JP5453899B2 - Method for manufacturing silicon carbide single crystal substrate and silicon carbide single crystal substrate - Google Patents
Method for manufacturing silicon carbide single crystal substrate and silicon carbide single crystal substrate Download PDFInfo
- Publication number
- JP5453899B2 JP5453899B2 JP2009106425A JP2009106425A JP5453899B2 JP 5453899 B2 JP5453899 B2 JP 5453899B2 JP 2009106425 A JP2009106425 A JP 2009106425A JP 2009106425 A JP2009106425 A JP 2009106425A JP 5453899 B2 JP5453899 B2 JP 5453899B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- single crystal
- silicon carbide
- substrate
- carbide single
- crystal
- 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.)
- Active
Links
- 239000013078 crystal Substances 0.000 title claims description 259
- 239000000758 substrate Substances 0.000 title claims description 145
- HBMJWWWQQXIZIP-UHFFFAOYSA-N silicon carbide Chemical compound [Si+]#[C-] HBMJWWWQQXIZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims description 136
- 229910010271 silicon carbide Inorganic materials 0.000 title claims description 136
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 34
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 27
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N nitrogen Substances N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 29
- 239000010409 thin film Substances 0.000 claims description 13
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 12
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 11
- 229910002804 graphite Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 239000010439 graphite Substances 0.000 claims description 11
- 238000005498 polishing Methods 0.000 claims description 11
- 238000000859 sublimation Methods 0.000 claims description 11
- 230000008022 sublimation Effects 0.000 claims description 11
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 claims description 10
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 9
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims description 9
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 3
- 238000003763 carbonization Methods 0.000 claims description 2
- QJGQUHMNIGDVPM-UHFFFAOYSA-N nitrogen group Chemical group [N] QJGQUHMNIGDVPM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 12
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 11
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 9
- 238000005229 chemical vapour deposition Methods 0.000 description 8
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 8
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 8
- VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N Silicium dioxide Chemical compound O=[Si]=O VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 229910001873 dinitrogen Inorganic materials 0.000 description 7
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 125000004433 nitrogen atom Chemical group N* 0.000 description 6
- 239000010453 quartz Substances 0.000 description 6
- 239000004065 semiconductor Substances 0.000 description 5
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 4
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 4
- 239000000463 material Substances 0.000 description 4
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 4
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 4
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 3
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 3
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 3
- 230000008569 process Effects 0.000 description 3
- 238000001004 secondary ion mass spectrometry Methods 0.000 description 3
- JMASRVWKEDWRBT-UHFFFAOYSA-N Gallium nitride Chemical compound [Ga]#N JMASRVWKEDWRBT-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 2
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 2
- 229910003460 diamond Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010432 diamond Substances 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 230000003993 interaction Effects 0.000 description 2
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 2
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 2
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 2
- 230000000007 visual effect Effects 0.000 description 2
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-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
- 229910002601 GaN Inorganic materials 0.000 description 1
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- BLRPTPMANUNPDV-UHFFFAOYSA-N Silane Chemical compound [SiH4] BLRPTPMANUNPDV-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 1
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 1
- 230000004888 barrier function Effects 0.000 description 1
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 1
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 1
- 239000012159 carrier gas Substances 0.000 description 1
- 230000015556 catabolic process Effects 0.000 description 1
- 239000008119 colloidal silica Substances 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- 230000001687 destabilization Effects 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 1
- 238000007518 final polishing process Methods 0.000 description 1
- 230000020169 heat generation Effects 0.000 description 1
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 1
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011810 insulating material Substances 0.000 description 1
- 239000012774 insulation material Substances 0.000 description 1
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 230000000149 penetrating effect Effects 0.000 description 1
- 230000002093 peripheral effect Effects 0.000 description 1
- 230000005855 radiation Effects 0.000 description 1
- 229910000077 silane Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002002 slurry Substances 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
Images
Description
本発明は、体積抵抗率が小さく、かつ、結晶基板領域に亘って均一な体積抵抗率を有する炭化珪素単結晶基板を取り出せる炭化珪素単結晶基板の製造方法に関するものであり、主に各種電子デバイス等を製造するための基板として用いる。 The present invention relates to a method for manufacturing a silicon carbide single crystal substrate that can take out a silicon carbide single crystal substrate having a small volume resistivity and a uniform volume resistivity over a crystal substrate region, and mainly relates to various electronic devices. It is used as a substrate for manufacturing the like.
炭化珪素(SiC)は、シリコン(Si)等の従来の半導体材料よりも優れた半導体特性等を有することから、例えば、大電力制御用インバーターを構成する、各種の半導体デバイスの基板用材料として大きな注目を集めている。２インチ(約50.8mm)以上の口径を有する単結晶のインゴットは、目下のところ、改良レーリー法と称される昇華再結晶法によって、製造されることが主流になっている(非特許文献１)。近年、SiC単結晶製造技術が進捗し、SiC単結晶中の各種の転位欠陥密度の低減化とともに、口径が３インチ(約76.2mm)を超え、１００mmの高品質大口径SiC結晶が実現するに及んでいる(非特許文献２)。また、SiC基板を応用したデバイスとして、窒化ガリウム(GaN)系青色発光ダイオードやSiCショットキーバリアダイオード等が既に商品化されており、また他方で、GaN系高周波デバイス、及びMOSFETに代表される低損失パワーデバイス等々も試作されている。 Silicon carbide (SiC) has superior semiconductor characteristics and the like than conventional semiconductor materials such as silicon (Si), and thus, for example, is a large substrate material for various semiconductor devices that constitute high power control inverters. It attracts attention. A single crystal ingot having a diameter of 2 inches (about 50.8 mm) or more is currently mainly produced by a sublimation recrystallization method called an improved Rayleigh method (Non-patent Document 1). ). In recent years, SiC single crystal manufacturing technology has progressed, and with the reduction of various dislocation defect densities in SiC single crystals, a diameter of more than 3 inches (about 76.2 mm) and a high-quality large-diameter SiC crystal of 100 mm will be realized. (Non-Patent Document 2). In addition, gallium nitride (GaN) blue light-emitting diodes and SiC Schottky barrier diodes have already been commercialized as devices using SiC substrates. On the other hand, low-power devices such as GaN-based high-frequency devices and MOSFETs have been developed. Prototypes such as loss power devices have been made.
耐圧特性等々に優れるパワーデバイス用を製造するためには、使用する基板の転位欠陥が極力少なくなることが必要である。SiC単結晶基板の場合、特徴的な欠陥であるマイクロパイプ欠陥が知られている。マイクロパイプ欠陥とは、大型の螺旋転位の中心部分に微細な穴が貫通したものであり、このような欠陥が存在すると、高電圧印加下で電流リークの発生原因となるため、デバイスの耐圧特性等に深刻な影響を与えてしまう。マイクロパイプ欠陥が発生する原因の一つとして、異種ポリタイプの発生が挙げられており、マイクロパイプの増加を抑えて高い結晶性を有するSiC単結晶を製造するためには、異種ポリタイプ発生が皆無な安定成長製造法の確立が必須である。近年、安定製造技術の進歩があり、最近では単位面積(1cm2)あたりのマイクロパイプ欠陥の数が数個以下の良質単結晶が報告されるに及んでいる(非特許文献３)。 In order to manufacture a power device having excellent breakdown voltage characteristics and the like, it is necessary to minimize the number of dislocation defects in the substrate to be used. In the case of a SiC single crystal substrate, micropipe defects, which are characteristic defects, are known. A micropipe defect is a small hole penetrating through the center of a large screw dislocation, and the presence of such a defect causes current leakage under high voltage application. Will be seriously affected. One of the causes of the occurrence of micropipe defects is the occurrence of heterogeneous polytypes. To produce SiC single crystals with high crystallinity while suppressing the increase in micropipes, the occurrence of heterogeneous polytypes is considered. It is essential to establish an absolutely stable production method. In recent years, there has been progress in stable manufacturing technology, and recently, high-quality single crystals having a number of micropipe defects per unit area (1 cm 2 ) of several or less have been reported (Non-patent Document 3).
一方、損失低減化等、デバイス特性の向上の観点から、上記の結晶欠陥密度以外にも様々な半導体特性が基板に求められている。基板の体積電気抵抗率もその一例である。SiC単結晶の体積電気抵抗率の制御は、成長時の不活性ガス雰囲気中に、不純物元素を含む気体状原料ガスを添加して行うことが一般的である。特に、代表的なｎ型不純物元素である窒素の場合、気体状原料ガスは窒素ガスであり、目的とする結晶中の窒素濃度が得られるように窒素ガス添加量を制御しながら成長を行うことで、所望の体積電気抵抗率を実現することが可能である(非特許文献４)。 On the other hand, from the viewpoint of improving device characteristics such as loss reduction, various semiconductor characteristics other than the above-described crystal defect density are required for the substrate. The volume resistivity of the substrate is an example. The volume resistivity of the SiC single crystal is generally controlled by adding a gaseous source gas containing an impurity element in an inert gas atmosphere during growth. In particular, in the case of nitrogen, which is a typical n-type impurity element, the gaseous source gas is nitrogen gas, and growth is performed while controlling the amount of nitrogen gas added so that the target nitrogen concentration in the crystal can be obtained. Thus, it is possible to realize a desired volume electric resistivity (Non-patent Document 4).
例えば、ｎ型のSiC単結晶及びその結晶基板を製造するための添加不純物元素としては、窒素が知られており、前記した通り、成長時の不活性ガス雰囲気中に、窒素ガスを適当量添加した状態で結晶成長を行うことにより結晶中への窒素添加が可能である。SiCデバイスの特性向上、特にデバイス間の特性バラツキ低減化や歩留まり向上のためには、体積電気抵抗率のSiC基板面内のバラツキを極力少なくすることが極めて重要である。 For example, nitrogen is known as an additive impurity element for producing an n-type SiC single crystal and its crystal substrate. As described above, an appropriate amount of nitrogen gas is added to an inert gas atmosphere during growth. By performing crystal growth in such a state, nitrogen can be added to the crystal. In order to improve the characteristics of SiC devices, especially to reduce the characteristics variation between devices and to improve the yield, it is extremely important to minimize the variation of the volume resistivity in the SiC substrate surface.
ところで、SiC単結晶成長においては、｛0001｝面、あるいはその面から角度が数度程度オフした面を有する種結晶上に単結晶成長を実施すると、SiC単結晶の成長表面上に｛0001｝ファセット面が現れる(特願2008-1532号公報)。｛0001｝ファセット面とは、SiC単結晶を成長させる際に、結晶のc軸である<0001>軸方向に正確に垂直な角度を有する領域に発生する平滑面であり、良質な単結晶成長を実現するステップフロー成長様式のステップ供給源となるため、その存在は、良質な単結晶成長の必須条件となっている。特願2008-1532号公報において示されているように、例えば、４Ｈ型のSiC単結晶成長中の結晶表面に現れる(000-1)面ファセット部に相当する結晶部分においては、窒素原子の取り込みが大きくなる。この｛0001｝ファセット面は、種結晶直上の成長の極初期を除いて、SiC単結晶成長のほぼ全過程において、単結晶の成長表面上に現れるため、単結晶中に窒素原子の取り込みが他の部分と比較して多くなった、いわば｛0001｝ファセット領域が形成され、この部分の体積電気抵抗率は他の結晶部分よりも小さくなる。ファセット領域に相当する結晶部分の体積電気抵抗率の変動幅は、成長条件にもよるが、概ね±１mΩcm、大きくてもほぼ±５mΩcmの範囲に収まっており、極めて均一な体積電気抵抗率が実現されているが、ファセット部以外の領域と比較すると、その絶対値が、概ね約２０％程度小さい。例えば、発明者らの調査の一例では、ファセット部の中心近傍において体積抵抗率が１３．９mΩcmであるのに対して、ファセット部以外の結晶領域では１８．１mΩcmであり、ファセット部以外の結晶領域に対して約２２％低い抵抗率をファセット部が有している事実がその一例として判明している。なお、このときのファセット部における窒素原子数密度をSIMS(Secondary Ion Mass Spectroscopy)を用いて調べたところ１．５×１０19/cm3であり、他方、ファセット部以外の結晶領域の窒素原子数密度は８．１×１０18/cm3である。 By the way, in the SiC single crystal growth, when the single crystal growth is performed on a seed crystal having a {0001} plane or a plane whose angle is off several degrees from the plane, {0001} on the growth surface of the SiC single crystal. The facet surface appears (Japanese Patent Application No. 2008-1532). The {0001} facet plane is a smooth surface generated in a region having an angle exactly perpendicular to the <0001> axis direction, which is the c-axis of the crystal, when a SiC single crystal is grown. Therefore, its existence is an essential condition for high-quality single crystal growth. As shown in Japanese Patent Application No. 2008-1532, for example, in the crystal portion corresponding to the (000-1) facet portion appearing on the crystal surface during the growth of a 4H-type SiC single crystal, nitrogen atoms are incorporated. Becomes larger. This {0001} facet surface appears on the growth surface of the single crystal in almost the entire process of SiC single crystal growth except for the very initial stage of growth immediately above the seed crystal. A so-called {0001} facet region is formed, which is larger than that of the portion, and the volume resistivity of this portion is smaller than that of the other crystal portions. The fluctuation range of the volume resistivity of the crystal part corresponding to the facet region is approximately ± 1 mΩcm, and at most ± 5 mΩcm at most, depending on the growth conditions, realizing extremely uniform volume resistivity. However, the absolute value is about 20% smaller than the area other than the facet portion. For example, in one example of the inventors' investigation, the volume resistivity is 13.9 mΩcm in the vicinity of the center of the facet portion, whereas the crystal region other than the facet portion is 18.1 mΩcm, and the crystal region other than the facet portion is As an example, the fact that the facet portion has a resistivity approximately 22% lower than the above has been found. The number density of nitrogen atoms in the facet portion at this time was 1.5 × 10 19 / cm 3 when examined using SIMS (Secondary Ion Mass Spectroscopy). On the other hand, the number of nitrogen atoms in the crystal region other than the facet portion The density is 8.1 × 10 18 / cm 3 .
上述のように、(000-1)面ファセット領域においては、窒素原子の取り込みが大きく、このため、例えば、４Ｈ型のSiC単結晶インゴットでは、インゴットから成長面にほぼ平行に基板を切り出して可視光を透過させると、窒素濃度の差を反映した濃茶色のコントラストが観察され、ファセット領域に相当する結晶領域は濃茶色のコントラストの比較的強い領域として目視にても判別できる。このような場合、基板の全領域の体積抵抗率のばらつきが増加し、結果としてデバイス特性を劣化させてしまう事態を引き起こしてしまう。 As described above, in the (000-1) facet region, nitrogen atoms are largely taken in. For this reason, for example, in a 4H SiC single crystal ingot, the substrate is cut out from the ingot almost in parallel to the growth surface and visible. When light is transmitted, a dark brown contrast reflecting the difference in nitrogen concentration is observed, and the crystal region corresponding to the facet region can be visually discriminated as a relatively strong dark brown contrast region. In such a case, the variation in volume resistivity of the entire region of the substrate increases, resulting in a situation where device characteristics are deteriorated.
上述したファセット領域の存在に起因する、体積抵抗率のばらつきを低減化するために、前述の特願2008-1532号公報においては、｛0001｝面から２°以上１５°以下のオフセットを有する種結晶上に結晶成長を行う方法が開示されている。特願2008-1532号公報の方法によれば、｛0001｝面ファセット面は、インゴッ側部の外周端から約１０mm以内の端部領域に出現するため、例えば、このファセット出現領域を削除して基板を切り出せば、小さな抵抗率部分を有するファセット領域が無いSiC単結晶基板が取り出せ、このため基板の全面積に亘って、極めて体積電気抵抗率が均一なSiC単結晶基板が実現できる。このような特願2008-1532号公報の発明は極めて有用な方法であり、該発明においては、体積電気抵抗率のばらつきが１．３％という極めて電気抵抗率の均一性に優れた基板が実現できるようになる。 In order to reduce the variation in volume resistivity caused by the presence of the facet region described above, in the aforementioned Japanese Patent Application No. 2008-1532, a seed having an offset of 2 ° or more and 15 ° or less from the {0001} plane. A method for crystal growth on a crystal is disclosed. According to the method of Japanese Patent Application No. 2008-1532, the {0001} facet surface appears in an end region within about 10 mm from the outer peripheral end of the ingot side portion. For example, this facet appearance region is deleted. If the substrate is cut out, an SiC single crystal substrate having a small resistivity portion and no facet region can be taken out. Therefore, an SiC single crystal substrate having a very uniform volume resistivity can be realized over the entire area of the substrate. The invention disclosed in Japanese Patent Application No. 2008-1532 is an extremely useful method, and in the invention, a substrate with extremely high uniformity of electrical resistivity is realized with a variation in volume resistivity of 1.3%. become able to.
しかしながら、｛0001｝面ファセットをインゴットの外周端部付近に誘導するような結晶成長を行うと、坩堝内壁との熱的な相互作用、あるいは側壁を構成する黒鉛が起因となって昇華ガス組成の変動等々が発生し易く、これらの影響を受けてステップ供給機構が不安定になるため、異種ポリタイプが不慮発生する等、結晶成長不安定性が増加してしまう。このような状況では、目的とする高品質なSiC単結晶を工業的に製造する場合に、製造コストや生産効率性の点で問題が生じてしまう。 However, when crystal growth is performed such that the {0001} facet is guided near the outer periphery of the ingot, the sublimation gas composition is caused by thermal interaction with the inner wall of the crucible or graphite constituting the side wall. Since fluctuations and the like are likely to occur and the step supply mechanism becomes unstable due to these influences, the crystal growth instability increases, for example, when different types of polytypes are inadvertently generated. In such a situation, problems arise in terms of manufacturing cost and production efficiency when the desired high-quality SiC single crystal is manufactured industrially.
本発明では、上記の問題点を解決し、基板の全面積領域で体積電気抵抗率のばらつきが少ないSiC単結晶基板の製造方法を提供することを目的とするものである。 An object of the present invention is to solve the above-mentioned problems and to provide a method for manufacturing a SiC single crystal substrate with less variation in volume resistivity in the entire area of the substrate.
本発明は、上記の従来技術での問題を解決し、基板の全面積領域で均一な体積抵抗率を有するSiC単結晶基板の製造方法であって、
（１） 炭化珪素単結晶からなる種結晶上に炭化珪素単結晶インゴットを成長させる工程を包含する昇華再結晶法を用いた炭化珪素単結晶基板の製造方法であり、
種結晶として、結晶成長面が｛0001｝面から１°未満のオフセット角を有する種結晶基板を用い、また、成長容器として黒鉛製坩堝を用いて、得られる炭化珪素単結晶の体積抵抗率を制御するための不純物を結晶成長雰囲気に添加した状態で０．５mm/時間以下の成長速度で結晶成長を行い、炭化珪素単結晶インゴットを得る際、黒鉛製坩堝の側壁の厚みＤと得られる炭化珪素単結晶インゴットの口径Ｒとが下記ｉ）〜iv）に示した関係を有するようにし、
ｉ）Ｒが５０．８mm以上の場合：Ｄは３５mm以上
ii）Ｒが７６．２mm以上の場合：Ｄは５０mm以上
iii）Ｒが１００mm以上の場合：Ｄは６０mm以上
iv）Ｒが１５０mm以上の場合：Ｄは７５mm以上１００mm以下
次いで、得られた炭化珪素単結晶インゴットを切断及び研磨することで、ｉ）の場合には口径が５０mm以上、ii）の場合には口径が３インチ以上、iii）の場合には口径が１００mm以上、及びiv）の場合には口径が１５０mm以上であり、尚且つ、主面が実質的に炭化珪素単結晶インゴット由来の｛0001｝面ファセットからなる炭化珪素単結晶基板を得ることを特徴とする炭化珪素単結晶基板の製造方法、
（２） 前記種結晶基板の結晶成長面が、｛0001｝面から０．５°未満のオフセット角を有する（１）に記載の炭化珪素単結晶基板の製造方法、
（３） 体積抵抗率を制御するための不純物が窒素であり、成長結晶中の窒素濃度が３×１０18/cm3以上、６×１０20/cm3以下であり、かつ、得られる炭化珪素単結晶基板の体積抵抗率の平均値が０．０００５Ωcm以上０．０５Ωcm以下である（１）又は（２）に記載の炭化珪素単結晶基板の製造方法、
（４） （１）〜（３）のいずれかに記載の方法で得られた炭化珪素単結晶基板上に、炭化珪素薄膜をエピタキシャル成長させることを特徴とする炭化珪素単結晶エピタキシャル基板の製造方法、
である。
The present invention solves the above-mentioned problems in the prior art, and is a method for producing a SiC single crystal substrate having a uniform volume resistivity over the entire area of the substrate,
(1) A method for producing a silicon carbide single crystal substrate using a sublimation recrystallization method including a step of growing a silicon carbide single crystal ingot on a seed crystal comprising a silicon carbide single crystal,
Using a seed crystal substrate whose crystal growth surface has an offset angle of less than 1 ° from the {0001} plane as a seed crystal, and using a graphite crucible as a growth container, the volume resistivity of the obtained silicon carbide single crystal is When a silicon carbide single crystal ingot is obtained by performing crystal growth at a growth rate of 0.5 mm / hour or less with impurities for controlling added to the crystal growth atmosphere, the thickness D of the side wall of the graphite crucible and the obtained carbonization are obtained. The diameter R of the silicon single crystal ingot has the relationship shown in i) to iv) below,
i) When R is 50.8 mm or more: D is 35 mm or more
ii) When R is 76.2 mm or more: D is 50 mm or more
iii) When R is 100 mm or more: D is 60 mm or more
iv) When R is 150 mm or more: D is 75 mm or more and 100 mm or less Then, by cutting and polishing the obtained silicon carbide single crystal ingot, in the case of i), the diameter is 50 mm or more, and in the case of ii) If the diameter is 3 inches or more, iii) the diameter is 100 mm or more, and iv) the diameter is 150 mm or more, and the main surface is substantially {0001} derived from a silicon carbide single crystal ingot A method for producing a silicon carbide single crystal substrate, comprising obtaining a silicon carbide single crystal substrate comprising faceted facets,
(2) The method for producing a silicon carbide single crystal substrate according to (1), wherein the crystal growth surface of the seed crystal substrate has an offset angle of less than 0.5 ° from the {0001} plane,
(3) The impurity for controlling the volume resistivity is nitrogen, the nitrogen concentration in the grown crystal is 3 × 10 18 / cm 3 or more and 6 × 10 20 / cm 3 or less, and the silicon carbide obtained The method for producing a silicon carbide single crystal substrate according to (1) or (2), wherein an average value of volume resistivity of the single crystal substrate is 0.0005 Ωcm or more and 0.05 Ωcm or less,
(4) A method for producing a silicon carbide single crystal epitaxial substrate, comprising epitaxially growing a silicon carbide thin film on the silicon carbide single crystal substrate obtained by the method according to any one of (1) to (3),
It is.
本発明によれば、例えば、種結晶を用いた改良型レーリー法等々のような、種結晶上に炭化珪素単結晶インゴットを成長させる工程を包含する製造方法により作製した炭化珪素単結晶より、SiC単結晶基板の全面積領域で、低抵抗率でかつ抵抗率の均一性に優れたSiC単結晶基板を製造できるようになる。このような結晶から切り出されたSiC単結晶基板を用いれば、極めて高性能な電力制御用パワーデバイスを歩留り良く作製することができる。 According to the present invention, for example, from a silicon carbide single crystal produced by a production method including a step of growing a silicon carbide single crystal ingot on a seed crystal, such as an improved Rayleigh method using a seed crystal, SiC An SiC single crystal substrate having a low resistivity and excellent uniformity of resistivity can be manufactured in the entire area of the single crystal substrate. If a SiC single crystal substrate cut out from such a crystal is used, a power device for power control with extremely high performance can be manufactured with a high yield.
発明者らが開示する本発明によれば、この基板の全面積領域を、すなわちSiC単結晶基板の主面を、前述の｛0001｝面ファセット領域で構成されたSiC単結晶基板を製造することが可能になる。ファセット領域に相当する単結晶部分で構成されたSiC単結晶基板の体積電気抵抗率は、成長条件にもよるが、概ね±０．００１Ωcm(=1mΩcm)、大きくてもほぼ±０．００５Ωcm(=±5mΩcm)に収まっており、このため、基板の全面積領域において、極めて体積抵抗率の変動幅が概ね±１mΩcm以内である、極めて均一なSiC単結晶基板が実現可能になる。なお、｛0001｝面ファセット領域は、例えば、実施例で説明するように、特有の濃茶色を呈することから目視によってその存在を確認することができる。そのため、主面が炭化珪素単結晶インゴット由来の｛0001｝面ファセットからなる炭化珪素単結晶基板であるかどうかについては、目視によって実質的に判断することができる。 According to the present invention disclosed by the inventors, an SiC single crystal substrate having the entire area of the substrate, that is, the main surface of the SiC single crystal substrate, and the aforementioned {0001} facet region is manufactured. Is possible. The volume resistivity of a SiC single crystal substrate composed of a single crystal portion corresponding to the facet region is approximately ± 0.001 Ωcm (= 1 mΩcm), and is approximately ± 0.005 Ωcm (= Therefore, it is possible to realize a very uniform SiC single crystal substrate in which the volume resistivity fluctuation range is approximately within ± 1 mΩcm over the entire area of the substrate. The {0001} facet region has a specific dark brown color as described in the embodiment, and can be confirmed by visual observation. Therefore, whether or not the main surface is a silicon carbide single crystal substrate made of a {0001} plane facet derived from a silicon carbide single crystal ingot can be substantially judged by visual observation.
以下に、本発明の詳細について説明する。
まず初めに、昇華再結晶法、あるいは別称、改良型レーリー法について説明する。図１に、昇華再結晶法の単結晶成長装置の概略図を示す。主として黒鉛からなる坩堝を用い、この坩堝内にアチソン法等々により作製したSiC結晶原料粉末を充填し、その対向位置にSiC単結晶からなる種結晶を配置する。アルゴン等の不活性ガス雰囲気中で、概ね１３３Pa〜１３．３kPaの範囲の圧力に調整し、２０００〜２４００℃に加熱される。この際、原料粉末と種結晶間に、原料粉末の温度が高くなるように温度勾配を制御することにより、原料粉末の昇華及び種結晶上への再結晶化を誘起し、種結晶上への単結晶成長が実現される。
Details of the present invention will be described below.
First, the sublimation recrystallization method, or another name, the improved Rayleigh method will be described. FIG. 1 shows a schematic diagram of a single crystal growth apparatus of the sublimation recrystallization method. A crucible mainly made of graphite is used, and a SiC crystal raw material powder produced by the Atchison method or the like is filled in the crucible, and a seed crystal made of a SiC single crystal is arranged at the opposite position. In an inert gas atmosphere such as argon, the pressure is adjusted to approximately 133 Pa to 13.3 kPa and heated to 2000 to 2400 ° C. At this time, by controlling the temperature gradient so that the temperature of the raw material powder becomes higher between the raw material powder and the seed crystal, the raw material powder is sublimated and recrystallized on the seed crystal, Single crystal growth is realized.
この昇華再結晶法においては、成長する単結晶中への不純物ドーピングは、ｎ型SiC単結晶成長の場合、成長中の雰囲気ガスへの窒素ガスの添加によって可能である。例えば、デバイス応用として必要な体積電気抵抗率である０．０００５Ωcm(=0.5mΩcm)以上、０．０５Ωcm(=50mΩcm)以下のｎ型SiC単結晶の実現には、他の残留不純物元素の濃度にもよるが、アルミニウムやホウ素等のＰ型不純物濃度が、概ね５×１０17cm-3以下である場合、３×１０18cm-3以上、６×１０20cm-3以下の窒素原子をSiC単結晶中に添加することにより実現でき、改良型レーリー法によるバルク状SiC単結晶成長においては、雰囲気ガス中の窒素ガス分圧を、概ね３００Pa〜５．３kPaの範囲になるように制御することにより、前述の体積電気抵抗率が実現可能である。 In this sublimation recrystallization method, impurity doping into a growing single crystal is possible by adding nitrogen gas to the growing atmospheric gas in the case of n-type SiC single crystal growth. For example, to realize an n-type SiC single crystal with a volume resistivity of 0.0005Ωcm (= 0.5mΩcm) or higher and 0.05Ωcm (= 50mΩcm) or lower, which is necessary for device applications, However, when the concentration of P-type impurities such as aluminum and boron is approximately 5 × 10 17 cm −3 or less, nitrogen atoms of 3 × 10 18 cm −3 or more and 6 × 10 20 cm −3 or less are added to SiC. This can be realized by adding it to the single crystal. In bulk SiC single crystal growth by the modified Rayleigh method, the nitrogen gas partial pressure in the atmospheric gas is controlled to be in the range of about 300 Pa to 5.3 kPa. Thus, the above-described volume resistivity can be realized.
本発明の、基板の全面積領域が｛0001｝ファセット領域で構成されたSiC単結晶基板を製造する方法の一例としては、成長結晶の表面に現れるファセット面は一般的に円形あるいはそれに類似した形状を呈することが昇華再結晶法においては一般的であり、その短径が５０．８mm以上の大きなファセット面を有するSiC単結晶（インゴット）を、あるいは、ファセット面が円形あるいはそれに類似した形状でない場合には、少なくとも直径が５０．８mmの円形領域を内部に含む大きさのファセット面を有するSiC単結晶（インゴット）を、それぞれ実現するために、上述の昇華再結晶法において使用する黒鉛坩堝の側壁の厚さを、少なくとも３５mm、望ましくは４０ｍｍ以上とすることで可能になる。これにより、少なくとも２インチ口径を有した本発明に係るSiC単結晶基板を得ることができる。特に加熱方法として高周波誘導加熱方式を採用した場合、加熱コイル内部を流れる交流電流の周波数にもよるが、７〜１０kHz程度の高周波電流では概ね坩堝の表面約１０mm程度の部分が実質的な発熱源となる。このような場合、坩堝内部に形成される温度分布曲線の曲率半径が大きくなるため、等温線が平坦化する傾向が強くなることが本発明者らの数値計算をベースとする詳細な解析により明らかになっている。そのメカニズムについてであるが、坩堝側壁を増加させると、坩堝の発熱源領域が成長結晶を離れて外側へ移動し、かつ大きな側壁領域内を輻射伝播して側壁部分全体が発熱源と類似の効果を呈するようになるためと、本発明者らは推測しているが、詳細については未だ明らかにされておらず、これ以上のメカニズムについては現時点では言及できない。このような状況下では、ファセット近傍の等温線もより平坦化され、結果としてファセット面を大きくする作用を及ぼすものと考えられ、それが原因となってファセットが大型化させているものと推測される。 As an example of the method of manufacturing a SiC single crystal substrate in which the entire area of the substrate is composed of {0001} facet regions according to the present invention, the facet surface appearing on the surface of the grown crystal is generally circular or a shape similar thereto. In the sublimation recrystallization method, it is common to use a SiC single crystal (ingot) having a large facet with a minor axis of 50.8 mm or more, or the facet is not circular or similar in shape. The side wall of the graphite crucible used in the above-mentioned sublimation recrystallization method in order to realize each SiC single crystal (ingot) having a facet surface having a size including at least a circular region having a diameter of 50.8 mm inside. This can be achieved by setting the thickness of at least 35 mm, preferably 40 mm or more. Thereby, the SiC single crystal substrate according to the present invention having at least a 2 inch diameter can be obtained. In particular, when a high-frequency induction heating method is employed as a heating method, depending on the frequency of the alternating current flowing inside the heating coil, a portion of the surface of the crucible that is approximately 10 mm is substantially a heat source at a high-frequency current of about 7 to 10 kHz. It becomes. In such a case, since the radius of curvature of the temperature distribution curve formed inside the crucible becomes large, it is clear from detailed analysis based on the numerical calculation by the present inventors that the tendency to flatten the isotherm becomes strong. It has become. As for the mechanism, when the crucible side wall is increased, the heat source region of the crucible moves away from the grown crystal and moves outward, and the entire side wall part is radiated through the large side wall region. The present inventors have speculated that the present invention is supposed to exhibit, however, details have not yet been clarified, and no further mechanism can be mentioned at present. Under such circumstances, the isotherm near the facet is also flattened, and as a result, it is considered to have an effect of increasing the facet surface, and it is assumed that the facet is enlarged due to this. The
また特に、短径が７６．２mm以上の大型のファセット面を有するSiC単結晶（インゴット）を実現する場合には、少なくとも５０mm、望ましくは５５mm以上の側壁の厚さを有する坩堝を用いるのがよい。これにより、少なくとも本発明に係る３インチ口径基板を好適に得ることができる。短径が１００mm以上の大型のファセット面を有するSiC単結晶（インゴット）の場合には、少なくとも６０mm、望ましくは６５mm以上の側壁の厚さを有する坩堝を用いるのがよい。これにより、少なくとも本発明に係る１００mm口径基板を好適に得ることができる。更に短径が１５０mm以上の大型のファセット面を有するSiC単結晶（インゴット）の場合には、少なくとも７５mm、望ましくは８０mm以上の側壁の厚さを有する坩堝を用いるのがよい。これにより、少なくとも本発明に係る１５０mm口径基板を好適に得ることができる。これらのように坩堝の側壁の厚みを制御することは、所望の大型のファセットを安定的に実現する目的から望ましい。 In particular, when realizing a SiC single crystal (ingot) having a large facet with a minor axis of 76.2 mm or more, it is preferable to use a crucible having a side wall thickness of at least 50 mm, preferably 55 mm or more. . Thereby, at least a 3-inch substrate according to the present invention can be suitably obtained. In the case of a SiC single crystal (ingot) having a large facet surface with a minor axis of 100 mm or more, a crucible having a side wall thickness of at least 60 mm, preferably 65 mm or more is preferably used. Thereby, at least a 100 mm aperture substrate according to the present invention can be suitably obtained. Furthermore, in the case of a SiC single crystal (ingot) having a large facet surface with a minor axis of 150 mm or more, a crucible having a sidewall thickness of at least 75 mm, preferably 80 mm or more is preferably used. Thereby, at least a 150 mm aperture substrate according to the present invention can be suitably obtained. Controlling the thickness of the side wall of the crucible as described above is desirable for the purpose of stably realizing a desired large facet.
また、坩堝側壁の厚さの上限については、特に規定する事情は無いが、製造効率やコスト等々を考慮して、短径が５０．８mm以上の大型のファセット面を有するSiC単結晶（インゴット）を実現する場合には５０mm以下、短径が７６．２mm以上の大型のファセット面を有するSiC単結晶（インゴット）を実現する場合には６０mm以下、短径が１００mm以上の大型のファセット面を有するSiC単結晶（インゴット）の場合には７５mm以下、更に短径が１５０mm以上の大型のファセット面を有するSiC単結晶（インゴット）の場合には１００mm以下であれば、それぞれ十分である。なお、坩堝の高さについては、特に規定する事情はなく、所望のSiC単結晶の高さに応じて、結晶成長後の高さ、及び成長に必要な原料粉末を十分に充填できるように決めることが望ましい。また、坩堝上下面の厚さについても規定する事情は無いが、５mm未満のような過度に薄い坩堝であると、高周波誘導によって加熱する場合に十分な誘導発熱が得られない。１００mmを超える厚い上下面坩堝の場合、安定成長に必要な成長方向の温度勾配を得ることが困難になり、高品質なSiC単結晶が歩留りよく得られなくなる。坩堝上下面の厚さについては、成長するSiC単結晶の口径にもよるが、１０mm以上１００mm以下とすることが望ましい。また、得られるインゴットの口径であるが、例えば２インチ口径基板、３インチ口径基板、１００mm口径基板、及び１５０mm口径基板のSiC単結晶基板を作製するためには、少なくともそれぞれ５０．８mm、７６．２mm、１００mm、及び１５０mmの口径を有するインゴットであればよい。 The upper limit of the thickness of the crucible side wall is not particularly limited, but in consideration of manufacturing efficiency, cost, etc., a SiC single crystal (ingot) having a large facet with a minor axis of 50.8 mm or more When realizing a SiC single crystal (ingot) having a large facet with a short diameter of 50 mm or less and a short diameter of 76.2 mm or more, it has a large facet with a short diameter of 60 mm or less and a short diameter of 100 mm or more. In the case of a SiC single crystal (ingot), 75 mm or less, and in the case of a SiC single crystal (ingot) having a large facet with a short diameter of 150 mm or more, 100 mm or less is sufficient. The height of the crucible is not particularly specified, and is determined so that the height after crystal growth and the raw material powder necessary for growth can be sufficiently filled according to the desired height of the SiC single crystal. It is desirable. Further, there is no circumstance that defines the thickness of the upper and lower surfaces of the crucible, but if the crucible is excessively thin such as less than 5 mm, sufficient induction heat generation cannot be obtained when heating by high frequency induction. In the case of a thick upper and lower crucible exceeding 100 mm, it becomes difficult to obtain a temperature gradient in the growth direction necessary for stable growth, and a high-quality SiC single crystal cannot be obtained with a high yield. The thickness of the upper and lower surfaces of the crucible is preferably 10 mm or more and 100 mm or less, depending on the diameter of the SiC single crystal to be grown. The diameter of the ingot to be obtained is, for example, at least 50.8 mm, 76.76, respectively, in order to produce SiC single crystal substrates of 2 inch substrate, 3 inch substrate, 100 mm substrate, and 150 mm substrate. Any ingot having a diameter of 2 mm, 100 mm, and 150 mm may be used.
また、SiC単結晶基板が、その口径について、例えば、Si単結晶基板のSEMI規格の視点から半導体デバイス製造用の基板として十分な寸法精度を有するためには、その公差を含めて、それぞれ、５０．８±０．３８mm（２インチ口径基板の場合）、７６．２±０．６３mm（３インチ口径基板の場合）、１００．０±０．５mm（１００mm口径基板の場合）、及び１５０．０±０．５mm（１００mm口径基板の場合）である必要があることを考慮する場合には、インゴット口径は、それぞれ、少なくとも５０．５mm以上、７５．６mm以上、９９．５mm以上、及び１４９．５mm以上とする必要がある。なお、基板口径が１５０mmの場合の公差は、Si単結晶基板では０．２mmであるが、SiC単結晶の場合、硬脆材料である事情を考慮し、０．５mmの公差を設定した。これらの下限値未満の口径では、所望の口径のSiC単結晶基板が製造できない。勿論、製造しようとするSiC単結晶基板のオフ角度やインゴットの高さなどに応じて、必要なインゴット口径の最小値は適宜変化させる必要がある。また、インゴット口径の下限値は、所望の単結晶基板が製造できる必要最小限の値であるが、前項(「発明が解決しようとする課題」)において述べたような、坩堝内壁との熱的な相互作用、あるいは側壁を構成する黒鉛が起因となって昇華ガス組成の変動等々の影響を避ける目的から、２インチ口径基板、３インチ口径基板、１００mm口径基板、及び１５０mm口径基板のSiC単結晶基板を作製する際には、それぞれ５５mm以上、８０mm以上、１１０mm以上、及び１６０mm以上であることが好ましい。また、SiC単結晶インゴットの口径の上限であるが、特に制限するものではなく、口径３００mm程度であれば十分に安定化されたファセットを有するSiC単結晶インゴット成長が可能である。 In addition, in order for the SiC single crystal substrate to have sufficient dimensional accuracy as a substrate for manufacturing semiconductor devices from the viewpoint of the SEMI standard of the Si single crystal substrate, for example, the diameter of the SiC single crystal substrate including its tolerance is 50 respectively. .8 ± 0.38 mm (for a 2 inch caliber substrate), 76.2 ± 0.63 mm (for a 3 inch caliber substrate), 100.0 ± 0.5 mm (for a 100 mm caliber substrate), and 150.0 In consideration of the necessity of being ± 0.5 mm (in the case of a 100 mm aperture substrate), the ingot apertures are at least 50.5 mm, 75.6 mm, 99.5 mm, and 149.5 mm, respectively. It is necessary to do it above. The tolerance when the substrate diameter is 150 mm is 0.2 mm for the Si single crystal substrate, but in the case of the SiC single crystal, the tolerance of 0.5 mm is set in consideration of the fact that it is a hard and brittle material. If the diameter is less than these lower limits, an SiC single crystal substrate having a desired diameter cannot be produced. Of course, the minimum value of the required ingot diameter needs to be appropriately changed according to the off-angle of the SiC single crystal substrate to be manufactured, the height of the ingot, and the like. In addition, the lower limit value of the ingot diameter is a necessary minimum value that can produce a desired single crystal substrate, but as described in the previous section (`` Problem to be solved by the invention ''), SiC single crystal of 2 inch caliber substrate, 3 inch caliber substrate, 100 mm caliber substrate, and 150 mm caliber substrate for the purpose of avoiding the influence of sublimation gas composition fluctuations, etc. due to the negative interaction or the graphite constituting the sidewall When manufacturing the substrate, it is preferable that the thickness is 55 mm or more, 80 mm or more, 110 mm or more, and 160 mm or more, respectively. Further, the upper limit of the diameter of the SiC single crystal ingot is not particularly limited. If the diameter is about 300 mm, the SiC single crystal ingot having a sufficiently stabilized facet can be grown.
また、上述のような大きな面積を有するファセット面を実現する場合、種結晶としては、その成長面が｛0001｝面から１°未満のオフセット角を有する結晶面で構成された種結晶基板を用いる必要がある。１°超のオフセット角を有する種結晶基板を使用すると、成長過程において、ファセット面が成長途中で坩堝の内壁に近接し、SiC単結晶成長が不安定化する。より好ましくは、｛0001｝面から０．５°未満のオフセット角を有する種結晶基板を用いることが望ましい。 Further, when realizing a facet plane having a large area as described above, a seed crystal substrate having a growth plane with a crystal plane having an offset angle of less than 1 ° from the {0001} plane is used as the seed crystal. There is a need. If a seed crystal substrate having an offset angle of more than 1 ° is used, the facet plane is close to the inner wall of the crucible during the growth process, and the SiC single crystal growth becomes unstable. More preferably, it is desirable to use a seed crystal substrate having an offset angle of less than 0.5 ° from the {0001} plane.
ここで、所望のSiC単結晶基板を製造するにあたり、ファセット面の大きさについて言及しておきたい。単結晶インゴット成長用の種結晶として、１°のオフセット角を有する結晶面で構成された種結晶基板を使用し、得られた単結晶インゴットより、１°のオフセット角を有する２インチ口径のSiC単結晶基板を取り出す場合には、前記したとおり、少なくとも直径が５０．８mmの円形領域を内部に含む大きさのファセット面を一部に有するSiC単結晶であれば、本発明の、｛0001｝面ファセット領域に相当する結晶部分で全て構成された、２インチ口径のSiC単結晶基板が製造可能である。なお、図３は、本発明のSiC単結晶基板が取り出し可能なインゴットの一例を示すものであって、種結晶中の｛0001｝面ファセットの大きさや、その拡大過程等々、本発明を規定するものではない。しかしながら、上記説明は｛0001｝面ファセット領域として必要な、最小の大きさを規定するものであって、SiC単結晶基板のオフセット角が１°とは異なる場合、例えば、４°あるいは８°等の場合、｛0001｝面ファセット領域に相当する結晶部分で全て構成されたSiC単結晶基板を取り出すために必要な｛0001｝面ファセット部の大きさは、SiC単結晶基板のオフセット角や、種結晶のオフセット角、及び両者の相対的な方向に応じて決定すれば十分である。 Here, in manufacturing a desired SiC single crystal substrate, it is desirable to mention the size of the facet plane. As a seed crystal for growing a single crystal ingot, a seed crystal substrate composed of a crystal plane having an offset angle of 1 ° was used. From the obtained single crystal ingot, SiC having a 2 inch diameter having an offset angle of 1 ° was used. In the case of taking out the single crystal substrate, as described above, if the SiC single crystal has a facet surface having a size including at least a circular region having a diameter of 50.8 mm, {0001} according to the present invention, A SiC single crystal substrate having a 2-inch diameter and composed entirely of crystal parts corresponding to the facet face region can be manufactured. FIG. 3 shows an example of an ingot from which the SiC single crystal substrate of the present invention can be taken out. The present invention defines the size of the {0001} facets in the seed crystal, the expansion process, and the like. It is not a thing. However, the above description defines the minimum size necessary for the {0001} facet region, and when the offset angle of the SiC single crystal substrate is different from 1 °, for example, 4 ° or 8 °, etc. In this case, the size of the {0001} facet portion required for taking out the SiC single crystal substrate composed entirely of crystal parts corresponding to the {0001} facet region is determined by the offset angle of the SiC single crystal substrate, the seed It is sufficient to determine it according to the offset angle of the crystal and the relative directions of both.
また更に、少なくとも直径が５０．８mmの円形領域を内部に含むような、大きなファセット面を有するSiC単結晶を成長する場合、｛0001｝平滑面上のステップフローの移動を、大きなファセット面上に亘って安定的に実現するためには、SiC単結晶の成長速度を、０．５mm/時間以下、好ましくは０．２mm/時間以下、さらに好ましくは０．１mm/時間以下とすることが望ましいことを言及しておく。成長速度が０．５mm/時間を超えると、大きなファセット面上でのステップフローの移動が不安定になり、異なるポリタイプを有するSiC単結晶が発生したり、あるいは多結晶核が生成する等の現象が発生したりする等、高品質なSiC単結晶が得られなくなる。また、成長速度の下限についても、成長途中で単結晶成長が停止して表面が炭化する等のような不安定化が起こらない限り特に規定する必要はないが、安定した高品質SiC単結晶を実現する目的との視点では、概ね０．０１mm/時間以上であれば十分である。 Still further, when growing a SiC single crystal having a large facet surface that includes at least a circular region having a diameter of 50.8 mm inside, the movement of the step flow on the {0001} smooth surface is moved onto the large facet surface. In order to realize it stably, it is desirable that the growth rate of the SiC single crystal is 0.5 mm / hour or less, preferably 0.2 mm / hour or less, more preferably 0.1 mm / hour or less. To mention. If the growth rate exceeds 0.5 mm / hour, the movement of the step flow on a large facet surface becomes unstable, and SiC single crystals with different polytypes are generated or polycrystalline nuclei are generated. A high quality SiC single crystal cannot be obtained due to the occurrence of phenomena. Also, the lower limit of the growth rate need not be specified unless destabilization occurs such as when the growth of the single crystal stops during the growth and the surface carbonizes, but a stable high quality SiC single crystal is not required. In terms of the purpose to be realized, approximately 0.01 mm / hour or more is sufficient.
このようにして得られたSiC単結晶インゴットを切断、研磨加工を施すことにより、例えば主面がファセット領域で全て構成された２インチ口径基板、３インチ口径基板、１００mm口径基板、更には１５０mm口径基板等が作製可能である。切断及び研磨方法としては、特段、規定する必要はないが、例えばマルチワイヤーソーやダイヤモンドブレードによる外周刃切断等々、また研磨方法としてはダイヤモンド粒子等々を含む研磨液を用いた片面あるいは両面研磨等が利用可能である。最終段の研磨プロセスとしてコロイダルシリカ等々の極微細な懸濁粒子を含むスラリーを使用したCMP(Chemical-Mechanical polishingあるいはChemo-Mechanical polishing等)を行ってもよい。 By cutting and polishing the SiC single crystal ingot thus obtained, for example, a 2-inch caliber substrate, a 3-inch caliber substrate, a 100-mm caliber substrate, and a 150-mm caliber whose main surface is composed entirely of facets. A substrate or the like can be manufactured. The cutting and polishing method is not particularly required to be specified. For example, the outer blade cutting with a multi-wire saw or diamond blade, etc., and the polishing method includes single-sided or double-sided polishing using a polishing liquid containing diamond particles and the like. Is available. As the final polishing process, CMP (Chemical-Mechanical polishing or Chemo-Mechanical polishing) using a slurry containing very fine suspended particles such as colloidal silica may be performed.
さらに、これらのSiC単結晶基板上に化学気相蒸着法(CVD法)等により、SiC単結晶薄膜をエピタキシャル成長させることにより、ホモエピタキシャル基板を作製することができる。 Furthermore, homoepitaxial substrates can be produced by epitaxially growing SiC single crystal thin films on these SiC single crystal substrates by chemical vapor deposition (CVD) or the like.
これらのSiC単結晶基板あるいはエピタキシャル基板は、基板自体の全面積領域において、極めて体積抵抗率の変動幅が小さい、極めて均一なSiC単結晶基板であり、このような本発明のSiC単結晶基板あるいはエピタキシャル基板を使用することで、特性に優れた各種の電子デバイスが作製可能にある。 These SiC single crystal substrates or epitaxial substrates are extremely uniform SiC single crystal substrates having a very small volume resistivity fluctuation range in the entire area of the substrate itself. By using an epitaxial substrate, various electronic devices having excellent characteristics can be produced.
以下に、本発明の実施例について説明する。 Examples of the present invention will be described below.
(実施例１)
図１に示す単結晶成長装置を用いて、以下に記すSiC単結晶成長を実施した。なお、図１はSiC単結晶成長装置の一例であり、本発明の構成要件を規定するものではない。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、原料であるSiC粉末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３(主として黒鉛製)の上部(主として黒鉛製)の内面に取り付けられる。原料のSiC粉末２は、黒鉛製坩堝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４の内部に設置され、円周方向の温度ムラを解消するために、１rpm未満の回転速度で坩堝を回転可能な機構になっており、結晶成長中はほぼ一定速度で常に回転するようになっている。坩堝３の周囲には、熱シールドのための断熱保温材５が設置されている。二重石英管４は、真空排気装置６により高真空排気(10-3Pa以下)することができ、かつ内部雰囲気をアルゴンガスにより圧力制御することができる。また、二重石英管４の外周には、ワークコイル７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、坩堝の上部方向の中央部に直径２〜４mmの光路８を設け坩堝上部からの輻射光を取りだし、二色温度計９を用いて行う。
(Example 1)
Using the single crystal growth apparatus shown in FIG. 1, the following SiC single crystal growth was performed. FIG. 1 is an example of a SiC single crystal growth apparatus, and does not define the constituent requirements of the present invention. First, this single crystal growth apparatus will be briefly described. Crystal growth is performed by sublimating and recrystallizing
種結晶として、口径５５mmの4H-SiC単結晶基板を使用した。種結晶は、(000-1)面から<11-20>方向に０．５°のオフセット角を有しており、<000-1>方向側の基板面が成長面となるように坩堝内の対向面(上部内壁面)に取り付けた。マイクロパイプ欠陥密度は０．９個/cm2、ド−ピング元素としての窒素の濃度は１×１０19cm-3である。図２に、成長に使用した坩堝の断面構造の概略図を示した。なお、図２は、本発明のSiC単結晶を成長させる坩堝の一例であり、本発明の構成要件を規定するものではない。図２に示す坩堝では、結晶成長部分の内径は５５mm、外径は１２７mmであり、側壁の厚さ（図２中の符号10）は３６mmである。坩堝石英管内を真空排気した後、ワークコイルに電流を流し、坩堝上部の表面温度を１７００℃まで上げた。その後、雰囲気ガスとして高純度アルゴンガス(純度99.9995%)と高純度窒素ガス(純度99.9995%)の混合ガスを流入させ、石英管内圧力を約８０kPaに保ちながら、温度を目標温度である２２５０℃まで上昇させた。雰囲気ガス中の窒素濃度は体積比で７％とした。その後、成長圧力である１．３kPaに約３０分かけて減圧し、約４０時間成長を続けた。この際の坩堝内の温度勾配は１５℃/cmである。成長終了後、坩堝内より単結晶インゴットを取り出し、得られた単結晶（インゴット）は、口径については坩堝内壁を侵食するように、成長前の坩堝内径(55mm)よりもやや拡大しており、計測の結果、概ね５６mmであった。また、結晶の成長方向の長さは１６mm程度であり、成長結晶の高さから計算される成長速度は約０．４mm/時間であった。
A 4H-SiC single crystal substrate having a diameter of 55 mm was used as a seed crystal. The seed crystal has an offset angle of 0.5 ° in the <11-20> direction from the (000-1) plane, and the inside of the crucible is such that the substrate surface in the <000-1> direction becomes the growth plane. Were attached to the opposite surface (upper inner wall surface). The micropipe defect density is 0.9 pieces / cm 2 , and the concentration of nitrogen as a doping element is 1 × 10 19 cm −3 . FIG. 2 shows a schematic diagram of the cross-sectional structure of the crucible used for growth. FIG. 2 is an example of a crucible for growing the SiC single crystal of the present invention, and does not define the constituent requirements of the present invention. In the crucible shown in FIG. 2, the inner diameter of the crystal growth portion is 55 mm, the outer diameter is 127 mm, and the thickness of the side wall (
得られたインゴットの成長表面を観察したところ、ほぼ円形状の(000-1)ファセットが現われており、詳しく計測したところ、最も短い短径が約５１．１mmであり、その方向は種結晶のオフセット方向とほぼ垂直方向であり、また、最長径は約５１．９mmであることが判明した。このインゴットから、研削加工及びマルチワイヤーソーを用いた切断により、インゴットの｛0001｝ファセット領域から、<11-20>方向に４°のオフセット角を有する、厚さ４００μmのas-sliced基板を取り出した。なお、基板の口径は、実測の結果、５０．８mmであった。こうして得られたas-sliced基板を可視光にて透過観察したところ、単一の４Ｈ型ポリタイプを有する結晶であり、濃茶色のコントラストに不均一な部分が確認されず、窒素ドープ量が概ね均一と思われる４Ｈ型SiC単結晶が実現されていた。さらに研磨により厚さ３５０μmの鏡面基板を作製したところ、基板のほぼ全領域がファセット領域に相当する結晶部分で構成されていることが確認され、基板のマイクロパイプ欠陥密度は０．７個/cm2であることが判った。 When the growth surface of the obtained ingot was observed, a substantially circular (000-1) facet appeared, and when measured in detail, the shortest minor axis was about 51.1 mm, and its direction was the direction of the seed crystal. It was found that the direction was substantially perpendicular to the offset direction, and the longest diameter was about 51.9 mm. From this ingot, a 400 μm thick as-sliced substrate with an offset angle of 4 ° in the <11-20> direction is taken out from the {0001} facet region of the ingot by grinding and cutting with a multi-wire saw. It was. The aperture of the substrate was 50.8 mm as a result of actual measurement. When the as-sliced substrate obtained in this way was observed by transmission through visible light, it was a crystal having a single 4H type polytype, an uneven portion was not confirmed in the dark brown contrast, and the amount of nitrogen doping was approximately A 4H-type SiC single crystal that seems uniform was realized. Further, when a mirror substrate having a thickness of 350 μm was produced by polishing, it was confirmed that almost the entire region of the substrate was composed of crystal parts corresponding to facet regions, and the micropipe defect density of the substrate was 0.7 pieces / cm. 2 was found.
基板中心近傍の結晶中窒素原子数密度をSIMSにより調べたところ、ほぼ９．７×１０18/cm3であり、渦電流方式の非接触式抵抗率測定装置(ナプソン社製NC80MAPシート抵抗非接触測定装置)によるシート抵抗を測定したところ、基板の測定可能な全面積領域で極めて均一なシート抵抗が実現されていることが判明し、基板厚さを考慮した体積電気抵抗率は１９．１±０．９mΩcmであった。 When the density of nitrogen atoms in the crystal near the center of the substrate was examined by SIMS, it was almost 9.7 × 10 18 / cm 3 , an eddy current type non-contact type resistivity measuring device (NC80MAP sheet resistance non-contact made by Napson) When the sheet resistance was measured by a measuring device), it was found that a very uniform sheet resistance was realized in the entire measurable area of the substrate, and the volume resistivity considering the substrate thickness was 19.1 ±. It was 0.9 mΩcm.
さらに、得られた口径５０．８mm基板の(0001)面上に、SiC単結晶薄膜を化学気相成長法(CVD法)によりエピタキシャル成長させた。成長条件は、成長温度１５８０℃、シラン(SiH4)、エチレン(C2H4)の流量を、それぞれ５．０×１０-9ｍ3/sec、３．９×１０-9ｍ3/secとした。また、このときの水素キャリアガス流量、及び窒素ガス(N2)流量は、それぞれ１．８×１０-5ｍ3/sec、３．１×１０-9ｍ3/secに制御した。約１時間の成長により、厚さ約１０μmのSiC単結晶エピタキシャル薄膜が成長していることを確認した。このようにして得られたエピタキシャル薄膜を、ノルマルスキー光学顕微鏡により観察したところ、基板全面に渡って平坦性に優れ、良好なモフォロジ―を有する、品質の高いSiC単結晶エピタキシャル薄膜であることが確認できた。 Further, an SiC single crystal thin film was epitaxially grown on the (0001) plane of the obtained substrate having a diameter of 50.8 mm by a chemical vapor deposition method (CVD method). The growth conditions, the growth temperature of 1580 ° C., silane (SiH 4), ethylene flow rates of (C 2 H 4), respectively 5.0 × 10 -9 m 3 /sec,3.9×10 -9 m 3 / sec It was. The hydrogen carrier gas flow rate at this time, and a nitrogen gas (N 2) flow rate was respectively controlled to 1.8 × 10 -5 m 3 /sec,3.1×10 -9 m 3 / sec. It was confirmed that a SiC single crystal epitaxial thin film having a thickness of about 10 μm was grown by the growth for about 1 hour. When the epitaxial thin film thus obtained was observed with a normalsky optical microscope, it was confirmed that it was a high-quality SiC single crystal epitaxial thin film with excellent flatness and good morphology over the entire surface of the substrate. did it.
(実施例２)
４Ｈポリタイプの種結晶の口径が８０mmであり、この種結晶を用いてSiC単結晶インゴットを成長させたこと以外は、実施例１とほぼ同様な成長条件にて、単結晶成長を実施した。なお、使用した坩堝は、結晶成長部分の内径は８０mm、外径は１８２mmであり、側壁の厚さは５１mmである。また、種結晶は、(000-1)面から<11-20>方向に０．５°のオフセット角を有していた。更には、成長速度は０．１９mm/時間であった。得られた単結晶は、口径については坩堝内壁を侵食するように、成長前の坩堝内径(80mm)よりもやや拡大しており、計測の結果、概ね８２mmであった。
(Example 2)
The diameter of the 4H polytype seed crystal was 80 mm, and single crystal growth was performed under substantially the same growth conditions as in Example 1 except that a SiC single crystal ingot was grown using this seed crystal. In the crucible used, the inner diameter of the crystal growth portion is 80 mm, the outer diameter is 182 mm, and the thickness of the side wall is 51 mm. The seed crystal had an offset angle of 0.5 ° in the <11-20> direction from the (000-1) plane. Furthermore, the growth rate was 0.19 mm / hour. The obtained single crystal was slightly larger than the inner diameter of the crucible before growth (80 mm) so as to erode the inner wall of the crucible, and was about 82 mm as a result of measurement.
得られたインゴットの成長表面を観察したところ、ほぼ円形状の(000-1)ファセットが現われており、詳しく計測したところ、最も短い短径が約７６．３mmであり、その方向は種結晶のオフセット方向とほぼ垂直方向であり、また、最長径は約７７．０mmであることが判明した。このインゴットから、研削加工及びマルチワイヤーソーを用いた切断により、インゴットの｛0001｝ファセット領域から、(000-1)面から<11-20>方向に４°のオフセット角を有する、厚さ４５０μmの基板を取り出し、さらに研磨により厚さ３５０μmの鏡面基板を作製した。なお、基板の口径は、実測の結果、７６．２mmであった。こうして得られた鏡面基板を観察したところ、実施例１と同様に、基板の全面積領域は、濃茶色のコントラストがほぼ均一な結晶領域で構成されていることを確認した。 When the growth surface of the obtained ingot was observed, a substantially circular (000-1) facet appeared, and when measured in detail, the shortest minor axis was about 76.3 mm, and its direction was the direction of the seed crystal. It was found that the direction was substantially perpendicular to the offset direction, and the longest diameter was about 77.0 mm. From this ingot by grinding and cutting using a multi-wire saw, a thickness of 450 μm having an offset angle of 4 ° in the <11-20> direction from the (000-1) plane from the {0001} facet region of the ingot The substrate was taken out and further polished to produce a mirror substrate having a thickness of 350 μm. The aperture of the substrate was 76.2 mm as a result of actual measurement. When the mirror substrate thus obtained was observed, as in Example 1, it was confirmed that the entire area of the substrate was composed of a crystal region having a substantially dark brown contrast.
実施例１と同様に、体積電気抵抗率を測定したところ１８．９±０．８mΩcmであり、極めて均一な体積電気抵抗率が実現されていることが判明した。 As with Example 1, the volume resistivity was measured and found to be 18.9 ± 0.8 mΩcm, and it was found that a very uniform volume resistivity was realized.
さらに、得られた基板の(0001)面上に、実施例１と同様な条件で、厚さ約１０μmのSiC単結晶エピタキシャル薄膜を化学気相成長法(CVD法)により成長させた。得られたエピタキシャル薄膜を、ノルマルスキー光学顕微鏡により観察したところ、基板全面に渡って平坦性に優れ、良好なモフォロジ―を有する、品質の高いSiC単結晶エピタキシャル薄膜であることが確認できた。 Further, an SiC single crystal epitaxial thin film having a thickness of about 10 μm was grown on the (0001) plane of the obtained substrate by the chemical vapor deposition method (CVD method) under the same conditions as in Example 1. When the obtained epitaxial thin film was observed with a normalsky optical microscope, it was confirmed that it was a high-quality SiC single crystal epitaxial thin film having excellent flatness over the entire surface of the substrate and having a good morphology.
(実施例３)
４Ｈポリタイプの種結晶の口径が１１０mmであり、この種結晶を用いてSiC単結晶インゴットを成長させたこと以外は、実施例１とほぼ同様な成長条件にて、単結晶成長を実施した。なお、種結晶は(000-1)ジャスト面でオフセット角はほぼゼロである。また、使用した坩堝は、結晶成長部分の内径は１１０mm、外径は２３６mmであり、側壁の厚さは６３mmである。更には、成長速度は０．１２mm/時間であった。得られた単結晶は、口径については坩堝内壁を侵食するように、成長前の坩堝内径(110mm)よりもやや拡大しており、計測の結果、概ね１１３mmであった。
Example 3
The diameter of the 4H polytype seed crystal was 110 mm, and single crystal growth was performed under substantially the same growth conditions as in Example 1 except that a SiC single crystal ingot was grown using this seed crystal. The seed crystal is a (000-1) just plane and the offset angle is almost zero. The used crucible has an inner diameter of 110 mm, an outer diameter of 236 mm, and a side wall thickness of 63 mm. Furthermore, the growth rate was 0.12 mm / hour. The obtained single crystal was slightly larger than the inner diameter of the crucible before growth (110 mm) so as to erode the inner wall of the crucible, and the result of the measurement was approximately 113 mm.
得られたインゴットの成長表面を観察したところ、ほぼ円形状の(000-1)ファセットがインゴットの中心と同心になるように現われており、詳しく計測したところ、最も短い短径が約１０１．１mmであり、また、最長径は約101.9mmであることが判明した。このインゴットから、研削加工及びマルチワイヤーソーを用いた切断により、インゴットの｛0001｝ファセット領域から、(000-1)面から<11-20>方向に４°のオフセット角を有する、厚さ５００μmの基板を取り出し、さらに研磨により厚さ４００μmの鏡面基板を作製した。なお、基板の口径は、実測の結果、１００．１mmであった。こうして得られた鏡面基板を観察したところ、基板の全面積領域は、濃茶色のコントラストがほぼ均一な結晶領域で構成されており、体積電気抵抗率は、１８．１±１．０mΩcmであり、極めて均一な体積電気抵抗率が実現されていることが判明した。 When the growth surface of the obtained ingot was observed, a substantially circular (000-1) facet appeared to be concentric with the center of the ingot. When measured in detail, the shortest short axis was about 101.1 mm. The longest diameter was found to be about 101.9 mm. Thickness of 500 μm with an offset angle of 4 ° in the <11-20> direction from the (000-1) plane from the {0001} facet region of the ingot by grinding and cutting with a multi-wire saw from this ingot The substrate was taken out and further polished to produce a mirror substrate having a thickness of 400 μm. The aperture of the substrate was 100.1 mm as a result of actual measurement. When the specular substrate thus obtained was observed, the entire area of the substrate was composed of a crystal region in which the dark brown contrast was almost uniform, and the volume resistivity was 18.1 ± 1.0 mΩcm. It was found that a very uniform volumetric electrical resistivity was achieved.
さらに、得られた基板の(0001)面上に、実施例１と同様な条件で、厚さ約１０μmのSiC単結晶薄膜を化学気相成長法(CVD法)によりエピタキシャル成長させた。得られたエピタキシャル薄膜付き基板の表面状態を、ノルマルスキー光学顕微鏡により観察したところ、ほぼ基板全面に渡って平坦性に優れ、良好なモフォロジ―を有する、品質の高いSiC単結晶エピタキシャル薄膜であることが確認できた。 Furthermore, an SiC single crystal thin film having a thickness of about 10 μm was epitaxially grown on the (0001) plane of the obtained substrate by chemical vapor deposition (CVD) under the same conditions as in Example 1. When the surface state of the obtained substrate with an epitaxial thin film was observed with a normalsky optical microscope, it was found to be a high-quality SiC single crystal epitaxial thin film with excellent flatness and good morphology over almost the entire surface of the substrate. Was confirmed.
(実施例４)
４Ｈポリタイプの種結晶の口径が１６０mmであり、この種結晶を用いてSiC単結晶インゴットを成長させたこと以外は、実施例１とほぼ同様な成長条件にて、単結晶成長を実施した。なお、種結晶は(000-1)ジャスト面でオフセット角はほぼゼロである。また、使用した坩堝は、結晶成長部分の内径は１６０mm、外径は３２４mmであり、側壁の厚さは８２mmである。更には、成長速度は０．１０mm/時間であった。得られた単結晶は、口径については坩堝内壁を侵食するように、成長前の坩堝内径(160mm)よりもやや拡大しており、計測の結果、概ね１６４mmであった。
Example 4
The diameter of the 4H polytype seed crystal was 160 mm, and single crystal growth was performed under substantially the same growth conditions as in Example 1 except that the SiC single crystal ingot was grown using this seed crystal. The seed crystal is a (000-1) just plane and the offset angle is almost zero. The used crucible has an inner diameter of 160 mm, an outer diameter of 324 mm, and a side wall thickness of 82 mm. Furthermore, the growth rate was 0.10 mm / hour. The obtained single crystal was slightly larger than the inner diameter of the crucible (160 mm) before growth so as to erode the inner wall of the crucible, and as a result of measurement, it was about 164 mm.
得られたインゴットの成長表面を観察したところ、ほぼ円形状の(000-1)ファセットがインゴットの中心と同心になるように現われており、詳しく計測したところ、最も短い短径が約１５０．１mmであり、また、最長径は約１５１．８mmであることが判明した。このインゴットから、研削加工及びマルチワイヤーソーを用いた切断により、インゴットの｛0001｝ファセット領域から、(000-1)面から<11-20>方向に４°のオフセット角を有する、厚さ５５０μmの基板を取り出し、さらに研磨により厚さ４５０μmの鏡面基板を作製した。なお、基板の口径は、実測の結果、１４９．９mmであった。こうして得られた鏡面基板を観察したところ、基板の全面積領域は、濃茶色のコントラストがほぼ均一な結晶領域で構成されており、体積電気抵抗率は、１７．１±０．９mΩcmであり、極めて均一な抵抗率が実現されていることが判明した。 When the growth surface of the obtained ingot was observed, a substantially circular (000-1) facet appeared to be concentric with the center of the ingot. When measured in detail, the shortest minor axis was about 150.1 mm. And the longest diameter was found to be about 151.8 mm. Thickness of 550 μm with an offset angle of 4 ° in the <11-20> direction from the (000-1) plane from the {0001} facet region of the ingot by grinding and cutting with a multi-wire saw from this ingot The substrate was taken out and further polished to produce a mirror substrate having a thickness of 450 μm. The aperture of the substrate was 149.9 mm as a result of actual measurement. When the specular substrate thus obtained was observed, the entire area of the substrate was composed of a dark brown crystal region with a substantially uniform contrast, and the volume resistivity was 17.1 ± 0.9 mΩcm. It was found that a very uniform resistivity was achieved.
(実施例５)
４Ｈポリタイプの種結晶の口径が６０mmであり、この種結晶を１０枚準備し、それらを用いて実施例１とほぼ同様な成長条件にて、単結晶成長を１０回実施した。なお、種結晶は、(000-1)面から<11-20>方向に０．５°の微小オフセット角を有していた。また、使用した坩堝の結晶成長部分の内径は６０mm、外径は１３４mmであり、側壁の厚さは３７mmである。
(Example 5)
The diameter of the 4H polytype seed crystal is 60 mm. Ten seed crystals were prepared, and single crystal growth was performed 10 times under the growth conditions almost the same as those in Example 1 using them. The seed crystal had a minute offset angle of 0.5 ° in the <11-20> direction from the (000-1) plane. The crucible used had an inner diameter of 60 mm, an outer diameter of 134 mm, and a side wall thickness of 37 mm.
得られた１０個の単結晶インゴットは、全て４Ｈポリタイプ単一からなっており、成長表面を観察したところ、ほぼ円形状の(000-1)ファセットがインゴットの中心と同心になるように現われていた。詳しく計測したところ、１０個のインゴットの中で、最も短いファセット短径は約５１．３mmであった。１０個の全インゴットについて、ファセット短径の平均値は５１．８mm、長径の平均値は５３．９mmである。このインゴットから、マルチワイヤーソーを用いた切断により、(000-1)面から<11-20>方向に４°のオフセット角を有する基板を取り出し、さらに研磨により厚さ３５０μmの鏡面基板を作製した。基板口径は、ほぼ全て、５０．８mmであった。得られた鏡面基板の全面積領域は、濃茶色のコントラストがほぼ均一な結晶領域で構成されており、基板のほぼ全面積領域での体積抵抗率の平均値は、１７．９±０．７mΩcmであり、極めて均一な抵抗率が実現されていることが判明した。 The obtained 10 single crystal ingots are all composed of a single 4H polytype, and when the growth surface is observed, an almost circular (000-1) facet appears to be concentric with the center of the ingot. It was. When measured in detail, the shortest facet minor axis among the 10 ingots was about 51.3 mm. For all 10 ingots, the average value of the facet minor axis is 51.8 mm, and the average value of the major axis is 53.9 mm. From this ingot, a substrate having an offset angle of 4 ° in the <11-20> direction was taken out from the (000-1) plane by cutting using a multi-wire saw, and a mirror substrate having a thickness of 350 μm was produced by polishing. . Substrate diameters were almost all 50.8 mm. The entire area region of the obtained mirror substrate is composed of a crystal region having a substantially dark brown contrast, and the average value of the volume resistivity in the almost all area region of the substrate is 17.9 ± 0.7 mΩcm. It was found that a very uniform resistivity was realized.
(比較例１)
種結晶として、(000-1)面から<11-20>方向に１６．０°のオフセット角を有した種結晶を使用したこと以外は全て実施例５とほぼ同様な成長条件にて、単結晶成長を１０回実施した。
(Comparative Example 1)
As a seed crystal, except that a seed crystal having an offset angle of 16.0 ° in the <11-20> direction from the (000-1) plane was used, growth conditions were almost the same as in Example 5. Crystal growth was carried out 10 times.
得られた１０個の単結晶インゴットは、４Ｈポリタイプ単一からなる良質なインゴットが４個得られたが、他の６個についてはファセットが坩堝内壁に接近しており、成長初期において該部分から６Ｈポリタイプが発生したため、結果として６Ｈポリタイプが混入した結晶領域の直上においてマイクロパイプ欠陥が新規に大量に発生し、結晶品質が著しく劣化していた。 Of the 10 single crystal ingots obtained, 4 high quality ingots consisting of a single 4H polytype were obtained, but the facets of the other 6 were close to the inner wall of the crucible. As a result, a large amount of micropipe defects were generated immediately above the crystal region mixed with the 6H polytype, and the crystal quality was significantly deteriorated.
(比較例２)
坩堝として、結晶成長部分の内径は６０mm、外径は９０mmであり、側壁の厚さは１５mmである坩堝を使用した以外は全て実施例５とほぼ同様な成長条件にて、単結晶成長を１０回実施した。
(Comparative Example 2)
As a crucible, a single crystal growth was performed under almost the same growth conditions as in Example 5 except that a crucible having an inner diameter of 60 mm, an outer diameter of 90 mm, and a side wall thickness of 15 mm was used. Conducted once.
得られた１０個の単結晶インゴットは、４Ｈポリタイプ単一からなる良質なインゴットが得られたが、インゴットの表面を観察したところ、やや楕円形状に近い形状の(000-1)ファセットがインゴット中心近傍に形成されており、そのファセットの短径は１３．１mm、長径は１３．９mmであることが判明した。このインゴットをどのように切断しても、口径５０．８mmの基板の全面積領域をファセット部に相当する結晶領域で構成させることは不可能であった。 Of the 10 single crystal ingots obtained, high quality ingots consisting of a single 4H polytype were obtained, but when the surface of the ingot was observed, (000-1) facets with a shape close to an elliptical shape were found. It was formed near the center and the facet was found to have a minor axis of 13.1 mm and a major axis of 13.9 mm. No matter how the ingot is cut, it is impossible to form the entire area of the substrate having a diameter of 50.8 mm with a crystal region corresponding to the facet portion.
１ 種結晶(SiC単結晶)
２ SiC結晶粉末原料
３ 坩堝
４ 二重石英管(水冷)
５ 断熱材
６ 真空排気装置
７ ワークコイル
８ 測温用窓
９ 二色温度計(放射温度計)
１０ 坩堝側壁厚さ
1 Seed crystal (SiC single crystal)
2 SiC crystal powder raw material 3 Crucible 4 Double quartz tube (water cooling)
5 Heat insulation material 6 Vacuum exhaust device 7 Work coil 8 Temperature measuring window 9 Two-color thermometer (radiation thermometer)
10 Crucible side wall thickness
Claims (4)
種結晶として、結晶成長面が｛0001｝面から１°未満のオフセット角を有する種結晶基板を用い、また、成長容器として黒鉛製坩堝を用いて、得られる炭化珪素単結晶の体積抵抗率を制御するための不純物を結晶成長雰囲気に添加した状態で０．５mm/時間以下の成長速度で結晶成長を行い、炭化珪素単結晶インゴットを得る際、黒鉛製坩堝の側壁の厚みＤと得られる炭化珪素単結晶インゴットの口径Ｒとが下記ｉ）〜iv）に示した関係を有するようにし、
ｉ）Ｒが５０．８mm以上の場合：Ｄは３５mm以上
ii）Ｒが７６．２mm以上の場合：Ｄは５０mm以上
iii）Ｒが１００mm以上の場合：Ｄは６０mm以上
iv）Ｒが１５０mm以上の場合：Ｄは７５mm以上１００mm以下
次いで、得られた炭化珪素単結晶インゴットを切断及び研磨することで、ｉ）の場合には口径が５０mm以上、ii）の場合には口径が３インチ以上、iii）の場合には口径が１００mm以上、及びiv）の場合には口径が１５０mm以上であり、尚且つ、主面が実質的に炭化珪素単結晶インゴット由来の｛0001｝面ファセットからなる炭化珪素単結晶基板を得ることを特徴とする炭化珪素単結晶基板の製造方法。 A method for producing a silicon carbide single crystal substrate using a sublimation recrystallization method including a step of growing a silicon carbide single crystal ingot on a seed crystal comprising a silicon carbide single crystal,
Using a seed crystal substrate whose crystal growth surface has an offset angle of less than 1 ° from the {0001} plane as a seed crystal, and using a graphite crucible as a growth container, the volume resistivity of the obtained silicon carbide single crystal is When a silicon carbide single crystal ingot is obtained by performing crystal growth at a growth rate of 0.5 mm / hour or less with impurities for controlling added to the crystal growth atmosphere, the thickness D of the side wall of the graphite crucible and the obtained carbonization are obtained. The diameter R of the silicon single crystal ingot has the relationship shown in i) to iv) below,
i) When R is 50.8 mm or more: D is 35 mm or more
ii) When R is 76.2 mm or more: D is 50 mm or more
iii) When R is 100 mm or more: D is 60 mm or more
iv) When R is 150 mm or more: D is 75 mm or more and 100 mm or less Then, by cutting and polishing the obtained silicon carbide single crystal ingot, in the case of i), the diameter is 50 mm or more, and in the case of ii) If the diameter is 3 inches or more, iii) the diameter is 100 mm or more, and iv) the diameter is 150 mm or more, and the main surface is substantially {0001} derived from a silicon carbide single crystal ingot A method for producing a silicon carbide single crystal substrate, comprising obtaining a silicon carbide single crystal substrate comprising faceted facets.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2009106425A JP5453899B2 (en) | 2009-04-24 | 2009-04-24 | Method for manufacturing silicon carbide single crystal substrate and silicon carbide single crystal substrate |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2009106425A JP5453899B2 (en) | 2009-04-24 | 2009-04-24 | Method for manufacturing silicon carbide single crystal substrate and silicon carbide single crystal substrate |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2010254521A JP2010254521A (en) | 2010-11-11 |
| JP5453899B2 true JP5453899B2 (en) | 2014-03-26 |
Family
ID=43315905
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2009106425A Active JP5453899B2 (en) | 2009-04-24 | 2009-04-24 | Method for manufacturing silicon carbide single crystal substrate and silicon carbide single crystal substrate |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5453899B2 (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP4286570A1 (en) | 2022-06-02 | 2023-12-06 | Resonac Corporation | Sic substrate and sic ingot |
Families Citing this family (22)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5501654B2 (en) * | 2009-04-24 | 2014-05-28 | 新日鐵住金株式会社 | Silicon carbide single crystal substrate and manufacturing method thereof |
| JP2013100217A (en) * | 2011-10-17 | 2013-05-23 | Sumitomo Electric Ind Ltd | Silicon carbide ingot and silicon carbide substrate, and method for producing them |
| JP5827921B2 (en) * | 2012-04-12 | 2015-12-02 | 新日鐵住金株式会社 | Silicon carbide epitaxial wafer manufacturing apparatus and silicon carbide epitaxial wafer manufacturing method |
| US8860040B2 (en) | 2012-09-11 | 2014-10-14 | Dow Corning Corporation | High voltage power semiconductor devices on SiC |
| US9018639B2 (en) | 2012-10-26 | 2015-04-28 | Dow Corning Corporation | Flat SiC semiconductor substrate |
| JP5991161B2 (en) * | 2012-11-20 | 2016-09-14 | 住友電気工業株式会社 | Silicon carbide substrate, silicon carbide ingot, and manufacturing method thereof |
| US9797064B2 (en) | 2013-02-05 | 2017-10-24 | Dow Corning Corporation | Method for growing a SiC crystal by vapor deposition onto a seed crystal provided on a support shelf which permits thermal expansion |
| US9738991B2 (en) | 2013-02-05 | 2017-08-22 | Dow Corning Corporation | Method for growing a SiC crystal by vapor deposition onto a seed crystal provided on a supporting shelf which permits thermal expansion |
| US9422639B2 (en) | 2014-03-06 | 2016-08-23 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Silicon carbide substrate, silicon carbide ingot, and methods for manufacturing silicon carbide substrate and silicon carbide ingot |
| US9279192B2 (en) | 2014-07-29 | 2016-03-08 | Dow Corning Corporation | Method for manufacturing SiC wafer fit for integration with power device manufacturing technology |
| JP6579889B2 (en) * | 2015-09-29 | 2019-09-25 | 昭和電工株式会社 | Method for manufacturing silicon carbide single crystal substrate |
| JP2016188174A (en) * | 2016-08-02 | 2016-11-04 | 住友電気工業株式会社 | Silicon carbide substrate and silicon carbide ingot |
| JP2019156698A (en) * | 2018-03-15 | 2019-09-19 | 信越半導体株式会社 | Method for manufacturing silicon carbide single crystal |
| JP7311953B2 (en) * | 2018-07-25 | 2023-07-20 | 株式会社デンソー | SiC wafer manufacturing method |
| JP7300248B2 (en) * | 2018-07-25 | 2023-06-29 | 株式会社デンソー | SiC wafer and method for manufacturing SiC wafer |
| WO2020022391A1 (en) * | 2018-07-25 | 2020-01-30 | 株式会社デンソー | SiC WAFER AND MANUFACTURING METHOD FOR SiC WAFER |
| JP7406914B2 (en) * | 2018-07-25 | 2023-12-28 | 株式会社デンソー | SiC wafer and SiC wafer manufacturing method |
| JP7214033B1 (en) | 2022-06-02 | 2023-01-27 | 昭和電工株式会社 | SiC device manufacturing method |
| JP7214034B1 (en) | 2022-06-02 | 2023-01-27 | 昭和電工株式会社 | SiC device manufacturing method |
| JP7185088B1 (en) | 2022-06-02 | 2022-12-06 | 昭和電工株式会社 | SiC substrate and SiC ingot |
| JP7214032B1 (en) | 2022-06-02 | 2023-01-27 | 昭和電工株式会社 | SiC device manufacturing method |
| JP7185089B1 (en) * | 2022-06-02 | 2022-12-06 | 昭和電工株式会社 | SiC substrate and SiC ingot |
Family Cites Families (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2868328B2 (en) * | 1991-03-01 | 1999-03-10 | 新日本製鐵株式会社 | Method for producing large diameter silicon carbide single crystal ingot and silicon carbide single crystal for seed crystal |
| JP3764462B2 (en) * | 2003-04-10 | 2006-04-05 | 株式会社豊田中央研究所 | Method for producing silicon carbide single crystal |
| JP4775102B2 (en) * | 2005-05-09 | 2011-09-21 | 住友電気工業株式会社 | Manufacturing method of semiconductor device |
| JP4786223B2 (en) * | 2005-05-24 | 2011-10-05 | 新日本製鐵株式会社 | Epitaxial silicon carbide single crystal substrate and manufacturing method thereof |
| JP4926556B2 (en) * | 2006-06-20 | 2012-05-09 | 新日本製鐵株式会社 | Method for manufacturing silicon carbide single crystal ingot and silicon carbide single crystal substrate |
| JP2008108824A (en) * | 2006-10-24 | 2008-05-08 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | Silicon-carbide semiconductor element and its manufacturing method |
| JP4830973B2 (en) * | 2007-05-23 | 2011-12-07 | パナソニック株式会社 | Method for producing silicon carbide single crystal |
| JP5501654B2 (en) * | 2009-04-24 | 2014-05-28 | 新日鐵住金株式会社 | Silicon carbide single crystal substrate and manufacturing method thereof |
-
2009
- 2009-04-24 JP JP2009106425A patent/JP5453899B2/en active Active
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP4286570A1 (en) | 2022-06-02 | 2023-12-06 | Resonac Corporation | Sic substrate and sic ingot |
| KR20230167747A (en) | 2022-06-02 | 2023-12-11 | 가부시끼가이샤 레조낙 | SiC SUBSTRATE AND SiC INGOT |
| US11939699B2 (en) | 2022-06-02 | 2024-03-26 | Resonac Corporation | SiC substrate and SiC ingot |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2010254521A (en) | 2010-11-11 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5453899B2 (en) | Method for manufacturing silicon carbide single crystal substrate and silicon carbide single crystal substrate | |
| JP5501654B2 (en) | Silicon carbide single crystal substrate and manufacturing method thereof | |
| Kimoto | Bulk and epitaxial growth of silicon carbide | |
| US9777403B2 (en) | Single-crystal silicon carbide and single-crystal silicon carbide wafer | |
| JP4926556B2 (en) | Method for manufacturing silicon carbide single crystal ingot and silicon carbide single crystal substrate | |
| JP5068423B2 (en) | Silicon carbide single crystal ingot, silicon carbide single crystal wafer, and manufacturing method thereof | |
| JP4603386B2 (en) | Method for producing silicon carbide single crystal | |
| JP6594146B2 (en) | Method for producing silicon carbide single crystal ingot | |
| WO2016152813A1 (en) | Method for producing silicon carbide single crystal | |
| JP4879686B2 (en) | Silicon carbide single crystal manufacturing method, silicon carbide single crystal ingot, and silicon carbide single crystal substrate | |
| JP2006290635A (en) | Method for producing silicon carbide single crystal and ingot of silicon carbide single crystal | |
| JP2004099340A (en) | Seed crystal for silicon carbide single crystal growth, silicon carbide single crystal ingot and method of manufacturing the same | |
| JP2008110907A (en) | Method for producing silicon carbide single crystal ingot, and silicon carbide single crystal ingot | |
| JP2015091755A (en) | Bulk silicon carbide single crystal | |
| JP2020026378A (en) | SiC SINGLE CRYSTAL, METHOD FOR PRODUCING SiC INGOT AND METHOD FOR PRODUCING SiC WAFER | |
| JP4408247B2 (en) | Seed crystal for growing silicon carbide single crystal and method for producing silicon carbide single crystal using the same | |
| JP2018168052A (en) | Method of manufacturing silicon carbide single crystal ingot | |
| JP2008098412A (en) | Silicon-carbide single-crystal wafer, and manufacturing method thereof | |
| JP5761264B2 (en) | Method for manufacturing SiC substrate | |
| JP4157326B2 (en) | 4H type silicon carbide single crystal ingot and wafer | |
| JP5370025B2 (en) | Silicon carbide single crystal ingot | |
| JP2003137694A (en) | Seed crystal for growing silicon carbide single crystal, silicon carbide single crystal ingot and method of producing the same | |
| US20220403551A1 (en) | Silicon carbide wafer and semiconductor device | |
| TWI776220B (en) | Epitaxial wafer, wafer and manufacturing method of the same | |
| JP4160769B2 (en) | Silicon carbide single crystal ingot and wafer |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20110816 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20120808 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20120814 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20121015 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20130730 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20131016 |
|
| A911 | Transfer to examiner for re-examination before appeal (zenchi) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A911 Effective date: 20131023 |
|
| 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: 20131210 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20131223 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 5453899 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313113 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| 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 |