WO2020036170A1 - ＳｉＣ単結晶、ＳｉＣインゴットの製造方法及びＳｉＣウェハの製造方法 - Google Patents

ＳｉＣ単結晶、ＳｉＣインゴットの製造方法及びＳｉＣウェハの製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2020036170A1
WO2020036170A1 PCT/JP2019/031814 JP2019031814W WO2020036170A1 WO 2020036170 A1 WO2020036170 A1 WO 2020036170A1 JP 2019031814 W JP2019031814 W JP 2019031814W WO 2020036170 A1 WO2020036170 A1 WO 2020036170A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
plane
atomic arrangement
sic
single crystal
curvature
Prior art date
Application number
PCT/JP2019/031814
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
駿介 野口
陽平 藤川
秀隆 鷹羽
Original Assignee
昭和電工株式会社
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 昭和電工株式会社 filed Critical 昭和電工株式会社
Priority to CN201980053250.2A priority Critical patent/CN112639177A/zh
Priority to US17/267,691 priority patent/US20210189596A1/en
Publication of WO2020036170A1 publication Critical patent/WO2020036170A1/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
    • 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
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C16/00—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes
    • C23C16/22—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes characterised by the deposition of inorganic material, other than metallic material
    • C23C16/30—Deposition of compounds, mixtures or solid solutions, e.g. borides, carbides, nitrides
    • C23C16/32—Carbides
    • C23C16/325—Silicon carbide
    • 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
    • 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
    • C30B25/00—Single-crystal growth by chemical reaction of reactive gases, e.g. chemical vapour-deposition growth
    • C30B25/02—Epitaxial-layer growth
    • 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
    • C30B33/00—After-treatment of single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a SiC single crystal and a SiC ingot and a method for manufacturing a SiC wafer.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2018-152391 for which it applied to Japan on August 13, 2018, and uses the content here.
  • Silicon carbide (SiC) has a breakdown electric field one order of magnitude higher than silicon (Si) and a band gap three times larger. Further, silicon carbide (SiC) has characteristics such as a thermal conductivity that is about three times higher than that of silicon (Si). Silicon carbide (SiC) is expected to be applied to power devices, high-frequency devices, high-temperature operation devices, and the like.
  • Si For devices such as semiconductors, a SiC epitaxial wafer having an epitaxial film formed on a SiC wafer is used.
  • An epitaxial film provided on a SiC wafer by a chemical vapor deposition method (Chemical Vapor Deposition: CVD) becomes an active region of the SiC semiconductor device.
  • the SiC epitaxial wafer means a wafer after forming an epitaxial film.
  • a SiC wafer means a wafer before an epitaxial film is formed.
  • Patent Document 1 describes that an epitaxial film formed on a SiC wafer is improved by setting the amount of warpage of the wafer and the amount of deviation of the crystal orientation within a predetermined range.
  • Patent Document 2 describes that a good quality epitaxial thin film can be obtained by setting the deviation of the growth plane orientation in the wafer plane within a predetermined range.
  • the basal plane dislocation (BPD) is one of the killer defects of the SiC wafer, and is a defect that is considered to be one of the causes of the occurrence of the slip generated on the basal plane.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and has as its object to provide a SiC single crystal that can suppress generation of basal plane dislocation (BPD).
  • BPD basal plane dislocation
  • the present inventors have conducted intensive studies and found that the shape of the atomic arrangement plane (lattice plane) of the SiC single crystal has an effect on the frequency of occurrence of basal plane dislocations (BPD) in the crystal growth portion where the crystal grows on the SiC single crystal. Was found to have an effect. That is, the present invention provides the following means in order to solve the above problems.
  • the SiC single crystal according to the first aspect has an atomic arrangement plane in a section taken along the ⁇ 1-100> direction passing through the center in plan view and the ⁇ 1-100> direction passing through the center in plan view. And the atom arrangement plane in the section plane cut along the ⁇ 11-20> direction perpendicular to the plane is curved in the same direction.
  • the atomic arrangement plane is: It may be curved in the same direction.
  • the atom arrangement plane may be curved in the same direction at an arbitrary cut plane.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the amount of curvature per unit length of the atomic arrangement plane may be 4 ⁇ m / cm or less.
  • the difference between the amount of curvature of the atomic arrangement plane in the section plane cut along the ⁇ 11-20> direction perpendicular to the direction may be 60 ⁇ m or less.
  • the SiC single crystal according to the above aspect may have a diameter in plan view of 140 mm or more.
  • the SiC single crystal according to the above aspect may have a thickness of 500 ⁇ m or more.
  • the method for producing an SiC ingot according to the second aspect wherein the SiC single crystal according to the above aspect is used as a seed crystal, and a C-plane ((000-1) plane) or 0 to 10 ° from the C-plane of the seed crystal.
  • a single crystal of SiC is grown on the off-angled surface.
  • the thickness of the seed crystal may be 1 mm or more.
  • a method for manufacturing a SiC wafer according to a third aspect is a method for manufacturing an SiC wafer in which the SiC ingot manufactured by the method for manufacturing an SiC ingot according to the above aspect is sliced.
  • FIG. 3 is a schematic cross-sectional view of an example of a cut surface obtained by cutting the SiC single crystal according to the present embodiment along the [1-100] direction through the center in plan view.
  • FIG. 3 is a schematic cross-sectional view of an example of a cut surface obtained by cutting the SiC single crystal according to the present embodiment along the [11-20] direction through the center in plan view.
  • FIG. 3 is a diagram schematically illustrating an example of an atomic arrangement plane of a SiC single crystal according to the present embodiment. It is the figure which showed typically an example of the atomic arrangement surface of the SiC single crystal in which the direction of curvature of an atomic arrangement surface changes with directions.
  • FIG. 3 is a schematic cross-sectional view of an example of a cut surface obtained by cutting the SiC single crystal according to the present embodiment along the [1-100] direction through the center in plan view.
  • FIG. 3 is a schematic cross-sectional view of an example of a cut surface obtained by cutting the SiC single crystal according to the present
  • FIG. 3 is a diagram for specifically explaining an example of a method of measuring the amount of curvature of an atomic arrangement surface.
  • FIG. 3 is a diagram for specifically explaining an example of a method of measuring the amount of curvature of an atomic arrangement surface.
  • FIG. 3 is a diagram for specifically explaining an example of a method of measuring the amount of curvature of an atomic arrangement surface.
  • FIG. 3 is a diagram for specifically explaining an example of a method of measuring the amount of curvature of an atomic arrangement surface.
  • An example in which a radius of curvature of an atomic arrangement surface is obtained from a plurality of XRD measurement points will be described.
  • FIG. 9 is a diagram for specifically explaining another example of a method for measuring the amount of curvature of an atomic arrangement surface.
  • FIG. 9 is a diagram for specifically explaining another example of a method for measuring the amount of curvature of an atomic arrangement surface.
  • FIG. 12B is a supplementary diagram for deriving ⁇ / 2 in FIG. 12A. It is a figure for supplementing FIG. 12A. It is a schematic diagram of an example of the manufacturing apparatus used for the sublimation method.
  • FIG. 6 is a diagram for obtaining a radius of curvature of an atomic arrangement surface from a plurality of XRD measurement points in the SiC seed crystal according to the first embodiment.
  • FIG. 4 is a diagram for obtaining a radius of curvature of an atomic arrangement surface from a plurality of XRD measurement points in a grown SiC single crystal according to Example 1.
  • FIG. 9 is a diagram for obtaining a radius of curvature of an atomic arrangement surface from a plurality of XRD measurement points in a SiC seed crystal according to Comparative Example 1.
  • FIG. 9 is a diagram for obtaining a radius of curvature of an atomic arrangement surface from a plurality of XRD measurement points in a grown SiC single crystal according to Comparative Example 1.
  • FIG. 4 is a view showing measured values obtained by measuring relative positions of lattice planes of a SiC seed crystal according to Example 1.
  • FIG. 4 is a view showing measured values obtained by measuring relative positions of lattice planes of a grown SiC single crystal according to Example 1.
  • FIG. 9 is a view showing measured values obtained by measuring relative positions of lattice planes of a SiC seed crystal according to Comparative Example 1.
  • FIG. 9 is a view showing measured values obtained by measuring relative positions of lattice planes of a grown SiC single crystal according to Comparative Example 1.
  • FIG. 6 is a diagram showing relative values of the amount of curvature d1 in the [1-100] direction and the amount of curvature d2 in the [11-20] direction of a single crystal, and the density of BPD contained in the crystal growth portion.
  • FIG. 1 is a plan view of an example of the SiC single crystal according to the present embodiment.
  • FIG. 2 is a schematic cross-sectional view of a cross section of the SiC single crystal according to the present embodiment cut along the [1-100] direction passing through the center in plan view.
  • the upper side is the direction in which the carbon plane (C plane, (000-1) plane) appears when cut perpendicular to the [000-1] direction, that is, the ⁇ 0001> direction.
  • FIG. 3 is a schematic cross-sectional view of the SiC single crystal according to the present embodiment taken along a [11-20] direction passing through the center in plan view and orthogonal to [1-100] shown in FIG. It is. Also in FIG.
  • the upper side is the direction in which the carbon plane (C plane, (000-1) plane) appears when cut perpendicular to the [000-1] direction, that is, the ⁇ 0001> direction.
  • the [1-100] direction and the [11-20] direction are representative of the ⁇ 1-100> direction and the ⁇ 11-20> direction orthogonal to the ⁇ 1-100> direction. The direction and direction were selected and illustrated. Also in the following description, description will be made using the [1-100] direction and the [11-20] direction. 2 and 3 each show a part of the SiC single crystal.
  • the “center in plan view” means that the SiC single crystal to be evaluated has a circular shape in plan view, and a part thereof is missing.
  • such a material for example, a SiC wafer having an orientation flat
  • it means the center of the circle.
  • a known method for example, a sublimation method
  • a wafer or a cut body obtained by cutting a SiC single crystal ingot in a direction (excluding the vertical direction) intersecting the crystal growth direction has an elliptical shape in plan view. It means the intersection of the major axis and the minor axis of the ellipse.
  • the crystal orientation and the atomic arrangement plane are represented by the following brackets as Miller indices.
  • ⁇ are used to represent a surface (especially also referred to as a surface index).
  • Is used to represent a specific plane and ⁇ is used to represent a generic term (collective plane) of equivalent planes due to crystal symmetry.
  • ⁇ > and [] are used when indicating a direction (especially also referred to as a direction index).
  • [] Is used to represent a specific direction and ⁇ > is used to represent an equivalent direction due to crystal symmetry.
  • the direction index indicated by the same index as the surface index indicates the direction of the normal line of the surface.
  • SiC single crystal 1 is a single crystal in which a plurality of atoms A are aligned. Therefore, as shown in FIGS. 2 and 3, when the cut surface of the SiC single crystal is viewed microscopically, an atomic arrangement surface 2 in which a plurality of atoms A are arranged is formed.
  • the atom arrangement plane 2 in the cutting plane can be drawn as a line extending in a direction substantially parallel to the cutting direction obtained by connecting the atoms A arranged along the cutting plane.
  • the shape of the atomic arrangement plane 2 in the cut plane may be a convex shape or a concave shape regardless of the shape of the outermost surface of the SiC single crystal 1.
  • the shape of the atomic arrangement plane 2 may be different depending on the cutting direction.
  • Examples of the shape of the atom arrangement surface 2 include a shape as shown in FIG. 4 and a shape as shown in FIG.
  • the shape as shown in FIG. 4 is a concave shape depressed toward the center.
  • the shape as shown in FIG. 5 is a potato chip type (saddle type) shape having a concave shape on a predetermined cut surface and a convex shape on a different cut surface. That is, the shape of the atom arrangement surface 2 includes a shape having the same shape in an arbitrary cutting direction and a shape having a different shape depending on the cutting direction.
  • the shape of the atomic arrangement plane 2 is measured by X-ray diffraction (XRD).
  • XRD X-ray diffraction
  • the surface to be measured is determined according to the measurement direction. Assuming that the measurement direction is [hkill], the measurement surface needs to satisfy the relationship of (mh mk (mi n).
  • m is an integer of 0 or more, and n is a natural number.
  • the C plane or the Si plane may be selected, but the measurement direction is not changed in one sample.
  • the X-ray diffraction data is acquired at a total of five points, for example, a center and two ends along a predetermined direction, and two midpoints between the center and the ends.
  • the diffraction direction of the X-ray changes, so that the position of the ⁇ angle of the peak of the X-ray diffraction image output at the center and other portions changes.
  • the bending direction of the atomic arrangement surface 2 can be obtained from the position fluctuation of the diffraction peak.
  • the radius of curvature of the atomic arrangement surface 2 can be obtained from the position fluctuation of the diffraction peak, and the amount of curvature of the atomic arrangement surface 2 can also be obtained.
  • X-ray diffraction data may be acquired at nine points on the same straight line passing through the center of the wafer W.
  • the location where X-ray diffraction data is acquired can be arbitrarily selected. For example, it is preferable to acquire the X-ray diffraction data at each midpoint of “center, end, midpoint between center and end” along a predetermined direction.
  • FIG. 6 is a schematic cross-sectional view of the wafer W.
  • FIG. 6 schematically shows a cross section cut along the direction of measurement of the atomic arrangement plane, for example, along the [1-100] direction, passing through the center in plan view. Assuming that the radius of the wafer W is r, the horizontal length of the cross section is 2r.
  • FIG. 6 also shows the shape of the atomic arrangement plane 22 on the wafer W. As shown in FIG. 6, the shape of the wafer W itself is flat, but the atomic arrangement surface 22 may be curved.
  • the atom arrangement surface 22 shown in FIG. 6 is bilaterally symmetric and concavely curved.
  • This symmetry is caused by the fact that the manufacturing conditions of the ingot are usually symmetric with respect to the central axis (the axis passing through the center of the circle in plan view and extending in the crystal growth direction).
  • the symmetry does not need to be perfect symmetry, but means symmetry as an approximation that allows blurring caused by fluctuations in manufacturing conditions and the like.
  • XRD is performed on both outer peripheral edges of the wafer W, and a difference ⁇ between the measured X-ray diffraction peak angles between the two points is obtained. That is, the difference ⁇ between the X-ray diffraction peak angles at both outer peripheral ends of the wafer W is obtained. As shown in FIG. 7, this ⁇ is the difference between the measured inclinations of the atomic arrangement plane 22 at two points (that is, the inclinations of the tangents). As described above, an appropriate plane is selected according to the cut plane as the diffraction plane used for the X-ray diffraction measurement.
  • FIG. 8 shows circles C that are in contact with two measured atomic arrangement planes, assuming that the curved surface of the atomic arrangement plane 22 of the wafer W is a part of a circle. From FIG. 8, it can be seen that geometrically, the central angle ⁇ of the sector including the arc having the contact at both ends becomes equal to the difference ⁇ between the measured X-ray diffraction peak angles.
  • the radius of curvature of the atomic arrangement surface 22 corresponds to the radius R of the arc.
  • the radius R of the arc is obtained by the following relational expression.
  • the amount of curvature d of the atomic arrangement surface 22 is obtained from the radius R of the arc and the radius r of the wafer W.
  • the amount of curvature d of the atomic arrangement surface 22 corresponds to a value obtained by subtracting the perpendicular distance from the center of the arc to the surface of the wafer W from the radius R of the arc.
  • the distance of the perpendicular from the center of the arc to the surface of the wafer W is calculated from the three-square theorem, and the following equation holds.
  • the curvature d when the radius of curvature is positive (concave surface) is defined as a positive value
  • the curvature d when the radius of curvature is negative (convex) is defined as a negative value.
  • R can be measured only from the measured values at both outer edges of the XRD wafer W.
  • the X-ray diffraction peak angles are measured at a plurality of locations, and the curvature per unit length is converted from the following equation. For example, to improve the accuracy, it is preferable to measure the X-ray diffraction peak angle at five or more points including the center, the end, and the midpoint between the center and the end, and it is more preferable to perform the measurement at nine or more points.
  • FIG. 10 shows an example in which the radius of curvature of the atomic arrangement surface is determined from a plurality of XRD measurement points.
  • the horizontal axis in FIG. 10 is the relative position from the wafer center, and the vertical axis shows the relative diffraction peak angle of each measurement point with respect to the wafer center diffraction peak angle.
  • FIG. 11 schematically shows a cut surface of the wafer W cut along a measurement direction of the atomic arrangement plane, for example, along the [1-100] direction, passing through the center in plan view.
  • FIG. 11 illustrates an example in which the shape of the atomic arrangement surface 22 is concavely curved.
  • the diffraction peaks of the X-ray diffraction are measured at two points (two points indicated by a circle in FIG. 11) at the center of the wafer W and at a distance x from the center of the wafer W. .
  • the shape of the wafer W can be made approximately symmetrical as an approximation, and it can be estimated that the atomic arrangement plane 22 becomes flat at the center of the wafer W in plan view. Therefore, as specifically shown in FIG.
  • FIG. 12A shows a supplementary diagram for deriving ⁇ / 2 in FIG. 12A.
  • Points P, Q, S, T, U, V, and V in FIGS. 12A and 12B indicate the same position.
  • a circle C is a circle that is in contact with the atomic arrangement surface on the assumption that the curved surface of the atomic arrangement surface 22 is a part of the circle, as in FIG.
  • R be the radius of the circle C.
  • Point O indicates the center of circle C.
  • Tangent of the straight line L P is the point P
  • the tangent of the straight line L T is the point T
  • linear L T ' is the point V, which is a straight line parallel to the straight line L T.
  • Point H indicates the midpoint of line segment PT. The intersection of the straight line and the tangent line L T passing through the point O and the point H and Z.
  • the atomic arrangement plane at the wafer center and the measurement point at each point 22 relative atomic positions can be determined.
  • the relative positions of the atoms on the atomic arrangement plane are obtained at each measurement point. Therefore, the amount of curvature (y 0 , y 1 , y 2 ) of the local atomic arrangement plane can be obtained.
  • the relative atomic positions of the atomic arrangement surface 22 in the entire wafer W can be shown as a graph, which is useful for intuitively grasping the arrangement of the atomic arrangement surfaces 22, 22a, and 22b.
  • the SiC single crystal 1 according to the present embodiment has an atomic arrangement plane 2 (hereinafter, referred to as an atomic arrangement plane in the [1-100] direction) in a section taken along the [1-100] direction passing through the center in plan view.
  • An atomic arrangement surface 2 (hereinafter, referred to as an [11-20] direction atomic arrangement surface) in a section taken along the [11-20] direction passing through the center in plan view is curved in the same direction. That is, both the [1-100] direction atomic arrangement plane and the [11-20] direction atomic arrangement plane are convex or concave. That is, the mode shown in FIG. 4 satisfies the condition of the SiC single crystal according to the present embodiment. On the other hand, the mode shown in FIG.
  • the relationship of the curvature need not always be established between the [1-100] direction and the [11-20] direction, and at least one set of the ⁇ 1-100> direction and the ⁇ 1-100> direction. The relationship may be satisfied between the ⁇ 11-20> direction and the ⁇ 11-20> direction perpendicular to.
  • Both the [1-100] direction atomic arrangement plane and the [11-20] direction atomic arrangement plane preferably have a concave shape with respect to the lamination plane on which the SiC single crystal is grown.
  • the layer plane is the plane of the SiC single crystal in the crystal growth direction of the SiC single crystal, and corresponds to the carbon plane.
  • the amount of curvature of the atomic arrangement plane 2 means the difference between the atomic position at the center of the SiC single crystal 1 in plan view and the atomic position in the [000-1] direction at the end of the SiC single crystal 1.
  • the amount of curvature when the atomic arrangement surface 2 is concave toward the center in plan view is positive, and the amount of curvature when the atomic array surface 2 is convex toward the center in plan view is negative.
  • a small difference between the amount of curvature d1 and the amount of curvature d2 means that the shape of the atomic arrangement surface 2 does not have anisotropy in a predetermined direction.
  • the difference between the amount of curvature d1 of the atomic arrangement surface in the [1-100] direction and the amount of curvature d2 of the atomic arrangement surface in the [11-20] direction is large, the atomic arrangement surface 2 becomes large in a predetermined direction. It has a bent shape. If the shape of the atomic arrangement surface 2 has a large anisotropy in a predetermined direction, when a temperature change occurs, stress concentration tends to occur in that direction. The stress concentration induces the slip of the crystal plane, and may cause BPD.
  • the bending amount d1 shows a negative value and the bending amount d2 shows a positive value.
  • the bending amount d1 is ⁇
  • the bending amount d2 is ⁇ .
  • the absolute value of the difference between the amount of bending d1 and the amount of bending d2 is ⁇ + ⁇ . That is, the magnitude of the difference between the curving amount d1 and the curving amount d2 is necessarily larger than the curving amount d1 and the curving amount d2.
  • the curving directions of the atomic arrangement plane 2 in the cutting planes in two directions are the same.
  • the bending directions of the atomic arrangement planes 2 in the cutting planes in more directions are the same.
  • the [1-100] direction and the [11-20] direction have been described above as examples.
  • the ⁇ 1-100> direction and the ⁇ 11-20> direction orthogonal thereto are orthogonal to each other. The same can be said for a combination of the two directions.
  • the crystal structure of the SiC single crystal 1 is hexagonal. Therefore, it is preferable that the bending directions in the cut surfaces cut along the six directions symmetric with respect to the center are the same. More specifically, the curved directions of the atomic arrangement planes 2 at the respective cut planes cut along six directions that are rotated by 30 ° with respect to the [1-100] direction passing through the center in a plan view may be the same. preferable.
  • the atom arrangement surface 2 in an arbitrary cut surface is curved in the same direction.
  • the embodiment shown in FIG. 4 corresponds to a case where the atom arrangement plane 2 in an arbitrary cut plane is curved in the same direction.
  • the amount of curvature of the atomic arrangement surface 2 in each of the cut planes cut along six directions, each of which passes through the center in a plan view and is rotated by 30 ° with respect to the [1-100] direction by 30 ° is used.
  • the difference between the maximum value and the minimum value is preferably 60 ⁇ m or less, more preferably 40 ⁇ m or less, and even more preferably 20 ⁇ m or less.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the amount of curvature of the atomic arrangement plane 2 in each of the cut planes cut along nine directions rotated by 20 ° with respect to the [1-100] direction through the center in plan view is described above. It is more preferable that it is within the range.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the amount of curvature of the atomic arrangement surface 2 in an arbitrary cut plane is preferably 60 ⁇ m or less, more preferably 40 ⁇ m or less, and further preferably 20 ⁇ m or less.
  • the absolute value of the amount of curvature of the atomic arrangement surface 2 is also small.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the amount of curvature per unit length in the outer circumferential direction of the atomic arrangement surface 2 is preferably 4 ⁇ m / cm or less, more preferably 3 ⁇ m / cm or less, More preferably, it is 2 ⁇ m / cm or less.
  • the “bending amount per unit length” means a value obtained by dividing the bending amount by the diameter of the SiC single crystal.
  • the SiC single crystal 1 preferably has a diameter in plan view of 140 mm or more, and more preferably 150 mm or more.
  • the crystal growth conditions differ between the center and the end in plan view, and the difficulty of growing a high-quality crystal increases.
  • a 6-inch SiC single crystal not only has a similar shape but a larger shape, but also has a much higher difficulty in crystal growth.
  • the size of the SiC single crystal 1 in plan view increases, it is required to start crystal growth from a state in which BPD does not easily occur. That is, the value of suppressing the BPD increases as the SiC single crystal 1 having a larger diameter in plan view satisfies the predetermined condition.
  • the thickness of the SiC single crystal 1 is preferably at least 500 ⁇ m, more preferably at least 750 ⁇ m, even more preferably at least 1 mm. If the thickness of SiC single crystal 1 is 500 ⁇ m or more, warpage of SiC single crystal 1 itself can be suppressed.
  • the “warpage” here means the degree of deformation of the wafer. The flatter the wafer, the smaller the warpage, and the greater the curvature of the wafer, for example, in the crystal growth direction, the greater the warpage. If the SiC single crystal 1 warps itself, it becomes difficult to accurately estimate the amount of curvature of the atomic arrangement plane 2.
  • the amount of warpage of the SiC single crystal 1 is preferably 5 ⁇ m or less in an arbitrary direction, and more preferably 3 ⁇ m or less.
  • the amount of warpage of the SiC single crystal 1 means that when the SiC single crystal 1 is mounted on an external flat surface, the flat surface side of the surface of the SiC single crystal 1 is shifted from the mounting surface to the flat surface. It indicates the maximum value of the distance of the perpendicular line that is turned down. That is, a predetermined surface of the SiC single crystal 1 is set as a mounting surface, and an external flat surface is set as a flat surface. When the SiC single crystal 1 is mounted such that the mounting surface is in contact with the flat surface, the maximum value of the distance between the mounting surface and the flat surface is referred to as the amount of warpage.
  • the generation of basal plane dislocation (BPD) in the crystal growth portion can be suppressed.
  • a sublimation method is known as one of the methods for producing a SiC single crystal.
  • the sublimation method is a method in which a raw material gas generated by heating a raw material is recrystallized on a single crystal (seed crystal) to obtain a large single crystal (ingot).
  • seed crystal single crystal
  • ingot large single crystal
  • a recrystallized SiC single crystal may be referred to as a SiC ingot.
  • FIG. 13 is a schematic cross-sectional view schematically showing a cross section of an example of a manufacturing apparatus used for the sublimation method.
  • the manufacturing apparatus 100 has a crucible 10 and a coil 20. Between the crucible 10 and the coil 20, a heating element (not shown) that generates heat by induction heating of the coil 20 may be provided.
  • the method for manufacturing the SiC single crystal, the SiC ingot, and the SiC wafer according to the present embodiment is not limited to the manufacturing apparatus shown in FIG. 13, and any manufacturing apparatus can be used.
  • the crucible 10 has a crystal setting part 11 provided at a position facing the raw material G.
  • the crucible 10 may have a taper guide 12 that expands in diameter from the crystal setting part 11 toward the raw material G inside.
  • the raw material G, the seed crystal 5, and the SiC ingot 6 grown from the seed crystal 5 are also shown for easy understanding.
  • the crystal growth plane of seed crystal 5 is a carbon plane (C plane) or a plane provided with an off angle of 0 to 10 ° from the carbon plane.
  • the crystal growth surface of the seed crystal 5 is more preferably a carbon surface or a surface having an off angle of 0 to 5 ° from the carbon surface.
  • the seed crystal 5 corresponds to the SiC single crystal 1 according to the present embodiment.
  • the seed crystal 5 is used by cutting out a part of an already produced SiC ingot. For this reason, the seed crystal 5 can be selected from the SiC ingots already manufactured that meet predetermined conditions.
  • a seed crystal 5 cut out from an SiC ingot in which the [1-100] direction atomic arrangement plane and the [11-20] direction atomic arrangement plane passing through the center in plan view and curved in the same direction is used.
  • SiSiC ingot 6 growing from seed crystal 5 inherits much of the crystal information of seed crystal 5. Therefore, by setting the bending direction of the atomic arrangement surface of the seed crystal 5, the bending direction of the atomic arrangement surface of the SiC ingot 6 can also be within a predetermined range.
  • ⁇ Also as the seed crystal 5, it is preferable to use a seed produced by a RAF method (repeated-a-face method).
  • the RAF method is a method of performing c-plane growth after performing a-plane growth at least once or more.
  • an SiC single crystal with few screw dislocations, stacking faults, and BPD can be manufactured. This is because screw dislocations, stacking faults, and BPDs of the SiC single crystal after the a-plane growth are not carried over to the SiC single crystal after the c-plane growth.
  • the thickness of the seed crystal 5 is preferably 1 mm or more, more preferably 2 mm or more, even more preferably 3 mm or more. If the thickness of the seed crystal 5 is large, the seed crystal 5 itself can be prevented from being curved. When the seed crystal 5 is curved, the SiC ingot 6 growing on the seed crystal 5 is affected by the curvature of the seed crystal 5 itself and the curvature of the atomic arrangement surface 2 in the seed crystal 5. That is, even if the atom arrangement surface 2 of the seed crystal 5 has a predetermined curved surface, the curved surface may not be carried over to the SiC ingot 6 in some cases.
  • the prepared seed crystal 5 is fixed to the crystal setting part 11 using an adhesive or the like. It is preferable to use an adhesive having a small anisotropy in the surface shape of the adhesive, and it is preferable that the adhesive does not deform the seed crystal 5 in a specific direction before and after the application. When the adhesive has anisotropy, stress is applied to the grown SiC ingot 6 due to the anisotropy of the adhesive during crystal growth, and the atom arrangement surface may be deformed.
  • the crucible 10 is heated to sublimate the raw material G.
  • the rotation speed is preferably at least 0.1 rpm, more preferably at least 0.3 rpm, and even more preferably at least 0.5 rpm.
  • the cutting direction is perpendicular to ⁇ 0001> or cut in the direction with an off angle of 0 to 10 ° to produce a wafer that is parallel to the C plane or has a surface with an off angle of 0 to 10 ° from the C plane. I do.
  • the wafer may be mirror-finished on the (0001) surface side, that is, on the Si surface side.
  • the Si surface is a surface on which epitaxial growth is usually performed. Since the SiC ingot 6 has a small BPD, an SiC wafer having a small BPD can be obtained. By using an SiC wafer with a small number of BPDs as killer defects, a high-quality SiC epitaxial wafer can be obtained, and the yield of SiC devices can be increased.
  • Example 1 a seed crystal composed of a 4H—SiC single crystal in which both the ⁇ 1-100> atomic arrangement plane and the ⁇ 11-20> atomic arrangement plane orthogonal to the ⁇ 1-100> are curved in the same direction is used. Got ready. The diameter of the seed crystal was 16 cm. As the seed crystal, a SiC single crystal having a concave shape in the [1-100] direction and the [11-20] direction with respect to the carbon surface was used.
  • FIG. 14 shows the results of the X-ray diffraction measurement in the [1-100] and [11-20] directions. In the figure, the measurement results at the XRD measurement points are plotted.
  • the horizontal axis of FIG. 14 is the relative position of the seed crystal from the center in plan view, and the vertical axis is the relative diffraction peak angle of each measurement point with respect to the central diffraction peak angle of the seed crystal.
  • the atomic arrangement plane was measured by the method described in the above (specific description of the method for measuring the amount of curvature of the atomic arrangement plane).
  • This seed crystal was placed at a position facing the raw material such that the atomic arrangement plane was concave with respect to the stacking plane. Then, the crucible was heated to sublimate the raw material, and a SiC single crystal was grown to a thickness of about 20 mm on the layered surface of the seed crystal to obtain a SiC ingot.
  • the BPD density was 350 / cm ⁇ 2 . Further, the wafers manufactured from the obtained SiC ingots were confirmed by X-ray diffraction (XRD) by using the same method as the SiC seed crystal for the shape of the [1-100] direction atomic arrangement plane and the [11-20] direction atomic arrangement plane. .
  • XRD X-ray diffraction
  • FIG. 15 shows the measurement results in the [1-100] and [11-20] directions of the X-ray diffraction measurement.
  • the horizontal axis of FIG. 15 is the relative position from the center of the wafer in plan view, and the vertical axis is the relative diffraction peak angle of each measurement point with respect to the central diffraction peak angle of the wafer.
  • all of the obtained wafers SiC ingots were curved in the same direction as the seed crystal.
  • the atomic plane arrangement of the crystal of Example 1 was measured using another measuring method.
  • This other method is the method described in the above (the description of another method for measuring the amount of curvature of the atomic arrangement surface).
  • the shape of the [1-100] direction atomic arrangement plane and the [11-20] direction atomic arrangement plane of the same seed crystal as in Example 1 and a wafer (SiC ingot) obtained from the seed crystal were measured. did.
  • the results are shown in FIGS. 18 and 19, respectively. In the figure, the relative positions of the lattice planes at the measurement positions are plotted. It was confirmed that the obtained SiC ingots were all curved in the same direction as the seed crystal.
  • Comparative Example 1 a seed crystal in which the ⁇ 1-100> atomic arrangement plane and the ⁇ 11-20> atomic arrangement plane were curved in different directions was prepared.
  • the diameter of the seed crystal was 16 cm.
  • As the seed crystal an SiC single crystal having a different curvature direction with respect to the carbon surface between the [1-100] direction and the [11-20] direction was used.
  • FIG. 16 shows the results of the X-ray diffraction measurement in the [1-100] and [11-20] directions. In the figure, the measurement results at the XRD measurement points are plotted. From the results of the X-ray diffraction measurement, a convex surface having a radius of curvature of ⁇ 764 m and a curvature of ⁇ 3.7 ⁇ m in the [1-100] direction, a concave surface having a radius of curvature of 93 m and a curvature of 30.2 ⁇ m in the [11-20] direction were obtained. calculated.
  • the amount of curvature is different in the negative direction in the [1-100] direction and different in the positive direction in the [11-20] direction, and the atom arrangement surface 2 has a convex shape on one cut surface and a concave shape on a different cut surface. It had a mold (saddle) shape.
  • Example 2 ⁇ Circle around (2) ⁇ As in Example 1, a SiC single crystal was grown on the seed crystal stacking surface of Comparative Example 1 by about 20 mm to obtain a SiC ingot.
  • the BPD density in the obtained SiC ingot was as high as 3360 / cm ⁇ 2 .
  • the wafers fabricated from the obtained SiC ingots were confirmed by X-ray diffraction (XRD) by using the same method as that for the seed crystal in terms of the [1-100] direction atomic arrangement plane and the [11-20] direction atomic arrangement plane.
  • XRD X-ray diffraction
  • the radius of curvature of the atomic arrangement surface was determined from a plurality of XRD measurement points.
  • FIG. 17 shows the results of the X-ray diffraction measurement in the [1-100] and [11-20] directions. In the figure, the measurement results at the XRD measurement points are plotted.
  • the radius of curvature was -138 m in the [1-100] direction and a convex surface with a curvature of -20.4 ⁇ m, and in the [11-20] direction, a concave surface with a radius of curvature of 71 m and a curvature of 39.6 ⁇ m.
  • the amount of curvature is different in the negative direction in the [1-100] direction and different in the positive direction in the [11-20] direction, and the atom arrangement surface 2 has a convex shape on one cut surface and a concave shape on a different cut surface. It had a mold (saddle) shape.
  • a potato chip type (saddle type) seed crystal was used in which the atom arrangement surface was convex on one cut surface and concave on a different cut surface. SiC ingots and wafers were made.
  • the crystal of Comparative Example 1 was obtained from the same seed crystal and the seed crystal thereof as in Comparative Example 1 by the method described in (Description of Another Measurement Method of Curvature of Atomic Array Surface).
  • the shapes of the [1-100] direction atomic arrangement plane and the [11-20] direction atomic arrangement plane were measured. The results are shown in FIGS. 20 and 21, respectively. It was confirmed that the obtained wafer and SiC ingot were curved in different directions in the [1-100] atomic arrangement plane and the [11-20] atomic arrangement plane, similarly to the seed crystal.
  • the measurement results of the relative positions of the atoms on the atomic arrangement plane shown in FIGS. 18 to 21 are reference data for intuitively grasping the arrangement of the atomic arrangement plane.
  • a plurality of seed crystals having different amounts of curvature in the [1-100] direction atomic arrangement plane and in the [11-20] direction atomic arrangement plane were prepared, and a SiC single crystal was grown on the seed crystal. Then, the BPD density contained in the crystal growth portion grown from the seed crystal was determined.
  • a SiC single crystal having a diameter of 16 cm was used as a seed crystal.
  • a SiC single crystal was grown by about 20 mm.
  • FIGS. 22A and 22B are diagrams showing the relationship between BPD densities contained in a crystal growth portion when a single crystal is grown on a predetermined SiC single crystal.
  • FIG. 22A shows the relationship between the absolute value of the amount of curvature d1 of the atomic arrangement surface 2 in the section taken along the [1-100] direction passing through the center in plan view and the BPD density included in the crystal growth portion.
  • FIG. The horizontal axis indicates the absolute value of the amount of curvature d1 of the atomic arrangement plane 2 in the cut plane cut along the [1-100] direction, and the vertical axis indicates the BPD density included in the crystal growth portion.
  • FIG. 22A shows the relationship between the absolute value of the amount of curvature d1 of the atomic arrangement surface 2 in the section taken along the [1-100] direction passing through the center in plan view and the BPD density included in the crystal growth portion.
  • FIG. The horizontal axis indicates the absolute value of the amount of curvature d1 of the
  • FIG. 22B is a graph showing the relationship between the absolute value of the amount of curvature d2 of the atomic arrangement surface 2 in the cut plane cut along the [11-20] direction passing through the center in plan view and the density of the BPD included in the crystal growth portion.
  • FIG. The horizontal axis is the absolute value of the amount of curvature d2 of the atomic arrangement surface 2 in the cut plane cut along the [11-20] direction.
  • FIG. 22C is a diagram showing the relative values of the amount of curvature d1 and the amount of curvature d2 and the density of the BPD contained in the crystal growth portion.
  • the horizontal axis is a relative value between the bending amount d1 and the bending amount d2.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)

Abstract

このＳｉＣ単結晶は、平面視中心を通り＜１－１００＞方向に沿って切断した切断面における原子配列面と、平面視中心を通り前記＜１－１００＞方向に垂直な＜１１－２０＞方向に沿って切断した切断面における原子配列面と、が同一方向に湾曲している。

Description

ＳｉＣ単結晶、ＳｉＣインゴットの製造方法及びＳｉＣウェハの製造方法
　本発明は、ＳｉＣ単結晶、ＳｉＣインゴットの製造方法及びＳｉＣウェハの製造方法に関する。
　本願は、２０１８年８月１３日に日本国に出願された特願２０１８－１５２３９１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　炭化珪素（ＳｉＣ）は、シリコン（Ｓｉ）に比べて絶縁破壊電界が１桁大きく、バンドギャップが３倍大きい。また、炭化珪素（ＳｉＣ）は、シリコン（Ｓｉ）に比べて熱伝導率が３倍程度高い等の特性を有する。炭化珪素（ＳｉＣ）は、パワーデバイス、高周波デバイス、高温動作デバイス等への応用が期待されている。
　半導体等のデバイスには、ＳｉＣウェハ上にエピタキシャル膜を形成したＳｉＣエピタキシャルウェハが用いられる。ＳｉＣウェハ上に化学的気相成長法（Ｃｈｅｍｉｃａｌ　Ｖａｐｏｒ　Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ：ＣＶＤ）によって設けられたエピタキシャル膜が、ＳｉＣ半導体デバイスの活性領域となる。
　そのため、割れ等の破損が無く、欠陥の少ない、高品質なＳｉＣウェハが求められている。なお、本明細書において、ＳｉＣエピタキシャルウェハはエピタキシャル膜を形成後のウェハを意味する。本明細書においてＳｉＣウェハはエピタキシャル膜を形成前のウェハを意味する。
　例えば、特許文献１には、ウェハの反り量及び結晶方位のズレ量を所定の範囲内にすることで、ＳｉＣウェハ上に形成されるエピタキシャル膜が良好となることが記載されている。
　また特許文献２には、ウェハ面内の成長面方位のずれを所定の範囲内とすることで、良質なエピタキシャル薄膜が得られることが記載されている。
特開２０１１－２１９２９６号公報 特開２０１１－１６７２１号公報
　しかしながら、特許文献１及び特許文献２に記載のように、所定の方向における格子ズレの程度を制御したのみでは、基底面転位（ＢＰＤ）の発生を充分に抑制することができない場合があった。基底面転位（ＢＰＤ）は、ＳｉＣウェハのキラー欠陥の一つであり、基底面において生じるすべりが発生の原因の一つであると考えられている欠陥である。
　本発明は上記問題に鑑みてなされたものであり、基底面転位（ＢＰＤ）の発生を抑制できるＳｉＣ単結晶を提供することを目的とする。
　本発明者らは、鋭意検討の結果、ＳｉＣ単結晶の原子配列面（格子面）の形状が、ＳｉＣ単結晶上に結晶成長する結晶成長部分における基底面転位（ＢＰＤ）の発生頻度に影響を及ぼすことを見出した。
　すなわち、本発明は、上記課題を解決するために、以下の手段を提供する。
（１）第１の態様にかかるＳｉＣ単結晶は、平面視中心を通り＜１－１００＞方向に沿って切断した切断面における原子配列面と、平面視中心を通り前記＜１－１００＞方向に垂直な＜１１－２０＞方向に沿って切断した切断面における原子配列面と、が同一方向に湾曲している。
（２）上記態様にかかるＳｉＣ単結晶は、平面視中心を通り、［１－１００］方向を基準に３０°ずつ回した６辺に沿って切断したそれぞれの切断面において、原子配列面が、同一方向に湾曲していてもよい。
（３）上記態様にかかるＳｉＣ単結晶は、任意の切断面において原子配列面が同一方向に湾曲していてもよい。
（４）上記態様にかかるＳｉＣ単結晶は、前記原子配列面の単位長さあたりの湾曲量の最大値と最小値の差が４μｍ／ｃｍ以下であってもよい。
（５）上記態様にかかるＳｉＣ単結晶は、平面視中心を通り＜１－１００＞方向に沿って切断した切断面における原子配列面の湾曲量と、平面視中心を通り前記＜１－１００＞方向に垂直な＜１１－２０＞方向に沿って切断した切断面における原子配列面の湾曲量と、の差が６０μｍ以下であってもよい。
（６）上記態様にかかるＳｉＣ単結晶は、平面視の直径が１４０ｍｍ以上であってもよい。
（７）上記態様にかかるＳｉＣ単結晶は、厚みが５００μｍ以上であってもよい。
（８）第２の態様にかかるＳｉＣインゴットの製造方法は、上記態様にかかるＳｉＣ単結晶を種結晶とし、前記種結晶のＣ面（（０００－１）面）またはＣ面から０～１０°オフ角をつけた面にＳｉＣ単結晶を結晶成長させる。
（９）上記態様にかかるＳｉＣインゴットの製造方法において、前記種結晶の厚みは１ｍｍ以上であってもよい。
（１０）第３の態様にかかるＳｉＣウェハの製造方法は、上記態様にかかるＳｉＣインゴットの製造方法で作製されたＳｉＣインゴットをスライスするＳｉＣウェハの製造方法。
　上記態様にかかるＳｉＣ単結晶を用いて結晶成長を行うと、結晶成長部分内において基底面転位（ＢＰＤ）の発生を抑制できる。
本実施形態にかかるＳｉＣ単結晶の一例を平面視した図である。 本実施形態にかかるＳｉＣ単結晶を平面視中心を通り、［１－１００］方向に沿って切断した切断面の一例の断面模式図である。 本実施形態にかかるＳｉＣ単結晶を平面視中心を通り、［１１－２０］方向に沿って切断した切断面の一例の断面模式図である。 本実施形態にかかるＳｉＣ単結晶の原子配列面の一例を模式的に示した図である。 方向によって原子配列面の湾曲方向が異なるＳｉＣ単結晶の原子配列面の一例を模式的に示した図である。 原子配列面の湾曲量の測定方法の一例を具体的に説明するための図である。 原子配列面の湾曲量の測定方法の一例を具体的に説明するための図である。 原子配列面の湾曲量の測定方法の一例を具体的に説明するための図である。 原子配列面の湾曲量の測定方法の一例を具体的に説明するための図である。 複数のＸＲＤの測定点から原子配列面の曲率半径を求めた例を示す。 原子配列面の湾曲量の測定方法の別の例を具体的に説明するための図である。 原子配列面の湾曲量の測定方法の別の例を具体的に説明するための図である。 図１２ＡにおけるΔθ/２を導出するための補足図である。 図１２Ａを補足するための図である。 昇華法に用いられる製造装置の一例の模式図である。 実施例１に係るＳｉＣ種結晶において、複数のＸＲＤの測定点から原子配列面の曲率半径を求めるための図である。 実施例１に係る成長後ＳｉＣ単結晶において、複数のＸＲＤの測定点から原子配列面の曲率半径を求めるための図である。 比較例１に係るＳｉＣ種結晶において、複数のＸＲＤの測定点から原子配列面の曲率半径を求めるための図である。 比較例１に係る成長後ＳｉＣ単結晶において、複数のＸＲＤの測定点から原子配列面の曲率半径を求めるための図である。 実施例１に係るＳｉＣ種結晶の格子面の相対位置を測定した測定値を示した図である。 実施例１に係る成長後のＳｉＣ単結晶の格子面の相対位置を測定した測定値を示した図である。 比較例１に係るＳｉＣ種結晶の格子面の相対位置を測定した測定値を示した図である。 比較例１に係る成長後のＳｉＣ単結晶の格子面の相対位置を測定した測定値を示した図である。 所定のＳｉＣ単結晶上に単結晶を結晶成長した際に、単結晶の［１－１００］方向の切断面における原子配列面の湾曲量の絶対値と結晶成長部分内に含まれるＢＰＤ密度の関係を示した図である。 所定のＳｉＣ単結晶上に単結晶を結晶成長した際に、単結晶の［１１－２０］方向の切断面における原子配列面の湾曲量の絶対値と結晶成長部分内に含まれるＢＰＤ密度の関係を示した図である。 単結晶の［１－１００］方向の湾曲量ｄ１と［１１－２０］方向の湾曲量ｄ２の相対値と、結晶成長部分内に含まれるＢＰＤの密度を示した図である。
　以下、本実施形態の好ましい例について、図を適宜参照しながら詳細に説明する。以下の説明で用いる図面は、便宜上特徴となる部分を拡大して示している場合があり、各構成要素の寸法や比率などは実際とは異なっていることがある。以下の説明において例示される材質、寸法、数や数値や量や比率や位置や特性等は一例であって、本発明はそれらに限定されるものではなく、その要旨を変更しない範囲で適宜変更して実施することが可能である。また以下の例は、発明の趣旨をより良く理解させるために具体的に好ましい例を説明するものであり、特に指定のない限り、本発明を限定するものではない。本発明の趣旨を逸脱しない範囲で、長さ、位置、形状、数、量、及び料等について、省略、追加、置換、その他の変更が可能である。
「ＳｉＣ単結晶」
　図１は、本実施形態にかかるＳｉＣ単結晶の一例を平面視した図である。また図２は、本実施形態にかかるＳｉＣ単結晶を平面視中心を通り、［１－１００］方向に沿って切断した切断面の断面模式図である。図２において上側が［０００－１］方向、すなわち＜０００１＞方向に垂直に切断をした時にカーボン面（Ｃ面、（０００－１）面）が現れる方向である。さらに、図３は、本実施形態にかかるＳｉＣ単結晶を平面視中心を通り、図２に示す［１－１００］と直交する［１１－２０］方向に沿って切断した切断面の断面模式図である。図３においても上側が［０００－１］方向、すなわち＜０００１＞方向に垂直に切断をした時にカーボン面（Ｃ面、（０００－１）面）が現れる方向である。図２と図３では、＜１－１００＞方向と、その＜１－１００＞と直交する＜１１－２０＞方向とを代表する方向として、それぞれ［１－１００］方向と［１１－２０］方向とを選んで図示した。また以下の説明においても、［１－１００］方向と［１１－２０］方向とを用いて説明する。図２および図３は、いずれもＳｉＣ単結晶の一部分を示すものである。
　本明細書において、「平面視中心」とは、評価対象であるＳｉＣ単結晶が平面視で円形であるもの、一部が欠けているが、その欠けている部分を仮想的に補うと円形になるもの（例えば、オリフラを有するＳｉＣウェハ）である場合には、その円形の中心を意味する。しかし、この場合に限定されない。例えば、ＳｉＣ単結晶のインゴットは公知の方法（例えば、昇華法）によって結晶成長させた場合、結晶成長方向に垂直な断面は円形であるから、結晶成長方向に垂直な断面で切断されたウェハあるいは切断体の場合は平面視円形であるから、この場合も「平面視中心」とは、その円形の中心を意味する。一方、ＳｉＣ単結晶のインゴットを結晶成長方向に交差する方向（垂直方向を除く）で切断されたウェハあるいは切断体の場合は平面視楕円形であるから、この場合「平面視中心」とは、その楕円形の長軸と短軸の交点を意味する。
　結晶方位及び原子配列面（格子面、結晶格子面）は、ミラー指数として以下の括弧を用いて表記される。（）と｛｝は面を表す時に用いられる（特に面指数とも言われる。）。（）は特定の面を表現する際に用いられ、｛｝は結晶の対称性による等価な面の総称（集合面）を表現する際に用いられる。一方で、＜＞と［］は方向を表す時に用いられる（特に方向指数とも言われる）。［］は特定の方向を表現する際に用いられ、＜＞は結晶の対称性による等価な方向を表現する際に用いられる。面指数と同じ指数で表記された方向指数は、その面の法線の方向を示す。
　ＳｉＣ単結晶１は、複数の原子Ａが整列してなる単結晶である。そのため図２及び図３に示すように、ＳｉＣ単結晶の切断面をミクロに見ると、複数の原子Ａが配列した原子配列面２が形成されている。図面上、切断面における原子配列面２は、切断面に沿って配列する原子Ａを繋いで得られる切断方向と略平行な方向に延在する線として描くことができる。
　切断面における原子配列面２の形状は、ＳｉＣ単結晶１の最表面の形状によらず、凸形状、凹形状となっている場合がある。また原子配列面２の形状は切断方向によって異なっている場合がある。原子配列面２の形状としては、例えば図４に示すような形状や図５に示すような形状等がある。図４に示すような形状は、中心に向かって窪んだ凹形状である。図５に示すような形状は、所定の切断面では凹形状、異なる切断面では凸形状のポテトチップス型（鞍型）の形状である。すなわち、原子配列面２の形状には、任意の切断方向で同じ形状のものと、切断方向により形状が異なるものとがある。
　原子配列面２の形状はＸ線回折（ＸＲＤ）により測定する。言い換えると、原子配列面２の形状はＸ線回折（ＸＲＤ）に基づいて決定できる。測定する面は測定する方向に応じて決定される。測定方向を〔ｈｋｉｌ〕とすると、測定面は（ｍｈ　ｍｋ　ｍｉ　ｎ）の関係を満たす必要がある。ここで、ｍは０以上の整数であり、ｎは自然数である。例えば、［１１－２０］方向に測定する場合は、ｍ＝０、ｎ＝４として（０００４）面、ｍ＝２、ｎ＝１６として（２２－４１６）面等が選択される。一方で、［１－１００］方向に測定する場合は、ｍ＝０、ｎ＝４として（０００４）面、ｍ＝３、ｎ＝１６として（３－３０１６）面等が選択される。すなわち測定面は、測定方向によって異なる面であってもよく、原子配列面は必ずしも同じ面とはならなくてもよい。上記関係を満たすことで、結晶成長時に及ぼす影響の少ないａ面又はｍ面方向の格子湾曲を、結晶成長時に及ぼす影響の大きいｃ面方向の格子湾曲と誤認することを防ぐことができる。また測定はＣ面、Ｓｉ面のいずれの面を選択してもよいが、一つのサンプルにおいて測定方向は変更しない。
　Ｘ線回折データは例えば、所定の方向に沿って中心、端部を２点、中心と端部との中点を２点、の計５点において取得する。原子配列面２が湾曲している場合、Ｘ線の回折方向が変わるため、中心とそれ以外の部分とで出力されるＸ線回折像のピークのω角の位置が変動する。この回折ピークの位置変動から原子配列面２の湾曲方向を求めることができる。また回折ピークの位置変動から原子配列面２の曲率半径も求めることができ、原子配列面２の湾曲量も求めることができる。
　尚、Ｘ線回折データを取得する数および位置は、上記の例のみに限定されない。例えば、Ｘ線回折データを、ウェハＷの中心を通る同一直線上の９点で取得してもよい。上記の５点に加えてＸ線回折データを取得する箇所は、任意に選択できる。例えば、所定の方向に沿って「中心、端部、中心と端部との中点」のそれぞれの中点でＸ線回折データを取得することが好ましい。
（原子配列面の湾曲量の測定方法（方法１）の具体的な説明）
　平面視で円形である円柱状のＳｉＣ単結晶（インゴット）を結晶方向に対して垂直にスライスした円板状の試料（以下、ウェハＷという）を評価対象とした場合について、その外周端部分のＸＲＤの測定値から原子配列面の湾曲の大きさを測定する方法について具体的に説明する。
　図６は、ウェハＷの断面模式図である。図６に平面視中心を通り原子配列面の測定の方向、例えば［１－１００］方向に沿って切断した切断面を模式的に示す。ウェハＷの半径をｒとすると、断面の横方向の長さは２ｒとなる。また図６にウェハＷにおける原子配列面２２の形状も図示している。図６に示すように、ウェハＷ自体の形状は平坦であるが、原子配列面２２は湾曲している場合がある。図６に示す原子配列面２２は左右対称であり、凹型に湾曲している。この対称性は、インゴットの製造条件が通常中心軸（平面視で円の中心を通り、結晶成長方向に延びる軸）に対して対称性があることに起因する。なお、この対称性とは、完全対称である必要はなく、製造条件の揺らぎ等に起因したブレを容認する近似としての対称性を意味する。
　次いで、ＸＲＤをウェハＷの両外周端部に対して行い、測定した２点間のＸ線回折ピーク角度の差Δθを求める。すなわち、ウェハＷの両外周端部におけるＸ線回折ピーク角度の差Δθを求める。図７に示すように、このΔθが測定した２点の原子配列面２２の傾き（すなわち、接線の傾き）の差になっている。Ｘ線回折測定に用いる回折面は、上述のように切断面にあわせて適切な面を選択する。
　次に、図８を参照して、得られたΔθから湾曲した原子配列面２２の曲率半径を求める方法を説明する。図８には、ウェハＷの原子配列面２２の曲面が円の一部であると仮定して、測定した２箇所の原子配列面に接する円Ｃを示している。図８から幾何学的に、接点を両端とする円弧を含む扇型の中心角φは、測定したＸ線回折ピーク角度の差Δθと等しくなることがわかる。原子配列面２２の曲率半径は、当該円弧の半径Ｒに対応する。円弧の半径Ｒは以下の関係式で求められる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　そして、この円弧の半径ＲとウェハＷの半径ｒとから、原子配列面２２の湾曲量ｄが求められる。図９に示すように、原子配列面２２の湾曲量ｄは、円弧の半径Ｒから、円弧の中心からウェハＷの表面に下した垂線の距離を引いたものに対応する。円弧の中心からウェハＷの表面に下した垂線の距離は、三平方の定理から算出され、以下の式が成り立つ。なお、本明細書では曲率半径が正（凹面）の場合の湾曲量ｄを正の値とし、負（凸面）の場合の湾曲量ｄを負の値と定義する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
　上述のように、ＸＲＤのウェハＷの両外側端部の測定値だけからＲを測定することもできる。一方で、この場合、測定箇所に局所的な歪等が存在した場合、必ずしも形状を見誤る可能性がないとはいえない。その為、複数箇所でＸ線回折ピーク角度の測定を行って、単位長さ辺りの曲率を以下の式から換算する。例えば、精度の向上のため中心、端部、中心と端部との中点を含む５箇所以上でＸ線回折ピーク角度の測定を行うことが好ましく９箇所以上で測定を行うことがより好ましい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
　図１０に、複数のＸＲＤの測定点から原子配列面の曲率半径を求めた例を示す。図１０の横軸はウェハ中心からの相対位置であり、縦軸はウェハ中心回折ピーク角に対する各測定点の相対的な回折ピーク角度を示す。図１０は、ウェハの〔１－１００〕方向を測定し、測定面を（３－３０１６）とした例である。測定箇所は５カ所で行った。５点はほぼ直線に並んでおり、この傾きから、ｄθ／ｄｒ＝８．６９×１０－４ｄｅｇ／ｍｍが求められる。この結果を上式に適用することでＲ＝６６ｍの凹面であることが計算できる。そして、このＲとウェハの半径ｒ（７５ｍｍ）から、原子配列面の湾曲量ｄが４２．６μｍと求まる。
　ここまで原子配列面の形状が凹面である例で説明したが、凸面の場合も同様に求められる。凸面の場合は、Ｒはマイナスとして算出される。
（原子配列面の湾曲量の別の測定方法（方法２）の説明）
　原子配列面の湾曲量は、別の方法で求めてもよい。図１１に平面視中心を通り原子配列面の測定の方向、例えば［１－１００］方向に沿って切断した、ウェハＷの切断面を模式的に示す。図１１では、原子配列面２２の形状が凹状に湾曲している場合を例に説明する。
　図１１に示すように、ウェハＷの中心とウェハＷの中心から距離ｘだけ離れた場所の２箇所（図１１中で○印で示した２箇所）で、Ｘ線回折の回折ピークを測定する。インゴットの製造条件の対称性からウェハＷの形状は、近似として左右対称とすることができ、原子配列面２２はウェハＷの平面視中心で平坦になると推定できる。そのため、図１２Ａに具体的に示すように、ウェハＷの中心とウェハＷの中心から距離ｘだけ離れた場所における原子配列面２２の傾きの差をΔθとすると、ウェハＷの中心における接線と、ウェハＷの中心と原子配列面２２上においてウェハＷの中心から距離ｘだけ離れた場所とを結ぶ直線との傾きの差は（Δθ／２）である。従って、ウェハＷの中心を基準として距離ｘだけ離れた場所における原子配列面２２の相対的な位置ｙは以下の式で表記できる。図１２Ｂに、図１２ＡにおけるΔθ／２を導出するための補足図を示す。図１２Ａ及び図１２Ｂ中の点Ｐ、Ｑ、Ｓ、Ｔ、Ｕ、Ｖ、Ｖは同じ位置を示す。図１２Ｂにおいて、円Ｃは、図６と同様に、原子配列面２２の曲面が円の一部であると仮定して原子配列面に接する円である。円Ｃの半径をＲとする。点Ｏは円Ｃの中心を示す。直線ＬＰは点Ｐの接線、直線ＬＴは点Ｔの接線、直線ＬＴ’は点Ｖを通り、直線ＬＴに平行な直線である。点Ｈは線分ＰＴの中点を示す。点Ｏと点Ｈを通る直線と接線ＬＴとの交点をＺとする。△ＰＺＨと△ＴＺＨとは、線分ＰＨ＝線分ＴＨ、線分ＺＨは共通、∠ＰＨＺ=∠ＴＨＺ＝９０°であるから、合同である。従って、∠ＨＰＺ=∠ＨＴＺである。また、錯角の関係により∠ＨＰＱ＝∠ＨＴＺである。∠ＰＺＳ＝Δθであり、錯角の関係により∠ＰＺＳ=∠ＱＰＺ＝∠ＨＰＺ+∠ＨＰＱ＝２∠ＨＴＺであるから、∠ＨＴＺ＝Δθ/２が得られる。∠ＨＴＺ＝∠ＰＴＳであり、ｙ/ｘ＝ｔａｎ∠ＰＴＳであるから、以下の式が得られる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
　図１２Ｃに示すように、中心からの距離ｘの位置を変えて（ｘ０、ｘ１、ｘ２）複数箇所の測定をすることで、それぞれの点でウェハ中心と測定点とにおける原子配列面２２の相対的な原子位置を求めることができる。
　この方法は、それぞれの測定箇所で原子配列面における原子の相対位置が求められる。そのため、局所的な原子配列面の湾曲量（ｙ０、ｙ１、ｙ２）を求めることができる。また、ウェハＷ全体において原子配列面２２の相対的な原子位置をグラフとして示すことができ、原子配列面２２、２２ａ、２２ｂのならびを感覚的に把握するためには有益である。
　一方で、それぞれの点における測定は、それぞれ１か所での測定値に基づくものであるため、回折条件によっては部分的に測定しにくい位置（特にウェハの一方の端部近く）が生じる場合があり、また結晶性が悪い部分があると誤差を含みやすい場合がある。その為、現状の測定技術では、この方法は原子配列面２２の反りの大きさを測定する方法として用いるよりも、原子配列面の並びを感覚的に把握するための参考値を得る際に用いることが好ましい。
　本実施形態にかかるＳｉＣ単結晶１は、平面視中心を通り［１－１００］方向に沿って切断した切断面における原子配列面２（以下、［１－１００］方向原子配列面という）と、平面視中心を通り［１１－２０］方向に沿って切断した切断面における原子配列面２（以下、［１１－２０］方向原子配列面という）と、が同一方向に湾曲している。すなわち、［１－１００］方向原子配列面と［１１－２０］方向原子配列面とが、いずれも凸形状又は凹形状である。つまり、図４に示す態様は本実施形態にかかるＳｉＣ単結晶の条件を満たす。一方、図５に示す態様は本実施形態にかかるＳｉＣ単結晶の条件を満たさない。ここで、当該湾曲の関係は、必ずしも［１－１００］方向と［１１－２０］方向との間で成り立つ必要はなく、少なくとも一組の＜１－１００＞方向と当該＜１－１００＞方向に垂直な＜１１－２０＞方向と、の間で当該関係を満たせばよい。
　［１－１００］方向原子配列面及び［１１－２０］方向原子配列面の形状は、いずれもＳｉＣ単結晶を結晶成長させる積層面に対して凹形状であることが好ましい。ここで、積層面とは、ＳｉＣ単結晶の結晶成長方向におけるＳｉＣ単結晶の面であり、カーボン面に対応する。
　［１－１００］方向原子配列面と［１１－２０］方向原子配列面とがいずれも同一方向に湾曲したＳｉＣ単結晶１を用いると、そのＳｉＣ単結晶１上に結晶成長した結晶成長部分におけるＢＰＤ密度が低くなる。この理由は明確ではないが、［１－１００］方向原子配列面と［１１－２０］方向原子配列面とが異なる方向に湾曲すると、図５に示すように原子配列面２が歪む。原子配列面２が歪むと、温度変化が生じた際に複数の方向に応力が発生し、原子配列面２にひずみが生じやすくなる。原子配列面２のひずみは、結晶面の滑りを誘起し、ＢＰＤの原因となりうると考えられる。
　また［１－１００］方向原子配列面の湾曲量ｄ１（図２参照）と、［１１－２０］方向原子配列面の湾曲量ｄ２（図３参照）との差の大きさ（|ｄ２－ｄ１|）は、６０μｍ以下であることが好ましく、４０μｍ以下であることがより好ましく、２０μｍ以下であることがさらに好ましい。
　ここで、原子配列面２の湾曲量とは、ＳｉＣ単結晶１の平面視中心における原子位置と、ＳｉＣ単結晶１の端部における［０００－１］方向の原子位置との差を意味する。原子配列面２が平面視中心に向かって窪んだ凹形状の場合の湾曲量を正とし、平面視中心に向かって突出した凸形状の場合の湾曲量を負とする。
　湾曲量ｄ１と湾曲量ｄ２との差が小さいということは、原子配列面２の形状が所定の方向に異方性を有していないことを意味する。例えば、［１－１００］方向における原子配列面の湾曲量ｄ１と、［１１－２０］方向における原子配列面の湾曲量ｄ２と、の差が大きい場合、原子配列面２は所定の方向に大きく曲がった形状となる。原子配列面２の形状が所定の方向に大きな異方性を有すると、温度変化が生じた際に、その方向に応力集中が生じやすくなる。応力集中は、結晶面の滑りを誘起し、ＢＰＤの原因となりうる。
　なお、図５に示すように原子配列面２がポテトチップス型（鞍型）の場合、湾曲量ｄ１は負の値、湾曲量ｄ２は正の値を示す。例えば、正の数α、βを用いて、湾曲量ｄ１を－α、湾曲量ｄ２をβとする。湾曲量ｄ１と湾曲量ｄ２との差の絶対値はα＋βとなる。すなわち、湾曲量ｄ１と湾曲量ｄ２との差の大きさは、必然的に湾曲量ｄ１の大きさおよび湾曲量ｄ２の大きさよりも大きくなる。
　また原子配列面２に歪みを生じさせないという観点からは、２方向の切断面における原子配列面２の湾曲方向だけでなく、より多くの方向の切断面における原子配列面２の湾曲方向が同一であることが好ましい。
　ここまで［１－１００］方向と［１１－２０］方向を例として説明してきたが、結晶の対称性から、＜１－１００＞方向とそれに直交する＜１１－２０＞方向の、直交する２つの方向の組み合わせで同様のことが言える。
　例えば、ＳｉＣ単結晶１の結晶構造は六方晶である。そのため、中心に対して対称な６方向に沿って切断した切断面における湾曲方向が同一であることが好ましい。具体的には、平面視中心を通り［１－１００］方向を基準に３０°ずつ回した６つの方向に沿って切断したそれぞれの切断面における原子配列面２の湾曲方向が同一であることが好ましい。
　また任意の切断面における原子配列面２が同一方向に湾曲していることがさらに好ましい。図４に示す態様は、任意の切断面における原子配列面２が同一方向に湾曲している場合に該当する。
　また応力集中を避けるという観点からは、２方向の切断面における原子配列面２の湾曲量ｄ１、ｄ２の差だけでなく、より複数の切断面における原子配列面２の湾曲量の差が少ないことが好ましい。例えば、［１－１００］方向を基準に３０°ずつ回した６つの方向に沿って切断したそれぞれの切断面における原子配列面２の湾曲量の差が少ないことや、［１－１００］方向を基準に１５°ずつ回した１２の方向に沿って切断したそれぞれの切断面における原子配列面２の湾曲量の差が少ないことが好ましい。
　湾曲量の具体的な例としては、平面視中心を通り［１－１００］方向を基準に３０°ずつ回した６つの方向に沿って切断したそれぞれの切断面における原子配列面２の湾曲量の最大値と最小値の差を６０μｍ以下とすることが好ましく、４０μｍ以下であることがより好ましく、２０μｍ以下であることがさらに好ましい。平面視中心を通り［１－１００］方向を基準に２０°ずつ回した９つの方向に沿って切断したそれぞれの切断面における原子配列面２の湾曲量の最大値と最小値の差が上述の範囲であると一層好ましい。
　また任意の切断面における原子配列面２の湾曲量の最大値と最小値の差は、６０μｍ以下であることが好ましく、４０μｍ以下であることがより好ましく、２０μｍ以下であることがさらに好ましい。
　また原子配列面２が歪むことをより抑制するという観点からは、原子配列面２の湾曲量の絶対値も小さい方が好ましい。具体的には、原子配列面２の外周方向における単位長さあたりの湾曲量の最大値と最小値の差が４μｍ／ｃｍ以下であることが好ましく、３μｍ／ｃｍ以下であることがより好ましく、２μｍ／ｃｍ以下であることがさらに好ましい。ここで、「単位長さあたりの湾曲量」とは、湾曲量をＳｉＣ単結晶の直径で割った値を意味する。
　またＳｉＣ単結晶１の平面視の直径は１４０ｍｍ以上であることが好ましく、１５０ｍｍ以上であることがさらに好ましい。
　ＳｉＣ単結晶１のサイズが大きくなると、平面視中心と端部とで結晶成長の条件に違いが生じ、高品質な結晶を成長させる難易度は高くなる。例えば、４インチのＳｉＣ単結晶と比べて、６インチのＳｉＣ単結晶は、単に相似形で形状が大きくなっただけではなく、結晶成長の難易度は格段に高まる。換言すると、ＳｉＣ単結晶１の平面視におけるサイズが大きくなればなるほど、ＢＰＤの発生しにくい状態から結晶成長を始めることが求められる。すなわち、平面視の直径が大きいＳｉＣ単結晶１ほど、所定の条件を満たすことにより、ＢＰＤを抑制する価値が高まる。
　またＳｉＣ単結晶１の厚みは、５００μｍ以上であることが好ましく、７５０μｍ以上であることがより好ましく、１ｍｍ以上であることがさらに好ましい。ＳｉＣ単結晶１の厚みが５００μｍ以上であれば、ＳｉＣ単結晶１自体の反りを抑制できる。ここでいう「反り」とは、ウェハの変形度を意味する。ウェハが平坦なほど反りは小さく、ウェハが例えば結晶成長方向に湾曲しているほど反りは大きい。ＳｉＣ単結晶１自体が反ると、原子配列面２の湾曲量を正確に見積もることが難しくなる。ＳｉＣ単結晶１の反り量としては、任意の方向に５μｍ以下であることが好ましく、３μｍ以下であることがより好ましい。ここでＳｉＣ単結晶１の反り量とは、外部の平坦面にＳｉＣ単結晶１を載置した際に、ＳｉＣ単結晶１の面のうち平坦面側の面である載置面から平坦面に向けて下した垂線の距離の最大値を指す。すなわち、ＳｉＣ単結晶１の所定の面を載置面とし、外部の平坦な面を平坦面とする。載置面が平坦面と接触するにようにＳｉＣ単結晶１を載置したとき、載置面と平坦面との距離の最大値を反り量という。
　上述のように、本実施形態にかかるＳｉＣ単結晶を用いて結晶成長を行うと、結晶成長部分に基底面転位（ＢＰＤ）の発生を抑制できる。
　「ＳｉＣ単結晶、ＳｉＣインゴット及びＳｉＣウェハの製造方法」
　ＳｉＣ単結晶の製造方法の一つとして、昇華法が知られている。昇華法は、原料を加熱することによって生じた原料ガスを単結晶（種結晶）上で再結晶化し、大きな単結晶（インゴット）を得る方法である。以下、本明細書において再結晶化したＳｉＣ単結晶をＳｉＣインゴットという場合がある。
　図１３は、昇華法に用いられる製造装置の一例の断面を概略的に示す断面模式図である。製造装置１００は、坩堝１０とコイル２０とを有する。坩堝１０とコイル２０との間には、コイル２０の誘導加熱により発熱する発熱体（図視略）を有してもよい。本実施形態に係るＳｉＣ単結晶、ＳｉＣインゴット及びＳｉＣウェハの製造方法は図１３に示す製造装置に限らず、任意の製造装置を用いることができる。
　坩堝１０は、原料Ｇと対向する位置に設けられた結晶設置部１１を有する。坩堝１０は、内部に結晶設置部１１から原料Ｇに向けて拡径するテーパーガイド１２を有してもよい。図１３では、理解を容易にするために、原料Ｇ、種結晶５及び種結晶５から成長したＳｉＣインゴット６を同時に図示している。
　コイル２０に交流電流を印加すると、坩堝１０が加熱され、原料Ｇから原料ガスが生じる。発生した原料ガスは、テーパーガイド１２に沿って結晶設置部１１に設置された種結晶５に供給される。種結晶５に原料ガスが供給されることで、種結晶５の主面にＳｉＣインゴット６が結晶成長する。種結晶５の結晶成長面は、カーボン面（Ｃ面）、又は、カーボン面から０～１０°のオフ角を設けた面である。種結晶５の結晶成長面は、カーボン面、又は、カーボン面から０～５°のオフ角を設けた面であることがより好ましい。
　種結晶５は、本実施形態にかかるＳｉＣ単結晶１に対応する。種結晶５は、既に作製されたＳｉＣインゴットの一部を切り出して用いる。そのため種結晶５は、既に作製されたＳｉＣインゴットの中から所定の条件に合うものを選択することができる。
　すなわち種結晶５として、平面視中心を通り［１－１００］方向原子配列面と、［１１－２０］方向原子配列面と、が同一方向に湾曲したＳｉＣインゴットから切り出したものを用いる。
　種結晶５から成長するＳｉＣインゴット６は、種結晶５の結晶情報の多くを引き継ぐ。そのため、種結晶５の原子配列面の湾曲方向を設定しておくことで、ＳｉＣインゴット６の原子配列面の湾曲方向も所定の範囲に収めることができる。
　また種結晶５は、ＲＡＦ法（repeated a-face method）法で作製したシードを用いることが好ましい。ＲＡＦ法とは、ａ面成長を少なくとも１回以上行った後に、ｃ面成長を行うという方法である。ＲＡＦ法を用いると、螺旋転位、積層欠陥及びＢＰＤの少ないＳｉＣ単結晶を作製できる。これはａ面成長を行った後のＳｉＣ単結晶が有する螺旋転位、積層欠陥及びＢＰＤは、ｃ面成長した後のＳｉＣ単結晶に引き継がれないためである。
　また種結晶５の厚みは１ｍｍ以上とすることが好ましく、２ｍｍ以上とすることがより好ましく、３ｍｍ以上とすることがさらに好ましい。種結晶５の厚みが厚ければ、種結晶５自体が湾曲することを避けることができる。種結晶５が湾曲すると、種結晶５上に成長するＳｉＣインゴット６は、種結晶５自体の湾曲及び種結晶５内の原子配列面２の湾曲の影響を受ける。すなわち、種結晶５の原子配列面２が所定の湾曲面を有していても、その湾曲面がＳｉＣインゴット６に引き継がれなくなる場合がある。
　次いで、準備した種結晶５を結晶設置部１１に接着剤等を用いて固定する。接着剤は、接着剤の表面形状に異方性が少ないものを用いることが好ましく、貼り付け前後で種結晶５を特定の方向に変形させないものが好ましい。接着剤が異方性を有すると、結晶成長の際に接着剤の異方性の影響により成長後のＳｉＣインゴット６内に応力が加わり、原子配列面が変形する場合がある。
　そして、坩堝１０を加熱し、原料Ｇを昇華させる。原料Ｇを昇華させる際は、ＳｉＣインゴット６に周方向の異方性が生じないように、結晶設置部１１を原料Ｇに対して相対的に周方向に回転させることが好ましい。回転速度は、０．１ｒｐｍ以上とすることが好ましく、０．３ｒｐｍ以上とすることがより好ましく、０．５ｒｐｍ以上とすることがさらに好ましい。また成長時の成長面における温度変化は少なくすることが好ましい。成長面の温度変化を小さくすることで、種結晶５の原子配列面２の形状がＳｉＣインゴット６に引き継がれる。
　上述のように、種結晶５の原子配列面２は所定の条件を満たすため、ＳｉＣインゴット６内におけるＢＰＤの発生は抑制される。そのため、ＢＰＤ密度の少ない良質なＳｉＣインゴット６を得ることができる。また得られたＳｉＣインゴット６の原子配列面２も所定の条件を満たすため、一部を切り出し、再度、種結晶５として用いることができる。
　最後に得られたＳｉＣインゴット６をスライスしてＳｉＣウェハを作製する。切断する方向は、＜０００１＞に垂直または０～１０°のオフ角をつけた方向に切断し、Ｃ面に平行、またはＣ面から０～１０°オフ角をつけた面をもつウェハを作製する。ウェハの表面加工は、（０００１）面側すなわちＳｉ面側に鏡面加工を施してもよい。Ｓｉ面は、通常エピタキシャル成長を行う面である。ＳｉＣインゴット６はＢＰＤが少ないため、ＢＰＤの少ないＳｉＣウェハを得ることができる。キラー欠陥であるＢＰＤが少ないＳｉＣウェハを用いることで、高品質なＳｉＣエピタキシャルウェハを得ることができ、ＳｉＣデバイスの歩留りを高めることができる。
　以上、本発明の好ましい実施の形態について詳述したが、本発明は特定の実施の形態に限定されるものではなく、特許請求の範囲内に記載された本発明の要旨の範囲内において、種々の変形・変更が可能である。
（実施例１）
　　実施例１では、＜１－１００＞原子配列面とその＜１－１００＞に直交する＜１１－２０＞原子配列面のいずれもが同一方向に湾曲した４Ｈ－ＳｉＣ単結晶からなる種結晶を準備した。種結晶の直径は１６ｃｍとした。種結晶には、カーボン面に対する湾曲方向が、［１－１００］方向と［１１－２０］方向のいずれにおいても凹状のＳｉＣ単結晶を用いた。
　この種結晶について、複数のＸＲＤの測定点から原子配列面の曲率半径を求めた。Ｘ線回折測定の［１－１００］方向及び［１１－２０］方向の測定結果をそれぞれ図１４に示す。図中には、ＸＲＤの測定点における測定結果がプロットされている。図１４の横軸は種結晶の平面視中心からの相対位置であり、縦軸は種結晶の中心回折ピーク角に対する各測定点の相対的な回折ピーク角度を示す。上述の（原子配列面の湾曲量の測定方法の具体的な説明）において説明した方法で原子配列面を測定した。このＸ線回折測定結果から［１－１００］方向においては曲率半径２０５ｍ、湾曲量１３．７μｍの凹面、［１１－２０］方向においては曲率半径５５６ｍ、湾曲量５．１μｍの凹面と計算された。すなわち湾曲量はいずれの方向も正の値で、原子配列面２が平面視中心に向かって窪んだ凹形状であった。
　この種結晶を原子配列面が積層面に対して凹形状となるように、原料と対向する位置に設置した。そして坩堝を加熱し、原料を昇華させ、種結晶の積層面にＳｉＣ単結晶を約２０ｍｍ結晶成長させ、ＳｉＣインゴットを得た。
　ＳｉＣインゴットからウェハを作製し、ＢＰＤ密度をＫＯＨエッチングにより求めたところ、ＢＰＤ密度は３５０個／ｃｍ－２であった。また得られたＳｉＣインゴットから作製したウェハについて、［１－１００］方向原子配列面と［１１－２０］方向原子配列面の形状をＳｉＣ種結晶と同じ方法によりＸ線回折（ＸＲＤ）で確認した。
　このウェハについて、複数のＸＲＤの測定点から原子配列面の曲率半径を求めた。Ｘ線回折測定の［１－１００］方向及び［１１－２０］方向の測定結果を図１５に示す。図中には、ＸＲＤの測定点における測定結果がプロットされている。図１５の横軸はウェハの平面視中心からの相対位置であり、縦軸はウェハの中心回折ピーク角に対する各測定点の相対的な回折ピーク角度を示す。図１５に示すように、得られたウェハ（ＳｉＣインゴット）は、種結晶と同様にいずれも同一方向に湾曲していた。［１－１００］方向においては曲率半径１８０ｍ、湾曲量１５．６μｍの凹面、［１１－２０］方向においては曲率半径１３８０ｍ、湾曲量２．０μｍの凹面と計算された。すなわち湾曲量はいずれの方向も正の値で、原子配列面２が平面視中心に向かって窪んだ凹形状であった。
　上述のように、原子配列面が平面視中心に向かって窪んだ凹形状の種結晶を用いることにより、原子配列面が平面視中心に向かって窪んだ凹形状のＳｉＣインゴット及びウェハが作製された。
　また、実施例１の結晶について、別の測定法を用いて原子面配列を測定した。この別の方法とは、上述の（原子配列面の湾曲量の別の測定方法の説明）において説明した方法である。当該方法を用いて、実施例１と同じ種結晶とその種結晶から得られたウェハ（ＳｉＣインゴット）について［１－１００］方向原子配列面と［１１－２０］方向原子配列面の形状を測定した。その結果をそれぞれ、図１８と図１９に示す。図中には、測定位置における格子面相対位置がプロットされている。得られたＳｉＣインゴットは、種結晶と同様にいずれも同一方向に湾曲していることが確認できた。
（比較例１）
　比較例１では、＜１－１００＞原子配列面と＜１１－２０＞原子配列面とが異なる方向に湾曲した種結晶を準備した。種結晶の直径は１６ｃｍとした。種結晶には、カーボン面に対する湾曲方向が、［１－１００］方向と［１１－２０］方向とで異なるＳｉＣ単結晶を用いた。
　この種結晶について、複数のＸＲＤの測定点から原子配列面の曲率半径を求めた。Ｘ線回折測定の［１－１００］方向及び［１１－２０］方向の測定結果をそれぞれ図１６に示す。図中には、ＸＲＤの測定点における測定結果がプロットされている。このＸ線回折測定の結果から［１－１００］方向においては曲率半径－７６４ｍ、湾曲量－３．７μｍの凸面、［１１－２０］方向においては曲率半径９３ｍ、湾曲量３０．２μｍの凹面と計算された。すなわち湾曲量が［１－１００］方向においては負、［１１－２０］方向においては正と異なっており、原子配列面２が一方の切断面では凸形状、異なる切断面では凹形状のポテトチップス型（鞍型）の形状であった。
　そして、実施例１と同様に、比較例１の種結晶の積層面にＳｉＣ単結晶を約２０ｍｍ結晶成長させ、ＳｉＣインゴットをえた。
　得られたＳｉＣインゴット内のＢＰＤ密度は３３６０個／ｃｍ－２と高い値であった。また得られたＳｉＣインゴットから作製したウェハについて、［１－１００］方向原子配列面と［１１－２０］方向原子配列面の形状を種結晶と同じ方法によりＸ線回折（ＸＲＤ）で確認した。このウェハについて、複数のＸＲＤの測定点から原子配列面の曲率半径を求めた。Ｘ線回折測定の［１－１００］方向及び［１１－２０］方向の測定結果をそれぞれ図１７に示す。図中には、ＸＲＤの測定点における測定結果がプロットされている。このＸ線回折測定結果から［１－１００］方向においては曲率半径－１３８ｍ、湾曲量－２０．４μｍの凸面、［１１－２０］方向においては曲率半径７１ｍ、湾曲量３９．６μｍの凹面と計算された。すなわち湾曲量が［１－１００］方向においては負、［１１－２０］方向においては正と異なっており、原子配列面２が一方の切断面では凸形状、異なる切断面では凹形状のポテトチップス型（鞍型）の形状であった。
　上述のように比較例１は、原子配列面が一方の切断面では凸形状、異なる切断面では凹形状のポテトチップス型（鞍型）の種結晶を用いることにより、ポテトチップス型（鞍型）ＳｉＣインゴット及びウェハが作製された。
　また、比較例１の結晶についても、実施例１と同様に、（原子配列面の湾曲量の別の測定方法の説明）において説明した方法で、比較例１と同じ種結晶及びその種結晶から得られたウェハについて［１－１００］方向原子配列面と［１１－２０］方向原子配列面の形状を測定した。その結果をそれぞれ、図２０と図２１に示す。得られたウェハ及びＳｉＣインゴットは、種結晶と同様に［１－１００］原子配列面と［１１－２０］原子配列面の形状が異なる方向に湾曲していることが確認できた。
　なお、上述の図１８～図２１にしめす原子配列面における原子の相対位置の測定結果は、原子配列面の並びを感覚的に把握するための参考データである。
（参考検討例）
　［１－１００］方向原子配列面の湾曲量と、［１１－２０］方向原子配列面の湾曲量とが異なる種結晶を複数準備し、その種結晶上にＳｉＣ単結晶を成長させた。そして種結晶から成長した結晶成長部分内に含まれるＢＰＤ密度を求めた。種結晶は、直径１６ｃｍのＳｉＣ単結晶を用いた。また種結晶上には、ＳｉＣ単結晶を約２０ｍｍ結晶成長させた。
　図２２Ａおよび図２２Ｂは、所定のＳｉＣ単結晶上に単結晶を結晶成長した際に、結晶成長部分内に含まれるＢＰＤ密度の関係を示した図である。図２２Ａは、平面視中心を通り［１－１００］方向に沿って切断した切断面における原子配列面２の湾曲量ｄ１の絶対値と、結晶成長部分内に含まれるＢＰＤ密度との関係を示した図である。横軸は、［１－１００］方向に沿って切断した切断面における原子配列面２の湾曲量ｄ１の絶対値であり、縦軸は結晶成長部分内に含まれるＢＰＤ密度である。図２２Ｂは、平面視中心を通り［１１－２０］方向に沿って切断した切断面における原子配列面２の湾曲量ｄ２の絶対値と、結晶成長部分内に含まれるＢＰＤの密度との関係を示した図である。横軸は、［１１－２０］方向に沿って切断した切断面における原子配列面２の湾曲量ｄ２の絶対値である。図２２Ｃは湾曲量ｄ１と湾曲量ｄ２の相対値と、結晶成長部分内に含まれるＢＰＤの密度を示した図である。横軸は、湾曲量ｄ１と湾曲量ｄ２の相対値である。
　図２２Ａ及び図２２Ｂに示すように、湾曲量ｄ１、ｄ２とＢＰＤとの間には相関が確認されなかった。これに対し図２２Ｃに示すように、湾曲量ｄ１と湾曲量ｄ２の相対値と、ＢＰＤとの間には相関がみられた。湾曲量ｄ１と湾曲量ｄ２の相対値が大きくなると、ＢＰＤの発生頻度が高まる傾向が確認された。換言すると、湾曲量ｄ１と湾曲量ｄ２との差が所定の範囲内であるＳｉＣ単結晶を用いると、ＢＰＤ密度が低減した。
１…ＳｉＣ単結晶、２…原子配列面、５…種結晶、６…ＳｉＣインゴット、１０…坩堝、１１…結晶設置部、１２…テーパーガイド、２０…コイル、１００…製造装置、Ａ…原子、Ｇ…原料

Claims (10)

  1. 　平面視中心を通り＜１－１００＞方向に沿って切断した切断面における原子配列面と、
    　平面視中心を通り前記＜１－１００＞方向に垂直な＜１１－２０＞方向に沿って切断した切断面における原子配列面と、が同一方向に湾曲している、ＳｉＣ単結晶。
  2. 　平面視中心を通り、［１－１００］方向を基準に３０°ずつ回した６辺に沿って切断したそれぞれの切断面において、
    　原子配列面が、同一方向に湾曲している、請求項１に記載のＳｉＣ単結晶。
  3. 　任意の切断面において原子配列面が同一方向に湾曲している、請求項１又は２に記載のＳｉＣ単結晶。
  4. 　前記原子配列面の単位長さあたりの湾曲量の最大値と最小値の差が４μｍ／ｃｍ以下である、請求項１～３のいずれか一項に記載のＳｉＣ単結晶。
  5. 　平面視中心を通り＜１－１００＞方向に沿って切断した切断面における原子配列面の湾曲量と、
    　平面視中心を通り前記＜１－１００＞方向に垂直な＜１１－２０＞方向に沿って切断した切断面における原子配列面の湾曲量と、の差が６０μｍ以下である、請求項１～４のいずれか一項に記載のＳｉＣ単結晶。
  6. 　平面視の直径が１４０ｍｍ以上である、請求項１～５のいずれか一項に記載のＳｉＣ単結晶。
  7. 　厚みが５００μｍ以上である、請求項１～６のいずれか一項に記載のＳｉＣ単結晶。
  8. 　請求項１～７のいずれか一項に記載のＳｉＣ単結晶を種結晶とし、前記種結晶のＣ面（（０００－１）面）またはＣ面から０～１０°オフ角をつけた面にＳｉＣ単結晶を結晶成長させるＳｉＣインゴットの製造方法。
  9. 　前記種結晶の厚みは１ｍｍ以上である、請求項８に記載のＳｉＣインゴットの製造方法。
  10. 　請求項９に記載のＳｉＣインゴットの製造方法で作製されたＳｉＣインゴットをスライスするＳｉＣウェハの製造方法。
PCT/JP2019/031814 2018-08-13 2019-08-13 ＳｉＣ単結晶、ＳｉＣインゴットの製造方法及びＳｉＣウェハの製造方法 WO2020036170A1 (ja)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201980053250.2A CN112639177A (zh) 2018-08-13 2019-08-13 SiC单晶、SiC晶锭的制造方法和SiC晶片的制造方法
US17/267,691 US20210189596A1 (en) 2018-08-13 2019-08-13 SiC SINGLE CRYSTAL, METHOD OF MANUFACTURING SiC INGOT, AND METHOD OF MANUFACTURING SiC WAFER

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018152391A JP2020026376A (ja) 2018-08-13 2018-08-13 ＳｉＣ単結晶、ＳｉＣインゴットの製造方法及びＳｉＣウェハの製造方法
JP2018-152391 2018-08-13

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2020036170A1 true WO2020036170A1 (ja) 2020-02-20

Family

ID=69525367

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2019/031814 WO2020036170A1 (ja) 2018-08-13 2019-08-13 ＳｉＣ単結晶、ＳｉＣインゴットの製造方法及びＳｉＣウェハの製造方法

Country Status (4)

Country Link
US (1) US20210189596A1 (ja)
JP (1) JP2020026376A (ja)
CN (1) CN112639177A (ja)
WO (1) WO2020036170A1 (ja)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7190841B2 (ja) 2018-08-13 2022-12-16 昭和電工株式会社 ＳｉＣインゴットの製造方法及びＳｉＣウェハの製造方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2009035095A1 (ja) * 2007-09-12 2009-03-19 Showa Denko K.K. エピタキシャルＳｉＣ単結晶基板及びエピタキシャルＳｉＣ単結晶基板の製造方法
JP2011111372A (ja) * 2009-11-27 2011-06-09 Showa Denko Kk 炭化珪素単結晶及びその製造方法、並びに炭化珪素単結晶ウェーハ及び炭化珪素単結晶インゴット
JP2013136494A (ja) * 2011-12-28 2013-07-11 Toyota Central R&D Labs Inc 単結晶製造装置、ＳｉＣ単結晶、ウェハ、及び、半導体デバイス

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE19823962A1 (de) * 1998-05-28 1999-12-02 Wacker Siltronic Halbleitermat Verfahren zur Herstellung eines Einkristalls
JP4470690B2 (ja) * 2004-10-29 2010-06-02 住友電気工業株式会社 炭化珪素単結晶、炭化珪素基板および炭化珪素単結晶の製造方法
JP7190841B2 (ja) * 2018-08-13 2022-12-16 昭和電工株式会社 ＳｉＣインゴットの製造方法及びＳｉＣウェハの製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2009035095A1 (ja) * 2007-09-12 2009-03-19 Showa Denko K.K. エピタキシャルＳｉＣ単結晶基板及びエピタキシャルＳｉＣ単結晶基板の製造方法
JP2011111372A (ja) * 2009-11-27 2011-06-09 Showa Denko Kk 炭化珪素単結晶及びその製造方法、並びに炭化珪素単結晶ウェーハ及び炭化珪素単結晶インゴット
JP2013136494A (ja) * 2011-12-28 2013-07-11 Toyota Central R&D Labs Inc 単結晶製造装置、ＳｉＣ単結晶、ウェハ、及び、半導体デバイス

Also Published As

Publication number Publication date
JP2020026376A (ja) 2020-02-20
US20210189596A1 (en) 2021-06-24
CN112639177A (zh) 2021-04-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2020036174A1 (ja) ＳｉＣ単結晶、ＳｉＣインゴットの製造方法及びＳｉＣウェハの製造方法
JP5273741B2 (ja) エピタキシャルＳｉＣ単結晶基板及びエピタキシャルＳｉＣ単結晶基板の製造方法
US10837123B2 (en) Method of manufacturing SiC ingot
JP6916835B2 (ja) 面取り炭化ケイ素基板および面取り方法
JP6120742B2 (ja) 単結晶インゴットの製造方法、単結晶基板の製造方法、および半導体装置の製造方法
JP2010076967A (ja) 炭化ケイ素基板の製造方法および炭化ケイ素基板
JP2024032023A (ja) ＳｉＣ単結晶、ＳｉＣ種結晶及びＳｉＣインゴットの製造方法
WO2020036170A1 (ja) ＳｉＣ単結晶、ＳｉＣインゴットの製造方法及びＳｉＣウェハの製造方法
JP6722578B2 (ja) ＳｉＣウェハの製造方法
WO2020036167A1 (ja) ＳｉＣ単結晶の貼合方法、ＳｉＣインゴットの製造方法及びＳｉＣ単結晶成長用台座
JP6583989B2 (ja) ＳｉＣ単結晶シード、ＳｉＣインゴット、ＳｉＣ単結晶シードの製造方法及びＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法
WO2020036166A1 (ja) ＳｉＣ単結晶の評価方法及びＳｉＣウェハの製造方法
CN109957839B (zh) SiC单晶的加工方法及SiC锭的制造方法
US11618969B2 (en) SiC single crystal composite and SiC ingot
JP6618179B2 (ja) ＳｉＣ単結晶の製造方法
JP6748613B2 (ja) 炭化珪素単結晶基板
JP6971144B2 (ja) 台座、ＳｉＣ単結晶の製造装置および製造方法
JP2024088302A (ja) ＳｉＣ基板及びＳｉＣエピタキシャルウェハ

Legal Events

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

Ref document number: 19849805

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 19849805

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1