JP6757955B2 - ｎ型ＳｉＣ単結晶基板及びその製造方法、並びにＳｉＣエピタキシャルウェハ - Google Patents

Description

本発明は、ｎ型ＳｉＣ単結晶基板及びその製造方法、並びにＳｉＣエピタキシャルウェハに関する。

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。そのため炭化珪素（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。

ＳｉＣ単結晶は、３Ｃ−ＳｉＣ、４Ｈ−ＳｉＣ、６Ｈ−ＳｉＣ等の多形を持つ。多形は、ＳｉＣの結晶構造がｃ軸方向（＜０００−１＞方向）から見た際の最表面構造として違いがないことに起因して生じる。
これらの多形のうち、特に４Ｈ−ＳｉＣ単結晶は移動度が高くパワーデバイスへの利用が期待されている。

ＳｉＣパワーデバイス等を作製するにはデバイス構造によっては、ｎ型単結晶基板のみならず、ｐ型単結晶基板も必要になるが、製造が容易であることなどの理由で、ｐ型単結晶基板に比べてｎ型ＳｉＣ単結晶の方が低抵抗化など多くの研究が進んでいる。そのため、ＳｉＣ単結晶基板を用いてパワーデバイス等の電子デバイスを作製する場合、通常、低抵抗のｎ型ＳｉＣ単結晶基板を下地基板として用いる。
ｎ型ＳｉＣ単結晶基板では、ドナー元素として窒素が使用されるのが一般的である。ＳｉＣ単結晶中にドープされた窒素原子は炭素原子と置換してドナーとして作用する。

ＳｉＣパワーデバイスでは、単結晶基板の抵抗率を低くしてデバイスの抵抗値を下げることが重要である。窒素の濃度を増やすことにより、ｎ型ＳｉＣ単結晶基板の抵抗率を下げることができる。

特開２０１５−３０６４０号公報 特開２００８−２９０８９８号公報 特開２０１１−２１９２９７号公報

T. Kato et al., Mater. Sci. Forum 778-780, (2014) pp47-50 K. Irmascher et al., Physica B 376-377 (2006) pp338-341 T. A. Kuhr et al., J. Appl. Phys., Vol. 92 (2002) pp5865-5871 R. Wei et al, Int. J. Electrochem. Sci. 8, (2013) pp7099-7106 S. Nishizawa et al., J. Crystal Growth 303(2007), 342-344

しかしながら、窒素の濃度を高くするほど積層欠陥が増大し、特に、窒素の濃度を３×１０^１９／ｃｍ^３より多くすると結晶成長中に積層欠陥をより増大させることになり、結晶性を著しく低下させてしまうという報告がある（特許文献１）。
一方、特許文献１及び非特許文献１には、ドナー元素とアクセプター元素とを共にドープすることにより、ｎ型ＳｉＣ単結晶基板（アズグローン基板）の結晶成長中に発生する積層欠陥が低減できることが開示されている。特に、特許文献１には、ドナー元素の濃度からアクセプター元素の濃度を差し引いた値（以下、「ドナー濃度−アクセプター濃度」ということがある）を１×１０^２１／ｃｍ^３以下とすることにより、ｎ型ＳｉＣ単結晶基板において積層欠陥を大きく抑制できることが開示されている。

また、窒素濃度を２．０×１０^１９／ｃｍ^３以上とした４H−ＳｉＣ単結晶基板を用いたエピタキシャル膜の成長過程等で１０００℃以上の熱処理を施した場合、単結晶基板中に多数の２重積層欠陥（ダブルショックレー型積層欠陥）が形成されたという報告がある（非特許文献２，３）。
また、非特許文献３には、窒素濃度が高くなると、熱処理によるダブルショックレー型積層欠陥（ＤＳＳＦ）が生成しやすいことが示されている。
低抵抗化のためには窒素濃度を高くしたいが、窒素濃度を高くすると、熱処理によるダブルショックレー型積層欠陥が多く生成してしまうというジレンマがあった。

これに対して、特許文献２や特許文献３には、このような低抵抗のＳｉＣ単結晶基板が熱処理されることにより発生するダブルショックレー型積層欠陥は機械的応力等によって発生する通常の積層欠陥とは異なる積層欠陥であり、低抵抗率の基板のおもて面・裏面や外周側面を所定の表面粗さを有するように研磨することで、ダブルショックレー型積層欠陥の発生を抑制できる旨、報告されている。

ところで、ＳｉＣ単結晶インゴットからウエハ（基板）をスライスした際、その外周部には鋭いエッジが存在しており、このエッジを面取りするベベリング加工が行われる。このベベリング加工を行った基板の外周部の表面の粗さを小さくすることは容易ではない。従って、ＳｉＣ単結晶基板の外周部については、特許文献２や特許文献３に記載されている方法を適用しても、熱処理によって発生するダブルショックレー型積層欠陥を十分に抑制できず、ダブルショックレー型積層欠陥が残ってしまうことが考えられる。それでも、なんとか基板の外周部の表面の粗さを小さくしようと通常以上に工程を増やしたりすると、ＳｉＣ単結晶基板の製造コストが増大してしまう。

図１に、熱処理前後のＳｉＣ単結晶基板の断面模式図を示す。（ａ）は、熱処理前のＳｉＣ単結晶基板であり、おもて側あるいは裏側の表面、及び、外周側面にベベリング加工によるダメージ（損傷）があることを模式的に示しており、（ｂ）は、熱処理後にその加工ダメージに起因してダブルショックレー型積層欠陥が発生し、それが拡大してデバイス使用領域にまで混入していくことを模式的に示している。
本明細書において、デバイス使用領域とは、チップとして用いる領域を意味し、チップとして用いないエッジエクスクルージョン領域に相対する領域を意味する。エッジエクスクルージョン領域はＳｉＣ単結晶基板（ウェハ）の最外周から所定の距離の領域が設定され（例えば、最外周からウェハの中心方向へ２ｍｍの領域をエッジエクスクルージョン領域として設定される）、そのエッジエクスクルージョン領域よりも内側の領域がデバイス使用領域である。

図１に模式的に示したように、ＳｉＣ単結晶基板の外周側面のベベリング加工によるダメージに起因してダブルショックレー型積層欠陥が発生し、それが拡大してデバイス使用領域にまで混入していく。

本発明は上記問題に鑑みてなされたものであり、熱処理の際にダブルショックレー型積層欠陥がＳｉＣ単結晶基板の外周部からデバイス使用領域へと混入していくのが抑制されたＳｉＣ単結晶基板およびその製造方法、並びにＳｉＣエピタキシャルウェハ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、昇華再結晶法により種結晶の（０００−１）Ｃ面あるいはこの面に対してオフ角を有する面上に、ドナー及びアクセプターを共ドープしながらＳｉＣ単結晶を結晶成長させてＳｉＣ単結晶インゴットを製造する際に、結晶成長面を凸状に維持して結晶成長を行った場合、得られたＳｉＣ単結晶インゴットをＣ面あるいはこの面に対してオフ角を有する面でスライスしたＳｉＣ単結晶基板（ウェハ）においては、その外周部における「ドナー濃度−アクセプター濃度」が中央部よりも小さくなることを見出した。すなわち、ドナーである窒素（Ｎ）の取り込み量（濃度）は（０００−１）Ｃ面（ジャスト面）で多く、Ｃ面（ジャスト面）からずれると少なくなるのに対して、アクセプターであるアルミニウム（Ａｌ）あるいはホウ素（Ｂ）の取り込み量（濃度）はそのような面方位依存性はなく、ほぼ面内均一の濃度になることを見出したことに基づく。このように、窒素の濃度は（０００−１）Ｃ面（ジャスト面）で多く、Ｃ面（ジャスト面）からずれると少なくなるという面方位依存性があるのに対して、アルミニウム（Ａｌ）あるいはホウ素（Ｂ）の濃度ではＣ面近傍では面方位依存性がほとんどないので、ＳｉＣ単結晶基板の外周部における「ドナー濃度−アクセプター濃度」が中央部よりも小さくすることができるのである。「ドナー濃度−アクセプター濃度」が低いとダブルショックレー型積層欠陥が発生しにくくなるし、後述するように、ダブルショックレー型積層欠陥が発生したとしても、「ドナー濃度−アクセプター濃度」度が低いとダブルショックレー型積層欠陥の拡大速度が遅くなる。従って、熱処理の際にＳｉＣ単結晶基板の外周部からデバイス使用領域へと混入していくのが抑制されるのである。なお、中央部において「ドナー濃度−アクセプター濃度」が高いと、デバイス使用領域で抵抗率が下がるという効果が得られる。
すなわち、本発明は、上記課題を解決するため、以下の手段を提供する。

（１）本発明の一態様に係るｎ型ＳｉＣ単結晶基板は、ドナーとアクセプターが共にドープされており、外周部におけるドナー濃度とアクセプター濃度の差が中央部におけるドナー濃度とアクセプター濃度の差よりも小さく、かつ、３．０×１０^１９／ｃｍ^３より小さい。
ここで、「外周部」とは、ＳｉＣ単結晶基板のうち、ベベリング加工がなされる部分（領域）であり、「中央部」とは、「外周部」よりもＳｉＣ単結晶基板の中心側の部分（領域）である。例えば、「外周部」は最外周からウェハの中心方向へ２ｍｍの部分（領域）である。

（２）上記（１）に記載のｎ型ＳｉＣ単結晶基板において、外周部におけるドナー濃度とアクセプター濃度の差が２．０×１０^１９／ｃｍ^３より小さくてもよい。

（３）上記（１）又は（２）のいずれかに記載のｎ型ＳｉＣ単結晶基板において、ドナー濃度とアクセプター濃度の差が外周部より中央部の方が１．０×１０^１９／ｃｍ^３より大きくてもよい。

（４）本発明の一態様に係るＳｉＣエピタキシャルウェハは、（１）〜（３）のいずれか一つに記載のｎ型ＳｉＣ単結晶基板上にＳｉＣエピタキシャル膜が形成されたものである。

（５）上記（４）に記載のエピタキシャルウェハにおいて、ｎ型ＳｉＣ単結晶基板の積層欠陥密度が５ｃｍ^−１以下であってもよい。

（６）本発明の一態様に係るｎ型ＳｉＣ単結晶基板の製造方法は、昇華再結晶法によって、種結晶の一面にドナーとアクセプターとを共ドープしながらＳｉＣ単結晶を積層する結晶成長工程を有し、前記結晶成長工程の少なくとも一部において結晶成長面を凸形状に維持する。

（７）上記（６）に記載のｎ型ＳｉＣ単結晶基板の製造方法において、前記結晶成長工程後に、１０００℃以上、２０００℃以下の熱負荷工程を行ってもよい。

本発明のｎ型ＳｉＣ単結晶基板によれば、熱処理の際にダブルショックレー型積層欠陥がＳｉＣ単結晶基板の外周部からデバイス使用領域へと混入していくことが抑制されたＳｉＣ単結晶基板を提供できる。
本発明のＳｉＣエピタキシャルウェハによれば、熱処理の際にダブルショックレー型積層欠陥がＳｉＣ単結晶基板の外周部からデバイス使用領域へと混入していくことが抑制されたＳｉＣ単結晶基板にＳｉＣエピタキシャル膜が形成されたＳｉＣエピタキシャルウェハを提供できる。
本発明のｎ型ＳｉＣ単結晶基板の製造方法によれば、熱処理の際にダブルショックレー型積層欠陥がＳｉＣ単結晶基板の外周部からデバイス使用領域へと混入していくことが抑制されたＳｉＣ単結晶基板の製造方法を提供できる。

熱処理前後のＳｉＣ単結晶基板の断面模式図であり、（ａ）は、熱処理前のＳｉＣ単結晶基板の断面模式図であり、（ｂ）は、熱処理後のＳｉＣ単結晶基板の断面模式図である。 横軸に「ドナー濃度−アクセプター濃度」、縦軸に積層欠陥の拡大速度をとったグラフである。 ＳｉＣ単結晶製造装置の一例を示した断面模式図である。 本発明のｎ型ＳｉＣ単結晶基板の製造方法を用いて製造した、１インチのｎ型ＳｉＣ単結晶基板について、外周部と中央部の窒素濃度、アルミニウム濃度、及び、（窒素濃度―アルミニウム濃度）をＳＩＭＳによって測定した結果を示す。 渦電流法により測定した抵抗率分布（左のグラフ）、及び、その抵抗率分布に基づき上記の式に基づいて算出した推定（窒素濃度―アルミニウム濃度）分布（右のグラフ）を示す。

以下、本発明について、図を適宜参照しながら詳細に説明する。
なお、以下の説明で用いる図面は、本発明の特徴をわかりやすくするために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、各構成要素の寸法比率などは実際とは異なっていることがある。また、以下の説明において例示される材質、寸法等は一例であって、本発明はそれらに限定されるものではなく、その効果を奏する範囲で適宜変更して実施することが可能である。

（ｎ型ＳｉＣ単結晶基板）
本発明の一態様に係るｎ型ＳｉＣ単結晶基板は、ドナーとアクセプターが共にドープされており、外周部におけるドナー濃度とアクセプター濃度の差が中央部におけるドナー濃度とアクセプター濃度の差よりも小さく、かつ、３．０×１０^１９／ｃｍ^３より小さい。外周部におけるドナー濃度とアクセプター濃度の差が２．０×１０^１９／ｃｍ^３より小さいことが好ましい。
また、デバイス使用領域でより抵抗率を下げる効果を得るため、ドナー濃度とアクセプター濃度の差が外周部より中央部の方が１．０×１０^１９／ｃｍ^３より大きいことが好ましい。図５に示した例では、最大で１．５×１０^１９／ｃｍ^３程度の大きさの違いがある。

本発明のｎ型ＳｉＣ単結晶基板は、ｎ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板であることが好ましい。

ドナーとしては、V族元素である窒素、リンもしくはヒ素のいずれかを用いることができる。また、アクセプターとしては、III族元素であるアルミニウム、ホウ素もしくはガリウムのいずれかを用いることができる。

図２は、横軸に「ドナー（Ｎ）濃度−アクセプター（Ａｌ、Ｂ）濃度」、縦軸に積層欠陥の拡大速度をとったグラフである。比較のために、窒素単独ドープのサンプルについても載せた。このサンプルの場合、横軸は窒素濃度である。

「ドナー（Ｎ）濃度−アクセプター（Ａｌ、Ｂ）濃度」は抵抗率の測定データに基づき、以下の式（１）から導出したものである。

I=n/a=1/aρμe ・・・（１）

I：推定「ドナー（Ｎ）濃度−アクセプター（Ａｌ、Ｂ）濃度」
a：活性化率 0.65を仮定
n：キャリア濃度
ρ：抵抗率 測定データを使用
μ：移動度 30(cm²/Vs)を仮定
e：素電荷 1.602×10-¹⁹クーロン

抵抗率は、渦電流法により測定した。
また、活性化率や移動度は同程度のキャリア濃度を有する結晶のホール測定により推測される値を使用した。

発明者らは、「ドナー濃度−アクセプター濃度」が低いと、ＳｉＣ単結晶基板（ウェハ）に熱処理を加えた時に発生する積層欠陥の拡大を抑制する効果があることを見出した。すなわち、図２において「ドナー濃度−アクセプター濃度」が大きくなるほど、窒素の単ドープの場合に比べて、積層欠陥の拡大速度の差が大きくなっている。従来、共ドープがＳｉＣ単結晶（インゴット）の成長時の積層欠陥の発生を抑制することは知られていたが、ＳｉＣ単結晶基板（ウェハ）の状態で熱処理を加えた場合に発生する積層欠陥との関係については、明らかではなかった。
今回、この関係を調べるために、積層欠陥の拡大速度を以下のようにして得た。
まず、微小硬度計（Micro Hardness Tester)によって、凹み（Indentation）を形成する。その凹みを積層欠陥の開始点とする。その後、凹みを有するＳｉＣ単結晶基板（ウェハ）をアルゴン雰囲気中で１０００℃で２時間加熱する。その後、５００℃で３〜５分、溶融ＫＯＨエッチングを行うことにより、積層欠陥のエッチピットを形成した。開始点からエッチピットの端までの距離を光学顕微鏡を用いて測定した。この距離を、加熱時間である２時間で除することにより、積層欠陥の拡大速度を得た。

図２から、「窒素濃度−アルミニウム濃度」あるいは「窒素濃度−ホウ素濃度」と窒素濃度とが同じ場合、窒素とアルミニウム又はホウ素との共ドープの場合は、窒素単独ドープの場合よりも積層欠陥の拡大速度が遅いことがわかる。
また、共ドープの場合でも、窒素とホウ素との共ドープの場合の方が、窒素とアルミニウムとの共ドープの場合よりも積層欠陥の拡大速度が遅いことがわかる。

特許文献１において、積層欠陥が増大して結晶性を著しく低下する窒素濃度として２×１０^１９／ｃｍ^３より多いという報告がされている。図２において、この２×１０^１９／ｃｍ^３を積層欠陥が増大して結晶性を著しく低下する臨界濃度とすると、この窒素濃度での積層欠陥の拡大速度が３０μｍ／ｈ程度に相当すると思われる。すなわち、積層欠陥の拡大速度が３０μｍ／ｈ程度を超えるような窒素濃度になると、積層欠陥を増大して結晶性を著しく低下すると考えることができる。
そこで、共ドープの場合にも、この積層欠陥の拡大速度３０μｍ／ｈにおける「ドナー濃度−アクセプター濃度」を積層欠陥が増大して結晶性を著しく低下する臨界濃度とすると、その「ドナー濃度−アクセプター濃度」よりも小さな「ドナー濃度−アクセプター濃度」とすることにより、積層欠陥の増大を抑えることができるものと思われる。その濃度を、窒素とホウ素との共ドープの場合と窒素とアルミニウムとの共ドープの場合とのおおよそ中間にとると、３．０×１０^１９／ｃｍ^３となる。
従って、本発明のｎ型ＳｉＣ単結晶基板は、外周部におけるドナー濃度とアクセプター濃度の差が３．０×１０^１９／ｃｍ^３より小さいものとしたのである。外周部におけるドナー濃度とアクセプター濃度の差が２．０×１０^１９／ｃｍ^３より小さいとより好ましい。

図２で示したデータを得たサンプルであるＳｉＣ単結晶基板の作製方法について説明する。

まず、窒素（Ｎ）とアルミニウム（Ａｌ）を共ドープさせたｎ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板の製造方法について述べる。
図３は、このＳｉＣ単結晶製造装置の一例を示した断面模式図である。ＳｉＣ単結晶製造装置１０は、反応空間Ｒを形成する坩堝１と、ＳｉＣ原料Ｍ１を保持できる保持部２と、保持部２を支持する支持部３と、種結晶Ｓを設置可能な設置部４と、第１領域を加熱する第１ヒータ５と、第２領域を加熱する第２ヒータ６とを備える。坩堝１の底部には、アルミニウム原料Ｍ２を設置することができる。以下、このＳｉＣ単結晶製造装置１０を例に、ｎ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の製造方法について説明する。
種結晶は４Ｈ−ＳｉＣ結晶であって、（０００−１）Ｃ面が成長面となるように設置した。

まずＳｉＣ原料Ｍ１とアルミニウム原料Ｍ２を準備する。
ＳｉＣ原料Ｍ１は、一般に広く用いられるＳｉＣ粉末等を用いることができる。アルミニウム原料Ｍ２は、窒化されたアルミニウム化合物、窒化されていないアルミニウム化合物のいずれでもよい。

ＳｉＣ原料Ｍ１とアルミニウム原料Ｍ２はそれぞれ分離して設置することが好ましい。
例えば、ＳｉＣ原料Ｍ１は保持部２に、アルミニウム原料Ｍ２は坩堝１の底部に設置することができる。

次いで、ＳｉＣ原料Ｍ１とアルミニウム原料Ｍ２とを昇華させる。ＳｉＣ原料Ｍ１とアルミニウム原料Ｍ２はそれぞれ異なる温度で昇華させることが好ましい。

１５００℃から２５００℃の範囲では、ＳｉＣ原料Ｍ１の蒸気圧は、アルミニウム原料Ｍ２の蒸気圧より低い。そのため、通常のＳｉＣ原料Ｍ１の昇華する条件でアルミニウム原料Ｍ２を加熱するとアルミニウム原料Ｍ２が大きな昇華速度となり、アルミニウムのドーピング量の調整やＳｉＣ結晶成長に問題を生じる。ＳｉＣ原料Ｍ１とアルミニウム原料Ｍ２を別々に設置し、それぞれを異なるコイルで温度制御することでこれらの問題を解決することができる。

ＳｉＣ原料Ｍ１とアルミニウム原料Ｍ２の温度の制御は、第１ヒータ５と第２ヒータ６によって実現することができる。例えば、第１ヒータ５が坩堝１内のＳｉＣ原料Ｍ１が存在する第１領域を加熱し、第２ヒータ６が坩堝１内のアルミニウム原料Ｍ２が存在する第２領域を加熱するように設計することで、ＳｉＣ原料Ｍ１とアルミニウム原料Ｍ２の温度を別々に制御することができる。より具体的には、第１ヒータ５の温度をＳｉＣ原料Ｍ１が昇華可能な２２００〜２５００℃程度とし、第２ヒータ６の温度をアルミニウム原料Ｍ２が昇華可能な１７００〜２０００℃程度とすることができる。

反応空間Ｒ内への窒素ガスの供給は坩堝１を介して行うことができる。坩堝１は、窒素ガス透過性を有する。そのため、坩堝１にガスの供給部を設けなくても、坩堝１を囲む雰囲気を窒素ガスが混合された雰囲気とすることで、反応空間Ｒ内に窒素ガスを供給することができる。

次に、窒素（Ｎ）とホウ素（Ｂ）を共ドープさせたｎ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板の製造方法について述べる。
ホウ素原料として用いることができる炭化ホウ素（Ｂ_４Ｃ）の蒸気圧は、Ａｌ_４Ｃ_３の蒸気圧に比べて３桁程度低い。炭化ホウ素粉末はＳｉＣ原料粉末と同じヒータで加熱することができる。従って、窒素（Ｎ）とホウ素（Ｂ）を共ドープさせたｎ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板は、窒素を単独でドープさせたｎ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板の製造装置と同様の通常のＳｉＣ単結晶製造装置を用いることができる（例えば、非特許文献４参照）。炭化ホウ素粉末とＳｉＣ原料粉末を混合することで、通常と同様のＳｉＣ単結晶製造工程で窒素とホウ素を共ドープさせたＳｉＣ単結晶を作製できる。
種結晶は４Ｈ−ＳｉＣ結晶であって、（０００−１）Ｃ面が成長面となるように設置できる。
種結晶は例えば、２１００℃〜２１５０℃となるように温度を設定できる。
原料粉末のうち、Ｂ_４Ｃ粉末の割合は例えば、０．０５ｗｔ％程度とし、ＳｉＣ粉末及びＢ_４Ｃ粉末の原料粉末が例えば、２２５０℃〜２３００℃となるように温度を設定できる。
坩堝を囲む雰囲気は例えば、アルゴン及び窒素の雰囲気とし、窒素の分圧を例えば、５〜１００％に設定できる。

（ＳｉＣエピタキシャルウェハ）
本発明の一実施形態に係るＳｉＣエピタキシャルウェハは、本発明のｎ型ＳｉＣ単結晶基板上に、ＳｉＣエピタキシャル膜が形成されたものである。
ＳｉＣエピタキシャル膜の形成には公知の方法を用いることができる。

本発明のＳｉＣエピタキシャルウェハは、これに用いたｎ型ＳｉＣ単結晶基板の積層欠陥密度が５ｃｍ^−１以下であることが好ましい。このｎ型ＳｉＣ単結晶基板の積層欠陥密度は、２ｃｍ^−１以下であることがより好ましく、１ｃｍ^−１以下であることがさらに好ましい。

（ｎ型ＳｉＣ単結晶基板の製造方法）
本発明の一実施形態に係るｎ型ＳｉＣ単結晶基板の製造方法は、昇華再結晶法によって、種結晶の一面にドナーとアクセプターとを共ドープしながらＳｉＣ単結晶を積層する結晶成長工程を有し、前記結晶成長工程の少なくとも一部において結晶成長面を凸形状に維持する。
結晶成長工程中において、結晶成長面を凸形状に維持する理由は、ドナー濃度は（０００−１）Ｃ面（ジャスト面）で多く、Ｃ面（ジャスト面）からずれると少なくなるという面方位依存性があるのに対して、アクセプター濃度ではＣ面近傍では面方位依存性がほとんどないので、ＳｉＣ単結晶基板の外周部における「ドナー濃度−アクセプター濃度」が中央部よりも小さくすることができるのである。「ドナー濃度−アクセプター濃度」が低いとダブルショックレー型積層欠陥が発生しにくくなるし、ダブルショックレー型積層欠陥が発生したとしても、「ドナー濃度−アクセプター濃度」が低いとダブルショックレー型積層欠陥の拡大速度が遅くなる。従って、熱処理の際にＳｉＣ単結晶基板の外周部からデバイス使用領域へと混入していくのが抑制されるからである。
この製造方法を用いることによって、本発明のｎ型ＳｉＣ単結晶基板を製造することができる。

本発明の一実施形態に係るｎ型ＳｉＣ単結晶基板の製造方法において、前記結晶成長工程後に、１０００℃以上、２０００℃以下の熱負荷工程を行ってもよい。かかる熱負荷工程を行っても、ｎ型ＳｉＣ単結晶基板の積層欠陥密度が５ｃｍ^−１以下である。

以下、本発明の実施例について説明する。本発明は以下の実施例のみに限定されるものではない。

（実施例１）
図４に、本発明のｎ型ＳｉＣ単結晶基板の製造方法を用いて製造した、直径３２ｍｍ（１インチ）のｎ型ＳｉＣ単結晶基板について、外周部と中央部の窒素濃度、アルミニウム濃度、及び、窒素濃度―アルミニウム濃度をＳＩＭＳ分析によって測定した結果を示す。

結晶成長面を適切な凸形状に維持するために種結晶中心部より種結晶外周部で温度が高い環境で結晶成長を行った。温度が低い中心部では結晶成長速度が速く、温度が高い外周部では結晶成長速度が遅くなるため、このような温度分布とすることで結晶成長面を適切な凸形状とすることができる。なお、結晶内の温度分布を大きくすると、より急峻な凸形状が形成できるが、温度分布が大きすぎる場合には、熱応力が増大し結晶にクラックや割れの発生や基底面転位の増加が起こりうる。
本発明のｎ型ＳｉＣ単結晶基板を製造する、すなわち、外周部におけるドナー濃度とアクセプター濃度の差を３．０×１０^１９／ｃｍ^３より小さく製造するように、結晶成長面を適切な凸形状にする、種結晶中心部と種結晶外周部との温度環境の制御方法は、公知の方法（例えば、非特許文献５参照）によって行うことができる。

図５は、渦電流法により測定した抵抗率分布（左のグラフ）、及び、その抵抗率分布に基づき上記の式（１）に基づいて算出した推定した（窒素濃度―アルミニウム濃度）分布（右のグラフ）を示す。
上記の式（１）は、抵抗率分布から「ドナー濃度−アクセプター濃度」分布の推定のみに使用した。そのため、式（１）を用いる際には、活性化率や移動度は同程度の「ドナー濃度とアクセプター濃度」を有する結晶のホール測定により推測される値を使用した。
図５における推定（窒素濃度―アルミニウム濃度）分布は、ＳＩＭＳによって測定した外周部と中央部の（窒素濃度―アルミニウム濃度）とよく一致しており、抵抗率の測定データに基づき上記の式（１）に基づいて「ドナー濃度−アクセプター濃度」を算出することの有効性が担保された。

（実施例２）
実施例１のｎ型ＳｉＣ単結晶基板上に、エピタキシャル成長温度１６００℃でＳｉＣエピタキシャル膜を形成したＳｉＣエピタキシャルウェハを作製した。ＳｉＣエピタキシャル膜の膜厚は１０μｍ、窒素濃度は１×１０^１６／ｃｍ^３であった。フォトルミネッセンス（ＰＬ）マッピングを行ったところ、ダブルショックレー型積層欠陥のスペクトルのピーク波長（約５００ｎｍ）をもつ発光はみられず、積層欠陥が発生していなかった（ダブルショックレー型積層欠陥密度が０ｃｍ^−１）。

１…坩堝、２…保持部、３…支持部、４…設置部、５…第１ヒータ、６…第２ヒータ、Ｍ１…ＳｉＣ原料、Ｍ２…アルミニウム原料、Ｓ…種結晶、Ｒ…反応空間

Claims (7)

1. ドナーとアクセプターが共にドープされた基板であって、
   前記基板の外周部におけるドナー濃度とアクセプター濃度の差が中央部におけるドナー濃度とアクセプター濃度の差よりも小さく、かつ、
   前記外周部におけるドナー濃度とアクセプター濃度の差が、３．０×１０^１９／ｃｍ^３より小さく、
   前記外周部のドナー濃度とアクセプター濃度の差より、前記中央部のドナー濃度とアクセプター濃度の差の方が、０．９×１０^１９／ｃｍ^３より大きいｎ型ＳｉＣ単結晶基板。
2. 前記外周部におけるドナー濃度とアクセプター濃度の差が２．０×１０^１９／ｃｍ^３より小さい請求項１に記載のｎ型ＳｉＣ単結晶基板。
3. 前記ドナーは窒素（Ｎ）であり、前記アクセプターがアルミニウム（Ａｌ）又はホウ素（Ｂ）である請求項１又は２のいずれかに記載のｎ型ＳｉＣ単結晶基板。
4. 請求項１〜３のいずれか一項に記載のｎ型ＳｉＣ単結晶基板上に、ＳｉＣエピタキシャル膜が形成されたＳｉＣエピタキシャルウェハ。
5. 前記ｎ型ＳｉＣ単結晶基板の積層欠陥密度が５ｃｍ^−１以下である請求項４に記載のエピタキシャルウェハ。
6. 請求項１〜３のいずれか一項に記載のｎ型ＳｉＣ単結晶基板の製造方法であって、
   昇華再結晶法によって、種結晶の一面にドナーとアクセプターとを共ドープしながらＳｉＣ単結晶を積層する結晶成長工程を有し、
   前記結晶成長工程の少なくとも一部において結晶成長面を凸形状に維持するｎ型ＳｉＣ単結晶基板の製造方法。
7. 前記結晶成長工程後に、１０００℃以上、２０００℃以下の熱負荷工程を行う請求項６に記載のｎ型ＳｉＣ単結晶基板の製造方法。

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