JP6904899B2 - 昇華による大径シリコンカーバイド結晶の製造方法及び関連する半導体ｓｉｃウェハ - Google Patents

Description

本出願は、２０１４年１２月２９日に出願された米国特許出願第１４／５８５，１０１号、及び２０１４年７月２９日に出願された米国特許仮出願第６２／０３０，４９０号の優先権を主張し、その内容の全体をそれぞれ本明細書に参照により援用する。

本開示は、パワーデバイスの製造、具体的には、パワーデバイス用に使用される大径ウェハの製造に関する。

炭化ケイ素（ＳｉＣ）は、結晶性半導体材料であり、材料科学、電子工学、及び物理学に精通した者には、広いバンドギャップ特性、更に、超高硬度、高熱伝導性、及び化学的不活性といった特性に関して有利であると、認識されている。これらの特性は、ＳｉＣを、パワー半導体デバイスの作製にとって非常に魅力的な半導体としており、ケイ素のようなより一般的な材料から生産されたデバイスに勝るパワー密度及び性能強化が可能となる。

最も一般的なＳｉＣの形態は、原子の立方晶配列又は六方晶配列からなる。Ｓｉ層とＣ層の積層は、ポリタイプとして知られる多くの形態をとり得る。炭化ケイ素結晶の種類は、積層シーケンスにおける繰り返し単位の数を示す数字と、それに続く結晶様式を表す文字によって示される。例えば、３Ｃ−ＳｉＣポリタイプとは、繰り返し単位が３で、かつ立方（Ｃ）格子であることを指し、４Ｈ−ＳｉＣポリタイプとは、繰り返し単位が４で、かつ六方（Ｈ）格子であることを指す。

炭化ケイ素ポリタイプが異なると、材料特性（最も顕著には電気特性）において多少のバリエーションが生じる。４Ｈ−ＳｉＣポリタイプは、比較的広いバンドギャップを有する一方で、３Ｃ−ＳｉＣはより狭いバンドギャップを有し、他のほとんどのポリタイプのバンドギャップは、これらの間に収まる。高性能パワーデバイスの用途に対して、バンドギャップがより大きい場合、この材料は、理論的に、相対的により優れたハイパワー性能及び熱伝導率性能を提供するより高い能力がある。

ＳｉＣ結晶は、天然には産生しないため、合成する必要がある。ＳｉＣ結晶の成長は、物理的気相輸送又は化学蒸着とも呼ばれる、昇華により実施することができる。

昇華によるＳｉＣの成長は、非常に困難である。昇華によりＳｉ及びＣ化学種の蒸気流として生成するために、２０００℃を上回る温度が必要とされ、反応器セルの構成要素及び炉の設計に大きな制約を課す。元来は、アチソン法のような製法により形成されたＳｉＣ研磨材が、結晶のためのＳｉ原子源及びＣ原子源として使用されていたが、技術が進歩したため、複数のグループによって、ＳｉＣ結晶の成長専用のＳｉＣ原料粉末を合成する手段が開発された。成長は、一般に真空チャンバ内の黒鉛製容器の中で行われる。この黒鉛製容器を、抵抗法、又は誘導法のいずれかにより加熱する。容器は、容積内に制御された温度勾配を形成するように、注意して断熱される。種結晶が使用され、通常、板又は円盤状に成形される。種結晶は、一般的にその成長表面が原料物質に対向するように配向される。容器内での種結晶の位置は、容器が加熱されたときに、種が比較的低い温度位置にある一方で、Ｓｉ−Ｃ原料物質がより高い温度位置にあるように、設計される。容器が原料物質を昇華させるのに十分な温度まで加熱されたとき、この蒸気は、より温度の低い領域へ向かって移動し、種結晶上で凝縮する。概念としては単純と思われるものの、ＳｉＣの成長は実際には非常に複雑であり、実務者には、実行が非常に困難なものとして認識されている。

歴史的には、ＳｉＣの昇華に基づいた結晶成長における初期の発展は、Ｌｅｌｙ（米国特許第２，８５４，３６４号−１９５８年）によって最初に記載され、種結晶を使用しない結晶成長法によって、小さな六方晶ＳｉＣの板状晶がもたらされた。１９７０年代及び１９８０年代に、デバイスを生産するために魅力的な寸法の最初の結晶を生産する技術が、ロシアでＴａｉｒｏｖ及びＴｓｖｅｔｋｏｖにより行われた（Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｃｒｙｓｔａｌ Ｇｒｏｗｔｈ，５２（１９８１）ｐ．１４６−５０、及びＰｒｏｇｒｅｓｓ ｉｎ Ｃｏｎｔｒｏｌｌｉｎｇ ｔｈｅ Ｇｒｏｗｔｈ ｏｆ Ｐｏｌｙｔｙｐｉｃ Ｃｒｙｓｔａｌｓ ｉｎ Ｃｒｙｓｔａｌ Ｇｒｏｗｔｈ ａｎｄ Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ ｏｆ Ｐｏｌｙｔｙｐｅ Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ，Ｐ．Ｋｒｉｓｈｎａ，ｅｄ．，Ｐｅｒｇａｍｍｏｎ Ｐｒｅｓｓ，Ｌｏｎｄｏｎ，ｐ．１１１（１９８３））。彼らの手法では、Ｌｅｌｙの結晶が種として使用され、上述したような昇華及び輸送によって成長させた。これらの成果により、種の選択、圧力制御、及び温度勾配によって、ポリタイプを制御するための方法が示された。その後に、Ｄａｖｉｓ（米国特許第４，８６６，００５号−１９８９年）は、原料物質の賢明な選択及び勾配制御による改善を発表した。Ｔａｉｒｏｖ、Ｔｓｖｅｔｋｏｖ、及びＤａｖｉｓの方法に対する改良が、今日に至るまで発表され続けている。

図１は、先行技術を示す、物理的気相輸送によるＳｉＣ結晶の成長のための一般的な配置を示す。ＳｉＣ結晶成長用に構成された蓋５５を有するＰＶＴ反応器セル４０を例示する。反応器セル４０は、一般的に黒鉛製容器から形成される。顆粒化されたＳｉＣ又はケイ素及び炭素材料４２は、セルの底に配置される。容器の上方部にあるのは、セルの上部内側に取り付けられた種結晶４８であり、例えば、蓋５５にクランプ又は接着されている。特に、図１の構成において、プロセスの間、種４８の裏面は蓋５５の底面と接触し、それは接着又はクランプのような物理的取り付けか、又は日本国特開第２０１１−２０８６０号に説明されるような圧力差によるものかを問わない。

容器全体は、黒鉛フェルト又は発泡体のような断熱材５４で包囲される。反応器セル４０は、真空ポンプによって圧送される真空炉７０内に配置される。真空炉７０は、セルが抵抗加熱される場合、鋼で構成されてもよく、又はセルが誘導加熱される場合、誘電体、例えば、ガラスで構成されてもよい。表示の実施形態において、真空炉はガラスで構成され、ＲＦ誘導コイル７２によって加熱される。ケイ素及び炭素は原料物質４２から蒸発し、種４８の上に凝縮する。種上に凝縮していないケイ素及び炭素は、反応容器から真空炉内へと拡散する。この拡散は、反応容器の内部と真空炉との間の圧力勾配によって推進される。真空炉に注入されている気体（例えば、窒素、アルゴン）、及びドーパントは、黒鉛製るつぼの壁を通って反応容器内へ拡散する。この拡散は、真空チャンバと反応容器の内部との間の濃度勾配によって推進される。

より大きな結晶を生産する方法が出現すると、焦点も結晶中の欠陥を制御することへと移った。欠陥は、インクルージョン及び結晶転位として分類することができる。ＳｉＣ結晶における、主要な結晶欠陥は、らせん転位である。これらの中に、マイクロパイプ又は中空コアらせん転位として知られる特別な場合がある。加えて、基底面転位及び貫通刃状転位がある。これらの欠陥は、多くの発生源に由来するものである。例えば、種結晶内に包含されていた欠陥が、新しく成長した結晶容積へと移行する場合がある。温度勾配及び熱膨張の不一致から生じて、種及び成長中の結晶にかかる応力が、転位の形成をもたらす場合もある。昇華での蒸気流が、ＳｉＣを形成するために必要な蒸気流から化学量論的に逸脱していると、不安定なポリタイプの成長をもたらすことがあり、ひいては、成長後の結晶中におけるポリタイプのインクルージョンにつながり、これにより、ポリタイプの境界において転位の形成が引き起こされる。各転位間の相互作用でさえ、転位を形成させたり、又は消滅させたりする場合がある。

すでに示した方法によって生産されたＳｉＣ結晶は、転位濃度が大きい。本出願時点で、一般的に報告されるらせん転位濃度及び基底面濃度の値は、名目上それぞれ５０００〜１００００／ｃｍ^２である。転位は、最も一般的には、結晶の対称軸に対して垂直な平面で結晶を薄片化することによって評価される。露出した結晶面を水酸化カリウムのような溶融塩を用いて３５０〜５００℃の範囲の温度でエッチングすることにより、転位が発現するであろう。それぞれの種類の転位は、特有の形状を有しているため、区別してカウントすることができる。転位は、一般的に、検査面積で割った数として、カウントされ、報告される。この評価方法は、結晶平面上に形成される平面状半導体デバイスに含有される欠陥の容易な相関付けが可能であるため、有用である。文献には、観察平面内に転位が均一に分布しているわけではないことを示す多くの例がある。特に、今日では、直径１００ｍｍの円よりも広い、又はそれと等しい区画に対する検査が求められるため、転位のカウント数が多く、全ての転位を１つずつカウントすることが、全く現実的でないものとなっている。したがって、エッチングされた領域をサンプリングして、転位の量を決定する。大きな結晶を伴う転位濃度を求める際、不正確なサンプリング方法によって誤差が引き起こされる場合がある。ほとんどの報告において、サンプリング方法の詳細が提供されないため、結果の再現は、不可能でないとしても、大抵は困難である。

固体物理学及び半導体デバイス分野で経験を有する科学者たちには、転位によって、材料の理論上の特性を下回るデバイス性能がもたらされることが知られている。それ故、近年、半導体ＳｉＣ結晶の品質を改善することに焦点を当て、結晶成長に由来する欠陥を減少させることができる因子を特定し、制御することに努力が払われている。

充分に大きな結晶が生産されたら、平面的製造法を使用して半導体素子を製造するための装置に適合するように、結晶を切断してウェハに加工しなければならない。多くの半導体結晶（例えば、ケイ素、ヒ化ガリウムなど）の開発、及びウェハ製品への商品化が成功しているため、バルク状の結晶からウェハを作製する方法は既知である。ウェハ作製に対する一般的な手法及び要件、並びに標準的な評価方法の考察は、Ｗｏｌｆ ａｎｄ Ｔａｕｂｅｒ，Ｓｉｌｉｃｏｎ Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ｆｏｒ ｔｈｅ ＶＬＳＩ Ｅｒａ，Ｖｏｌ．１−Ｐｒｏｃｅｓｓ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｃｈａｐｔｅｒ １（Ｌａｔｔｉｃｅ Ｐｒｅｓｓ−１９８６）に見出すことができる。

その硬度のために、ＳｉＣからのウェハ基板の作製では、ケイ素又はヒ化ガリウムのような他の一般的な半導体結晶の加工と比較して、特有の課題が提起される。機械に変更を加えなければならず、かつ研磨剤の選択は一般的に使用される材料の範疇を超えて変更された。ＳｉＣに適応させるために、一般的なウェハ作製技術において施される変更については、大抵、独占的な情報として保持されている。実質的な表面下の損傷は、鏡面研磨したＳｉＣウェハ上で観察可能であり、この表面下の損傷は、シリコン産業で使用されているものに類似した、化学的に増強した機械的研磨法を使用して、減少又は除去することができることが報告されている（Ｚｈｏｕ，Ｌ．，ｅｔ ａｌ．，Ｃｈｅｍｏｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｐｏｌｉｓｈｉｎｇ ｏｆ Ｓｉｌｉｃｏｎ Ｃａｒｂｉｄｅ，Ｊ．Ｅｌｅｃｔｒｏｃｈｅｍ．Ｓｏｃ．，Ｖｏｌ．１４４，ｎｏ．６，Ｊｕｎｅ １９９７，ｐｐ．Ｌ１６１〜Ｌ１６３）。

ＳｉＣウェハ上に半導体デバイスを構築するためには、更なる結晶性ＳｉＣ膜を、ウェハ上に堆積して、必要な導電性値及び導体の種類を有するデバイス活性領域を形成しなければならない。典型的には、この作業は、化学気相成長（ｃｈｅｍｉｃａｌ ｖａｐｏｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ、ＣＶＤ）法を使用して行われる。１９７０年代より、ＣＶＤエピタキシーによるＳｉＣの成長のための技術が、ロシア、日本、及び米国のグループから発表されてきた。ＣＶＤによるＳｉＣの成長に関する、最も一般的なケミストリーは、ケイ素含有原料ガス（例えば、モノシラン又はクロロシランなど）と、炭素含有原料ガス（例えば、炭化水素ガスなど）との混合物である。欠陥の少ないエピタキシャル層の成長の鍵となる要素は、結晶の対称軸から遠ざかるように基板表面を傾斜させて、基板の結晶によって確立された積層順で、表面に化学原子を付着させることを可能にすることである。この傾斜が適切でないときは、ＣＶＤ法によって、表面に３次元的な欠陥が生じ、このような欠陥により、半導体素子が動作しなくなってしまう。クラック、表面下の損傷、ピット、粒子、傷、又は汚染等の表面の欠陥は、ＣＶＤ法によるウェハの結晶構造の再現を妨げる（例えば、Ｐｏｗｅｌｌ ａｎｄ Ｌａｒｋｉｎ，Ｐｈｙｓ．Ｓｔａｔ．Ｓｏｌ．（ｂ）２０２，５２９（１９９７）を参照されたい）。研磨及び洗浄工程を使用して、表面欠陥を最小化したウェハを作製することが重要である。これらの表面欠陥の存在下では、基底面転位及び立方体型のＳｉＣインクルージョンなどの複数の欠陥が、エピタキシャル膜に発生する場合がある（例えば、Ｐｏｗｅｌｌ，ｅｔ．ａｌ．Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ Ｔｈｉｒｄ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｈｉｇｈ−Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ，Ｖｏｌｕｍｅ １，ｐｐ．ＩＩ−３〜ＩＩ−８，Ｓａｎｄｉａ Ｎａｔｉｏｎａｌ Ｌａｂｏｒａｔｏｒｉｅｓ，Ａｌｂｕｑｕｅｒｑｕｅ，ＮＭ ＵＳＡ，９〜１４ Ｊｕｎｅ １９９６を参照）。

ＳｉＣにおける欠陥は、その欠陥の上に形成された半導体デバイスの動作を制限し、又は破壊することが知られている。Ｎｅｕｄｅｃｋ及びＰｏｗｅｌｌは、中空コアらせん転位（マイクロパイプ）がＳｉＣダイオードの電圧阻止性能を厳しく制限することを報告している（Ｐ．Ｇ．Ｎｅｕｄｅｃｋ ａｎｄ Ｊ．Ａ．Ｐｏｗｅｌｌ，ＩＥＥＥ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｄｅｖｉｃｅ Ｌｅｔｔｅｒｓ，ｖｏｌ．１５，ｎｏ．２，ｐｐ．６３〜６５，（１９９４））。Ｎｅｕｄｅｃｋは、１９９４年に、らせん転位及び形態的なエピタキシー欠陥に起因するパワーデバイスの機能の制限に焦点を当てて、結晶（ウェハ）及びエピタキシー由来の欠陥がパワーデバイスに与える影響について考察している（Ｎｅｕｄｅｃｋ，Ｍａｔ．Ｓｃｉ．Ｆｏｒｕｍ，Ｖｏｌｓ ３３８〜３４２，ｐｐ．１１６１〜１１６６（２０００））。Ｈｕｌｌは、らせん転位密度の低い基板上にダイオードが作製されたとき、高電圧ダイオードの逆バイアスでの漏れ電流の分布が、より低い値へ変化することを報告している（Ｈｕｌｌ，ｅｔ．ａｌ．，Ｍａｔ．Ｓｃｉ．ｆｏｒｕｍ，Ｖｏｌ．６００〜６０３，ｐ．９３１〜９３４（２００９））。Ｌｅｎｄｅｎｍａｎｎは、バイポーラダイオードにおける順電圧劣化は、基板での基底面転位に由来した、エピ層における基底面転位と関連があることを報告している（Ｌｅｎｄｅｎｍａｎｎ ｅｔ．ａｌ．，Ｍａｔ．Ｓｃｉ．Ｆｏｒｕｍ，Ｖｏｌｓ ３３８−３４２，ｐｐ．１１６１−１１６６（２０００））。

ＳｉＣ結晶を改良してこの材料をトランジスタ及びダイオード用基板として使用するための多くの進歩が実現してきたが、主流のパワーエレクトロニクスにおけるこのプロセス及びデバイスの採用は遅いままである。今日、大部分のパワー半導体素子の製造は、直径１５０ｍｍ以上のシリコン基板を用いて行われる。これらの基板は、純度、表面汚染、粒子、厚さの均一性、及び平坦度に対する極度の必要条件を有する。一般的な不純物は、ケイ素内に拡散してその後表面に凝集し、基板表面上に製造されたデバイスの性能不足をもたらすため、ケイ素基板上の純度及び表面汚染の問題は、シリコンデバイスの製造プロセスでは決定的である。パワーデバイスの製造は、比較的大きなダイ寸法を使用し、高い製造及び操業歩留まりを実現するために、基板材料の結晶品質は、高度の完璧さを反映する。パワーデバイスの製造のための現代の方法は、完璧な結晶品質、すなわち低転位密度及び低表面欠陥を有するシリコン基板を使用する。

半導体ＳｉＣは、前途有望な次世代パワー半導体素子用材料である。生産される大部分のＳｉＣ基板が、比較的小さな直径（７６〜１００ｍｍ）を有し、大きな欠陥密度を有してシリコンより高価であるため、パワーエレクトロニクスの製造用のＳｉＣウェハの採用は、遅いままである。１５０ｍｍ未満の直径を有するシリコン以外のウェハを使用することで、パワーデバイスの製造がより高価になり、１５０ｍｍ以上の直径用に設計された装置を用いて小さなウェハを取り扱う複雑さが加わる。採用の問題を解決するために、以下の属性全てに匹敵し得るＳｉＣ基板プロセスを開発しなければならない。

●１５０ｍｍ以上のウェハ直径
●類似のシリコンウェハに匹敵する、又はシリコン用プロセス装置に適合するウェハの厚さ、斜面、及び平坦度
●非常に低い結晶欠陥密度
●共用する装置上で実施されるシリコンプロセスとの相互汚染を回避するための非常に低い濃度の表面汚染
●基板をデバイス製造用に好適にするＳｉＣエピタキシーとの互換性

１５０ｍｍ以上の直径を有するＳｉＣ結晶の成長は、非常に困難である。従来の昇華方法は、反応器セル内に封じ込めることができるＳｉ／Ｃの原料物質の量により制限されている。１５０ｍｍ以上の直径の結晶を成長させるには、反応器セル及び炉内の多くの容積を占め得る極度の量の原料物質を必要とする。これは、非常に大きな反応器セルを要求する。より大きなセル形状は、結果として大きな半径方向及び軸方向の温度勾配となることがあり、更には、結晶内の大きな応力及び／又は過度な成長速度をもたらす。応力は、結果として結晶内の欠陥形成となり、大きな成長速度は、結晶のポリタイプを制御する困難さをもたらす。大きな欠陥密度（２Ｅ４／ｃｍ^２より大きな合計転位）は、信頼性のあるパワーデバイスを製造するために充分に低くはない。小型のセル設計は、気相輸送をサポートするための充分な推進力がないところにまでさえ温度勾配を制限することがあり、結果としてできる結晶は、非常に小さくて、基板を切断するためには非実用的である。

１５０ｍｍの直径及び低い転位密度を有するＳｉＣの結晶の検討は、先行技術で検討されている。Ｆｕｊｉｍｏｔｏの米国特許出願第２０１０／０２９５０５９（Ａｌ）号は、昇華により低い転位密度を有するＳｉＣ結晶を成長させる方法を、この方法は結晶を２５０ｍｍの直径に成長させる能力をサポートすることができるという見解と共に開示しているが、提供された例は全て１００ｍｍを下回る直径である。Ｆｕｊｉｍｏｔｏは、純粋に転位密度の制御に基づいて最大２５０ｍｍの直径へのプロセスの拡張を論じていて、大きな結晶に適応するために昇華プロセスを拡大する方法に関してなんらの洞察もない。Ｎａｋａｂａｙａｓｈｉの米国特許出願第２０１１／０２０６９２９（Ａｌ）号は、昇華により低い転位密度を有するＳｉＣ結晶を成長させる方法を、この方法は、結晶を３００ｍｍの直径に成長させる能力をサポートすることができるという見解と共に開示しているが、例は全て７５〜１０５ｍｍの範囲である。Ｆｕｊｉｍｏｔｏと同様に、大きな結晶に適応するためにプロセスを拡大することに関する詳細はなんら欠けていて、欠陥制御の方法のみが検討されている。大径のウェハを開示している他の参照としては、米国特許第８，７４７，９８２号及び米国特許第８，７４１，４１３号が挙げられる。

Ｋｏｎｄｏ（Ｍａｔ．Ｓｃｉ．Ｆｏｒｕｍ Ｖｏｌｓ．７７８−７８０（２０１４）ｐ．１７）は、反復Ａ面法（ｒｅｐｅａｔｅｄ Ａ ｆａｃｅ ｍｅｔｈｏｄ）として既知の方法により１５０ｍｍの直径のシリコンカーバイドの結晶を成長させるための方法を開示している。結果は、低い欠陥密度を示している。Ｋｏｎｄｏは、昇華により１５０ｍｍより大きな直径を有する４Ｈ−ＳｉＣ結晶を生産するための方法の拡張に関係する詳細を検討していない。

前述の特許のいずれも、パワーデバイスの製造での使用に好適なＳｉＣの大きな結晶から大径の基板を製造する方法を開示していない。更に、いずれも、より大きな結晶用のより大きな反応器セルを使用する場合に発生することがある温度勾配及び応力の問題を提起又は検討していない。

次の概要は、本発明のいくつかの態様及び特徴の基本的な理解を提供するために含まれる。この発明の概要は、本発明の広範な概要ではないため、本発明の鍵となる要素若しくは重要な要素を具体的に特定したり、又は本発明の範囲を詳細に記述したりする意図のものではない。この発明の概要の唯一の目的は、以下に提示するより詳細な説明に対する導入部として、簡潔な形式にて本発明のいくつかの概念を提示することである。

Ｌｏｂｏｄａの米国特許出願公開第２０１２／０１１４５４５号は、最大１５０ｍｍの直径のシリコンカーバイドの大きなインゴットを成長させるための方法を開示しており、Ｓｉ／Ｃの原料組成及び昇華方法は、４Ｈ ＳｉＣの大きな結晶を供給するために改良されている。この開示の主題は、以下の統合した製造戦略が、シリコン基板の属性を密接に模倣するＳｉＣ基板を生産することができ、シリコンデバイスを製造するためにも使用される製造プロセスに使用することができるということを例証している。

●１４９ｍｍより大きな、一般的に１５０＋／−１ｍｍ又は２００＋／−１ｍｍの直径のＳｉＣ基板で、４Ｈ−ＳｉＣのポリタイプであり、この基板は、結晶の基板の表面が３．５〜４．４度ｃ軸から離れる方向に＜１１−２０＞の方向に向かって傾いているように配向されている。より厳しい必要条件に対しては、結晶の基板は、３．８〜４．２度ｃ軸から離れる方向に＜１１−２０＞の方向に向かって傾いている。

●４Ｈ−ＳｉＣの非常に大径の結晶を生産するために、昇華結晶成長の間に付与される応力は、慎重に管理しなければならない。応力は、温度勾配及び結晶と内部で結晶が成長する反応器セルとの間の膨張係数のミスマッチに由来する。大きなＳｉＣ結晶を成長させるための適切な応力管理は、ケイ素及び炭素の原子を含む投入量で充填された黒鉛製るつぼの反応器セルを含み、種結晶は、るつぼに堅く取り付けられないで、加熱又は冷却中の膨張係数のミスマッチの結果として種の支持体が種に応力を伝達しないように、るつぼの上部に配置される。種の取り付け及びるつぼの設計は、昇華された蒸気が両方ともウェハ表面上に凝縮することを可能にし、並びに一部の蒸気がウェハの周囲を通って成長した結晶を収容するるつぼの容積を抜けることを可能にする。

●１４９ｍｍより大きな多くの基板を産出することができる寸法の結晶を成長させるために、反応器セルの内部の容積と目標とする結晶寸法の体積（直径及び長さ）との間に決定的な関係があることが見出される。具体的には、１４９ｍｍより大きな直径であることに加えて、成長した結晶は、製造用に実用的であるために１０個以上の最小数を有する、デバイス製造用の基板に転化することができる多くのスライスを産出するために充分大きな体積でなければならない。反応器セルは、成長した結晶の体積、並びに結晶を成長させるために必要な原料物質の体積を収容するために充分な容積を有していなければならない。そのように、反応器セルの内部容積は、最終的な結晶の予測される体積の６〜１２倍の範囲でなければならない。好ましい設計は、０．８〜４．０の範囲の内部高さの内径に対する比を有する反応器セルに対応する。

●ＳｉＣ結晶の固有抵抗もまた、パワーデバイスの製造に有用である低い値及び狭い範囲に制御しなければならない。結晶から製造される基板は、一般的な垂直型パワーデバイスの設計では電流経路の一部になり、固有抵抗が高い場合、基板上に製造されるデバイスは、非効率になるであろう。大径のＳｉＣ結晶成長での固有抵抗の制御は、Ｎ２ガスを結晶成長プロセスに加えることにより実現される。充分な数の基板を産出するために充分な容積であることに加えて、ある結晶から及び異なる結晶の中からの全ての基板は、共通の固有抵抗の範囲を呈しなければならないことが見出される。記載された方法を使用して、単一の結晶から切断されたウェハ上で測定された固有抵抗値の範囲は、０．０１３〜０．０２２Ω−ｃｍの範囲であることが見出される。これは、３Ｅ１８／ｃｍ^２より大きく最大約６Ｅ１８／ｃｍ^２の窒素ドナー濃度に対応する。

●ＳｉＣウェハをシリコンプロセスシステムに導入して許容できるプロセス特性を得ることができるために、ＳｉＣウェハの表面は、適切に調製されていなければならない。具体的には、表面汚染及び粒子は、指定された値に制御されなければならない。同様に、金属汚染は、指定された値に制御されなければならない。転位及び傷の密度もまた、指定された値を下回って維持される必要がある。上記の仕様の全てを、以下により詳細に説明する。シリコンウェハを処理する場合、堆積プロセスの前にウェハ表面を調整するために、酸化プロセスを使用することができることが留意される。しかし、ＳｉＣは酸化しない。その結果、標準的な酸化プロセスは、堆積プロセスのチャンバへのＳｉＣウェハの導入の前にＳｉＣウェハが本明細書で説明するように調製される必要があるように、ＳｉＣ表面を調整するためには非効率である。

特定の開示される実施形態により、研磨された４Ｈ-ＳｉＣのシリコンカーバイド半導体基板が開示され、エピタキシャル成長用に調製される。基板は、１４９ｍｍ〜１５２ｍｍの直径と、３６５〜６７５μｍの厚さと、周辺のはす縁（例えば、基板の製造表面に対して２２．５＋／-０．２度の最大角度を有する）と、０．５μｍ〜５μｍの範囲の合計厚さのばらつき（ｔｏｔａｌ ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ ｖａｒｉａｔｉｏｎ、ＴＴＶ）及び１μｍ〜４０μｍの範囲の歪みと、２５Ｅ１０／ｃｍ^２〜２７５Ｅ１０／ｃｍ^２の間のＮａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｃａ、Ｋ、Ｍｇの面密度の合計及び１０Ｅ１０／ｃｍ^２〜１５０Ｅ１０／ｃｍ^２の間の原子Ｐ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍｎの面密度の合計として、基板のＣ面又はＳｉ面のいずれかの上でＴＸＲＦにより測定された表面の金属汚染濃度と、１／ｃｍ^２〜２６００／ｃｍ^２の間である、基板内の貫通らせん転位、基底面転位、及びマイクロパイプを含む結晶転位の面密度中央値と、５μｍ〜５０００μｍの範囲の総計傷長さと、０．５μｍ〜１０μｍの範囲の直径を有する５〜５００の合計粒子の範囲の粒子数と、を有する。いくつかの実施形態では、基板は、基板の［０００１］表面が３．５〜４．４度ｃ軸から離れる方向に＜１１-２０＞の方向に向かって傾いているように、配向することができる。いくつかの実施形態では、基板が溶融ＫＯＨ内でエッチングされて１９部位で測定され、それぞれの部位が１×１ｍｍ^２であり、部位が製造表面にわたって均一に分布する場合、基底面転位の面密度中央値は、１／ｃｍ^２〜２５００／ｃｍ^２の範囲であり、貫通らせん転位の面密度中央値は、０／ｃｍ^２〜４００／ｃｍ^２の範囲であり、基板上の少なくとも１つの部位は、ゼロのらせん転位を測定する。加えて、基板内固有抵抗値は、０．０１３Ω-ｃｍ〜０．０２２Ω-ｃｍの範囲とすることができる。基板は、１．５μｍ〜１６０μｍの範囲の複合体厚さを有する、ケイ素又は炭素の表面上に堆積された１つ以上のＳｉＣホモエピタキシャル層を更に含むことができ、エピタキシャル層の少なくとも１つは、１Ｅ１４／ｃｍ^３〜３Ｅ１９／ｃｍ^３の範囲の濃度を有するｎ型又はｐ型のドーパント原子を有する。エピタキシャル被膜は、ｉ．１つ以上の基板をＣＶＤエピタキシーシステム内に装填することと、ｉｉ．基板が水素及び塩化水素のガスの混合物に曝露されたときに製造表面をエッチングするために充分な昇温に基板（単数又は複数）を加熱することと、ｉｉｉ．塩素原子を有する少なくとも１つのガスを含んだガスの混合物を使用してエピタキシャル被膜を基板上に堆積させることと、を含むエピタキシープロセスにより製造することができる。いくつかの実施形態では、Ｎａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｃａ、Ｋの面密度の合計として基板のＣ面又はＳｉ面のいずれかの上でＴＸＲＦにより測定された表面の金属汚染濃度は、２５Ｅ１０／ｃｍ^２〜２７５Ｅ１０／ｃｍ^２の間であり、原子Ｐ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍｎの面密度の合計は、１０Ｅ１０／ｃｍ^２〜１５０Ｅ１０／ｃｍ^２の間である。また、ＳｉＣホモエピタキシャル層が溶融ＫＯＨ内でエッチングされて表面にわたって分布した１９部位で測定されたとき、らせん転位の面密度中央値は、０／ｃｍ^２〜４００／ｃｍ^２の範囲であり、少なくとも１つの部位がゼロのらせん転位を測定していて、基底面転位の面密度中央値は、０／ｃｍ^２〜２０／ｃｍ^２の範囲であり、少なくとも１つの部位は、ゼロの基底面転位を測定した。

いくつかの開示される実施形態では、１４９ｍｍを上回る最大直径を有する４Ｈ−ＳｉＣ結晶を成長させる方法が提供され、この方法は、ｉ．４０００ｃｍ^３〜１６０００ｃｍ^３の内容積及び０．８〜４．０の範囲の内部高さに対する内径の比を有する中空円筒形黒鉛製反応器セルを準備することと、ｉｉ．ケイ素原子の原料及び炭素原子の原料を反応器セル内に導入することと、ｉｉｉ．４Ｈ−ＳｉＣシリコンカーバイドの種結晶を反応器セル内に配置することと、ｉｖ．反応器セルを封鎖すること、及び反応器セルを黒鉛製断熱材で包囲することと、ｖ．円筒形反応器セルを真空炉内に導入することと、ｖｉ．炉を真空にすることと、ｖｉｉ．炉を実質的に不活性ガスであるガス混合物で大気圧付近の圧力に充填することと、ｖｉｉｉ．炉内の円筒形反応器セルを１９７５℃〜２５００℃の範囲の温度に加熱することと、ｉｘ．炉内の圧力を７ｋＰａ未満だが０．００７ｋＰａ以上（５０トル未満だが０．０５トル以上）に低減することと、ｘ．原料の昇華並びにケイ素及び炭素の蒸気の種の上への凝縮を可能にすることと、を含む。

開示される方法では、ケイ素原子の原料は、ポリシリコンのチップを含む混合物を含むことができる。いくつかの特定の実施形態では、昇華は、結晶の体積が反応器セルの内容積の１／１２から１／６に到達した場合、停止することができる。方法は、結果としてできるウェハが３．５〜４．４度ｃ軸から離れる方向に＜１１−２０＞の方向に向かって傾いている表面を有するような方向に、結晶をスライスすることを更に含むことができる。方法はまた、１．５μｍ〜１６０μｍの範囲の複合体厚さを有する１つ以上のＳｉＣホモエピタキシャル層を、ケイ素又は炭素の表面上に堆積させることを更に含むことができ、エピタキシャル層の少なくとも１つは、１Ｅ１４／ｃｍ^３〜３Ｅ１９／ｃｍ^３の範囲の濃度を有するｎ型又はｐ型のドーパント原子を有する。

１つ以上のＳｉＣホモエピタキシャル層を堆積させることは、ｉ．１つ以上の基板をＣＶＤエピタキシーシステム内に配置することと、ｉｉ．基板が水素及び塩化水素のガスの混合物に曝露されたときに基板の表面をエッチングするために充分な昇温に基板を加熱することと、ｉｉｉ．塩素原子を有する少なくとも１つのガスを含んだガスの混合物を使用してエピタキシャル被膜を基板上に堆積させることと、を含むことができる。

いくつかの実施形態では、Ｎａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｃａ、Ｋ、Ｍｇの面密度の合計として基板のＣ面又はＳｉ面のいずれかの上でＴＸＲＦにより測定された表面の金属汚染濃度は、２５Ｅ１０／ｃｍ^２〜２７５Ｅ１０／ｃｍ^２の間であり、原子Ｐ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍｎの面密度の合計は、１０Ｅ１０／ｃｍ^２〜１５０Ｅ１０／ｃｍ^２の間である。加えて、ＳｉＣホモエピタキシャル層が溶融ＫＯＨ内でエッチングされて表面にわたって分布した１９部位で測定されたとき、らせん転位の面密度中央値は、０／ｃｍ^２〜４００／ｃｍ^２の範囲であり、少なくとも１つの部位がゼロのらせん転位を測定していて、基底面転位の面密度中央値は、０／ｃｍ^２〜２０／ｃｍ^２の範囲であり、少なくとも１つの部位は、ゼロの基底面転位を測定した。スライスされたウェハ内の窒素ドナー濃度は、３Ｅ１８／ｃｍ^２より大きく最大約６Ｅ１８／ｃｍ^２とすることができる。単一の結晶から切断されたウェハ上で測定した固有抵抗値は、０．０１３〜０．０２２Ω−ｃｍの範囲とすることができる。

ＳｉＣウェハの上のＳｉＣエピタキシー層のエピタキシャル成長のための方法もまた開示され、この方法は、ＳｉＣウェハをエピタキシャル成長チャンバ内に配置することと、ウェハを１４００〜１６００℃の範囲の温度に加熱し、その後ウェハの表面をエッチングするであろうガスにウェハを曝露する、成長前の洗浄工程を実施することと、を含む。いくつかの実施形態では、ガスは、水素及び塩化水素の混合物を含む。成長前の洗浄工程の後で、方法は、塩素を含有する１つ以上の化学ガスがチャンバ内に流入されるエピタキシャル成長工程を続けてゆく。

方法は、ウェハをエピタキシャル成長チャンバ内に配置する前に、ウェハの表面粗さを１ｎｍ未満に低減するように、３０〜６０℃の範囲の温度で布パッドを使用してシリカ又はアルミナの研磨剤を用いて、基板を研磨する工程を更に含むことができる。加えて、ウェハの研磨の後で、方法は、粒子及び残留金属汚染を除去するために、酸性溶液（ｐＨ４未満の）を使用してウェハを洗浄する工程を含むことができる。研磨工程の後で、ウェハは、超音波洗浄機内で洗浄して高分子ブラシを用いて（ポリビニルアルコール（ＰＶＡ）ブラシを使用して）磨くことができる。洗浄及び磨き工程の後に、スピン洗滌及び乾燥を続けることができる。

いくつかの実施形態では、エピタキシャル成長用のウェハは、結果としてできるウェハの表面がｃ軸から離れる方向に＜１１−２０＞の方向に向かって４度の角度であるように、４Ｈ−ＳｉＣウェハを生産するためのＳｉＣ結晶をスライスすることにより得られる。ウェハの縁部は、その後、２２．５＋／−０．１度の角度に面取りされる。

開示される発明の他の特徴及び利点は、例示的な実施形態に関連して以下に提供される「発明を実施するための形態」から明らかになるであろう。

本明細書に組み込まれ、かつその一部を構成する添付の図面は、本発明の実施形態を例示するものであり、説明と共になって、本発明の原理を説明し、例示する役割を果たすものである。これらの図面は、例示的な実施形態の主要な特徴を図表的に示すことを意図したものである。これらの図面は、実際の実施形態の全ての特徴を示すことを意図したものではなく、示された要素の相対的な寸法を示すことを意図したものでもない。また、これらの図面は、一定の縮尺ではない。

先行技術による反応器セルを示す。

本発明の実施形態に使用するための反応器セルを示す。

ＳｉＣの結晶は、昇華システム内で物理的気相輸送を使用して成長させられる。記載する実施形態では、結晶は、少なくとも１５０ｍｍ又は２００ｍｍの直径を有するウェハを産出する直径を有するように成長させられる。加えて、劇的に応力を低減し、それにより成長した結晶内の欠陥を最小化するための対応が行われる。固有抵抗は、成長プロセスの間の適切な窒素のインクルージョンにより制御される。

本明細書に記載の方法の実施形態は、種結晶成長のための先行の方法又は装置よりも優れる数点の利点を提供する。ほとんどの先行技術のシステムは、種の裏面とるつぼ若しくは反応器セルの上部又は蓋とを接触させて、種を物理的に接続、例えば、接着する。そのような接触は不要であり、かつ結晶形成に有害となることがある。種とセルとの接触を最小化することにより、成長の間に結晶に付与される応力もまた最小化され、それゆえに、低い結晶欠陥密度により立証されるように、成長した結晶の品質を改良する。

本明細書で開示する様々な開示される反応器セルの構成は、取り付けプロセス中の種結晶の損傷又は屈曲を最小化し、かつ種結晶が反応器セルから機械的に分離されているため、種結晶は成長中に反応器セルとは無関係に伸縮することができ、それゆえに応力を最小化する。

ここで図２を参照すると、本発明の一実施形態によるＰＶＴ反応器セルが例示されており、これはＳｉＣ結晶成長用に構成されている。反応器セル４０は、好ましくは、黒鉛製容器から形成され、黒鉛製蓋５５を有する。セルは、「ｄ」として表記される内径、及びＶとして表記される反応容積を有する。反応容積は、蒸気が種４８上のランドに移送して結晶を成長させる容積を指す。シェルフ４６は、セルの上側部分内に設けられ、図２で「ｄｓ」と表記される内径を有し、この内径は種４８の直径よりもわずかに小さい。シェルフ４６は、容器の側壁に接着された黒鉛のリングとして作製できる。あるいは、シェルフ４６は、容器と一体で作製されてもよく、例えば、容器は、容器４０の内部側壁の一体部分としてシェルフと共に形成されてもよい。当然、シェルフの壁は垂直である必要はなく、傾斜していてもよく、その場合、直径「ｄｓ」は、シェルフの原料側で種側よりも大きな値を有することができる。

シェルフ４６は、物理的な取り付けを行うことなく、種結晶４８をその周縁端部で支持するために使用される。むしろ、種４８は、シェルフ４６上に載っているように、単に容器の内部に配置される。シェルフの上部でのセルの内径は、種の面内の（すなわち、水平方向の）熱膨張に適応するように、種の直径よりわずかに大きい。黒鉛製保持具５３は、次に、種の上方に自由なスペースを維持し、種が画定されたスペース内で垂直に移動する自由を可能にするように、種の上方に種に接触することなく配置される。保持具５３は、種の裏面が蓋５５の表面に接触するであろう程度に種が垂直に移動するのを妨げるように構成される。いくつかの実施形態では、保持具５３は、蓋５５の一部として形成される。例えば、保持具５３は、コールアウト内に示すような、蓋５５と一体に加工又は作製されたリング状の伸張された部分とすることができる。

必要に応じて、黒鉛製保持具又はスペーサ５３の底面に、ガス溝５９が設けられる。ガス溝の例が、コールアウト内に示されていて、種に対向する表面上に設けられてガスの流れを支援する溝５９を例示している。代わりに、別個のガス溝リングを、種の上方に、種の下方に、又はその両方に設けることができる。図１で、ガス溝リング５０は、種４８の下方に設けられていて、ガスを蓋５５と種４８との間の間隙３１に向けるために使用される。ガス溝リング５０は、一般的には、種４８に対向するその面に溝５９のような流路を有する平坦なワッシャの形状であり、すなわち、図１に示す場合では、溝は、リング５０の上面上に設けられている。リング５０の一変形によれば、溝又は溝５９は、種に対向する表面上、及びリング５０の外縁部上に設けられる。

図２の実施例では、ガスは、蓋５５内のガスコレクタ６１を通ってセル４０を出る。しかし、ガスコレクタは、半径方向に対してセルの上部から出る方向のガスの伝導を増大する、任意の形状又は材料とすることができる。一般的に、配置は、図１の破線の矢印により示すように、種４８の下方から種の縁部をまわりガス溝リング５０を通って間隙３１に入り容器の上部から出るガスの流れを発生させるように構成される。ガス溝の取り付け具及びガスコレクタの両方は、例えば、黒鉛、モリブデンなどの、ＳｉＣ結晶成長に使用されるプロセス温度及び化学反応に適合する材料で構成されなければならない。この全体配置は、蓋と種の裏面との間の間隙３１を維持するように、種がその垂直な動きを拘束されるのを可能にする。このようにして、種の裏面は、蓋に接触することはなく、そのような接触により生じ得る応力は回避される。また、この配置は、種が加熱及び冷却の際にセルから種に応力を付与することなく伸縮するように自由であることを可能にする。

コールアウト内に示すように、この特定の実施例では、蓋５５は、保持具リング５３として機能する伸張された部分５３と一体に形成される。ガスの流路５９は、ガスが流れるのを可能にするように、伸張された部分５３の底面に形成される。蓋５５が容器の上部の上に配置される場合、蓋は、蓋５５と種４８との間の間隙３１を形成する。底部のガス流れ用リング５０は、ガスが種の下方から入ることを可能にする。また、種４８が垂直に移動する、すなわち、上方へのガスの流れにより浮く又は持ち上げられるが、その垂直移動は、種の裏面が蓋の表面に触れることがないように伸張された部分５３により既定の距離量に拘束されるための、後退スペースがある。また、蓋５５を通って容器から出るガスのポンピングを可能にするように、孔６１が蓋５５内に設けられている。

反応器セル４０は、内部で成長させる結晶の寸法に従って構成される。反応器セルは、成長した結晶の体積、並びに結晶を成長させるために必要な原料物質の体積を収容するために充分な容積Ｖを有するように設計される。原料物質は、ポリシリコンのチップを含むことができる。以下に更に詳細に説明する実施例により、高品質の結晶を得るために、反応器セルの内容積は、最終的な結晶の予測される体積の６〜１２倍の範囲でなければならないことが決定された。すなわち、直径ｄ及び容積Ｖは、結果としてできる容積が、反応器セル内で成長させる結晶の体積の６〜１２倍であるであろうように構成される。より具体的には、反応器セルは、０．８〜４．０の範囲の内部高さの内径に対する比（ｈ／ｄ）を有しなければならない。他の実施形態では、反応器セルの内容積は、８０００〜２００００ｃｍ^３に設定され、いくつかの実施形態では、反応器セルの内径の内部高さに対する比は、２〜８に設定される。

パワーデバイスの製造のために４Ｈ−ＳｉＣを採用するには、多くの場合、ＳｉＣ基板がデバイスを製造するために使用されるプロセス装置内でシリコン基板と並んで使用されるであろうことが必要とされる。したがって、適合性を保証するために、ＳｉＣ基板は、結果としてプロセス内の装置の相互汚染をなんら起こしてはならず、基板の寸法は、現在シリコンウェハを使用している装置に適合しなければならない。

ＣＶＤエピタキシー及びデバイス製造用に好適なＳｉＣのウェハを生産するための以前の戦略は、以前に開示されている（Ｌｏｂｏｄａ，ｅｔ．ａｌ，１３／９５９，８９６）。以下は、本明細書で開示する特定の実施形態で従う工程であり、これらの工程は、上述したようなシリコンデバイスの工場での製造に適合するＳｉＣ基板を生産するために特に開発された。ＳｉＣ結晶は、最初に、６００〜７５０μｍの範囲の平均厚さのスライスを形成するように、マルチワイヤスライスプロセスを使用してスライスされる。ウェハ表面に対して１〜２５度の間の斜面角度を生成するダイヤモンドコートされた溝付きホイールを使用して、斜面が基板に加えられる。シリコンウェハ用に使用される一般的な斜面角度は、約２２．５度であり、この値は、この実施形態のＳｉＣウェハにも適用される。基板厚さは、両面研磨された基板を生産するために、固定された研磨剤の研削及び片面／両面の緩い研磨剤の研磨の組み合わせによりダイヤモンド研磨剤を使用して、３６５〜６７５μｍの範囲の値に低減される。フォトリソグラフィープロセス用に好適に平坦な基板を生産するために、大きな研磨テーブルを有する研磨装置がウェハをバッチで研磨するために使用される。研磨機上のテーブルは、一般的に、少なくとも、直径１０２ｃｍ（４０インチ）で、２００ｍｍの大きさの直径を有する基板のバッチを研磨することが可能な等価物である。これらの実施形態では、研磨は、両方の板の上の布パッド及びダイヤモンドベースのスラリーを使用して実施される。ＳｉＣ基板の厚さに対する目標値は、故意にパワーデバイスを製造するために使用される一般的なシリコンウェハ（Ｓｉ基板の平均厚さは、６２５μｍより大きい）より小さい。これは、ＳｉＣ基板の抵抗の寄与がパワーデバイスの動作を制限しないことを保証するためである。基板の最終研磨は、基板上に機械的及び化学的作用の両方を生成する方法で、シリカ又はアルミナの研磨剤、布パッド、及び３０〜６０℃の範囲の温度を用いて行われる。目的は、ウェハが半導体素子を製造するために必要なＣＶＤエピタキシープロセス用に好適であるために、表面粗さを１ｎｍ未満に低減することである。いくつかの実施形態では、最終研磨は、エピタキシャル被膜の成長のために意図するウェハの面のみに実施される。

ＳｉＣウェハの研削及び研磨のプロセスが、金属汚染及び／又は粒子を表面に加える場合があることは起こり得る。粒子は、結果として基板上に堆積されたエピタキシャル被膜内の欠陥となるであろう。金属汚染は、銅又はスズなどの柔らかな金属板を使用する研磨機に対して、研磨用布パッドを用いた研磨により最小化される。基板は、ダイヤモンド研磨後の粒子を、超音波洗浄タンクにより脱イオン水内で混合された低濃度（０．５〜１０％）の苛性界面活性剤（９＜ｐＨ＜１２）を使用して洗浄される。これらの工程の後に、洗滌及びスピン乾燥手順が続く。基板は、粒子及び残留金属汚染を除去するために、最終研磨の後で酸性溶液（ｐＨ＜４）を使用して洗浄される。最終研磨の後で、超音波洗浄及び高分子ブラシ磨き（例えば、ポリビニルアルコール（ＰＶＡ）ブラシ）の両方が、基板表面を洗浄するために用いられ、その後にスピン洗滌及び乾燥が続く。

ＳｉＣ基板が研磨されたら、その基板の表面に汚染及び欠陥がないことを確認するために基板を検査しなければならない。基板を製造するために説明した方法を使用して、この方法により調製された基板の検査は、以下のことを明らかにする。

●基板は、粒子、傷、及び他の表面欠陥用の非破壊試験である、レーザー光散乱分光測定法により検査される。上述したＳｉＣ基板に対して、この試験は、５０００μｍ以下の傷の総計長さ、及び０．５μｍより大きい粒子直径に対する５００以下の粒子の合計カウントを示す。基板の表面上のマイクロパイプをカウントするために、同じ試験を使用することができる。マイクロパイプをカウントしてカウント値を検査面積で割ることにより、マイクロパイプの面密度が０．１／ｃｍ^２以下であることが見出される。

●ＳｉＣ基板の表面は、ＴＸＲＦにより検査され、表面上の合計金属濃度は、原子Ｎａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｃａ、Ｋ、Ｍｇの面密度の合計が２７５Ｅ１０／ｃｍ^２以下であること、及び原子Ｐ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍｎの面密度の合計が３００Ｅ１０／ｃｍ^２以下であることにより、特性が表現される。

●ウェハ形状を評価して、５μｍ未満のＴＴＶ及び４０μｍ未満の歪みを示した。

説明した方法を使用して製造された研磨されたＳｉＣ基板上で測定された汚染物質、傷、及び粒子の低い値は、この値が、パワーデバイスを製造するために使用されるシリコン基板上で測定された値と比較して良好であることを示す。この品質は、生産損失に対する危険を最小化しながら、同じ製品製造ライン内のＳｉＣ基板とＳｉ基板との間の交換を可能にする。好ましい総計傷長さは、５μｍ〜５０００μｍの範囲であるが、５μｍ〜１００００μｍの範囲の総計傷長さもまた、使用可能である。粒子数は、０．５μｍ〜１０μｍの範囲の直径を有する５〜５００の合計粒子に維持されなければならず、より厳しいプロセス必要条件に対しては、０．５μｍ〜１０μｍの範囲の直径を有する５〜２５０の合計粒子の粒子数が、観察されなければならず、いくらか緩和された必要条件に対しては、０．５μｍ〜１０μｍの範囲の直径を有する５〜１０００の合計粒子の粒子数が、観察されなければならない。加えて、合計厚さのばらつき（ＴＴＶ）は、０．５μｍ〜５μｍの範囲に設定され、歪みは、１μｍ〜４０μｍの範囲に設定される。特定の実施形態では、より平坦なウェハ及びより高いデバイスの歩留まりを確実にするために、歪みは、１２〜３０μｍに制限される。

結晶の完全さが信頼性のあるパワーデバイスの製造に適合していることを確認するために、製造されたＳｉＣ基板の限定された抽出標本が、溶融塩（ＫＯＨ）エッチングにより破壊試験される。一般的に、成長した結晶当たり１スライスが試験される。溶融塩エッチングプロセスは、貫通らせん転位、基底面転位、及びマイクロパイプに金属膜を蒸着させるであろう。転位は、基板上の１９点でカウントされた（点当たり１ｍｍ^２の検査面積）。らせん転位の面密度中央値は、４００／ｃｍ^２以下であって、基底面転位の面密度中央値は、２６００／ｃｍ^２未満であった。特定の実施形態では、基底面転位の範囲は、１〜８００／ｃｍ^２に設定され、更により厳しい仕様に対しては、基底面転位の範囲は、１〜２５０／ｃｍ^２に設定される。

ＳｉＣ基板が、汚染がなく、製造プロセス内での基板の使用に適合することが確認されると、結晶ＳｉＣの被膜を、ＣＶＤエピタキシープロセスにより大径のＳｉＣ基板上に堆積させなければならない。これは、多くの基板をバッチ処理する能力がある化学気相成長システム内で実施される。一般的に、ウェハのケイ素面が、堆積表面であるが、一部の新興のデバイス設計では、炭素面上でＳｉＣエピタキシーを成長させる。エピタキシャル被膜の堆積の前に、基板は、１４００〜１６００℃の範囲の温度に加熱され、その後、基板の表面をエッチングするであろうガスに曝露される。水素及び塩化水素の混合物は、エッチング用に有効なガスであり、露出面から金属及びＶＩ−Ａ族の汚染を除去するであろう追加の利点を提供する。いくつかの実施形態では、ＳｉＣエピタキシーで使用される化学ガスの１つ以上は、塩素を含有する。塩素化学種が成長反応に使用される場合、成長した被膜の上面上の金属汚染濃度が、成長を開始する前の研磨された基板の表面の汚染濃度以下の低さであるであろう、追加の利点があることが見出される。それゆえに、開示される実施形態では、ウェハ表面上の汚染の濃度は、成長プロセスを開始する前に厳しく管理される。加えて、本発明の実施形態により、堆積チャンバ内の塩素ガスの流れは、堆積プロセスの前又は間にＳｉＣウェハの表面から金属汚染を除去するために使用される。塩素ガスの流れの使用により、結果としてできる堆積されたエピタキシャル層内のいずれの金属汚染も、ＳｉＣウェハ内の金属汚染より低いことが見出される。

エピタキシープロセスが完了すると、ウェハは、超音波浴を使用することにより緩い粒子を除去するために洗浄され、その後に洗滌及びスピン乾燥が続く。堆積されるエピタキシャル被膜が厚い（１０〜１００＋μｍ）いくつかの用途では、ウェハの裏側は、より粗くなることがある。ウェハの裏側をそのエピタキシー前の状態に復帰させるために、基板の研磨が、基板上に機械的及び化学的作用の両方を生成する方法で、シリカ又はアルミナの研磨剤、布パッド、及び３０〜６０℃の範囲の温度を用いて行われる。基板は、粒子及び残留金属汚染を除去するために、この研磨の後で酸性溶液（ｐＨ＜４）を使用して洗浄される。この洗浄は、超音波洗浄及び高分子ブラシ磨き（例えば、ＰＶＡブラシ）のいずれか又は両方を使用して実施することができ、その後にスピン洗滌及び乾燥手順が続く。

トランジスタ又はダイオードを構築するためにエピタキシャル被膜構造を設計する場合、一般的に、最小２つの被膜が堆積され、第１の被膜は、ドーパント型、基板と同様の濃度及び固有抵抗を有し、第２の層の被膜は、同じ種類のドーパントだが、結果として基板より高い固有抵抗となるより低い濃度を有する。ドナー又はアクセプタ原子がドーピングされた追加の被膜もまた、追加することができる。一実施例では、ＭＯＳＦＥＴを製造するために、２つの層が必要であり、第１の層は、基板と同様の固有抵抗を有し、第２の層の被膜は、基板より更に高い固有抵抗を有する。

エピタキシープロセスが完了したとき、基板は、エピタキシー成長又は取り扱い中に基板に移転していることがある粒子を除去するために洗浄される。エピタキシープロセスは、非常に清潔であり、基板の表面への追加の金属汚染に寄与しない。研磨されたウェハと同様な試験方法が、金属汚染物質の濃度、傷、粒子が、必要とされ研磨された基板上で実現されているもの以下であることを確認するためのサンプリング基準に基づいて実施される。

エピタキシャル被膜層の結晶の完全さが信頼性のあるパワーデバイスの製造に適合していることを確認するために、製造されたＳｉＣウェハの限定された抽出標本が、溶融塩（ＫＯＨ）エッチングにより破壊試験される。溶融塩エッチングプロセスは、貫通らせん転位、基底面転位、及びマイクロパイプに金属膜を蒸着させるであろう。転位は、基板上の１９点でカウントされた（点当たり１ｍｍ^２の検査面積）。らせん転位の面密度中央値は、３００／ｃｍ^２以下であった。いくつかの実施形態では、らせん転位の面密度中央値は、０／ｃｍ^２〜４００／ｃｍ^２の範囲であり、他の実施形態では、らせん転位の面密度中央値は、１／ｃｍ^２〜２００／ｃｍ^２の範囲である。ウェハ上の１９部位のいずれでも、基底面転位の面密度中央値は、１／ｃｍ^２以下であった。

シリコン基板を使用する製品製造ラインでパワーデバイスを製造するために使用することができるＳｉＣ基板の出現により、次のステップは、デバイス製造プロセスの製造経済性を改良するために、１４９ｍｍを上回るＳｉＣ基板の直径を２００ｍｍより大きな値に延ばすことである。説明したＳｉＣ結晶及び基板を製造するための方法は、２０２ｍｍの大きさの直径を有する基板に拡張可能である。

実施例１
結晶は、図２に示すものと同様で、反応器セル内で成長させられる結晶の体積の６〜１２倍の内容積を有する反応器セル内で成長させられた。これに関して、いくつかの実施形態では、昇華結晶成長プロセスは、結晶の体積が反応器セルの内容積の１／１２から１／６に到達した場合、停止されることが留意される。他の実施形態では、昇華結晶成長プロセスは、結晶の体積が反応器セルの内容積の１／３に到達した場合、停止される。

結晶は、結果としてできる表面がｃ軸から離れる方向に＜１１−２０＞の方向に向かって４度の角度であるように、４Ｈ−ＳｉＣ基板を生産するためにスライスされた。基板の縁部は、溝付きダイヤモンド研削ホイールを使用して、２２．５＋／−０．１度の角度に面取りされた。ウェハの直径は、縁部の面取りプロセスの後に１５０＋／−０．４ｍｍの仕様内であった。ウェハは、次に、両面を表面研削及び研磨により処理されて、＜１ｎｍのＲＭＳ表面粗さを実現した。以下の表は、ケイ素面又は炭素面上で実施された試験に対する例による、いくつかの１５０ｍｍ直径の基板上の金属汚染の全反射蛍光Ｘ線（ｔｏｔａｌ ｘ−ｒａｙ ｆｌｕｏｒｅｓｃｅｎｃｅ、ＴＸＲＦ）の測定値を表す。ＴＸＲＦの測定は、ケイ素面（０００１）上のウェハ上の３つの位置（半径＝０、１２０度での半径＝３．７５ｍｍ、３００度での半径＝３．７５ｍｍ）で行われた。各元素に対する測定での最小検出可能濃度を以下に示す。

金属汚染物質の群の最大及び最小濃度を以下の表にしてある。

ケイ素面の金属汚染物質

炭素面の金属汚染物質

実施例２
ウェハ形状及び固有抵抗
結晶は、図２に示すものと同様で、反応器セル内で成長させられる結晶の体積の６〜１２倍の内容積を有する反応器セル内で成長させられた。結晶は、結果としてできる表面がｃ軸から離れる方向に＜１１−２０＞の方向に向かって４度の角度であるように、４Ｈ−ＳｉＣ基板を生産するためにスライスされた。基板の縁部は、溝付きダイヤモンド研削ホイールを使用して、２２．５＋／−０．１度の角度に面取りされた。ウェハの直径は、縁部の面取りプロセスの後に１５０＋／−０．４ｍｍの仕様内であった。ウェハは、次に、両面を表面研削及び研磨により処理されて、１ｎｍ未満のＲＭＳ表面粗さを実現した。最初の結晶寸法、研磨されたウェハ直径、研磨されたウェハ厚さ、研磨されたウェハの形状測定、及び固有抵抗を表にしてある。

実施例３：
結晶は、図２に示すものと同様で、反応器セル内で成長させられる結晶の体積の６〜１２倍の内容積を有する反応器セル内で成長させられた。結晶は、結果としてできる表面がｃ軸から離れる方向に＜１１−２０＞の方向に向かって４度の角度であるように、４Ｈ−ＳｉＣ基板を生産するためにスライスされた。基板の縁部は、溝付きダイヤモンド研削ホイールを使用して、２２．５＋／−０．１度の角度に面取りされた。ウェハの直径は、縁部の面取りプロセスの後に１５０＋／−０．４ｍｍの仕様内であった。ケイ素面上の傷及び粒子は、縁部２ｍｍを除外して、レーザー光散乱分光計を使用して評価された。測定された最初の結晶直径、研磨されたウェハ厚さ、ウェハの傷及び粒子を、以下に表にしてある。

実施例４：
結晶欠陥
結晶は、図２に示すものと同様で、反応器セル内で成長させられる結晶の体積の６〜１２倍の内容積を有する反応器セル内で成長させられた。４つの異なる結晶が、４Ｈ−ＳｉＣ基板を生産するためにスライスされて、１５０ｍｍの直径の研磨された基板に処理された。それぞれの基板を、次に、溶融ＫＯＨ中でエッチングして、転位を発現させた。らせん転位（ｓｃｒｅｗ ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓ、ＴＳＤ）及び基底面転位（ｂａｓａｌ ｐｌａｎｅ ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓ、ＢＰＤ）の数は、基板上で均一に分布した１９の位置に位置する１×１ｍｍの部位内でカウントされた。結果を、以下に表にしてある。

統計結果を以下に示す。

実施例５．エピウェハ結晶欠陥
４Ｈ−ＳｉＣ基板は、切断されて１５０ｍｍの直径の研磨された基板に処理された。目標厚さ１５μｍ及び目標ドーピング６Ｅ１５／ｃｍ^３を有するエピタキシャル被膜が、バッチ暖水壁ＣＶＤシステムを使用してウェハ上に堆積された。エピウェハを溶融ＫＯＨ中でエッチングし、転位を発現させた。らせん転位及び基底面転位の数は、基板上で均一に分布した１９の位置に位置する１×１ｍｍの部位内でカウントされた。結果を、以下に表にしてある。

実施例６：エピウェハ金属汚染
以下の表は、ケイ素面又は炭素面上で実施された試験に対する例による、いくつかの１５０ｍｍ直径の基板上の金属汚染の全反射蛍光Ｘ線（ＴＸＲＦ）の測定値を表す。ＴＸＲＦの測定は、ウェハ上の３つの位置（半径＝０、１２０度での半径＝３．７５ｍｍ、３００度での半径＝３．７５ｍｍ）で行われた。金属汚染物質の群の最大及び最小濃度を以下の表にしてある。

４Ｈ−ＳｉＣ基板は、切断されて１５０ｍｍの直径の研磨された基板に処理された。目標厚さ５μｍ及び目標ドーピング１．５〜２．０Ｅ１５／ｃｍ^３を有するエピタキシャル被膜が、バッチ暖水壁ＣＶＤシステムを使用してウェハ上に堆積された。ＴＸＲＦの測定は、ケイ素面上で実施された。

４Ｈ−ＳｉＣ基板は、切断されて１５０ｍｍの直径の研磨された基板に処理された。目標厚さ１５μｍ及び目標ドーピング３．６Ｅ１５／ｃｍ^３を有するエピタキシャル被膜が、バッチ暖水壁ＣＶＤシステムを使用してウェハ上に堆積された。ＴＸＲＦの測定は、ケイ素面及び炭素面の両方の上で実施された。

本明細書に記載した工程及び技術は、いずれかの特定の装置に本来的に関連するものではなく、構成要素の任意の好適な組み合わせによって実装されてもよいことが理解されるべきである。更に、本明細書に記載の教示に従って、汎用の様々な種類の装置を使用してもよい。本明細書に記載の方法の工程を実施するための専用の装置を構築することもまた、有益であり得る。本発明を、具体的な実施例と関連させて説明したが、これらの実施例は、あらゆる点で、制限的なものではなく、例示的なものであることを意図している。当業者は、本発明の実践のために機能要素の多くの異なる組み合わせが好適となるであろうことを、理解するであろう。更に、本明細書の検討及び本明細書に開示した発明の実践から、本発明の他の実装が、当業者にとっては明らかとなるであろう。上述した実施形態の様々な態様及び／又は構成要素は、関連技術において単独で又は任意の組み合わせで使用されてもよい。本明細書及び各実施例は例示的なものとしてのみ解釈され、本発明の真の範囲及び趣旨は、次の特許請求の範囲によって示されることが意図されている。
（態様）
（態様１）
ＳｉＣ結晶を成長した体積に製造するための方法であって、
ｉ．ケイ素チップを含む混合物を、黒鉛でできており、前記ＳｉＣ結晶の前記成長した体積の６倍から１２倍の範囲の内容積の円筒形内部を有する反応器セル内に導入することと、
ｉｉ．シリコンカーバイドの種結晶を前記反応器セルの蓋に隣接する前記反応器セルの内部に配置することと、
ｉｉｉ．前記円筒形反応器セルを前記蓋を使用して封鎖することと、
ｉｖ．前記反応器セルを黒鉛製断熱材で包囲することと、
ｖ．前記円筒形反応器セルを真空炉に導入することと、
ｖｉ．前記真空炉を真空にすることと、
ｖｉｉ．前記真空炉を不活性ガスを含むガス混合物で大気圧付近の圧力に充填することと、
ｖｉｉｉ．前記真空炉内の前記円筒形反応器セルを１９７５℃から２５００℃の範囲の温度に加熱することと、
ｉｘ．前記真空炉内の前記圧力を０．００７ｋＰａ〜７ｋＰａ未満（０．０５トル〜５０トル未満）に低減することと、
ｘ．炭素源ガスを前記真空炉内に導入することと、
ｘｉ．ケイ素及び炭素の化学種の昇華並びに前記種の上への蒸気の凝縮を可能にすることと、を含む、方法。
（態様２）
前記円筒形黒鉛製反応器セルが、４０００ｃｍ ^３ 〜１６０００ｃｍ ^３ の容積を有する、態様１に記載の方法。
（態様３）
前記円筒形黒鉛製反応器セルが、０．８〜４．０の範囲の内部高さの内径に対する比を有する、態様２に記載の方法。
（態様４）
結果としてできるウェハが３．５度〜４．４度ｃ軸から離れる方向に＜１１−２０＞の方向に向かって傾いている表面を有するような方向に、前記結晶をスライスすることと、
それぞれのウェハを、それによりそれぞれのウェハの厚さを３６５μｍ〜６７５μｍの範囲の平均厚さに低減するように、研削及び研磨することと、
それぞれのウェハの周辺の縁部をはす縁を生成するように研削することと、を更に含み、
それぞれのウェハを研削及び研磨することは、０．５μｍ〜５μｍの範囲の合計厚さのばらつき、及び１μｍ〜４０μｍの範囲の歪みを発生するように実施される、態様１に記載の方法。
（態様５）
２５Ｅ１０／ｃｍ ^２ 〜２５０Ｅ１０／ｃｍ ^２ のＮａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｃａ、Ｋ、Ｍｇの面密度の合計、及び１０Ｅ１０／ｃｍ ^２ 〜１５０Ｅ１０／ｃｍ ^２ の原子Ｐ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍｎの面密度の合計として、前記基板のＣ面又はＳｉ面のいずれかの上でＴＸＲＦにより測定された表面の金属汚染濃度を提供するように、前記ウェハを洗浄することを更に含む、態様４に記載の方法。
（態様６）
前記ウェハを洗浄することが、９より大きく１２未満のｐＨを有し脱イオン水内で混合された低濃度苛性界面活性剤を有する超音波洗浄タンクに、前記ウェハを浸漬することを含む、態様５に記載の方法。
（態様７）
前記苛性界面活性剤の前記濃度が、０．５〜１０％である、態様６に記載の方法。
（態様８）
洗滌及びスピン乾燥手順を実施することを更に含む、態様７に記載の方法。
（態様９）
粒子及び残留金属汚染を除去するように、４未満のｐＨを有する酸性溶液を使用して、研磨の後に前記基板を洗浄することを更に含む、態様８に記載の方法。
（態様１０）
前記ウェハをポリビニルアルコール製ブラシを使用して磨くことを更に含む、態様９に記載の方法。
（態様１１）
前記基板内の結晶転位の面密度中央値が、１／ｃｍ ^２ と２６００／ｃｍ ^２ との間である、態様１０に記載の方法。
（態様１２）
それぞれのウェハの製造表面上で測定した総計傷長さが、５μｍ〜５０００μｍの範囲である、態様１１に記載の方法。
（態様１３）
それぞれのウェハ内の粒子数が、０．５μｍ〜１０μｍの範囲の直径をそれぞれ有する５〜５００の合計粒子である、態様１２に記載の方法。
（態様１４）
前記基板をエピタキシャル堆積チャンバ内に装填することと、前記基板を昇温に加熱すること並びに水素及び塩化水素のガス混合物を前記エピタキシャル堆積チャンバ内に流入させることにより前記基板を洗浄することと、前記ウェハ上にＳｉＣのエピタキシャル層を堆積させることと、を更に含む、態様１３に記載の方法。
（態様１５）
前記エピタキシャル層が、塩素原子を有する少なくとも１つのガスを含むガス混合物を使用して前記基板上に堆積される、態様１４に記載の方法。

Claims (15)

1. ＳｉＣ結晶を成長した体積に製造するための方法であって、
   ｉ．ケイ素チップを含む混合物を、黒鉛でできており、前記ＳｉＣ結晶の前記成長した
   体積の６倍から１２倍の範囲の内容積の円筒形内部を有する反応器セル内に導入すること
   と、
   ｉｉ．シリコンカーバイドの種結晶を前記反応器セルの蓋に隣接する前記反応器セルの
   内部に配置することと、
   ｉｉｉ．前記円筒形反応器セルを前記蓋を使用して封鎖することと、
   ｉｖ．前記反応器セルを黒鉛製断熱材で包囲することと、
   ｖ．前記円筒形反応器セルを真空炉に導入することと、
   ｖｉ．前記真空炉を真空にすることと、
   ｖｉｉ．前記真空炉を不活性ガスを含むガス混合物で大気圧の圧力に充填することと、
   ｖｉｉｉ．前記真空炉内の前記円筒形反応器セルを１９７５℃から２５００℃の範囲の
   温度に加熱することと、
   ｉｘ．前記真空炉内の前記圧力を０．００７ｋＰａ〜７ｋＰａ未満（０．０５トル〜５
   ０トル未満）に低減することと、
   ｘ．炭素源ガスを前記真空炉内に導入し、かつ窒素ドナー濃度が３Ｅ１８／ｃｍ^２より
   大きく最大６Ｅ１８／ｃｍ^２となるように窒素を流すことと、
   ｘｉ．ケイ素及び炭素の化学種の昇華並びに前記種の上への蒸気の凝縮を可能にし、かつ前記ＳｉＣ結晶の成長体積が反応器セルの内容積の１／１２から１／６に到達して少な
   くとも１０個の１４９ｍｍより大きな直径を有する基板を得るのに十分な大きさとなった時点で前記昇華を停止することと、
   を含む、方法。
2. 前記円筒形黒鉛製反応器セルが、４０００ｃｍ^３〜１６０００ｃｍ^３の容積を有する、
   請求項１に記載の方法。
3. 前記円筒形黒鉛製反応器セルが、０．８〜４．０の範囲の内部高さの内径に対する比を
   有する、請求項２に記載の方法。
4. 結果としてできるウェハ基板が３．５度〜４．４度ｃ軸から離れる方向に＜１１−２０
   ＞の方向に向かって傾いている表面を有するような方向に、前記結晶をスライスすること
   と、
   それぞれのウェハ基板を、それによりそれぞれのウェハ基板の厚さを３６５μｍ〜６７
   ５μｍの範囲の平均厚さに低減するように、研削及び研磨することと、
   それぞれのウェハ基板の周辺の縁部をはす縁を生成するように研削することと、を更に
   含み、
   それぞれのウェハ基板を研削及び研磨することは、０．５μｍ〜５μｍの範囲の合計厚さのばらつき、及び１μｍ〜４０μｍの範囲の歪みを発生するように実施される、請求項
   １に記載の方法。
5. ２５Ｅ１０／ｃｍ^２〜２５０Ｅ１０／ｃｍ^２のＮａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｃａ、Ｋ、Ｍｇの面
   密度の合計、及び１０Ｅ１０／ｃｍ^２〜１５０Ｅ１０／ｃｍ^２の原子Ｐ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃ
   ｏ、Ｃｕ、Ｍｎの面密度の合計として、前記ウェハ基板のＣ面又はＳｉ面のいずれかの上
   でＴＸＲＦにより測定された表面の金属汚染濃度を提供するように、前記ウェハ基板を洗
   浄することを更に含む、請求項４に記載の方法。
6. 前記ウェハ基板を洗浄することが、９より大きく１２未満のｐＨを有し脱イオン水内で
   混合された低濃度苛性界面活性剤を有する超音波洗浄タンクに、前記ウェハ基板を浸漬することを含む、請求項５に記載の方法。
7. 前記苛性界面活性剤の濃度が、０．５〜１０％である、請求項６に記載の方法。
8. 洗滌及びスピン乾燥手順を実施することを更に含む、請求項７に記載の方法。
9. 粒子及び残留金属汚染を除去するように、４未満のｐＨを有する酸性溶液を使用して、
   研磨の後に前記ウェハ基板を洗浄することを更に含む、請求項８に記載の方法。
10. 前記ウェハ基板をポリビニルアルコール製ブラシを使用して磨くことを更に含む、請求
    項９に記載の方法。
11. 前記ウェハ基板内の結晶転位の面密度中央値が、１／ｃｍ^２と２６００／ｃｍ^２との間
    である、請求項１０に記載の方法。
12. それぞれのウェハ基板の製造表面上で測定した総計傷長さが、５μｍ〜５０００μｍの
    範囲である、請求項１１に記載の方法。
13. それぞれのウェハ基板内の粒子数が、０．５μｍ〜１０μｍの範囲の直径をそれぞれ有
    する５〜５００の合計粒子である、請求項１２に記載の方法。
14. 前記ウェハ基板をエピタキシャル堆積チャンバ内に装填することと、前記ウェハ基板を
    昇温に加熱すること並びに水素及び塩化水素のガス混合物を前記エピタキシャル堆積チャ
    ンバ内に流入させることにより前記ウェハ基板を洗浄することと、前記ウェハ基板上にＳ
    ｉＣのエピタキシャル層を堆積させることと、を更に含む、請求項１３に記載の方法。
15. 前記エピタキシャル層が、塩素原子を有する少なくとも１つのガスを含むガス混合物を
    使用して前記ウェハ基板上に堆積される、請求項１４に記載の方法。

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