TWI410537B - Silicon carbide single crystal wafer and its manufacturing method - Google Patents

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Nobuyoshi Yashiro
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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Description

碳化矽單結晶晶圓和其製造方法
本發明係關於高耐壓/低損失半導體裝置材料或者作為在高溫或放射線環境下等使用的耐環境用半導體裝置材料之利用可以被期待的碳化矽(SiC)單結晶晶圓和其製造方法。更具體地說，本發明係關於使高可信賴性/高生產性碳化矽半導體裝置的實現成為可能的碳化矽單結晶晶圓和其製造方法。
碳化矽(SiC)係具有熱安定性及化學安定性的化合物半導體之1種，與矽(Si)相比，具有能隙約為3倍，絕緣破壞電壓約為10倍，電子飽和速度約為2倍，熱傳導率約為3倍大之物性特徵。由如此優異的特徵，碳化矽可以期待應用於打破矽裝置的物性極限之功率裝置，或是進行高溫動作的耐環境裝置等電子裝置材料。
另一方面，於光學裝置，進行著目標為短波長化的氮化物系材料(GaN，AlN)之開發。碳化矽，與其他化合物半導體材料相比其對氮化物系材料之格子不整合非常地小，所以作為氮化物系材料之磊晶成長用的基板材料受到矚目。
因此，尋求著被使用於裝置或基板的優質的碳化矽單結晶晶圓，及其有效率的製造方法。為此，有必要製作被使用於晶圓的製作之優質的碳化矽塊狀單結晶(單結晶錠)。
＜碳化矽塊狀(bulk)單結晶之製造＞
碳化矽單結晶晶圓，係對由碳化矽塊狀單結晶藉由切片(slicing)切出的晶圓，施以硏磨(往均一厚度之硏磨)、拋光(鏡面硏磨)等加工而被製作的。這些加工自身，可以藉由與製作矽單結晶晶圓相同的步驟來實施係該業者所週知的。
作為使用於碳化矽單結晶晶圓的製作之碳化矽塊狀單結晶之製造方法，已知有昇華再結晶化法及溶液成長法。
昇華再結晶化法，是現在市售的碳化矽單結晶晶圓的主要製造方法。在此方法，將原料之碳化矽粉末在石墨製等之坩鍋內在2200～2500℃之高溫下使其昇華，在配置於該坩鍋內的低溫部的碳化矽單結晶所構成的晶種(seed)結晶上使碳化矽單結晶被再結晶化。
以昇華再結晶化法成長的碳化矽單結晶，不只包含由種晶承繼的差排或微管缺陷，而且會有存在著可能在結晶成長中發生的多數差排的問題。作為結晶成長中發生新的差排的原因可能有以下數點：(1)昇華再結晶化法基本上是在坩鍋內的閉鎖系統內進行的反應，所以隨著碳化矽原料的昇華，供給的昇華氣體的成分在結晶成長中會有所變動。(2)反應係在固相與氣相發生，所以成長環境存在著很大的溫度梯度，結果，在結晶中會發生很大的熱應力。(3)伴隨著結晶成長，成長界面在坩鍋內移動，所以溫度環境或原料之昇華氣體濃度會隨著時間改變。
伴隨著成長，會發生先前所述的結晶成長條件的變動導致新的缺陷產生，所以在昇華再結晶化法要得到比種晶更大幅提高品質的結晶是極為困難的。進而，在昇華再結晶化法，原料的碳化矽粉末或坩鍋之高純度化是很難的，所以再結晶化的碳化矽單結晶，不可避免地會混入硼、氮等不純物元素。這些不純物，不僅有在碳化矽結晶內誘發差排產生之虞，要得到製作裝置時所必須要控制得很好的低摻雜層會變得困難。
在溶液成長法，於矽或矽合金之融液中溶解碳(C)，調製出以該融液作為溶媒的碳化矽溶液。碳的溶解，係以溶液中的碳化矽與固相碳化矽在熱力學上可以成為平衡狀態(亦即，溶液中的碳化矽濃度達到飽和濃度)的方式進行的。藉由使碳化矽種晶接觸於此碳化矽溶液(液相)，至少於種晶附近使溶液成為過冷卻狀態，而作出碳化矽之過飽和狀態，使碳化矽單結晶成長於種晶上。作為創出過飽和狀態之方法，一般採用使種晶附近的融液溫度比其他部分的融液溫度變得更低溫的方式設置溫度梯度之所謂的溫差法。
在液相成長之溶液成長法，與昇華再結晶化法相比，可以使成長溫度低500℃～1000℃程度，所以在溫度控制性上是優異的。因此，可以使結晶中的熱應力非常小，可以抑制差排的產生。進而，係在接近熱力學平衡的狀態之結晶成長，所以可以實質解除結晶成長中之溶液組成等因子的變動。由這些結果，可以在結晶成長中達成幾乎完全沒有新發生的差排，與昇華再結晶法相比，差排或微管缺陷顯著地少，可以製造優質的碳化矽塊狀單結晶。
＜碳化矽單結晶磊晶晶圓之製造＞
使用由以前述之昇華再結晶化法或溶液成長法製造的碳化矽塊狀單結晶(單結晶錠)所製作的碳化矽單結晶晶圓(亦稱為塊狀晶圓(bulk wafer))來製作碳化矽裝置時，將此碳化矽單結晶晶圓作為基板，有必要於其表面形成不純物濃度與厚度被精密控制的低摻雜碳化矽單結晶磊晶膜或者以GaN等氮化物半導體為首的Ⅲ-Ⅴ族化合物半導體之單結晶磊晶膜。如此被形成磊晶膜的晶圓被稱為磊晶晶圓。
作為製作此磊晶晶圓之用的碳化矽磊晶膜的成膜方法，已知有化學氣相堆積法(Chemical Vapor Deposition：CVD)與液相磊晶法(Liquid Phase Epitaxy：LPE)。CVD法，係使碳化矽之原料氣體之矽烷系氣體與碳化氫系氣體在基板上熱分解，於基板上堆積碳化矽的薄膜之方法。LPE法，係與前述溶液成長法幾乎相同的手法。亦即，於矽金屬或矽與1種以上的金屬之合金的融液中使碳溶解而得的碳化矽溶液作為液相使用，使此溶液與基板接觸，至少使基板附近之溶液的碳化矽濃度為過飽和狀態，於基板上使碳化矽之磊晶膜成長。LPE法係接近於熱力學的平衡狀態之結晶成長，可以縮小結晶缺陷密度。
作為磊晶成長的基板使用的碳化矽單結晶晶圓，於其表層存在著良好的碳化矽單結晶構造進行構造變化而形成的表面變質層係屬已知。此表面變質層，係包含自然氧化膜或加工變質層之層。自然氧化膜，係在大氣中形成於碳化矽單結晶表層的氧化膜。另一方面，加工變質層，係於從塊狀單結晶製作碳化矽單結晶晶圓的加工步驟所導入的結晶構造之損傷層。
於這樣的表面變質層存在的碳化矽單結晶晶圓上使磊晶膜成長時，磊晶膜的成膜方法無論採前述哪一種方法，都會使形成的磊晶膜的膜質或特性劣化。因此，於磊晶成長前除去碳化矽單結晶晶圓的表層。作為此除去法，已知係藉由除去氧化導致之表面損傷層與除去其後之氧化膜所進行之方法。但是，要不導入損傷而除去氧化膜是困難的。
於下列專利文獻1(特開平6-188163號公報)，揭示著利用乾蝕刻法除去碳化矽單結晶晶圓的表面加工變質層之碳化矽單結晶基板。藉由蝕刻深度為200nm至400nm之反應性離子蝕刻(RIE)均勻地除去分布於晶圓表層的變質部分。另一方面，有報告指出蝕刻深度超過400nm時，晶圓表面會粗糙。
於專利文獻2(特開平9-183700號公報)，揭示著把分布於晶圓的深的加工變質層，以不發生基板表面變粗糙的方式，且保持蝕刻前的平坦性的方式進行除去的方法。此方法，係在利用離子化非活性氣體蝕刻晶圓的表面之後，藉此將新導入的離子照射損傷層，利用反應性氣體進行除去的步驟所構成。但是，在此方法必須要複數次之蝕刻步驟，效率很差。
於非專利文獻1[Jpn. J. Appl. Phys.,40,3315(2001)]，揭示著於根據CVD法之磊晶成長前，以當場(in-situ，亦即在磊晶成長裝置內)的方式進行根據H2 氣體之碳化矽單結晶晶圓之蝕刻，藉此除去晶圓表層。藉由CVD法形成磊晶膜的場合，H2 蝕刻係可在CVD裝置內進行，所以條件很好，作為除去碳化矽晶圓的表面變質層的方法現在已廣為使用。但是，H2 蝕刻要轉用到CVD法以外的方法(例如，LPE法)或者裝置是困難的。此外，進行磊晶成長時產生的表面缺陷密度，隨著H2 蝕刻條件而大幅改變的話，即使最佳化蝕刻條件於磊晶膜無可避免地會發生表面缺陷也是已知的。
實際上，藉由從前的除去處理法除去了如以上所述的碳化矽單結晶晶圓的表面變質層之後進行磊晶膜的成膜，也還是殘留有導致磊晶膜的品質降低的重要因素。因此，導致由碳化矽單結晶晶圓製造半導體裝置時之生產率(throughput，生產性)降低。由提高生產率的觀點來看，強烈要求特定出導致磊晶膜品質降低的重要原因，而且要將其除去。
[先前技術文獻]
[專利文獻]
[專利文獻1]日本專利特開平6-188163號公報
[專利文獻2]日本專利特開平9-183700號公報
[非專利文獻]
[非專利文獻1]Jpn. J. Appl. Phys.,40,3315(2001)
本發明之主要目的，在於提供特定出在碳化矽單結晶晶圓上進行磊晶成長的場合之，起因於碳化矽單結晶晶圓的磊晶成長膜品質降低的重要原因，藉由將此除去，而可以實現高可信賴性、高生產性之碳化矽半導體裝置之碳化矽單結晶晶圓及其製造方法。
藉由本發明，提供一種碳化矽單結晶晶圓，係於表面具有至少包含矽、碳及氧(O)之非單結晶構造的變質層的碳化矽單結晶晶圓，其特徵為：前述變質層的厚度為50nm以下，而且碳化矽單結晶部分之氧含量在1.0×1017 atoms/cm3 以下。
本案發明人等，以在碳化矽單結晶晶圓上之磊晶膜的品質降低之改善作為目標進行了檢討。具體而言，不僅是從前已被檢討的碳化矽單結晶晶圓的前處理之蝕刻方法或蝕刻條件而已，還包括碳化矽單結晶晶圓其自身，亦即對於材料方面也加以注意，特別是詳細地調查碳化矽單結晶晶圓的極表層之細微構造解析及碳化矽單結晶晶圓的不純物元素含量、差排密度分布等，而調查這些與成膜於晶圓上的磊晶膜的特性之關係。
結果，查明了在以從前的製造方法所得到的，作為磊晶膜成長用基板使用的碳化矽單結晶晶圓的表面，被施以前述之蝕刻等表面處理的場合，也存在著至少包含矽與碳及氧而與碳化矽單結晶構造在結晶構造上不同的變質層(以下，稱為表面變質層)。針對此表面變質層進而調查的結果，查明了以下(1)與(2)兩點。
(1)通常市售的藉由昇華再結晶化法所製作的碳化矽單結晶晶圓，由自然氧化膜及加工變質層所構成的，至少包含矽及碳與氧而與碳化矽單結晶構造在結晶構造上不同的表面變質層的厚度在60～300nm程度之範圍內，隨著晶圓不同而有相當的差異。而此表面變質層的厚度及厚度的差異，不管是碳化矽單結晶晶圓的表面光度是根據機械硏磨，或是根據CMP(Chemical Mechanical Polish，化學機械拋光)硏磨都沒有很大的差異。
表面變質層的厚度，如此般隨著晶圓不同而有很大的差異，所以在決定一致的表層深度下施以蝕刻的場合，表面變質層殘留的程度會隨著晶圓不同而有差異。總之，表面變質層的厚度比較淺的場合，表面變質層導致對磊晶膜質劣化的影響會變小，但是表面變質層的厚度與蝕刻深度相比為很深的場合，表面變質層會殘留，所以會招致於其上成長的磊晶成長膜的品質降低。
進而本案發明人等，藉由把表面變質層以先前文獻所揭示的乾蝕刻手法等，確認了以場外(ex-situ)(在磊晶成長裝置的外部)蝕刻除去的場合，把蝕刻後的晶圓暴露於大氣中會迅速再形成表面變質層。
(2)從前就已經在嘗試著於磊晶膜之成長前以當場(in-situ)的方式除去表面變質層。此除去，於磊晶膜成長是藉由CVD法的場合，可以藉由非專利文獻1所記載的當場(in-situ)氫蝕刻，或者LPE法的場合藉由融回(back-melt，在成長前，於碳在未飽和狀態之液相使碳化矽晶圓接觸，而在液相中使晶圓表面溶解)而進行。但是，在這些除去方法，可知含有矽與碳及氧的表面變質層的厚度很深的場合，其一部分會殘留。其殘留程度的差異，確認了會造成之後在晶圓上成長的磊晶膜的特性差異。表面變質層具有與碳化矽單結晶構造不同的構造，所以該表面變質層分布而殘留於晶圓表面的話，於其上成長的磊晶膜內應該會產生缺陷，而導致磊晶膜的特性降低。
於磊晶成長前以當場(in-situ)的方式徹底除去表面變質層，使良好的碳化矽結晶構造露出於晶圓表面全面，應該是防止磊晶膜的特性降低之有效的手段。但是，要如此進行，考慮到晶圓內之表面變質層的厚度差異的話，有必要進行蝕刻到至少數百nm以上的深度。施以如此深的蝕刻的話，會誘發晶圓表面的粗糙，成為此表面粗糙的原因，反而有使磊晶膜特性劣化之虞。
由前述之見解，本案發明人等，為了提出本質的解決方策，針對在除去表面變質層之前的狀態，製作確實可以控制原本的表面變質層為很薄的厚度之碳化矽單結晶晶圓進行了檢討。
結果，碳化矽單結晶晶圓的表面變質層的厚度，與除了晶圓的表面變質層外之碳化矽單結晶部分中所含有的不純物氧濃度有所關連，使此單結晶部分的不純物氧含量減低至1.0×1017 atoms/cm3 以下的話，前述表面變質層的厚度成為50nm以下，發現了可以使表面變質層的厚度，比從前存在於晶圓的表面變質層的厚度顯著更薄。
藉由碳化矽單結晶部分的氧濃度的減低，而使表面變質層(這包含前述之加工變質層與自然氧化膜)的厚度變薄的機制尚未被解明，但可以推測如下。首先，針對加工變質層(損傷層)，隨著氧濃度的降低而提高碳化矽單結晶的耐加工性，所以加工變質層的厚度減低。另一方面，自然氧化膜，推測是藉由碳化矽單結晶部分的氧之表面偏析與氛圍中的氧導致自然氧化之複合效果所形成的。碳化矽單結晶內部的不純物氧濃度減低時，於表面偏析的氧含量也減低，因此自然氧化膜的厚度會減低。
碳化矽單結晶晶圓的表面變質層的厚度成為50nm以下時，於進行根據CVD或LPE之磊晶成膜之前的表層除去步驟，藉由當場(in-situ)蝕刻進行至50nm的深度，可以確實抑制表面粗糙的發生與表面變質層的再形成。結果，可以在碳化矽單結晶晶圓的表面使優質的磊晶膜成長，因而聯繫著可以實現高可信賴性‧高生產性的碳化矽半導體裝置。
表面變質層，與碳化矽單結晶部分在結晶構造上不同。此表面變質層包含藉由加工而使結晶構造受到損傷的加工變質層與自然氧化膜，所以可以藉由細微結晶構造解析或是氧含量的分析(自然氧化膜比起單結晶部分氧含量更高)而特定出來。表面變質層的厚度，例如可以藉由根據剖面TEM(透過型電子顯微鏡)之表面TEM照片而求得。進而，亦可以併用GDMS(輝光放電質量分析)，或是SIMS(二次離子質量分析)等表面或者厚度方向的分析來進行可能的元素分析。根據SIMS的實驗，亦可以求出表面變質層之下的碳化矽單結晶部分的氧含量。
於適切的態樣，前述表面變質層的厚度為30nm以下，而且除了前述表面變質層外單結晶部分之氧含量為5×1016 atoms/cm3 以下。結晶內部的氧含量為5×1016 atoms/cm3 以下的話，可以實現表面變質層之更為薄層化，可以把表面變質層的厚度抑制於30nm以下。結果，根據CVD或LPE之成長前處理之表層除去的步驟簡化成為可能。
更佳者為前述表面變質層的厚度為10nm以下。在現在的碳化矽結晶中之超微量不純物分析技術，氧的檢測下限為5×1016 atoms/cm3 ，所以碳化矽單結晶部分的氧含量到底下降到哪裡並無法特定出正確的數值。但是藉由表面變質層的厚度測定，可知其厚度可以薄層化到10nm以下。
相關於本發明的碳化矽單結晶晶圓的口徑最好在2英吋直徑以上。碳化矽單結晶的口徑，只要是可以製作半導體裝置的大小即可，沒有特別的限制。但是為了要由1枚晶圓有效率地製作裝置，晶圓以2英吋直徑以上為較佳，考慮到既有的矽或GaAs半導體用的半導體製造裝置的轉用時，以4英吋直徑以上為更佳。
碳化矽以其為呈現結晶多形(polytype)的物質而知名。所謂結晶多形，係化學式量上為相同的組成但同時原子的層積樣式僅在c軸方向上存在著不同的許多結晶構造之現象。碳化矽的多形已知有數十種類，作為具代表性的結晶多形，有6H型(以6分子為1周期之六方晶系)、4H型(以4分子為1周期之六方晶系)、3C型(以3分子為1周期之立方晶系)等。功率裝置之中，在大/中電力用途以4H-SiC為較佳，在中/小電力用途以3C-SiC為較佳。此外，作為氮化物系材料(GaN，AlN)之磊晶成長用的晶圓材料以6H-SiC受到矚目。本發明之SiC單結晶，其結晶多形以3C-SiC、4H-SiC或者6H-SiC為較佳。碳化矽單結晶實質上係由單一結晶多形所構成，但如該業者所週知的，碳化矽單結晶會包含著些許差排、亞粒界、不同的結晶多形之混入。
由其他方面來看，藉由本發明，提供一種碳化矽單結晶晶圓，係作為碳化矽單結晶磊晶膜成長基板使用之碳化矽單結晶晶圓，其特徵為：在使磊晶膜成長的面不使非單結晶構造的變質層存在於表面，而且氧含量為1.0×1017 atoms/cm3 以下。
進而由其他方面來看，藉由本發明，提供一種碳化矽單結晶晶圓，係作為碳化矽單結晶磊晶膜成長基板使用之碳化矽單結晶晶圓，其特徵為：由前述之碳化矽單結晶晶圓，除去使磊晶膜成長的面之前述表面變質層者所構成的。表面變質層，以實質上完全被除去為較佳，但殘存其一部分(例如厚度30%以內，較佳者為10%以內)是被容許的。如前所述，相關於本發明之蝕刻單結晶晶圓的表面變質層的厚度在50nm以內，較佳者為30nm以內，更佳者為10nm以內，所以藉由蝕刻等確實地完全除去表面變質層是比較容易的，如此進行也可以使粗化表面很少發生。針對表面變質層之除去方法於稍後詳述。
本發明進而也提供由此表面變質層被除去的碳化矽單結晶晶圓所構成的基板，及在該被除去的面上成長的磊晶膜所構成的，碳化矽單結晶磊晶晶圓、以及使用此碳化矽單結晶磊晶晶圓所製作的半導體裝置。磊晶膜的成長方法，可以是CVD法、LPE法，或其他手法，沒有特別限定。
作為磊晶膜，可以舉出碳化矽單結晶、特別是低摻雜碳化矽單結晶(n型或p型)(亦即，同性磊晶(homo-epitaxial)膜)，及各種III-V族化合物半導體、特別是氮化物半導體之單結晶(亦即，異性磊晶(hetero-epitaxial)膜)。亦可以使互異的2層以上的磊晶膜成長。
磊晶膜為碳化矽單結晶之磊晶晶圓，所以碳化矽利用其自身的半導體特性製作半導體裝置。或者是，可以以此磊晶晶圓為基板，例如使如後述之異種化合物半導體膜異性磊晶成長。磊晶膜為低摻雜碳化矽單結晶所構成的場合，作為摻雜劑在n型的場合使用N，在p型的場合使用B，Al，Ga等。
III-V族氮化物半導體，典型來說，作為III族元素使用B、Al、Ga或者In，而作為V族元素使用含N的化合物半導體之1種，有氮化硼(BN)、氮化鋁(AlN)、氮化鎵(GaN)、氮化銦(InN)。這些之中，BN以外之AlN、GaN、InN，係在室溫/大氣壓下為安定的結晶構造之六方晶纖維鋅礦(wurtzite)型，其能帶構造為直接遷移型。進而，在室溫之帶隙能量分別為6.2eV、3.4eV、～0.8eV。此外，這些之混晶(一般式：Alx Gay In1-x-y N)之製作亦為可能，其帶隙能量為～0.8eV至6.2eV。因此，此混晶可以期待涵蓋近紅外線至遠紫外線之寬廣範圍的發光裝置等之應用，有一部分已廣為利用。
由相關於本發明之碳化矽單結晶磊晶晶圓之半導體裝置之製作法對於該項業者係屬週知，於本發明沒有特別的限制。如前所述，磊晶膜為碳化矽的場合被期待著在功率裝置或電子裝置上的應用，或是在III-V族氮化物半導體的場合，特別被期待在光電裝置上的應用。
相關於本發明之氮化矽單結晶晶圓的材料之氮化矽塊狀單結晶，可以藉由溶液成長法，亦即包含融解「矽」或者「矽與M(M為矽以外之1種以上的金屬)」所構成的原料，藉由使碳溶解於所得到的融液，而調製與碳化矽化合物應該成為熱力學上平衡狀態的液相之步驟，及使種晶接觸於前述液相，藉由使前述液相之至少前述種晶周圍部分成為過飽和狀態，而在前述種晶上使碳化矽單結晶成長的步驟之方法來製造。此時，(1)使融解前之前述原料中的氧含量在100ppm以下，而且(2)使結晶成長中之前述液相的周圍氛圍中的氧濃度為100ppm以下，可以得到表面變質層的厚度，以及除了此變質層外之碳化矽單結晶部分之氧含量均在本發明規定的範圍內之碳化矽單結晶晶圓。
原料係由矽與至少1種金屬M所構成的場合，把各原料之氧含量之加權了其混合比例的平均值作為原料的氧含量。周圍氛圍的氧濃度，係將裝置內之氣體取出至爐外，藉由分析裝置測定氣體中的氧濃度而可以求出。來自裝置的氣體排出管線內組入氣體分析裝置，進行線內測定亦為可能。氧亦有由裝置內的材料發生的可能性，所以流入裝置內的氣體中的氧濃度是無法正確地測定出裝置內的氛圍氣體中的氧濃度。在氧濃度隨著時間而變動的場合，取單結晶成長中的氛圍氣體中的氧濃度的平均值即可，容許瞬間氧濃度超過100ppm。
詳細調查含有於碳化矽單結晶的不純物氧的混入源的結果，發現作為氧混入源，原料之矽或矽與1種以上的金屬元素M中的不純物氧，以及融解前述原料形成液相時之周圍氛圍中存在的不純物氧係具有支配性的地位。在此，判明了將這些不純物氧含量分別規定為100ppm以下時，可以把所得到的碳化矽單結晶(除了表面變質層)之不純物氧含量抑制為1.0×1017 atoms/cm3 以下。藉此，可以製造表面變質層的厚度在50nm以下的碳化矽單結晶晶圓。
使用於融解的原料，藉由進行化學蝕刻，或者在結晶成長爐內於未達融點的溫度(亦即不使原料融解)而在高真空下(＜1×10-2 Pa)進行熱處理，進行存在於其表面的氧化膜的除去後再進行融解為較佳。融解原料時之氛圍，以氬氣或氦氣等非活性氣體為較佳。供融解原料之用的溫度，若是矽的場合融點在1414℃以上，若是Si-M之合金系的話，隨著選擇的金屬元素M與其組成之不同而可能在900℃～2000℃以上大幅變動，但為了在實效之成長速度下使碳化矽單結晶安定地成長，以在1600℃～1900℃之溫度範圍為更佳。
使原料之不純物氧含量或者氛圍內之任一之不純物氧濃度降至1ppm以下的話，可以使碳化矽單結晶之不純物氧含量減低至5×1016 atoms/cm3 以下，而可得表面變質層的厚度在30nm以下的碳化矽單結晶晶圓。此外，使原料與氛圍雙方的氧含量在1ppm以下的話，可以進而減低不純物氧含量，可以製造出表面變質層在10nm以下之非常薄的碳化矽單結晶晶圓。
以如此而得到的表面變質層的厚度很薄的碳化矽單結晶晶圓作為基板，於其表面形成磊晶膜的場合，首先由使磊晶膜成長的基板表面除去表面變質層。因為表面變質層很薄，最大除去50nm的厚度，即可得到完全除去表面變質層的面，所以藉由在其上進行磊晶成長，可以安定地形成良好品質的磊晶膜。
如此般，藉由使用本發明之碳化矽單結晶晶圓，成為可以進行優質的磊晶成長，因此成為可以實現高可信賴性‧高生產性之碳化矽半導體裝置。進而本發明之碳化矽單結晶晶圓，也明顯地具有以下所述之當初未曾設想到的預期以外之效果。
擔任連結半導體裝置本體與被形成於晶圓上的各種配線的角色的是歐姆接觸。一般而言，歐姆接觸在半導體裝置上是不可或缺的構造。在縱型功率裝置之中蕭特基障蔽二極體(Schottky Barrier Diode，SBD)等，供歐姆接觸之用的陰極接觸區域與汲極接觸區域被形成於晶圓的背面。
在歐姆接觸產生的電阻會使半導體裝置之熱損失增大而使裝置特性劣化，所以尋求使該電阻減低至對於裝置固有的電阻而言是可以忽視的程度。接觸電阻發生的主要原因，是存在於電極/碳化矽半導體界面之蕭特基障蔽。此為本質上的重要原因，而像是碳化矽這樣寬能帶間隙半導體要形成低電阻之接觸是困難度很高的。
到目前為止所提出的對碳化矽半導體之歐姆接觸形成法，係於碳化矽單結晶的高濃度摻雜區域，在n型時蒸鍍Ni、Ti、Co等金屬材料，在p型時蒸鍍Al、B等金屬材料之後，進行1000℃程度的熱處理，而使產生的反應層與碳化矽之間的電阻降低的方法。從前，在接觸形成前有必要使優質的半導體構造露出於表面，所以對碳化矽半導體表面施以各種前處理(可參照Silicon Carbide Recent Major Advances,W. J. Choyke et.al Eds.,p. 653)。萬一，有絕緣性異物存在於表層時，此會變成接觸電阻，無法形成良好的歐姆接觸。亦即，未藉由前處理來進行表面變質層的除去之面(也未被形成磊晶膜)上直接形成歐姆接觸的場合(例如在縱型功率裝置之SBD的背面形成歐姆接觸的場合)，要形成良好的歐姆接觸到目前為止都算是困難的。
對此，相關於本發明的碳化矽單結晶晶圓，表面變質層的厚度不滿50nm，除表面變質層之外的單結晶區域的氧含量在1.0×1017 atoms/cm3 以下。可知在以此碳化矽單結晶晶圓作為基板的磊晶晶圓，例如晶圓背面這樣的，沒有被施以特別的前處理，未被除去表面變質層的面，也可以形成良好的歐姆接觸。
藉由剖面TEM來詳細調查可得良好的歐姆接觸特性的碳化矽晶圓與接觸材料之金屬之界面時，於晶圓表層部未見表面變質層，此外氧也未被TEM-EDX檢測出。這應該是藉由接觸材料之金屬有效率地使表面氧化膜還原，而氧則以原子狀態擴散至接觸材料中的緣故。
另一方面，從前之超過50nm的具有厚的表面變質層的晶圓，如前所述，若不進行晶圓的前處理，無法得到良好的歐姆接觸特性。藉由使用本發明之碳化矽晶圓，往背面之歐姆接觸形成時之表面前處理步驟之簡化成為可能，可以有效率地製作碳化矽半導體裝置，對於該項業者帶來了無法事前預期的顯著效果。
以本發明之碳化矽單結晶晶圓為基板，於其表面使磊晶膜成長時，起因於基板的碳化矽單結晶晶圓之磊晶成長膜的品質劣化變得不易發生。結果，可以製作高可信賴性‧高生產性之碳化矽半導體裝置或者III-V族化合物半導體裝置。而且，在晶圓背面形成歐姆接觸時，不需要特別的表面前處理，可以簡化歐姆接觸形成步驟。
首先，說明藉由溶液成長法來製造包含矽、碳及氧的非結晶單結晶構造的表面變質層的厚度在50nm以下，而且除了表面變質層外單結晶區域的氧含量在1.0×1017 atoms/cm3 以下為其特徵之相關於本發明的碳化矽單結晶晶圓之材料的碳化矽單結晶(塊狀單結晶)的場合之一例。
於圖1模式顯示使用於此碳化矽單結晶的製造之製造裝置。圖1之單結晶製造裝置，具備收容融液1之坩鍋2，被保持於可以升降的種晶軸3的前端之碳化矽種晶4與融液1接觸著。坩鍋2與種晶軸3，可以相互獨立地旋轉。
坩鍋2係藉由種晶軸3貫通的坩鍋蓋5來閉鎖。為了保溫在坩鍋2的外周以絕熱材6包圍。絕熱材6的外周，被配置著誘導加熱坩鍋以及融液之用的高頻線圈7。為了進行根據溫差法之結晶成長，藉由調整高頻線圈7的捲繞數或間隔、與坩鍋2之相對位置關係，於融液1設上下方向之溫度差，可以使與種晶4接觸的融液的液面附近成為比下部更為低溫。
這些坩鍋2、絕熱材6、高頻線圈7會變成高溫，所以被配置於水冷真空室8的內部。水冷真空室8，為了調整製造裝置內的氛圍之用，具備有氣體導入口9與氣體排出口10。雖未圖示，但亦可通過高頻線圈的間隙，貫通絕熱材6而設置複數之熱電溫度計(高溫計)，測定坩鍋2的複數個高度處所之側面溫度。
於水冷真空室9的上部，被配置著可以藉由閘閥11區隔的預備室12。此預備室也被水冷。此預備室具備與水冷真空室9獨立的氣體導入口13與氣體排氣口14。利用此預備室12，可以不使真空室9內的氛圍暴露於大氣氛圍下而將捕獲不純物氣體之除氣劑(未圖示)或是收容包含矽的原料之坩鍋2導入水冷真空室9。
融液1係藉由把僅有矽，或者是矽與其他之1種以上的金屬M之混合物所構成的原料融解，於所得到的融液融解碳而調製的。因此，此融液，含有矽，隨場合不同而含有金屬M，進而含有碳。此融液，係以溶融的矽或者矽與M為溶媒之碳化矽的溶液。溶液中的碳含量，係融液的碳化矽濃度達到與固相碳化矽成熱力學平衡狀態(換句話說，即飽和濃度)附近。
如前所述，融液原料之矽與隨場合而使用的金屬M，使用原料之氧含量在100ppm以下者。即使使用高純度的原料，在矽或金屬M之原料表面也存在著自然氧化導致的氧化膜，不除去此氧化膜的話，原料的氧濃度會超過100ppm。
因此，將原料裝入單結晶製造裝置內後，首先以藉由在高真空下(＜1×10-2 Pa)而且比原料融點更低的溫度進行事前熱處理，除去原料表面的自然氧化膜之後再進行融解為較佳。替代地，在事前藉由化學蝕刻除去原料的表面氧化膜，之後融解原料亦為可能，但以在坩鍋內之氧化膜的除去較為簡便，所以較佳。根據化學蝕刻之表面氧化膜的除去，隨著被形成於表面的金屬氧化膜的種類不同，而適當選用合適的蝕刻液來實施。例如矽氧化膜的場合，可以使用氟酸來實施。
金屬M的種類只要是可以與碳化矽(固相)形成熱力學上平衡狀態之液相(碳化矽溶液)的話即可，沒有特別限制。較佳者，係融液與矽單獨的場合相比，可以增大碳化矽單結晶成長速度之金屬。作為適當的金屬M之例，可以舉出Ti、Mn、Cr、Co、V、Fe等。特別佳之金屬M為Ti及Mn，其中以Ti尤佳。較佳的合金元素M的原子比，使Si-M合金的組成以si1-x Mx 表示，M為Ti的場合為0.1≦x≦0.25，M為Mn的場合為0.1≦x≦0.7。金屬M為其他金屬的場合，也可以考慮碳的溶解量或融解溫度，而設定適當的M的比率。
對融液供給碳的方法有好幾種是可能的。最為一般的方法，是以超高純度的石墨或者碳化矽製作坩鍋2的全體，或是至少使坩鍋的內表層以此石墨或者碳化矽覆蓋，而藉由坩鍋的溶解而將碳供給至融液中。在此種方法，避免了未融解的碳存在於融液中。或者是單獨將碳，或者把碳與矽一起，以固體的方式由外部添加亦可，或者於矽或者包含矽與金屬M的融液內把甲烷、丙烷等碳化氫氣體通至爐內而在融液表層使藉由氣體的熱分解而產生的碳融解於融液亦可。併用2種以上這些碳的供給方法亦可。
作為絕熱材6，例如可以使用纖維系(石墨質碳纖維製)或者非纖維系之成形絕熱材。為了防止來自這些絕熱材的顆粒等之飛散而使融液受到汙染，例如使用被收容於石墨製或者表層塗覆以碳化矽或TaC等之石墨製的容器的絕熱材為較佳。使用絕熱材，在進行2英吋直徑以上的大小的結晶成長時，可維持高的加熱效率所以是非常需要的。
為了要使成為相關於本發明的晶圓的材料之碳化矽單結晶進行溶液成長，在將原料裝入坩鍋之前，預先進行在真空排氣下僅加熱絕熱材或坩鍋等構件(以下，稱為預備加熱)，使在升溫時會由裝置構件放出的氣體儘可能事前排出至裝置外為較佳。此預備加熱溫度，最好是比結晶成長時的溫度更高50℃以上。另一方面，即使使預備加熱溫度升高至比成長溫度更極端的高溫，也因為事前的氣體排出效果會趨於飽和，所以預備加熱溫度只要是比成長溫度更高上50℃～150℃的溫度即可。例如，結晶成長溫度為1750℃的場合，預備加熱溫度之較佳的範圍為1800℃～1900℃。
其後，導入原料。於原料導入前，爐內的溫度，預先降低至未達原料的融點的溫度，原料導入後，較佳者為如前所述般以高真空下且比融解溫度更低的溫度施以熱處理，由原料除去表面氧化膜，使原料的氧濃度在100ppm以下，較佳者為10ppm以下，更佳者為1ppm以下。供此氧化膜除去之加熱溫度以1200～1400℃程度為較佳。如此進行之後，將接下來所述的高純度非活性氣體導入裝置內(水冷真空室內)，加熱至比原料的融解溫度更高溫形成融液1，進而對此融液使碳融解至與固相碳化矽達到熱力學上接近平衡的濃度時，結束碳化矽單結晶的成長準備。作為非活性氣體以使用稀有氣體為較佳，一般使用氬氣或氦氣。
其後，依循常法，使保持於種晶軸3的前端的碳化矽種晶4與融液1接觸，於融液1形成種晶附近成為低溫的溫度梯度(例如，越往上方越為低溫之上下方向的溫度梯度)，種晶附近由於過冷卻而成為過飽和狀態，在種晶上成長碳化矽單結晶。替代溫差法，而採用使融液全體的溫度降低成為過飽和狀態，因應必要而反覆升溫與降溫的方法亦為可能。為了結晶成長的均勻化與促進，可以使坩鍋與種晶軸之一方或雙方以一定速度，或者週期性加減速而使其旋轉。使坩鍋與種晶軸雙方旋轉的場合，旋轉方向以互為逆向是較佳的。
為了使融液的周圍氛圍，亦即裝置內的氛圍中之氧濃度為100ppm以下，也要考慮到裝置內的原料或材料所產生的氧，導入至裝置內的非活性氣體，以使用不純物氧氣含量在100ppb以下者為較佳。此氧氣含量更佳者為10ppb以下。這樣的氣體，可以藉由把市售的非活性氣體，通入氣體精製器後導入裝置內而實現。此外，被導入裝置內的非活性氣體，會受到由製造裝置內的構件在升溫時放出的不純物氣體所汙染，所以實際的結晶成長中之氛圍中的不純物氧濃度，有必要在來自製造裝置的氣體排出管線設置超高精度氣體分析器而進行調查。
如此般藉由把原料及周圍氛圍氣體的氧量限制在100ppm以下之溶液成長法，可以製造使氧含量在1.0×1017 atoms/cm3 以下，較佳者為5×1016 atoms/cm3 以下之加工性高的碳化矽塊狀單結晶。藉由從此低氧的碳化矽塊狀單結晶依照常法製作晶圓，抑制表面氧化與加工變質的結果，可以得到表面變質層的厚度為50nm以下，較佳者為30nm以下，更佳者為10nm以下之相關於本發明之碳化矽單結晶晶圓。
製作以此碳化矽單結晶晶圓為基板的磊晶晶圓的場合，首先，針對基板碳化矽單結晶晶圓之使磊晶膜成長之面，進行除去其表面變質層之處理。此表面變質層之除去以當場(in-situ)亦即在磊晶膜成長裝置內實施為較佳。這如前所述，在磊晶膜成長採CVD法的場合可以藉由當場氫蝕刻來進行，在LPE法的場合可藉由融回(back melt)來進行。表面變質層的厚度在50nm以下非常地薄，而且預測很容易，所以可以容易決定必要的除去厚度，可以完全除去表面變質層。此外，因為淺層除去即已足夠，所以抑制除去所導致的表面粗糙。結果，可以進行良質的磊晶膜之成膜，因此可以製作信賴性高的半導體裝置。
[實施例]
在以下所示之實施例，使用圖1所示的單結晶製造裝置，進行根據溶液成長法之碳化矽塊狀單結晶之成長。此單結晶製造裝置，具備石墨坩鍋2(內徑130mm)，此石墨坩鍋的外周係由纖維系成形絕熱材6所包圍。進而於其外周設有誘導加熱用的高頻線圈7。單結晶製造裝置內的氛圍可以利用氣體導入口9與排氣口10來進行調整。
在實施例，藉由化學蝕刻實施原料的表面氧化膜的除去，但這是為了要在將原料放入坩鍋之前知道使用的原料中之不純物氧濃度。化學蝕刻具體而言在對矽氧化膜使用氟酸為蝕刻劑，對鈦氧化膜使用熱硝酸為蝕刻劑而進行的。
[實施例1]
在本例，於石墨坩鍋2把融液原料之矽與鈦以Si：Ti=80：20(原子比、亦即、at%)之比例放入，藉由高頻誘導加熱融解而調製成為溶媒之融液。做為原料使用的矽與鈦之塊(粒狀物)中的不純物氧濃度，包含表面氧化膜的部分，平均為60ppm。此原料，係將市售的矽及鈦進行化學蝕刻而完全除去表面氧化膜者。在坩鍋內使矽與鈦融解之前，使坩鍋與絕熱材在高真空排氣下於1880℃加熱5小時進行烘烤，儘可能地排出在升溫時來自裝置構件的放出氣體。此時之到達真空度為1×10-2 Pa。
對融液的碳供給，利用來自石墨坩鍋的溶解。進行單結晶成長前，為了使碳溶解於溶媒之Si-Ti融液，使單結晶製造裝置內封入大氣壓之非活性氣體，使石墨坩鍋與融液在1800℃加熱約2小時，直到融液中的碳化矽濃度接近與固相碳化矽成熱力學平衡的狀態為止使充分量之碳溶解。作為非活性氣體，使用市售之氧含量為100ppb之氦氣。藉由設置於非活性氣體排出管線內的超高精度氣體分析器(電漿氣體分析裝置)測定氣體中的氧濃度，監視裝置內的氧濃度。
於融液中溶解充分量的碳之後，使保持於種晶軸3的前端的直徑51mm之4H-SiC單結晶所構成的種晶浸漬於融液1的表層附近，與融液接觸。藉由事前改變高頻線圈與石墨坩鍋之相對位置及配置於石墨坩鍋外周的絕熱材的構造，可以調整溫度成融液表層的溫度與融液內部相比變得更低溫的溫度梯度被形成於融液內，進行50小時之根據溫差法之碳化矽單結晶之成長。結晶成長位置之融液溫度為1800℃，融液內部之溫度為1830℃(溫度梯度為：15℃/cm、ΔT：30℃/2cm)。坩鍋2與晶種軸3以20rpm之速度相互反方向地旋轉。結晶成長中之周圍氛圍中的不純物氧濃度，根據在氣體排出管線之測定，平均為80ppm。
成長實驗結束後，使種晶軸3上升，使碳化矽單結晶與融液1分離而回收。坩鍋內的融液冷卻至室溫而使其凝固。於碳化矽單結晶附著著融液的凝固物，所以藉由氟硝酸(HF+HNO3 )除去。由所得到的碳化矽塊狀結晶(厚度5mm)藉由常法製作2英吋直徑(口徑50.8mm)的4H-SiC軸上(on axis)之單結晶晶圓。晶圓表面藉由CMP硏磨來拋光。
使用晶圓的一部分以剖面TEM進行表層之細微構造解析，不純物分析藉由GDMS以及SIMS來進行。晶圓內部之不純物分析係藉由SIMS來進行。這些之結果，在本例製造的碳化矽晶圓的表層，以矽、碳、氧為主構成元素之表面變質層存在著44nm之厚度。圖2(a)顯示GDMS深度輪廓圖，圖2(b)顯示剖面TEM照片。除了表面變質層以外的碳化矽單結晶部分之不純物氧濃度，根據SIMS分析的結果為9.5×1016 atoms/cm3 。
剩下的碳化矽單結晶晶圓作為基板使用，接著藉由以接下來概述之矽為溶媒之液相磊晶法，於基板上成膜碳化矽磊晶膜。
首先，於高純度石墨所構成的坩鍋內填充矽晶片，在高頻誘導加熱爐內加熱形成矽融液。使融液保持2小時由石墨坩鍋溶解充分量的碳。其後，把在本例製作的4H-SiC軸上單結晶晶圓浸漬於融液。融液在高度方向上設了約10℃/cm之溫度梯度。基板之4H-SiC軸上單結晶晶圓，於浸漬之後於融液內部的高溫區保持5分鐘，使晶圓的表面變質層在液相中回融(back melt)。其後，使該晶圓移動至融液表層，開始液相磊晶成長。磊晶成長溫度為1700℃，成長時間為1小時。藉由此磊晶成長得到約10μm厚的碳化矽液相磊晶膜。
藉由共焦顯微鏡觀察碳化矽磊晶膜的表面缺陷的發生狀況，評估如下。從前的晶圓(以市售的昇華再結晶法製作的碳化矽晶圓)上磊晶成長的場合與表面缺陷的發生狀況沒有改變者標示為「不良」，表面缺陷的頻率減少至1/10以下者標為「良」，沒有被觀察到表面缺陷者標示為「優」。
針對歐姆接觸，在準備進行試驗的晶圓的背面蒸鍍Ni/Ti金屬後，在1000℃退火，以TLM(轉移長度法，Transfer Length Method)法調查接觸特性。把得到歐姆特性者標示為「Yes」，得到蕭特基特性者標示為「No」。試驗結果整理於表1。
[實施例2]
除了加入石墨坩鍋的原料僅僅有矽(原料矽中殘留氧濃度為1ppm，預先藉由化學蝕刻部分地除去表面氧化膜者)以外，與實施例1同樣條件，製作碳化矽單結晶晶圓(厚度350μm)。於所得到的碳化矽晶圓的表層，以矽、碳、氧為主構成元素之表面變質層存在著38nm之厚度。除了表面變質層以外之碳化矽單結晶部分之不純物氧濃度，根據SIMS分析的結果為7.8×1016 atoms/cm3 。於此碳化矽單結晶晶圓上，與實施例1同樣進行藉由液相磊晶法形成碳化矽磊晶膜，進行其評估。結果併記於表1。
[實施例3]
除了加入石墨坩鍋的原料僅僅有矽(原料矽中殘留氧濃度為100ppb，預先藉由化學蝕刻完全除去表面氧化膜者)以外，與實施例1同樣條件，製作碳化矽單結晶晶圓。所得到的碳化矽單結晶晶圓的表層，以矽、碳、氧為主構成元素之表面變質層存在著28nm之厚度。除了表面變質層以外之碳化矽單結晶部分之不純物氧濃度，根據SIMS分析的結果為5.0×1016 atoms/cm3 。於此碳化矽單結晶晶圓上，與實施例1同樣進行藉由液相磊晶法形成碳化矽磊晶膜，進行其評估。結果併記於表1。
[實施例4]
加入石墨坩鍋的原料為矽與鈦(原料矽、鈦中殘留氧濃度平均為80ppm，預先藉由化學蝕刻部分地除去表面氧化膜者)，使矽與鈦在坩鍋內融解前，將坩鍋與絕熱材在高真空排氣下於1880℃加熱10小時進行烘烤，儘可能地排出在升溫時來自裝置構件的放出氣體。此時之到達真空度為4×10-3 Pa。其後，使氧濃度為100ppb之高純度氦氣通過氣體精製器後，導入結晶製造裝置內。結晶成長中之周圍氛圍中的不純物氧濃度，根據在氣體排出管線之測定，平均為200ppb。除此以外，與實施例1同樣地製作碳化矽單結晶晶圓。所得到的碳化矽單結晶晶圓的表層，以矽、碳、氧為主構成元素之表面變質層存在著29nm之厚度。除了表面變質層以外之碳化矽單結晶部分之不純物氧濃度，根據SIMS分析的結果為5.0×1016 atoms/cm3 。於此碳化矽單結晶晶圓上，與實施例1同樣進行藉由液相磊晶法形成碳化矽磊晶膜，進行其評估。結果併記於表1。
[實施例5]
除了加入石墨坩鍋的原料僅僅有矽(原料矽中殘留氧濃度為100ppb，預先藉由化學蝕刻完全除去表面氧化膜者)，結晶成長中之氛圍中之不純物氧濃度平均為200ppb以外，與實施例1同樣條件，製作碳化矽單結晶晶圓。所得到的碳化矽單結晶晶圓的表層，以矽、碳、氧為主構成元素之表面變質層存在著9nm之厚度。除了表面變質層以外之碳化矽單結晶部分之不純物氧濃度，根據SIMS分析的結果，未達檢測下限(＜5.0×1016 atoms/cm3 )。於此碳化矽單結晶晶圓上，與實施例1同樣進行藉由液相磊晶法形成碳化矽磊晶膜，進行其評估。結果併記於表1。
[比較例1]
放入石墨坩鍋的原料為矽與鈦(原料矽、鈦中的殘留氧濃度平均為300ppm，維持市售品的原樣)，結晶成長中的氛圍中之不純物氧濃度為150ppm(不進行原料融解前之藉由烘焙排出來自裝置構件的放出氣體)以外與實施例1採用相同的條件，製作了碳化矽單結晶晶圓。所得到的碳化矽單結晶晶圓的表層，以矽、碳、氧為主構成元素之表面變質層存在著60nm之厚度。除了表面變質層以外之碳化矽單結晶部分之不純物氧濃度，根據SIMS分析的結果為1.2×1017 atoms/cm3 。
[比較例2]
針對以昇華再結晶化法製作的市售之碳化矽單結晶晶圓，以剖面TEM進行表層之細微構造解析，不純物分析藉由GDMS以及SIMS來進行。此外，晶圓內部之不純物分析係藉由SIMS來進行。這些之結果，於比較例2之碳化矽單結晶晶圓的表層，以矽、碳、氧為主構成元素之表面變質層存在著233nm之厚度(參照圖3)。除了表面變質層以外之碳化矽單結晶部分之不純物氧濃度，根據SIMS分析的結果為2.0×1017 atoms/cm3 。
由實施例1、2及比較例1、2之結果，可知碳化矽單結晶晶圓之表面變質層的厚度在50nm以下時，成膜於晶圓上的磊晶膜品質提高，而且不施以特別的前處理就可以形成良好的歐姆接觸。由實施例3～5的結果可知，晶圓表面變質層的厚度在30nm以下時，成膜於晶圓上的磊晶膜的品質可進而提高。
以溶液成長法製作切出晶圓之用的碳化矽塊狀單結晶的場合，藉由使原料中的不純物氧濃度及結晶成長中之氛圍中的不純物氧濃度分別為100ppm以下，可以製造相關於本發明之碳化矽單結晶晶圓。較佳者為，使原料或氛圍之一方或者雙方的氧濃度在100ppb以下，進而減低碳化矽塊狀單結晶內的氧濃度。
藉由使用本發明之碳化矽單結晶晶圓，可以抑制起因於碳化矽單結晶晶圓的磊晶成長膜的品質劣化，製作高信賴性‧高生產性的碳化矽半導體裝置。而且，在半導體晶圓背面形成歐姆接觸時，不需要特別的表面前處理，可以簡化歐姆接觸形成步驟。
1．．．融液
2．．．坩鍋
3．．．晶種軸
4．．．種晶
5．．．坩鍋蓋
6．．．絕熱材
7．．．高頻線圈
8．．．水冷真空室
9．．．氣體導入口
10．．．氣體排氣口
11．．．閘閥
12．．．預備室
13．．．氣體導入口
14．．．氣體排氣口
圖1係可以使用於碳化矽單結晶的製造之單結晶製造裝置之模式剖面圖。
圖2(a)係顯示在實施例1製作的碳化矽單結晶晶圓之GDMS深度輪廓圖，圖2(b)顯示其剖面之穿透式電子顯微鏡照片。
圖3係顯示在比較例2所製作的碳化矽單結晶晶圓表層之剖面穿透式電子顯微鏡照片。
1．．．融液
2．．．坩鍋
3．．．晶種軸
4．．．種晶
5．．．坩鍋蓋
6．．．絕熱材
7．．．高頻線圈
8．．．水冷真空室
9．．．氣體導入口
10．．．氣體排氣口
11．．．閘閥
12．．．預備室
13．．．氣體導入口
14．．．氣體排氣口

Claims (13)

  1. 一種碳化矽單結晶晶圓，係於表面具有至少包含矽、碳及氧(O)之非單結晶構造的變質層的碳化矽單結晶晶圓，其特徵為：前述變質層的厚度為50nm以下，而且碳化矽單結晶部分之氧含量在1.0×1017 atoms/cm3 以下。
  2. 如申請專利範圍第1項之碳化矽單結晶晶圓，其中前述變質層的厚度為30nm以下，而且碳化矽單結晶部分之氧含量在5×1016 atoms/cm3 以下。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之碳化矽單結晶晶圓，其中前述變質層的厚度為10nm以下。
  4. 如申請專利範圍第1或2項之碳化矽單結晶晶圓，其中口徑為50.8mm(2英吋)以上。
  5. 如申請專利範圍第1或2項之碳化矽單結晶晶圓，其中碳化矽單結晶部分之結晶多形體(polymorph)為3C-SiC、4H-SiC或者6H-SiC之任一。
  6. 一種碳化矽單結晶晶圓，係作為碳化矽單結晶磊晶膜成長基板使用之碳化矽單結晶晶圓，其特徵為：在使磊晶膜成長的面不使非單結晶構造的變質層存在於表面，而且氧含量為1.0×1017 atoms/cm3 以下。
  7. 一種碳化矽單結晶晶圓，係作為碳化矽單結晶磊晶膜成長基板使用之碳化矽單結晶晶圓，其特徵為：由申請專利範圍第1~5項之任一項所記載之碳化矽單結晶晶圓， 除去使磊晶膜成長的面之前述變質層者所構成的。
  8. 一種碳化矽單結晶磊晶晶圓，其特徵係由申請專利範圍第6或7項所記載的碳化矽單結晶晶圓所構成的基板、與在該晶圓之被除去前述變質層的面上成長的磊晶膜所構成。
  9. 一種半導體裝置，其特徵係使用申請專利範圍第8項所記載之碳化矽單結晶磊晶晶圓來製作的。
  10. 一種方法，係融解「矽」或者「矽與M(M為矽以外之1種以上的金屬)」所構成的原料，藉由溶液成長法於種晶上使碳化矽結晶成長所構成的，成為申請專利範圍第1~5項之任一項所記載之碳化矽單結晶晶圓的素材之碳化矽塊狀單結晶之製造方法，前述溶液成長法使用碳化矽溶液，該碳化矽溶液係使用使碳溶解於所得到的融液而得的，其特徵為：融解前之前述原料中的氧含量為100ppm以下，而且結晶成長中之前述液相之周圍氛圍中的氧濃度為100ppm以下。
  11. 如申請專利範圍第10項之方法，其中融解前之前述原料中的氧含量為1ppm以下。
  12. 如申請專利範圍第10或11項之方法，其中結晶成長中之前述液相的周圍氛圍中的氧濃度為1ppm以下。
  13. 一種碳化矽單結晶晶圓之製造方法，其特徵為：係由申請專利範圍第1~5項之任一項所記載之碳化矽單結晶晶圓將前述變質層以當場(in situ)蝕刻法除去之碳化矽 單結晶磊晶膜成長基板用碳化矽單結晶晶圓之製造方法。
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