳｉＣエピタキシャル膜表面のステップバンチングはウェハの端から端まで連続しているものと認識されていたため、光学顕微鏡と組み合わせることによって、そのＡＦＭの機構上の欠点も特に不都合とされてはいなかった。
また、非特許文献２においては、ＡＦＭよりも広範囲の２００μｍ〜１ｍｍ□程度の範囲を観察するのに微分干渉顕微鏡が用いられている。しかし、この微分干渉顕微鏡では、ステップの高さを定量化することができず、また、特に倍率が大きいときに数ｎｍの高さのステップを検出することができないという不都合があった。
ステップバンチングはＳｉＣエピタキシャル膜表面の平坦化を妨げるものであるから、ＳｉＣデバイスの高性能化のためにはその発生を抑制する必要がある。ステップバンチングは表面の段差であるため、特に、ＳｉＣエピタキシャル膜表面に酸化膜を形成し、その界面に通電させるＭＯＳＦＥＴにおいて、その存在は動作性能および信頼性に致命的な影響を与える場合がある。そのため、従来からこのステップバンチングの抑制の研究は精力的に行われてきた。
このＭＯＳＦＥＴを含めたＳｉＣパワーデバイスの活性領域は通常のＡＦＭの測定範囲よりも大きい。そのため、優れた特性を有するデバイスを作製可能とするエピタキシャル成長表面を得るためには、通常のＡＦＭあるいは微分干渉顕微鏡による評価では十分とは言えない。
また、上述の通り、ガスエッチングの際に原料ガスであるＣ３Ｈ６ガス、又は、ＳｉＨ４ガスを添加して行うのが一般的であり、その後にその添加ガスを排気することなくそのまま続けて他方のガスを導入してＳｉＣエピタキシャル膜の成膜工程を行っていた。この場合、これらの原料ガスの基板表面への供給は同時になされていなかった。水素ガスだけでエッチングを行う場合もあったが、原料ガスの基板表面への同時供給の重要性は認識されていなかった。
＜短いステップバンチング＞
本発明者らは、高さ方向の感度がＡＦＭと同程度であって、かつ、レーザー光を用い、微分干渉顕微鏡よりも広範囲を観察することができる光学式表面検査装置と、広範囲観察型のＡＦＭ（以下「広範囲観察型ＡＦＭ」という）とを組み合わせて用いて、従来の方法でステップバンチングを抑制したとされたＳｉＣエピタキシャルウェハの観察・評価を行い、通常のＡＦＭや微分干渉顕微鏡では捉えることが困難なステップバンチングが表面の標準的な状態として存在することを見出した。
新たに存在を明らかにしたステップバンチングは、平均１００μｍ程度の間隔で存在し、［１−１００］方向に１００〜５００μｍの長さを有していた。また、後述するが、このステップバンチングは、らせん転位が成長表面に現れて形成されるシャローピットが表面に段差を形成し、それが原因で発生するものであり、らせん転位は元々、エピタキシャル成長膜の基板として用いるＳｉＣ単結晶基板中に含まれるものなので、基板起因と言えるものである。
他方、従来既知のステップバンチング（以下、「従来のステップバンチング」という）は平均１．５μｍ程度の間隔で存在し、［１−１００］方向に５ｍｍ以上の長さを有するものである（なお、本明細書では、ミラー指数の表記において、“−”はその直後の指数につくバーを意味する）。また、その発生は元々、ＳｉＣ単結晶基板の表面はオフ角度があるため、表面にはそれに対応した原子ステップがあり、この原子ステップはエピタキシャル成長、あるいはガスエッチングの過程で移動するが、ステップ間でこの移動速度にばらつきが生じるとこれらのステップ同士がお互い合体して生ずるものであり、基板中の転位には関係なく発生するものである。
そこで、本明細書では、新たにその存在を明らかにしたステップバンチングを従来のステップバンチングと区別して、「短いステップバンチング」と記載する。
図１に、通常のＡＦＭ（Ｖｅｅｃｏ Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔ社製Ｄｉｍｅｎｓｉｏｎ Ｖ）によって観察したＳｉＣエピタキシャルウェハ表面の１０μｍ□のＡＦＭ像（立体表示の表面斜視像）を示す。図１（ａ）は従来のステップバンチングを示すＡＦＭ像であり、図１（ｂ）は短いステップバンチングを示すＡＦＭ像である。
図１（ｂ）に矢印Ａで示したようなＡＦＭ像が得られた場合、又は、一画面の走査ではなくカンチレバーの数回の往復走査でこのようなＡＦＭ像の一部が得られた場合は、ノイズと判断されたり、又は、表面の標準的な状態を示すものではなく、たまたま特異な状態を有する領域を観察したものと判断されて、他の領域に移動して観察をするのが通常であった。そのため、短いステップバンチングは従来、通常のＡＦＭや微分干渉顕微鏡においても観察されていたはずとも言えるが、少なくともＳｉＣエピタキシャル膜表面の標準的な状態を示すものと認識されていなかったものである。
図２に、本発明で用いた広範囲観察型ＡＦＭ（キーエンス社製ナノスケールハイブリッド顕微鏡ＶＮ−８０００）によって観察したＳｉＣエピタキシャル膜表面の２００μｍ□のＡＦＭ像を示す。
図２（ａ）は従来のステップバンチングを示すＡＦＭ像であり、図２（ｂ）は短いステップバンチングを示すＡＦＭ像である。
従来のステップバンチングについては図２（ａ）に示すように、通常のＡＦＭ像と同様、平均１．５μｍ程度の間隔で存在することが観察できる。これに対して、図２（ｂ）には２本のライン（矢印Ｂ、Ｃ）が等しい間隔で安定に観察されていることがわかる。２００μｍ□という広範囲でこのようにステップが安定に観察できることは単なるノイズや特異な表面領域を示すものではないこと、そして、従来のステップバンチングとは性質の異なるステップバンチングの存在を裏付けるものである。
短いステップバンチングの存在を他の表面検査装置でも確認するため、レーザー光を用いる光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０）による観察を行った。この光学式表面検査装置は測定範囲が数μｍ□〜４インチ以上のウェハ全面と広範囲観察型ＡＦＭよりも大きいため、短いステップバンチングの密度を測定するのにも適している。
本発明で用いる光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０と同じ原理で表面検査をする装置）とは、レーザー光をウェハに対して斜めに入射して、ウェハ表面からの散乱光の強度、および反射光の強度と反射位置を検出するシステムを有することを特徴とするものである。ウェハの表面はスパイラルスキャンされる。反射位置は、ウェハ表面の凸凹をなぞるように変化するため、この位置情報からラフネス（表面粗さ）を算出することができる。ステップバンチングに対応した周期の表面ラフネス情報を抽出するため、１００μｍのフィルターを計算時に使用し、ウェハ表面の長周期のうねり情報を除去する。
ただし、ステップバンチングは［１−１００］方向に並行であるため、スパイラルスキャン中、レーザー光とスキャン方向が並行になってしまう領域では、ステップが検出されない。そのため、ラフネス情報の算出には、一般的な極座標における５５°〜１２５°と２３５°〜３０５°のそれぞれ７０°の範囲を選択する。また、スパイラルスキャンの中心はほとんどレーザー光が動かない特異点になってしまうため、その付近における反射光の位置情報は、ラフネスを反映しなくなる。そのため、中心のφ１０ｍｍの範囲は算出領域から除外した。このようにして設定される計算範囲はウェハ全面の約３５％であるが、ステップバンチングについて、この範囲のモフォロジーは、ウェハ全面をほぼ反映している。このようにして計算されたラフネスは、ＡＦＭを用いて測定されたラフネスと相関があることから、実際の表面モフォロジーに即したものであることがわかる。
＜短いステップバンチングの発生起源＞
図３に、光学式表面検査装置で短いステップバンチングが観察されたＳｉＣエピタキシャルウェハの微分干渉顕微鏡による観察結果を示す。矢印で示すように、顕著なシャローピットとそれに付随した短いステップバンチングを確認することができる。エピ層表面におけるシャローピットの深さは６．３ｎｍであった。
さらに、図４に、このシャローピットの起源を確認するためにＫＯＨエッチングを行った後の微分干渉顕微鏡による観察結果を示す。矢印でその一部を示すように、らせん転位の存在と付随する短いステップバンチングを確認できる。このことから、短いステップバンチングは、表面に発生したシャローピットの段差によってステップフォロー成長が阻害された結果、生じたものと推察できる。こうして、短いステップバンチングの発生の起源が基板から引き継がれたエピ層中のらせん転位に起因したシャローピットであることが理解できる。
以上の通り、本発明者らは、光学式表面検査装置と広範囲観察型ＡＦＭという従来とは異なる表面検査装置を組み合わせてＳｉＣエピタキシャル膜表面を観察・評価することにより、この短いステップバンチングが表面の特異な状態ではなく、標準的な状態として存在することを見出した。そして、本発明者らは、鋭意研究を重ねた結果、短いステップバンチングの起源を明らかにすると共に、その発生を抑制して、ステップバンチングフリーのＳｉＣエピタキシャルウェハを製造する方法に到達したのである。
この短いステップバンチングの存在が品質バラツキの主原因の一つであったものと考えられる。
また、本発明者は、ＳｉＣエピタキシャル膜の成膜において、ＳｉＣ単結晶基板表面に炭化珪素のエピタキシャル成長に必要とされる量のＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスを同時に供給することの重要性を見出したのである。
本発明は、上記事情を鑑みてなされたもので、ウェハの全面にステップバンチングがない、ステップバンチングフリーのＳｉＣエピタキシャルウェハ及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、従来のステップバンチングとその発生起源が異なり、ＳｉＣ基板に起因するステップバンチングを発見することに始まって、まず、その基板起因のステップバンチングを発生させないために基板の研磨工程において必要な条件を見出した。そして、かかる条件で研磨したＳｉＣ単結晶基板にガスエッチングを施してＳｉＣ単結晶基板を準備し、このＳｉＣ単結晶基板を用いれば、炭化珪素のエピタキシャル成長に必要とされる量のＳｉＨ４ガス及びＣ３Ｈ８ガスを所定の濃度比で基板表面に同時に供給して成膜を行い、さらに供給を同時に停止してガスを除くまで基板温度を保持し、その後に降温することによって、ステップバンチングフリーのＳｉＣエピタキシャルウェハが得られることを見出したのである。
エピタキシャル成長は、基板に用いているポリタイプと異なるポリタイプが混入することを抑制するために、ＳｉＣ単結晶基板を微傾斜させてステップフロー成長（原子ステップからの横方向成長）させて行う。一般に、傾斜角度を０．４°以上とすることで、ステップ端を成長表面に出して、ステップフロー成長させている。本発明でも０．４°以上の傾斜角とすることが望ましい。
本発明は、ステップバンチングが生じやすい低オフ角度の基板である５°以下の場合に有効である。本発明の効果は、傾斜角度０．４°〜５°の範囲で有効であるが、傾斜角度２°以上の場合には基板上のテラス幅が狭く、ステップフロー成長が促進されて鏡面が得られやすいため、特に有効である。
さらに一般に販売されている４°オフの基板は、傾斜角度の規格範囲は３．５°〜４．５°であるが、この傾斜角範囲を持つ４°オフ基板に対して特に有効である。４°オフ基板は、鏡面が得られやすいということで従来用いられていた規格品である８°オフ基板に比べて単結晶から切り出す場合のロスが少ないため低価格である。そのため、４°オフ基板に本出願の技術を適用することにより、品質が良好でコストの低いエピタキシャルウエハを得ることができる。
本発明は、以下の手段を提供する。
（１）０．４°〜５°のオフ角で傾斜させた４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板上にＳｉＣのエピタキシャル層を形成したＳｉＣエピタキシャルウェハであって、レーザー光を用いる光学式表面検査装置により前記ＳｉＣエピタキシャルウェハ層の表面を測定した場合に、前記表面の二乗平均粗さＲｑが１．３ｎｍ以下であることを特徴とするＳｉＣエピタキシャルウェハ。
本発明において、「レーザー光を用いる光学式表面検査装置」とは、ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０と同じ原理で表面検査する装置をいう。
（２）０．４°〜５°のオフ角で傾斜させた４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板上にＳｉＣのエピタキシャル層を形成したＳｉＣエピタキシャルウェハであって、原子間力顕微鏡により前記ＳｉＣエピタキシャルウェハ層の表面を測定した場合に、前記表面の二乗平均粗さＲｑが１．０ｎｍ以下であり、かつ、最大高低差Ｒｙが３．０ｎｍ以下であることを特徴とするＳｉＣエピタキシャルウェハ。
（３）前記ウェハのエピタキシャル層表面のステップの線密度が５ｍｍ−１以下であることを特徴とする前項（１）又は（２）のいずれかに記載のＳｉＣエピタキシャルウェハ。
（４）前記ステップが前記ＳｉＣエピタキシャル層中のらせん転位に起因したシャローピットに連結していることを特徴とする前項（３）に記載のＳｉＣエピタキシャルウェハ。
（５）０．４°〜５°のオフ角で傾斜させた４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を、その表面の格子乱れ層が３ｎｍ以下となるまで研磨する工程と、水素雰囲気下で、前記研磨後の基板の表面を１４００〜１６００℃にしてその表面を清浄化する工程と、前記清浄化後の基板の表面に、炭化珪素のエピタキシャル成長に必要とされる量のＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスとを濃度比Ｃ/Ｓｉが０．７〜１．２で同時に供給して炭化珪素をエピタキシャル成長させる工程と、前記ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスの供給を同時に停止し、ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスとを排気するまで基板温度を保持し、その後降温する工程と、を備えたことを特徴とするＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。
本発明において、「炭化珪素のエピタキシャル成長に必要とされる量」とは、温度を上げた基板の表面では、基板からのＳｉとＣの脱離（昇華）と、吸着（成長）とが同時に生じており、脱離＞吸着の場合にはガスエッチング、脱離＜吸着の場合には成長という形になるが、ガスエッチング（清浄化工程）の際にＳｉＨ４及び／又はＣ３Ｈ８を添加する場合（次項（６））にこれら原料ガスの量は少ないので、仮に原料ガスを添加していても優勢なガスエッチングが生じるだけであるので、ガスエッチング時のＳｉＨ４ガス及び／又はＣ３Ｈ８の供給量との差異を明確にする意である。
また、本発明において、「同時に供給」とは、完全に同一時刻であることまでは要しないが、数秒以内であることを意味する。後述する実施例で示した装置ではＳｉＨ４ガス及びＣ３Ｈ６ガス供給の時間差を５秒以内にすると、ステップバンチングの発生を抑制できた。同時供給がステップバンチングの発生にどのように関わるのかそのメカニズムは不明ではあるが、成膜開始初期における２種類の原料ガスの空間濃度分布に関係するものと推測される。この原料ガスの空間濃度分布は装置の形状・構成にも依存するので、許容される供給時間差を具体的な数値を述べることはできないが、当業者であれば、数秒単位の時間差でステップバンチングの発生を調べることで、本発明の同時供給が許容する時間差を見つけることができる。
（６）前記清浄化する工程を、前記水素雰囲気に、ＳｉＨ４ガス及び／又はＣ３Ｈ８ガスを添加して行い、前記エピタキシャル成長させる工程は、前記添加したガスを排気した後に開始することを特徴とする前項（５）に記載のＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。
上記の構成によれば、ステップバンチングフリーのＳｉＣエピタキシャルウェハを提供することができる。
通常のＡＦＭでＳｉＣエピタキシャルウェハ表面のステップバンチングを観察した像であり、（ａ）従来のステップバンチング、（ｂ）短いステップバンチング、を示す像である。 広範囲観察型ＡＦＭでＳｉＣエピタキシャルウェハ表面のステップバンチングを観察した像であり、（ａ）従来のステップバンチング、（ｂ）短いステップバンチング、を示す像である。 短いステップバンチングを含むＳｉＣエピタキシャルウェハを微分干渉顕微鏡で観察した像である。 ＫＯＨエッチング後に図３で用いたウェハを微分干渉顕微鏡で観察した像である。 広範囲観察型ＡＦＭでＳｉＣエピタキシャルウェハ表面を観察した像であり、（ａ）本発明のＳｉＣエピタキシャルウェハ、（ｂ）従来のＳｉＣエピタキシャルウェハ、を示す像である。 レーザー光を用いる光学式表面検査装置でＳｉＣエピタキシャルウェハ表面を観察した像であり、（ａ）本発明のＳｉＣエピタキシャルウェハ、（ｂ）従来のＳｉＣエピタキシャルウェハ、を示す像である。 （ａ）本発明のＳｉＣ単結晶基板表面の断面を透過型電子顕微鏡で観察した像であり、（ｂ）は（ａ）の拡大像である。 （ａ）従来のＳｉＣ単結晶基板表面の断面を透過型電子顕微鏡で観察した像であり、（ｂ）は（ａ）の拡大像である。 比較例２のＳｉＣエピタキシャルウェハ表面を（ａ）レーザー光を用いる光学式表面検査装置で観察した像であり、（ｂ）広範囲観察型ＡＦＭで観察した像である。
以下、本発明を適用した一実施形態であるＳｉＣエピタキシャルウェハ及びその製造方法について、図面を用いて詳細に説明する。
［ＳｉＣエピタキシャルウェハ］
図５及び図６に、４°のオフ角で傾斜させた４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板上にＳｉＣのエピタキシャル層を成膜した、本発明の実施形態であるＳｉＣエピタキシャルウェハを、広範囲観察型ＡＦＭ及びレーザー光を用いる光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０）で観察した結果を示す。
図５（ａ）は、本発明のＳｉＣエピタキシャルウェハの表面の２００μｍ□の広範囲観察型ＡＦＭ像である。また、図５（ｂ）に従来のＳｉＣエピタキシャルウェハ表面の２００μｍ□の広範囲観察型ＡＦＭ像を示す。
本発明のＳｉＣエピタキシャルウェハでは、全くステップが観察されなかった（ステップの線密度０本／ｍｍ−１）。このサンプルの他の領域についてもほとんどステップが観察されなかった。従って、ステップバンチングフリーが実現されており、ステップの線密度は５ｍｍ−１以下であることがわかる。また、表面の二乗平均粗さＲｑは０．４ｎｍであり、最大高低差Ｒｙは０．７ｎｍであった。同じサンプルでランダムに選んだ３個の領域の平均のＲｑは０．５２ｎｍであり、また、平均のＲｙは０．７５ｎｍであった。従って、観察した表面の二乗平均粗さＲｑが１．０ｎｍ以下であり、かつ、最大高低差Ｒｙが３．０ｎｍ以下であることがわかる。
これに対して、従来のＳｉＣエピタキシャルウェハでは、線密度３４０本／ｍｍ−１で多数のステップが合体したステップバンチングが観察された。このサンプルの他の３個の領域の平均のステップ線密度は３６２本／ｍｍ−１であった。また、ステップは観察範囲を超えて延びていることがわかる。
また、表面の二乗平均粗さＲｑは２．４ｎｍであり、最大高低差Ｒｙは３．６ｎｍであった。同じサンプルでランダムに選んだ３個の領域の平均のＲｑは３．２ｎｍであり、また、平均のＲｙは４．５ｎｍであった。
図６（ａ）及び（ｂ）にそれぞれ、図５（ａ）及び（ｂ）の同一サンプルの１ｍｍ□範囲について、レーザー光を用いる光学式表面検査装置によって観察した像（以下「カンデラ像」という）を示す。
観察した表面の二乗平均粗さＲｑは、本発明のＳｉＣエピタキシャルウェハでは１．２ｎｍであった。従って、１．３ｎｍ以下であることがわかる。
これに対して、従来のＳｉＣエピタキシャルウェハでは１．７ｎｍであり、本発明と従来のＳｉＣエピタキシャルウェハの表面平坦性に明らかな差異を有することがわかる。
［ＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法］
以下、本発明を適用した一実施形態であるＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法について詳細に説明する。
＜研磨工程＞
研磨工程では、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板をその表面の格子乱れ層が３ｎｍ以下となるまで研磨する。
本明細書中で、「格子乱れ層」とは、ＴＥＭの格子像（格子が確認できる像）において、ＳｉＣ単結晶の原子層（格子）に対応する縞状構造又はその縞の一部が明瞭になっていない層をいう。
まず、「格子乱れ層」の存在及び特徴を説明するために、図７及び図８に、研磨工程後のＳｉＣ単結晶基板の表面近傍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を示す。
図７（ａ）、（ｂ）は、本発明のＳｉＣ単結晶基板の例を示すＴＥＭ像である。
図７（ａ）で示したＴＥＭ像において表面の平坦性の乱れは観察できない。また、その拡大像である格子像（図７（ｂ））において、最上層の原子層（格子）だけに乱れが観察され、その下の原子層（格子）からは明瞭な縞状構造が観察できる。矢印で挟まれた層が「格子乱れ層」である。
このＴＥＭ像から、表面の「格子乱れ層」が３ｎｍ以下であることが確認できる。
図８（ａ）、（ｂ）は、３ｎｍ以上の格子乱れ層が表面に存在するＳｉＣ単結晶基板の例を示すＴＥＭ像である。
図８（ａ）で示したＴＥＭ像において明らかな表面平坦性の乱れが観察され、また、図８（ａ）で平坦に見える部分でも、その拡大像である格子像（図８（ｂ））において、表面から６ｎｍ以上にわたって縞状構造の乱れが観察できる。
このＴＥＭ像において７ｎｍ程度の「格子乱れ層」（像中の右側の矢印で挟まれた層）が観察でき、このサンプルでは表面の「格子乱れ層」が３ｎｍ以下を達成できていないことがわかる。
以下に、本工程の実施形態について説明する。
研磨工程は、通常ラップと呼ばれる粗研磨、ポリッシュとよばれる精密研磨、さらに超精密研磨である化学的機械研磨（以下、ＣＭＰという）など複数の研磨工程が含まれる。研磨工程は湿式で行われることが多いが、この工程で共通するのは、研磨布を貼付した回転する定盤に、研磨スラリーを供給しつつ、炭化珪素基板を接着した研磨ヘッドを押しあてて行われることである。本発明で用いる研磨スラリーは、基本的にはそれらの形態で用いられるが、研磨スラリーを用いる湿式研磨であれば形態は問わない。
砥粒として用いられる粒子はこのｐＨ領域において溶解せず分散する粒子であればよい。本発明においては研磨液のｐＨが２未満であるのが好ましく、この場合、研磨粒子としてはダイヤモンド、炭化珪素、酸化アルミニウム、酸化チタン、酸化ケイ素などが使用できる。本発明において砥粒として用いられるのは平均径１〜４００ｎｍ、望ましくは１０〜２００ｎｍ、さらに望ましくは１０〜１５０ｎｍの研磨粒子である。良好な最終仕上げ面を得るためには、粒子径の小さなものが安価に市販されている点でシリカが好適である。さらに好ましくはコロイダルシリカである。コロイダルシリカ等の研磨剤の粒径は、加工速度、面粗さ等の加工特性によって適宜選択することができる。より高い研磨速度を要求する場合は粒子径の大きな研磨材を使用することができる。面粗さが小さい、すなわち高度に平滑な面を必要とするときは小さな粒子径の研磨材を使用することができる。平均粒子径が４００ｎｍを超えるものは高価である割には研磨速度が高くなく、不経済である。粒子径が１ｎｍ未満のような極端に小さいものは研磨速度が著しく低下する。
研磨材粒子の添加量としては１質量％〜３０質量％、望ましくは１．５質量％〜１５質量％である。３０質量％を超えると研磨材粒子の乾燥速度が速くなり、スクラッチの原因となる恐れが高くなり、また、不経済である。また、研磨材粒子が１質量％未満では加工速度が低くなりすぎるため好ましくない。
本発明における研磨スラリーは水系研磨スラリーであり、２０℃におけるｐＨは２．０未満、望ましくは１．５未満、さらに望ましくは１．２未満である。ｐＨが２．０以上の領域では十分な研磨速度が得られない。一方で、スラリーをｐＨ２未満とすることによって、通常の室内環境下においても炭化珪素に対する化学的反応性が著しく増加し、超精密研磨が可能になる。炭化珪素は研磨スラリー中にある酸化物粒子の機械的作用によって直接除去されるのではなく、研磨液が炭化珪素単結晶表面を酸化ケイ素に化学反応させ、その酸化ケイ素を砥粒が機械作用的に取り除いていくという機構であると考えられる。したがって研磨液組成を炭化珪素が反応しやすくなるような液性にすること、すなわちｐＨを２未満にすることと、砥粒として適度な硬度をもつ酸化物粒子を選定することはスクラッチ傷や加工変質層のない、平滑な面を得るために非常に重要である。
研磨スラリーは、塩酸、硝酸、燐酸、硫酸からなる酸のうち、少なくとも１種類以上、望ましくは２種類以上を用いてｐＨを２未満になるよう調整する。複数の酸を用いることが有効であることの原因は不明であるが、実験で確かめられており、複数の酸が相互に作用し、効果を高めている可能性がある。酸の添加量としては、たとえば、硫酸０．５〜５質量％、燐酸０．５〜５質量％、硝酸０．５〜５質量％、塩酸０．５〜５質量％の範囲で、適宜、種類と量を選定し、ｐＨが２未満となるようにするとよい。
無機酸が有効であるのは有機酸に比べ強酸であり、所定の強酸性研磨液に調整するには極めて好都合であるためである。有機酸を使用したのでは強酸性研磨液の調整に困難が伴う。
炭化珪素の研磨は、強酸性研磨液によって炭化珪素の表面に生成した酸化膜に対する反応性により、酸化層を酸化物粒子により除去することで行われるが、この表面酸化を加速するために、研磨スラリーに酸化剤を添加すると更に優れた効果が認められる。酸化剤としては過酸化水素、過塩素酸、重クロム酸カリウム、過硫酸アンモニウムサルフェートなどが挙げられる。たとえば、過酸化水素水であれば０．５〜５質量％、望ましくは１．５〜４質量％加えることにより研磨速度が向上するが、酸化剤は過酸化水素水に限定されるものではない。
研磨スラリーは研磨材のゲル化を抑制するためにゲル化防止剤を添加することが出来る。ゲル化防止剤の種類としては、１−ヒドロキシエチリデン−１，１−ジホスホン酸、アミノトリエチレンホスホン酸等のリン酸エステル系のキレート剤が好適に用いられる。ゲル化防止剤は０．０１〜６質量％の範囲、好ましくは０．０５〜２質量％で添加するのがよい。
本発明の研磨工程において表面の格子乱れ層を３ｎｍ以下にするには、ＣＭＰ前の機械研磨において加工圧力を３５０ｇ／ｃｍ２以下にし、直径５μｍ以下の砥粒を用いることによって、ダメージ層を５０ｎｍに抑えておくのが好ましく、さらにＣＭＰにおいては、研磨スラリーとして平均粒子径が１０ｎｍ〜１５０ｎｍの研磨材粒子及び無機酸を含み、２０℃におけるｐＨが２未満であるのが好ましく、研磨材粒子がシリカであって、１質量％から３０質量％含むのがさらに好ましく、無機酸が塩酸、硝酸、燐酸、硫酸のうちの少なくとも１種類であるのがより好ましい。
＜清浄化（ガスエッチング）工程＞
清浄化工程では、水素雰囲気下で、前記研磨後の基板を１４００〜１６００℃にしてその表面を清浄化（ガスエッチング）する。
以下、本工程の実施形態について説明する。
ガスエッチングは、ＳｉＣ単結晶基板を１４００〜１６００℃に保持し、水素ガスの流量を４０〜１２０ｓｌｍ、圧力を１００〜２５０ｍｂａｒとして、５〜３０分間行う。
研磨後のＳｉＣ単結晶基板を洗浄した後、基板をエピタキシャル成長装置例えば、量産型の複数枚プラネタリー型ＣＶＤ装置内にセットする。装置内に水素ガスを導入後、圧力を１００〜２５０ｍｂａｒに調整する。その後、装置の温度を上げ、基板温度を１４００〜１６００℃、好ましくは１４８０℃以上にして、１〜３０分間、水素ガスによって基板表面のガスエッチングを行う。かかる条件で水素ガスによるガスエッチングを行った場合、エッチング量は０．０５〜０．４μｍ程度になる。
基板表面は研磨工程によりダメージを受けており、ＴＥＭにおいて「格子乱れ層」として検出できるダメージだけでなく、ＴＥＭによって検出できない格子の歪み等がさらに深くまで存在していると考えられる。ガスエッチングはこのようにダメージを受けた層（以下「ダメージ層」という）を除去することを目的としているが、ガスエッチングが十分ではなく、ダメージ層が残留すると、エピタキシャル成長層中に異種ポリタイプや転位、積層欠陥などが導入されてしまうし、また、エッチングを施しすぎると、基板表面で表面再構成が生じ、エピタキシャル成長開始前にステップバンチングを生じさせてしまう。そのため、ダメージ層とガスエッチング量とを最適化することが重要であるが、本発明者らは、鋭意研究の結果、ステップバンチングフリーのＳｉＣエピタキシャルウェハの製造における十分条件として、基板表面の格子乱れ層を３ｎｍ以下にまで薄くした時のダメージ層と、上述のガスエッチング条件との組み合わせを見出したのである。
清浄化（ガスエッチング）工程後の基板の表面について、光学式表面検査装置を用いてウェハ全面の３５％以上の領域を解析したエピタキシャル層最表面の二乗平均粗さＲｑが１．３ｎｍ以下であることが確認できる。また、原子間力顕微鏡を用いて測定した場合、１０μｍ□では１．０ｎｍ以下であり、また、２００μｍ□では１．０ｎｍ以下であり、かつ２００μｍ□に観察される長さ１００〜５００μｍのステップバンチング（短いステップバンチング）における最大高低差Ｒｙが３．０ｎｍ以下であることが確認できる。また、このステップの線密度が５ｍｍ−１以下であることが確認できる。
この後の成膜工程及び降温工程において、この基板表面の平坦性を維持することが重要となる。
水素ガスにＳｉＨ４ガス及び／又はＣ３Ｈ８ガスを添加することもできる。らせん転位に起因したシャローピットに短いステップバンチングが付随して発生する場合があるが、リアクタ内の環境をＳｉリッチにするため、０．００９ｍｏｌ％未満の濃度のＳｉＨ４ガスを水素ガスに添加してガスエッチングを行うことにより、シャローピットの深さを浅くすることができ、シャローピットに付随する短いステップバンチングの発生を抑制できる。
＜成膜（エピタキシャル成長）工程＞
成膜（エピタキシャル成長）工程では、前記清浄化後の基板の表面に、炭化珪素のエピタキシャル成長に必要とされる量のＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスとを濃度比Ｃ/Ｓｉが０．７〜１．２で同時に供給して炭化珪素をエピタキシャル成長させる。
また、上述したように、「同時に供給」とは、完全に同一時刻であることまでは要しないが、数秒以内であることを意味する。後述する実施例で示したアイクストロン社製Ｈｏｔ Ｗａｌｌ ＳｉＣ ＣＶＤを用いた場合、ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスの供給時間差が５秒以内であれば、ステップバンチングフリーのＳｉＣエピタキシャルウェハが製造できた。
ＳｉＨ４ガス及びＣ３Ｈ８ガスの各流量、圧力、基板温度はそれぞれ、１５〜１５０ｓｃｃｍ、３．５〜６０ｓｃｃｍ、８０〜２５０ｍｂａｒ、１４００〜１６００℃の範囲で、膜厚とキャリア濃度の均一性、成長速度を制御しながら決定する。成膜開始と同時にドーピングガスとして窒素ガスを導入することで、エピタキシャル層中のキャリア濃度を制御することができる。成長中のステップバンチングを抑制する方法として成長表面におけるＳｉ原子のマイグレーションを増やすために、供給する原料ガスの濃度比Ｃ/Ｓｉを低くすることが知られているが、本発明ではＣ/Ｓｉは０．７〜１．２である。また、成長速度は毎時３〜２０μｍ程度である。成長させるエピタキシャル層は通常、膜厚については５〜２０μｍ程度であり、キャリア濃度については２〜１５×１０−１５ｃｍ−３程度である。
＜降温工程＞
降温工程では、ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスの供給を同時に停止し、ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスとを排気するまで基板温度を保持し、その後降温する。
成膜後、ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスの供給、並びにドーピングガスとして導入窒素ガスを止めて降温するが、このときにもＳｉＣエピタキシャル膜表面ではガスエッチングが生じて表面のモフォロジーを悪化させ得る。この表面モフォロジーの悪化を抑制するため、ＳｉＨ４ガスおよびＣ３Ｈ８ガスの供給を停止するタイミングと、降温のタイミングとが重要である。ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスの供給を同時に停止した後、供給したこれらのガスが基板表面から無くなるまで成長温度を保持し、その後平均毎分５０℃程度の速度で室温まで降温することにより、モフォロジーの悪化が抑制されることがわかった。
以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
本実施例では、原料ガスとしてＳｉＨ４ガスおよびＣ３Ｈ８ガス、ドーピングガスとしてＮ２ガス、キャリアガスおよびエッチングガスとしてＨ２ガスあるいはＨＣｌガスを使用し、量産型の複数枚プラネタリー型ＣＶＤ装置であるアイクストロン社製Ｈｏｔ Ｗａｌｌ ＳｉＣ ＣＶＤによって、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の（０００１）面に対して＜１１−２０＞軸方向へ４°傾けたＳｉ面にＳｉＣエピタキシャル膜を成長させた。得られたエピタキシャルウェハ表面のラフネスについて、光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０）と、通常のＡＦＭ及び広範囲観察型ＡＦＭを用いて調べた。広範囲観察型ＡＦＭとは、通常のＡＦＭに比べて縦方向の分解能が低下している代わりに、２００μｍ□程度の観察領域を持つＡＦＭのことである。
（実施例１）
研磨工程において、ＣＭＰ前の機械研磨は直径５μｍ以下の砥粒を用いて、加工圧力を３５０ｇ／ｃｍ２で行った。また、ＣＭＰは、研磨材粒子として平均粒子径が１０〜１５０ｎｍのシリカ粒子を用い、無機酸として硫酸を含み、２０℃におけるｐＨが１．９の研磨スラリーを用いて、３０分間行った。
研磨後の基板をＲＣＡ洗浄後、成長装置内に導入した。尚、ＲＣＡ洗浄とは、Ｓｉウェハに対して一般的に用いられている湿式洗浄方法であり、硫酸・アンモニア・塩酸と過酸化水素水を混合した溶液ならびにフッ化水素酸水溶液を用いて、基板表面の有機物や重金属、パーティクルを除去することができる。
清浄化（ガスエッチング）工程は、水素ガスの流量９０ｓｌｍ、リアクタ内圧力を２００ｍｂａｒ、基板温度を１５５０℃で、１０分間行った。
ＳｉＣエピタキシャル成長工程は、ＳｉＨ４ガス及びＣ３Ｈ８ガスの流量を４８ｓｃｃｍ、１７．６ｓｃｃｍで基板面に同時に供給されるようにＣ３Ｈ８ガスを供給後、３秒後、ＳｉＨ４ガスを供給した。Ｃ/Ｓｉは１．１を選択した。リアクタ内圧力を２００ｍｂａｒ、基板温度を１５５０℃として２時間成長工程を実施して、厚さ１０μｍのＳｉＣエピタキシャル層を成膜した。
こうして作製したＳｉＣエピタキシャルウェハについて、広範囲観察型ＡＦＭ及び光学式表面検査装置で測定した結果はそれぞれ、図５（ａ）、図６（ａ）に示した通りであり、光学式表面検査装置で測定したＲｑは１．２ｎｍであり、広範囲観察型ＡＦＭで測定したＲｑは０．４ｎｍであり、最大高低差Ｒｙは０．７ｎｍであり、ステップバンチングは観察されなかった。
（実施例２）
実施例１とガスエッチングの条件を除いて同じ条件でＳｉＣエピタキシャルウェハを製造した。ガスエッチング工程において、水素ガスに０．００８ｍｏｌ％の濃度のＳｉＨ４ガスを添加して行った点が実施例１と異なる。
こうして作製したＳｉＣエピタキシャルウェハについて、光学式表面検査装置及び広範囲観察型ＡＦＭで測定した。実施例１と同様のイメージが観察され、光学式表面検査装置で測定したＲｑは１．１ｎｍであり、広範囲観察型ＡＦＭで測定したＲｑは０．４ｎｍ、最大高低差Ｒｙは０．７ｎｍであった。
（比較例１）
ＳｉＣエピタキシャル成長工程において、ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスとを濃度比Ｃ/Ｓｉを１．９として導入したこと、及び、Ｃ３Ｈ８ガスを導入して３０秒後にＳｉＨ４ガスを導入したことを除いて、実施例１と同じ条件でＳｉＣエピタキシャルウェハを作製した。
作製したＳｉＣエピタキシャルウェハの光学式表面検査装置、広範囲観察型ＡＦＭで測定した像はそれぞれ、図６（ｂ）、図５（ｂ）に示した通りである。
カンデラ像及びＡＦＭ像において、ウェハ表面全体に従来のステップバンチングが観察された。光学式表面検査装置で測定した二乗平均粗さＲｑは１．７ｎｍであり、広範囲観察型ＡＦＭで測定した二乗平均粗さＲｑは２．４ｎｍであり、最大高低差Ｒｙは３．６ｎｍであった。
（比較例２）
ＳｉＣエピタキシャル成長工程において、Ｃ３Ｈ８ガスを導入して３０秒後にＳｉＨ４ガスを導入したことを除いて、実施例１と同じ条件でＳｉＣエピタキシャルウェハを作製した。従って、比較例１との比較では、ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスとを濃度比Ｃ/Ｓｉを１．１として導入した点が異なる。
図９（ａ）、（ｂ）に、作製したＳｉＣエピタキシャルウェハについて、カンデラ像、広範囲観察型ＡＦＭ像を示す。
光学式表面検査装置で測定した二乗平均粗さＲｑは１．４ｎｍであり、広範囲観察型ＡＦＭで測定した二乗平均粗さＲｑは１．４ｎｍであり、最大高低差Ｒｙは２．８ｎｍであった。ステップの線密度は１０本／ｍｍ−１であった。
カンデラ像及びＡＦＭ像のいずれにおいても、従来のステップバンチングは観察されなかった。この結果は、ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスとを濃度比Ｃ/Ｓｉが従来のステップバンチングの発生を抑制するのに重要であることを示している。そして、濃度比Ｃ/Ｓｉを０．７〜１．２の範囲にすることで従来のステップバンチングの発生を抑制できることを確認した。
他方、図９（ａ）のカンデラ像で、矢印でその一部を示すように、１ｍｍ□に複数の短いステップバンチングが観察された。この短いステップバンチングは本発明者らが発見したものであるが、この短いステップバンチングの発生を抑制することがステップバンチングフリーのＳｉＣエピタキシャルウェハの作製には不可欠である。そして、本発明者らは鋭意研究の結果、「格子乱れ層」を３ｎｍ以下にしたＳｉＣ単結晶基板のガスエッチング後の表面に、炭化珪素のエピタキシャル成長に必要とされる量のＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスとを濃度比Ｃ/Ｓｉが０．７〜１．２で同時に供給することによって、短いステップバンチングの発生をも抑制できることを見出したのである。
本発明のＳｉＣエピタキシャルウェハは、ステップバンチングフリーのＳｉＣエピタキシャルウェハであり、パワーデバイス、高周波デバイス、高温動作デバイス等種々の炭化珪素半導体装置の製造に利用することができる。

Claims (6)

  1. ０．４°〜５°のオフ角で傾斜させた４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板をその表面の格子乱れ層が３ｎｍ以下となるまで研磨する工程と、
    水素雰囲気下で、前記研磨後の基板を１４００〜１６００℃にしてその表面を清浄化する工程と、
    前記清浄化後の基板の表面に、炭化珪素のエピタキシャル成長に必要とされる量のＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスとを濃度比Ｃ/Ｓｉが０．７〜１．２で同時に供給して炭化珪素をエピタキシャル成長させる工程と、
    前記ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスの供給を同時に停止し、ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスとを排気するまで基板温度を保持し、その後降温する工程と、を備えたことを特徴とするＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。
  2. 前記清浄化する工程を、前記水素雰囲気に、ＳｉＨ４ガス及び／又はＣ３Ｈ８ガスを添加して行い、
    前記エピタキシャル成長させる工程は、前記添加したガスを排気した後に開始することを特徴とする請求項１に記載のＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。
  3. ０．４°〜５°のオフ角で傾斜させた４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板上にＳｉＣのエピタキシャル層を形成したＳｉＣエピタキシャルウェハであって、ステップバンチングがなく、かつ、レーザー光を用いる光学式表面検査装置により前記ＳｉＣエピタキシャルウェハ層の表面を測定した場合に、前記表面の二乗平均粗さＲｑが１．３ｎｍ以下であることを特徴とするＳｉＣエピタキシャルウェハ。
  4. ０．４°〜５°のオフ角で傾斜させた４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板上にＳｉＣのエピタキシャル層を形成したＳｉＣエピタキシャルウェハであって、ステップバンチングがなく、かつ、原子間力顕微鏡により前記ＳｉＣエピタキシャルウェハ層の表面を測定した場合に、前記表面の二乗平均粗さＲｑが１．０ｎｍ以下であり、かつ、最大高低差Ｒｙが３．０ｎｍ以下であることを特徴とするＳｉＣエピタキシャルウェハ。
  5. 前記ウェハのエピタキシャル層表面のステップの線密度が５ｍｍ−１以下であることを特徴とする請求項３又は４のいずれかに記載のＳｉＣエピタキシャルウェハ。
  6. 前記ステップが前記ＳｉＣエピタキシャル層中のらせん転位に起因したシャローピットに連結していることを特徴とする請求項５に記載のＳｉＣエピタキシャルウェハ。
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