WO2016051485A1 - 炭化珪素単結晶ウェハ、及び炭化珪素単結晶インゴットの製造方法 - Google Patents

炭化珪素単結晶ウェハ、及び炭化珪素単結晶インゴットの製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2016051485A1
WO2016051485A1 PCT/JP2014/076014 JP2014076014W WO2016051485A1 WO 2016051485 A1 WO2016051485 A1 WO 2016051485A1 JP 2014076014 W JP2014076014 W JP 2014076014W WO 2016051485 A1 WO2016051485 A1 WO 2016051485A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
single crystal
silicon carbide
carbide single
less
dislocation density
Prior art date
Application number
PCT/JP2014/076014
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
正史 中林
光太 下村
幸雄 永畑
小島　清
Original Assignee
新日鉄住金マテリアルズ株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鉄住金マテリアルズ株式会社 filed Critical 新日鉄住金マテリアルズ株式会社
Priority to CN201480003544.1A priority Critical patent/CN105658846B/zh
Priority to KR1020187002011A priority patent/KR102160863B1/ko
Priority to KR1020157028953A priority patent/KR101823216B1/ko
Priority to US14/761,485 priority patent/US10202706B2/en
Priority to EP14877562.0A priority patent/EP3026147A4/en
Priority to PCT/JP2014/076014 priority patent/WO2016051485A1/ja
Publication of WO2016051485A1 publication Critical patent/WO2016051485A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B23/00—Single-crystal growth by condensing evaporated or sublimed materials
    • C30B23/02—Epitaxial-layer growth
    • C30B23/06—Heating of the deposition chamber, the substrate or the materials to be evaporated
    • C30B23/063—Heating of the substrate
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B23/00—Single-crystal growth by condensing evaporated or sublimed materials
    • C30B23/02—Epitaxial-layer growth
    • C30B23/025—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B23/00—Single-crystal growth by condensing evaporated or sublimed materials
    • C30B23/02—Epitaxial-layer growth
    • C30B23/06—Heating of the deposition chamber, the substrate or the materials to be evaporated
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/36—Carbides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B35/00—Apparatus not otherwise provided for, specially adapted for the growth, production or after-treatment of single crystals or of a homogeneous polycrystalline material with defined structure
    • C30B35/002—Crucibles or containers
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02002—Preparing wafers
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02107—Forming insulating materials on a substrate
    • H01L21/02109—Forming insulating materials on a substrate characterised by the type of layer, e.g. type of material, porous/non-porous, pre-cursors, mixtures or laminates
    • H01L21/02112—Forming insulating materials on a substrate characterised by the type of layer, e.g. type of material, porous/non-porous, pre-cursors, mixtures or laminates characterised by the material of the layer
    • H01L21/02123—Forming insulating materials on a substrate characterised by the type of layer, e.g. type of material, porous/non-porous, pre-cursors, mixtures or laminates characterised by the material of the layer the material containing silicon
    • H01L21/02167—Forming insulating materials on a substrate characterised by the type of layer, e.g. type of material, porous/non-porous, pre-cursors, mixtures or laminates characterised by the material of the layer the material containing silicon the material being a silicon carbide not containing oxygen, e.g. SiC, SiC:H or silicon carbonitrides
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02367—Substrates
    • H01L21/0237—Materials
    • H01L21/02373—Group 14 semiconducting materials
    • H01L21/02378—Silicon carbide
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02612—Formation types
    • H01L21/02617—Deposition types
    • H01L21/0262—Reduction or decomposition of gaseous compounds, e.g. CVD
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02656—Special treatments
    • H01L21/02664—Aftertreatments
    • H01L21/02667—Crystallisation or recrystallisation of non-monocrystalline semiconductor materials, e.g. regrowth
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L29/00—Semiconductor devices specially adapted for rectifying, amplifying, oscillating or switching and having potential barriers; Capacitors or resistors having potential barriers, e.g. a PN-junction depletion layer or carrier concentration layer; Details of semiconductor bodies or of electrodes thereof ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/02—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/12—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor characterised by the materials of which they are formed
    • H01L29/16—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor characterised by the materials of which they are formed including, apart from doping materials or other impurities, only elements of Group IV of the Periodic Table
    • H01L29/1608—Silicon carbide
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L29/00—Semiconductor devices specially adapted for rectifying, amplifying, oscillating or switching and having potential barriers; Capacitors or resistors having potential barriers, e.g. a PN-junction depletion layer or carrier concentration layer; Details of semiconductor bodies or of electrodes thereof ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/02—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/30—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor characterised by physical imperfections; having polished or roughened surface
    • H01L29/32—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor characterised by physical imperfections; having polished or roughened surface the imperfections being within the semiconductor body

Definitions

  • the present invention relates to a silicon carbide single crystal wafer having a high crystal quality and a low basal plane dislocation and threading screw dislocation density and a low Raman index, and a method for producing a silicon carbide single crystal ingot capable of obtaining the same It is about.
  • SiC Silicon carbide
  • SiC is a wide bandgap semiconductor with a wide forbidden band of 2.2 to 3.3 eV, and has been researched and developed as an environmentally resistant semiconductor material because of its excellent physical and chemical characteristics. ing. Particularly in recent years, SiC has been attracting attention as a material for short wavelength optical devices from blue to ultraviolet, high frequency electronic devices, and high withstand voltage / high output electronic devices, and research and development has become active. However, SiC is considered to be difficult to produce a high-quality large-diameter single crystal, and has heretofore hindered practical application of SiC devices.
  • a SiC single crystal having a size capable of producing a semiconductor element by a sublimation recrystallization method has been obtained.
  • the area of the obtained single crystal is small, and it is not easy to control the size, shape, crystal polymorph (polytype), and impurity carrier concentration.
  • a cubic SiC single crystal is also grown by heteroepitaxial growth on a heterogeneous substrate such as silicon (Si) using chemical vapor deposition (CVD).
  • Non-Patent Document 1 an improved Rayleigh method in which sublimation recrystallization is performed using a SiC single crystal wafer as a seed crystal has been proposed (see Non-Patent Document 1).
  • a SiC single crystal can be grown while controlling the crystal polymorphism (6H type, 4H type, 15R type, etc.) of SiC single crystal, shape, carrier type, and concentration.
  • crystal polymorphism 6H type, 4H type, 15R type, etc.
  • the crystals are often 4H.
  • the conductivity is that nitrogen is easy to handle as a dopant, and single crystal ingots are mostly grown with n-type conductivity.
  • crystals having a high resistivity and almost no dopant element are also produced.
  • SiC single crystal wafers having a diameter of 51 mm (2 inches) to 100 mm are cut out from SiC single crystals manufactured by the modified Rayleigh method, and are used for device manufacturing in the field of power electronics and the like. Furthermore, a successful development of a 150 mm wafer has been reported (see Non-Patent Document 2), and a full-scale practical application of a device using a 100 mm or 150 mm wafer is expected. Under such circumstances, the quality of a wafer represented by an index such as a dislocation density has a great influence on device performance and yield at the time of mass production.
  • Non-Patent Document 4 In recent years, it has been reported from investigations on crystal defects and devices that BPD causes device oxide film defects and causes dielectric breakdown (see Non-Patent Document 4). In bipolar devices and the like, it has been reported that stacking faults are generated from BPD, which is known to cause deterioration of device characteristics (see Non-Patent Document 5). In addition, TSD causes a leakage current of the device (see Non-Patent Document 6), and it has been reported that the lifetime of the gate oxide film is reduced (see Non-Patent Document 7). Therefore, a SiC single crystal with less BPD and TSD is required for the production of a high-performance SiC device.
  • the sublimation recrystallization method after growing a SiC single crystal as an initial growth layer at a predetermined growth pressure and substrate temperature, the crystal growth is performed while gradually decreasing the substrate temperature and pressure, thereby producing a micropipe.
  • a method for obtaining a SiC single crystal with low TSD has been reported (see Patent Document 1).
  • the TSD density of the SiC single crystal obtained by this method is 10 3 to 10 4 (pieces / cm 2 ) (refer to the specification [Effects of the Invention] column of Patent Document 1), and to a high-performance SiC device. Considering the application of, further reduction of TSD is necessary.
  • Patent Document 3 in a sublimation recrystallization method using a seed crystal, a SiC single crystal is grown, and then a seed crystal is cut out and crystal growth is performed again. This is repeated several times to grow the shape of the grown crystal. There has been reported a technique for obtaining a SiC single crystal wafer with a small mosaic property by making it convex in the direction.
  • This technology uses the property that small-angle grain boundaries, which are aggregates of dislocations, propagate perpendicularly to the growth surface.By making the growth crystal convex with respect to the growth direction, The small-angle grain boundary, which is an aggregate, is moved to the periphery of the grown crystal to form a region having a low low-angle grain boundary density, that is, a low dislocation density, in the central part.
  • a crystal is grown by forming a temperature gradient in the crystal growth direction so that the seed crystal side has a lower temperature than the SiC crystal powder side that is the raw material of the grown crystal.
  • the shape of the crystal growth surface can be determined by controlling the temperature distribution near the growth surface. That is, since the growth surface is formed along the isothermal surface, for example, as in Patent Document 3, in order to make the shape of the growth crystal convex with respect to the growth direction, the growth crystal is formed at the outer periphery of the growth crystal.
  • Patent Document 4 discloses a temperature gradient control member disposed around a seed crystal or a single crystal grown on the seed crystal, the seed crystal or the single crystal, and the There is disclosed a single crystal manufacturing apparatus including a local temperature gradient relaxing member installed between the temperature gradient control member and the temperature gradient control member.
  • the purpose of this technology is to reduce the maximum value of the temperature gradient generated in a single crystal that grows directly above the seed crystal, and to suppress the generation and propagation of cracks in the grown crystal.
  • the growth conditions of the part to be formed into a wafer are essentially unchanged. Therefore, the internal stress and dislocation density of the wafer are not reduced by the patent technology.
  • Patent Document 5 discloses that SiC single crystal ingots or wafers are used in a non-corrosive gas atmosphere containing carbon and hydrogen, or in an atmosphere in which argon or helium is mixed with these non-corrosive gases, over 2000 ° C. to 2800 ° C.
  • a technique has been reported in which the internal stress of an ingot or wafer is relaxed by annealing at the following temperatures to prevent cracks and cracks in the processing of the ingot or in the device process of the wafer.
  • Patent Document 6 a wafer cut from a SiC single crystal ingot is heated at 800 ° C. to 2400 ° C. while being pressurized at 10 MPa to 0.5 MPa, so that the curvature radius of the wafer is set to 35 m or more.
  • Technology has been reported.
  • a manufacturing method or the like for reducing the dislocation density of the wafer has been carried out.
  • a wafer with a low wafer dislocation density does not improve the device yield, or a good epitaxial thin film can be obtained. It has been found that it cannot be formed on top.
  • the present invention has been made to solve the above-described problems, and has a low dislocation density and a small elastic strain, and a silicon carbide single crystal ingot capable of obtaining the same. It aims to provide a method.
  • the SiC single crystal has a low BPD density and TSD density of the SiC single crystal wafer and also has a small elastic strain inside the wafer. We realized that the performance and yield of these devices would be greatly improved by realizing wafers.
  • the silicon carbide single crystal wafer of the present invention means a circular plate obtained by cutting a silicon carbide single crystal ingot and then mirror-finishing it.
  • the present invention has the following configuration.
  • the silicon carbide single crystal wafer according to (1) which has a Raman index of 0.15 or less.
  • the silicon carbide single crystal wafer according to any one of (1) to (4), wherein the basal plane dislocation density on the surface is 100 pieces / cm 2 or less.
  • a method of manufacturing an ingot comprising controlling a heat input from a side surface of a single crystal ingot during single crystal growth and growing the crystal while suppressing a temperature distribution change of the single crystal ingot. Ingot manufacturing method.
  • the room temperature thermal conductivity ⁇ 2 is 1.1 ⁇ ⁇ 1 ⁇ ⁇ 2 with respect to the room temperature thermal conductivity ⁇ 1 of the member forming the seed crystal attachment region of the crucible lid to which the seed crystal is attached.
  • the SiC single crystal wafer of the present invention has a low dislocation density and a small elastic strain, it can realize a good device characteristic with a high yield in device fabrication in the field of power electronics. For example, the lithographic process can focus correctly, and high-quality step flow growth can be realized in the epitaxial growth process. In addition, since the dislocation density is low, the structural defects of the device can be reduced and the device performance and yield can be improved. In particular, in the present invention, since the SiC single crystal wafer having such a quality is realized by a large-diameter wafer having a diameter of 100 mm or more, its practicality is extremely high.
  • FIG. 1 is an example of a Raman scattered light spectrum of a SiC wafer.
  • FIG. 2 is an example of an etch pit observation image.
  • FIG. 3 is a diagram showing the etch pit measurement position in the wafer.
  • FIG. 4 is a schematic diagram showing a crystal growth apparatus used in the present invention.
  • FIG. 5 is a schematic view showing a crucible structure used in an example of the present invention.
  • FIG. 6 is a schematic view showing a crucible structure used in an example of the present invention.
  • FIG. 7 is a schematic view showing a crucible structure used in an example of the present invention.
  • FIG. 8 is a schematic view showing a crucible structure used in an example of the present invention.
  • the SiC single crystal wafer in the present invention has a diameter of 100 mm or more, its BPD density and TSD density are low, and its elastic strain is also small, a high-performance device can be manufactured, and the device is manufactured on an industrial scale. Even when manufactured, a high yield can be secured.
  • the density of the BPD of the SiC single crystal wafer in the present invention is 1000 pieces / cm 2 or less when the wafer diameter is 150 mm or more, 500 pieces / cm 2 or less when the wafer diameter is 100 mm or more, and the TSD density is 150 mm or more. In the case of 500 pcs / cm 2 or less, the case of a diameter of 100 mm or more is 300 pcs / cm 2 or less.
  • elastic strain As an evaluation method for elastic strain, there are several methods besides precise measurement of the lattice constant by X-rays, for example.
  • elastic strain is expressed as a vector, so advanced analysis techniques are required to evaluate the degree of influence on the device, and the measurement itself requires time and skill. there were. Therefore, the present inventors have developed an optimal evaluation method for elastic strain that affects device yield. As a result, This is an evaluation index that does not depend on the size of the wafer. 2.
  • the elastic strain which is a vector, can be expressed by simplifying it to a scalar. 3.
  • the light source for Raman measurement used in the present invention was a 532 nm green laser, and this was irradiated to a ⁇ 2 ⁇ m spot on the surface of the SiC single crystal wafer as a sample.
  • the above measurement light was irradiated at a spot interval of 10 ⁇ m for a total of 72 points of 8 rows ⁇ 9 rows, and the average value was used as scattered light data of the measurement location.
  • the center of one measurement point is the center of the wafer, and the center of the other measurement point is 2 mm away from the edge (periphery) of the wafer (2 mm away from the edge toward the wafer center).
  • the wavelength of the Raman scattered light was measured at two positions. The difference between the wave numbers (the reciprocal of the wavelength) (center value minus 2 mm circumference) is taken as the Raman index.
  • FIG. 1 shows an example of measurement of Raman scattered light.
  • the peak of Raman shift 816 cm ⁇ 1 of the Ne lamp was used for calibration of scattered light measurement.
  • the positive sign of the Raman index and the larger the value the greater the elastic strain of the wafer.
  • the elastic strain of the wafer is not preferable because it disturbs the step direction and height of the wafer surface, and deteriorates the quality of the epitaxial thin film formed on the surface.
  • the Raman index of the SiC single crystal wafer of the present invention is 0.2 or less, preferably 0.15 or less, more preferably 0.1 or less for a wafer having a diameter of 150 mm or more, and 0. 15 or less, preferably 0.1 or less.
  • the Raman index is usually a positive value, but may be negative when manufactured under special manufacturing conditions. Taking a large absolute value on the minus side is usually difficult to think about, but if it is smaller than -0.2, it is not preferable because it also has an influence on device fabrication.
  • the BPD density is lower than the above value, higher device performance and yield can be realized. Therefore, for wafers with a diameter of 150 mm or more, it is desirable that the BPD is 500 pieces / cm 2 or less. However, it is more desirable that it be 300 pieces / cm 2 or less, more preferably 100 pieces / cm 2 or less. The same applies to the TSD density. For a wafer having a diameter of 150 mm or more, it is desirable that the TSD density be 300 pieces / cm 2 or less, and for any diameter, 200 pieces / cm 2 or less, and further 100 It is more desirable that the number of particles / cm 2 or less. If the density of both BPD and TSD is reduced to a level below 100 / cm 2 , it is considered that there is virtually no adverse effect on the device.
  • the wafer having a diameter of 100 mm or more is a SiC single crystal wafer having a diameter of 100 mm or more and 300 mm or less in consideration of existing products and the like, and includes, for example, a so-called 100 mm wafer and 125 mm wafer.
  • a wafer having a diameter of 150 mm or more is a SiC single crystal wafer having a diameter of 150 mm or more and 300 mm or less, and includes a so-called 150 mm wafer.
  • the wafer diameter is preferably as large as possible from the viewpoint of device productivity. In that sense, there is no upper limit, but with the current technology, if the diameter exceeds 300 mm, the temperature difference inside the crystal during sublimation recrystallization becomes excessive. Also, the difference in physical property values in the wafer becomes significant. That is, as the diameter increases, the internal stress also increases, and it tends to be difficult to obtain a high-quality wafer. Therefore, the upper limit is substantially 300 mm.
  • the idea of growing the SiC single crystal ingot in an environment where the temperature gradient is as small as possible and reducing the stress on the growth surface has been the mainstream.
  • the height of the ingot is required to be about 30 mm or more.
  • the inventors of the present invention have conducted research and development over many years on a manufacturing method for obtaining a SiC single crystal wafer having low BPD, low TSD, and low elastic strain in industrial scale production.
  • the internal stress of the SiC single crystal ingot which ultimately results in wafer dislocations and elastic strain, is not only generated at the growth surface during growth, but also significantly increased by the temperature distribution change of the crystal after growth. I found something to do. Hereinafter, this phenomenon will be described in detail.
  • the SiC single crystal ingot at a certain point is in a state where internal stress is generated due to the temperature distribution at that point, and a part of the internal stress has already been converted into dislocations. If the growth is completed while maintaining the temperature distribution at this time, a SiC single crystal wafer having a dislocation density and an elastic strain reflecting the above-described temperature distribution can be manufactured. However, under actual manufacturing conditions, the temperature distribution changes for several reasons as the crystal grows, and a new stress is generated in the SiC single crystal ingot. This newly generated stress ensures that the BPD proliferates. In addition, the atomic arrangement on the growth surface also changes, causing TSD.
  • the elastic strain of the wafer also increases, and as a result, it becomes difficult to produce a high-quality device.
  • a phenomenon that the elastic strain of the finally produced wafer becomes small may occur.
  • dislocations are generated by applying new stress to the ingot that is in stress equilibrium under the original temperature distribution by applying a temperature field that is not in stress equilibrium. It is not possible to produce a wafer that achieves both density and low elastic strain.
  • the present inventors control the heat input from the side surface of the single crystal ingot during single crystal growth, thereby suppressing the temperature distribution change of the ingot during crystal growth and suppressing the growth of BPD and TSD during growth. At the same time, it was thought that elastic strain could be reduced. However, in actual SiC single crystal growth, it is impossible to actually measure the crystal temperature. Therefore, the present inventors analyzed the temperature and internal stress inside the single crystal ingot or crucible using a finite element method, and further actually performed crystal growth, and as a result of repeated quality evaluation of the obtained crystal, The present inventors have found a method for realizing the above concept and succeeded in developing the SiC single crystal wafer of the present invention.
  • one of the causes of the temperature distribution change is the fluctuation of heat input from the side surface of the single crystal ingot due to the deterioration of the characteristics of the heat insulating material arranged outside the crucible for crystal growth.
  • a heat insulating material used for manufacturing a SiC single crystal by a sublimation recrystallization method graphite felt or graphite formed heat insulating material is often used.
  • the most common heat treatment temperature is 1000 ° C. or less, and the treatment temperature is 2000 ° C. even in a high-temperature treated product.
  • the temperature of the SiC single crystal crucible reaches a maximum of 2400 ° C. or higher, and is higher than the processing temperature of the above-described heat insulating material.
  • the heat insulating material is heat-treated at a temperature of 2250 ° C. or higher, preferably 2450 ° C. or higher prior to crystal growth, changes in material properties due to exposure to high temperatures during growth, and simultaneously sublimation gas components and The reactivity of can also be suppressed. Although the mechanism by which the reactivity with the sublimation gas is suppressed is not clear, it is considered that the high degree of graphitization of the graphite fiber is effective.
  • a heat treatment method for the heat insulating material one lot of the heat insulating material is processed in an inert atmosphere, or the heat insulating material processed and assembled for growth is assembled with a crucible and used for crystal growth. Although there is a method of performing heat treatment using an induction heating furnace, there is no particular limitation.
  • the upper limit of the processing temperature is not particularly limited, but in an ultrahigh temperature environment, the graphite itself sublimates and is disadvantageous in terms of cost.
  • a member having a higher thermal conductivity than the member forming the seed crystal attachment region of the crucible lid to which the seed crystal is attached (hereinafter referred to as a heat flux control member) is used as the seed crystal attachment region. It is effective to reduce the heat flux from the crucible to the ingot and from the ingot to the seed crystal attachment region by increasing the heat flux flowing from the crucible to the heat flux control member.
  • a more preferable condition is that the room temperature thermal conductivity is in a relationship of 1.2 ⁇ ⁇ 1 ⁇ ⁇ 2 .
  • the upper limit of the value of ⁇ 2 is not set in particular, but if the ratio of room temperature thermal conductivity to ⁇ 1 exceeds 1.8 times, the temperature distribution on the growth surface also changes greatly, making stable growth difficult. Therefore, it is not preferable.
  • the heat flux control member is arranged outside the seed crystal attachment region where the seed crystal is attached.
  • the heat flux control member is arranged so as to partially overlap around the outside of the seed crystal attachment region, the heat flux flowing from the crucible to the heat flux control member is increased to the side of the ingot. It does not matter as long as the heat input can be controlled.
  • Another way to suppress the temperature change of the ingot is to improve the thermal conductivity of the ambient gas in the surrounding space surrounding the crystal growth crucible installed in the double quartz tube, etc., and it is diffused from the crucible into the atmosphere.
  • a gas component having high thermal conductivity hydrogen is generally well known, but hydrogen is not preferable because it has an effect of etching graphite or SiC.
  • helium is optimal as the gas species, and the intended effect is produced when helium is contained in an atmosphere of 10 vol% or more, and a greater effect is obtained when helium is 20 vol% or more.
  • the upper limit of helium is inevitably determined from the relationship between the cost and the electrical conductivity required for the wafer (that is, the dopant concentration in the atmosphere), but if the concentration of helium gas is 50 vol% or more, the growth surface is also in this case. It is also not preferable because a large change occurs in the temperature distribution and stable growth becomes difficult.
  • FIG. 4 is an apparatus for growing a single crystal by an improved Rayleigh method used for manufacturing a SiC single crystal ingot for producing a SiC single crystal wafer according to an example of the present invention and a comparative example.
  • Crystal growth is performed by sublimating the sublimation raw material 3 by induction heating and recrystallizing it on the seed crystal 1.
  • the seed crystal 1 is attached to the inner surface of a graphite lid (crucible lid) 6, and the sublimation raw material 3 is filled inside the graphite crucible 4.
  • the graphite crucible 4 and the graphite lid 6 are coated with a heat insulating material 5 for heat shielding, and are placed on a graphite support base 7 inside the double quartz tube 8.
  • the inside of the quartz tube 8 is evacuated to less than 1.0 ⁇ 10 ⁇ 4 Pa using the evacuation device and the pressure control device 12, and then high purity Ar gas having a purity of 99.9999% or more is passed through the piping 10.
  • a high-frequency current is passed through the work coil 9 while maintaining the pressure in the quartz tube at 80 kPa using the vacuum exhaust device and the pressure control device 12, and the lower part of the graphite crucible is set to a target temperature of 2400 ° C. Raise.
  • nitrogen gas (N 2 ) was allowed to flow through the pipe 10 while being controlled by the mass flow controller 11, and the nitrogen partial pressure in the atmospheric gas was controlled to adjust the concentration of the nitrogen element taken into the SiC crystal.
  • the crucible temperature is measured by the radiation thermometers 13a and 13b with an optical path having a diameter of 2 to 15 mm provided in the heat insulating material 5 at the upper and lower parts of the crucible.
  • the crucible upper temperature was the seed crystal temperature
  • the crucible lower temperature was the raw material temperature.
  • the pressure in the quartz tube was reduced from 0.8 kPa to 3.9 kPa, which is a growth pressure, over about 15 minutes, and this state was maintained for a predetermined time to perform crystal growth.
  • Example 1 First, a set of a crucible not loaded with raw materials and seed crystals and a set of commercially available graphite felt heat-treated at 2000 ° C. were prepared, and the graphite felt was heat-treated prior to crystal growth. Thereafter, the crucible and the heat insulating material were assembled in the same manner as in the growth, and were placed inside the quartz tube and evacuated in the same manner as the growth preparation described above. Subsequently, high-purity Ar gas is allowed to flow into the quartz tube while being controlled by a mass flow controller via the pipe, and a high-frequency current is passed through the work coil while maintaining the pressure in the quartz tube at 80 kPa, so that the lower and upper parts of the graphite crucible reach the target temperature. The temperature was raised until the temperature reached, and this state was maintained for 12 hours to complete the heat treatment. The heat treatment temperature of the graphite felt of Example 1 was 2300 ° C., and heat treatment was performed for 12 hours in a high purity argon atmosphere.
  • Example 1 the crystal growth of Example 1 performed using the above-described crucible and felt will be described.
  • the seed crystal an SiC single crystal wafer composed of a single polytype of 4H with a diameter of 101 mm, with the (0001) plane as the principal plane and the ⁇ 0001> axis tilted by 4 ° in the ⁇ 11-20> direction is used. did.
  • the growth pressure is 1.33 kPa, and the partial pressure of nitrogen gas is 180 Pa to 90 Pa. The nitrogen partial pressure was varied to maintain optimal conductivity throughout the ingot.
  • the high-temperature heat-treated felt as in this example has little deterioration and can suppress fluctuations in heat input from the side surface of the single crystal ingot, so that it has low dislocation density and low elasticity.
  • a strained SiC single crystal wafer can be manufactured.
  • the SiC single crystal ingot thus obtained had a diameter of 106.8 mm and a height of 34.8 mm. In this way, a SiC single crystal ingot for manufacturing a wafer with a diameter of 100 mm of Example 1 was manufactured.
  • the obtained ingot was processed into eight 0.4 mm-thick mirror surface wafers having a (0001) surface with an off-angle of 4 ° by a known processing technique, and the quality was evaluated.
  • the wafer numbers 11 to 18 are counted in order from the seed crystal side.
  • the relative positions of the 11th to 18th wafers with respect to the ingot height are 0.2 to 0.9, respectively, in increments of 0.1. That is, relative position 0 corresponds to the seed crystal surface, and 1.0 corresponds to the height of the ingot.
  • the dislocation density calculation method is such that the pit size is large for TSD so that the point is the center of the measurement area at 52 points that are symmetrical in the vertical and horizontal directions. Therefore, the number of etch pits was counted in a measurement area of 663 ⁇ m ⁇ 525 ⁇ m except for TSD, and the average value was used as the dislocation density of the wafer. Note that the value of d shown in the figure is 3.25 mm for a 100 mm wafer and 4.8 mm for a 150 mm wafer. Therefore, the dislocation density can be accurately evaluated.
  • the above evaluation results are shown in Table 1.
  • the number 18 wafer had a BPD density of 500 pieces / cm 2 or less, and the total density of BPD and TSD was also less than 1000 pieces / cm 2 , which was within the scope of the present invention.
  • Example 2 Next, Example 2 will be described.
  • Example 2 as in Example 1, a set of commercially available graphite felt heat-treated at 2000 ° C. was prepared, and the graphite felt was heat-treated prior to crystal growth.
  • the heat treatment temperature of the graphite felt of Example 2 was 2500 ° C., and the treatment was performed in the same manner as in Example 1 except for this point.
  • Example 2 The crystal growth method of Example 2 performed using the above-described crucible and felt is the same as that of Example 1.
  • Example 2 can also produce a SiC single crystal wafer having a low dislocation density and a low elastic strain for the same reason as Example 1.
  • a graphite felt processed at a higher temperature deterioration of the heat insulating material is caused. Since an excessive decrease in the in-plane temperature gradient due to is suppressed, it is particularly effective in reducing BPD.
  • Example 3 Next, the crystal manufacturing method of Example 3 will be described.
  • the graphite crucible 24 having the structure shown in the schematic diagram of FIG. 5 was used for crystal growth.
  • the seed crystal 21 is attached to the inner surface side of the crucible lid body 26, and is in contact with the outer peripheral side surface of the crucible lid body 26 so as to surround the heat flux made of a high thermal conductivity graphite material.
  • a control member 27 is disposed.
  • the room-temperature thermal conductivity lambda 1 of the crucible lid 26 forming a seed crystal attachment region where the seed crystal 21 is attached
  • a room-temperature thermal conductivity lambda 2 of the heat flux control member 27, 1.15 ⁇
  • the relationship is ⁇ 1 ⁇ ⁇ 2 .
  • the graphite felt was also heat-treated at 2300 ° C. as in Example 1.
  • a single crystal ingot was manufactured in the same manner as in Example 1 except for the crystal growth conditions other than the structure of the crucible including the heat flux control member 27.
  • the crucible structure of Example 3 is a structure intended to prevent excessive heat flux from entering the ingot under the condition that the heat flux along the side surface of the single crystal ingot is increased. With this crucible structure, fluctuations in heat input from the side surface of the single crystal ingot can be suppressed, so that a SiC single crystal wafer having a low dislocation density and a low elastic strain can be manufactured.
  • a crucible provided with the heat flux control member 27 as described above is used, and the heat insulating material is heat-treated in the same manner as in the first embodiment.
  • the SiC single crystal ingot thus obtained had a diameter of 105.5 mm and a height of 37.8 mm.
  • the obtained ingot was processed into eight mirror-finished wafers having the same relative positions in the ingot as in Example 1 (numbered 31 to 38 in order from the seed crystal side), and the quality was evaluated.
  • the evaluation results are shown in Table 3.
  • the wafers Nos. 33 to 38 have the characteristics within the scope of the present invention. In particular, the wafers Nos. 34 to 38 are very good because the total density of BPD and TSD is less than 500 / cm 2. is there.
  • Example 4 Next, the crystal manufacturing method of Example 4 will be described.
  • the graphite crucible 24 having the structure shown in the schematic diagram of FIG. 6 was used for crystal growth.
  • the seed crystal 21 is attached to the inner surface side of the crucible lid body 26, and surrounds the crucible lid body 26 while being in contact with the outer peripheral side surface thereof, and a part thereof is an outer portion of the side wall of the graphite crucible.
  • a heat flux control member 27 made of a high thermal conductivity graphite material is arranged so as to extend in the vertical direction.
  • the room-temperature thermal conductivity lambda 1 of the crucible lid 26 forming a seed crystal attachment region where the seed crystal 21 is attached
  • a room-temperature thermal conductivity lambda 2 of the heat flux control member 27, 1.3 ⁇
  • the relationship is ⁇ 1 ⁇ ⁇ 2 .
  • the graphite felt was also heat-treated prior to crystal growth. That is, for Example 4, the graphite felt was heat-treated at 2500 ° C., which is the same condition as Example 2.
  • a single crystal ingot was manufactured in the same manner as in Example 1 except for the crystal growth conditions other than the crucible structure including the heat flux control member 27.
  • Example 4 a crucible designed for the same purpose as in Example 3 is used, and the heat insulating material is heat-treated in the same manner as in Example 2.
  • the SiC single crystal ingot thus obtained had a diameter of 105.7 mm and a height of 39.6 mm.
  • the obtained ingot was processed into eight mirror-finished wafers having the same relative positions in the ingot as in Example 1 (# 41 to 48 in order from the seed crystal side), and the quality was evaluated.
  • the evaluation results are shown in Table 4. All the wafers have the characteristics within the scope of the present invention. In particular, the wafers Nos. 44 to 48 are extremely good because the total density of BPD and TSD is less than 300 / cm 2 .
  • Example 5 a wafer with a diameter of 150 mm was produced.
  • a crucible of a size corresponding to a 150 mm diameter wafer ingot and a heat insulating material were used, and the basic structure is as shown in FIG.
  • a seed crystal 21 is attached to a substantially central portion on the inner surface side of the crucible lid body 26, and the seed crystal attachment region to which the seed crystal 21 is attached is surrounded on the outer side of the crucible lid body 26.
  • a heat flux control member 27 made of a high thermal conductivity graphite material is disposed.
  • the seed crystal of Example 5 was composed of a single polytype of 4H with a diameter of 154 mm, with the (0001) plane as the principal plane and the ⁇ 0001> axis tilted 4 ° in the ⁇ 11-20> direction.
  • a SiC single crystal wafer was used.
  • a single crystal ingot was manufactured under the same crystal growth conditions as in Example 1 except for the size of the seed crystal and the structure of the crucible including the heat flux control member 27.
  • Example 5 is a manufacturing example of a single crystal ingot for producing a wafer having a diameter of 150 mm, but the concept of the manufacturing method is basically the same as that of Example 4, and even in the case of an ingot having a different diameter, a low dislocation density, and A low elastic strain SiC single crystal wafer can be manufactured. In this way, a SiC single crystal ingot for producing a 150 mm diameter wafer of Example 5 was produced. The obtained SiC single crystal ingot had a diameter of 158.1 mm and a height of 42.6 mm.
  • the obtained ingot was processed into eight mirror surface wafers having the same relative positions in the ingot as in Example 1 (numbers 51 to 58 in order from the seed crystal side), and the quality was evaluated.
  • the evaluation results are shown in Table 5. All the wafers have the characteristics within the scope of the present invention. In particular, the wafers Nos. 55 to 58 are extremely good, with the total density of BPD and TSD being less than 300 / cm 2 .
  • the epitaxial growth conditions are as follows: the growth temperature is 1550 ° C., the flow rates of silane (SiH 4 ), propane (C 3 H 8 ), and hydrogen (H 2 ) are 32 cc / min, 21 cc / min, and 150 L / min, respectively.
  • the active layer having a thickness of about 5 ⁇ m was grown at a flow rate such that the carrier concentration in the active layer was 1 ⁇ 10 16 cm ⁇ 3 . It was found that the surface of the epitaxial film was very flat over the entire surface, and an excellent epitaxial thin film with very few epi defects such as carrots was formed. Furthermore, when a MOSFET structure was fabricated on this epitaxial wafer and the breakdown voltage of the gate insulating film was measured, it was about 820V.
  • Example 6 Next, the crystal manufacturing method of Example 6 will be described.
  • a graphite crucible having the structure shown in the schematic diagram of FIG. 8 was used for crystal growth.
  • the seed crystal 21 is attached to the inner surface side of the crucible lid body 26, and a heat flow made of a high thermal conductivity graphite material is provided on the outer peripheral side of the crucible lid body 26 via a part of the side wall of the graphite crucible.
  • a bundle control member 27 is disposed.
  • the graphite felt was also heat-treated prior to crystal growth.
  • the graphite felt was heat treated at 2500 ° C., which is the same condition as in Example 2.
  • Example 6 the crystal growth conditions were the same as in Example 1. However, He gas was mixed in the ambient gas in the surrounding space surrounding the graphite crucible installed in the double quartz tube 8. The content of He gas is 16 vol%. In Example 6, a crucible designed for the same purpose as in Example 4 and a graphite felt heat-treated under the same conditions as in Example 4 are used. Furthermore, the temperature gradient was further reduced by increasing the thermal conductivity of the atmospheric gas. The SiC single crystal ingot thus obtained had a diameter of 108.7 mm and a height of 56.3 mm.
  • the obtained ingot was processed into eight mirror surface wafers having the same relative positions in the ingot as in Example 1 (# 61 to 68 in order from the seed crystal side), and the quality was evaluated.
  • the evaluation results are shown in Table 6.
  • the wafers No. 63 to No. 68 have characteristics within the scope of the present invention even with the BPD density and the total density of BPD and TSD. Among them, the wafers No. 66 to No. 68 have a total density of BPD and TSD of 500 / cm 2. It is very good.
  • Example 4 although the dislocation density was slightly higher, a wafer with very small elastic strain could be produced as indicated by the Raman index. It is considered that a SiC single crystal wafer having a lower dislocation density and a lower elastic strain can be manufactured by optimizing the crucible structure, gas composition, and crystal growth conditions.
  • Comparative Example 1 Growth was performed using a set of commercially available graphite felt heat-treated at 2000 ° C.
  • the structure of the crucible is the same as in Example 1.
  • the crystal growth method of Comparative Example 1 is almost the same as that of Example 1.
  • Comparative Example 1 since a general graphite felt and a graphite crucible are used, variation in heat input from the side surface of the single crystal ingot is not suppressed, and an SiC single crystal wafer that achieves both low dislocation density and low elastic strain is manufactured. I can't do it.
  • the SiC single crystal ingot thus obtained had a diameter of 107.4 mm and a height of 35.2 mm.
  • the obtained ingot was processed into eight mirror-finished wafers having the same relative positions in the ingot as in Example 1 (numbered 71 to 78 in order from the seed crystal side), and the quality was evaluated.
  • Table 7 shows the evaluation results. Looking at the properties of the wafer for each evaluation item, except for the 71st wafer, the Raman index has a value within the range of the present invention. However, the dislocation density is high in all wafers, especially the BPD density. For this reason, even one wafer having characteristics within the scope of the present invention cannot be obtained.
  • Comparative Example 2 Growth was performed using a set of commercially available graphite felt heat-treated at 2000 ° C.
  • the outline of the structure of the crucible is the same as that of the first embodiment.
  • the crystal growth of Comparative Example 2 was prepared in substantially the same manner as in Example 1.
  • the obtained SiC single crystal ingot had a diameter of 103.1 mm and a height of 16.5 mm.
  • Comparative example 2 is also the same as comparative example 1, and since a general graphite felt and a graphite crucible are used, fluctuations in heat input from the side surface of the single crystal ingot are not suppressed.
  • either low dislocation density or low elastic strain may be partially realized, but it is not possible to manufacture a SiC single crystal wafer that achieves both.
  • the obtained ingot was low in height, it was difficult to produce wafers corresponding to 81 and 88. For this reason, it processed into the 6 mirror surface wafers which have the relative position of No. 82 to No. 87, and evaluated the quality.
  • the evaluation results are shown in Table 8.
  • the 84th to 87th wafers have values within the range of the present invention with respect to the basal plane dislocation density.
  • the Raman index is high in all the wafers, and no wafer having the characteristics within the scope of the present invention can be obtained.
  • Comparative Example 3 a wafer having a diameter of 150 mm was prepared using a set of commercially available graphite felt heat-treated at 2000 ° C.
  • the structure of the crucible and the heat insulating material used for the growth of the 150 mm diameter wafer ingot is similar to that of the crucible and the heat insulating material used in Example 1, and has a size corresponding to the 150 mm diameter ingot.
  • the crystal growth method of Comparative Example 3 is almost the same as that of Example 1.
  • Comparative Example 3 since a general graphite felt and a graphite crucible are used, a variation in heat input from the side surface of the single crystal ingot is not suppressed, and an SiC single crystal wafer having both low dislocation density and low elastic strain is manufactured. It is not possible.
  • the SiC single crystal ingot thus obtained had a diameter of 158.5 mm and a height of 33.2 mm.
  • the obtained ingot was processed into eight mirror wafers having the same relative positions in the ingot as in Example 1 (# 91 to 98 in order from the seed crystal side), and the quality was evaluated.
  • Table 9 shows the evaluation results. Looking at the properties of the wafer for each evaluation item, TSD has a value within the range of the present invention. However, the BPD is high for all wafers, and the Raman index is generally high. For this reason, it can be seen that no wafer having characteristics within the scope of the present invention can be obtained.

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Computer Hardware Design (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)

Abstract

　昇華再結晶法で成長させたＳｉＣ単結晶インゴットから作製されたＳｉＣ単結晶ウェハであって、デバイス作製用ウェハとした場合に高いデバイス性能とデバイス作製の歩留まりを実現するＳｉＣ単結晶ウェハを提供する。　表面の基底面転位密度が１０００個/cm2以下、貫通螺旋転位密度が５００個/cm2以下、かつ、ラマンシフト値が０．２以下であることを特徴とするＳｉＣ単結晶ウェハであり、また、単結晶成長中に単結晶インゴット側面からの入熱を制御して、単結晶インゴットの温度分布変化を抑えながら結晶成長させることを特徴とするＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法である。

Description

炭化珪素単結晶ウェハ、及び炭化珪素単結晶インゴットの製造方法
　本発明は、基底面転位、及び貫通螺旋転位の密度が低く、かつ、ラマン指数の小さい、結晶品質の高い炭化珪素単結晶ウェハ、及び、それを得ることができる炭化珪素単結晶インゴットの製造方法に関するものである。
　炭化珪素（SiC）は、２．２～３．３ｅＶの広い禁制帯幅を有するワイドバンドギャップ半導体であり、その優れた物理的、化学的特性から、耐環境性半導体材料として研究開発が行われている。特に近年は、青色から紫外にかけての短波長光デバイス、高周波電子デバイス、高耐圧・高出力電子デバイス向けの材料としてＳｉＣが注目されており、研究開発は盛んになっている。ところが、ＳｉＣは、良質な大口径単結晶の製造が難しいとされており、これまでＳｉＣデバイスの実用化を妨げてきた。
　従来、研究室程度の規模では、例えば昇華再結晶法（レーリー法）で半導体素子の作製が可能なサイズのＳｉＣ単結晶を得ていた。しかしながら、この方法では得られる単結晶の面積が小さく、その寸法、形状、さらには結晶多形（ポリタイプ）や不純物キャリア濃度の制御も容易ではない。一方、化学気相成長（Chemical Vapor Deposition：CVD）を用いて珪素（Si）等の異種基板上にヘテロエピタキシャル成長させることにより、立方晶のＳｉＣ単結晶を成長させることも行われている。この方法では大面積の単結晶は得られるが、ＳｉＣとＳｉの格子不整合が約２０％もあることなどにより、多くの欠陥（～107/cm2）を含むＳｉＣ単結晶しか成長させることができず、高品質のＳｉＣ単結晶は得られていない。
　そこで、これらの問題点を解決するために、ＳｉＣ単結晶ウェハを種結晶として用いて昇華再結晶を行う改良型のレーリー法が提案されている（非特許文献１参照）。この改良レーリー法を用いれば、ＳｉＣ単結晶の結晶多形（6H型、4H型、15R型等）や、形状、キャリア型、及び濃度を制御しながらＳｉＣ単結晶を成長させることができる。尚、ＳｉＣには２００以上の結晶多形（ポリタイプ）が存在するが、結晶の生産性と電子デバイス性能の点で４Ｈポリタイプが最も優れているとされており、商業生産されるＳｉＣ単結晶は４Ｈであることが多い。また、導電性は、ドーパントとして窒素が扱いやすい点で、単結晶インゴットはｎ型導電性で育成される場合がほとんどである。ただし、通信デバイス用途では、ドーパント元素を殆ど含まない、抵抗率の高い結晶も製造されている。
　現在、改良レーリー法で作製したＳｉＣ単結晶から、口径５１ｍｍ（２インチ）から１００ｍｍのＳｉＣ単結晶ウェハが切り出され、電力エレクトロニクス分野等のデバイス作製に供されている。更には１５０ｍｍウェハの開発成功も報告されており（非特許文献２参照）、１００ｍｍ又は１５０ｍｍウェハを用いたデバイスの本格的な実用化が期待されている。こうした状況にあって、転位密度などの指標で表されるウェハの品質は、デバイスの性能、量産時の歩留まりに大きな影響を与えるため、近年非常に重要視されるようになってきている。
　改良型のレーリー法では、成長中の単結晶インゴットに不可避的な内部応力が発生し、それは最終的に得られる単結晶ウェハ内部に、弾性歪、又は転位（塑性歪）の形で残留する。現在市販されているＳｉＣウェハには、基底面転位（以下、ＢＰＤ）が２×１０３～２×１０４(個/cm2)、貫通螺旋転位（以下、ＴＳＤ）が８×１０２～１０３(個/cm2)、貫通刃状転位（以下、ＴＥＤ）が５×１０３～２×１０４(個/cm2)存在している（非特許文献３参照）。
　近年、結晶欠陥とデバイスに関する調査から、ＢＰＤがデバイスの酸化膜不良を生じ、絶縁破壊の原因となることが報告されている（非特許文献４参照）。また、バイポーラデバイスなどでは、ＢＰＤから積層欠陥が発生することが報告されており、デバイス特性の劣化の原因となることが知られている（非特許文献５参照）。また、ＴＳＤはデバイスのリーク電流の原因となり（非特許文献６参照）、また、ゲート酸化膜寿命を低下させることが報告されている（非特許文献７参照）。そのため、高性能ＳｉＣデバイスの作製のために、ＢＰＤ、及びＴＳＤの少ないＳｉＣ単結晶が求められている。
　ここで、転位密度の低減技術は複数の報告例がある。例えば、化学気相成長法（ＣＶＤ法）でのＳｉＣ薄膜のエピタキシャル成長において、鏡像力によってＢＰＤがＴＥＤに変換すること（非特許文献８参照）や、溶液成長法においてもほぼ同様の構造変換が起こること（非特許文献９参照）が報告されている。また、昇華再結晶法での報告例として、大谷らはＴＥＤがＢＰＤに変換することを報告している（非特許文献１０参照）。しかしながら、これら先行技術において、ＳｉＣ単結晶を工業的に製造する上で、ＢＰＤを構造変換させて減らすための制御方法やその条件等については一切述べられていない。
　一方で、昇華再結晶法においては、所定の成長圧力及び基板温度で初期成長層としてのＳｉＣ単結晶を成長させた後、基板温度及び圧力を徐々に減じながら結晶成長を行うことで、マイクロパイプと共にＴＳＤの少ないＳｉＣ単結晶を得る方法が報告されている（特許文献１参照）。しかしながら、この方法によって得られたＳｉＣ単結晶のＴＳＤ密度は１０３～１０４（個/cm２）であり（特許文献１の明細書［発明の効果］の欄参照）、高性能ＳｉＣデバイスへの応用を考えると、ＴＳＤの更なる低減が必要である。
　また、所定の成長圧力、及び基板温度によってＳｉＣ単結晶を初期成長層として成長させた後、基板温度はそのまま維持し、減圧して成長速度を高めて結晶成長させることで、マイクロパイプの発生を抑え、かつ、ＴＳＤ等の転位密度を少なくさせる方法が報告されている（特許文献２参照）。しかしながら、この方法によっても、ＴＳＤの低減効果は不十分である。
　特許文献３には、種結晶を用いた昇華再結晶法において、ＳｉＣ単結晶を成長させ、これから種結晶を切り出して再度結晶成長を行い、これを何度か繰り返して、成長結晶の形状を成長方向に対して凸状となるようにすることで、モザイク性の小さなＳｉＣ単結晶ウェハを得る技術が報告されている。この技術は、転位の集合体である小傾角粒界が成長表面に垂直に伝播する性質を利用するものであり、成長結晶を成長方向に対して凸状となるようにすることで、転位の集合体である小傾角粒界を成長結晶の周辺部に移動させて、中央部に小傾角粒界密度の低い、すなわち転位密度の低い領域を形成するようにしたものである。
　一般に、改良レーリー法では、成長結晶の原料となるＳｉＣ結晶粉末側より種結晶側の方が低温になるように、結晶成長方向に温度勾配を形成して結晶成長させていくが、成長する単結晶の成長面の形状は、成長面近傍の温度分布を制御することで決めることができる。すなわち、成長面は等温面に沿って形成されていくため、例えば特許文献３のように、成長結晶の形状を成長方向に対して凸状となるようにするためには、成長結晶外周部における成長表面の任意の地点の温度ｔＰと、この点と種結晶からの距離が等しいインゴット中心部の温度ｔＣとの差（Δｔ＝ｔＰ－ｔＣ）が正となるように、成長空間内において、成長方向に向かって適度な凸形状の等温線を形成する必要がある。このような等温線を形成しながら結晶成長させることは、多結晶の発生を制御すると同時に、目的とするポリタイプを安定成長させて、良質な単一ポリタイプのＳｉＣ単結晶インゴットを製造する目的からも重要であることが分っている。ところが、従来技術において、成長方向と垂直な平面内の温度差Δｔが大きくなるような成長プロセスで単結晶インゴットを製造すると、単結晶内部に大きな応力が形成される危険がある。
　一方で、ウェハの弾性歪が大きく、ウェハ面内の結晶方位にずれが生じていると、エピタキシャル成長プロセスにおけるステップフロー異常などの問題を引き起こし、デバイス特性に大きな影響を与えてしまう。さらに、大きな弾性歪はウェハの反りを大きくする場合もある。ウェハの反りは、リソグラフプロセスでの焦点ずれや、エピタキシャル成長プロセス中の裏面への原料ガス回り込み等の問題を引き起こす。また、そもそもウェハの搬送などのハンドリングの障害ともなり得る他、チャックによる破損の危険性も考慮しなければならない。
　単結晶インゴットの内部応力を緩和する成長技術として、特許文献４には、種結晶またはその上に成長させる単結晶の周辺に配置された温度勾配制御部材と、前記種結晶または前記単結晶と前記温度勾配制御部材との間に設置された局所的温度勾配緩和部材を備えていることを特徴とする単結晶製造装置が開示されている。しかしながら、この技術の目的は種結晶の直上に成長する単結晶中に発生する温度勾配の極大値を小さくし、成長結晶内のクラック発生と伝播を抑制するための技術であり、成長インゴット中のウェハ化される部位の成長条件は本質的に変わらない。従って、該特許技術によってウェハの内部応力や転位密度が低減されることはない。
　また、ウェハの反りを、弾性歪の緩和により低減する手段として、以下のような方法が報告されている。特許文献５には、ＳｉＣ単結晶のインゴット又はウェハを、炭素及び水素を含む非腐食性ガス雰囲気、又は、これらの非腐食性ガスにアルゴンやヘリウムを混合した雰囲気にて、２０００℃超２８００℃以下の温度で焼鈍することで、インゴットやウェハの内部応力を緩和して、インゴットの加工時やウェハのデバイスプロセスにおける割れやクラックを防ぐ技術が報告されている。更に、特許文献６には、ＳｉＣ単結晶インゴットから切り出されたウェハを、１０ＭＰａ以上０．５ＭＰａ以下で加圧しながら８００℃以上２４００℃で加熱処理することで、ウェハの曲率半径を３５ｍ以上にする技術が報告されている。
　これらの方法は、ウェハの弾性歪を軽減させる点で有効と考えられるが、ＳｉＣ単結晶に対して外部から２０００℃を超える熱負荷を掛けて原子の再配置を行わせることは、昇温及び冷却過程を含めて、新たな温度分布を形成するものであり、温度不均衡によって結晶内部に強い応力場を生み出し、新たに転位を発生させる結果となり得る。特許文献６の実施例における焼鈍後の結晶の転位密度増加は、その現象を示すものである。
特開２００２－２８４５９９号公報 特開２００７－１１９２７３号公報 特開２００１－２９４４９９号公報 特開２０１３－１３９３４７号公報 特開２００６－２９０７０５号公報 特開２００５－９３５１９号公報
Yu. M. Tairov and V. F. Tsvetkov, Journal of Crystal Growth, vols.52 (1981) pp.146-150 A.A.Burk et al．，Mater.Sci．Forum，717-720，(2012) pp75-80 大谷昇、ＳｉＣ及び関連ワイドギャップ半導体研究会第１７回講演会予稿集、２００８、ｐ８ J.Senzaki et al．，Mater.Sci．Forum，661, (2005) pp661-664 R.E.Stahlbush et al., Journal of Electronic Materials, 31, (2002), 370-375 坂東ら、ＳｉＣ及び関連ワイドギャップ半導体研究会第１９回講演会予稿集、２０１０、ｐ１４０－１４１ 山本ら、ＳｉＣ及び関連ワイドギャップ半導体研究会第１９回講演会予稿集、２０１０、ｐ１１－１２ S.Ha et al., Journal of Crystal Growth，244，（2002），257-266 K.Kamei et al., Journal of Crystal Growth，311, (2009), 855-858 N.Ohtani et al., Journal of Crystal Growth，286, (2006), 55-60
　上述のように、ウェハの転位密度を低減する製造方法等が実施されてはいるが、単にウェハの転位密度が低いだけのウェハではデバイスの歩留まりが向上しなかったり、良好なエピタキシャル薄膜が該ウェハ上に形成できなかったりするということが分かってきた。
　本発明は、上記のような課題を解決すべく行われたものであり、転位密度が低く、かつ、弾性歪も小さいＳｉＣ単結晶ウェハ、及びそれを得ることができる炭化珪素単結晶インゴット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、ＳｉＣデバイスの性能、量産時の歩留まりの向上のためには、ウェハのＢＰＤ密度、ＴＳＤ密度の低下が重要であるが、単に転位密度が低いだけのウェハでは、良好なエピタキシャル薄膜が該ウェハ上に形成できないといった問題があり、結果的にデバイスの歩留まりや性能が向上しないということが分かってきた。本発明者等は、上述のような問題を解決すべく、試験、検討を重ねた結果、ＳｉＣ単結晶ウェハのＢＰＤ密度、及びＴＳＤ密度が小さく、かつ、ウェハ内部の弾性歪も小さいＳｉＣ単結晶ウェハを実現させることで、これらのデバイス性能や歩留まりが格段に向上するであろうと考えた。
　しかしながら、昇華再結晶法を用いた従来の製造技術では、単結晶成長中には必然的に大きな内部応力が発生し、成長後に焼鈍等の工程を追加したとしても、最終的に得られる結晶の転位（塑性歪）又は弾性歪の形式で残留してしまう。すなわち、従来技術では低転位密度と低弾性歪とを両立するウェハを工業的な規模で量産することができなかった。本発明者らは、鋭意研究を重ねた結果、内部応力に関する新規の知見をもとに、低転位密度と低弾性歪とを両立する画期的な単結晶製造技術を見出し、本発明を完成するに至ったのである。
　なお、本発明の炭化珪素単結晶ウェハとは、炭化珪素単結晶インゴットを切断加工し、さらに鏡面加工した円形状の板を意味する。
　本発明は、以下の構成より成るものである。
（１）表面の基底面転位密度が１０００個/cm2以下、貫通螺旋転位密度が５００個/cm2以下、かつ、ラマン指数が０．２以下である、口径１５０ｍｍ以上の炭化珪素単結晶ウェハ。
（２）表面の基底面転位密度が５００個/cm2以下、貫通螺旋転位密度が３００個/cm2以下、かつ、ラマン指数が０．１５以下である、口径１００ｍｍ以上の炭化珪素単結晶ウェハ。
（３）ラマン指数が０．１５以下である（１）に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（４）ラマン指数が０．１以下である（１）又は（２）に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（５）表面の基底面転位密度が５００個/cm2以下である（１）に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（６）表面の基底面転位密度が３００個/cm2以下である（１）から（４）の何れかに記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（７）表面の基底面転位密度が１００個/cm2以下である（１）から（４）の何れかに記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（８）貫通螺旋転位密度が３００個/cm2以下である（１）から（７）の何れかに記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（９）貫通螺旋転位密度が２００個/cm2以下である（１）から（７）の何れかに記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（１０）貫通螺旋転位密度が１００個/cm2以下である（１）から（７）の何れかに記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（１１）表面の基底面転位密度と貫通螺旋転位密度との合計が１０００個/cm2以下である（１）から（１０）の何れかに記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（１２）表面の基底面転位密度と貫通螺旋転位密度との合計が５００個/cm2以下である（１）から（１０）の何れかに記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（１３）表面の基底面転位密度と貫通螺旋転位密度との合計が３００個/cm2以下である（１）から（１０）の何れかに記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
（１４）坩堝内に収容した種結晶に昇華再結晶法により炭化珪素単結晶を成長させて、請求項１から１３の何れかに記載の炭化珪素単結晶ウェハを作製するための炭化珪素単結晶インゴットを製造する方法であって、単結晶成長中に単結晶インゴット側面からの入熱を制御して、単結晶インゴットの温度分布変化を抑えながら結晶成長させることを特徴とする、炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
（１５）２２５０℃以上の温度で高温熱処理した黒鉛フェルトを結晶育成に用いる坩堝の周辺に配置する断熱材として用いることを特徴とする、（１４）に記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
（１６）高温熱処理の温度が２４５０℃以上である（１５）に記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
（１７）種結晶が取り付けられる坩堝蓋体の種結晶取付け領域を形成する部材の室温熱伝導率λ1に対して、室温熱伝導率λ2が１．１×λ1≦λ2の関係を有する熱流束制御部材が、種結晶取付け領域の外周に沿って取り付けられていることを特徴とする、（１４）に記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
（１８）熱流束制御部材の室温熱伝導率λ2が、１．２×λ1≦λ2の関係を満たす（１７）に記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
（１９）設置した結晶育成用坩堝のまわりを取り囲む周辺空間の雰囲気ガスが、Ｈｅガスを１０vol%以上含むことを特徴とする、（１５）～（１８）の何れかに記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
（２０）前記周辺空間の雰囲気ガスが、Ｈｅガスを２０vol%以上含む（１９）に記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
　本発明のＳｉＣ単結晶ウェハは、転位密度が低く、かつ、弾性歪も小さいため、電力エレクトロニクス分野のデバイス作製等において、高い歩留りと共に良好なデバイス特性を実現することができる。例えば、リソグラフプロセスで正しく焦点を結ぶことができ、また、エピタキシャル成長プロセスにおいて、高品位のステップフロー成長が実現できる。また、転位密度が低いため、デバイスの構造欠陥が軽減でき、デバイスの性能、歩留まり向上に寄与できる。特に、本発明では、このような品質のＳｉＣ単結晶ウェハを口径１００ｍｍ以上の大口径ウェハで実現しているため、その実用性は極めて高いものである。
図１は、ＳｉＣウェハのラマン散乱光スペクトルの一例である。 図２は、エッチピット観察像の一例である。 図３は、ウェハ内のエッチピット計測位置を示す図である。 図４は、本発明で用いられた結晶成長装置を示す模式図である。 図５は、本発明の実施例で用いた坩堝構造を示す模式図である。 図６は、本発明の実施例で用いた坩堝構造を示す模式図である。 図７は、本発明の実施例で用いた坩堝構造を示す模式図である。 図８は、本発明の実施例で用いた坩堝構造を示す模式図である。
　以下、本発明について詳しく説明する。
　先ず、本発明におけるＳｉＣ単結晶ウェハは、口径１００ｍｍ以上であって、そのＢＰＤ密度とＴＳＤ密度が低く、弾性歪も小さいために、高性能デバイスの作製が可能であり、工業的規模でデバイスを作製した場合でも、高い歩留りを確保できる。本発明におけるＳｉＣ単結晶ウェハのＢＰＤの密度は、ウェハ口径１５０ｍｍ以上の場合は１０００個/cm2以下、１００ｍｍ以上の場合は５００個/cm2以下であり、ＴＳＤ密度については、口径１５０ｍｍ以上の場合は５００個/cm2以下、口径１００ｍｍ以上の場合は３００個/cm2以下である。
　一方、弾性歪について、その評価方法としては、例えばＸ線による格子常数の精密測定の他、いくつかの方法が存在する。しかし、従来の測定方法では、弾性歪はベクトルで表現されるため、デバイスへの影響度を評価するには高度な解析技術も必要であり、また測定自体も時間や技能を要するなどの問題があった。そこで本発明者らは、デバイス歩留りに影響する弾性歪の最適な評価方法の開発を行った。その結果、１．ウェハのサイズに依らない評価指標である。２．ベクトルである弾性歪を、スカラーに単純化して表現できる。３．測定時間が短い、ことから、ＳｉＣのラマン散乱光ピークの波長の逆数について、ウェハ中心部と外周部とでそれぞれ測定した値の差分値（すなわちラマン指数）で評価することが、弾性歪の評価方法として最も効果的であることを見出した。そこで、本発明では、これを弾性歪の評価方法として採用した。
　本発明で用いたラマン測定の光源は５３２ｎｍのグリーンレーザーであり、これをサンプルであるＳｉＣ単結晶ウェハ表面のφ２μｍのスポットに照射した。１つの測定箇所につき、前述の測定光をスポット間隔１０μｍにて横８列×縦９列の計７２点照射し、その平均値をその測定箇所の散乱光データとした。１枚のウェハにつき、１つの測定箇所の中心がウェハの中心であり、もう１つの測定箇所の中心がウェハのエッジ（外周）から２ｍｍ離れた位置（ウェハの中心に向かってエッジから２mm離れた位置）の２箇所でラマン散乱光の波長を測定した。そして、この波数（波長の逆数）の差分（中心の値－外周２mmの値）をラマン指数とする。
　図１に、ラマン散乱光の測定例を示す。Ｎｅランプのラマンシフト８１６cm-1のピークは散乱光測定のキャリブレーションに用いた。ラマン指数の符号が正で値が大きいほど、ウェハの弾性歪は大きいことを示す。ウェハの弾性歪は、ウェハ表面のステップ方向、高さを乱す原因となり、その表面に形成されるエピ薄膜の品質を低下させるので好ましくない。本発明のＳｉＣ単結晶ウェハのラマン指数は、口径１５０ｍｍ以上のウェハに関しては０．２以下、望ましくは０．１５以下、更に望ましくは０．１以下であり、口径１００ｍｍ以上のウェハについては０．１５以下、望ましくは０．１以下である。ラマン指数は通常正の値であるが、特殊な製造条件で製造されると負になる場合もある。マイナス側で大きな絶対値を取ることは、通常、考え難いが、もしも－０．２より小さくなると、やはりデバイス作製上の影響があるので好ましくない。
　ＢＰＤ密度が前述の値よりも低い場合には、さらに高いデバイス性能、歩留りが実現できるので、口径１５０ｍｍ以上のウェハに関しては、ＢＰＤが５００個/cm2以下となることが望ましく、何れの口径についても、３００個/cm2以下、さらには、１００個/cm2以下となることがより望ましい。また、ＴＳＤ密度に関しても同様であり、口径１５０ｍｍ以上のウェハに関しては、ＴＳＤ密度が３００個/cm2以下となることが望ましく、何れの口径についても、２００個/cm2以下、さらには、１００個/cm2以下となることがより望ましい。ＢＰＤ、ＴＳＤともに、その密度が１００個/cm2を下回るレベルにまで低下すれば、デバイスへの悪影響は実質的に皆無になるになると考えられる。
　前述の通り、口径１５０ｍｍ以上のウェハと１００ｍｍ以上のウェハとでは異なる規定を設定しているが、これは、口径１５０ｍｍ以上のウェハは量産、安価型のデバイス作製に使用される場合が多く、その一方で、１００ｍｍ以上のウェハは、高性能デバイスの作製用としても使用されるので、より高品質が求められるためである。上述したように、ＢＰＤとＴＳＤはどちらもデバイス実用上の障害となる。そのため、ＢＰＤとＴＳＤの合計密度で１０００個/cm2以下である場合に顕著なデバイス性能と歩留りの向上が期待でき、望ましくは、これらの合計が５００個/cm2以下であり、さらに望ましくは３００個/cm2以下である。なお、口径１００ｍｍ以上のウェハとは、既存の製品等を考慮すると口径が１００ｍｍ以上３００ｍｍ以下のＳｉＣ単結晶ウェハであって、例えば、いわゆる１００ｍｍウェハや１２５ｍｍウェハ等がこれに含まれる。また、口径１５０ｍｍ以上のウェハとは、同じく、口径が１５０ｍｍ以上３００ｍｍ以下のＳｉＣ単結晶ウェハであって、いわゆる１５０ｍｍウェハがこれに含まれる。ウェハの口径については、デバイスの生産性の観点では大きいほど好ましく、その意味では上限は存在しないが、現時点の技術では、口径が３００ｍｍを超えると昇華再結晶中の結晶内部の温度差が過大となり、ウェハにおける物性値の差も顕著になる。つまり、口径が大きくなるにつれて内部応力も高くなり、高品質のウェハを得るのが難しくなる傾向にあることから、実質的には３００ｍｍが上限である。
　上記の様なＳｉＣ単結晶ウェハを製造するための方法として、従来、温度勾配を極力小さくした環境でＳｉＣ単結晶インゴットを育成し、成長表面の応力を小さくするという考え方が主流であった。しかしながら、前述した通り、昇華再結晶法によるＳｉＣ単結晶インゴットの安定成長のためには、成長空間内に温度勾配を与えることは必須であり。無暗に温度勾配を小さくすれば、単一ポリタイプ成長の成功率や成長速度に悪影響し、生産性が低下することから、工業的には不利である。ちなみに、工業的な観点では、インゴットの高さは３０ｍｍ程度、もしくはそれ以上必要であると考えられる。
　本発明者らは、工業的規模の生産において、低ＢＰＤ、低ＴＳＤ、低弾性歪のＳｉＣ単結晶ウェハを得るための製造方法について、長年かけて研究・開発を行った。その結果、驚くべきことに、最終的にウェハの転位や弾性歪となるＳｉＣ単結晶インゴットの内部応力は、成長表面で成長時に発生するのみならず、成長後の結晶の温度分布変化によって著しく増大することを見い出した。以下、この事象について詳しく説明する。
　成長中の、ある時点におけるＳｉＣ単結晶インゴットは、その時点の温度分布によって内部応力が発生している状態にあり、その内部応力の一部は既に転位に変換されている。もしも、この時の温度分布が維持されたまま、成長が完了すれば、前述した温度分布を反映した転位密度と弾性歪を有するＳｉＣ単結晶ウェハを製造することができる。しかしながら、実際の製造条件下では、結晶成長に伴って幾つかの理由により温度分布が変化し、ＳｉＣ単結晶インゴットに新たな応力が発生する。この新たに発生した応力により、確実にＢＰＤは増殖する。また、成長表面における原子配列も変化し、ＴＳＤを発生させる原因となる。またウェハの弾性歪も増加し、その結果として、良質なデバイスの作製が困難になる。ここで、前述の温度分布が、その勾配が小さくなるような変化をした場合、最終的に作製されるウェハの弾性歪が小さくなるという現象は起こり得る。しかしながら、その場合でも、元の温度分布下で応力的に平衡状態にあるインゴットに対して、応力的に平衡ではない温度場の印可によって新たな応力を与えることで転位が発生するので、低転位密度と低弾性歪を両立するウェハを作製することはできない。
　そこで、本発明者らは、単結晶成長中に単結晶インゴット側面からの入熱を制御することにより、結晶成長中のインゴットの温度分布変化を抑制し、成長中のＢＰＤ、ＴＳＤの増殖を抑えると同時に弾性歪も低減できると考えた。しかしながら、実際のＳｉＣ単結晶成長においては、結晶の温度を実測することは不可能である。そのため、本発明者らは、有限要素手法を用いて単結晶インゴットや坩堝内部の温度や内部応力を解析し、さらに実際に結晶成長を行って、得られた結晶の品質評価を重ねた結果、上記の考え方を具現化する方法を見出し、本発明のＳｉＣ単結晶ウェハの開発に成功したのである。
　先ず、温度分布変化を発生させる原因の一つは、結晶成長を行う坩堝の外側に配置される断熱材の特性劣化による単結晶インゴット側面からの入熱の変動である。昇華再結晶法によるＳｉＣ単結晶の製造に用いられる断熱材としては、黒鉛のフェルト、または黒鉛の成形断熱材が使われる場合が多い。それらの製造条件としては、最も一般的な熱処理の温度は１０００℃以下であり、高温処理品でもその処理温度は２０００℃である。ＳｉＣ単結晶用坩堝の温度は最高で２４００℃以上にも達し、前述の断熱材の処理温度よりも高いため、結晶成長中に断熱材の黒鉛化などの反応が起こり、断熱特性が低下する。それに加えて、坩堝内部からは昇華ガス成分が漏洩し、その成分は断熱材と熱化学的な反応を起こして黒鉛材を劣化させ、断熱性を低下させる。この断熱材劣化に伴い、実際にＳｉＣ単結晶インゴットを製造する際の装置制御における温度フィードバックによりコイルに投入される電流が上昇する（断熱特性の低下によって坩堝温度が下がったと判断されるため）。すると、断熱材の劣化した坩堝部位の温度は低下するが、劣化が軽度な部位の温度は逆に上昇する場合もある。従って、単結晶インゴットが受ける温度勾配の変化は一様ではない。何れにしても、単結晶インゴットの温度分布が変化し、新たな内部応力が発生することは間違いない。
　そこで、結晶成長に先立って、断熱材に２２５０℃以上、望ましくは２４５０℃以上の温度で熱処理を施しておけば、成長中に高温に晒されることによる材料特性の変化と、同時に昇華ガス成分との反応性も抑制することができる。昇華ガスとの反応性が抑えられるメカニズムは明確ではないが、黒鉛繊維の黒鉛化度が高いことなどが効果を発揮していると考えられる。また、断熱材の熱処理の方法としては、断熱材素材１ロットをまとめて不活性雰囲気中で処理する方法や、成長用に加工、組み立てされた断熱部材を坩堝と組み付けた状態で、結晶成長用の誘導加熱炉を用いて熱処理を行う方法などがあるが、特に限定されない。処理温度の上限も特に限定するものではないが、超高温環境では黒鉛自体の昇華が生じ、またコスト的にも不利となるので、３０００℃程度が上限である。
　結晶成長中のインゴットの温度分布変化を発生させる、もう一つの大きな原因は、高温の原料側から低温のＳｉＣ単結晶側に向かって、坩堝を形成する黒鉛部材を通過し、その後インゴット側面に入射する熱量の変化である。一般的に、ＳｉＣの単結晶成長において、坩堝の温度は一定ではなく、変化を伴う。それは、成長速度制御のための能動的な温度調整である場合と、成長に伴う坩堝内部の状態変化による受動的な変動の場合などもあるが、いずれにしても温度変化は不可避的な現象である。この温度変化に伴い、インゴット側面に入射する熱量も変化し、その結果、インゴット内部の温度分布も変化する。また、もしも温度が一定に保たれているとしても、ＳｉＣ単結晶の成長に伴い、インゴットの側面面積が増加するので、やはり単結晶インゴット側面から入射する熱量も変化し、インゴット内部の温度分布が変化する。
　この温度変化を抑制するためには、種結晶が取り付けられる坩堝蓋体の種結晶取付け領域を形成する部材よりも熱伝導率の高い部材（以下、熱流束制御部材と言う）を種結晶取付け領域の外周に沿って設置し、坩堝から熱流束制御部材に流れる熱流束を増加させることによって、坩堝からインゴット、及びインゴットから種結晶取付け領域という熱流束を減少させることが有効である。このとき、各部材の熱伝導率としては、種結晶取付け領域を形成する部材の室温熱伝導率＝λ1と、熱流束制御部材の室温熱伝導率＝λ2とが、１．１×λ1≦λ2の関係となるようにすることで効果が表れる。より好ましい条件としては、前述の室温熱伝導率が１．２×λ1≦λ2の関係にある場合である。λ2の値の上限値は特に設定していないが、λ1に対する室温熱伝導率の比が１．８倍を超えると、成長表面の温度分布にも大きな変化が生じ、安定成長が難しくなるので好ましくない。なお、インゴット側面からの入熱を制御して、結晶成長中のインゴットの温度分布変化を抑制するには、種結晶が取り付けられる種結晶取付け領域よりも外側に熱流束制御部材が配置されるのがより効果的であるが、種結晶取付け領域の外側周辺で熱流束制御部材が一部重なるように配置されたとしても、坩堝から熱流束制御部材に流れる熱流束を増加させてインゴット側面への入熱を制御することができれば構わない。
　インゴットの温度変化を抑制するもう一つの方法は、二重石英管等に設置した結晶育成用坩堝の周りを取り囲む周辺空間の雰囲気ガスの熱伝導率を向上させて、坩堝から雰囲気中へ放散される熱量を増加させることである。高熱伝導のガス成分として、一般的には水素が良く知られているが、水素は黒鉛やＳｉＣをエッチングするなどの影響があるので好ましくない。この場合のガス種としてはヘリウムが最適であり、雰囲気中にヘリウムが１０vol%以上含まれる場合に意図した効果が生じ、ヘリウムが２０vol%以上の場合により大きな効果が得られる。ヘリウムの上限値は、コストや、ウェハに求められる電気伝導度（すなわち雰囲気中のドーパント濃度）の関係から必然的に決まるが、ヘリウムガスの濃度が５０vol%以上となると、この場合も成長表面の温度分布にも大きな変化が生じ、安定成長が難しくなるので、やはり好ましくない。
　以下、実施例及び比較例に基づき、本発明を具体的に説明する。
　図４は、本発明の実施例、及び比較例に係るＳｉＣ単結晶ウェハを作製するためのＳｉＣ単結晶インゴットの製造に用いた、改良型レーリー法による単結晶成長の装置である。結晶成長は、昇華原料３を誘導加熱により昇華させ、種結晶１上に再結晶させることにより行われる。種結晶１は、黒鉛蓋（坩堝蓋体）６の内面に取り付けられており、昇華原料３は黒鉛坩堝４の内部に充填される。この黒鉛坩堝４、及び黒鉛蓋６は、熱シールドのために断熱材５で被膜され、二重石英管８内部の黒鉛支持台座７の上に設置される。石英管８の内部を、真空排気装置および圧力制御装置１２を用いて１．０×１０－４Ｐａ未満まで真空排気した後、純度９９．９９９９％以上の高純度Ａｒガスを、配管１０を介してマスフローコントローラ１１で制御しながら流入させ、真空排気装置および圧力制御装置１２を用いて石英管内圧力を８０ｋＰａに保ちながらワークコイル９に高周波電流を流し、黒鉛坩堝下部を目標温度である２４００℃まで上昇させる。窒素ガス(Ｎ２)も同様に、配管１０を介してマスフローコントローラ１１で制御しながら流入させ、雰囲気ガス中の窒素分圧を制御して、ＳｉＣ結晶中に取り込まれる窒素元素の濃度を調整した。坩堝温度の計測は、坩堝上部及び下部の断熱材５に直径２～１５ｍｍの光路を設けて放射温度計１３aおよび１３ｂにより行う。坩堝上部温度を種結晶温度、坩堝下部温度を原料温度とした。その後、石英管内圧力を成長圧力である０．８ｋＰａ～３．９ｋＰａまで約１５分かけて減圧し、この状態を所定の時間維持して結晶成長を実施した。
（実施例１）
　先ず、原料や種結晶を装填しない坩堝と、２０００℃で熱処理された市販の黒鉛製フェルトを１式用意し、結晶成長に先立って黒鉛製フェルトの熱処理を行った。その後、坩堝と断熱材は成長時と同様の組立を行い、上述した成長準備と同様に石英管内部に設置して真空排気を行った。続いて、石英管内に高純度Ａｒガスを、配管を介してマスフローコントローラで制御しながら流入させ、石英管内圧力を８０ｋＰａに保ちながらワークコイルに高周波電流を流し、黒鉛坩堝下部および上部が目標温度に達するまで上昇させ、この状態を１２時間保持して熱処理を完了させた。実施例１の黒鉛製フェルトの熱処理温度は２３００℃とし、高純度アルゴン雰囲気中で１２時間の熱処理を行った。
　次に、上記の坩堝とフェルトを用いて行った、実施例１の結晶成長について説明する。種結晶１として、（０００１）面を主面とし、<０００１>軸が<１１－２０>方向に４°傾いた、口径１０１ｍｍの４Ｈの単一ポリタイプで構成されたＳｉＣ単結晶ウェハを使用した。成長圧力は１．３３ｋＰａであり、窒素ガスの分圧は１８０Ｐａから９０Ｐａである。窒素分圧はインゴット全体で最適な導電性を維持するために変化させた。ここで、一般的な黒鉛フェルトと比較して、本実施例のような高温熱処理されたフェルトは劣化が少なく、単結晶インゴット側面からの入熱変動を抑制できるので、低転位密度、かつ低弾性歪のＳｉＣ単結晶ウェハが製造可能となる。
　こうして得られたＳｉＣ単結晶インゴットは、口径が１０６．８ｍｍ、高さは３４．８ｍｍであった。このようにして、実施例１の口径１００ｍｍウェハ作製用のＳｉＣ単結晶インゴットを製造した。
　得られたインゴットは公知の加工技術により、種結晶と同じく、オフ角度４°の（０００１）面を有する厚さ０．４ｍｍの鏡面ウェハ８枚に加工し、品質の評価を行った。種結晶側から順に数えて１１～１８をウェハ番号とする。ここで、１１番～１８番の各ウェハのインゴット高さに対する相対位置は、それぞれ０．２～０．９まで０．１刻みである。すなわち、相対位置０は種結晶表面に相当し、１．０はインゴットの高さに相当する。
　作製した８枚のウェハについて、先ず、ラマン分光測定器（日本分光社製ＮＲＳ-７１００、分解能±0.05cm-1）を用いて、前述した通りの方法でラマンシフトを測定した。その後、溶融ＫＯＨエッチングを行い、光学顕微鏡によってＢＰＤ密度およびＴＳＤ密度を計測した。ここでは、Ｊ．Ｔａｋａｈａｓｈｉ　ｅｔ　ａｌ．，Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　ＣｒｙｓｔａｌＧｒｏｗｔｈ，１３５，（１９９４），６１－７０に記載されている方法に従って、５３０℃の溶融ＫＯＨに試料を１０分間浸漬し、貝殻型ピットをＢＰＤ、中型・大型の六角形ピットをＴＳＤとして、エッチピット形状から転位欠陥を分類した。エッチピットの観察例を図２に示す。転位密度の算出方法としては、図３に示した通り、図の上下、左右で対称関係にある５２点にて、その点が測定エリアの中心となるように、ＴＳＤについてはピットのサイズが大きいので２０７３μｍ×１６０１μｍとし、ＴＳＤ以外については６６３μｍ×５２５μｍの測定エリアでエッチピットを計数し、その平均値をウェハの転位密度とした。なお、図中に示したｄの値は１００ｍｍウェハについては３．２５ｍｍ、１５０ｍｍウェハについては４．８ｍｍとしたが、前記以外の口径についても、適当なｄを選ぶことにより、口径の影響を受けずに転位密度を正確に評価できる。
　前述の評価結果を、表１に示す。１８番のウェハがＢＰＤ密度５００個/cm２以下であり、またＢＰＤ、ＴＳＤの合計密度も１０００個/cm２を下回り、本発明範囲の特性を有していた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
（実施例２）
　次に、実施例２について説明する。実施例２でも、実施例１と同様に、２０００℃で熱処理された市販の黒鉛製フェルトを１式用意し、結晶成長に先立って黒鉛製フェルトの熱処理を行った。実施例２の黒鉛製フェルトの熱処理温度は２５００℃であり、この点以外は実施例１と同様に処理を行った。
　上記の坩堝とフェルトを用いて行った、実施例２の結晶成長方法は、実施例１と同様である。実施例２も実施例１と同様な理由で、低転位密度、かつ低弾性歪のＳｉＣ単結晶ウェハが製造可能となるが、より高温で処理された黒鉛製フェルトを用いることにより、断熱材劣化による面内温度勾配の過剰な低下が抑えられるので、特にＢＰＤの低減に効果がある。
　こうして、口径が１０５．７ｍｍ、高さは３７．９ｍｍの口径１００ｍｍウェハ作製用のＳｉＣ単結晶インゴットを製造した。
　得られたインゴットは、実施例１と同様のインゴット内の相対位置を有する鏡面ウェハ８枚に加工し（種結晶側から順に数えて21～28番）、品質の評価を行った。評価結果を表２に示す。２７番～２８番のウェハがＢＰＤ密度、ＢＰＤとＴＳＤの合計密度でも本発明範囲の品質を有していた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
（実施例３）
　次に、実施例３の結晶製造方法について説明する。実施例３では、図５の概略図で示した構造の黒鉛坩堝２４を結晶成長に用いた。この黒鉛坩堝２４では、種結晶２１が坩堝蓋体２６の内面側に取り付けられており、この坩堝蓋体２６の外周側面に接しながら、そのまわりを取り囲むように、高熱伝導黒鉛材製の熱流束制御部材２７が配置されている。ここで、種結晶２１が取り付けられる種結晶取付け領域を形成する坩堝蓋体２６の室温熱伝導率＝λ1と、熱流束制御部材２７の室温熱伝導率＝λ2とは、１．１５×λ1≦λ2の関係にある。さらに、この実施例３では、結晶成長に先立って、実施例１と同様に２３００℃で黒鉛製フェルトの熱処理も行った。熱流束制御部材２７を含めた坩堝の構造以外の結晶成長条件は実施例１と同様にして単結晶インゴットの製造を行った。実施例３の坩堝構造は、単結晶インゴットの側面に沿った熱流束が増加した条件下で、熱流束が過剰にインゴットに入射しないことを意図した構造である。この坩堝構造により、単結晶インゴット側面からの入熱変動を抑制できることから、低転位密度、かつ低弾性歪のＳｉＣ単結晶ウェハが製造可能となる。
　この実施例３では、上記のような熱流束制御部材２７を備えた坩堝が使用され、また、断熱材は実施例１と同様の方法で熱処理されている。こうして得られたＳｉＣ単結晶インゴットは、口径が１０５．５ｍｍ、高さは３７．８ｍｍであった。
　得られたインゴットは、実施例１と同様のインゴット内の相対位置を有する鏡面ウェハ８枚に加工し（種結晶側から順に数えて31～38番）、品質の評価を行った。評価結果を表３に示す。３３番～３８番のウェハが本発明範囲の特性を有しているが、特に３４番～３８番のウェハはＢＰＤとＴＳＤの合計密度でも５００個/cm２を下回っており、非常に良好である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
（実施例４）
　次に、実施例４の結晶製造方法について説明する。実施例４では、図６の概略図で示した構造の黒鉛坩堝２４を結晶成長に用いた。この黒鉛坩堝２４では、種結晶２１が坩堝蓋体２６の内面側に取り付けられており、この坩堝蓋体２６の外周側面に接しながらそのまわりを取り囲むと共に、一部が黒鉛坩堝の側壁の外側部分に延設されるようにして高熱伝導黒鉛材製の熱流束制御部材２７が配置されている。ここで、種結晶２１が取り付けられる種結晶取付け領域を形成する坩堝蓋体２６の室温熱伝導率＝λ1と、熱流束制御部材２７の室温熱伝導率＝λ2とは、１．３×λ1≦λ2の関係にある。さらに、この実施例４では、結晶成長に先立って黒鉛製フェルトの熱処理も行った。すなわち、この実施例４については、実施例２と同様の条件である２５００℃で黒鉛製フェルトの熱処理を行った。熱流束制御部材２７を含めた坩堝の構造以外の結晶成長条件は実施例１と同様にして、単結晶インゴットの製造を行った。
　この実施例４では、実施例３と同じ目的で設計された坩堝が使用され、また、断熱材は実施例２と同様の方法で熱処理されている。これらにより、単結晶インゴット側面からの入熱変動はより効果的に抑制され、前述の実施例よりもさらに低転位密度、かつ低弾性歪のＳｉＣ単結晶ウェハが製造可能となる。こうして得られたＳｉＣ単結晶インゴットは、口径が１０５．７ｍｍ、高さは３９．６ｍｍであった。
　得られたインゴットは、実施例１と同様のインゴット内の相対位置を有する鏡面ウェハ８枚に加工し（種結晶側から順に数えて41～48番）、品質の評価を行った。評価結果を表４に示す。すべてのウェハが本発明範囲の特性を有しており、特に４４番～４８番のウェハはＢＰＤとＴＳＤの合計密度でも３００個/cm２を下回っており、極めて良好である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
（実施例５）
　次に、実施例５について説明する。実施例５では、口径１５０ｍｍのウェハの作製を行った。実施例５の結晶製造については、口径１５０ｍｍウェハ用インゴットに対応したサイズの坩堝、及び断熱材が使用されたが、その基本構造は図７で示した通りである。この黒鉛坩堝２４では、坩堝蓋体２６の内面側の略中央部分に種結晶２１が取り付けられており、坩堝蓋体２６の外側には、種結晶２１が取り付けられた種結晶取付け領域を囲うように、高熱伝導黒鉛材製の熱流束制御部材２７が配置されている。ここで、坩堝蓋体２６のうち、少なくとも種結晶２１が取り付けられる種結晶取付け領域を形成する部材の室温熱伝導率＝λ1と、熱流束制御部材２７の室温熱伝導率＝λ2とは、実施例４と同様に１．３×λ1≦λ2の関係にある。さらに、この実施例５では、結晶成長に先立って黒鉛製フェルトの熱処理も行った。実施例５については、実施例２と同様の条件である２５００℃で黒鉛製フェルトの熱処理を行った。
　また、実施例５の種結晶としては、（０００１）面を主面とし、<０００１>軸が<１１－２０>方向に４°傾いた、口径１５４ｍｍの４Ｈの単一ポリタイプで構成されたＳｉＣ単結晶ウェハを使用した。種結晶のサイズ、及び熱流束制御部材２７を含めた坩堝の構造以外の結晶成長条件は実施例１とほぼ同様の条件にして、単結晶インゴットの製造を行った。
　実施例５は、口径１５０ｍｍウェハ作製用の単結晶インゴットの製造例だが、製造方法の考え方は、基本的には実施例４と同様であり、口径が異なるインゴットの場合でも、低転位密度、かつ低弾性歪のＳｉＣ単結晶ウェハが製造可能となる。このようにして、実施例５の口径１５０ｍｍウェハ作製用のＳｉＣ単結晶インゴットを製造した。得られたＳｉＣ単結晶インゴットは、口径が１５８．１ｍｍ、高さは４２．６ｍｍであった。
　得られたインゴットは、実施例１と同様のインゴット内の相対位置を有する鏡面ウェハ８枚に加工し（種結晶側から順に数えて51～58番）、品質の評価を行った。評価結果を表５に示す。すべてのウェハが本発明範囲の特性を有しており、特に５５番～５８番のウェハがＢＰＤとＴＳＤの合計密度でも３００個/cm２を下回り、極めて良好である。
　そして、５８番のウェハのＳｉ面には、ホモ・エピタキシャル成長を実施した。エピタキシャル成長の条件は、成長温度１５５０℃、シラン(SiH4)、プロパン(C3H8)、水素(H2)の流量が、それぞれ３２cc/min、２１cc/min、１５０L/minであり、窒素ガスは、活性層におけるキャリア濃度が１×１０１６cm-3となる流量とし、厚さ約５μｍの活性層を成長させた。エピタキシャル膜の表面は全面に渡って非常に平坦で、キャロット等のエピ欠陥も非常に少ない、良好なエピ薄膜が形成されていることが分かった。さらに、このエピタキシャルウェハ上にＭＯＳＦＥＴ構造を作製し、ゲート絶縁膜の耐圧を測定したところ、およそ８２０Ｖであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
（実施例６）
　次に、実施例６の結晶製造方法について説明する。実施例６では、図８の概略図で示した構造の黒鉛坩堝を結晶成長に用いた。この黒鉛坩堝２４では、種結晶２１が坩堝蓋体２６の内面側に取り付けられており、坩堝蓋体２６の外周側に、黒鉛坩堝の側壁の一部を介して、高熱伝導黒鉛材製の熱流束制御部材２７が配置されている。ここで、種結晶２１が取り付けられる種結晶取付け領域を形成する坩堝蓋体２６の室温熱伝導率＝λ1と、熱流束制御部材２７の室温熱伝導率＝λ2とは、１．４×λ1≦λ2の関係にある。さらに、この実施例６では、結晶成長に先立って黒鉛製フェルトの熱処理も行った。実施例４については、実施例２と同様の条件である２５００℃で黒鉛製フェルトの熱処理を行った。
　また、この実施例６では、結晶成長条件は実施例１と同様であるが、二重石英管８に設置した黒鉛坩堝の周りを取り囲む周辺空間の雰囲気ガス中にはＨｅガスを混合させた。Ｈｅガスの含有率は１６vol%である。実施例６でも、実施例４と同じ目的で設計された坩堝と、実施例４と同条件で熱処理された黒鉛製フェルトが使用されている。さらに、雰囲気ガスを高熱伝導化することにより、さらなる温度勾配の低減化を図った。こうして得られたＳｉＣ単結晶インゴットは、口径が１０８．７ｍｍ、高さは５６．３ｍｍであった。
　得られたインゴットは、実施例１と同様のインゴット内の相対位置を有する鏡面ウェハ８枚に加工し（種結晶側から順に数えて61～68番）、品質の評価を行った。評価結果を表６に示す。６３番～６８番のウェハが、ＢＰＤ密度と、ＢＰＤとＴＳＤの合計密度でも本発明範囲の特性であり、その中でも６６番～６８番のウェハはＢＰＤとＴＳＤの合計密度でも５００個/cm２を下回っており、極めて良好である。実施例４に比較すると、やや転位密度は高い結果となったが、ラマン指数が示す通り、弾性歪の非常に小さなウェハを製造することができた。坩堝構造とガス組成、結晶成長条件を総合して最適化することにより、さらに低転位密度、かつ低弾性歪のＳｉＣ単結晶ウェハも製造可能になると考えられる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
（比較例１）
　次に、比較例１について説明する。比較例１では、２０００℃で熱処理された市販の黒鉛製フェルトを１式用いて成長を行った。坩堝の構造は実施例１と同一である。比較例１の結晶成長方法も、実施例１とほぼ同様である。比較例１では、一般的な黒鉛フェルトと黒鉛坩堝が使用されているため、単結晶インゴット側面からの入熱変動は抑制されず、低転位密度と低弾性歪を両立するＳｉＣ単結晶ウェハを製造することはできない。こうして得られたＳｉＣ単結晶インゴットは、口径が１０７．４ｍｍ、高さは３５．２ｍｍであった。
　得られたインゴットは、実施例１と同様のインゴット内の相対位置を有する鏡面ウェハ８枚に加工し（種結晶側から順に数えて71～78番）、品質の評価を行った。評価結果を表７に示す。評価項目毎にウェハの性質を見ていくと、７１番のウェハを除けば、ラマン指数は本発明範囲の値を有している。しかしながら、転位密度がすべてのウェハにおいて高く、特にＢＰＤ密度が高い。このため、本発明範囲の特性を有するウェハは１枚も得ることができていない。
　そして、７８番のウェハのＳｉ面には、実施例６と同じ条件にて、ホモ・エピタキシャル成長を実施し、厚さ約５μｍの活性層を成長させた。エピタキシャル膜の表面は、バンチング等の表面モフォロジー乱れが観察され、キャロット等のエピ欠陥も多く見られた。このエピタキシャルウェハ上にＭＯＳＦＥＴ構造を作製し、ゲート絶縁膜の耐圧を測定したところ、およそ２７０Ｖであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
（比較例２）
　次に、比較例２について説明する。比較例２では、２０００℃で熱処理された市販の黒鉛製フェルトを１式用いて成長を行った。坩堝の構造の概略は実施例１と同一である。比較例２の結晶成長は、実施例１とほぼ同様の準備を行い、得られたＳｉＣ単結晶インゴットは、口径が１０３．１ｍｍ、高さは１６．５ｍｍであった。比較例２も比較例１と同様であり、一般的な黒鉛フェルトと黒鉛坩堝が使用されているため、単結晶インゴット側面からの入熱変動は抑制されない。成長条件の違いにより、低転位密度、あるいは低弾性歪のどちらかを部分的に実現する場合もあるが、それらを両立するＳｉＣ単結晶ウェハを製造することはできない。
　得られたインゴットは高さが低いので、８１番、８８番に相当するウェハの作製は困難であった。このため、８２番から８７番の相対位置を有する鏡面ウェハ６枚に加工し、品質の評価を行った。評価結果を表８に示す。表８の中で、８４番から８７番のウェハが基底面転位密度に関しては本発明範囲の値を有している。しかしながら、ラマン指数がすべてのウェハで高く、本発明範囲の特性を有するウェハは１枚も得ることができていない。
　そして、８７番のウェハのＳｉ面に、実施例６と同じ条件にて、ホモ・エピタキシャル成長を実施し、厚さ約５μｍの活性層を成長させた。エピタキシャル膜の表面には、キャロット等のエピ欠陥は、実施例５の５８番のウェハよりは多いが、比較例１の７８番のウェハに比較すればかなり少なかった。しかしながら、バンチング等の表面モフォロジー乱れは高密度で観察された。これは、弾性歪によりウェハの表面ステップ状態が乱れていたことが原因と考えられる。このエピタキシャルウェハ上にＭＯＳＦＥＴ構造を作製し、ゲート絶縁膜の耐圧を測定したところ、およそ３４０Ｖであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
（比較例３）
　次に、比較例３について説明する。比較例３では、２０００℃で熱処理された市販の黒鉛製フェルトを１式用いて、口径１５０ｍｍのウェハの作製を行った。口径１５０ｍｍウェハ用インゴットの成長に用いた坩堝と断熱材の構造は実施例１で用いた坩堝と断熱材の相似形であり、口径１５０ｍｍインゴットに対応したサイズを有している。比較例３の結晶成長方法も、実施例１とほぼ同様である。比較例３では、一般的な黒鉛フェルトと黒鉛坩堝が使用されてため、単結晶インゴット側面からの入熱変動は抑制されず、低転位密度と低弾性歪を両立するＳｉＣ単結晶ウェハを製造することはできない。こうして得られたＳｉＣ単結晶インゴットは、口径が１５８．５ｍｍ、高さは３３．２ｍｍであった。
　得られたインゴットは、実施例１と同様のインゴット内の相対位置を有する鏡面ウェハ８枚に加工し（種結晶側から順に数えて91～98番）、品質の評価を行った。評価結果を表９に示す。評価項目毎にウェハの性質を見ていくと、ＴＳＤは本発明範囲の値を有している。しかしながら、ＢＰＤが全てのウェハにおいて高く、尚且つラマン指数も総じて高い。このため、本発明範囲の特性を有するウェハは１枚も得ることができていないことが分かる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　１：種結晶（SiC単結晶）
　２：ＳｉＣ単結晶インゴット
　３：昇華原料（ＳｉＣ粉末原料）
　４：黒鉛坩堝
　５：断熱材
　６：黒鉛蓋（坩堝蓋体）
　７：黒鉛支持台座（坩堝支持台および軸）
　８：二重石英管
　９：ワークコイル
１０：配管
１１：マスフローコントローラ
１２：真空排気装置および圧力制御装置
１３a：放射温度計（坩堝上部用）
１３b：放射温度計（坩堝下部用）
２１：種結晶(ＳｉＣ単結晶)
２２：ＳｉＣ単結晶インゴット
２３：昇華原料（ＳｉＣ粉末原料）
２４：黒鉛坩堝
２５：断熱材
２６：黒鉛蓋（坩堝蓋体）
２７：熱流束制御部材

Claims (20)

  1. 　表面の基底面転位密度が１０００個/cm2以下、貫通螺旋転位密度が５００個/cm2以下、かつ、ラマン指数が０．２以下である、口径１５０ｍｍ以上の炭化珪素単結晶ウェハ。
  2. 　表面の基底面転位密度が５００個/cm2以下、貫通螺旋転位密度が３００個/cm2以下、かつ、ラマン指数が０．１５以下である、口径１００ｍｍ以上の炭化珪素単結晶ウェハ。
  3. 　ラマン指数が０．１５以下である請求項１に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
  4. 　ラマン指数が０．１以下である請求項１又は２に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
  5. 　表面の基底面転位密度が５００個/cm2以下である請求項１に記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
  6. 　表面の基底面転位密度が３００個/cm2以下である請求項１から４の何れかに記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
  7. 　表面の基底面転位密度が１００個/cm2以下である請求項１から４の何れかに記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
  8. 　貫通螺旋転位密度が３００個/cm2以下である請求項１から７の何れかに記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
  9. 　貫通螺旋転位密度が２００個/cm2以下である請求項１から７の何れかに記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
  10. 　貫通螺旋転位密度が１００個/cm2以下である請求項１から７の何れかに記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
  11. 　表面の基底面転位密度と貫通螺旋転位密度との合計が１０００個/cm2以下である請求項１から１０の何れかに記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
  12. 　表面の基底面転位密度と貫通螺旋転位密度との合計が５００個/cm2以下である請求項１から１０の何れかに記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
  13. 　表面の基底面転位密度と貫通螺旋転位密度との合計が３００個/cm2以下である請求項１から１０の何れかに記載の炭化珪素単結晶ウェハ。
  14. 　坩堝内に収容した種結晶に昇華再結晶法により炭化珪素単結晶を成長させて、請求項１から１３の何れかに記載の炭化珪素単結晶ウェハを作製するための炭化珪素単結晶インゴットを製造する方法であって、単結晶成長中に単結晶インゴット側面からの入熱を制御して、単結晶インゴットの温度分布変化を抑えながら結晶成長させることを特徴とする、炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
  15. 　２２５０℃以上の温度で高温熱処理した黒鉛フェルトを結晶育成に用いる坩堝の周辺に配置する断熱材として用いることを特徴とする、請求項１４に記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
  16. 　高温熱処理の温度が２４５０℃以上である請求項１５に記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
  17. 　種結晶が取り付けられる坩堝蓋体の種結晶取付け領域を形成する部材の室温熱伝導率λ1に対して、室温熱伝導率λ2が１．１×λ1≦λ2の関係を有する熱流束制御部材が、種結晶取付け領域の外周に沿って取り付けられていることを特徴とする、請求項１４に記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
  18. 　熱流束制御部材の室温熱伝導率λ2が、１．２×λ1≦λ2の関係を満たす請求項１７に記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
  19. 　設置した結晶育成用坩堝のまわりを取り囲む周辺空間の雰囲気ガスが、Ｈｅガスを１０vol%以上含むことを特徴とする、請求項１５～１８の何れかに記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
  20. 　前記周辺空間の雰囲気ガスが、Ｈｅガスを２０vol%以上含む請求項１９に記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
PCT/JP2014/076014 2014-09-30 2014-09-30 炭化珪素単結晶ウェハ、及び炭化珪素単結晶インゴットの製造方法 WO2016051485A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201480003544.1A CN105658846B (zh) 2014-09-30 2014-09-30 碳化硅单晶晶片、和碳化硅单晶锭的制造方法
KR1020187002011A KR102160863B1 (ko) 2014-09-30 2014-09-30 탄화규소 단결정 웨이퍼
KR1020157028953A KR101823216B1 (ko) 2014-09-30 2014-09-30 탄화규소 단결정 웨이퍼 및 탄화규소 단결정 잉곳의 제조 방법
US14/761,485 US10202706B2 (en) 2014-09-30 2014-09-30 Silicon carbide single crystal wafer and method of manufacturing a silicon carbide single crystal ingot
EP14877562.0A EP3026147A4 (en) 2014-09-30 2014-09-30 SILICON CARBIDE MONOCRYSTAL WAFER AND PROCESS FOR PRODUCING MONOCRYSTAL SILICON CARBIDE INGOT
PCT/JP2014/076014 WO2016051485A1 (ja) 2014-09-30 2014-09-30 炭化珪素単結晶ウェハ、及び炭化珪素単結晶インゴットの製造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2014/076014 WO2016051485A1 (ja) 2014-09-30 2014-09-30 炭化珪素単結晶ウェハ、及び炭化珪素単結晶インゴットの製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2016051485A1 true WO2016051485A1 (ja) 2016-04-07

Family

ID=55629584

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2014/076014 WO2016051485A1 (ja) 2014-09-30 2014-09-30 炭化珪素単結晶ウェハ、及び炭化珪素単結晶インゴットの製造方法

Country Status (5)

Country Link
US (1) US10202706B2 (ja)
EP (1) EP3026147A4 (ja)
KR (2) KR101823216B1 (ja)
CN (1) CN105658846B (ja)
WO (1) WO2016051485A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2018168051A (ja) * 2017-03-30 2018-11-01 昭和電工株式会社 炭化珪素単結晶インゴットの製造装置及び炭化珪素単結晶インゴットの製造方法
WO2019044841A1 (ja) * 2017-09-01 2019-03-07 住友電気工業株式会社 炭化珪素エピタキシャル基板

Families Citing this family (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6597065B2 (ja) * 2015-08-31 2019-10-30 株式会社デンソー 炭化珪素単結晶、炭化珪素単結晶ウェハ、炭化珪素単結晶エピタキシャルウェハ、電子デバイス
JP6768491B2 (ja) * 2016-12-26 2020-10-14 昭和電工株式会社 ＳｉＣウェハ及びＳｉＣウェハの製造方法
KR102104751B1 (ko) 2019-06-17 2020-04-24 에스케이씨 주식회사 탄화규소 잉곳 및 이의 제조방법
KR102068933B1 (ko) * 2019-07-11 2020-01-21 에스케이씨 주식회사 탄화규소 잉곳 성장용 분말 및 이를 이용한 탄화규소 잉곳의 제조방법
JP7318424B2 (ja) * 2019-09-02 2023-08-01 株式会社レゾナック ＳｉＣ基板の評価方法、ＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法及びＳｉＣデバイスの製造方法
US11932967B2 (en) * 2019-09-27 2024-03-19 Kwansei Gakuin Educational Foundation SiC single crystal manufacturing method, SiC single crystal manufacturing device, and SiC single crystal wafer
KR102234002B1 (ko) * 2019-10-22 2021-03-29 에스케이씨 주식회사 탄화규소 잉곳, 이의 제조방법 및 탄화규소 웨이퍼의 제조방법
KR102284879B1 (ko) 2019-10-29 2021-07-30 에스케이씨 주식회사 탄화규소 웨이퍼 및 탄화규소 웨이퍼의 제조방법
CN113322520A (zh) * 2020-02-28 2021-08-31 Skc株式会社 晶片及其制造方法
KR102195325B1 (ko) * 2020-06-16 2020-12-24 에스케이씨 주식회사 탄화규소 잉곳, 웨이퍼 및 이의 제조방법
US20230203708A1 (en) * 2020-06-02 2023-06-29 Senic Inc. Silicon carbide ingot manufacturing method, silicon carbide ingots, and growth system therefor
CN113981537A (zh) * 2020-07-27 2022-01-28 环球晶圆股份有限公司 碳化硅晶种及其制造方法、碳化硅晶体的制造方法
JP7298940B2 (ja) * 2020-09-22 2023-06-27 セニック・インコーポレイテッド 炭化珪素ウエハ及びその製造方法
CN114540954B (zh) * 2020-11-25 2022-12-09 北京天科合达半导体股份有限公司 碳化硅单晶片、晶体及制备方法、半导体器件
KR102321229B1 (ko) 2021-03-30 2021-11-03 주식회사 쎄닉 탄화규소 웨이퍼 및 이를 적용한 반도체 소자
CN114264652A (zh) * 2021-12-09 2022-04-01 浙江大学杭州国际科创中心 碳化硅中位错产生及演变的逆向分析方法

Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001294499A (ja) 2000-04-06 2001-10-23 Nippon Steel Corp モザイク性の小さな炭化珪素単結晶ウエハ
JP2002284599A (ja) 2001-03-27 2002-10-03 National Institute Of Advanced Industrial & Technology 炭化珪素単結晶の成長方法
JP2005093519A (ja) 2003-09-12 2005-04-07 Shikusuon:Kk 炭化珪素基板の製造方法および炭化珪素基板
JP2006290705A (ja) 2005-04-14 2006-10-26 Nippon Steel Corp 炭化珪素単結晶の焼鈍方法及び炭化珪素単結晶ウェハ
JP2007119273A (ja) 2005-10-26 2007-05-17 Matsushita Electric Ind Co Ltd 炭化珪素単結晶の成長方法
WO2010041497A1 (ja) * 2008-10-07 2010-04-15 株式会社エコトロン ＳｉＣ単結晶の形成方法
JP2013047159A (ja) * 2011-08-29 2013-03-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 炭化珪素単結晶の製造方法、炭化珪素単結晶インゴット、及び炭化珪素単結晶基板
WO2013081164A1 (ja) * 2011-12-02 2013-06-06 株式会社豊田中央研究所 ＳｉＣ単結晶、ＳｉＣウェハ及び半導体デバイス
JP2013139347A (ja) 2011-12-28 2013-07-18 Toyota Central R&D Labs Inc 単結晶製造装置、単結晶及びその製造方法、ウェハ、並びに、半導体デバイス
WO2013157418A1 (ja) * 2012-04-20 2013-10-24 トヨタ自動車株式会社 ＳｉＣ単結晶及びその製造方法
JP2014002104A (ja) * 2012-06-20 2014-01-09 Showa Denko Kk ＳｉＣ単結晶基板及びＳｉＣエピタキシャルウェハの評価方法、ＳｉＣ単結晶及びＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法、並びに、ＳｉＣ単結晶

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE19917601A1 (de) * 1998-07-14 2000-01-20 Siemens Ag Vorrichtung und Verfahren zur Herstellung mindestens eines SiC-Einkristalls
JP4903946B2 (ja) * 2000-12-28 2012-03-28 株式会社ブリヂストン 炭化ケイ素単結晶の製造方法及び製造装置
JP2012046424A (ja) * 2000-12-28 2012-03-08 Bridgestone Corp 炭化ケイ素単結晶
US7294324B2 (en) * 2004-09-21 2007-11-13 Cree, Inc. Low basal plane dislocation bulk grown SiC wafers
EP1852527B1 (en) 2004-12-27 2015-04-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Silicon carbide single crystal and silicon carbide single crystal wafer
JP4388538B2 (ja) 2006-09-21 2009-12-24 新日本製鐵株式会社 炭化珪素単結晶製造装置
JP4753125B2 (ja) 2008-08-22 2011-08-24 象印ベビー株式会社 ショッピングカーを兼ねる歩行補助車
JP5402701B2 (ja) * 2010-02-12 2014-01-29 住友電気工業株式会社 炭化珪素結晶の製造方法
JP5304712B2 (ja) * 2010-04-07 2013-10-02 新日鐵住金株式会社 炭化珪素単結晶ウェハ
US9797064B2 (en) * 2013-02-05 2017-10-24 Dow Corning Corporation Method for growing a SiC crystal by vapor deposition onto a seed crystal provided on a support shelf which permits thermal expansion

Patent Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001294499A (ja) 2000-04-06 2001-10-23 Nippon Steel Corp モザイク性の小さな炭化珪素単結晶ウエハ
JP2002284599A (ja) 2001-03-27 2002-10-03 National Institute Of Advanced Industrial & Technology 炭化珪素単結晶の成長方法
JP2005093519A (ja) 2003-09-12 2005-04-07 Shikusuon:Kk 炭化珪素基板の製造方法および炭化珪素基板
JP2006290705A (ja) 2005-04-14 2006-10-26 Nippon Steel Corp 炭化珪素単結晶の焼鈍方法及び炭化珪素単結晶ウェハ
JP2007119273A (ja) 2005-10-26 2007-05-17 Matsushita Electric Ind Co Ltd 炭化珪素単結晶の成長方法
WO2010041497A1 (ja) * 2008-10-07 2010-04-15 株式会社エコトロン ＳｉＣ単結晶の形成方法
JP2013047159A (ja) * 2011-08-29 2013-03-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 炭化珪素単結晶の製造方法、炭化珪素単結晶インゴット、及び炭化珪素単結晶基板
WO2013081164A1 (ja) * 2011-12-02 2013-06-06 株式会社豊田中央研究所 ＳｉＣ単結晶、ＳｉＣウェハ及び半導体デバイス
JP2013139347A (ja) 2011-12-28 2013-07-18 Toyota Central R&D Labs Inc 単結晶製造装置、単結晶及びその製造方法、ウェハ、並びに、半導体デバイス
WO2013157418A1 (ja) * 2012-04-20 2013-10-24 トヨタ自動車株式会社 ＳｉＣ単結晶及びその製造方法
JP2014002104A (ja) * 2012-06-20 2014-01-09 Showa Denko Kk ＳｉＣ単結晶基板及びＳｉＣエピタキシャルウェハの評価方法、ＳｉＣ単結晶及びＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法、並びに、ＳｉＣ単結晶

Non-Patent Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
A. A. BURK ET AL., MATER. SCI. FORUM, vol. 717-720, 2012, pages 75 - 80
BANDO ET AL., PROCEEDINGS OF 19TH MEETING ON SIC AND RELATED WIDE BANDGAP SEMICONDUCTORS, 2010, pages 140 - 141
J. SENZAKI ET AL., MATER. SCI. FORUM, vol. 661, 2005, pages 661 - 664
K. KAMEI ET AL., JOURNAL OF CRYSTAL GROWTH, vol. 311, 2009, pages 855 - 858
N. OHTANI ET AL., JOURNAL OF CRYSTAL GROWTH, vol. 286, 2006, pages 55 - 60
NOBORU OHTANI, PROCEEDINGS OF 17TH MEETING ON SIC AND RELATED WIDE BANDGAP SEMICONDUCTORS, 2008, pages 8
R. E. STAHLBUSH ET AL., JOURNAL OF ELECTRONIC MATERIALS, vol. 31, 2002, pages 370 - 375
S. HA ET AL., JOURNAL OF CRYSTAL GROWTH, vol. 244, 2002, pages 257 - 266
See also references of EP3026147A4 *
TAKAHASHI, J. ET AL., JOURNAL OF CRYSTAL GROWTH, vol. 135, 1994, pages 61 - 70
YAMAMOTO ET AL., PROCEEDINGS OF 19TH MEETING ON SIC AND RELATED WIDE BANDGAP SEMICONDUCTORS, 2010, pages 11 - 12
YU. M. TAIROV; V. F. TSVETKOV, JOURNAL OF CRYSTAL GROWTH, vol. 52, 1981, pages 146 - 150

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2018168051A (ja) * 2017-03-30 2018-11-01 昭和電工株式会社 炭化珪素単結晶インゴットの製造装置及び炭化珪素単結晶インゴットの製造方法
WO2019044841A1 (ja) * 2017-09-01 2019-03-07 住友電気工業株式会社 炭化珪素エピタキシャル基板
JPWO2019044841A1 (ja) * 2017-09-01 2020-10-01 住友電気工業株式会社 炭化珪素エピタキシャル基板
US11459670B2 (en) 2017-09-01 2022-10-04 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Silicon carbide epitaxial wafer

Also Published As

Publication number Publication date
CN105658846A (zh) 2016-06-08
CN105658846B (zh) 2018-08-28
KR20160055102A (ko) 2016-05-17
KR102160863B1 (ko) 2020-09-28
US10202706B2 (en) 2019-02-12
US20160215414A1 (en) 2016-07-28
EP3026147A1 (en) 2016-06-01
KR101823216B1 (ko) 2018-01-29
KR20180010344A (ko) 2018-01-30
EP3026147A4 (en) 2016-10-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5931825B2 (ja) 炭化珪素単結晶インゴットの製造方法
WO2016051485A1 (ja) 炭化珪素単結晶ウェハ、及び炭化珪素単結晶インゴットの製造方法
JP6200018B2 (ja) 炭化珪素単結晶ウェハ
WO2017057742A1 (ja) ＳｉＣ単結晶インゴット
KR101379941B1 (ko) 탄화규소 단결정 및 탄화규소 단결정 웨이퍼
JP4388538B2 (ja) 炭化珪素単結晶製造装置
JP5304712B2 (ja) 炭化珪素単結晶ウェハ
JP4926556B2 (ja) 炭化珪素単結晶インゴットの製造方法及び炭化珪素単結晶基板
JP4585359B2 (ja) 炭化珪素単結晶の製造方法
KR100773624B1 (ko) 탄화 규소 단결정으로 이루어지는 종결정 및 그를 이용한잉곳의 제조 방법
US20190024257A1 (en) Silicon carbide single crystal substrate and process for producing same
JP2004099340A (ja) 炭化珪素単結晶育成用種結晶と炭化珪素単結晶インゴット及びその製造方法
JP7161784B2 (ja) 炭化珪素インゴット、ウエハ及びその製造方法
JP5614387B2 (ja) 炭化珪素単結晶の製造方法、及び炭化珪素単結晶インゴット
JP5131262B2 (ja) 炭化珪素単結晶及びその製造方法
JP2018168052A (ja) 炭化珪素単結晶インゴットの製造方法
JP4157326B2 (ja) ４ｈ型炭化珪素単結晶インゴット及びウエハ
TWI767309B (zh) 碳化矽晶錠之製造方法以及製造碳化矽晶錠之系統
JP6594148B2 (ja) 炭化珪素単結晶インゴット
JP2003137694A (ja) 炭化珪素単結晶育成用種結晶と炭化珪素単結晶インゴット及びその製造方法
JP2017154953A (ja) 炭化珪素単結晶製造装置
JP4160769B2 (ja) 炭化珪素単結晶インゴット及びウエハ

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 14761485

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2014877562

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20157028953

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 14877562

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: JP