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WO2018056438A1 - 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

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 Download PDF

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Publication number
WO2018056438A1
WO2018056438A1 PCT/JP2017/034499 JP2017034499W WO2018056438A1 WO 2018056438 A1 WO2018056438 A1 WO 2018056438A1 JP 2017034499 W JP2017034499 W JP 2017034499W WO 2018056438 A1 WO2018056438 A1 WO 2018056438A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
single crystal
sic single
concentration
crystal substrate
substrate
Prior art date
Application number
PCT/JP2017/034499
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
数馬 江藤
裕政 周防
智久 加藤
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 US16/333,269 priority Critical patent/US10892334B2/en
Priority to DE112017004799.4T priority patent/DE112017004799B4/de
Priority to CN201780057496.8A priority patent/CN109715867B/zh
Publication of WO2018056438A1 publication Critical patent/WO2018056438A1/ja

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/36—Carbides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
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    • C30B23/00—Single-crystal growth by condensing evaporated or sublimed materials
    • C30B23/02—Epitaxial-layer growth
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C30B23/02—Epitaxial-layer growth
    • C30B23/06—Heating of the deposition chamber, the substrate or the materials to be evaporated
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
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    • C30B33/02—Heat treatment
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
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    • H10D62/00—Semiconductor bodies, or regions thereof, of devices having potential barriers
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    • H—ELECTRICITY
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    • H10D—INORGANIC ELECTRIC SEMICONDUCTOR DEVICES
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    • H10D62/832—Semiconductor bodies, or regions thereof, of devices having potential barriers characterised by the materials being Group IV materials, e.g. B-doped Si or undoped Ge being Group IV materials comprising two or more elements, e.g. SiGe
    • H10D62/8325—Silicon carbide
    • H—ELECTRICITY
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    • H10D—INORGANIC ELECTRIC SEMICONDUCTOR DEVICES
    • H10D62/00—Semiconductor bodies, or regions thereof, of devices having potential barriers
    • H10D62/40—Crystalline structures
    • H10D62/405—Orientations of crystalline planes

Definitions

  • the present invention relates to an n-type SiC single crystal substrate, a manufacturing method thereof, and a SiC epitaxial wafer.
  • Silicon carbide (SiC) has a dielectric breakdown electric field an order of magnitude larger than silicon (Si) and a band gap of about three times larger. Silicon carbide (SiC) has characteristics such as about three times higher thermal conductivity than silicon (Si). From such characteristics, silicon carbide (SiC) is expected to be applied to power devices, high-frequency devices, high-temperature operating devices, and the like.
  • the SiC single crystal has polymorphs such as 3C—SiC, 4H—SiC, and 6H—SiC, that is, various crystal structures. Polymorphism is caused by the fact that the crystal structure of SiC is the same as the outermost surface structure when viewed from the c-axis direction ( ⁇ 000-1> direction). Among these polymorphs, 4H—SiC single crystal has high mobility. For this reason, utilization to a power device is expected.
  • n-type single crystal substrate In order to manufacture a SiC power device or the like, depending on the device structure, not only an n-type single crystal substrate but also a p-type single crystal substrate is required. However, because of the ease of manufacturing, much research has been conducted on the reduction in resistance of the n-type SiC single crystal compared to the p-type single crystal substrate. Therefore, when producing an electronic device such as a power device using a SiC single crystal substrate, a low-resistance n-type SiC single crystal substrate is usually used as a base substrate. In general, in an n-type SiC single crystal substrate, nitrogen is used as a donor element. Nitrogen atoms doped in the SiC single crystal act as donors by substituting carbon atoms.
  • Patent Document 1 discloses that stacking faults that occur during crystal growth of an n-type SiC single crystal substrate (as grown substrate) can be reduced by doping both a donor element and an acceptor element. Has been.
  • Patent Document 1 a value obtained by subtracting the concentration of the acceptor element from the concentration of the donor element in the substrate (hereinafter sometimes referred to as “donor concentration ⁇ acceptor concentration”) is set to 1 ⁇ 10 21 / cm 3 or less.
  • donor concentration ⁇ acceptor concentration a value obtained by subtracting the concentration of the acceptor element from the concentration of the donor element in the substrate
  • Non-Patent Documents 2 and 3 show that when the nitrogen concentration is increased, a double Shockley type stacking fault (DSSF) is likely to be generated by heat treatment. As described above, it is desirable to increase the nitrogen concentration in order to reduce the resistance. However, if the nitrogen concentration is increased, there is a dilemma that many double Shockley type stacking faults are generated by heat treatment.
  • DSSF double Shockley type stacking fault
  • Patent Document 2 and Patent Document 3 double Shockley type stacking faults that are generated by heat treatment of such a low resistance SiC single crystal substrate are usually generated by mechanical stress or the like. It is described that the stacking fault is different from the stacking fault. Furthermore, it has been reported that the occurrence of double Shockley-type stacking faults can be suppressed by polishing the surface, back surface and outer peripheral side surface of a low resistivity substrate to have a predetermined surface roughness (Patent Literature). 2 and Patent Document 3).
  • the present invention has been made in view of the above problems, and a SiC single crystal in which double Shockley type stacking faults are prevented from being mixed from the outer peripheral portion of the SiC single crystal substrate into the device use region during heat treatment. It is an object of the present invention to provide a substrate, a manufacturing method thereof, and a SiC epitaxial wafer.
  • the present invention provides an n-type SiC single crystal substrate of the following first aspect in order to solve the above-mentioned problems.
  • An n-type SiC single crystal substrate is a substrate in which both a donor and an acceptor are doped, and the difference between the donor concentration and the acceptor concentration in the outer peripheral portion of the substrate is different from the donor concentration in the central portion.
  • the n-type SiC single crystal substrate is smaller than the difference in acceptor concentration and the difference in donor concentration and acceptor concentration in the outer peripheral portion is less than 3.0 ⁇ 10 19 / cm 3 .
  • the n-type SiC single crystal substrate of the first aspect of the present invention preferably includes the following features (2) to (5). These features are preferably combined with each other as necessary. (2) The difference between the donor concentration and the acceptor concentration in the outer peripheral portion may be smaller than 2.0 ⁇ 10 19 / cm 3 .
  • the difference between the donor concentration and the acceptor concentration in the central portion may be larger than 1.0 ⁇ 10 19 / cm 3 than the difference between the donor concentration and the acceptor concentration in the outer peripheral portion.
  • the second aspect of the present invention is the following SiC epitaxial wafer.
  • the SiC epitaxial wafer according to the second aspect of the present invention preferably includes the following features (5) to (6). These features are preferably combined with each other as necessary.
  • a stacking fault density of the n-type SiC single crystal substrate may be 5 cm ⁇ 1 or less.
  • the third aspect of the present invention is the following n-type SiC single crystal substrate manufacturing method.
  • (6) A crystal growth step of laminating a SiC single crystal while co-doping a donor and an acceptor on one surface of a seed crystal by a sublimation recrystallization method, and the crystal growth surface is convex in at least a part of the crystal growth step. This is a method of manufacturing an n-type SiC single crystal substrate that maintains its shape.
  • the method for producing an n-type SiC single crystal substrate according to the third aspect of the present invention preferably includes the following features (7) to (10). These features are preferably combined with each other as necessary.
  • a heat load step of 1000 ° C. or more and 2000 ° C. or less is performed on the SiC single crystal after the crystal growth step.
  • the crystal growth step is a step of manufacturing a SiC single crystal ingot, a step of slicing a substrate from the SiC single crystal ingot, a step of performing a bering process on the outer peripheral portion of the sliced substrate, After performing, it has the process of heat-processing 1000 degreeC or more and 2000 degrees C or less.
  • crystal growth is performed in an environment where the temperature at the center of the seed crystal is lower than that at the outer periphery of the seed crystal, and the crystal growth surface is maintained in a convex shape.
  • crystal growth is performed in an environment where the temperature of the seed crystal center is lower than that of the seed crystal periphery.
  • a SiC single crystal substrate in which double Shockley-type stacking faults are prevented from being mixed from the outer periphery of the SiC single crystal substrate into the device use region during heat treatment. Can provide. Since there are few double Shockley type stacking faults, the resistivity of the device region is low and the crystallinity is excellent.
  • the SiC epitaxial wafer of the present invention the SiC single crystal substrate in which the double Shockley type stacking fault is prevented from being mixed from the outer peripheral portion of the SiC single crystal substrate into the device use region during the heat treatment is formed on the SiC single crystal substrate.
  • a SiC epitaxial wafer having a film formed thereon can be provided.
  • a method for manufacturing a single crystal substrate can be provided.
  • FIG. 4 It is a schematic cross-sectional schematic diagram of a general SiC single crystal substrate before and after heat treatment.
  • the horizontal axis represents “donor concentration ⁇ acceptor concentration”, and the vertical axis represents the stacking fault expansion rate.
  • FIG. 4 A schematic side view of an SiC single crystal ingot manufactured using the method for manufacturing an n-type SiC single crystal substrate of the present invention ((a) of FIG. 4), and manufactured from this ingot and used in Example 1.
  • FIG.4 (b) a schematic top view of a 32 mm diameter n-type SiC single crystal substrate.
  • FIG. 5 is a table showing the nitrogen concentration, aluminum concentration, and (nitrogen concentration ⁇ aluminum concentration) in the outer peripheral portion and the central portion measured at the position of FIG. 4 in Example 1.
  • FIG. 6 shows a resistivity distribution (left graph) measured by the eddy current method, and an estimated (nitrogen concentration-aluminum concentration) distribution (right graph) calculated based on Equation (1) based on the resistivity distribution. ), And a table (lower table) showing (nitrogen concentration-aluminum concentration) of the outer peripheral portion and the central portion measured by SIMS.
  • FIG. 1 the cross-sectional schematic diagram of the SiC single crystal substrate before and behind heat processing is shown.
  • FIG. 1A is a schematic cross-sectional view of a SiC single crystal substrate before heat treatment.
  • FIG. 1B is a schematic cross-sectional view of the SiC single crystal substrate after the heat treatment.
  • FIG. 1 (a) it is schematically shown that there is damage (damage) due to beveling on the front side or back side surface and the outer peripheral side surface.
  • FIG. 1B it is schematically shown that a double Shockley type stacking fault occurs due to the processing damage after the heat treatment, and expands and enters the device use region. ing.
  • the device use area means an area used as a chip, that is, a part excluding a predetermined peripheral vicinity and a part where the chip is actually manufactured.
  • the device use area (central part) means an area that is opposite to the edge exclusion area (outer peripheral part) that is not used as a chip, that is, including the central part of the substrate.
  • the edge exclusion region a region that is advanced from the outermost periphery (periphery) of the SiC single crystal substrate (wafer) to a predetermined distance toward the center, for example, a substantially donut-shaped region is set.
  • an area that extends from the outermost circumference to the center of the wafer up to 2 mm is set as the edge exclusion area, but is not limited thereto.
  • the area inside the edge exclusion area is the device use area.
  • the “peripheral portion” is a portion (region) where beveling can be performed in the SiC single crystal substrate.
  • the “center portion” is a portion (region) closer to the center of the SiC single crystal substrate than the “outer peripheral portion”.
  • the “outer periphery” may be a 2 mm portion (region) from the outermost periphery toward the center of the wafer.
  • a chip such as a power device is manufactured by processing the device use area. For this reason, it is preferable that the crystallinity of the device use region is good, and it is also desirable that the resistivity is low.
  • FIG. 1 shows that a double Shockley type stacking fault occurs in a general SiC single crystal substrate.
  • a double Shockley type stacking fault occurs due to damage caused by beveling of the outer peripheral side surface of the SiC single crystal substrate. Then, the defect expands and enters (enters) the device usage area. It is desirable that the double Shockley type stacking fault does not enter the device use area.
  • a SiC single crystal is grown by co-doping with a donor and an acceptor on the (000-1) C surface of the seed crystal or a surface having an off angle with respect to this surface by sublimation recrystallization.
  • a SiC single crystal ingot is manufactured.
  • the crystal growth is performed while keeping the crystal growth surface convex.
  • the obtained SiC single crystal ingot is sliced at the C plane or a plane having an off angle with respect to this plane to obtain a SiC single crystal substrate (wafer).
  • “donor concentration ⁇ acceptor concentration” in the outer peripheral portion of the wafer becomes smaller than that in the central portion. That is, when the above manufacturing method is performed, the amount (concentration) of nitrogen (N) as a donor is large on the (000-1) C plane (just plane) and decreases when it is deviated from the C plane (just plane). .
  • the intake amount (concentration) of aluminum (Al) or boron (B), which is an acceptor does not have such a plane orientation dependency and has a substantially uniform concentration in the plane. The present inventor has found these things. It also made this discovery even better.
  • the concentration of nitrogen (donor) is high on the (000-1) C plane (just plane) and decreases when it deviates from the C plane (just plane).
  • the concentration of aluminum (Al) or boron (B) has almost no plane orientation dependency in the vicinity of the C plane. Therefore, the “donor concentration-acceptor concentration” in the outer peripheral portion of the SiC single crystal substrate can be made smaller than that in the central portion. When the “donor concentration-acceptor concentration” is low, double Shockley type stacking faults are less likely to occur.
  • the “donor concentration-acceptor concentration” degree is low, the expansion rate of the Double Shockley type stacking fault becomes slow. Therefore, it is possible to suppress the introduction of defects from the outer peripheral portion of the SiC single crystal substrate to the device use region during the heat treatment. Note that if the “donor concentration-acceptor concentration” is high in the central portion, an effect that the resistivity decreases in the device use region can be obtained.
  • An n-type SiC single crystal substrate is a substrate that has a first main surface, a second main surface (back surface), and an outer peripheral side surface, and is doped with both a donor and an acceptor. Further, the difference between the donor concentration and the acceptor concentration in the outer peripheral portion is smaller than the difference between the donor concentration and the acceptor concentration in the central portion, and the difference between the donor concentration and the acceptor concentration in the outer peripheral portion is 3.0 ⁇ 10 19 / cm 3. Smaller than. It is preferable that the difference between the donor concentration and the acceptor concentration in the outer peripheral portion is smaller than 2.0 ⁇ 10 19 / cm 3 .
  • the difference between the donor concentration and the acceptor concentration is preferably larger than 1.0 ⁇ 10 19 / cm 3 in the central portion than in the outer peripheral portion. Since there exists an effect which lowers the resistivity of a center part, it is still more preferable that the center part is larger than 1.4 * 10 ⁇ 19 > / cm ⁇ 3 > rather than an outer peripheral part. In the example shown in FIG. 6, there is a difference in size of about 1.5 ⁇ 10 19 / cm 3 at the maximum.
  • the donor concentration and acceptor concentration in the outer peripheral portion, and the donor concentration and acceptor concentration in the central portion can be arbitrarily selected.
  • the donor concentration at the outer periphery is preferably 2.0 ⁇ 10 19 to 1.0 ⁇ 10 20 / cm ⁇ 3 , and is preferably 3.0 ⁇ 10 19 to 8.0 ⁇ 10 19 / cm ⁇ 3 . It is more preferable.
  • the acceptor concentration at the outer periphery is preferably 0.5 ⁇ 10 19 to 8.0 ⁇ 10 19 / cm ⁇ 3 , and preferably 1.0 ⁇ 10 19 to 6.0 ⁇ 10 19 / cm ⁇ 3. More preferred.
  • the donor concentration in the central part is preferably 3.0 ⁇ 10 19 to 1.2 ⁇ 10 20 / cm ⁇ 3 , and preferably 5.0 ⁇ 10 19 to 1.2 ⁇ 10 20 / cm ⁇ 3. More preferred.
  • the acceptor concentration at the center is preferably 0.5 ⁇ 10 19 to 8.0 ⁇ 10 19 / cm ⁇ 3 , and preferably 1.0 ⁇ 10 19 to 6.0 ⁇ 10 19 / cm ⁇ 3. More preferred.
  • the difference between the donor concentration and the acceptor concentration in the center is preferably 2.0 ⁇ 10 19 to 9.0 ⁇ 10 19 / cm ⁇ 3 , and is 3.0 ⁇ 10 19 to 9.0 ⁇ 10 19 . It is more preferable.
  • the n-type SiC single crystal substrate of the present invention is preferably an n-type 4H—SiC single crystal substrate.
  • the size and thickness of the substrate may be arbitrarily selected.
  • the resistivity of the substrate can also be arbitrarily selected.
  • the average resistivity is preferably 1 to 15 m ⁇ ⁇ cm, and more preferably 3 to 10 m ⁇ ⁇ cm.
  • any one of group V elements such as nitrogen, phosphorus or arsenic can be preferably used.
  • group III elements aluminum, boron or gallium can be preferably used.
  • FIG. 2 is a graph obtained by producing a plurality of substrates having the same shape by using nitrogen as a donor and Al or B as an acceptor and using these crystal cross-section samples. Based on the evaluation results of these samples, the horizontal axis represents “donor (N) concentration—acceptor (Al or B) concentration” in the outer peripheral portion, and the vertical axis represents the stacking fault expansion rate.
  • a nitrogen-doped sample having the same shape was prepared, evaluated in the same manner, and placed on a graph. In the case of this comparative sample, the horizontal axis indicates the nitrogen concentration.
  • this comparative sample was manufactured by the method similar to the method of manufacturing the compound which codoped the nitrogen and boron except having used only nitrogen.
  • the “donor (N) concentration—acceptor (Al, B) concentration” of the substrate can be measured by quantitative analysis such as SIMS (secondary ion mass spectrometry).
  • “donor (N) concentration ⁇ acceptor (Al, B) concentration” can be derived from the following equation (1) based on resistivity measurement data.
  • n Carrier concentration
  • ⁇ Resistivity Use measured data
  • ⁇ Use mobility assuming 30 (cm 2 / Vs).
  • e elementary charge 1.602 ⁇ 10- 19 Coulomb The resistivity was measured by the eddy current method. For the activation rate and mobility, values estimated by hole measurement of crystals having similar carrier concentrations were used.
  • the inventors have found that if the “donor concentration-acceptor concentration” in the outer peripheral portion is low, the effect of suppressing the expansion of stacking faults generated when heat treatment is applied to the SiC single crystal substrate (wafer) is found. That is, as shown in FIG. 2, the “donor concentration-acceptor” obtained as the value of the outer peripheral portion of the substrate after the heat treatment in an experiment comparing the case of single doping with nitrogen and the case of doping with two types It has been found that as the “concentration” increases, the difference in the stacking fault expansion rate increases. Conventionally, it has been known that co-doping suppresses the occurrence of stacking faults during the growth of a SiC single crystal (ingot).
  • the stacking fault expansion rate shown in FIG. 2 was obtained by the following method. First, an indentation is formed by a micro hardness tester. The dent is taken as the starting point of the stacking fault. Thereafter, the SiC single crystal substrate (wafer) having a recess is heated at 1000 ° C. for 2 hours in an argon atmosphere. Thereafter, molten KOH etching is performed at 500 ° C. for 3 to 5 minutes. This formed etch pits for stacking faults. The distance from the start point to the end of the etch pit was measured using an optical microscope. By dividing this distance by 2 hours, which is the heating time, an expansion rate of stacking faults was obtained. A method for manufacturing the substrate used in FIG. 2 will be described later.
  • the nitrogen concentration at which stacking faults increase and the crystallinity is remarkably lowered is a value higher than 2 ⁇ 10 19 / cm 3 .
  • the expansion rate of stacking faults at this nitrogen concentration corresponds to about 30 ⁇ m / h. Seem.
  • the nitrogen concentration is such that the expansion rate of stacking faults exceeds about 30 ⁇ m / h, stacking faults increase and crystallinity is significantly reduced.
  • the stacking fault expansion rate does not exceed 30 ⁇ m / h.
  • the “donor concentration-acceptor concentration” at a stacking fault expansion rate of 30 ⁇ m / h is a critical value (critical concentration) indicating whether the stacking fault increases and crystallinity is significantly reduced.
  • critical concentration critical concentration
  • the concentration is 3.0 ⁇ 10 19 / cm 3 . Therefore, in the n-type SiC single crystal substrate of the present invention, the difference between the donor concentration and the acceptor concentration in the outer peripheral portion is set to be smaller than 3.0 ⁇ 10 19 / cm 3 . More preferably, the difference between the donor concentration and the acceptor concentration at the outer peripheral portion is smaller than 2.0 ⁇ 10 19 / cm 3 .
  • a method for producing an SiC single crystal substrate which is a sample obtained from the data shown in FIG. 2, will be described.
  • the following method can be preferably used for the production of the substrate.
  • FIG. 3 is a schematic cross-sectional view showing an example of a SiC single crystal manufacturing apparatus for manufacturing a SiC single crystal substrate.
  • the SiC single crystal manufacturing apparatus 10 includes a crucible 1 that forms a reaction space R, a holding unit 2 that can hold a SiC raw material M1, a support unit 3 that supports the holding unit 2, and an installation unit 4 that can install a seed crystal S.
  • an aluminum raw material M2 can be installed at the bottom of the crucible 1.
  • the seed crystal is preferably a 4H—SiC crystal and is installed in the installation part 4 so that the (000-1) C plane is the growth plane.
  • SiC raw material M1 and aluminum raw material M2 are prepared.
  • SiC raw material M1 can use SiC powder etc. which are generally used widely.
  • the aluminum raw material M2 may be either a nitrided aluminum compound or a non-nitrided aluminum compound.
  • the nitrided aluminum compound include aluminum nitride, a compound of aluminum nitride and aluminum carbide, and examples of the non-nitrided aluminum compound include aluminum carbide.
  • SiC raw material M1 and aluminum raw material M2 are installed separately, respectively, it is not limited to this.
  • the SiC raw material M ⁇ b> 1 can be installed in the holding unit 2, and the aluminum raw material M ⁇ b> 2 can be installed in the bottom of the crucible 1.
  • the SiC raw material M1 and the aluminum raw material M2 are sublimated. It is preferable that the SiC raw material M1 and the aluminum raw material M2 are sublimated at different temperatures.
  • the vapor pressure of the SiC raw material M1 is lower than the vapor pressure of the aluminum raw material M2. Therefore, when the aluminum raw material M2 is heated under the condition that the normal SiC raw material M1 is sublimated, the aluminum raw material M2 has a large sublimation rate, which causes problems in adjusting the doping amount of aluminum and in growing SiC crystals.
  • Control of different temperatures of the SiC raw material M1 and the aluminum raw material M2 can be realized by using the first coil (heater) 5 and the second coil (heater) 6.
  • the first coil 5 is designed to heat the first region where the SiC raw material M1 in the crucible 1 exists
  • the second coil 6 is designed to heat the second region where the aluminum raw material M2 in the crucible 1 exists.
  • the temperature of SiC raw material M1 and aluminum raw material M2 can be controlled separately. More specifically, the temperature is set to about 2200 to 2500 ° C. at which the SiC raw material M1 can be sublimated by the first coil 5, and the temperature is set to about 1700 to 2000 ° C. at which the aluminum raw material M2 can be sublimated by the second coil 6. preferable.
  • three samples having different N—Al concentrations were produced by changing the temperature of the aluminum raw material portion M2.
  • Nitrogen gas is supplied into the reaction space R.
  • Nitrogen gas can be supplied through the crucible 1.
  • the crucible 1 can have nitrogen gas permeability. In that case, the nitrogen gas can be supplied into the reaction space R by setting the atmosphere surrounding the crucible 1 to an atmosphere in which nitrogen gas is mixed without providing a gas supply unit in the crucible 1.
  • Such a method can provide an ingot suitable for obtaining a desired n-type 4H—SiC single crystal substrate.
  • FIG. Each of the three samples having different N—Al concentrations shown in FIG. 2 was manufactured with the growth surface made convex by making the temperature of the center of the seed crystal lower than that of the outer periphery of the seed crystal.
  • boron carbide (B 4 C) that can be used as a boron raw material is about three orders of magnitude lower than the vapor pressure of aluminum carbide (Al 4 C 3 ). Therefore, the boron carbide powder can be heated with the same heater as the SiC raw material powder.
  • an n-type 4H—SiC single crystal substrate co-doped with nitrogen (N) and boron (B) is the same as an apparatus for producing an n-type 4H—SiC single crystal substrate doped with nitrogen alone.
  • a SiC single crystal manufacturing apparatus can be used (for example, refer nonpatent literature 4).
  • the boron carbide powder and the SiC raw material powder can be mixed and used. By mixing boron carbide powder and SiC raw material powder, a SiC single crystal in which nitrogen and boron are co-doped is produced using a normal manufacturing method that uses nitrogen alone and a similar SiC single crystal manufacturing process. it can.
  • the seed crystal is a 4H—SiC crystal, and is preferably placed so that the (000-1) C plane is the growth plane.
  • the temperature of the seed crystal can be set so that the temperature is arbitrarily selected, for example, 2100 ° C. to 2150 ° C.
  • the proportion of the B 4 C powder in the raw material powder can be, for example, about 0.001 to 0.1 wt%.
  • the temperature can be set so that the raw material powder of the SiC powder and the B 4 C powder has a temperature of 2250 ° C. to 2300 ° C., for example.
  • the atmosphere surrounding the crucible is, for example, an atmosphere of argon and nitrogen, and the partial pressure of nitrogen can be set to 5 to 100%, for example.
  • FIG. 2 When the NB compound used in the experiment of FIG. 2 was produced, the proportion of B 4 C powder was 0.05 wt%, and the atmosphere surrounding the crucible was an atmosphere of argon and nitrogen. Moreover, the growth surface was made convex by making the temperature of the center part of the seed crystal lower than the peripheral part of the seed crystal. Furthermore, as shown in FIG. 2, three samples with different NB concentrations were produced by changing the flow ratio of nitrogen and argon. The three samples have a difference between the donor concentration and the acceptor concentration at the outer peripheral portion smaller than the difference between the donor concentration and the acceptor concentration at the central portion.
  • a manufacturing method of an n-type SiC single crystal substrate according to an embodiment of the present invention includes a crystal growth step of laminating a SiC single crystal while co-doping a donor and an acceptor on one surface of a seed crystal by a sublimation recrystallization method. Have In at least a part of the crystal growth step, the crystal growth surface is maintained in a convex shape. The reason why the crystal growth surface is maintained in a convex shape during the crystal growth process is that the donor concentration is large on the (000-1) C surface (just surface) and decreases when it is deviated from the C surface (just surface). , Surface orientation dependence.
  • the acceptor concentration has almost no plane orientation dependency in the vicinity of the C plane. Therefore, the “donor concentration-acceptor concentration” in the outer peripheral portion of the SiC single crystal substrate can be made smaller than that in the central portion.
  • the “donor concentration-acceptor concentration” is low, double Shockley type stacking faults are less likely to occur. For example, even if a double Shockley-type stacking fault occurs, if the “donor concentration ⁇ acceptor concentration” is low, the double-Shockley-type stacking fault enlargement rate becomes slow. Therefore, the above feature is preferable because, during the heat treatment, it is possible to suppress the introduction of defects from the outer peripheral portion of the SiC single crystal substrate to the device use region.
  • a SiC single crystal ingot may be obtained by the crystal growth step.
  • the n-type SiC single crystal substrate of the present invention may be obtained by slicing a substrate from the ingot and performing bering processing or the like on the outer peripheral portion of the sliced substrate.
  • the n-type SiC single crystal substrate of the present invention can be preferably manufactured.
  • an arbitrary method may be selected. For example, it is also preferable to perform crystal growth in an environment where the temperature of the center portion of the seed crystal is lower than that of the outer periphery of the seed crystal.
  • the heating temperature can be set so that the seed crystal has an arbitrarily selected temperature, for example, 2100 to 2150 ° C.
  • the seed crystal outer peripheral portion may mean, for example, a region of 5 mm from the outermost periphery to the central direction. The others are used as the center of the seed crystal.
  • the temperature difference between the center of the seed crystal and the outer periphery of the seed crystal can be arbitrarily set, but is preferably 1 to 50 ° C., for example, and preferably 2 to 10 ° C.
  • the crystal growth rate is fast in the central portion where the temperature is low, and the crystal growth rate is slow in the outer peripheral portion where the temperature is high. For this reason, by setting it as such temperature distribution, a crystal growth surface can be made into an appropriate convex shape. Note that if the temperature distribution in the crystal is increased, a steeper convex shape can be formed, but if the temperature distribution is too large, thermal stress increases, causing cracks and cracks in the crystal and an increase in basal plane dislocations. sell.
  • the n-type SiC single crystal substrate of the present invention is manufactured, that is, a known method or condition (such as manufacturing the difference between the donor concentration and the acceptor concentration in the outer peripheral portion smaller than 3.0 ⁇ 10 19 / cm 3 ( For example, see Non-Patent Document 5).
  • a known method or condition can be used as a method or condition for controlling the temperature environment of the seed crystal center part and the seed crystal outer peripheral part in which the crystal growth surface has an appropriate convex shape.
  • known methods and conditions can be used as methods and conditions for setting appropriate donor concentrations and acceptor concentrations.
  • maintaining the crystal growth surface in a convex shape at least in part may mean, for example, that the crystal growth surface has a portion protruding as a curved surface toward the lower side (reaction space side).
  • the curvature radius of a convex-shaped part and the size of a bottom face can be selected arbitrarily.
  • a heat load step of 1000 ° C. or more and 2000 ° C. or less may be performed after the crystal growth step. Even when such a heat load step is performed, the stacking fault density of the n-type SiC single crystal substrate is 5 cm ⁇ 1 or less.
  • An example of the heat load process may include annealing treatment used for adjusting crystallinity, but is not limited thereto.
  • SiC epitaxial wafer The SiC epitaxial wafer according to one embodiment of the present invention is obtained by forming a SiC epitaxial film on the n-type SiC single crystal substrate of the present invention. A known method can be used to form the SiC epitaxial film.
  • the stacking fault density of the n-type SiC single crystal substrate used for the SiC epitaxial wafer is preferably 5 cm ⁇ 1 or less.
  • the stacking fault density of the n-type SiC single crystal substrate is more preferably 2 cm ⁇ 1 or less, and further preferably 1 cm ⁇ 1 or less.
  • Example 1 Using the method for producing an n-type SiC single crystal substrate of the present invention, an n-type SiC single crystal substrate having a diameter of 32 mm shown in FIG. 4 was produced. About the said board
  • SIMS secondary ion mass spectrometry
  • the following method was performed.
  • crystal growth was performed in an environment where the temperature was lower in the center of the seed crystal than in the outer periphery of the seed crystal.
  • the crystal growth rate is fast in the central portion where the temperature is low, and the crystal growth rate is slow in the outer peripheral portion where the temperature is high. For this reason, it was possible to make the crystal growth surface into an appropriate convex shape by using such a temperature distribution.
  • the donor concentration and the acceptor concentration in the outer peripheral portion are smaller than the difference between the donor concentration and the acceptor concentration in the central portion, and these differences are 3.0 ⁇ 10 19. It was smaller than / cm 3 .
  • a method for controlling the temperature environment between the seed crystal central portion and the seed crystal outer peripheral portion so that the crystal growth surface has an appropriate convex shape can also be performed by a known method (see, for example, Non-Patent Document 5).
  • FIG. 6 shows the resistivity distribution measured by the eddy current method for the obtained substrate (left graph, FIG. 6A), and the calculation based on the above equation (1) based on the resistivity distribution.
  • the (nitrogen concentration-aluminum concentration) distribution (right graph, FIG. 6B) is shown.
  • the above equation (1) was used only to estimate the “donor concentration-acceptor concentration” distribution from the measured resistivity distribution.
  • the activation rate and the mobility were values estimated by hole measurement of crystals having similar “donor concentration and acceptor concentration”.
  • the estimated (nitrogen concentration-aluminum concentration) distribution shown as the right diagram in FIG. 6 (FIG. 6B) is the outer circumference measured by SIMS, shown as the lower diagram in FIG. 6 (FIG. 6C).
  • the central part (nitrogen concentration-aluminum concentration) were in good agreement. Based on the resistivity measurement data, the effectiveness of calculating “donor concentration-acceptor concentration” based on the above equation (1) was ensured.
  • Example 2 A SiC epitaxial wafer in which a SiC epitaxial film was formed on the n-type SiC single crystal substrate of Example 1 at an epitaxial growth temperature of 1600 ° C. was produced.
  • the film thickness of the SiC epitaxial film was 10 ⁇ m, and the nitrogen concentration was 1 ⁇ 10 16 / cm 3 .
  • photoluminescence (PL) mapping was performed, no light having a peak wavelength (about 500 nm) of the spectrum of a double Shockley type stacking fault was observed, and it was found that no stacking fault occurred (double Shockley type).
  • Stacking fault density is 0 cm ⁇ 1 ).

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Abstract

本発明の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た基板であり、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、３．０×１０１９／ｃｍ３より小さいｎ型ＳｉＣ単結晶基板を提供する。

Description

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
　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。
　本願は、２０１６年９月２６日に、日本に出願された特願２０１６－１８６９０７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、バンドギャップが約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倍程度に高い等の特性を有する。このような特性から、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、すなわち種々の結晶構造を持つ。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い。この為、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とされる。しかしながら、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、低抵抗化などに関して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。
　一般的に、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。ＳｉＣ単結晶中にドープされた窒素原子は炭素原子と置換することで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。ドープされた窒素の濃度を大きくすることにより、ｎ型ＳｉＣ単結晶基板の抵抗率を下げることができる。
　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する。特に、窒素の濃度を２×１０１９／ｃｍ３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、基板における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１×１０２１／ｃｍ３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。（特許文献１及び非特許文献１）
　一方、窒素濃度を２．０×１０１９／ｃｍ３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。
　このように、低抵抗化のためには窒素濃度を高くすることが望ましいが、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、積層欠陥であることが記載されている。さらに、低抵抗率の基板の表面、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が、報告されている（特許文献２や特許文献３）。
　ところで、ＳｉＣ単結晶インゴットからウェハ（基板）をスライスした際には、その処理された外周部には、鋭いエッジが存在する。このエッジを面取りする為に、ベベリング加工が行われる。しかしながら、このベベリング加工が行われた基板における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、たとえ、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ないことが予想される。すなわち、ダブルショックレー型積層欠陥が残ってしまうことが予想される。このような積層欠陥を減少させる為に、通常以上に、基板の外周部の表面の粗さを小さくする為の工程を増やす場合は、ＳｉＣ単結晶基板の製造コストが増大してしまう。
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
　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。
　すなわち、本発明は、上記課題を解決するため、以下の第一の態様のｎ型ＳｉＣ単結晶基板を提供する。
（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た基板であり、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、外周部におけるドナー濃度とアクセプター濃度の差が、３．０×１０１９／ｃｍ３より小さいｎ型ＳｉＣ単結晶基板である。
　本発明の第一の態様のｎ型ＳｉＣ単結晶基板は、以下の（２）～（５）の特徴を好ましく含む。なおこれらの特徴は、必要に応じて互いに組み合わせることも好ましい。
（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２．０×１０１９／ｃｍ３より小さくてもよい。
（３）外周部のドナー濃度とアクセプター濃度の差より、中央部のドナー濃度とアクセプター濃度の差の方が、１．０×１０１９／ｃｍ３より大きくてもよい。
本発明の第二の態様は、以下のＳｉＣエピタキシャルウェハである。
（４）（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ＳｉＣエピタキシャルウェハである。
本発明の第二の態様のＳｉＣエピタキシャルウェハは、以下の（５）～（６）の特徴を好ましく含む。なおこれらの特徴は、必要に応じて互いに組み合わせることも好ましい。
（５）上記エピタキシャルウェハにおいて、前記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。
本発明の第三の態様は、以下のｎ型ＳｉＣ単結晶基板の製造方法である。
（６）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である。
本発明の第三の態様のｎ型ＳｉＣ単結晶基板の製造方法は、以下の（７）～（１０）の特徴を好ましく含む。なおこれらの特徴は、必要に応じて互いに組み合わせることも好ましい。
（７）前記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、前記ＳｉＣ単結晶に、１０００℃以上、２０００℃以下の熱負荷工程を行う。
（８）前記結晶成長工程がＳｉＣ単結晶インゴットを製造する工程であり、前記ＳｉＣ単結晶インゴットから基板をスライスする工程と、スライスされた基板の外周部にベリリング加工を行う工程と、ベリリング加工を行った後に１０００℃以上、２０００℃以下の熱処理を行う工程を有する。
（９）前記結晶成長工程において、種結晶外周部より種結晶中心部の温度が低い環境で結晶成長を行い、結晶成長面を凸形状に維持する。
（１０）前記結晶成長工程において、種結晶外周部より種結晶中心部の温度が低い環境で結晶成長が行われる。
　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。ダブルショックレー型積層欠陥が少ないため、デバイス領域の抵抗率が低く、かつ結晶性に優れる。
　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。低抵抗率と優れた結晶性を併せ持つため、性能が優れる。
　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、一般的なＳｉＣ単結晶基板の概略断面模式図である。 横軸に「ドナー濃度－アクセプター濃度」を、縦軸に積層欠陥の拡大速度を配した、基板を評価したグラフである。 ＳｉＣ単結晶製造装置の一例を示した概略断面模式図である。 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、ＳｉＣ単結晶インゴットの概略側面図(図４の（ａ）)と、このインゴットから製造され、実施例１で用いられた、直径３２ｍｍのｎ型ＳｉＣ単結晶基板の概略上面図（図４の（ｂ））である。 図５は、実施例１において、図４の位置で測定した、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）を示した表である。 図６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、式（１）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）を示す図、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）を示した表（下の表）である。
　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。
　図１に、熱処理前後のＳｉＣ単結晶基板の断面模式図を示す。図１の（ａ）は、熱処理前のＳｉＣ単結晶基板の断面模式図である。図１の（ｂ）は、熱処理後のＳｉＣ単結晶基板の断面模式図である。
　図１の（ａ）では、表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）があることが模式的に示されている。図１の（ｂ）では、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が、模式的に示されている。
　本明細書において、デバイス使用領域（中央部）とは、チップとして用いる領域、すなわち、所定の外周近傍部分を除いた部分であって、実際にチップが製造される部分、を意味する。言い換えると、デバイス使用領域（中央部）とは、チップとして用いないエッジエクスクルージョン領域（外周部）に相対する、すなわち基板の前記中央部部分を含んだ領域を意味する。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（周縁）から、中心に向かって所定の距離まで進んだ領域、例えば略ドーナッツ状領域が、設定される。例えば、最外周からウェハの中心方向へ２ｍｍまで進んだ領域を、エッジエクスクルージョン領域として設定されるが、これのみに限定されない。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。
　言い換えると、「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える部分（領域）である。「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）としても良い。
　デバイス使用領域が加工されることでパワーデバイスなどのチップが作製される。このため、デバイス使用領域の結晶性が良いことが好ましく、加えて、抵抗率が低いことも望ましい。
　上述したように、図１には、一般的なＳｉＣ単結晶基板におけるダブルショックレー型積層欠陥が発生する様が示される。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って生じ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する。そして、その欠陥が拡大してデバイス使用領域にまで混入（侵入）していく。ダブルショックレー型積層欠陥は、デバイス使用領域に侵入しないことが望ましい。
　本発明者らは、ダブルショックレー型積層欠陥について着目し、鋭意検討の結果、以下のことを見出した。
　まず、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。この際に、結晶成長面を凸状に維持して、結晶成長を行う。この結果、得られたＳｉＣ単結晶インゴットを、Ｃ面で、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て、ＳｉＣ単結晶基板（ウェハ）を得る。すると、ウェハの外周部における「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。
　すなわち、上記製造方法を行った場合、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。これに対して、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。本発明者はこれらのことを見出した。またこの発見をより優れたものとした。
　さらに説明すると、窒素（ドナー）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。これに対して、アルミニウム（Ａｌ）あるいはホウ素（Ｂ）の濃度には、Ｃ面近傍では面方位依存性がほとんどない。よって、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」を、中央部のそれよりも小さくすることができる。
　「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。また、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、欠陥が混入していくのが抑制される。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。
（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、第一主面と、第二主面（裏面）と、外周側面とを有し、ドナーとアクセプターが共にドープされている基板である。また、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、外周部におけるドナー濃度とアクセプター濃度の差が、３．０×１０１９／ｃｍ３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２．０×１０１９／ｃｍ３より小さいことが好ましい。中央部へのダブルショックレー型積層欠陥の混入を著しく抑制することができる。
　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１．０×１０１９／ｃｍ３より大きいことが好ましい。中央部の抵抗率をより下げる効果があるため、外周部より中央部の方が、１．４×１０１９／ｃｍ３より大きいことが更に好ましい。図６に示した例では、最大で１．５×１０１９／ｃｍ３程度の大きさの違いがある。
　なお外周部におけるドナー濃度とアクセプター濃度、及び中央部におけるドナー濃度とアクセプター濃度は任意に選択できる。
　例えば、外周部におけるドナー濃度は２.０×１０１９～１.０×１０２０／ｃｍ－３であることが好ましく、３.０×１０１９～８.０×１０１９／ｃｍ－３であることがより好ましい。外周部におけるアクセプター濃度は０．５×１０１９～８.０×１０１９／ｃｍ－３であることが好ましく、１.０×１０１９～６.０×１０１９／ｃｍ－３であることがより好ましい。
　中央部におけるドナー濃度は３.０×１０１９～１．２×１０２０／ｃｍ－３であることが好ましく、５.０×１０１９～１．２×１０２０／ｃｍ－３であることがより好ましい。中央部におけるアクセプター濃度は０．５×１０１９～８.０×１０１９／ｃｍ－３であることが好ましく、１.０×１０１９～６.０×１０１９／ｃｍ－３であることがより好ましい。中央部におけるドナー濃度とアクセプター濃度の差は、２.０×１０１９～９.０×１０１９／ｃｍ－３であることが好ましく、３.０×１０１９～９.０×１０１９であることがより好ましい。
　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。基板のサイズや厚さは任意に選択してよい。基板の抵抗率も任意に選択できる。例えば平均した抵抗率が、１～１５ｍΩ・ｃｍであることが好ましく、３～１０ｍΩ・ｃｍがより好ましい。
　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好ましく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好ましく用いることができる。
　図２は、ドナーとして窒素を用いて、アクセプターとしてＡｌ又はＢを用いて、同じ形状の複数の基板を製造し、これらの結晶断面の試料を用いて評価を行い得られたグラフである。これらのサンプルの評価結果を元に、横軸に、外周部における「ドナー（Ｎ）濃度－アクセプター（Ａｌ又はＢ）濃度」、及び縦軸を積層欠陥の拡大速度としたグラフである。
　比較のために、同様の形状の窒素単独ドープのサンプルを用意し、同様に評価してグラフに載せた。この比較サンプルの場合、横軸は窒素濃度を示す。またこの比較サンプルは、窒素のみを用いた以外は、窒素とホウ素を共ドープした化合物を製造した方法と、同様の方法により製造された。
　本発明において、基板の「ドナー（Ｎ）濃度－アクセプター（Ａｌ、Ｂ）濃度」は、ＳＩＭＳ（二次イオン質量分析）などの定量分析で測定することができる。あるいは、「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）から導出することもできる。図２の「ドナー（Ｎ）濃度－アクセプター（Ａｌ、Ｂ）濃度」の値は、式（１）を用いて得られた値を用いている。

　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を仮定して用いる。
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)を仮定して用いる。
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た値を使用した。
　発明者らは、外周部の「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に示すように、窒素の単ドープの場合と、２種類を用いたドープの場合とを比べた実験において、熱処理後の基板の外周部の値として得られた「ドナー濃度－アクセプター濃度」が大きくなるほど、積層欠陥の拡大速度の差が大きくなっていることを見出した。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。しかしながら、ＳｉＣ単結晶基板（ウェハ）の状態でこれに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、今まで明らかではなかった。
　今回、この関係を調べるために、図２に示す、積層欠陥の拡大速度を以下のような方法で得た。
　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。このことにより、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。なお図２で使用した基板の製造方法は後述する。
　図２から、外周部における濃度差である「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、窒素濃度とが同じ値の場合、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。
　前述の特許文献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は、２×１０１９／ｃｍ３より多い値である、という報告がされている。図２において、この２×１０１９／ｃｍ３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、積層欠陥が増大して、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を超えないことが好ましいとする。共ドープにおいて、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かどうかを示す、臨界値（臨界濃度）とする。そして、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、積層欠陥の増大を好ましく抑えることができる、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、３．０×１０１９／ｃｍ３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、３．０×１０１９／ｃｍ３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、２．０×１０１９／ｃｍ３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。本発明では、以下の方法を基板の製造に好ましく使用することができる。
（窒素とアルミニウムの共ドープを行う基板の製造方法）
　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、ＳｉＣ単結晶基板を製造する、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コイル（ヒータ）５と、第２領域を加熱する第２コイル（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結晶を用い、（０００－１）Ｃ面が成長面となるように、設置部４に設置されることが好ましい。
　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。窒化されたアルミニウム化合物の例としては窒化アルミニウム、窒化アルミニウムと炭化アルミニウムの化合物などが挙げられ、窒化されていないアルミニウム化合物の例としては炭化アルミニウムなどが挙げられる。
　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が、これに限定されない。
　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の温度の異なる制御は、第１コイル（ヒータ）５と第２コイル（ヒータ）６の使用によって、実現することができる。例えば、第１コイル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コイル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。このことで、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コイル５により温度をＳｉＣ原料Ｍ１が昇華可能な２２００～２５００℃程度とし、第２コイル６により温度をアルミニウム原料Ｍ２が昇華可能な１７００～２０００℃程度とすることが好ましい。
　また図２に示したように、Ｎ－Ａｌ濃度の異なる３つのサンプルは、アルミニウム原料部分Ｍ２の温度を変えることによって製造した。
　反応空間Ｒ内へは窒素ガスの供給を行う。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ことができる。その場合、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。
　このような方法は、所望のｎ型４Ｈ－ＳｉＣ単結晶基板を得るのに好適なインゴットを得ることができる。
　また設置部４の構造や部材を変化させることによって、種結晶の温度分布を変化させてもよい。図２に示した、Ｎ－Ａｌ濃度の異なる３つのサンプルのいずれも、種結晶中心部の温度を種結晶外周部よりも低くすることで、成長面を凸面にして製造した。
（窒素とホウ素の共ドープを行う基板の製造方法）
　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（Ｂ４Ｃ）の蒸気圧は、炭化アルミニウム（Ａｌ４Ｃ３）の蒸気圧に比べて、３桁程度低い。よって、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原料粉末は、混合して用いることもできる。炭化ホウ素粉末と、ＳｉＣ原料粉末を混合することで、窒素を単独で使用する通常の製造方法と、同様のＳｉＣ単結晶製造工程を用いて、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されることが好ましい。
　種結晶は、任意に選択される温度、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、Ｂ４Ｃ粉末の割合は、例えば、０．００１～０.１ｗｔ％程度とすることができる。ＳｉＣ粉末及びＢ４Ｃ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。
　このような方法により、所望のｎ型４Ｈ－ＳｉＣ単結晶基板を得るのに好適なインゴットを得ることができる。
　また設置部４の構造や部材を変化させることによって、種結晶の温度分布を変化させてもよい。
　なお、図２の実験で用いたＮ－Ｂ化合物を製造した際には、Ｂ４Ｃ粉末の割合は０．０５ｗｔ％とし、坩堝を囲む雰囲気はアルゴン及び窒素の雰囲気とした。また、種結晶中心部の温度を種結晶外周部よりも低くすることで、成長面を凸面にして製造した。さらに、図２に示したように、Ｎ－Ｂ濃度の異なる３つのサンプルは、窒素とアルゴンの流量比を変化させることによって製造した。
　また前記３つのサンプルは、外周部におけるドナー濃度とアクセプター濃度の差が、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する。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、前記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。これに対して、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。よって、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」を、中央部のそれよりも、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。また例え、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、欠陥が混入していくのが抑制されるので、上記特徴は好ましい。
　なお、結晶成長工程により得られるものがＳｉＣ単結晶インゴットであっても良い。このインゴットから基板をスライスし、スライスされた基板の外周部にベリリング加工等を行って、本発明のｎ型ＳｉＣ単結晶基板を得ても良い。
　このような製造方法を用いることによって、本発明のｎ型ＳｉＣ単結晶基板を好ましく製造することができる。
　なお結晶成長面を適切な凸形状に維持するためには、任意に選択される方法を選択して良い。例えば、種結晶外周部より種結晶中心部の温度が低い環境で、結晶成長を行うことも好ましい。種結晶は、任意に選択される温度、例えば、２１００～２１５０℃となるように、加熱温度を設定できる。種結晶外周部とは、例えば、最外周か中心方向へ、５ｍｍの領域を意味してよい。それ以外を種結晶中心部とする。
　種結晶中心部と種結晶外周部の温度差は任意に設定できるが、例えば１～５０℃であることが好ましく、２～１０℃であることが好ましい。
　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。このため、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。
　なお、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３．０×１０１９／ｃｍ３より小さく製造するように、公知の方法や条件（例えば、非特許文献５参照）用いることができる。例えば、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や条件に、公知の方法や条件を用いることができる。また、例えば、適切なドナー濃度とアクセプター濃度にする方法や条件に、公知の方法や条件を用いることができる。
　また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とは、例えば、結晶成長面が下側（反応空間側）に向けて曲面として突出する部分を有することを意味してよい。また凸形状部の曲率半径や底面のサイズは任意に選択できる。
　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。なお、熱負荷工程の例として、結晶性の調整に用いられるアニール処理等を挙げることができるが、これに限定されるものではない。
（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。
　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）
　本発明のｎ型ＳｉＣ単結晶基板の製造方法を用いて、図４に示される、直径３２ｍｍのｎ型ＳｉＣ単結晶基板を製造した。前記基板について、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（二次イオン質量分析）分析によって、測定した。外周部と中央部は、図４の（ｂ）に示される１と２の箇所でＳＩＭＳによる測定が行われた。この結果を、図５に示す。ドナーは窒素であり、アクセプターはアルミニウムが使用された。
　図４に示すｎ型ＳｉＣ単結晶基板を得るために、以下のような方法が行われた。まず、結晶成長面を適切な凸形状に維持するために、種結晶外周部より種結晶中心部で温度が低い環境で、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。このため、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た。得られた、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は、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、これらの差は、３．０×１０１９／ｃｍ３より小さかった。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）などによっても行うことができる。
　図６は、得られた基板について、渦電流法により測定した抵抗率分布（左のグラフ、図６の（ａ））、及び、その抵抗率分布に基づき上記の式（１）に基づいて算出し推定した（窒素濃度―アルミニウム濃度）分布（右のグラフ、図６の（ｂ））を示す。
　上記の式（１）は、測定された抵抗率分布から、「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。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６の右図（図６の（ｂ））として示される、推定（窒素濃度―アルミニウム濃度）分布は、図６の下図（図６の（ｃ））として示される、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）とよく一致していた。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１×１０１６／ｃｍ３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いことが分かった（ダブルショックレー型積層欠陥密度が０ｃｍ－１）。
　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単結晶基板を提供することである。
　１…坩堝
　２…保持部
　３…支持部
　４…設置部
　５…第１コイル
　６…第２コイル
　１０…ＳｉＣ単結晶製造装置
　Ｍ１…ＳｉＣ原料
　Ｍ２…アルミニウム原料
　Ｓ…種結晶
　Ｒ…反応空間

Claims (10)

  1. 　ドナーとアクセプターが共にドープされた基板であり、
    　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、３．０×１０１９／ｃｍ３より小さい、ｎ型ＳｉＣ単結晶基板。
  2. 　外周部におけるドナー濃度とアクセプター濃度の差が２．０×１０１９／ｃｍ３より小さい請求項１に記載のｎ型ＳｉＣ単結晶基板。
  3. 　外周部のドナー濃度とアクセプター濃度の差より、中央部のドナー濃度とアクセプター濃度の差の方が、１．０×１０１９／ｃｍ３より大きい請求項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. 　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、積層した前記ＳｉＣ単結晶に、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。
  8. 　前記結晶成長工程がＳｉＣ単結晶インゴットを製造する工程であり、
    　前記ＳｉＣ単結晶インゴットから基板をスライスする工程と、
    　スライスされた基板の外周部にベリリング加工を行う工程と、
    　ベリリング加工を行った後に１０００℃以上、２０００℃以下の熱処理を行う工程を有する、
    　請求項６に記載のｎ型ＳｉＣ単結晶基板の製造方法。
  9. 　前記結晶成長工程において、種結晶外周部より種結晶中心部の温度が低い環境で結晶成長を行い、結晶成長面を凸形状に維持する、
    　請求項６に記載のｎ型ＳｉＣ単結晶基板の製造方法。
  10. 　前記結晶成長工程において、種結晶外周部より種結晶中心部の温度が低い環境で結晶成長が行われる、
    　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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