JPWO2014136903A1 - 炭化珪素単結晶の製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
0.01T−17.5<CAl<0.0121T−19.737・・・(1)
[式中、Tは育成温度(℃)を示し、CAlは原料溶液中のAlの含有量(at%)を示す。]
10<y<25・・・(2)
0.5<z<10・・・(3)
10<v<70・・・(4)
0.5<z’<10・・・(5)
本実施形態に係るSiC単結晶(炭化珪素単結晶)の製造方法は、結晶育成準備を行う準備工程、表面研磨したSiC種結晶表面に残留している加工変質層を除去するメルトバック工程、及び、SiC単結晶を育成する成長工程を備える。SiC単結晶の製造にあたっては、図1及び図2に示すSiC結晶成長装置を用いることができる。
図1及び図2は、本実施形態に係るSiC単結晶の製造方法で用いる結晶成長装置の全体構造を示す要部断面図であり、それぞれ上記成長工程における結晶成長装置の状態を示している。
0.01T−17.5<CAl<0.0121T−19.737・・・(1)
[式中、Tは育成温度(℃)を示し、CAlは原料溶液中のAlの含有量(at%)を示す。]
Si源:Si、SiC、チタンシリサイド、クロムシリサイド、アルミシリサイド。
Ti源:金属Ti、炭化チタン、チタンシリサイド。
Cr源:金属Cr、炭化クロム、クロムシリサイド。
Al源:金属Al、炭化アルミニウム、アルミシリサイド。
ここで、原料溶液2中の各原子の含有量は次のようにして算出できる。例えば、原料溶液2の組成がSixTiyAlzである場合において、Si源、Ti源及びAl源としてそれぞれSi、金属Ti及び金属Alを用いたときを考える。このとき、各原料の重量から算出したSi、Ti及びAlのモル数をそれぞれMSi、MTi及びMAlとし、これらの各モル数を、MSi、MTi及びMAlの合計モル数により割ることにより、x、y及びz(CAl)がそれぞれ算出される。
図2を適宜参照しながら、本実施形態のSiC単結晶の製造方法について説明する。
上記準備工程に続いて、密閉容器本体11内の圧力を成長圧力まで昇圧し、例えば1950℃程度まで昇温する。なお、不活性ガス雰囲気であれば加圧雰囲気及び減圧雰囲気のいずれの雰囲気でも構わない。ただし、減圧雰囲気では原料溶液2から特にAlの蒸発が起こるため、Alの消耗が激しく、長時間安定して育成することができないため好ましくない。原料溶液2の蒸発を抑制する観点から、密閉容器本体11内の圧力は0.1MPa以上であることが好ましく、例えば0.8MPa程度であることがより好ましい。
溶液成長法では、種結晶近傍の温度が原料溶液に比べて低くなるように温度勾配を形成することで過飽和状態を作り出し結晶成長させる方法(温度勾配法)が、長時間安定に結晶成長を行えるため一般的である。本実施形態においても温度勾配法により実施することが好ましい。なお、別の方法として、種結晶を浸漬した溶液全体の温度を下げることで過飽和状態を形成し、結晶成長を行う方法(徐冷法)も挙げられる。徐冷法では加熱と冷却とを繰り返し行うことで結晶成長させるが、成長中に温度が変化して育成条件が安定しないため、高品質結晶の作製には好ましくない。
温度勾配(℃/cm)=(TA−TB)/(点A−B間の距離(cm))
なお、上記TA及びTBは、放射温度計及び熱伝対(成長中は測定しておらず別実験を行い測定)によって測定することができる。
本実施形態のSiC単結晶は、インゴット状又はウエハ状のSiC単結晶である。インゴット状のSiC単結晶は、上述の製造法により得られる円柱状のSiC成長結晶5をSiC種結晶3から切り離すことにより得ることができる。SiC種結晶3からSiC成長結晶5を切り離す際には、例えばSiC種結晶3とSiC成長結晶5との界面からSiC成長結晶5側に約0.3mmの位置で切り離すことができる。また、ウエハ状のSiC単結晶は、得られるインゴット状のSiC単結晶を、所望の厚さにスライスすることにより得ることができる。
[SiC単結晶の作製]
図1に示すSiC結晶成長装置を用いて、SiC単結晶を育成した。
原料溶液の初期組成がSi/Ti/Al=(80−z)/20/z(単位はat%)となるように、各原料を黒鉛製原料容器(円筒型るつぼ、内径50mm、外径70mm、高さ100mm)に充填した。なお、z、すなわちCAlは表1に示すとおりとした。また、Cは結晶成長中に黒鉛製原料容器から溶液内に供給した。この黒鉛製原料容器を結晶成長装置内に設置し、黒鉛製種結晶支持体の下方端面に存在するSiC種結晶(円盤形状、直径22mm、厚さ0.5mm、成長面:{0001}面(オンアクシズ面))を溶液液面から14.5cm上方に保持した。この状態で、装置内を真空排気しながら所定の温度まで昇温した。
この後、成長圧力である800kPaまで昇圧、育成温度よりも50℃低い温度まで昇温し、種結晶を溶液液面に向けてゆっくり下降させ、種結晶表面が溶液にちょうど接触するところで下降を停止し、すぐに、その種結晶位置から1mm上方に種結晶を移動させた。この種結晶位置で、育成温度である1800℃まで昇温させることで、種結晶表面を含む種結晶の一部を溶融させた。なお、1800℃への昇温にともなう黒鉛製種結晶支持体の熱膨張を考慮すると、育成温度1800℃における種結晶表面と液面間の距離は0mm程度と見積もられる(メニスカス高さ:0mm)。
その後、種結晶を50μm/hの速度で上方に引き上げることで育成を開始した。育成中は、種結晶近傍の温度勾配を0.38℃/cm、ガス流量を0.5L/minとした。また、種結晶と原料容器は互いに逆方向に回転させており、種結晶の回転数を50rpm、原料容器の回転数を10rpmとした。種結晶を原料溶液に24時間浸漬した後、原料溶液から引き上げた。得られた単結晶の成長厚さは1.1mmであった。
上記のように、原料溶液の初期組成のTiの含有量を20at%に固定し、Alの含有量を0.5〜10at%の範囲で変化させて、育成温度1800℃にて結晶育成を行った。このときの、得られた単結晶のp型キャリア密度と結晶性(結晶表面モフォロジー)とを調べた。具体的には、それぞれ以下のようにして行った。
<p型キャリア密度測定>
成長後の結晶表面に付着した原料溶液固化物を酸によって除去した後に、結晶表面側からラマン分光測定を行った。測定したラマンスペクトルの縦光学フォノンモードに対してフィッティング計算を行うことにより、キャリア密度を算出した。測定結果を表1に示す。
<結晶性評価>
成長後の結晶表面を顕微鏡により観察し、その反射像を観測することで結晶性の評価を行った。そして、結晶表面にアイランド構造及びトレンチ構造がいずれも確認されなかったものをA評価とし、アイランド構造及びトレンチ構造のいずれかが確認されたものをB評価とした。評価結果を表1に示す。なお、これらA評価及びB評価の例を図3及び図4に示す。図3は、結晶性が良好であるSiC単結晶の一例を示す表面顕微写真である(倍率:2.5倍)。図3中、黒い円状の領域は、結晶表面に残り固化した原料溶液の液滴をはがした領域であり、はがす際に結晶が部分的に抉られたために形成されたものである。結晶性の評価はこのような領域を除いた領域について行った。図3に示す結晶表面にはアイランド構造及びトレンチ構造が一切確認されない。一方、図4は、結晶性が良好でないSiC単結晶の一例を示す表面顕微写真である(倍率:2.5倍)。図4に示す結晶表面にはアイランド構造が確認される。
育成温度を1950℃に変更したこと以外は、実施例1と同様にしてSiC単結晶を作製し、各種評価を行った。評価結果を表2に示す。
育成温度を2050℃に変更したこと以外は、実施例1と同様にしてSiC単結晶を作製し、各種評価を行った。評価結果を表3に示す。
原料溶液の初期組成をSi/Cr/Al=(60−z)/40/z(単位はat%)とし、育成温度を2050℃に変更したこと以外は、実施例1と同様にしてSiC単結晶を作製し、各種評価を行った。評価結果を表4に示す。
育成温度を2200℃に変更したこと以外は、実施例1と同様にしてSiC単結晶を作製し、各種評価を行った。評価結果を表5に示す。
0.01T−17.5<CAl<0.0121T−19.737・・・(1)
[式中、Tは育成温度(℃)を示し、CAlは原料溶液中のAlの含有量(at%)を示す。]
Claims (5)
- Si融液にTi又はCr、及びAlを溶解した原料溶液と炭素源とを用いて、下記式(1)に示す条件にて結晶育成を行う、炭化珪素単結晶の製造方法。
0.01T−17.5<CAl<0.0121T−19.737・・・(1)
[式中、Tは育成温度(℃)を示し、CAlは原料溶液中のAlの含有量(at%)を示す。] - 前記育成温度Tが1800〜2200℃である、請求項1記載の製造方法。
- 前記原料溶液の組成をSixTiyAlzとしたとき、y及びzはそれぞれ下記式(2)及び(3)を満たす、請求項1記載の製造方法。
10<y<25・・・(2)
0.5<z<10・・・(3) - 前記原料溶液の組成をSixCrvAlz’としたとき、v及びz’はそれぞれ下記式(4)及び(5)を満たす、請求項1記載の製造方法。
10<v<70・・・(4)
0.5<z’<10・・・(5) - 請求項1〜4のいずれか一項記載の製造方法により製造された炭化珪素単結晶。
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