JP6448419B2 - 炭化珪素単結晶エピタキシャルウェハの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、デバイス動作中での積層欠陥の発生が少ない炭化珪素単結晶エピタキシャルウェハ（以下、単に「エピタキシャルウェハ」という場合がある）の製造方法に関するものである。

炭化珪素（SiC）単結晶は、その優れた半導体特性から、電力用パワーデバイスを含む各種デバイス製造用のウェハ向け半導体基板材料として、注目されており、ショットキーバリアダイオード（SBD）や電界効果型トランジスター（MOSFET）等の開発が精力的に進められている。特に近年は、ＳＢＤをはじめとするパワーデバイスの実用化開発が大きく進捗しつつあり、各種の家電用インバーターや電鉄等の車両用インバーターへの応用が活発に行われるに至っている。また、並行してＳｉＣ単結晶材料開発についても、デバイス特性向上に繋がる結晶品質改善が進捗している。特に、デバイス生産効率向上に直結するウェハ口径拡大について大きく進展しており、口径が６インチ（150ｍｍ）に及ぶ大口径ウェハも報告されるに至っている（非特許文献１参照）。

ＳｉＣ単結晶は、現在は主に昇華再結晶法により作製されるが、ＳｉＣ単結晶中には依然として結晶欠陥が多数存在しているという事実がある。従来は、マイクロパイプと称される、直径が数〜数十μｍの中空状微細孔を伴った欠陥が、デバイス応用上の致命欠陥として知られていたが、マイクロパイプ欠陥は成長技術の進展に伴ってその密度を概ね１個／cm²以下に減少するに至っている。しかしながら他方で、転位欠陥は数百〜数千／cm²程度残存しているのが現状である。それらの中でも、基底面転位と呼ばれる（0001）面上に転位線を有する刃状転位は、特にＰＮ接合を有するバイポーラーデバイス等において、順方向動作の過程で拡張し、積層欠陥を生成することが知られている（非特許文献２参照）。積層欠陥はデバイス特性を劣化させるためデバイスキラー欠陥であり、このため特にＳｉＣ単結晶基板（以下、単に「基板」という場合がある）上に作製するＳｉＣ単結晶のエピタキシャル層（以下、単に「エピタキシャル層」という場合がある）中の基底面転位密度を極力低減化することが求められている。

前記エピタキシャル層中の基底面転位密度を下げる方法として、例えば、基板のオフ角度を小さくする方法（非特許文献３参照）や、基板表面をエッチングする方法（特許文献１参照）が開示されている。これらの方法は、エピタキシャル成膜時に、基板中に存在する基底面転位を、デバイスへの影響が比較的軽微な貫通刃状転位への変換を促進することを目的とするものである。貫通刃状転位は、順方向動作を行っても積層欠陥には拡張しないため、エピタキシャル成長時に基板中の基底面転位をできるだけ完全に貫通刃状転位へ効果的に変換する開発は行われており、例えば、基板オフ角を８度から４度へ減ずることで、基底面転位から貫通刃状転位への変換率を９０％以上にすることが可能である。

しかしながら、上記のような開示技術によって貫通刃状転位への変換率が改善されても、バイポーラー順方向動作の際に、特に基板とエピタキシャル層の界面、あるいは両者の間に形成するバッファ層から、積層欠陥が発生してエピタキシャル層中へ伸展し、これがデバイス特性を劣化させ、結果としてデバイス製造収率を悪くするという問題がある。

Ｓｉ等の他の半導体材料と比較して、ＳｉＣ単結晶中の基底面転位は、元来、積層欠陥に拡張しやすい性質があることが知られており、特にエピタキシャル層において顕著に現れる（非特許文献２参照）。基底面転位の拡張現象は、従来では、ＰＮ接合を有するバイポーラーデバイスのみに起こる現象であると整理されていたが、近年、特に高耐圧用途を狙うパワーデバイスではＳＢＤにＰＮ接合部を導入することでサージ耐性改善を図る、あるいはＭＯＳＦＥＴのＰＮ接合部（ボディダイオード）を積極的に用いてインバーターの回路を簡素化する開発動向にある。ＳＢＤやＭＯＳＦＥＴのようなユニポーラーデバイスにおいても、デバイス動作時に前記ＰＮ接合部付近から基底面転位の拡張が起こり、積層欠陥が発生する問題がある。このために、エピタキシャル層中の基底面転位密度を低減する要求が高まっている。

ＳｉＣ原料粉末を昇華させて、種結晶にＳｉＣ単結晶を再結晶させる昇華再結晶法により得られたＳｉＣ単結晶は、近年、製造技術の進捗が進み、基底面転位密度も、学会発表レベルであるとはいえ、数十個／cm²レベルにまで改善されるに及んでいる（非特許文献４参照）。ところが、製造技術として基底面転位密度を安定的にゼロにするレベルには至っておらず、特に、直径１００ｍｍ以上の大口径ＳｉＣ単結晶では、発生原因とされる結晶内の残留応力の制御が難しく、大口径ＳｉＣ単結晶基板では基板中の基底面転位密度をゼロにすることは現時点では技術的困難が大きい。また、このような大口径ＳｉＣ基板上にエピタキシャル層を作製する場合、エピタキシャル層中に伸展する基底面転位についても、その密度をゼロにすることは技術的に難しい。従って、特に大口径エピタキシャルウェハは、基底面転位の低減化と並行して、エピタキシャル層中に残存する基底面転位自身の拡張駆動力を弱め、積層欠陥の生成を抑制可能な製造方法が求められている。

なお、エピタキシャルウェハを用いてＳＢＤ等のデバイスを製造する上で、ＳｉＣ単結晶のエピタキシャル膜からなるデバイス層にイオン注入によって局所的なドーピングを行うことがなされている（例えば特許文献２参照）。また、このようなドーピング技術とは異なるが、ＣＶＤ又はイオン注入によりエピタキシャル層にｐ型（Ｐ型）不純物とｎ型（Ｎ型）不純物とを共ドープすることで、例えばｐ型不純物であるＡｌの固溶限を高め、かつ、アクセプタ準位を浅くして、低抵抗なｐ型ＳｉＣを得る方法が開示されている（特許文献３参照）。しかしながら、これらはいずれも基底面転位の積層欠陥への拡張を抑制するものとは異なる技術である。

特表２００７−５０６２８９号公報 特開２００２−２６１０４１号公報 特開２０１４−１８５０４８号公報

Y. Tokuda, J. Kojima, K. Hara, H. Tsuchida, S, Onda, Proceedings of International Conference on Silicon Carbide and Related Materials, Mo-IP-1 (2013/09/29〜10/04, Miyazaki, Japan) M. Skowronsk and S. Ha, Journal Applied Physics 99 (2006) p.011101. Z. Zhang, A. Shrivastava, and T. S. Sudarshan, Materials Science Forum 527-529 (2006) p.419. A. R. Powell, R. L. Leonard, Y. Khlebnikov, E. Deyneka, M. McKay, J. J. Sumakeris, V. Tsvetkov, and E. Balkas, Proceedings of International Conference on Silicon Carbide and Related Materials, Tu-B-2 (2013/09/29〜10/04, Miyazaki, Japan)

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、エピタキシャル層中に残存する基底面転位自身の拡張駆動力を弱めて、積層欠陥の生成を抑制することができるＳｉＣ単結晶エピタキシャルウェハの製造方法を提供することを目的とする。

上述したように、順方向動作する際にＰＮ接合近傍で、電子と正孔が結合して消滅することによって解放される電子・正孔消滅エネルギーを駆動力として、エピタキシャル層中の基底面転位は部分転位に分解し、構造変換して積層欠陥を形成するとことが知られている（非特許文献２参照）。すなわち、基底面転位の転位線、或いは分解した部分転位の転位線の極近傍で電子・正孔消滅現象が起きると、電子・正孔消滅エネルギーを駆動力として基底面転位の拡張が起こる。従って、エピタキシャル層中での積層欠陥の生成を抑制するためには、基底面転位線、或いは部分転位線の極近傍で電子・正孔消滅の発生を抑えることが効果的であると考えられる。

このような視点に基づき、上記課題を解決する方法として、本発明者らは詳細な検討を行った結果、従来検討されてきた種々の方法により、エピタキシャル成長によって基板中の基底面転位は界面或いはバッファ層中で貫通刃状転位に変換するが、界面の極近傍でわずかに残った変換直前の基底面転位が積層欠陥拡張の起点となるという新たな知見を得た。

そこで、このようにわずかに残る基底面転位に対して、効果的な転位拡張の抑制方法を検討した結果、本来は基板とエピタキシャル層のドーパント原子の濃度差を緩和する役割を果たすバッファ層に、不純物をイオン注入することにより、電子・正孔結合をバッファ層全体で効果的に起こさせ、結果として、前記転位線の極近傍で発生する電子・正孔結合が相対的に低下するため転位拡張が抑制され、積層欠陥発生を著しく低減化できる効果を発現することを見出し、本発明に至った。

本発明は、エピタキシャル層中に残存する基底面転位自身の拡張駆動力を弱めて、積層欠陥の生成を抑制することができるＳｉＣ単結晶エピタキシャルウェハの製造方法に関する発明であって、その主旨は以下のとおりである。すなわち、
（１）原子濃度が１×１０^１８／cm³以上５×１０^１９／cm³未満となるように窒素がドープされたＮ型の炭化珪素単結晶基板の表面に、原子濃度が５×１０^１７／cm³以上１×１０^１８／cm³未満となるように窒素がドープされたＮ型炭化珪素単結晶エピタキシャル膜からなるバッファ層を形成した後、該バッファ層に対して、Ｐ型不純物の原子濃度が５×１０^１６／cm³以上１×１０^１８／cm³未満となるようにアルミニウム及び／又はホウ素からなる不純物原子をイオン注入して、イオン注入後のバッファ層の上に炭化珪素単結晶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ウェハの製造方法、
（２）バッファ層にイオン注入する不純物原子の原子濃度が、バッファ層にドープされている窒素濃度の１％以上２０％以下であること特徴とする（１）に記載の炭化珪素単結晶エピタキシャルウェハの製造方法、
（３）原子濃度が５×１０^１７／cm³以上１×１０^２０／cm³未満となるようにアルミニウム及び／又はホウ素がドープされたＰ型の炭化珪素単結晶基板の表面に、原子濃度が５×１０^１７／cm³以上１×１０^１８／cm³未満となるようにアルミニウム及び／又はホウ素がドープされたＰ型の炭化珪素単結晶エピタキシャル膜からなるバッファ層を形成した後、該バッファ層に対して、Ｎ型不純物の原子濃度が５×１０^１６／cm³以上１×１０^１８／cm³未満となるように窒素及び／又はリンからなる不純物原子をイオン注入して、イオン注入後のバッファ層の上に炭化珪素単結晶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ウェハの製造方法、
（４）バッファ層にイオン注入する不純物原子の原子濃度が、バッファ層にドープされているアルミニウムとホウ素の合計濃度の１％以上２０％以下であること特徴とする（３）に記載の炭化珪素単結晶エピタキシャルウェハの製造方法、
（５）イオン注入後のバッファ層における不純物原子の原子濃度の総計が１×１０^１８／cm³未満であること特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の炭化珪素単結晶エピタキシャルウェハの製造方法、
（６）前記炭化珪素単結晶エピタキシャルウェハのポリタイプが、４Ｈ、６Ｈ、又は１５Ｒであることを特徴とする（１）〜（５）のいずれかに記載の炭化珪素単結晶エピタキシャルウェハの製造方法、
である。

本発明によれば、エピタキシャル層中に残存する基底面転位自身の拡張駆動力を弱めて、積層欠陥の生成が抑制されたＳｉＣ単結晶エピタキシャルウェハを得ることができる。そのため、本発明により作製されたエピタキシャルウェハを用いて製造される各種のパワーデバイスは、デバイス動作時に積層欠陥の発生が抑制されるためにデバイス特性が安定な長期動作の信頼性に優れ、このようなパワーデバイスを効率良く製造することが可能になる。

以下、本発明について詳しく説明する。
本発明では、所定の原子濃度を有するように窒素がドープされたＮ型の炭化珪素単結晶基板の表面に、原子濃度が５×１０^１７／cm³以上１×１０^１８／cm³未満となるように窒素がドープされたＮ型炭化珪素単結晶エピタキシャル膜からなるバッファ層を形成した後、該バッファ層に原子濃度５×１０^１６／cm³以上１×１０^１８／cm³未満のアルミニウム又はホウ素からなる不純物原子をイオン注入して、イオン注入後のバッファ層の上に炭化珪素単結晶膜をエピタキシャル成長させる。同様に、所定の原子濃度を有するようにアルミニウム及び／又はホウ素がドープされたＰ型の炭化珪素単結晶基板の表面に、原子濃度が５×１０^１７／cm³以上１×１０^１８／cm³未満となるようにアルミニウム及び／又はホウ素がドープされたＰ型の炭化珪素単結晶エピタキシャル膜からなるバッファ層を形成した後、該バッファ層に原子濃度５×１０^１６／cm³以上１×１０^１８／cm³未満の窒素又はリンからなる不純物原子をイオン注入して、イオン注入後のバッファ層の上に炭化珪素単結晶膜をエピタキシャル成長させる。

これらのように、エピタキシャルウェハを構成するバッファ層に対して所定の不純物をイオン注入することにより、本発明では、電子・正孔結合をバッファ層全体で効果的に起こさせることで、基底面転位の転位線或いはこれが分解した部分転位の転位線の極近傍で発生する電子・正孔結合が相対的に低下し、転位の拡張が抑制されるため、積層欠陥発生を著しく低減化することができる。このような効果は、イオン注入によって生成する点欠陥等の結晶欠陥、特にエネルギー準位の深い構造欠陥によって発現するものと考えており、例えば上記特許文献３にあるように、単にＣＶＤ法によるエピタキシャル成膜過程における不純物ドープ（共ドープ）では得られないものである。

ここで、バッファ層へのイオン注入量であるが、注入する不純物元素の注入量によってはバッファ層本来の極性（PあるいはN型）が変化し得るため、最終的には作製するデバイス種や構造により、本来のＰ型或いはＮ型の極性を維持することが必要な場合が発生するが、この場合は、Ｎ型バッファ層のときには、Ｐ型不純物イオンの注入によって形成される注入領域において、Ｐ型ドーパントの総原子数がバッファ層中のＮ型ドーパントの総原子数を、不純物元素のエネルギー準位に応じて調整することが必要である。Ｐ型バッファ層のときも、前記したＮ型バッファ層と同様に、不純物元素のエネルギー準位に応じて調整することが必要である。

イオン注入量が多くなり過ぎると、バッファ層の表面が荒れ、場合によってはバッファ層が完全に非結晶質（アモルファス）化してしまう。例えば、前記特許文献３においては、イオン注入によって基板の電気抵抗率を下げるために不純物を導入する場合、その不純物濃度は１×１０^１８／cm³以上であることが必要であると開示されているが、このような過剰な不純物をイオン注入によって導入すると、結晶中の欠陥数が増大するため、熱処理等によっても回復が困難となり、結果としてバッファ層上に形成するＳｉＣ単結晶エピタキシャル層の品質が劣化してしまう。このため、表面荒れや非結晶質化を極力抑えるために概ね５００〜８００℃の高温でイオン注入を行うことを前提に、バッファ層中の不純物濃度に合わせて注入量を抑制する必要がある。

この視点から、Ｎ型バッファ層の場合、Ｐ型バッファ層の場合ともに、イオン注入量は原子濃度で５×１０^１６以上１×１０^１８／cm³未満であり、好ましくは、５×１０^１６以上５×１０^１７／cm³以下、更に好ましくは、１×１０^１７以上５×１０^１７／cm³以下であることが必要である。原子濃度が１×１０^１８／cm³以上になると、バッファ層の表面荒れや非結晶質化が発生するため、引き続きエピタキシャル成長するＳｉＣ単結晶膜の品質が劣化する。反対に、原子濃度が５×１０^１６未満では十分な積層欠陥抑制効果が得られない。特に、表面荒れや非結晶質化を起こさずにバッファ層の膜質を維持する観点から、注入するＮ型不純物量はバッファ層中のＰ型ドーパントの総量の１％以上２０％以下とするのが好ましく、同様に、注入するＰ型不純物量はバッファ層中のＮ型ドーパントの総量の１％以上２０％以下とすることが好ましい。あるいは、両条件において望ましくは１％以上１５％以下であり、更に望ましくは１％以上１０％以下であるのがよい。更に具体的には、本発明の効果は、イオン注入後のバッファ層における不純物の総原子数密度が１×１０^１８／cm³未満の場合に最も効果的に発現する。

また、本発明におけるバッファ層の厚さについて、０．１μｍ以上１０μｍ以下であれば、ほぼ全ての基底面転位がバッファ層中で貫通刃状転位に構造変換する。このため、バッファ層中に形成するイオン注入層により、バッファ層中で構造変換する直前の基底面転位部分からの積層欠陥への拡張がほぼ完全に抑制可能となるが、エピタキシャル層の製造効率を改善するために好ましくは０．１μｍ以上５μｍ以下であるのがよく、更に好ましくは０．５μｍ以上２μｍ以下であるのがよい。バッファ層の厚さが１０μｍを超えるとエピタキシャル層の製造コストが過大になり製造効率が劣化する。反対に、０．１μｍ未満ではバッファ層としての効果が得られず、基板とエピタキシャル層との界面近傍で欠陥が発生する。なお、バッファ層の形成は特に制限されず、後に成長させるＳｉＣ単結晶膜と共に公知の方法を採用することができる。なかでも好適には熱ＣＶＤ法を用いることができる。

また、イオン注入する不純物原子としては、Ｓｉ及びＣ以外のドーパント原子であれば有効であるが、特に、Ｐ型不純物としては、アルミニウム、ホウ素を挙げることができ、Ｎ型不純物としては、窒素、リンを挙げることができる。これらは１種をイオン注入してもよく、その両方の原子種について行ってもよい。

最も効果が得られる注入種としては、窒素原子濃度１×１０^１８／cm³以上５×１０^１９／cm³未満のＮ型ＳｉＣ単結晶基板の場合、バッファ層として窒素原子濃度を５×１０^１７／cm³１×１０^１８／cm³未満としたＮ型炭化珪素単結晶エピタキシャル層を形成し、このバッファ層にイオン注入する不純物原子として、Ｐ型不純物ドーパントであるアルミニウム又はホウ素を選択する。両方の原子種について行ってもよい。これにより、注入されたドーパント原子自身、あるいは注入によって生成される各種の点欠陥（K. Kawahara, G. Alfieri, and T. Kimoto, Journal of Applied Physics, 106 (2009) p.013719.参照）等の作用により電子・正孔結合が促進される。なお、イオン注入する原子種が２つの場合にはその総数が原子濃度５×１０^１６／cm³以上１×１０^１８／cm³未満となるようにする。

ここで、基板中の窒素濃度が１×１０^１８／cm³未満では、基板の電気抵抗率が増加するためジュール損失が大きくなりデバイス損失が増加する。反対に５×１０^１９／cm³超になると、ショックレイ型二重積層欠陥と呼ばれる、高濃度ドープ結晶に特有の欠陥が発生してしまうおそれがある（T. A. Kuhr, J-Q. Liu, H. J. Chung, M. Skowronski, and F. Szmulowicz, Journal of Applied Physics, 92（2002）p. 5863.参照）。また、バッファ層について、窒素原子濃度が５×１０^１７／cm³未満では、バッファ層としての十分な不純物濃度差緩和効果が発現せず界面近傍で欠陥が発生するおそれがある。反対に１×１０^１８／cm³以上では、同様にバッファ層と引き続いて形成するエピタキシャル層との間で十分な不純物濃度差緩和効果が発現せず界面近傍で欠陥が発生してしまう。

一方、ＳｉＣ単結晶基板がアルミニウム原子濃度５×１０^１７／cm³以上１×１０^２０／cm³未満のＰ型基板であり、バッファ層としてアルミニウム及び／又はホウ素を原子濃度で５×１０^１７／cm³以上１×１０^１８／cm³未満含むＰ型ＳｉＣ単結晶エピタキシャル膜を有する場合には、イオン注入する不純物原子としては、窒素又はリンを選択することが有効である。両方の原子種について行ってもよいのは先の場合と同様である。但し、両方の原子種をイオン注入する場合にはその総数が原子濃度５×１０^１６／cm³以上１×１０^１８／cm³未満となるようにする。

ここで、基板中のアルミニウム濃度が５×１０^１７／cm³未満では、基板の電気抵抗率が増加するためジュール損失が大きくなりデバイス損失が増加する。反対に１×１０^２０／cm³以上になると、高濃度ドープ結晶に特有の欠陥が発生するおそれがある。また、バッファ層について、アルミニウム及び／又はホウ素の濃度が５×１０^１７／cm³未満ではバッファ層としての十分な不純物濃度差緩和効果が発現せず界面近傍で欠陥が発生してしまう。反対に１×１０^１８／cm³以上では同様にバッファ層と引き続いて形成するエピタキシャル層との間で十分な不純物濃度差緩和効果が発現せず、やはり界面近傍で欠陥が発生してしまう。

また、本発明においては、特に必須ではないが、上記いずれにおいてもバッファ層にイオン注入した後に活性化アニールを行うようにしてもよい。活性化アニールを行う場合には公知の方法を採用することができ、例えば、水素ガス雰囲気中で１０００〜１７００℃で活性化アニールを行うことができる。或いは、同様な温度でＡｒ等の不活性ガス雰囲気中で行う場合には、バッファ層の表面をカーボン層で覆う等の表面保護を施す注意が必要である（特許文献２参照）。また、活性化アニール後に表面粗度が増加する表面荒れが発生する場合があるが、この場合は、引き続くエピタキシャル層成長前に、シリカ微細粒子を懸濁させた高アルカリスラリー等によるＣＭＰ（化学機械研磨）処理を行い、表面の平坦化加工を行うのが望ましい。このときのＣＭＰによる除去量は５０〜５００ｎｍ程度であれば十分である。

本発明において、バッファ層にイオン注入を行った後には、イオン注入後のバッファ層の上にＳｉＣ単結晶膜をエピタキシャル成長させることにより、ＳｉＣ単結晶エピタキシャルウェハを得ることができる。この際のＳｉＣ単結晶膜のエピタキシャル成長については、上述したように特に制限はなく、公知の方法を採用することができる。膜厚や不純物の原子濃度はデバイスの種類やその用途等に応じて適宜設定可能であるが、膜厚については、エピタキシャルウェハの生産性等の観点から、好ましくは３μｍ以上２００μｍ以下であるのが望ましい。また、ドープする不純物についてもデバイスの種類やその用途等に応じて適宜選定可能であるが、Ｎ型エピタキシャル層を成長する場合は窒素及び／又はリン、また、Ｐ型エピタキシャル層を成長する場合はアルミニウム及び／又はホウ素が選ばれる。

本発明によれば、以上のようにしてイオン注入を行ったバッファ層を形成することにより、バッファ層中の不純物原子のみならず、イオン注入によって生成する各種の点欠陥等の結晶欠陥が、電子、或いは正孔を捕獲して有効な消滅サイトとして機能するため、エピタキシャル層中に残存する基底面転位近傍での消滅頻度が相対的に低下し、その結果、転位拡張に必要なエネルギーが供給されずに積層欠陥への拡張が抑制されることが可能になる。そのため、本発明のエピタキシャルウェハを用いてＳＢＤやＭＯＳＦＥＴ等のユニポーラーデバイス、或いはＰｉＮダイオードをはじめとする各種のバイポーラーデバイスを製造すれば、長時間の動作を行ってもオン抵抗の増加が殆どない、長期信頼性に優れるデバイスが製造可能になる。

本発明のＳｉＣ単結晶エピタキシャルウェハの製造方法は、ウェハの口径が１００ｍｍ以上の大口径基板である場合に特に有効である。そのような大口径のウェハが取り出せる大口径ＳｉＣ単結晶インゴットを製造する際に、ＳｉＣ単結晶インゴット内部に残存する応力が大きくなり易く、これを駆動力として基底面転位が発生し易くなる。そのため、本発明を大口径インゴットから製造される大口径ウェハを用いて作製するエピタキシャルウェハに適用することにより、エピタキシャル層内に基底面転位が残存しても、積層欠陥へ拡張することが著しく抑制可能となる。

また、本発明のエピタキシャルウェハの製造方法は、例えば、電力用パワーデバイスに用いられる４Ｈ型ポリタイプから構成される単結晶インゴットに対しても有効であるが、勿論、他のポリタイプである６Ｈ型や１５Ｒ型、あるいはそれらのうちの少なくとも２種から構成される単結晶インゴットであっても有効である。

以下に、実施例及び比較例に基づき、本発明の内容について具体的に説明する。なお、本発明はこれらの内容に制限されるものではない。

（実施例１）
種結晶を用いる昇華再結晶法により、４Ｈ型ポリタイプからなるＮ型ＳｉＣ単結晶インゴットを成長させた。このインゴットを切断及び研磨することにより、直径１００ｍｍ、厚さ３５０μｍのＳｉＣ単結晶基板を準備した。ここで、この基板のオフ角度は＜11-20＞方向へ４度とした。また、基板中の窒素濃度は約８×１０^１８/cm³であった。また、同じインゴットから同様に作製した４度オフ基板を別途、５００℃で２minの溶融ＫＯＨエッチングを行い、基底面転位密度を評価したところ、約３５００個/cm²であった。

次に、横型ＣＶＤ装置を用いて、上記で得られたＳｉＣ単結晶基板に対してエピタキシャル成長を行った。なお、使用した横型ＣＶＤ装置は本発明を実現する一例であって、本発明は装置構成に制限されるものではない。
先ず、３．０slmの水素キャリアガス中で、１５３０℃の温度で９０minのバッファ層成長を行った。このときの原料ガス供給量は、ＳｉＨ_４：０．６sccm、Ｃ_３Ｈ_８：０．５sccm、Ｎ_２：６×１０^−１sccmである。成長完了後にＣＶＤ装置から取り出し、得られたＳｉＣ単結晶エピタキシャル膜について膜厚をＦＴＩＲ法により、また窒素濃度をCapacitance-Voltage(C-V)法によりそれぞれ評価したところ、膜厚は５μｍ、窒素濃度は７．９×１０^１７/cm³であった。

次いで、このようにして作製したＮ型バッファ層へ、Ａｌイオンを注入し、バッファ層表面近傍にイオン注入層を形成させた。ここで、Ａｌイオン注入条件は、１８０ｋＶ、１００ｋＶ、６０ｋＶ、４０ｋＶ及び２０ｋＶの５段階で行い、Ａｌ総ドーズ量は３×１０^１３/cm²とし、これを各段階におけるＡｌドーズ量として、０．４５、０．２５、０．１５、０．１０及び０．０５の比になるように分配して注入を行った。二次イオン質量分析（SIMS分析）の結果、Ａｌ原子濃度が概ね６．０×１０^１７/cm³のＡｌ注入層が、バッファ層表面から深さ約０．５μｍに亘って形成されていることを確認した。

バッファ層へのイオン注入後、再びこのＳｉＣ単結晶基板を横型ＣＶＤ装置内に戻し、１５５０℃の温度で１２０min、３．０slmの水素キャリアガスを流しながらＮ型エピタキシャル成長を行った。このときの原料ガス供給量は、ＳｉＨ_４：０．５sccm、Ｃ_３Ｈ_８：０．６５sccm、Ｎ_２：３×１０^―２sccmである。得られたエピタキシャル層の膜厚は１０μｍであり、窒素濃度は５×１０^１５/cm³であった。

上記のようにして作製したエピタキシャルウェハを、反射Ｘ線トポグラフィー法を用いて転位観察を行ったところ、表層部のエピタキシャル層には１００ｍｍウェハの全面で基底面転位が１個のみであり、基板中の他の基底面転位は概ねバッファ層内で貫通刃状転位へ変換していることを確認した。このエピタキシャルウェハに、Ｘｅ−Ｈｇランプ光源を用いて紫外光を１２０min照射した後、波長４２０ｎｍのバンドパスフィルターを用いてエピタキシャル層から発光するフォトルミネッセンス光を観察した。ここで、波長が４Ｈ型ＳｉＣのバンドギャップに相当する３９５ｎｍよりも短い紫外光を照射すると、４Ｈ型ＳｉＣ単結晶中の基底面転位はＰＮ接合における順方向動作時と同様に拡張し、積層欠陥を生成する。本法を用いれば、ＳＢＤやＰｉＮダイオードのような実デバイス作製することなく、基底面転位の積層欠陥の拡張しやすさが簡便に評価できるメリットがある。フォトルミネッセンス光観察の結果、表層部のエピタキシャル層に存在する基底面転位は三角形状の積層欠陥に拡張している様子が観察されたが、それ以外のウェハ領域では基底面転位から拡張生成する積層欠陥に起因する４２０ｎｍの発光は観察されなかった。

（比較例１）
次に、比較例１について説明する。実施例１と同様な昇華再結晶法によるＳｉＣ単結晶成長により作製したＳｉＣ単結晶インゴットより１００ｍｍ口径の窒素ドープＮ型４Ｈ型ウェハを作製し、ほぼ同様な条件でバッファ層を形成したところ、膜厚は５μｍ、窒素濃度は１×１０^１８/cm³であった。次いで、イオン注入は行わずに、引き続きＮ型エピタキシャル成長を行った。その際、実施例１と同じ条件で成膜した。

得られたエピタキシャルウェハを実施例１と同様にして紫外光を１２０min照射した後、波長４２０ｎｍのバンドパスフィルターを用いてフォトルミネッセンス光を観察した。その結果、ほぼ全面に多数の積層欠陥が観察された。Ｘ線トポグラフィー及び電子顕微鏡による詳細な観察を行った結果、発生した積層欠陥の大半は、表層部のエピタキシャル層ではなくバッファ層中の基底面転位から拡張して生成したものであることが判明した。

このようにバッファ層に本発明が規定する条件でイオン注入を行わない通常のＣＶＤ法によるエピ成膜の場合には、バッファ層内の、貫通刃状転位への変換直前の基底面転位が拡張起点となって多数の積層欠陥の発生を抑えることができないと考えられる。

（実施例２）
実施例１と同様に、種結晶を用いる昇華再結晶法により、４Ｈ型ポリタイプからなるＡｌドープＰ型ＳｉＣ単結晶インゴットを成長させ、このインゴットから、直径１００ｍｍ、厚さ３５０μｍのＰ型ＳｉＣ単結晶基板を準備した。基板中のＡｌ濃度は７〜９×１０^１８/cm³であった。また、同じインゴットから作製した４度オフ基板を別途、５００℃で２minの溶融ＫＯＨエッチングを行い、基底面転位密度を評価したところ、約５０００個/cm²であった。

次に、横型ＣＶＤ装置を用いて、上記で得られたＳｉＣ単結晶基板に対してエピタキシャル成長を行い、３．０slmの水素キャリアガス中で、１５１０℃の温度で２０minのバッファ層成長を行った。このときの原料ガス供給量は、ＳｉＨ_４：０．４sccm、Ｃ_３Ｈ_８：０．６５sccm、Ａｌ(ＣＨ_３)_３：５×１０^―２sccmである。成長完了後にＣＶＤ装置から取り出し、得られたＳｉＣ単結晶エピタキシャル膜についてＦＴＩＲ法及びCapacitance-Voltage(C-V)法等により評価したところ、膜厚は１μｍ、Ａｌ濃度は７．８×１０^１７/cm³であった。

次いで、作製したＰ型バッファ層へ、Ｐイオンを注入し、バッファ層表面近傍にイオン注入層を形成させた。ここで、Ｐイオン注入条件は、１８０ｋＶ、１１０ｋＶ、８０ｋＶ、４０ｋＶ及び２０ｋＶの５段階で行い、Ｐイオン総ドーズ量は４×１０^１３/cm²とし、これを各段階におけるＰドーズ量として、０．４４、０．２６、０．１５、０．１０及び０．０５の比になるように分配して注入を行った。二次イオン質量分析（SIMS分析）の結果、Ｐ原子濃度が概ね８．０×１０^１７/cm³のＰ注入層が、バッファ層表面から深さ約０．５μｍに亘って形成されていることを確認した。

バッファ層へのイオン注入後、再びこのＳｉＣ単結晶基板を横型ＣＶＤ装置内に戻し、１５２０℃の温度で９０min、３．０slmの水素キャリアガスを流しながらＰ型エピタキシャル成長を行った。このときの原料ガス供給量は、ＳｉＨ_４：０．５sccm、Ｃ_３Ｈ_８：０．６５sccm、Ａｌ(ＣＨ_３)_３：２×１０^―４sccmである。得られたエピタキシャル層の膜厚は５μｍ、Ａｌ濃度は５×１０^１５/cm³であった。

上記のようにして作製したエピタキシャルウェハについて、実施例１と同様にして紫外光を１２０min照射後、波長４２０ｎｍのバンドパスフィルターを用いてフォトルミネッセンス光を観察した。その結果、基底面転位以外のウェハ領域で基底面転位から拡張生成する積層欠陥に起因する４２０ｎｍの発光は観察されなかった。

（実施例３）
実施例１とほぼ同様な方法により、直径１００ｍｍ、厚さ４２０μｍの窒素ドープＮ型ＳｉＣ単結晶基板を準備した。ここで、この基板のオフ角度は＜11-20＞方向へ４度とした。基板中の窒素濃度は５〜８×１０^１８/cm³であった。また、同じインゴットから作製した４度オフ基板を別途、５００℃で２minの溶融ＫＯＨエッチングを行い、基底面転位密度を評価したところ、約４２００個/cm²であった。

次に、横型ＣＶＤ装置を用いて、上記で得られたＳｉＣ単結晶基板に対してバッファ層成長を行った。実施例１とほぼ同じ条件で成長を行い、成長時間のみを１５minとした。得られたバッファ層は、膜厚は１μｍ、窒素濃度は８．９×１０^１７/cm³であった。

作製したＮ型バッファ層へ、実施例１とほぼ同じ条件でＡｌイオンを注入し、イオン注入層を形成させた。イオン注入層中のＡｌ原子濃度は概ね５．２×１０^１７/cm³、深さはバッファ層表面から約０．５μｍであった。

バッファ層へのイオン注入後、再びこのＳｉＣ単結晶基板を横型ＣＶＤ装置内に戻し、１５５０℃の温度で３．０slmの水素キャリアガス中で１０min処理を行い、エピタキシャル膜を成膜せずにそのまま、すぐに室温まで冷却して炉外に取り出した。バッファ層の表面粗さを原子間力顕微鏡（AFM）により測定したところ、イオン注入直後にはＲｍｓが０．３９ｎｍであったが水素中アニール後に１．９８ｎｍまで増加していることが判明した。このウェハをセラミックス製研磨ブロック盤に樹脂ワックスを用いて貼り付け、その表面を、粒径が５０〜１００ｎｍのコロイダルシリカを懸濁させたｐＨ＝８〜１４程度のアルカリ性スラリーを用いてＣＭＰ処理を行った。除去量は約２００ｎｍである。ＣＭＰ後の表面粗度Ｒａは０．１１ｎｍであった。

再びＳｉＣ単結晶基板を横型ＣＶＤ装置内に戻し、実施例１と同じ条件でＮ型のエピタキシャル層をバッファ層上に成膜した。膜厚は１０μｍである。エピタキシャル層の表面粗さをＡＦＭにより測定したところ、表面粗度Ｒａは０．９８ｎｍであり、平坦性に優れた表面を有するエピタキシャルウェハであることを確認した。

上記のようにして作製したエピタキシャルウェハについて、反射Ｘ線トポグラフィー法を用いて転位観察を行ったところ、表層エピタキシャル層には１００ｍｍウェハの全面で基底面転位が４個のみであり、基板中の他の基底面転位は概ねバッファ層内で貫通刃状転位へ変換していることを確認した。このエピタキシャルウェハを実施例１と同様にして紫外光を１２０min照射後、波長４２０ｎｍのバンドパスフィルターを用いてフォトルミネッセンス光を観察した。その結果、表層部のエピタキシャル層に存在する基底面転位は三角形状の積層欠陥に拡張している様子が観察されたが、それ以外のウェハ領域では基底面転位から拡張生成する積層欠陥に起因する４２０ｎｍの発光は観察されなかった。

Claims (4)

1. 原子濃度が１×１０^１８／cm³以上５×１０^１９／cm³未満となるように窒素がドープされた直径１００ｍｍ以上のＮ型の炭化珪素単結晶基板の表面に、バッファ層における窒素の原子濃度が５×１０^１７／cm³以上１×１０^１８／cm³未満となるように窒素がドープされたＮ型炭化珪素単結晶エピタキシャル膜からなるバッファ層を形成した後、該バッファ層に対して、Ｐ型不純物の原子濃度がバッファ層にドープされている窒素濃度の１％以上２０％以下となるようにアルミニウム及び／又はホウ素からなる不純物原子をイオン注入して、イオン注入後のバッファ層の上に炭化珪素単結晶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ウェハの製造方法。
2. 原子濃度が５×１０^１７／cm³以上１×１０^２０／cm³未満となるようにアルミニウム及び／又はホウ素がドープされた直径１００ｍｍ以上のＰ型の炭化珪素単結晶基板の表面に、バッファ層におけるアルミニウム及び／又はホウ素の原子濃度が５×１０^１７／cm³以上１×１０^１８／cm³未満となるようにアルミニウム及び／又はホウ素がドープされたＰ型の炭化珪素単結晶エピタキシャル膜からなるバッファ層を形成した後、該バッファ層に対して、Ｎ型不純物の原子濃度が該バッファ層にドープされているアルミニウムとホウ素の合計濃度の１％以上２０％以下となるように窒素及び／又はリンからなる不純物原子をイオン注入して、イオン注入後のバッファ層の上に炭化珪素単結晶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ウェハの製造方法。
3. イオン注入後のバッファ層における不純物原子の原子濃度の総計が１×１０^１８／cm³未満であること特徴とする請求項１または２に記載の炭化珪素単結晶エピタキシャルウェハの製造方法。
4. 前記炭化珪素単結晶エピタキシャルウェハのポリタイプが、４Ｈ、６Ｈ、又は１５Ｒであることを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の炭化珪素単結晶エピタキシャルウェハの製造方法。