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WO2009091067A1 - 炭化珪素単結晶インゴット、これから得られる基板及びエピタキシャルウェハ - Google Patents

炭化珪素単結晶インゴット、これから得られる基板及びエピタキシャルウェハ Download PDF

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WO2009091067A1
WO2009091067A1 PCT/JP2009/050786 JP2009050786W WO2009091067A1 WO 2009091067 A1 WO2009091067 A1 WO 2009091067A1 JP 2009050786 W JP2009050786 W JP 2009050786W WO 2009091067 A1 WO2009091067 A1 WO 2009091067A1
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WO
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single crystal
silicon carbide
carbide single
substrate
sic single
Prior art date
Application number
PCT/JP2009/050786
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English (en)
French (fr)
Inventor
Noboru Ohtani
Masakazu Katsuno
Hiroshi Tsuge
Masashi Nakabayashi
Tatsuo Fujimoto
Original Assignee
Nippon Steel Corporation
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 Nippon Steel Corporation filed Critical Nippon Steel Corporation
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Priority to CN2009801013364A priority patent/CN101896647B/zh
Priority to US12/735,405 priority patent/US7972704B2/en
Priority to EP09702431.9A priority patent/EP2230332B1/en
Priority to ES09702431.9T priority patent/ES2602565T3/es
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Definitions

  • the present invention relates to a silicon carbide single crystal ingot, a substrate obtained therefrom, and an epitaxial wafer, and in particular, a high-quality, large-sized single crystal ingot that becomes a substrate wafer for an electronic device, a substrate obtained therefrom, and It relates to an epitaxial wafer.
  • SiC Silicon carbide
  • SiC is attracting attention as an environmentally resistant semiconductor material because of its physical and chemical properties such as excellent heat resistance and mechanical strength, and resistance to radiation.
  • demand for SiC single crystal substrates as substrate wafers for short wavelength optical devices from blue to ultraviolet, high frequency / high voltage electronic devices, and the like has increased.
  • a crystal growth technology that can stably supply a high-quality SiC single crystal having a large area on an industrial scale has not yet been established. Therefore, although SiC is a semiconductor material having many advantages and possibilities as described above, its practical use has been hindered.
  • SiC single crystals were grown by sublimation recrystallization (Rayleigh method) to obtain SiC single crystals of a size that can be used to fabricate semiconductor devices.
  • the area of the obtained single crystal is small, and it is difficult to control its size and shape with high accuracy.
  • Cubic SiC single crystals are also grown by heteroepitaxial growth on heterogeneous substrates such as silicon (Si). With this method, a large-area single crystal can be obtained, but due to the lattice mismatch with the substrate of about 20%, crystal defects such as stacking faults are likely to occur, and it is difficult to obtain a high-quality SiC single crystal. .
  • the principle of the improved Rayleigh method is explained using Fig. 1.
  • the SiC single crystal used as a seed crystal and the SiC crystal powder used as a raw material are stored in a crucible (usually graphite) and heated to 2000-2400 in an inert gas atmosphere such as argon (133-13.3 kPa).
  • the temperature gradient is set so that the seed crystal is slightly cooler than the raw material powder.
  • the raw material is diffused and transported in the direction of the seed crystal by the concentration gradient (formed by the temperature gradient).
  • Single crystal growth is realized by recrystallizing the source gas that has arrived at the seed crystal on the seed crystal.
  • the resistivity of the crystal can be controlled by adding an impurity gas in an atmosphere composed of an inert gas or by mixing an impurity element or a compound thereof in the SiC raw material powder.
  • Typical substitutional impurities in SiC single crystals are nitrogen (n-type), boron (p-type), and aluminum (p-type).
  • the modified Rayleigh method it is possible to grow a SiC single crystal while controlling the crystal polymorphism (polytype) (6H type, 4H type, 15R type, etc.) and shape, carrier type and concentration of the SiC single crystal. it can.
  • SiC single crystal substrates with diameters of 2 inches (50.8 mm) to 3 inches (76.2 mm) are manufactured by the improved Rayleigh method, and are used for epitaxial thin film growth and device fabrication.
  • these SiC single crystal substrates contain dislocations, which are linear crystal defects, in the order of tens of thousands to several millions per square centimeter, impeding the production of high-performance devices.
  • basal plane dislocations existing on the (0001) basal plane are known to degrade the reliability of SiC devices, and their reduction is strongly desired.
  • basal plane dislocations are generated and proliferated when crystals undergo thermal stress during crystal growth.
  • the basal plane dislocation introduced into the SiC single crystal causes slip motion in the crystal due to thermal stress applied to the crystal during growth, and this slip motion causes the proliferation of dislocations in the flank one lead. Wake up.
  • This proliferation of basal plane dislocations greatly increases the basal plane dislocation density in the SiC single crystal. (0001) Si face 8 ° off
  • the etch pitch density due to basal plane dislocations measured on a SiC single crystal substrate is usually well above 1 Xl0 4 cnf 2 . Disclosure of the invention
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and is based on basal plane dislocations.
  • the present invention is to provide a SiC single crystal ingot capable of obtaining a small number of high-quality substrates, a substrate obtained therefrom, and an epitaxial wafer.
  • the difference between the donor-type impurity concentration and the acceptor-type impurity concentration is 6 X l0 18 cnr 3 or more and 5.99x l0 2 Q ciir 3 or less in the SiC single crystal ingot described in (1) Yes, and
  • the SiC single crystal is characterized in that the etch pit density due to basal plane dislocations measured on the substrate is 1 X l0 4 cnf 2 or less.
  • Figure 1 illustrates the principle of the improved Rayleigh method.
  • FIG. 2 is a configuration diagram showing an example of a single crystal growth apparatus used in the method for producing a silicon carbide single crystal ingot of the present invention.
  • the impurity concentration of the donor type in the SiC single crystal is 2 X l0 18 cnf 3 or more and 6 X l0 2 fl cm- 3 or less, and the impurity concentration of the acceptor type 1 X 10 18 cm_ 3 or more and 5.99 X 10 2 D cnr 3 or less, and the impurity concentration of the donor type is larger than the impurity concentration of the acceptor type, and the difference is 1 X 10 18 cm— 3 or more 5.99x l0 2 D cnr 3 or less.
  • dislocation defects in the SiC single crystal can be reduced.
  • the method for producing a SiC single crystal ingot according to the present invention includes a method of growing silicon carbide when growing a SiC single crystal on a seed crystal comprising a SiC single crystal to grow a bulk SiC single crystal ingot.
  • 2 10 the impurity concentration of donor-type in the single crystal
  • the present inventors have conducted a number of crystal growth experiments, and in this way, when the crystal growth is performed while controlling the donor-type impurity concentration and the acceptor-type impurity concentration to a prescribed concentration. In addition, we found that the basal plane dislocation density can be significantly reduced in low resistivity SiC single crystals. did.
  • the basal plane dislocation density increases because, as described above, the dislocations cause a sliding motion, and as a result, the proliferation of frank-cooled dislocations occurs.
  • This dislocation sliding motion uses the thermal stress that the SiC single crystal undergoes crystal growth as its driving force, but as mentioned earlier, there is a limit to reducing this thermal stress.
  • the present inventors considered that the slip motion of this dislocation was suppressed by a method other than thermal stress reduction.
  • metal crystals as a method of suppressing slip movement of dislocations, impurities are added to the crystal, and the dislocations are pinned (stopped) by the impurities. Therefore, when the present inventors examined whether nitrogen, which is a donor-type impurity added to the SiC single crystal to reduce the resistivity, normally works like this, 1 X 10 19 cnf 3 and above The effect of suppressing sliding motion could not be observed.
  • the present inventors investigated whether other impurities have such an effect on the basis of numerous experiments.
  • the acceptor-type electrical characteristics were obtained. It has been found that the impurities contained have such an effect.
  • acceptor-type impurities that form relatively shallow levels, such as boron and aluminum exhibit a remarkable pinning effect.
  • the depth of the level of such an acceptor-type impurity is preferably about 500 meV or less, and gallium, beryllium, etc. are candidates as well as boron and aluminum.
  • SiC single crystal In the SiC single crystal, addition of such Akusepu evening over type not pure product 1 X 10 1 8 cm_ 3 above, sliding movement of the basal plane dislocation can suppression, can produce small crystals of dislocation density as a result . However, if this amount of acceptor-type impurities is added in this amount, the SiC single crystal becomes a crystal with a relatively high electrical resistivity (about 1 ⁇ or more). low useful resistivity (0.1 [Omega. m or less) so that it becomes impossible to obtain a SiC single crystal.
  • the present invention solves this problem by adding a donor-type impurity having a concentration higher than the acceptor-type impurity concentration to the SiC single crystal.
  • a donor-type impurity having a concentration higher than the acceptor-type impurity concentration By adding more than 1 x 10 18 cm— 3 impurities of the AXEP type, the basal plane dislocation movement in the SiC single crystal is suppressed, and at the same time, SiC with low resistivity (less than 0. lQcni) and low basal plane dislocation density by making the difference 1 X 10 l 8 cnf 3 or more and 5.99X 10 2 Q cnr 3 or less.
  • Single crystal ingots can be manufactured.
  • a SiC single crystal ingot having a donor-type impurity concentration and an acceptor-type impurity concentration as described above can be realized by various impurity addition methods. For example, it can be added by supplying impurities as a gas during crystal growth, or it can be added as a solid (single or compound powder) by premixing it in the SiC powder raw material. Is possible. At this time, the desired impurity concentration can be realized by adjusting the flow rate of the impurity gas and the amount of the impurity solid (powder) charged.
  • the concentration of acceptor-type impurities is 1 xl0 18 cnf 3 or more and 5.99 xi0 2Q cnf 3 or less.
  • Akusepu impurity concentration of evening over mold is less than 1 X 10 18 c m_ 3, there is no pinning effect of dislocation due to impurities. Also, if it exceeds 5.99xi0 2D cm— 3 , a low resistivity SiC single crystal cannot be obtained.
  • the impurity concentration of the donor type is 2 X 10 18 cnf 3 or more and 6 X 10 2fl cnf 3 or less. .
  • the impurity concentration of the donor type is less than 2 xi0 18 cnf 3 , a low resistivity SiC single crystal cannot be obtained. If it exceeds 6 X l0 2fl cnr 3 , it exceeds the solid solution limit of the donor-type impurities, and the crystallinity of the SiC single crystal deteriorates.
  • the concentration difference between the donor-type impurity and the acceptor-type impurity is IX 10 1 8 cnf 3 or more 5.99 X 10 2 () cnr 3 or less, preferably 6 x 10 1 8 cm— 3 or more 5.99 X 10 2 ( ) ciir 3 or less is desirable. If the concentration difference between the donor-type impurity and the acceptor-type impurity is less than 1 X 10 "cm- 3 , a low resistivity SiC single crystal cannot be obtained.
  • SiC single crystal polytypes include cubic 3C, hexagonal 6H, 4H, and rhombohedral 15R. Of these, hexagonal 6H and 4H polytype crystals are most suitable for power device applications due to their forbidden band width, and many devices have been manufactured so far.
  • SiC power devices are manufactured using 4H SiC single crystal substrates.
  • the SiC single crystal ingot of the present invention has a diameter of 50 mni or more and 300 or less, it is industrially established when manufacturing various devices using a substrate obtained from this ingot.
  • the existing production lines for semiconductor (Si, Ga As, etc.) substrates can be used and are suitable for mass production.
  • the basal plane dislocation density of the substrate obtained by cutting and polishing such a SiC single crystal ingot is evaluated as the etch pit density on the (0001) Si surface 8 ° off substrate, 1 xl0 4 Since it is as low as cm- 2 or less, the reliability of devices fabricated on this substrate can be improved.
  • the reason for evaluating the basal plane dislocation density as the etch pitch density on the off-substrate is that if a substrate without an off-angle is used, the basal plane dislocation and the substrate surface do not intersect, making it difficult to evaluate the basal plane dislocation density. This is because In addition, the off-angle at the (0001) plane was set to 8 ° because the substrate that was turned off by 8 ° in the [1] 20] direction is generally used in SiC homoepitaxial growth, which is the next step in substrate manufacturing. This is because.
  • the reason for imparting an off angle of 8 ° to the substrate in SiC homoepitaxial growth is that stable step flow growth that inherits the polytype of the underlying substrate is realized on the off-substrate surface.
  • the off-angle of the board is not limited to 8 °, but is in the range of 1 ° to 12 °. If it is within the range, high-quality SiC homoepitaxial growth can be realized.
  • the etch pit density corresponding to basal plane dislocations is 1 xl0 4 cnf 2 or less, and the basal plane dislocation reduction effect of the present invention is effective in large diameter crystals, for example, SiC single crystals having a diameter of 100 dragons or more. Appear more prominently. This is because the temperature distribution tends to occur and the thermal stress increases as the diameter of the SiC single crystal produced increases.
  • the SiC single crystal substrate manufactured according to the present invention has a low basal plane dislocation density of 1 ⁇ 10 4 cnT 2 or less, and thus problems such as deterioration of device characteristics caused by basal plane dislocations are the conventional ones. Less likely to occur than Furthermore, a SiC single crystal epitaxial wafer produced by growing an epitaxial thin film having a thickness of about 0.1 to 500 m on this SiC single crystal substrate by CVD or the like, particularly a homo-epoxy forming a SiC thin film. Even if GaN, AIN, InN, or these mixed crystal thin film epitaxial wafers are small, the dislocation density of the SiC single crystal substrate that is the substrate wafer is small. Surface morphology, withstand voltage, etc.).
  • the surface morphology of the epitaxy wafer is the most important characteristic of the epitaxy wafer, which is directly related to the performance of the device manufactured on it. If the surface morphology is bad, and there are pits on the surface of the epitaxial film, or if the surface is not smooth, the interface characteristics of the metal-semiconductor interface or the insulating film-semiconductor interface in the semiconductor device will deteriorate. High performance device manufacturing is impeded. In addition, the surface morphology of the epitaxial film is easily affected by the dislocation density of the underlying substrate, and the surface morphology of the epitaxial film on the substrate having a high dislocation density is likely to deteriorate. Example Below, the Example and comparative example of this invention are described.
  • FIG. 2 shows an apparatus for producing a SiC single crystal ingot according to the present invention, which is an example of an apparatus for growing a SiC single crystal by an improved Rayleigh method using a seed crystal.
  • this single crystal growth apparatus will be briefly described. Crystal growth is performed by sublimation recrystallization of SiC powder 2 as a raw material on SiC single crystal 1 used as a seed crystal.
  • the SiC single crystal 1 of the seed crystal is attached to the inner surface of the graphite lid 4 of the graphite crucible 3.
  • the raw material SiC powder 2 is filled in the graphite crucible 3.
  • Such a graphite crucible 3 is installed inside a double quartz tube 5 by a graphite support rod 6.
  • a graphite heat insulating material 7 is installed as a heat shield.
  • Double quartz tube 5 the high vacuum evacuation (10- 3 Pa or less) can be by the vacuum evacuation apparatus 13, and the internal atmosphere can be pressure controlled by a gas mixture of Ar gas and nitrogen gas.
  • Ar gas is supplied from the Ar pipe 9 through the Ar gas mass flow controller 10, and nitrogen gas is supplied from the nitrogen gas pipe 11 through the nitrogen gas mass flow controller port 12 to the double quartz tube. can do.
  • a work coil 8 is installed on the outer periphery of the double quartz tube 5, and the raw material and seed crystal can be heated to a desired temperature by heating the graphite crucible 3 by flowing a high-frequency current.
  • the crucible temperature is measured using a two-color thermometer by providing an optical path with a diameter of 2 to 4 mni at the center of the heat insulating material covering the upper and lower parts of the crucible, taking out light from the upper and lower parts of the crucible.
  • the temperature at the bottom of the crucible is set as the raw material temperature, and the temperature at the top of the crucible is set as the seed crystal temperature.
  • a ⁇ 0001 ⁇ faced 4 ° off substrate with a diameter of 50 mm and a thickness of 1 mm, which was cut from a previously grown SiC single crystal ingot, was prepared as seed crystal 1.
  • the seed crystal 1 was attached to the inner surface of the graphite lid 4 of the graphite crucible 3.
  • the raw material 2 was filled in the graphite crucible 3.
  • raw material 2 commercially available SiC crystal powder (mass ppm, containing several ppm of boron containing about 10 to 20 ppm of aluminum) is acid-washed and dried.
  • the graphite crucible 3 filled with the raw material is closed with a black lead lid 4 fitted with a seed crystal, covered with a graphite heat insulating material 7, and then placed on a graphite support rod 6 to obtain a double quartz tube 5 Installed inside.
  • a current was passed through the work coil to raise the raw material temperature to 2000.
  • Ar gas containing 12% by volume of nitrogen was introduced as the atmospheric gas, and the raw material temperature was raised to the target temperature of 2400 while maintaining the pressure in the quartz tube at about 80 kPa.
  • the growth pressure was reduced to 1.3 kPa over about 30 minutes, and then continued for about 50 hours.
  • the temperature gradient in the crucible was 15: Zcm, and the average growth rate was about 0.62 dragon-Z hours.
  • the crystal finally obtained had a diameter of 51.5 mni and a height of about 31 mm.
  • SiC single crystal substrate with a diameter of 51 min was cut out again from the above SiC single crystal and mirror polished.
  • the plane orientation of the substrate was 8 ° off in the [11-20] direction on the (0001) Si plane.
  • epitaxial growth of SiC was performed.
  • the growth conditions for the SiC epitaxial thin film are the growth temperature 1550, and the flow rates of silane (SiH 4 ), ethylene (C 4 H 4 ), nitrogen (N 2 ), and hydrogen (H 2 ) are 5. Ox.
  • the surface morphology of the obtained epitaxial thin film was observed with a Nomarski optical microscope. As a result, the entire surface of the substrate was very flat and had good surface morphology with few surface defects such as pitches. It was found that SiC epitaxial thin films were grown.
  • a (0001) Si surface SiC single crystal substrate with an off angle of 0 ° is cut out, mirror-polished, and then a GaN thin film is grown on it by metal organic chemical vapor deposition (M0CVD) Epitaxial growth by law.
  • the growth condition is a growth temperature of 1050.
  • Trimethylgallium (TMG), ammonia (NH 3 ), and silane (SiH 4 ) are 54X 1 IT 6 mol / min, 4 liters / min, 22 x 1 ( ⁇ 1 flowed 1 mol / min.
  • the growth pressure was atmospheric pressure.
  • the growth time was 20 minutes, and n-type GaN was grown to a thickness of about 1 m.
  • a Schottky barrier diode (SBD) was prototyped using the previously fabricated SiC homo-epitaxial wafer.
  • the shot electrode was made of titanium, and the back electrode was made of nickel.
  • the electrode size was 1.2 mm ⁇ , and the termination structure around the Schottky electrode was formed by aluminum ion implantation.
  • a total of 256 SBDs were fabricated on the entire surface of a 51 mm diameter wafer, and the breakdown voltage of each device was measured. Since the thickness and doping density of the SiC epitaxial film manufactured in this example were about 8 m and 8 X 10 15 cm- 3 , a device whose device breakdown voltage exceeded 600 V was regarded as an acceptable device.
  • A1 4 C 3 powder which is a solid raw material of aluminum, was stored in a capsule-like graphite container and then charged into the raw material SiC crystal powder.
  • the mixing ratio of A1 4 C 3 powder in SiC crystal powder was 35.7% by mass.
  • the diameter of the obtained crystal is 51 At .5mm, the average crystal growth rate is about 0.60 ⁇ , and the height is about 30min.
  • the surface of the substrate was etched with molten K0H at about 530, and the density of the etch pit corresponding to the basal plane dislocation was examined with a microscope. As a result, an average value of 7.4 ⁇ 10 3 cnr 2 was obtained on the entire surface of the substrate.
  • a ⁇ 0001 ⁇ -plane SiC single crystal substrate with a diameter of 51 dragons was cut out from the SiC single crystal described above and polished to give a mirror substrate.
  • the plane orientation of the substrate was 8 ° off in the [11-20] direction on the (0001) Si plane.
  • epitaxial growth of SiC was performed.
  • the growth conditions of the SiC Epitakisharu film is a growth temperature 1550, SiH 4, C 2 H 4, N 2, ⁇ 2 flow rate, respectively 5.
  • the growth pressure was 13 kPa.
  • the growth time was 1.2 hours and the film thickness was about 8 m. did.
  • the surface morphology of the obtained epitaxial thin film was observed with a Nomarski optical microscope, and it was found that a smooth surface with few pits was obtained.
  • a (0001) Si surface SiC single crystal substrate with an off angle of 0 ° was cut out and mirror-polished, and then a GaN thin film was formed on it.
  • the film was epitaxially grown by MOCVD. Growth condition is a growth temperature 1050, TMG, NH 3, SiH 4 , respectively, was passed 54X 10- 6 mol ZMI n, 4 Li Tsu Toruno min, 22 x 10- 1 1 mole / min. The growth pressure was atmospheric pressure. The growth time was 20 minutes, and n-type GaN was grown to a thickness of about 1 m.
  • the growth surface was observed with a Nomarski optical microscope. As a result, it was found that an epitaxy thin film having a good surface morphology with few pits was formed.
  • SBD was prototyped using the previously fabricated SiC homo-epitaxial wafer.
  • the Schottky electrode material, electrode size, etc. were all the same as in Example 1, and the breakdown voltage of 256 SBDs was measured with an element breakdown voltage of more than 600 V as an acceptable element.
  • an element yield of 79% was obtained.
  • the average on-voltage of SBD was 1.52V.
  • the SiC single crystal thus obtained is analyzed by X-ray circuit and Raman scattering. After praying, it was confirmed that 4H-type SiC single crystal ingots had grown. Further, for the purpose of measuring the nitrogen and boron concentration in the single crystal was subjected to secondary ion mass spectrometry gave the values of each 2.7x 10 19 CDT 3, 1 .5x l0 19 cnf 3. Furthermore, when the resistivity of the grown crystal was measured by the eddy current method, a value of 0.015 ⁇ cm was obtained.
  • a (0001) Si face 8 ° off substrate was cut out from the grown single crystal ingot and polished. After that, the surface of the substrate was etched with about 530 T of molten K0H, and the density of the etch pit corresponding to the basal plane dislocation was examined with a microscope. As a result, an average value of 2.3 ⁇ 10 3 cnr 2 was obtained on the entire surface of the substrate.
  • a ⁇ 0001 ⁇ plane SiC single crystal substrate having a diameter of 5 lmm was cut out from the above SiC single crystal and polished to obtain a mirror substrate.
  • the plane orientation of the substrate was 8 ° off in the [11-20] direction on the (0001) Si plane.
  • epitaxial growth of SiC was performed.
  • the growth condition of SiC epitaxial thin film is the growth temperature of 1550, and the flow rates of SiH 4 , C 2 H 4 ,, 2 , ⁇ 2 are 5.
  • the growth pressure was 13 kPa.
  • the growth time was 1.2 hours, the film thickness was grown to about 8 m.
  • the surface morphology of the obtained epitaxial thin film was observed with a Nomarski optical microscope, and it was confirmed that a smooth surface was obtained over the entire surface of the substrate.
  • a (0001) Si face SiC single crystal substrate with an off angle of 0 ° was cut out from the SiC single crystal and mirror-polished, and then a GaN thin film was epitaxially grown thereon by the M0CVD method.
  • Growth conditions are growth temperature 1050, TMG, NH 3, SiH 4 , respectively, was passed 54 x 10- 6 mol ZMI n, 4 retracement Tsu torr min, 22 x 10- 1 1 mole / min.
  • the growth pressure was atmospheric pressure.
  • Growth time is 20 minutes, about 1 film thickness of n-type GaN Growing up with.
  • a ⁇ 0001 ⁇ face 4 ° off substrate with a diameter of 50 mm and a thickness of 1 mm cut out from a previously grown SiC single crystal ingot was prepared as seed crystal 1. Thereafter, this seed crystal 1 was used for crystal growth for 50 hours in the same procedure as in the example. However, in this comparative example, SiC crystal powder to which no B 4 C powder was added was used as a raw material. The diameter of the obtained crystal was 51.5 miii, the average crystal growth rate was about 0.64 thigh, and the height was about 32 ram.
  • the (0001) Si face 8 ° off substrate was cut out from the grown single crystal ingot and polished. After that, the surface of the substrate was etched with molten K0H at about 530, and when the density of the etch pit corresponding to the basal plane dislocation was examined with a microscope, an average value of 1.4 ⁇ 10 4 cm ⁇ 2 was obtained on the entire surface of the substrate.
  • a ⁇ 0001 ⁇ -plane SiC single crystal substrate having a diameter of 51 mm was cut out from the above SiC single crystal and polished into a mirror substrate.
  • the plane orientation of the substrate was 8 ° off in the [1 ⁇ 20] direction on the (0001) Si plane.
  • 'Epitaxial growth of SiC was performed using this SiC single crystal substrate.
  • the growth conditions of the SiC Epitakisharu thin film was growth temperature 1550, SiH 4, C 2 H 4, N 2, ⁇ 2 flow rate, respectively 5.
  • Ox 10- 9 m 3 Zsec, 3.8 x 10 "9 m 3 / sec, 3.3xi0- 9 m 3 / sec, was 1.7X 10- 5 m 3 sec.
  • the growth pressure was 13 kPa.
  • the growth time was 1.2 hours, the film thickness was grown about 8 / in.
  • the surface morphology of the obtained epitaxial thin film was observed with a Nomarski optical microscope, and surface defects (pits) that were thought to be caused by dislocation defects were observed in the area of the area.
  • a (0001) Si surface SiC single crystal substrate with an off angle of 0 ° was cut out from the SiC single crystal, mirror-polished, and then a GaN thin film was epitaxially grown thereon by the M0CVD method.
  • Growth condition is a growth temperature 1050, TMG, NH 3, SiH 4 , respectively, 54 X 10- 6 mol ZMI n, 4 retracement Tsu torr / min, and passed 22 x 10- 1 1 mole Zmin.
  • the growth pressure was atmospheric pressure.
  • the growth time was 20 minutes, and n-type GaN was grown to a thickness of about 1 m.
  • the growth surface was observed with a Nomarski optical microscope, and it was found that it exhibited a slightly rough surface morphology.
  • a ⁇ 0001 ⁇ plane 4 ° off substrate with a diameter of 50 mm and a thickness of 1 mm was prepared as a seed crystal 1 from a SiC single crystal ingot grown beforehand. Thereafter, this seed crystal 1 was used for crystal growth for 50 hours in the same procedure as in Example 1. However, in this comparative example, Ar gas containing 5% by volume of nitrogen as an atmospheric gas was flowed to perform crystal growth. The diameter of the obtained crystal was 51.5 mm, the average crystal growth rate was about 0.66 mm Z, and the height was about 33 mm.
  • a (0001) Si face 8 ° off substrate was cut out from the grown single crystal ingot and polished. After that, the surface of the substrate was etched with molten K0H at about 530, and the density of the etch pit corresponding to the basal plane dislocation was examined with a microscope. As a result, an average value of 7.2 ⁇ 10 3 cm ⁇ 2 was obtained on the entire surface of the substrate.
  • a ⁇ 0001 ⁇ plane SiC single crystal substrate having a diameter of 5 lmm was cut out from the above SiC single crystal and polished to obtain a mirror substrate.
  • the plane orientation of the substrate was 8 ° off in the [11-20] direction on the (0001) Si plane.
  • epitaxial growth of SiC was performed.
  • the growth conditions of the SiC Epitakisharu thin film was growth temperature 1550, SiH 4, C 2 H 4, N 2, the flow rate of H 2, respectively 5.
  • the growth pressure was 13 kPa.
  • the growth time was 1.2 hours, the film thickness of about 8 / zm grown.
  • the surface morphology of the obtained epitaxy thin film was observed with a Nomarski optical microscope. As a result, no surface defects thought to be caused by dislocation defects were observed.
  • a (0001) Si face SiC single crystal substrate with an off angle of 0 ° was cut out from the SiC single crystal and mirror-polished, and then a GaN thin film was epitaxially grown thereon by the M0CVD method.
  • Growth conditions are growth temperature 1050, TMG, NH 3, SiH 4 , respectively, was passed 54X10- 6 mol / mi n, 4 retracement Tsu torr min, 22 x 10- 1 1 mole Zmin.
  • the growth pressure was atmospheric pressure.
  • the growth time was 20 minutes, and n-type GaN was grown to a thickness of about 1 m.
  • the growth surface was observed with a Nomarski optical microscope, and it was found that it exhibited a smooth surface morphology with few pits.
  • a high-quality SiC single crystal with few dislocation defects can be obtained with good reproducibility.
  • the larger the ingot the greater the effect.

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Abstract

本発明は、転位欠陥の少ない良質の基板を得ることのできるSiC単結晶インゴット、これから得られる基板及びエピタキシャルウェハを提供するものであり、　炭化珪素単結晶中にドナー型の不純物を濃度２×1018cm-3以上６×1020cm-3以下、且つアクセプター型の不純物を濃度１×1018cm-3以上5.99×1020cm-3以下含有し、さらに前記ドナー型の不純物濃度がアクセプター型の不純物濃度より大きく、その差が１×1018cm-3以上5.99×1020cm-3以下である炭化珪素単結晶インゴット、これから得られる基板及びエピタキシャルウェハである。

Description

炭化珪素単結晶イ ンゴッ ト、 これから得られる基板及びェピ夕キシ ャルウエノ、 技術分野
本発明は、 炭化珪素単結晶イ ンゴッ ト、 これから得られる基板及 びェピタキシャルウェハに係わり、 特に、 電子デバイスの基板ゥェ ハとなる良質で大型の単結晶インゴッ ト、 これから得られる基板及 びェピタキシャルウェハに関するものである。 背景技術
炭化珪素 （S i C) は、 耐熱性及び機械的強度に優れ、 放射線に強 い等の物理的、 化学的性質から、 耐環境性半導体材料として注目さ れている。 また、 近年、 青色から紫外にかけての短波長光デバイス 、 高周波 · 高耐圧電子デバイス等の基板ウェハとして S i C単結晶基 板の需要が高まっている。 しかしながら、 大面積を有する高品質の S i C単結晶を、 工業的規模で安定的に供給し得る結晶成長技術は、 未だ確立されていない。 それゆえ、 S i Cは、 上述のような多くの利 点及び可能性を有する半導体材料であるにも拘らず、 その実用化が 阻まれていた。
従来、 研究室程度の規模では、 例えば、 昇華再結晶法 （レーリー 法） で S i C単結晶を成長させ、 半導体素子の作製が可能なサイズの S i C単結晶を得ていた。 しかしながら、 この方法では、 得られた単結 晶の面積が小さく、 その寸法及び形状を高精度に制御することは困 難である。 また、 S i Cが有する結晶多形及び不純物キャ リア濃度の 制御も容易ではない。 また、 化学気相成長法 （CVD法） を用いて、 珪素 （Si) 等の異種基板上にヘテロェピタキシャル成長させること により、 立方晶の SiC単結晶を成長させることも行われている。 こ の方法では、 大面積の単結晶は得られるが、 基板との格子不整合が 約 20%あることにより、 積層欠陥等の結晶欠陥が入り易く、 高品質 の SiC単結晶を得ることは難しい。
これらの問題点を解決するために、 SiC単結晶基板を種結晶とし て用いて昇華再結晶を行う改良型のレーリー法が提案され （Yu, M. T a i rov and V. F. Tsve tkov, Journal of Crystal Growth, Vol.52 ( 198 1) pp. 146-150) 、 多くの研究機関で実施されている。 この方法で は、 種結晶を用いているため結晶の核形成過程が制御でき、 また、 不活性ガスにより雰囲気圧力を 100Pa〜15kPa程度に制御することに より、 結晶の成長速度等を再現性良く コン トロールできる。
図 1 を用いて、 改良レーリー法の原理を説明する。 種結晶となる SiC単結晶と原料となる SiC結晶粉末は、 坩堝 （通常黒鉛） の中に収 納され、 アルゴン等の不活性ガス雰囲気中 （133〜13.3kPa) 、 2000 〜2400でに加熱される。 この際、 原料粉末に比べ、 種結晶がやや低 温になるように、 温度勾配が設定される。 原料は、 昇華後、 濃度勾 配 （温度勾配により形成される） により種結晶方向へ拡散、 輸送さ れる。 単結晶成長は、 種結晶に到着した原料ガスが種結晶上で再結 晶化することにより実現される。 この際、 結晶の抵抗率は、 不活性 ガスからなる雰囲気中に不純物ガスを添加する、 あるいは、 SiC原 料粉末中に不純物元素あるいはその化合物を混合することにより、 制御可能である。 SiC単結晶中の置換型不純物として代表的なもの に、 窒素 （ n型） 、 ホウ素 （ p型） 、 アルミニウム （ p型） がある 。 改良レーリー法を用いれば、 SiC単結晶の結晶多形 （ポリタイプ ) (6H型、 4H型、 15R型等） 及び形状、 キャ リア型及び濃度を制御 しながら、 SiC単結晶を成長させることができる。 現在、 上記改良レーリー法によって、 口径 2インチ （50.8mm) か ら 3インチ （76.2mm) の S i C単結晶基板が製造され、 ェピタキシャ ル薄膜成長、 デバイス作製に供されている。 しかしながら、 これら の Si C単結晶基板には、 線状の結晶欠陥である転位が平方 cm当たり 数万から数百万程度含まれており、 高性能のデバイス製造を妨げて いた。 特に、 （0001) 基底面上に存在する基底面転位は、 SiCデバ イスの信頼性を劣化させることが知られており、 その低減が強く望 まれている。
基底面転位は、 結晶成長中に、 結晶が熱応力を受けることにより 発生 · 増殖することが報告されている。 SiC単結晶に導入された基 底面転位は、 結晶が成長中に受ける熱応力により、 結晶中ですベり 運動を起こし、 このすベり運動が原因となってフランク一リード夕 イブの転位の増殖を起こす。 この基底面転位の増殖により、 SiC単 結晶中の基底面転位密度が大幅に増加する。 （0001) Si面 8 ° オフ SiC単結晶基板上で計測される基底面転位に起因したエッチピッ 卜 密度は、 通常、 1 Xl04cnf2を優に超えている。 発明の開示
上記したように SiC単結晶中の基底面転位は、 単結晶が結晶成長 中に受ける熱応力によってすベり運動を起こし、 さらにこのすベり 運動が原因となってその密度が増大する。 したがって、 SiC単結晶 中の基底面転位を低減するには、 結晶成長中に成長結晶が受ける熱 応力を低減する必要がある。 しかしながら、 この熱応力を最小化し ようとして、 これまでにも様々な試み ， 改良がなされてきたが、 温 度勾配が結晶成長の駆動力となっているこの系では、 その最小化に も限界があった。
本発明は、 上記事情に鑑みてなされたものであり、 基底面転位の 少ない良質の基板を得ることのできる SiC単結晶イ ンゴッ ト、 これ から得られる基板及びェピタキシャルウェハを提供するものである 本発明は、
( 1 ) 炭化珪素 （SiC) 単結晶中の ドナー型の不純物を濃度 2 X I 018 cm— 3以上 6 x i02 Dcnr3以下、 且つァクセプ夕一型の不純物を濃 度 1 1018(^—3以上5.99 1021)(：111- 3以下含有し、 さ らに前記ドナ一 型の不純物濃度がァクセプ夕一型の不純物濃度より大きく、 その差 が 1 X 1018 cm— 3以上 5.99 x 102 () cffl- 3以下であることを特徴とする Si C単結晶イ ンゴッ トであり、 また、
( 2 ) 前記ドナー型の不純物濃度とァクセプ夕ー型の不純物濃度 の差が 6 X l018cnr3以上 5.99x l02 Qciir3以下である （ 1 ) に記載の SiC単結晶イ ンゴッ トであり、 また、
( 3 ) 前記 SiC単結晶の結晶多形 （ポリタイプ） が 4H型である （ 1 ) 又は （ 2 ) に記載の SiC単結晶イ ンゴッ トであり、 また、
( 4 ) 前記ドナー型の不純物が窒素である （ 1 ) 〜 （ 3 ) の何れ かに記載の SiC単結晶イ ンゴッ トであり、 また、
( 5 ) 前記ァクセプ夕ー型の不純物がホウ素である （ 1 ) 〜 （ 4 ) の何れかに記載の SiC単結晶イ ンゴッ トであり、 また、
( 6 ) 前記ァクセプ夕一型の不純物がアルミニウムである （ 1 ) 〜 （ 4 ) の何れかに記載の SiC単結晶イ ンゴッ トであり、 また、
( 7 ) 前記イ ンゴッ トの口径が 50mm以上 300mm以下である （ 1 ) 〜 （ 6 ) の何れかに記載の SiC単結晶イ ンゴッ トであり、 また、
( 8 ) ( 1 ) 〜 （ 7 ) の何れかに記載の SiC単結晶イ ンゴッ トで あって、 該イ ンゴッ トから （0001) Si面 8 ° オフで切断し、 研磨し てなる SiC単結晶基板上で計測される基底面転位に起因したエッチ ピッ ト密度が 1 X l04cnf 2以下であることを特徴とする SiC単結晶ィ ンゴッ 卜であり、 また、
( 9 ) ( 1 ) 〜 （ 7 ) の何れかに記載の SiC単結晶インゴッ トで あって、 該イ ンゴッ トから （0001) Si面 8 ° オフで切断し、 研磨し てなる SiC単結晶基板上で計測される基底面転位に起因したエッチ ピッ ト密度が 5 X 103cm_ 2以下であることを特徴とする SiC単結晶ィ ンゴッ 卜であり、 また、
(10) ( 1 ) 〜 （ 7 ) の何れかに記載の SiC単結晶イ ンゴッ トを 切断し、 研磨してなる SiC単結晶基板であり、 また、
(11) (10) に記載の SiC単結晶基板に、 SiC薄膜をェピ夕キシャ ル成長してなる S i Cェピタキシャルウェハであり、 また、
(12) (10) に記載の SiC単結晶基板に、 窒素ガリ ウム （GaN) 、 窒化アルミニウム （AIN) 、 窒化イ ンジウム （InN) 又はこれらの混 晶をェピ夕キシャル成長してなる薄膜ェピタキシャルウェハである
図面の簡単な説明
図 1 は、 改良レーリー法の原理を説明する図である。
図 2は、 本発明の炭化珪素単結晶イ ンゴッ トの製造方法に用いら れる単結晶成長装置の一例を示す構成図である。 発明を実施するための最良の形態
. 本発明の SiC単結晶イ ンゴッ トは、 SiC単結晶中の ドナ一型の不純 物濃度を 2 X l018cnf 3以上 6 X l02 flcm—3以下、 且つァクセプ夕ー型 の不純物濃度を 1 X 1018cm_3以上 5.99 X 102 Dcnr3以下含有し、 さ ら に前記ドナ一型の不純物濃度がァクセプ夕ー型の不純物濃度より大 きく、 その差が 1 X l018cm— 3以上 5.99x l02 Dcnr3以下である。 これ により、 SiC単結晶中の転位欠陥を低減することができる。 まず、 本発明の SiC単結晶イ ンゴッ トの製造方法を説明する。 本 発明の SiC単結晶イ ンゴッ 卜の製造方法は、 SiC単結晶よりなる種結 晶上の SiC単結晶を成長させてバルク状の SiC単結晶インゴッ トを成 長する際に、 成長する炭化珪素単結晶中の ドナー型の不純物濃度を 2 10| 8(：111-3以上 6 102 ()(；111—3以下、 且つァクセプ夕ー型の不純物 濃度を 1 X 10l 8cnf 3以上 5.99 x 102 Qcnr3以下とし、 さらに前記ドナ 一型の不純物濃度がァクセプ夕ー型の不純物濃度より大きく、 その 差が 1 X 1018cm— 3以上 5.99 X 102 flcnf 3以下として結晶成長を行う。 本発明者らは、 数多くの結晶成長実験を行う ことにより、 このよう に ドナー型の不純物濃度とァクセプ夕ー型の不純物濃度を規定の濃 度に制御して結晶成長を行った場合に、 低抵抗率の SiC単結晶にお いて、 基底面転位密度を大幅に低減できることを見出した。
基底面転位の密度を低減できるメカニズムについて、 以下に述べ る。
SiC単結晶成長において、 基底面転位密度が高くなるのは、 先に 述べたように、 転位がすべり運動を起こ し、 その結果として、 フラ ンクーリー ドタイプの転位の増殖が起るためである。 この転位のす ベり運動は、 SiC単結晶が結晶成長に受ける熱応力をその駆動力と するが、 先に述べたように、 この熱応力を小さくするのには限界が ある。
本発明者らは、 この転位のすべり運動を、 熱応力低減以外の方法 で抑制することを考えた。 金属結晶においては、 転位のすべり運動 を抑制する方法として、 不純物を結晶中に添加し、 その不純物によ つて転位をピン止めする （動きを止める） ことが行われている。 そ こで、 本発明者らは、 通常、 抵抗率を下げるために SiC単結晶に添 加されている ドナ一型の不純物である窒素がこのような働きをする か調べてみたところ、 1 X 1019 cnf 3以上の添加量においても転位の すべり運動を抑制する効果は観測できなかった。
次に、 本発明者らは、 他の不純物においてこのような効果を有す るものがないか、 数多くの実験を基に調査したところ、 SiC単結晶 中において、 ァクセプ夕ー型の電気特性を有する不純物がこのよう な効果を有することを見出した。 特に、 ホウ素、 アルミニウム等の 比較的浅い準位を形成するァクセプ夕ー型不純物が、 顕著なピン止 め効果を呈することが明らかになった。 このようなァクセプ夕ー型 不純物の準位の深さとしては、 500meV程度以下であることが望まし く、 ホウ素、 アルミニウム以外にも、 ガリウム、 ベリ リウム等が候 補となる。 SiC単結晶中において、 このようなァクセプ夕ー型の不 純物を 1 X 101 8 cm_ 3以上添加すると、 基底面転位のすべり運動が抑 制でき、 結果として転位密度の小さな結晶を製造できる。 しかしな がら、 ァクセプ夕ー型の不純物をこれだけの量、 添加してしまう と 、 SiC単結晶は、 比較的電気抵抗率の高い （ 1 Ω程度以上） 結晶と なってしまい、 パワーデバイス等に、 有用な抵抗率の低い （0.1Ω。 m以下） SiC単結晶を得ることができなくなってしまう。
そこで、 本発明では、 ァクセプ夕ー型の不純物濃度を上回る濃度 の ドナー型の不純物を SiC単結晶に添加することにより、 この問題 を解決する。 ァクセプ夕一型の不純物を 1 X 101 8 cm— 3以上添加する ことにより、 SiC単結晶中の基底面転位のすべり運動を抑制すると 同時に、 ドナ一型の不純物をァクセプ夕一型の不純物より も多く添 加し、 且つその差を 1 X 10l 8 cnf 3以上 5.99X 102 Qcnr3以下とするこ とによって抵抗率が低く （0. lQcni以下） 、 且つ基底面転位密度の 小さな SiC単結晶イ ンゴッ トを製造することができる。 このような ドナー型の不純物としては、 窒素が活性化し易く 、 また取扱い及び 添加方法も簡単であるため好ましいが、 窒素以外にも燐、 砒素等の ドナー型不純物が適用可能である。 上気したようなドナー型不純物濃度及びァクセプ夕ー型不純物濃 度を有する Si C単結晶イ ンゴッ トは、 種々の不純物添加法により実 現できる。 例えば、 結晶成長中に不純物をガスとして供給すること によって添加することも可能であるし、 また、 固体 （単体あるいは 化合物の粉末） として、 SiC粉末原料中に予め混合しておく ことに よっても添加可能である。 この際、 不純物ガスの流量や、 不純物固 体 （粉末） の仕込み量を調整することで、 所望の不純物濃度を実現 できる。
ァクセプ夕ー型の不純物の濃度としては、 1 xl018cnf3以上 5.99 xi02Qcnf3以下である。 ァクセプ夕ー型の不純物濃度が 1 X 1018 c m_3未満となると、 不純物による転位のピン止め効果がない。 また 、 5.99xi02Dcm—3超となると、 低抵抗率の S i C単結晶を得られない ドナ一型の不純物濃度としては、 2 X 1018cnf3以上 6 X 102flcnf3 以下である。 ドナ一型の不純物濃度が、 2 xi018cnf3未満となると 、 低抵抗率の SiC単結晶を得られない。 また、 6 X l02flcnr3超とな ると、 ドナー型不純物の固溶限界を超えることになり、 SiC単結晶 の結晶性が劣化する。
ドナー型不純物とァクセプ夕ー型不純物の濃度差としては、 I X 101 8cnf 3以上 5.99 X 102 ()cnr3以下であり、 好ましくは 6 x 101 8 cm— 3 以上 5.99 X 102()ciir 3以下が望ましい。 ドナー型不純物とァクセプ夕 一型不純物の濃度差が 1 X 10" cm— 3未満となると、 低抵抗率の SiC 単結晶を得られない。 また、 5.99 X 102()ciir3超となると、 転位のピ ン止め効果が不十分となったり、 結晶性の劣化が生じる。 ドナー型 不純物をァクセプ夕ー型不純物の濃度差を 6 X 101 8 cm— 3以上とする と、 SiC単結晶の抵抗率が 0.04Qcm以下となり、 基板に電気を流す 縦型の S i Cパワーデバイスにとっては最適となる。 SiC単結晶のポリタイプには、 立方晶型の 3C型、 六方晶型の 6H型 、 4H型、 菱面体晶型の 15R型等がある。 これらの内、 六方晶型の 6H 型、 4H型ポリタイプ結晶が、 その禁制帯幅の大きさ等によりパワー デバイス応用に最適とされ、 これまでに多くのデバイスが製造され てきた。 しかしながら、 近年、 4H型の SiC単結晶の電子移動度が 6H 型に比して 2倍以上大きく、 さ らに電気伝導度の異方性が小さいと いう ことが明らかになり、 現在では、 殆どの SiCパワーデバイスが 4 H型の SiC単結晶基板を用いて製造されている。
本発明の SiC単結晶イ ンゴッ トは、 50mni以上 300蘭以下の口径を有 しているので、 このイ ンゴッ トから得られる基板を用いて各種デバ イスを製造する際、 工業的に確立されている従来の半導体 （Si， Ga As等） 基板用の製造ライ ンを使用することができ、 量産に適してい る。
また、 このような SiC単結晶イ ンゴッ トを切断、 研磨して得られ る基板の基底面転位密度を （0001) Si面 8 ° オフ基板上のエッチピ ッ ト密度として評価した場合、 1 xl04cm— 2以下と低いため、 この 基板上に作製した素子の信頼性を向上できる。
基底面転位密度をオフ基板上のエッチピッ 卜密度として評価する 理由は、 オフ角度の付いていない基板を用いた場合、 基底面転位と 基板表面が交差しないため、 基底面転位密度の評価が困難となるた めである。 また、 （ 0001) 面でのオフ角度を 8 ° としたのは、 基板 製造の次工程である SiCホモェピタキシャル成長において、 [1卜 20 ] 方向に 8 ° オフ した基板が一般的に用いられているためである。
SiCのホモェピタキシャル成長において、 8 ° のオフ角度を基板 に付与する理由は、 下地基板のポリタイプを引き継ぐ安定的なステ ップフロー成長がオフ基板面上で実現されるためである。 但し、 基 板のオフ角度は 8 ° に限定される訳ではなく、 1 ° 〜12° 程度の範 囲にあれば、 良質な SiCホモェピタキシャル成長を実現できる。 また、 基底面転位に対応したエッチピッ ト密度が 1 xl04cnf 2以 下になると言う、 本発明の基底面転位低減効果は、 大口径結晶、 例 えば 100龍以上の口径を有する SiC単結晶において、 より顕著に現れ る。 これは、 製造する SiC単結晶の口径が大きくなるほど温度分布 が生じ易くなり、 熱応力も大きくなるためである。
本発明により製造される SiC単結晶基板は、 その基底面転位密度 が 1 X 104cnT2以下と低いために、 基底面転位を原因として起こる 、 デバイス特性の劣化等の問題が、 従来のものに比べ起こ り難い。 さ らに、 この SiC単結晶基板上に CVD法等により 0.1〜 500 m程度の 厚さのェピタキシャル薄膜を成長して作製される SiC単結晶ェピ夕 キシャルウェハ、 特に、 SiC薄膜を形成するホモェピ夕キシャルゥ ェ、 あるいは、 GaN， AIN, InN又はこれらの混晶薄膜ェピ夕キシャ ルウェハは、 その基板ウェハとなる SiC単結晶基板の転位密度が小 さいために、 良好な特性 （ェピタキシャル薄膜の表面モフォロジー 、 耐電圧等） を示すようになる。
ェピタキシャルウェハの表面モフォロジ一は、 その上に製造され るデバイスの性能に直結するェピタキシャルウェハの最重要特性で ある。 表面モフォロジ一が悪く、 ェピタキシャル膜表面にピッ ト等 が存在していたり、 表面が平滑でなかったりすると、 半導体デバイ スにおける金属一半導体界面、 あるいは絶縁膜一半導体界面の界面 特性が劣化し、 高性能のデバイス製造が妨げられる。 また、 ェピ夕 キシャル膜の表面モフォロジ一は、 下地基板の転位密度の影響を受 け易く、 転位密度の高い基板上のェピタキシャル膜では、 表面モフ ォ口ジ一が劣化し易い。 実施例 以下に、 本発明の実施例及び比較例を述べる。
(実施例 1 )
図 2 は、 本発明の SiC単結晶イ ンゴッ トの製造装置であり、 種結 晶を用いた改良型レーリー法によって、 SiC単結晶を成長させる装 置の一例である。
まず、 この単結晶成長装置について簡単に説明する。 結晶成長は 、 種結晶として用いた SiC単結晶 1 の上に、 原料である SiC粉末 2 を 昇華再結晶化させることにより行われる。 種結晶の S i C単結晶 1 は 、 黒鉛製坩堝 3の黒鉛製蓋 4の内面に取り付けられる。 原料の SiC 粉末 2 は、 黒鉛製坩堝 3の内部に充填されている。 このような黒鉛 製坩堝 3 は、 二重石英管 5の内部に、 黒鉛の支持棒 6 により設置さ れる。 黒鉛製坩堝 3の周囲には、 熱シールドのために黒鉛製断熱材 7が設置されている。 二重石英管 5 は、 真空排気装置 13により高真 空排気 （10—3Pa以下） することができ、 かつ、 内部雰囲気を Arガス と窒素ガスの混合ガスにより圧力制御することができる。 なお、 Ar ガスは、 Ar配管 9から Arガス用マスフローコン トローラ 10を経て、 また窒素ガスは窒素ガス配管 11から窒素ガス用マスフローコン ト口 —ラ 12を経て、 それぞれ、 二重石英管内に供給することができる。 また、 二重石英管 5の外周には、 ワークコイル 8が設置されており 、 高周波電流を流すことにより黒鉛製坩堝 3 を加熱し、 原料及び種 結晶を所望の温度に加熱することができる。 坩堝温度の計測は、 坩 堝上部及び下部を覆う断熱材の中央部に直径 2〜 4 mniの光路を設け 、 坩堝上部及び下部からの光を取り出し、 二色温度計を用いて行う 。 坩堝下部の温度を原料温度、 坩堝上部の温度を種結晶温度とする 次に、 この結晶成長装置を用いた SiC単結晶の製造について、 実 施例を説明する。 まず、 予め成長させておいた SiC単結晶インゴッ トから切出した 口径 50mm、 厚さ 1 mmの { 0001} 面 4 ° オフ基板を種結晶 1 として用 意した。 その後、 この種結晶 1 を、 黒鉛製坩堝 3の黒鉛製蓋 4の内 面に取り付けた。 黒鉛製坩堝 3の内部には、 原料 2 を充填した。 原 料 2 としては、 市販の工業用 SiC結晶粉末 （質量 ppmで、 ホウ素を数 ppm アルミニウムを 10〜20ppm程度含む） を酸洗浄後、 乾燥させた ものに、 ァクセプ夕ー型の不純物であるほう素の固体原料である B4 C粉末を質量％で 0.26%混合させたものを用いた。
次いで、 原料を充填した黒鉛製坩堝 3を、 種結晶を取り付けた黒 鉛製蓋 4で閉じ、 黒鉛製断熱材 7で被覆した後、 黒鉛製支持棒 6の 上に乗せ、 二重石英管 5の内部に設置した。 そして、 石英管の内部 を真空排気した後、.ワークコイルに電流を流し、 原料温度を 2000で まで上げた。 その後、 雰囲気ガスとして窒素を容積百分率で 12%含 む Arガスを流入させ、 石英管内圧力を約 80kPaに保ちながら、 原料 温度を目標温度である 2400でまで上昇させた。 成長圧力である 1.3k Paには約 30分かけて減圧し、 その後、 約 50時間成長を続けた。 この 際の坩堝内の温度勾配は 15 :Zcmで、 成長速度は平均で約 0.62龍 Z 時であった。 最終的に得られた結晶は、 口径は 51.5mniで、 高さは 31 mm程度であった。
こう して得られた SiC単結晶を X線回路及びラマン散乱により分 祈したところ、 4H型の SiC単結晶ィンゴッ 卜が成長したことを確認 できた。 また、 二次イオン質量分析法により、 成長した SiC単結晶 中の窒素濃度及びホウ素濃度を調べたところ、 それぞれ、 1. 2X 101 9 cm"3, 4. lx l018cnT3と言う値を得た。 さらに、 成長した結晶の抵 抗率を渦電流法により測定したところ、 0.022 Qcniと言う値を得た 次に、 成長結晶中に存在する基底面転位密度を評価する目的で、 成長した単結晶イ ンゴッ トから （ 0001) Si面 8 ° オフ基板を切り出 し、 研磨した。 その後、 約 530での溶融 K0Hで基板表面をエッチング し、 顕微鏡により基底面転位に対応するエッチピッ トの密度を調べ たところ、 基板全面の平均で 5.6X 103cnf 2と言う値を得た。
さ らに、 上記した SiC単結晶から、 口径 51minの { 0001 } 面 SiC単結 晶基板を再度切出し、 鏡面研磨した。 基板の面方位は （0001) Si面 で [11-20] 方向に 8 ° オフとした。 この SiC単結晶基板を用いて、 SiCのェピタキシャル成長を行った。 SiCェピタキシャル薄膜の成長 条件は、 成長温度 1550でであり、 シラン （SiH4) 、 エチレン （C4H4 ) 、 窒素 （N2) 、 水素 （H2) の流量は、 それぞれ 5. Ox
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， 3.8x 10-9m3/sec, 3.3 x 10" 9 m3 / sec, 1.7 x 1(Γ 5 m3 secであつ た。 成長圧力は 13kPaとした。 成長時間は 1.2時間で、 膜厚としては 約 8 m成長した。
ェピタキシャル薄膜成長後、 ノマルスキー光学顕微鏡により、 得 られたェピタキシャル薄膜の表面モフォロジーを観察したところ、 基板全面に亘つて非常に平坦で、 ピッ 卜等の表面欠陥が少ない良好 な表面モフォロジ一を有する SiCェピタキシャル薄膜が成長されて いるのが分かった。
また、 上記 SiC単結晶から同様にして、 オフ角度が 0 ° の （ 0001 ) Si面 SiC単結晶基板を切り出し、 鏡面研磨した後、 その上に GaN薄 膜を有機金属化学気相成長 （M0CVD) 法によりェピタキシャル成長 させた。 成長条件は、 成長温度 1050でであり、 ト リ メチルガリ ウム (TMG) 、 アンモニア （NH3) 、 シラン （SiH4) をそれぞれ、 54X 1 IT6モル/ min, 4 リ ッ トル/ min， 22 x 1(Γ 1 1モル/ min流した。 ま た、 成長圧力は大気圧とした。 成長時間は 20分間で、 n型の GaNを 約 1 mの膜厚で成長させた。
得られた GaN薄膜の表面状態を調べる目的で、 成長表面をノマル スキー光学顕微鏡により観察した。 基板全面に亘つて非常に平坦な モフォロジ一が得られ、 高品質な GaN薄膜が形成されているのが分 かった。
最後に、 先に作製した SiCホモェピタキシャルウェハを用いて、 ショ ッ トキー障壁ダイオード （SBD) の試作を行った。 ショ ッ トキ 一電極材料としてはチタンを採用し、 また裏面のォーミック電極材 料としてはニッケルを採用した。 電極サイズは 1.2mm Φとし、 ショ ッ トキ一電極周りの終端構造はアルミニウムのイオン注入により形 成した。 口径 51mmのウェハ全面に合計 256個の SBDを試作し、 それぞ れの素子の耐圧を測定した。 本実施例で製造した SiCェピ夕キシャ ル膜の厚さ及びドーピング密度が 8 m及び 8 X 101 5 cm— 3程度であ つたため、 素子耐圧として 600Vを超えたものを合格素子として素子 歩留りを計算したところ、 本実施例の SiCホモェピ夕キシャルゥェ ハでは、 82%の素子歩留りを得た。 素子製造工程に起因した特性劣 化分 （ゴミ付着等による素子劣化） を考慮すると、 ェピタキシャル 膜の品質自体が原因となって特性劣化したものは、 殆ど無かったと 考えられる。 また、 SBDの平均オン電圧は 1.55Vであった。
(実施例 2 )
ァクセプ夕ー型不純物としてアルミニウムを添加した場合の実施 例について記す。
まず、 予め成長させておいた SiC単結晶インゴッ トから切出した 口径 50mm、 厚さ 1 の { 0001 } 面 4 ° オフ基板を種結晶 1 として用 意した。 その後、 この種結晶 1 を用いて、 実施例 1 と同様の手順で 結晶成長を 50時間行った。 ただし、 この実施例では、 アルミニウム の固体原料である A14C3粉末をカプセル状の黒鉛容器に収納した後 、 原料である SiC結晶粉末中に仕込んだ。 SiC結晶粉末中の A14C3粉 末の混合割合は、 質量％で 35.7%とした。 得られた結晶の口径は 51 .5mmで、 平均の結晶成長速度は約 0.60πιιηΖ時で、 高さは 30min程度で あつ /こ。
こう して得られた SiC単結晶を X線回路及びラマン散乱により分 祈したところ、 4H型の SiC単結晶ィ ンゴッ トが成長したことを確認 できた。 また、 単結晶中の窒素及びアルミニウム濃度を測定する目 的で、 二次イオン質量分析法を行ったところ、 それぞれ、 1. 1 X 101 9cm— 3， 2. 2X 1018cm—3という値を得た。 さ らに、 成長した結晶の抵 抗率を渦電流法により測定したところ、 0.020 Ω cmという値を得た 次に、 成長結晶中に存在する基底面転位密度を評価する目的で、 成長した単結晶イ ンゴッ トから （ 0001) Si面 8 ° オフ基板を切り出 し、 研磨した。 その後、 約 530での溶融 K0Hで基板表面をエッチング し、 顕微鏡により基底面転位に対応するエッチピッ トの密度を調べ たところ、 基板全面の平均で 7.4X l03cnr2という値を得た。
さらに、 上記した SiC単結晶から、 口径 51龍の { 0001 } 面 SiC単結 晶基板を切出し、 研磨して鏡面基板した。 基板の面方位は （0001) Si面で [11-20] 方向に 8 ° オフとした。 この SiC単結晶基板を用い て、 SiCのェピタキシャル成長を行った。 SiCェピタキシャル薄膜の 成長条件は、 成長温度 1550でであり、 SiH4， C2H4， N2 , Η2の流量は 、 それぞれ 5. OX 10— 9m3 sec, 3.8 X 10— 9 m3 Z sec, 3.3 X 10" 9 m3 / s ec, 1.7x l(T5m3Zsecであった。 成長圧力は 13kPaとした。 成長時 間は 1.2時間で、 膜厚としては約 8 m成長した。
ェピタキシャル薄膜成長後、 ノマルスキ一光学顕微鏡により、 得 られたェピタキシャル薄膜の表面モフォロジ一を観察したところ、 ピッ ト等の少ない平滑な表面が得られていることが分かった。
また、 上記 SiC単結晶から同様にして、 オフ角度が 0 ° の （ 0001 ) Si面 SiC単結晶基板を切り出し、 鏡面研磨した後、 その上に GaN薄 膜を MOCVD法によりェピタキシャル成長させた。 成長条件は、 成長 温度 1050でであり、 TMG， NH3， SiH4をそれぞれ、 54X 10—6モル Zmi n, 4 リ ッ トルノ min， 22 x 10— 1 1モル/ min流した。 また、 成長圧力 は大気圧とした。 成長時間は 20分間で、 n型の GaNを約 1 mの膜厚 で成長させた。
得られた GaN薄膜の表面状態を調べる目的で、 成長表面をノマル スキー光学顕微鏡により観察したところ、 ピッ ト等の少ない良好な 表面モフォロジーを有するェピタキシャル薄膜が形成されているの が分かつた。
最後に、 先に作製した SiCホモェピタキシャルウェハを用いて、 S BDの試作を行った。 ショ ッ トキー電極ゃォーミック電極材料、 電極 サイズ等は全て実施例 1 と同じとし、 素子耐圧 600V超を合格素子と して 256個の SBDの耐圧を測定した。 本実施例で製造した SiCホモェ ピ夕キシャルウェハでは、 79%の素子歩留りを得た。 また、 SBDの 平均オン電圧は 1.52Vであった。
(実施例 3 )
ホウ素、 窒素共に、 実施例 1 と比較して多く添加した場合の実施 例について述べる。
まず、 予め成長させておいた SiC単結晶インゴッ トから切出した 口径 50龍、 厚さ 1 mmの { 0001} 面 4 ° オフ基板を種結晶 1 として用 意した。 その後、 この種結晶 1 を用いて、 実施例 1 と同様の手順で 結晶成長を 50時間行った。 但し、 この実施例では、 B4C粉末の混合 割合を質量％で 2 %とした。 また、 雰囲気ガスとして窒素を容積百 分率で 40 %含む A rガスを流入させ結晶成長を行った。 得られた結晶 の口径は 51.5mmで、 平均の結晶成長速度は約 0.54ππηΖ時で、 高さは 27腿程度であつた。
こう して得られた SiC単結晶を X線回路及びラマン散乱により分 祈したところ、 4H型の SiC単結晶ィンゴッ トが成長したことを確認 できた。 また、 単結晶中の窒素及びホウ素濃度を測定する目的で、 二次イオン質量分析法を行ったところ、 それぞれ 2.7x 1019 CDT 3， 1 .5x l019cnf3という値を得た。 さらに、 成長した結晶の抵抗率を渦 電流法により測定したところ、 0.015 Ω cmという値を得た。
次に、 成長結晶中に存在する基底面転位密度を評価する目的で、 成長した単結晶インゴッ トから （0001) Si面 8 ° オフ基板を切り出 し、 研磨した。 その後、 約 530T:の溶融 K0Hで基板表面をエッチング し、 顕微鏡により基底面転位に対応するエッチピッ トの密度を調べ たところ、 基板全面の平均で 2. 3X 103cnr2という値を得た。
さらに、 上記した SiC単結晶から、 口径 5 lmmの { 0001 } 面 SiC単結 晶基板を切出し、 研磨して鏡面基板とした。 基板の面方位は （0001 ) Si面で [11-20] 方向に 8 ° オフとした。 この SiC単結晶基板を用 いて、 SiCのェピタキシャル成長を行った。 SiCェピタキシャル薄膜 の成長条件は、 成長温度 1550 であり、 SiH4, C2H4 , Ν2 , Η2の流量 は、 それぞれ 5. Ox 10—9m3Zsec, 3.8 x 10" 9 m3 / sec, 3.3xl0—9m3 /sec, 1.7x 10—5m3/secであった。 成長圧力は 13kPaとした。 成長 時間は 1.2時間で、 膜厚としては約 8 m成長した。
ェピタキシャル薄膜成長後、 ノマルスキー光学顕微鏡により、 得 られたェピタキシャル薄膜の表面モフォロジ一を観察したところ、 基板全面に亘つて平滑な表面が得られたことが確認できた。
また、 上記 SiC単結晶から同様にして、 オフ角度が 0 ° の （0001 ) Si面 SiC単結晶基板を切り出し、 鏡面研磨した後、 その上に GaN薄 膜を M0CVD法によりェピタキシャル成長させた。 成長条件は、 成長 温度 1050 であり、 TMG， NH3 , SiH4をそれぞれ、 54 x 10— 6モル Zmi n, 4 リ ッ トル min, 22 x 10— 1 1モル/ min流した。 また、 成長圧力 は大気圧とした。 成長時間は 20分間で、 n型の GaNを約 1 膜厚 で成長させた。
得られた GaN薄膜の表面状態を調べる目的で、 成長表面をノマル スキー光学顕微鏡により観察したところ、 滑らかな表面モフォロジ ーを呈するェピタキシャル薄膜が形成されていることが分かった。 最後に、 先に作製した SiCホモェピタキシャルウェハを用いて、 S BDの試作を行った。 ショ ッ トキー電極ゃォ一ミック電極材料、 電極 サイズ等は全て実施例 1 と同じとし、 素子耐圧 600V超を合格素子と して 256個の SBDの耐圧を測定した。 本実施例で製造した SiCホモェ ピ夕キシャルウェハでは、 89%の素子歩留りを得た。 また、 SBDの 平均オン電圧は 1.48Vであつた。
(比較例 1 )
比較例として、 SiC結晶粉末に B4C粉末を意図的に全く添加しない 原料粉末を用いた成長実験について記す。
まず、 予め成長させておいた SiC単結晶インゴッ トから切り出し た口径 50mm、 厚さ 1 mmの { 0001 } 面 4 ° オフ基板を種結晶 1 として 用意した。 その後、 この種結晶 1 を用いて、 実施例と同様の手順で 結晶成長を 50時間行った。 但し、 この比較例では、 B4C粉末を全く 添加しない S i C結晶粉末を原料として用いた。 得られた結晶の口径 は 51.5miiiで、 平均の結晶成長速度は約 0.64腿 時で、 高さは 32ram程 度であった。
こう して得られた SiC単結晶を X線回路及びラマン散乱により分 祈したところ、 4H型の SiC単結晶インゴッ 卜が成長したことを確認 できた。 また、 単結晶中の窒素及びホウ素濃度を測定する目的で、 二次イオン質量分析法を行ったところ、 それぞれ 1.2X 1018cnf 3， 1 .3x i017cnf3という値を得た。 さらに、 成長した結晶の抵抗率を渦 電流法により測定したところ、 0.015 Ω cmという値を得た。
次に、 成長結晶中に存在する基底面転位密度を評価する目的で、 成長した単結晶インゴッ トから （ 0001) Si面 8 ° オフ基板を切り出 し、 研磨した。 その後、 約 530での溶融 K0Hで基板表面をエッチング し、 顕微鏡により基底面転位に対応するエッチピッ トの密度を調べ たところ、 基板全面の平均で 1.4X 104 cm— 2という値を得た。
さらに、 上記した SiC単結晶から、 口径 51匪の { 0001 } 面 SiC単結 晶基板を切出し、 研磨して鏡面基板とした。 基板の面方位は （ 0001 ) Si面で [1卜 20] 方向に 8 ° オフとした。 'この SiC単結晶基板を用 いて、 SiCのェピタキシャル成長を行った。 SiCェピタキシャル薄膜 の成長条件は、 成長温度 1550 であり、 SiH4, C2H4， N2 , Η2の流量 は、 それぞれ 5. Ox 10—9m3Zsec, 3.8 x 10" 9 m3 / sec, 3.3xi0—9m3 /sec, 1.7X 10— 5m3 secであった。 成長圧力は 13kPaとした。 成長 時間は 1.2時間で、 膜厚としては約 8 /in成長した。
ェピタキシャル薄膜成長後、 ノマルスキー光学顕微鏡により、 得 られたェピタキシャル薄膜の表面モフォロジ一を観察したところ、 転位欠陥に起因すると思われる表面欠陥 （ピッ ト） がー部の領域で 観測された。
また、 上記 SiC単結晶から同様にして、 オフ角度が 0 ° の （ 0001 ) Si面 SiC単結晶基板を切り出し、 鏡面研磨した後、 その上に GaN薄 膜を M0CVD法によりェピタキシャル成長させた。 成長条件は、 成長 温度 1050でであり、 TMG, NH3, SiH4をそれぞれ、 54 X 10— 6モル Zmi n, 4 リ ッ トル /min, 22 x 10— 1 1モル Zmin流した。 また、 成長圧力 は大気圧とした。 成長時間は 20分間で、 n型の GaNを約 1 mの膜厚 で成長させた。
得られた GaN薄膜の表面状態を調べる目的で、 成長表面をノマル スキー光学顕微鏡により観察したところ、 やや荒れた表面モフォロ ジーを呈していることが分かった。
最後に、 先に作製した SiCホモェピタキシャルウェハを用いて、 S BDの試作を行った。 ショ ッ トキー電極ゃォーミ ック電極材料、 電極 サイズ等は全て実施例 1 と同じとし、 素子耐圧 600V超を合格素子と して 256個の SBDの耐圧を測定した。 本比較例で製造した SiCホモェ ピ夕キシャルウェハでは、 51 %の素子歩留り となった。 耐圧劣化を 起こ した素子は、 ェピタキシャル表面にピッ ト等が観測された領域 に多く存在していた。 また、 耐圧が良好だった SBDの平均オン電圧 は 1.49Vであつた。
(比較例 2 )
比較例として、 ドナ一型の不純物とァクセプ夕ー型の不純物の濃 度差が小さい場合の成長実験について記す。
まず、 予め成長させておいた SiC単結晶イ ンゴッ 卜から切出した 口径 50mm、 厚さ 1 mmの { 0001} 面 4 ° オフ基板を種結晶 1 として用 意した。 その後、 この種結晶 1 を用いて、 実施例 1 と同様の手順で 結晶成長を 50時間行った。 但し、 この比較例では、 雰囲気ガスとし て窒素を容積百分率で 5 %含む Arガスを流入させ結晶成長を行った 。 得られた結晶の口径は 51.5mmで、 平均の結晶成長速度は約 0.66mm Z時で、 高さは 33mm程度であった。
こう して得られた SiC単結晶を X線回路及びラマン散乱により分 祈したところ、 4H型の SiC単結晶イ ンゴッ トが成長したことを確認 できた。 また、 単結晶中の窒素及びホウ素濃度を測定する目的で、 二次イオン質量分析を行ったところ、 それぞれ 4.5x i018cm—3， 3.8 X 1018cnf3という値を得た。 さ らに、 成長した結晶の抵抗率を渦電 流法により測定したところ、 0.25 Ω cmという高い抵抗率を得た。
次に、 成長結晶中に存在する基底面転位密度を評価する目的で、 成長した単結晶インゴッ トから （0001) Si面 8 ° オフ基板を切り出 し、 研磨した。 その後、 約 530での溶融 K0Hで基板表面をエッチング し、 顕微鏡により基底面転位に対応するエッチピッ トの密度を調べ たところ、 基板全面の平均で 7.2 x 103 cm— 2という値を得た。
さらに、 上記した SiC単結晶から、 口径 5 lmmの { 0001 } 面 SiC単結 晶基板を切出し、 研磨して鏡面基板とした。 基板の面方位は （ 0001 ) Si面で [11-20] 方向に 8 ° オフとした。 この SiC単結晶基板を用 いて、 SiCのェピタキシャル成長を行った。 SiCェピタキシャル薄膜 の成長条件は、 成長温度 1550 であり、 SiH4， C2H4， N2， H2の流量 は、 それぞれ 5. Ox 10— 9m3Zsec， 3.8 x 10" 9 m3 / sec, 3. 3 X 10— 9m3 /sec, 1.7x 10— 5m3ノ secであった。 成長圧力は 13kPaとした。 成長 時間は 1.2時間で、 膜厚としては約 8 /zm成長した。
ェピタキシャル薄膜成長後、 ノマルスキー光学顕微鏡により、 得 られたェピタキシャル薄膜の表面モフォロジ一を観察したところ、 転位欠陥に起因すると思われる表面欠陥は観測されなかった。
また、 上記 SiC単結晶から同様にして、 オフ角度が 0 ° の （0001 ) Si面 SiC単結晶基板を切り出し、 鏡面研磨した後、 その上に GaN薄 膜を M0CVD法によりェピタキシャル成長させた。 成長条件は、 成長 温度 1050 であり、 TMG, NH3 , SiH4をそれぞれ、 54x10— 6モル/ mi n, 4 リ ッ トル min, 22 x 10— 1 1モル Zmin流した。 また、 成長圧力 は大気圧とした。 成長時間は 20分間で、 n型の GaNを約 1 mの膜厚 で成長させた。
得られた GaN薄膜の表面状態を調べる目的で、 成長表面をノマル スキー光学顕微鏡により観察したところ、 ピッ ト等の少ない平滑な 表面モフォロジーを呈していることが分かった。
最後に、 先に作製した SiCホモェピタキシャルウェハを用いて、 S BDの試作を行った。 ショ ッ トキー電極ゃォーミック電極材料、 電極 サイズ等は全て実施例 1 と同じとし、 素子耐圧 600V超を合格素子と して 256個の SBDの耐圧を測定した。 本比較例で製造した SiCホモェ ピ夕キシャルウェハでは、 82%の素子歩留りを得られたが、 平均ォ ン電圧が、 2. 45Vと、 実施例 1で試作したものに比べ IV程度高くな つてしまい、 パワーダイオー ドとしては不適となった。 産業上の利用可能性
本発明によれば、 転位欠陥が少ない良質の S i C単結晶を再現性良 く得ることができる。 特に、 大口径のイ ンゴッ トになるほど、 この 効果は大きい。 このような S i C単結晶から切り出した基板及びェピ タキシャルウェハを用いれば、 電気的特性の優れた高周波 · 高耐圧 電子デバイス、 光学的特性の優れた青色発光素子を製作することが できる。

Claims

請 求 の 範 囲
1 . 炭化珪素単結晶中に ドナー型の不純物を濃度 2 X l01 8 cnT 3以 上 6 X 102 D CDT 3以下、 且つァクセプ夕ー型の不純物を濃度 1 X 101 8 cm— 3以上 5.99 X 10 cm— 3以下含有し、 さらに前記ドナー型の不純物 濃度がァクセプ夕一型の不純物濃度より大きく、 その差が 1 X 101 8 cm— 3以上 5.99 X 102 D cm— 3以下であることを特徴とする炭化珪素単結 晶イ ンゴッ ト。
2. 前記ドナー型の不純物濃度とァクセプ夕ー型の不純物濃度の 差が 6 X 1018cm—3以上 5.99x i02 Qcm— 3以下である請求項 1 に記載の 炭化珪素単結晶ィ ンゴッ ト。
3. 前記炭化珪素単結晶の結晶多形が 4H型である請求項 1 又は 2 に記載の炭化珪素単結晶イ ンゴッ ト。
4 . 前記ドナ一型の不純物が窒素である請求項 1〜 3の何れかに 記載の炭化珪素単結晶イ ンゴッ 卜。
5 . 前記ァクセプ夕ー型の不純物がホウ素である請求項 1 〜 4の 何れかに記載の炭化珪素単結晶ィ ンゴッ ト。
6. 前記ァクセプ夕ー型の不純物がアルミニウムである請求項 1 〜 4の何れかに記載の炭化珪素単結晶イ ンゴッ ト。
7. 前記イ ンゴッ 卜の口径が 50腿以上 300mm以下である請求項 1 〜 6の何れかに記載の炭化珪素単結晶イ ンゴッ ト。
8. 請求項 1 〜 7 の何れかに記載の炭化珪素単結晶イ ンゴッ トで あって、 該イ ンゴッ トから （ 0001) Si面 8 ° オフで切断し、 研磨し てなる炭化珪素単結晶基板上で計測される基底面転位に起因したェ ツチピッ ト密度が 1 X l04 cnf 2以下であることを特徴とする炭化珪 素単結晶ィ ンゴッ 卜。
9 . 請求項 1〜 7 の何れかに記載の炭化珪素単結晶イ ンゴッ トで あって、 該イ ンゴッ トから （ 0001) Si面 8 ° オフで切断し、 研磨し てなる炭化珪素単結晶基板上で計測される基底面転位に起因したェ ツチピッ ト密度が 5 X 103 cnf 2以下であることを特徴とする炭化珪 素単結晶ィ ンゴッ 卜。
10. 請求項 1 〜 7の何れかに記載の炭化珪素単結晶イ ンゴッ トを 切断し、 研磨してなる炭化珪素単結晶基板。
11. 請求項 10に記載の炭化珪素単結晶基板に、 炭化珪素薄膜をェ ピ夕キシャル成長してなる炭化珪素ェピタキシャルウェハ。
12. 請求項 10に記載の炭化珪素単結晶基板に、 窒化ガリウム、 窒 化アルミニウム、 窒化イ ンジウム又はこれらの混晶をェピ夕キシャ ル成長してなる薄膜ェピタキシャルウェハ。
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