JP5839315B2 - 炭化珪素単結晶およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、炭化珪素（以下、ＳｉＣという）単結晶およびその製造方法に関するものである。

近年、高い破壊電界強度が得られるパワーデバイスの素材としてＳｉＣが注目されている。ＳｉＣ半導体装置では破壊電界強度が強いため、大電流の制御を行うことができる。そのため、ハイブリットカー用のモーターの制御への活用が期待されている。

このようなＳｉＣ半導体装置を製造する際には、ＳｉＣ単結晶基板を用いたり、ＳｉＣ単結晶基板の上に不純物がドープされたＳｉＣ単結晶層を成長させたりする。このとき、例えば低抵抗なｎ型のＳｉＣ単結晶を得るためには、ｎ型ドーパントとして窒素を高濃度にドープする必要がある。具体的には、デバイスに望まれる比抵抗は数ｍΩｃｍと言われており、これを満たすように窒素を高濃度にドープしなければならない。

しかしながら、低抵抗にするために窒素をＳｉＣ単結晶中にドープしたときに、ドープ量が２×１０¹⁹ｃｍ^-3より多くなると、積層欠陥が発生し易くなるということが確認された。窒素を２×１０¹⁹ｃｍ^-3ドープしたときの比抵抗は１０ｍΩｃｍ程度であり、デバイスから要求されている比抵抗からは数倍高い。さらに窒素をドープすれば比抵抗は下がるが、積層欠陥が８００〜１０００ｃｍ^-1程度まで大幅に増加し、デバイスを作製したときのリーク電流源もしくは抵抗成分となって電気特性に悪影響を及ぼすため、単に窒素をドープすれば良い訳ではない。

一方、従来、特許文献１において、低抵抗率のＳｉＣ単結晶基板に熱処理を施したときに発生する積層欠陥を低減する手法が開示されている。具体的には、ＳｉＣ単結晶基板の全表面の９０％以上が表面粗さ（Ｒａ）１．９ｎｍ以下のＳｉＣ単結晶面で覆われるようにしている。低抵抗にするために不純物を多くした場合に熱処理を行うと、積層欠陥が発生する。この積層欠陥は、表面の粗さが大きくなるほど発生量が増大する。このため、積層欠陥の発生量の増大を抑制するために、ＳｉＣ単結晶基板の表面を表面粗さの小さなＳｉＣ単結晶面で覆い、結晶欠陥が発生し難くなるようにしている。

また、特許文献２において、マイクロパイプ欠陥の発生を防止しつつ、積層欠陥の少ない６Ｈ−ＳｉＣ単結晶を製造する方法が提案されている。具体的には、昇華再結晶法において、（１１−２０）面から（０００１）面方向への傾きが±３０゜以内の範囲にあり、かつ、（１１−２０）面から（１０−１０）面方向への傾きが±１０゜以内の範囲にある６Ｈ−ＳｉＣの面を種結晶基板に用いている。

特開２００８−２９０８９８号公報 特開平１０−０１７３９９号公報

しかしながら、特許文献１では、熱処理時に発生し得る積層欠陥が発生し難くなるような手法を提案しているが、積層欠陥はＳｉＣ単結晶を低抵抗にするための大量な窒素のドープ時に既に発生しており、ドープの段階から積層欠陥を抑制しなければ効果が無い。また、特許文献２では、特定の面方位を成長面として用いることで積層欠陥の少ない特定の多形のＳｉＣを製造しているが、成長面方位も特定されているし、製造されるＳｉＣ単結晶の多形も特定されている。このため、積層欠陥の少ないＳｉＣ単結晶が得られても、限定的なものとなる。また、低抵抗にするためのドープ量を多くした場合の積層欠陥の発生量をデバイスの電気特性に悪影響を与えない程度まで低減できるかは不明である。したがって、比抵抗を小さくしつつ、積層欠陥を低減できるようにすることが望まれる。

本発明は上記点に鑑みて、比抵抗を小さくしつつ、積層欠陥を低減できるＳｉＣ単結晶およびその製造方法を提供することを目的とする。

上記目的を達成するため、請求項１に記載の発明では、窒素が２×１０¹⁹ｃｍ^-3以上の濃度でドープされていると共に、アルミニウム（以下、Ａｌという）がドープされ、窒素濃度に対するＡｌ濃度の比率が５％以上かつ４０％以下とされていることを特徴としている。

このように、ＳｉＣ単結晶（３）に窒素の濃度が２×１０¹⁹ｃｍ^-3より多くなるようにドープする場合に、Ａｌも同時にドープすると共にＡｌ／Ｎ比が５％以上となるようにすることで、積層欠陥を低減することができる。さらに、Ａｌ／Ｎ比が４０％以下となるようにすることで、比抵抗を１０ｍΩｃｍ以下まで小さくすることができる。したがって、比抵抗を小さくしつつ、積層欠陥を低減できるＳｉＣ単結晶（３）を得ることができる。

好ましくは、請求項２に記載したように、窒素濃度に対するＡｌ濃度の比率が１０％以上とされていると良く、さらに好ましくは請求項３に記載したように、窒素濃度に対するＡｌ濃度の比率が１５％以上とされていると良い。このように、窒素濃度に対するＡｌ濃度の比率をできるだけ高くすることで、より積層欠陥を低減することが可能となる。例えば窒素濃度に対するＡｌ濃度の比率が１０％以上になればＡｌをドープしない場合と比較して積層欠陥抑制率が４０％以上となり、同比率が１５％以上になればＡｌをドープしない場合と比較して積層欠陥抑制率が６０％以上となるようにできる。

請求項１ないし３に記載の発明は、本願を物の発明として把握したものに相当するが、本願発明を方法の発明として把握することもできる。

例えば、請求項６に記載したように、種結晶となるＳｉＣ単結晶基板（２）の表面にＳｉＣ原料の昇華ガスを供給することでＳｉＣ単結晶基板（２）の表面にＳｉＣ単結晶（３）を成長させるＳｉＣ単結晶の製造方法において、ＳｉＣ単結晶（３）を成長させる際に、窒素とＡｌを同時にドープし、窒素が２×１０19ｃｍ-3以上の濃度でドープされ、かつ、窒素濃度に対するＡｌ濃度の比率が５％以上かつ４０％以下となるようにすることにより、請求項１に記載のＳｉＣ単結晶を製造することができる。

また、請求項７に記載したように、請求項４に記載のＳｉＣ単結晶の製造方法により得られたＳｉＣ単結晶（３）を切り出すことでＳｉＣ単結晶基板を形成することもできる。このようなＳｉＣ単結晶基板を用いてデバイスを形成すれば、電気特性の影響も少なく、特性が良好なデバイスとすることができる。

なお、上記各手段の括弧内の符号は、後述する実施形態に記載の具体的手段との対応関係を示すものである。

本発明の第１実施形態にかかるＳｉＣ単結晶成長装置を用いてＳｉＣ単結晶を成長させるときの様子を示した概略断面図である。 Ａｌ／Ｎ比を変化させた場合の積層欠陥抑率（％）を調べた時の結果を示した図である。 Ａｌ／Ｎ比を変化させた場合の比抵抗（ｍΩｃｍ）を調べた時の結果を示した図である。

以下、本発明の実施形態について図に基づいて説明する。なお、以下の各実施形態相互において、互いに同一もしくは均等である部分には、図中、同一符号を付してある。

（第１実施形態）
本発明の第１実施形態について説明する。図１は、本発明の第１実施形態が適用されるＳｉＣ単結晶成長装置を用いてＳｉＣ単結晶を成長させるときの様子を示した概略断面図である。

図１に示すＳｉＣ単結晶製造装置は、改良型レーリー法によるＳｉＣ単結晶成長を実現する装置である。このＳｉＣ単結晶製造装置には、中空部を有する有底円筒状の容器本体１ａと円形状の蓋材１ｂとによって構成された黒鉛製の坩堝１が備えられている。蓋材１ｂの裏面の中央部において突き出した部分を台座１ｃとして、台座１ｃ上に種結晶となるＳｉＣ単結晶基板２が接着剤等を介して接合され、このＳｉＣ単結晶基板２に対してＳｉＣ単結晶３を成長させる。

ＳｉＣ単結晶基板２には、例えば、（０００１）Ｃ面に１〜１５°のオフ角が有る基板を用いている。台座１ｃは、接合されるＳｉＣ単結晶基板２とほぼ同等の寸法とされている。本実施形態では、ＳｉＣ単結晶基板２を円形としており、台座１ｃもＳｉＣ単結晶基板２と同じく円形とされている。そして、台座１ｃの中心が坩堝１の中心軸上に配置されることで、ＳｉＣ単結晶基板２もその中心軸上に配置されるようにしている。なお、ＳｉＣ単結晶基板２および台座１ｃの形状は任意であり、円形に限らず、四角形、六角形、八角形など、他の多角形状であっても構わない。

坩堝１の蓋材１ｂには、台座１ｃを囲むように、スカート状、すなわち中空部を有する円錐台形状のリング部材５が固定されている。リング部材５の一端側が容器本体１ａの内壁面に形成された段差箇所に設置されることで、ＳｉＣ単結晶基板２から成長方向に徐々に成長空間の径が拡大させられる構造とされている。このリング部材５は、ＳｉＣ単結晶基板２の周辺の径方向温度分布を小さくし、ＳｉＣ単結晶基板２の表面に成長させるＳｉＣ単結晶３の成長空間を均熱にする役割を果たす。また、このリング部材５により、ＳｉＣ単結晶基板２やＳｉＣ単結晶３の成長表面が他の部位よりも低温となる。

容器本体１ａ内には、昇華ガスの供給源となるＳｉＣ原料粉末およびＡｌ原料が含まれた原料４が配置されている。原料４に含まれるＳｉＣ原料粉末としては、例えば所定の粒径とされたＳｉＣ、ＳｉとＣの混合粉末等を用いることができ、Ｓｉ₂ＣやＳｉＣ₂であっても良い。原料４に含まれるＡｌ原料としては、Ａｌを含む材料を用いることができるが、Ａｌ₄Ｃ₃やＡｌＮようにＡｌを含みつつ、かつ、ＳｉＣの構成元素やドーパント元素以外の元素を含まない材料を用いるのが好ましい。

また、坩堝１は、図示しない回転装置に搭載されている。回転装置は、坩堝１の中心軸を中心として回転し、この回転装置を回転させると、その上に搭載された坩堝１も中心軸を中心として回転させられる。これにより、台座１ｃに接合されたＳｉＣ単結晶基板２も坩堝１の中心軸を中心として回転させることができる。

さらに、図示しないが、坩堝１の外部には、坩堝１の外周を囲むようにヒータ等の加熱装置が備えられている。加熱装置のパワーを制御することにより、坩堝１内の温度が適宜調整される。例えば、ＳｉＣ単結晶３を結晶成長させる際には、この加熱装置のパワーを調節することによって種結晶であるＳｉＣ単結晶基板２の温度がＳｉＣ原料粉末が含まれる原料４の温度よりも１０〜２００℃程度低温に保たれるようにすることができる。なお、図示しないが、坩堝１等は、アルゴンガスやドーパントとなる窒素（Ｎ）が導入できる真空容器の中に収容されており、この真空容器内で加熱できるようになっている。

このような構造のＳｉＣ単結晶製造装置を用い、坩堝１内の空間のうち種結晶となるＳｉＣ単結晶基板２と原料４との間、具体的にはスカート状のリング部材５内を成長空間として、原料４に含まれるＳｉＣ原料粉末からの昇華ガスをＳｉＣ単結晶基板２の表面上に再結晶化させることで、ＳｉＣ単結晶基板２の表面にＳｉＣ単結晶３を成長させる。また、このＳｉＣ単結晶３の成長中にドーパントとなる窒素を供給することで、ＳｉＣ単結晶３中に窒素が高濃度にドープされるようにすると共に、Ａｌ原料を気化させて成長するＳｉＣ単結晶３内にＡｌをドープさせることで、窒素とＡｌの両方がドープされたＳｉＣ単結晶３のインゴットを製造する。

このＳｉＣ単結晶の製造装置を用いたＳｉＣ単結晶３の製造方法の詳細について説明する。

まず、容器本体１ａ内にＳｉＣ原料粉末とＡｌ原料となるＡｌ₄Ｃ₃粉末またはＡｌＮ粉末を混ぜたものを原料４として配置する。また、蓋材１ｂの裏面側に備えられた台座１ｃに種結晶となるＳｉＣ単結晶基板２を貼り付けたのち、蓋材１ｂを容器本体１ａに設置する。そして、真空容器内に成長雰囲気のアルゴンガスを導入すると共に、ドーパントとなる窒素源として窒素ガスを導入する。この状態で加熱装置のパワーを制御することにより、原料４の近傍の温度がＳｉＣ原料粉末の昇華温度以上となり、かつ、種結晶となるＳｉＣ単結晶基板２の近傍の温度がそれよりも１０℃〜２００℃程度低温となるようにする。このような条件により、窒素とＡｌの両方がドープされたＳｉＣ単結晶３を成長させる。

このとき、ＳｉＣ単結晶３にドープされる窒素の濃度が２×１０¹⁹ｃｍ^-3より多くなるようにしている。また、窒素に対するＡｌの比（以下、Ａｌ／Ｎ比という）が５％以上かつ４０％以下となるようにしており、好ましくは１０％以上かつ４０％以下、より好ましくは１５％以上かつ４０％以下となるようにする。この理由について、図２および図３を参照して説明する。

図２は、Ａｌ／Ｎ比を変化させた場合の積層欠陥抑制率（％）を調べた時の結果を示した図である。積層欠陥抑制率は、同じ窒素濃度としたときにおけるＡｌをドープしていない場合の積層欠陥密度に対するＡｌをドープした場合の積層欠陥密度の割合に相当している。図３は、Ａｌ／Ｎ比を変化させた場合の比抵抗（ｍΩｃｍ）を調べた時の結果を示した図である。

図２に示すように、Ａｌ／Ｎ比を高くすれば高くするほど、積層欠陥抑制率が増加していることが判る。これは、窒素をドープする際にＡｌも所定以上の比率でドープすれば、積層欠陥を抑制することができ、Ａｌのドープ量を多くすると積層欠陥の抑制効果がより高くなることを示している。実験によれば、Ａｌ／Ｎ比が５％以上になると、積層欠陥の抑制効果が得られ始め、Ａｌ／Ｎ比が１０％以上になると抑制率が４０％以上という高い値となり、Ａｌ／Ｎ比が１５％以上にあると抑制率が６０％以上という非常に高い値となることを確認している。

このように、窒素をドープすると同時にＡｌをドープすると、Ａｌをドープしていない場合と比較して積層欠陥を低減することが可能になる。このメカニズムについては定かではないが、以下のように推定される。

ＳｉＣ単結晶３中の窒素はカーボン（Ｃ）位置に置換されるが、シリコン（Ｓｉ）よりも小さな原子半径を有するため、カーボン位置に窒素が置換されることにより結晶に圧縮作用を発生させる。窒素のドープ量を増やすとその圧縮作用が大きくなり、原子配列に歪が生じ、結晶としての安定性を保つために積層欠陥が発生する。このため、シリコン位置に置換され、かつ、シリコンよりも大きな原子半径を有するＡｌをドープすることで、結晶の拡大作用を発生させることができ、窒素のドープによる圧縮作用を打ち消す効果を発揮させることが可能となって、積層欠陥の発生を抑制できたと考えられる。

したがって、ＳｉＣ単結晶３に窒素をドープし、かつ、窒素の濃度を２×１０¹⁹ｃｍ^-3より多くする場合に、Ａｌも同時にドープすると共にＡｌ／Ｎ比が５％以上、好ましくは１０％以上、より好ましくは１５％以上となるようにすることで、積層欠陥を低減することが可能となる。

ただし、図３に示すように、Ａｌ／Ｎ比を高くしすぎると、比抵抗（ｍΩｃｍ）が急激に大きくなる。具体的には、Ａｌ／Ｎ比が４２％のときには比抵抗が１７ｍΩｃｍ程度という大きな値になっており、実験によれば４０％を超えると比抵抗が１０ｍΩｃｍ以上となり、４０％以下の場合と比較して比抵抗が数倍に多くなるという結果が得られた。このため、窒素とＡｌを同時にドープしつつ、Ａｌ／Ｎ比が５％以上かつ４０％以下となるようにすることで、積層欠陥の抑制効果が得られると共に比抵抗も小さくできる。好ましくはＡｌ／Ｎ比が１０％以上かつ４０％以下、より好ましくは１５％以上かつ４０％以下となるようにすると、より積層欠陥の抑制効果を得ることが可能となる。

このような知見に基づき、ＳｉＣ単結晶３に窒素をドープし、かつ、窒素の濃度を２×１０¹⁹ｃｍ^-3より多くする場合に、Ａｌ／Ｎ比が上記数値範囲を満たすように各種条件を設定する。例えば、ＳｉＣ単結晶製造装置を用いてＳｉＣ単結晶３を成長させる際に、原料４として、Ａｌ原料をＳｉＣ原料粉末に対して４５％混ぜたものを用いる。また、真空容器内に成長雰囲気のアルゴンガスおよびドーパントとなる窒素ガスを導入する際に、アルゴンガスに対して窒素ガスを１４％混ぜて導入する。この状態で加熱装置のパワーを制御することにより、原料４の近傍の温度が２４００℃程度、種結晶となるＳｉＣ単結晶基板２の温度が２２００℃程度、成長圧力が１．３ｋＰａとなるようにして１００時間、ＳｉＣ単結晶３を成長させる。

このような条件でＳｉＣ単結晶３を成長させたところ、得られたＳｉＣ単結晶３の窒素濃度は４×１０¹⁹ｃｍ^-3、Ａｌ濃度は８×１０¹⁸ｃｍ^-3となりＡｌ／Ｎ比は２０％となった。また、比抵抗は、６ｍΩｃｍであった。さらに、得られたＳｉＣ単結晶３を４°のオフ角で切り出し、溶融ＫＯＨエッチングで積層欠陥のエッチピット密度を測定したところ、４５ｃｍ^-1であった。窒素のみをドープした場合に得られるＳｉＣ単結晶の積層欠陥を同様の手法で測定したときのエッチピット密度が２５０ｃｍ^-1であったことから、積層欠陥をほぼ８０％低減できていることが判る。

以上説明したように、ＳｉＣ単結晶３に窒素をドープし、かつ、窒素の濃度を２×１０¹⁹ｃｍ^-3より多くする場合に、Ａｌも同時にドープすると共にＡｌ／Ｎ比が５％以上、好ましくは１０％以上、より好ましくは１５％以上となるようにすることで、積層欠陥を低減することができる。さらに、Ａｌ／Ｎ比が４０％以下となるようにすることで、比抵抗を小さくすることができ、デバイスに望まれる比抵抗を得ることができる。したがって、デバイスに望まれる比抵抗を得つつ、積層欠陥を低減できるＳｉＣ単結晶３を得ることができる。

また、このようにして得たＳｉＣ単結晶３を所望の面方位で切り出すことにより、所望の面方位の表面を有し、かつ、積層欠陥が少なく比抵抗が小さなＳｉＣ単結晶基板を得ることができる。このようなＳｉＣ単結晶基板を用いてデバイスを形成すれば、電気特性の影響も少なく、特性が良好なデバイスとすることができる。さらに、このように得たＳｉＣ単結晶基板を新たな種結晶として用いてＳｉＣ単結晶を成長させることもできる。このようにすれば、積層欠陥が少ないＳｉＣ単結晶基板を種結晶として用いることになるため、再び欠陥の少ない良好なＳｉＣ単結晶を成長させることができる。

なお、特開２００９−１６７０４７号公報において、ＳｉＣ単結晶インゴットを形成するに際し、ＳｉＣ単結晶中の基底面転位の低減を図るべく、ドナー型不純物を２×１０¹⁸〜６×１０²⁰ｃｍ^-3、アクセプタ型不純物を１×１０¹⁸〜５．９９×１０²⁰ｃｍ^-3含有し、ドナー型不純物がアクセプタ型不純物よりも大きく、その差が１×１０¹⁸〜５．９９×１０²⁰ｃｍ^-3となるようにするＳｉＣ単結晶の製造方法が提案されている。つまり、ＳｉＣ単結晶を成長させる際に、ドナー型不純物とアクセプタ型不純物とを同時にドープすることでＳｉＣ単結晶中の基底面転位の低減している。

しかしながら、この特許文献では、基底面転位の低減を対象としており、積層欠陥については何ら考慮されていない。積層欠陥と基底面転位とは欠陥の形態が異なっているし、単にドナー型不純物とアクセプタ型不純物とを同時にドープしただけでは、積層欠陥を低減することもできない。したがって、特許文献に示されている条件によってＳｉＣ単結晶を成長させても、本実施形態で説明したように、積層欠陥の抑制効果を得つつ、比抵抗を小さくすることはできない。

（第２実施形態）
本発明の第２実施形態について説明する。本実施形態では、第１実施形態に対してＳｉＣ単結晶３の製造方法を変更したものであり、その他に関しては第１実施形態と同様であるため、第１実施形態と異なる部分についてのみ説明する。

上記第１実施形態では、改良型レーリー法によってＳｉＣ単結晶３を成長させる場合について説明したが、ガス成長法によってＳｉＣ単結晶３を成長させることも可能である。ガス成長法を行うＳｉＣ単結晶成長装置については周知なものであるため図示しないが、石英真空容器の内部に有蓋円筒状の黒鉛製の反応容器を配置し、上端蓋材の下面に種結晶となるＳｉＣ単結晶基板２を貼り付けると共に、反応容器の下方に備えたガス供給口からＳｉＣの原料ガスやキャリアガス等を供給することで、ＳｉＣ単結晶基板２の表面にＳｉＣ単結晶３を成長させる。

このようなガス成長法において、ＳｉＣの原料ガスと共に窒素ガスおよびＡｌの気化ガスを導入することで、ＳｉＣ単結晶３を成長させつつ、窒素とＡｌを同時にドープすることができる。この場合にも、ガス流量や雰囲気圧力等を調整することで、ＳｉＣ単結晶３内の窒素の濃度を２×１０¹⁹ｃｍ^-3より多くしつつＡｌも同時にドープでき、さらにＡｌ／Ｎ比が５％以上、好ましくは１０％以上、より好ましくは１５％以上かつ４０％以下となるようにできる。これにより、デバイスに望まれる比抵抗を得つつ、積層欠陥を低減できるＳｉＣ単結晶３を得ることができる。

例えば、ガス成長法によってＳｉＣ単結晶３を成長させる際に、原料ガスとしてモノシランを１．２ＳＬＭ、プロパンを０．４ＳＬＭ導入すると共に、キャリアガスとして水素を１０ＳＬＭ導入し、さらに窒素源として窒素ガスを０．３ＳＬＭ、Ａｌ源としてトリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）を０．２ＳＬＭ導入する。この状態で加熱装置のパワーを制御することにより、反応容器近傍の温度が２４００℃程度、種結晶となるＳｉＣ単結晶基板２の温度が２２５０℃程度、真空容器内の圧力が５０ｋＰａとなるようにして、ＳｉＣ単結晶３を成長させた。

このような条件でＳｉＣ単結晶３を成長させたところ、得られたＳｉＣ単結晶３の窒素濃度は６×１０¹⁹ｃｍ^-3、Ａｌ濃度は２×１０¹⁹ｃｍ^-3となりＡｌ／Ｎ比は３３％となった。また、比抵抗は、４ｍΩｃｍであった。さらに、得られたＳｉＣ単結晶３を４°のオフ角で切り出し、溶融ＫＯＨエッチングで積層欠陥のエッチピット密度を測定したところ、１７ｃｍ^-1であった。窒素のみをドープした場合に得られるＳｉＣ単結晶の積層欠陥を同様の手法で測定したときのエッチピット密度が３００ｃｍ^-1であったことから、積層欠陥をほぼ９５％低減できていることが判る。

（第３実施形態）
本発明の第３実施形態について説明する。本実施形態も、第１実施形態に対してＳｉＣ単結晶３の製造方法を変更したものであり、その他に関しては第１実施形態と同様であるため、第１実施形態と異なる部分についてのみ説明する。

ＳｉＣ単結晶３の成長としては、ホットウォールＣＶＤ法を用いることもできる。ホットウォールＣＶＤ法によってＳｉＣ単結晶３を成長させる場合、ＳｉＣ単結晶基板２の表面にＳｉＣ単結晶３として単結晶膜を成長させることができる。ホットウォールＣＶＤ法による単結晶膜の成長装置（ＣＶＤ装置）については周知なものであるため図示しないが、石英真空容器の内部に黒鉛製のサセプタを配置し、そのサセプタにＳｉＣ単結晶基板２を搭載した状態でＳｉＣ単結晶基板２を加熱しつつ原料ガスの供給口からＳｉＣの原料ガスやキャリアガス等を供給することで、ＳｉＣ単結晶基板２の表面にＳｉＣ単結晶３（単結晶膜）をエピタキシャル成長させる。

このようなホットウォールＣＶＤ法において、ＳｉＣの原料ガスと共に窒素ガスおよびＡｌの気化ガスを導入することで、ＳｉＣ単結晶３を成長させつつ、窒素とＡｌを同時にドープすることができる。この場合にも、ガス流量や雰囲気圧力等を調整することで、ＳｉＣ単結晶３内の窒素の濃度を２×１０¹⁹ｃｍ^-3より多くしつつＡｌも同時にドープでき、さらにＡｌ／Ｎ比が５％以上、好ましくは１０％以上、より好ましくは１５％以上かつ４０％以下となるようにできる。これにより、デバイスに望まれる比抵抗を得つつ、積層欠陥を低減できるＳｉＣ単結晶３が備えられたＳｉＣ単結晶基板２、つまりＳｉＣ単結晶基板２の片面に窒素の濃度が２×１０¹⁹ｃｍ^-3より多く、かつ、Ａｌ／Ｎ比が５％以上４０％以下のＳｉＣ単結晶３がエピタキシャル成長させられたＳｉＣエピ基板を得ることができる。

例えば、ホットウォールＣＶＤ法によってＳｉＣ単結晶３を成長させる際に、原料ガスとしてモノシランおよびプロパンをキャリアガスである水素と共に導入し、さらに窒素源として窒素ガスを導入すると共にＡｌ源としてＴＭＡを導入する。この状態で加熱装置のパワーを制御することにより、ＳｉＣ単結晶基板２の温度が１６５０℃程度、真空容器内の圧力が１０ｋＰａとなるようにして、ＳｉＣ単結晶３を成長させた。

このような条件でＳｉＣ単結晶３を成長させたところ、得られたＳｉＣ単結晶３の窒素濃度は２×１０²⁰ｃｍ^-3、Ａｌ濃度は５×１０¹⁹ｃｍ^-3となりＡｌ／Ｎ比は２８％となった。また、比抵抗は、５ｍΩｃｍであった。さらに、溶融ＫＯＨエッチングで積層欠陥のエッチピット密度を測定したところ、７５ｃｍ^-1であった。窒素のみをドープした場合に得られるＳｉＣ単結晶の積層欠陥を同様の手法で測定したときのエッチピット密度が８００ｃｍ^-1であったことから、積層欠陥をほぼ９０％低減できていることが判る。

（他の実施形態）
上記各実施形態では、改良レーリー法、ガス成長法、ホットウォールＣＶＤ法によるＳｉＣ単結晶３の成長例の一例を示した。しかしながら、上記各実施形態で示した条件は、単なる一例であり、各種成長条件を適宜変更することにより、ＳｉＣ単結晶３内の窒素の濃度を２×１０¹⁹ｃｍ^-3より多くしつつＡｌも同時にドープでき、さらにＡｌ／Ｎ比が５％以上、好ましくは１０％以上、より好ましくは１５％以上かつ４０％以下となるようにできる。

また、上記第２、第３実施形態についても、第１実施形態で説明したように、得られたＳｉＣ単結晶３を所望の面方位で切り出すことにより、所望の面方位の表面を有し、かつ、積層欠陥が少なく比抵抗が小さなＳｉＣ単結晶基板を得ることができる。さらに、このように得たＳｉＣ単結晶基板を新たな種結晶として用いてＳｉＣ単結晶を成長させることもできる。

１ 坩堝
１ａ 容器本体
１ｂ 蓋材
１ｃ 台座
２ ＳｉＣ単結晶基板
３ ＳｉＣ単結晶
４ 原料
５ リング部材

Claims (7)

1. 窒素が２×１０¹⁹ｃｍ^-3以上の濃度でドープされていると共に、アルミニウムがドープされ、窒素濃度に対するアルミニウム濃度の比率が５％以上かつ４０％以下とされていることを特徴とする炭化珪素単結晶。
2. 窒素濃度に対するアルミニウム濃度の比率が１０％以上とされていることを特徴とする請求項１に記載の炭化珪素単結晶。
3. 窒素濃度に対するアルミニウム濃度の比率が１５％以上とされていることを特徴とする請求項１に記載の炭化珪素単結晶。
4. 積層欠陥密度が７５ｃｍ ^-1 以下であることを特徴とする請求項１ないし３のいずれか１つに記載の炭化珪素単結晶。
5. 比抵抗が１０ｍΩｃｍ以下であることを特徴とする請求項１ないし４のいずれか１つに記載の炭化珪素単結晶。
6. 種結晶となる炭化珪素単結晶基板（２）の表面に炭化珪素原料の昇華ガスを供給することで前記炭化珪素単結晶基板（２）の表面に炭化珪素単結晶（３）を成長させる炭化珪素単結晶の製造方法において、
   前記炭化珪素単結晶（３）を成長させる際に、窒素とアルミニウムを同時にドープし、窒素が２×１０¹⁹ｃｍ^-3以上の濃度でドープされ、かつ、窒素濃度に対するアルミニウム濃度の比率が５％以上かつ４０％以下となるようにすることを特徴とする炭化珪素単結晶の製造方法。
7. 請求項６に記載の炭化珪素単結晶の製造方法により得られた炭化珪素単結晶（３）を切り出すことで炭化珪素単結晶基板を形成することを特徴とする炭化珪素単結晶基板の製造方法。

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