JP6624868B2

JP6624868B2 - ｐ型低抵抗率炭化珪素単結晶基板

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Publication number: JP6624868B2
Application number: JP2015191660A
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Inventors: 藤本　辰雄; 辰雄藤本; 楠　一彦; 一彦楠; 勝野　正和; 正和勝野
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Priority date: 2015-09-29
Filing date: 2015-09-29
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Also published as: JP2017065955A

Description

本発明は、炭化珪素単結晶基板に係わり、特に、高性能の電子デバイスを製造する際に用いられる、電気抵抗率の小さいｐ型炭化珪素単結晶基板に関するものである。

炭化珪素（SiC）は、耐熱性や耐放射線性等を含む各種の機械的性質に優れ、かつシリコン（Si）やヒ化ガリウム（GaAs）等の従来半導体材料と比較して優れた半導体特性を有することから各種の短波長光発光デバイスや、高周波・高耐圧パワーデバイス等の基板材料として使用されており、近年、そのSiC単結晶基板の需要が急激に高まりつつある。単結晶製造技術も技術開発が進捗し、ＳｉＣ単結晶を種結晶として用いて昇華再結晶成長を行う改良型のレーリー法（非特許文献１参照）、あるいは技術的に同義であるが昇華法（以下、本発明では簡単に昇華再結晶法と略称する）により、現時点で100mm口径基板（４インチ）が市場における主流となっている。また、更なる昇華再結晶法技術開発が進められており、150mm（６インチ）に及ぶ大口径・高品質のＳｉＣ単結晶基板が市場へ上梓されつつある状況にある。

ＳｉＣ単結晶成長技術の進展により、デバイス動作特性に影響を与える各種の結晶欠陥の密度も大きく減少している。特に、ＳｉＣの特徴的欠陥であるマイクロパイプ欠陥は、転位芯部分に微細な空孔を有する欠陥であるためにパワーデバイスの耐電圧特性に致命的な影響を与え、皆無化を実現する技術開発が長く望まれていたところ、ほぼ低減化に成功したと言われるレベルまでに達している。このような高品質ＳｉＣ単結晶基板を使用することにより、ショットキーダイオード（SBD）や電界効果型トランジスタ（MOSFET）等の各種デバイスが開発され、実用化されるに及んでいる。

上記のＳＢＤやＭＯＳＦＥＴデバイスは、主として、窒素をドープしたｎ型のＳｉＣ単結晶基板から作製されるユニポーラー型デバイスであり、近年では３．３ｋＶ級の高耐圧デバイスが実用化ステージにある(非特許文献２参照)。ｎ型ＳｉＣ単結晶基板を用いたユニポーラー型デバイスにおいては電流の担い手は主として電子であり、特に基板部分にも大電流を流す上記の縦型パワーデバイスにおいては、基板の体積抵抗率（以下、抵抗率と記す）を極力低くしておくことが重要になる。

ここで、現状で一般的に市販されているｎ型ＳｉＣ単結晶基板の抵抗率は概ね０．０１５〜０．０２０Ωcm程度の範囲となっている。近年、デバイス設計・製造技術の進展も著しく、素子部の低抵抗化が進捗して、デバイスの電力変換損失を抑えることに有効に作用している。これに対して、基板の抵抗については、材料自体の抵抗率が上記の範囲から長く変化がない。このため、素子部の抵抗値に対して基板の抵抗値が無視できない状況になりつつある。このような状況では、通電時の基板部分の抵抗値に起因するジュール損失が律束となってデバイス全体の電力変換損失が高止まりし、デバイス高特性化を阻む原因となってしまう。

通常、ＳｉＣ単結晶基板の抵抗率を小さくすることは、ｎ型ドーパントである窒素のドープ量を増やすことにより可能でなる。しかしながら、窒素のドープ量を増やし、ｎ型ＳｉＣ単結晶基板の抵抗率を０．０１２Ωcm以下まで低減した基板に１０００℃以上の熱処理を施すと、基板中に基底面積層欠陥が多量に発生してしまうという問題が知られている(特許文献１参照)。

すなわち、ＳｉＣ単結晶中にｎ型ドーパントである窒素を通常よりも過剰にドープすると、抵抗率が０．０１２Ωcm以下のｎ型低抵抗率ＳｉＣ単結晶基板を作製することができる。ところが、この基板に対して、エピタキシャル成膜あるいはデバイス製造プロセスにおいて１０００℃以上の高温アニール、例えばエピタキシャル成長工程（1500〜1600℃、2〜10時間程度）や、熱酸化膜形成工程（1000〜1300℃、1〜4時間程度）、更にはイオン注入後の回復アニール工程（1700〜1800℃、数分〜10分程度）等を行うと、基底面積層欠陥が発生する。この基底面積層欠陥は、その特徴的な原子積層構造から、二重積層欠陥（Double Shockley stacking fault）とも呼ばれており（非特許文献３参照）、基底面積層欠陥が多量に発生すると、基板の厚さ方向に電流を流すタイプの縦型パワーデバイス等の場合に、通電時の電気抵抗を大きく増加させてしまう。そのため、通電時のジュール損失の増大を招き、特に大電流を流す超高耐圧デバイスでは電力変換損失が増大し、良好なパワーデバイスが製造できない。

このような問題に対して、本発明者らは特許文献１のなかで詳細に述べるように、主として、基板加工時に導入される表面損傷層中の結晶ダメージ層部内に基底面積層欠陥の発生核が形成され、それを起点として高温アニールによって基底面積層欠陥が生成することを明らかにしている。

一般に、研磨工程において基板表面の粗さが大きい場合、基板表面近傍には表面損傷層が導入され、結晶欠陥密度が増大する。表面粗さが大きな基板では、表面近傍の表面損傷層には基底面積層欠陥の発生核が多く存在するため、それらが起点となってアニール処理中に基底面積層欠陥が多量に発生してしまう。そこで、上記特許文献１では、基底面積層欠陥の発生を抑制するために、基板の研磨工程等の表面加工工程において、基板の全表面の９０％以上が表面粗さＲａが１ｎｍ以下となるようにして、基底面積層欠陥の発生核を可能な限り除去している。すなわち、表面粗さＲａが１ｎｍ以下の平滑面にすることにより、特にｎ型電導極性を有するＳｉＣ単結晶基板において、０．０１２Ωcm以下の極めて小さい抵抗率でありながら、基底面積層欠陥の少ない高品質ＳｉＣ基板が実現可能になる。

他方で、ＳｉＣ単結晶の特性を最も生かせるデバイス特性領域として、１０．０ｋＶ或いはそれを更に超える超高耐圧デバイスを実現することに対する応用ニーズも強い。このような超高耐圧用途の場合、電子とホールの両キャリアを利用した、ＰＩＮダイオードやＩＧＢＴ（Insulated Gate Bipolar Transistor）等のバイポーラーデバイスが実用上、耐圧特性を安定的に実現する上で有利であり（非特許文献４参照）、その実現のためには結晶欠陥の少ない高品質であって、ｐ型の低抵抗率ＳｉＣ単結晶基板が強く望まれている現況にある。

ところが、ｎ型の場合と同様、アルミニウム（Al）やホウ素（B）を添加して作製するｐ型ＳｉＣ単結晶基板の場合にも、バイポーラーデバイスの製造に必要な抵抗率をドープ量の増加で対応しようとすると、デバイス動作特性に致命的な影響を及ぼす基底面積層欠陥が発生することが予想される。

一方で、ｐ型の低抵抗率ＳｉＣ単結晶を得ようする場合、従来までは、例えばパワーデバイスに用いられる４Ｈ型ポリタイプのものを安定して成長させるのが難しいばかりか、昇華再結晶法により、高効率パワーデバイスに必要な低い抵抗率を実現するためのｐ型ドーパントの効果的なドープ方法が確立されておらず、これまで実用化を阻んでいたのが事実である。

ここで、ｐ型のＳｉＣ単結晶を得るにあたり、窒素をｐ型ドーパントと同時に単結晶中へドープすることが４Ｈポリタイプを安定化させる上で有効であることが知られている（特許文献２、非特許文献５参照）。ところが、これらにおいては、ｐ型で低抵抗率のＳｉＣ単結晶基板に関して、結晶成長後に高温でアニールした際に発生する基底面積層欠陥について考慮するような記載が全くない。

特開2008-290898号公報特開平9-157091号公報

Yu. M. Tairov and V. F. Tsvetkov, Journal of Crystal Growth. Vol.52 (1981) p.146. K. Wada, et al., Materials Science Forum. 821-823 (2015)p.592. T. A. Kuhr, et al., Journal of Applied Physics. Vol.92 (2002) p.5863. 福田、他、SiC及び関連半導体研究第22回講演会予稿集p.49. 江藤、他、先進パワー半導体分科会第２回講演会予稿集p.62.

本発明者らは上記課題について鋭意検討した結果、ｐ型ドーパントのドープ方法を工夫した上で、低抵抗のｐ型ＳｉＣ単結晶基板における特徴にあわせた研磨加工を施すことで、デバイス動作特性に致命的な影響を及ぼす基底面積層欠陥の発生を防いで、高効率パワーデバイスに必要な低い抵抗率をｐ型ＳｉＣ単結晶基板において実現可能になることを見出し、本発明を完成させた。

したがって、本発明は、高温のアニールに際しても基底面積層欠陥の発生の少ない、高品質なｐ型低抵抗率ＳｉＣ単結晶基板を提供するものである。

すなわち、本発明の要旨は、
(1) 体積抵抗率が0.012Ωcm超0.080Ωcm以下のｐ型炭化珪素単結晶基板であって、該基板の表面と裏面を合計した全表面の90%以上が、表面粗さ(Ra)0.3nm以下であることを特徴とするｐ型低抵抗率炭化珪素単結晶基板、
(2) 前記炭化珪素単結晶基板の結晶多形(ポリタイプ)が４Ｈ型であることを特徴とする(1)に記載のｐ型低抵抗率炭化珪素単結晶基板、
(3) Ａｌ又はＢのいずれか一方又は両方からなるｐ型ドーパントを濃度5×10¹⁹個/cm³以上1×10²¹個/cm³以下の範囲で含有し、Ｎからなるｎ型ドーパントを1×10¹⁸個/cm³以上6×10²⁰個/cm³以下の範囲内であって、かつｐ型ドーパントより低い濃度で含有することを特徴とする(1)又は(2)に記載のｐ型低抵抗率炭化珪素単結晶基板、
(4) 厚さが0.05mm以上0.9mm以下であることを特徴とする(1)〜(3)のいずれかに記載のｐ型低抵抗率炭化珪素単結晶基板、
(5) ｛0001｝面からのオフセット角度が1°以上12°以下であることを特徴とする(1)〜(4)のいずれかに記載のｐ型低抵抗率炭化珪素単結晶基板。
(6) 口径が50mm以上300mm以下であることを特徴とする(1)〜(5)のいずれかに記載のｐ型低抵抗率炭化珪素単結晶基板、
(7) 1000℃以上1800℃以下で高温アニールした場合、高温アニール後の該基板中の基底面積層欠陥密度が40/cm以下であることを特徴とする(1)〜(6)のいずれかに記載のｐ型低抵抗率炭化珪素単結晶基板、
(8) 1000℃以上1800℃以下で高温アニールした場合、高温アニール後の該基板中の基底面積層欠陥密度が20/cm以下であることを特徴とする(1)〜(6)のいずれかに記載のｐ型低抵抗率炭化珪素単結晶基板、
(9) バイポーラーデバイスの作製に用いられるものである(1)〜(8)のいずれかに記載のｐ型低抵抗率炭化珪素単結晶基板、
である。

本発明によれば、抵抗率が0.012Ωcmより大きく0.080Ωcm以下のｐ型ＳｉＣ単結晶基板において、例えば1000℃以上1800℃以下の高温アニールを行っても基底面積層欠陥の発生を抑えることができる。このようなｐ型低抵抗率ＳｉＣ単結晶基板を用いれば、特に、超高耐圧用途のパワーデバイスをはじめとする各種の高周波・高耐圧電子デバイスや光学発光素子等を製作することが可能になる。

図１は、本発明に係るｐ型低抵抗率ＳｉＣ単結晶基板を製造するためのＳｉＣ単結晶成長装置を説明する模式図である。

以下、本発明について詳しく説明する。
本発明のｐ型低抵抗率ＳｉＣ単結晶基板は、表面と裏面を合計した全表面の90%以上が表面粗さ(Ra)0.3nm以下であることにより、例えばエピタキシャル成長工程（1500〜1600℃、2〜10時間程度）、熱酸化膜形成工程（1000〜1300℃、1〜4時間程度）、イオン注入後の回復アニール工程（1700〜1800℃、数分〜10分程度）等をはじめとするＳｉＣ単結晶基板に対するウエハプロセスにおいて1000℃以上の高温アニールに晒されても、積層欠陥が殆ど発生することがなく、高性能の素子製造に用いることができる。

ここで、上述したように、ｐ型の低抵抗率ＳｉＣ単結晶を得ようする場合には、パワーデバイスに用いられる４Ｈ型ポリタイプのものを安定して成長させるのが難しく、また、昇華再結晶法により、高効率パワーデバイスに必要な低い抵抗率を実現するためのｐ型ドーパントの効果的なドープ方法が確立されておらず、ｐ型の低抵抗率ＳｉＣ単結晶基板はこれまで実用化が阻まれてきた。

このうち、例えば代表的なｐ型ドーパントであるＡｌのドープ方法としては、金属Ａｌや炭化アルミニウム（Al₄C₃）を昇華再結晶法用の原料粉に予め所定量を混合させる方法が知られている（特開昭63-050399号公報：参考文献１）。しかしながら、そのような方法では、ＳｉＣ単結晶成長温度と比較して、ＡｌやＡｌ_４Ｃ_３の蒸発あるいは昇華分解する温度が低いために、成長全時間帯に亘って単結晶インゴットへ均一にドープすることが難しい。また、別の方法として、ＳｉＣ単結晶の成長坩堝と連結された別室の黒鉛容器を設け、その内部で比較的低温域でＡｌ_４Ｃ_３を昇華させ、発生するガスを単結晶成長用の坩堝容器内に導き、ドープする方法が提案されている（T. Kato, et al., Material Science Forum. Vol.778-780 (2014) p.47.：参考文献２）。ところが、本法によって得られるｐ型ＳｉＣ単結晶の抵抗率は０．７５０Ωcmに留まっている。更に、使用するＳｉＣ原料粉末とＡｌ_４Ｃ_３を混合後にアルゴン雰囲気中で焼成することによりＡｌをドープしたＳｉＣ原料粉末を予め作製し、そのＡｌドープＳｉＣ原料粉を昇華再結晶用原料として使用する方法が提案されている（特開平5-221796号公報：参考文献３）。ところが、本法によっても得られる抵抗率は０．１００Ωcmであり、超高耐圧パワーデバイスに必要な低抵抗率が十分に得られているとは言えない状況にあった。

このような状況下で、本発明者らは、これらの課題を解決するために、ＳｉＣ原料ではなく、高純度シリコン粉末と高純度カーボン粉末を混合し、更にＡｌ_４Ｃ_３を所定量添加し、混合してから、大気圧下でアルゴン中にて１８００℃以上の高温で焼成処理を行うことにより、従来よりも高濃度にＡｌをドープしたＳｉＣ原料粉末が比較的容易に合成可能であり、本原料粉を昇華再結晶用の原料粉として用いることにより、ＳｉＣ中におけるＡｌの固溶限である１×１０^２１/ｃｍ^３に及ぶ高濃度Ａｌドープｐ型ＳｉＣ単結晶が製造可能であることを見出した。例えば、この方法によりＡｌドープ量が２×１０^２０/ｃｍ^３のＳｉＣ単結晶が得られており、電気抵抗率を測定したところ、約０．０１５Ωcmであるという結果が得られている。

そこで、上記した方法でｐ型低抵抗率ＳｉＣ単結晶を作製し、表面粗さ(Ra)と基底面積層欠陥の発生に関わる関係を調査した結果、ｐ型ＳｉＣ単結晶においてもｎ型単結晶と同様な基底面積層欠陥が発生するが、更にｐ型単結晶ではｎ型の場合には無い特有な技術的困難が存在することが明らかになった。

すなわち、ｎ型ドーパントである窒素はＳｉＣ単結晶中では０．０４〜０．１１ｅＶ程度の非常に浅い不純物準位を伝導帯直下に形成するため、ドープ量が少なくても低抵抗化が比較的容易に実現可能であるが、ｐ型ドーパントであるＡｌ（同0.15〜0.19eV）やＢ（同0.300〜0.350eV）は窒素と比較して深い不純物準位を価電子帯直上に形成するため、ｎ型単結晶と同じ抵抗率を実現するためには更に過剰にドープする必要がある。例えば、抵抗率１５mΩcmを実現するためには、ｎ型の場合では原子数密度で約１×１０^１９/ｃｍ^３の窒素をドープすれば実現可能であるが、ｐ型の場合、約２×１０^２０/ｃｍ^３のＡｌをドープさせる必要がある（上記参考文献２参照）。このように１桁以上におよぶ不純物元素の過剰ドーピングは、ＳｉＣ単結晶自体の歪の増加につながり、機械的性質に大きな影響を与える。つまり、本来の硬質材料としてのＳｉＣの機械特性が劣化して脆くなり、このため加工時に導入されるダメージ層が増加する可能性が高く、ｐ型低抵抗率ＳｉＣ単結晶では、ｎ型ＳｉＣ単結晶と比較してアニール処理時に基底面積層欠陥が頻度高く発生してしまう。

本発明者らは、このようなｐ型低抵抗単結晶基板の材料課題を解決する方法として、基板加工の最終工程として通常実施するメカノケミカル研磨（CMP）により、基板の端部（側面）を除いて基板表裏両面からなる基板全表面の９０％以上の面積を、ｎ型ＳｉＣ単結晶基板の場合より更に平滑度を改善し、表面粗さＲａが０．３ｎｍ以下、好ましくは０．２ｎｍ以下、更に好ましくは０．１２ｎｍ以下の平滑面とすることで、基底面積層欠陥の発生核をほぼ除去することができることを見出した。表面粗さ(Ra)が０．３ｎｍ超の場合、ｐ型低抵抗率ＳｉＣ単結晶基板では表面近傍の基底面積層欠陥発生核の密度が増加し、高温アニールの際に、基底面積層欠陥が発生し易くなる。

また、上記のメカノケミカル研磨は、ＳｉＣ単結晶基板の場合の一例として、エッチング作用のある高アルカリ性液体に微小粒径のコロイダルシリカを混ぜた研磨液を用いて行うことが通例である。また、研磨速度を上げるために、コロイダルシリカスラリーに、過酸化水素水等の酸化促進剤を添加する方法も一般的に採用されている。ただし、ここで述べた方法はメカノケミカル研磨の一例を示すものであって、本発明を規定するものではなく、同様なメカノケミカル作用を示す他のスラリーおよびそれを効果的に実現する研磨装置を用いて行ってもよい。

なお、ここで「表面粗さ」とは、基板表面上の10μm角の領域における、算術平均表面粗さRa（JIS B0601-2001）を指している。また、基板の全表面積に対する平滑面(Raが0.3nm以下の炭化珪素単結晶面)の占める割合は９０％以上、好ましくは９５％以上である。このような平滑面の占める割合が９０％未満になると、平滑面以外の表面近傍で発生した積層欠陥が、素子の特性に悪影響を及ぼすことになり好ましくない。また、平滑面の占める割合を好ましくは９５％以上とすることによって、平滑面以外の表面近傍で発生した積層欠陥が素子の特性に悪影響を及ぼす影響をさらに小さくできる。なお、本発明では面積比については、表裏面についてのみ計算するが、基板の側面を平滑化することで更に大きな効果が得られる。

本発明におけるｐ型ＳｉＣ単結晶基板の抵抗率としては、０．０１２Ωcm超０．０８０Ωcm以下、好ましくは０．０１２Ωcm超０．０５０Ωcm以下である。抵抗率が０．０８０Ωcm超となると、ｐ型ＳｉＣ単結晶基板としての抵抗がバイポーラーデバイスにおける素子部分の抵抗に比して無視できない大きさとなるので好ましくない。ｐ型ＳｉＣ単結晶基板の抵抗率を、更に好ましくは０．０１２Ωcm超０．０２５Ωcm以下とすることにより、前記基板の抵抗を素子抵抗に比較して十分に小さくすることが可能になる。素子特性の観点からは、ｐ型ＳｉＣ単結晶基板の抵抗率は小さい程好ましいが、ＳｉＣ単結晶中のｐ型不純物には固溶限界があり、実質的に０．０１２Ωcm程度が抵抗率の下限となる。

また、ｐ型ＳｉＣ単結晶基板の厚さとしては、下限を０．０５mm以上として、上限を０．９mm以下、より好ましくは０．６mm以下とすることが望ましい。ｐ型ＳｉＣ単結晶基板の厚さが０．９mm超になると、基板の厚さに起因して基板抵抗が不必要に大きくなり好ましくない。また、素子特性の観点からは、ｐ型ＳｉＣ単結晶基板は薄ければ薄い程好ましいが、プロセス中の破損防止等を目的としたｐ型ＳｉＣ単結晶基板のハンドリング性を考慮すると、基板厚さは実質的には０．０５mm程度が下限となる。

また、ｐ型ＳｉＣ単結晶基板の結晶のポリタイプに関しては、特に制限はないが、パワーデバイス等の電子デバイスに本発明のＳｉＣ単結晶基板を適用する場合には、各種の半導体特性の結晶方位依存性が軽微な４Ｈ型であることが好ましい。

本発明の効果は、どのような結晶方位のｐ型ＳｉＣ単結晶基板においても発現すると考えられるが、パワーデバイス等の製造に用いられるｐ型ＳｉＣ単結晶基板としては、｛0001｝面から[11-20]あるいは[1-100]方向に、１°以上１２°以下程度のオフセット角を有することが望ましい。これは、パワーデバイス等を作製する際に、ｐ型ＳｉＣ単結晶基板上に各種の電導性を有したＳｉＣ単結晶薄膜をエピタキシャル成長する必要があるが、｛0001｝面からのオフセット角が１°未満あるいは１２°超となっていると、良質のＳｉＣエピタキシャル薄膜を堆積することが困難になるためである。

本発明のＳｉＣ単結晶基板は、例えば昇華再結晶法によって作製された低抵抗率のｐ型ＳｉＣ単結晶インゴットを切断、研磨することによって製造される。一般に、昇華再結晶法では、種結晶となるＳｉＣ単結晶と原料となるＳｉＣ粉末を黒鉛製坩堝の中に収納し、アルゴン等の不活性ガス雰囲気中(133〜13.3kPa)で２０００〜２４００℃程度に加熱する。この際、原料粉末に比して、種結晶がやや低温になるように温度勾配を設定する。原料は、加熱すると熱分解し、発生した昇華ガスは種結晶方向へ拡散輸送され、原料部と比較して低温となるように設定されている種結晶上で再結晶化する。この際、ｐ型ドーパントは、不活性ガスからなる雰囲気ガス中に不純物元素を含む原料ガスを添加した混合ガス中で結晶成長を行うことでドーピングは可能であり、あるいはＳｉＣ原料粉末中に不純物元素あるいはその化合物を混合することによっても可能であるが、上述したような観点から、本発明では、ＳｉＣ原料ではなく、高純度シリコン粉末と高純度カーボン粉末を混合し、更にＡｌ_４Ｃ_３を所定量添加し、混合してから、大気圧下でアルゴン中にて１８００℃以上の高温で焼成処理を行った原料粉を用いるようにする。ｐ型ドーパント（不純物元素）としてはＡｌのほか、Ｂを用いることができ、或いはその両方を用いるようにしてもよい。Ｂを用いる場合には、上記のような原料粉を得る上で、原料粉合成時に混合するＢ化合物としてはＢ_４Ｃを用いることも可能である。

ここで、本発明におけるｐ型ＳｉＣ単結晶基板を得るにあたり、好ましくは、Ａｌ又はＢのいずれか一方又は両方からなるｐ型ドーパントを濃度５×１０^１９個/cm³以上１×１０^２１個/cm³以下の範囲で含有し、Ｎからなるｎ型ドーパントを１×１０^１８個/cm³以上６×１０^２０個/cm³以下の範囲内であって、かつｐ型ドーパントより低い濃度で含有するようにして、ｐ型のＳｉＣ単結晶基板とするのがよい。このように、ｐ型ドーパントと共に、ｎ型ドーパントであるＮを同時ドープすることで、高温アニール処理による基底面積層欠陥の発生頻度を抑えて、超高耐圧パワーデバイスに必要な４Ｈ型ＳｉＣ、かつ低抵抗率のｐ型ＳｉＣ単結晶基板を好適に得ることができる。

上記のようにして昇華再結晶法により製造されたｐ型低抵抗率ＳｉＣ単結晶インゴットは、主として研削、切断、研磨からなる基板化加工工程によりデバイス製造用単結晶基板に加工される。これらの各工程は、例えば、平面研削盤や円筒研削盤、マルチワイヤーソー、或いは両面研磨装置等により行われるが、これらに限定されるものではない。特に研磨工程においては、通常、砥粒としてダイヤモンドスラリーを用いてラッピングを行うのが通例となっており、基板厚さを調整しながら、順次ダイヤモンドの粒径を小さくする研磨を行い、最終的に表面粗さRaが約５０nm程度の表面粗さの研磨表面が形成される。研磨工程が完了後、さらに高平坦な表面(Ra:0.3nm以下)を得るために、メカノケミカル研磨を行う。メカノケミカル研磨を、基板の端部を除いて基板の表裏両面に施すことにより、基板全表面の面積の９０％以上をRa＝０．３nm以下の平滑面とすることができる。なお、平滑な基板表面を実現する方法としては、上記の研磨法に限定される必要は無く、プラズマによる表面処理方法等も、所望の平滑度を実現できれば適用可能である。

パワーデバイス等の製造に用いられる本発明のｐ型ＳｉＣ単結晶基板は、その基板の口径としては、５０mm以上、好ましくは１５０mm以上であることが望ましい。５０mm未満ではデバイス生産効率が低下し、製造コストが増加する。また、基板口径の上限については特に技術的制約は無いが、現時点でのＳｉＣ単結晶製造技術の難易度増による製造コスト増加を避ける視点からは３００mmとすることができる。すなわち、ＳｉＣ単結晶基板の口径を５０mm以上３００mm以下とすることで、各種パワーデバイスを製造する際、工業的に確立されている従来の半導体(Si、GaAs等)基板用の製造ラインを使用することができ、設備投資の観点からも量産に好都合である。

そして、本発明のｐ型単結晶基板については、例えば１０００℃以上１８００℃以下の温度範囲で高温アニールしても、高温アニール後の基底面積層欠陥密度が４０/cm以下、より好ましくは２０/cm以下に抑えられるため、特に、大電流、高出力の超高耐圧・低損失パワーデバイスの製造に適している。

また、本発明におけるｐ型ＳｉＣ単結晶基板上に各種の導電性を有するエピタキシャル薄膜を成膜することにより、パワーデバイス製造用のエピタキシャルウエハとすることが可能である。ｐ型ＳｉＣ単結晶基板上へのエピタキシャル薄膜の形成方法としては幾つかの方法があるが、一般的には、ＣＶＤ（Chemical Vapor Deposition）法が通常採用される。ＣＶＤ法では、原料をガスで供給し、この原料ガスを熱により分解後、ＳｉＣを反応生成させることにより、ＳｉＣ単結晶薄膜を形成することができる。

以下に、本発明の実施例と比較例を述べる。

(実施例１)
図１に、本発明のｐ型低抵抗率ＳｉＣ単結晶基板を製造するための昇華再結晶法によるＳｉＣ単結晶成長装置を示す。但し、図１は成長装置の一例を示すものであってこれに限定されるものではない。
ＳｉＣ単結晶からなる種結晶１を黒鉛坩堝３の内部の上面へ取り付け、同じく下部には原料であるＳｉＣ粉末２を充填する。黒鉛坩堝３は、二重石英管４の内部に設置される。黒鉛坩堝３の周囲には断熱材５が設置され、熱シールドの役割を担っている。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。必要に応じて窒素ガスを適量混合し、窒素を成長するＳｉＣ単結晶にドープできる。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黒鉛坩堝３を加熱し、所定の温度に加熱する。温度の計測は、坩堝上部を覆うフェルトの中央部に直径２〜４mm程度の光路（測温用上部断熱材穴１０）を設けて、坩堝上部からの光を取り出し、坩堝上部の表面温度を二色放射温度計により測定して、成長時の温度を計測した。

ここで、黒鉛坩堝３に充填する原料は、予め、Ａｌを含むＳｉＣ原料粉末を合成して準備した。先ず、高純度Ｓｉ粉末と高純度カーボン粉末を質量比で１：１となるように混合した。更に、炭化アルミニウム（Al₄C₃）粉末を混合し、２０００℃で３０分間、アルゴン雰囲気中で加熱焼成した。このときの混合比は、質量比でＳｉ粉末とカーボン粉末との混合粉末１に対してＡｌ_４Ｃ_３粉末が０．０００４である。得られた焼成物を不純物が混入しないように留意して壊砕し、未反応原料を取り除いた後に、フッ硝酸中で洗浄して不要な金属不純物等を除去後、乾燥して粉末状原料（Ａｌ添加原料粉末）とした。

一方、口径１００mm、厚さ１mmの｛0001｝面を主面とした４Ｈ型のＳｉＣ単結晶基板を準備し、その成長面を研磨して種結晶１とした。二重石英管４の内部を真空排気した後、ワークコイル７に電流を流し、坩堝上部の表面温度が２０００℃となるまで温度を上げた。その後、雰囲気ガスとしてアルゴンガスを流入させ、石英管内圧力を約８０kPaに保ちながら、原料温度を目標温度である２４００℃まで上昇させた。このとき、窒素ガス混合比については、アルゴンガスの流量比で０．４の一定値とした。その後、圧力を１．３kPaへ約３０分かけて減圧し、約７０時間成長を続けた。この際のワークコイルに対する坩堝位置を制御して坩堝内に温度勾配を付与した。得られたＳｉＣ単結晶の口径は１０１．９mmであり、高さは３３mm程度であった。結晶高さから算出した成長速度は概ね約０．４〜０．５mm/時である。

こうして得られたＳｉＣ単結晶をラマン散乱分光法により分析したところ、４Ｈ型のＳｉＣ単結晶が成長したことを確認できた。また、結晶中の窒素（N）、及びＡｌ濃度を二次イオン質量分析法（SIMS）により調べた結果、それぞれ９．１×１０^１８/cm³、および３．１×１０^２０/cm³であった。また、ｐ型ＳｉＣ単結晶の抵抗率を渦電流法により測定したところ約０．０１６Ωcmであった。

そして、成長したＳｉＣ単結晶インゴットから、口径１００．０mmの｛0001｝面４°オフセットでｐ型ＳｉＣ単結晶基板(オフセット方向:[11-20]方向)を切り出し、粒度０．５μmのダイヤモンドスラリーを用いて研磨した。研磨後、更に酸化促進剤(過酸化水素水)を含有する高アルカリ性コロイダルシリカスラリーを用いたメカノケミカル研磨を行った。このとき研磨前後のｐ型ＳｉＣ単結晶基板の質量から計算した研磨量は約０．１μmである。また、ｐ型ＳｉＣ単結晶基板の研磨後の厚さは、概ね０．３５mmであった。メカノケミカル研磨はｐ型ＳｉＣ単結晶基板の表面及び裏面の両面に施し、その結果、ｐ型ＳｉＣ単結晶基板における全表面（表面＋裏面）の９５%以上がほぼ一定の表面粗さRaを有する平滑面であった。平滑面の表面粗さ(Ra)としては、メカノケミカル研磨面を原子間力顕微鏡で測定したところ、表面粗さRaは０．１５nmであった。ここで、原子間力顕微鏡での測定は基板の中心点のほか、互いに直交する２本の直径上の点であって円周（エッジ）から中心側に１０mm内側に位置する４つの点を含めた合計５箇所で行い、その際の各測定点ではそれぞれ１０μm角の領域を測定した。また、平滑面の面積割合の評価は、上記の原子間力顕微鏡に加えて、光学式粗さ測定器並びにノマルスキー型の微分干渉顕微鏡を用いて行った。具体的には、原子間力顕微鏡あるいは光学式粗さ測定器により、面内数点の表面粗さ測定を行い、その後、ノマルスキー型微分干渉顕微鏡を用いて、その測定点と同様の表面形態を示す領域の面積を見積もった。

このようにして作製したｐ型ＳｉＣ単結晶基板を高温アニール炉に入れ、１１００℃、２時間のアルゴン雰囲気中アニールを行った。アニール後、取り出したｐ型ＳｉＣ単結晶基板の表面を約５１０℃の溶融ＫＯＨでエッチングし、Ｘ線トポグラフィー法による積層欠陥観察及び光学顕微鏡による積層欠陥に対応するエッチピットを計測することで、ｐ型SiC単結晶基板中の基底面積層欠陥の平均密度を決定したところ、１３．９/cmの値が得られた。このように、メカノケミカル研磨量を０．１μm以上にすることによりｐ型ＳｉＣ単結晶基板表面のRaが０．１４nmに平滑化されており、このようなｐ型ＳｉＣ単結晶基板は引き続く高温アニール時に発生する基底面積層欠陥の発生が少ない。なお、発生した基底面積層欠陥は全て、電子顕微鏡を用いた原子積層構造解析から、二重積層欠陥であることを確認した。

(実施例２〜５)
実施例１で作製した同一インゴットから８°オフセットで厚さ０．２５mmのｐ型ＳｉＣ単結晶基板(オフセット方向:[11-20]方向)をそれぞれ切り出し、粒度０．５μmのダイヤモンドスラリーを用いて研磨した。研磨後、更に酸化促進剤(過酸化水素水)を含有する高アルカリ性コロイダルシリカスラリーを用いたメカノケミカル研磨を行った。ここで、メカノケミカル研磨の時間を変化させて、表１に示した表面粗さRaの平滑面を９０%以上有する各ｐ型ＳｉＣ単結晶基板を用意した。このときの研磨量はいずれも約０．０１〜０．１０μｍであり、また、メカノケミカル研磨は実施例１と同様に基板の両面に施し、全表面（表面＋裏面）の９０%以上がほぼ一定のRaを有する平滑面となっていることを実施例１と同様にして確認した。

上記で作製した実施例２〜５に係る各ｐ型ＳｉＣ単結晶基板を同時に高温アニール炉に入れ、１２００℃、１時間のアルゴン雰囲気中アニールを行った。アニール後にそれぞれのｐ型ＳｉＣ単結晶基板を取り出し、約５１０℃の溶融ＫＯＨでエッチングを行った後に、実施例1と同様にしてｐ型ＳｉＣ単結晶基板中の基底面積層欠陥の平均密度を決定した。表１に基底面積層欠陥密度と表面粗さRaの関係を示す。

表１より判るように、メカノケミカル研磨によりRaを０．３nm以下とした全てのｐ型ＳｉＣ単結晶基板表面において、高温アニール時に発生する基底面積層欠陥の発生が４０/cm以下と少ない結果であった。また、Raを０．２nm以下、更には０．１２nm以下とすることにより、更に大きな基底面積層欠陥の発生抑制効果が得られることが確認された。

(実施例６〜９)
実施例１とほぼ同様の方法により、実施例６〜９に係るｐ型ＳｉＣ単結晶インゴットを作製した。但し、ＳｉＣ原料粉末の合成時にＡｌ_３Ｃ_４混合量を変化させて種々のＡｌ添加原料粉末を作製し、それを昇華再結晶法用原料粉末として用いることで、インゴット中にドープするＡｌ量を変化させた。ここで、単結晶成長時の雰囲気ガス中における窒素濃度は実施例１と同じとした。得られた単結晶インゴットの口径は概ね１０２．１〜１０２．５mmであり、全て４Ｈ型ポリタイプのみからなることを確認した。

インゴットに研削、切断、および研磨加工を行い、口径１００mmのｐ型ＳｉＣ単結晶基板を作製した。ｐ型ＳｉＣ単結晶基板のオフ角、オフ方向は実施例１と同じとした。研磨後のｐ型ＳｉＣ単結晶基板の厚さはいずれも２５０μmであり、ダイヤモンドスラリーを用いた研磨後には、実施例１と同様にして酸化促進剤(過酸化水素水)を含有する高アルカリ性コロイダルシリカスラリーを用いたメカノケミカル研磨を行った。このときの研磨量は、いずれも０．４〜０．５μmの範囲である。また、全てのｐ型ＳｉＣ単結晶基板の両面をメカノケミカル研磨したことによって、実施例６〜９のｐ型ＳｉＣ単結晶基板は、表２に示したように、全表面の９５%以上がほぼ一定のRaを有する平滑面で覆われていた。

得られた実施例６〜９のｐ型ＳｉＣ単結晶基板の抵抗率、Ａｌ濃度及びＮ濃度を実施例１と同様にして測定した後、１０００℃、４時間のアルゴン雰囲気中アニールを施し、アニール後の各ｐ型ＳｉＣ単結晶基板の平均積層欠陥密度を実施例１と同様にして調べた。表２に測定結果と基底面積層欠陥密度を纏めた。なお。全ての試料でＮ濃度は８．２×１０^１８〜９．８×１０^１８/cm³であった。

表２に示されるように、いずれも０．０８０Ωcm以下の低抵抗率が全てのｐ型ＳｉＣ単結晶基板について実現されているが、表面粗さRaが０．３０nm以下の平滑面でｐ型ＳｉＣ単結晶基板表面の９５％以上を覆うようにメカノケミカル研磨を行うことにより、アニール後の基底面積層欠陥密度がいずれの場合も４０/cm以下の小さい値に留まっていることが確認された。

（比較例１〜２）
実施例１と同様にして作製したｐ型ＳｉＣ単結晶インゴットから８°オフセットで厚さ０．２５mmのｐ型ＳｉＣ単結晶基板(オフセット方向:[11-20]方向)を２枚切り出し、ダイヤモンドスラリーを用いて表裏両面を研磨した。このとき、最終研磨工程で使用するダイヤモンド砥粒径を１μｍ及び０．５μｍの二種類とし、これらによって研磨した比較例１と比較例２に係る基板の表面粗さRaは、それぞれ０．４２nm、０．６９nmであった。なお、得られたＳｉＣ単結晶について、実施例１と同様にして結晶中の窒素（N）、Ａｌ濃度、及び抵抗率を調べたところ、ほぼ同様な値が得られることを確認した。

その後、いずれのｐ型ＳｉＣ単結晶基板にもメカノケミカル研磨を一切行わずに、直ちに高温アニール炉に入れ、１３００℃、０．５時間のアルゴン雰囲気中アニールを行った。アニール後にｐ型ＳｉＣ単結晶基板を取り出し、それぞれ約５１０℃の溶融ＫＯＨでエッチングを行った後に、実施例１と同様にしてｐ型ＳｉＣ単結晶基板中の基底面積層欠陥の平均密度を決定した。表３に基底面積層欠陥密度と表面粗さRaの関係を示す。

表３に示したように、いずれの基板もアニール後に基底面積層欠陥が大きく増大しており、特に表面粗さRaが０．６９nmの比較例２の場合には、２０００/cmを超える多量の基底面積層欠陥が発生してしまった。

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 測温用上部断熱材穴

Claims

体積抵抗率が0.012Ωcm超0.080Ωcm以下のｐ型炭化珪素単結晶基板であって、該基板の表面と裏面を合計した全表面の90%以上が、表面粗さ(Ra)0.3nm以下であり、
1000℃以上1800℃以下で高温アニールした場合、高温アニール後の該基板中の基底面積層欠陥密度が40/cm以下であることを特徴とするｐ型低抵抗率炭化珪素単結晶基板。
前記炭化珪素単結晶基板の結晶多形(ポリタイプ)が４Ｈ型であることを特徴とする請求項１に記載のｐ型低抵抗率炭化珪素単結晶基板。
Ａｌ又はＢのいずれか一方又は両方からなるｐ型ドーパントを濃度5×10¹⁹個/cm³以上1×10²¹個/cm³以下の範囲で含有し、Ｎからなるｎ型ドーパントを1×10¹⁸個/cm³以上6×10²⁰個/cm³以下の範囲内であって、かつｐ型ドーパントより低い濃度で含有することを特徴とする請求項１又は２に記載のｐ型低抵抗率炭化珪素単結晶基板。
厚さが0.05mm以上0.9mm以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のｐ型低抵抗率炭化珪素単結晶基板。
｛0001｝面からのオフセット角度が1°以上12°以下であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載のｐ型低抵抗率炭化珪素単結晶基板。
口径が50mm以上300mm以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載のｐ型低抵抗率炭化珪素単結晶基板。
1000℃以上1800℃以下で高温アニールした場合、高温アニール後の該基板中の基底面積層欠陥密度が20/cm以下であることを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載のｐ型低抵抗率炭化珪素単結晶基板。
バイポーラーデバイスの作製に用いられるものである請求項１〜７のいずれかに記載のｐ型低抵抗率炭化珪素単結晶基板。