JP7002932B2

JP7002932B2 - ＳｉＣインゴットの製造方法

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Publication number: JP7002932B2
Application number: JP2017246783A
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Inventors: 陽平藤川
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Filing date: 2017-12-22
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Description

本発明は、ＳｉＣインゴットの製造方法に関する。

炭化珪素（ＳｉＣ）は、シリコン（Ｓｉ）に比べて絶縁破壊電界が１桁大きく、バンドギャップが３倍大きい。また、炭化珪素（ＳｉＣ）は、シリコン（Ｓｉ）に比べて熱伝導率が３倍程度高い等の特性を有する。炭化珪素（ＳｉＣ）は、パワーデバイス、高周波デバイス、高温動作デバイス等への応用が期待されている。

半導体等のデバイスには、ＳｉＣウェハ上にエピタキシャル膜を形成したＳｉＣエピタキシャルウェハが用いられる。ＳｉＣウェハ上に化学的気相成長法（ＣｈｅｍｉｃａｌＶａｐｏｒＤｅｐｏｓｉｔｉｏｎ：ＣＶＤ）によって設けられたエピタキシャル膜が、ＳｉＣ半導体デバイスの活性領域となる。

そのため、割れ等の破損が無く、欠陥の少ない、高品質なＳｉＣウェハが求められている。なお、本明細書において、ＳｉＣエピタキシャルウェハはエピタキシャル膜を形成後のウェハを意味し、ＳｉＣウェハはエピタキシャル膜を形成前のウェハを意味する。

例えば特許文献１には、中央部が外縁部よりも突き出す凸成長後、中央部が外縁部よりも凹む凹成長を行うことで、ＳｉＣインゴットの割れや歪みを抑制できることが記載されている。

また例えば特許文献２には、結晶成長の最終面においてインゴットの中心点と外周点との高さの差が０．８ｍｍ以上２．０ｍｍ以下の凸形状とすることで、異種多形の混入が抑制されることが記載されている。

特開２０１１－２１９２９４号公報特開２０１７－６５９５４号公報

ＳｉＣウェハのキラー欠陥の一つとして、基底面転位（ＢＰＤ）がある。ＳｉＣウェハのＢＰＤの一部はＳｉＣエピタキシャルウェハにも引き継がれ、デバイスの順方向に電流を流した際の順方向特性の低下の要因となる。ＢＰＤは、基底面において生じるすべりが発生の原因の一つであると考えられている欠陥である。特許文献１及び２に記載のように、結晶成長面の形状のみを議論しても、ＢＰＤを十分抑制することができなかった。

本発明は上記問題に鑑みてなされたものであり、原子配列面の湾曲量の少ないＳｉＣインゴットの製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、鋭意検討の結果、ＳｉＣ単結晶の原子配列面（格子面）の湾曲量と、基底面転位（ＢＰＤ）密度との間に、相関関係があることを見出した。すなわち、原子配列面の湾曲量を少なくすることで、ＢＰＤ密度の少ないＳｉＣ単結晶が得られることを見出した。そして原子配列面の形状が所定の形状の場合に、所定の条件で結晶成長を行うと、原子配列面の湾曲が緩和されることを見出した。
すなわち、本発明は、上記課題を解決するために、以下の手段を提供する。

（１）第１の態様にかかるＳｉＣインゴットの製造方法は、ＳｉＣ単結晶の原子配列面の湾曲方向を少なくとも平面視中央を通る第１の方向と前記第１の方向と交差する第２の方向に沿って測定し、前記原子配列面の形状を求める測定工程と、前記ＳｉＣ単結晶を種結晶として結晶成長を行う結晶成長工程と、を有し、前記測定工程において測定された前記原子配列面の形状が、前記原子配列面の湾曲方向が前記第１の方向と前記第２の方向とで異なる鞍型の場合に、前記結晶成長工程における結晶成長条件を、前記種結晶の中心における結晶成長量が７ｍｍの時点における第１成長面の凸面度より結晶成長終了時における第２成長面の凸面度が大きくなるように設定する。

（２）上記態様にかかるＳｉＣインゴットの製造方法において、前記結晶成長工程における結晶成長条件を前記第１成長面から前記第２成長面に向って前記凸面度が徐々に増加するように設定する。

（３）上記態様にかかるＳｉＣインゴットの製造方法において、前記結晶成長工程において成長面の高低差が、前記第１成長面から前記第２成長面に向って徐々に増加してもよい。

（４）上記態様にかかるＳｉＣインゴットの製造方法において、前記第１成長面の成長面高低差と前記第２成長面の成長面高低差との差が、０．５ｍｍ以上４．０ｍｍ以下であってもよい。

上記態様にかかるＳｉＣ単結晶の評価方法を用いると、原子配列面が平坦化されたＳｉＣインゴットを作製することができる。

ＳｉＣ単結晶を平面視中心を通る第１の方向に延在する直線に沿って切断した切断面の模式図である。ＳｉＣ単結晶の原子配列面の一例を模式的に示した図である。ＳｉＣ単結晶の原子配列面の別の例を模式的に示した図である。原子配列面の形状の測定方法を具体的に説明するための図である。原子配列面の形状の測定方法を具体的に説明するための図である。原子配列面の形状の測定方法を具体的に説明するための図である。原子配列面の形状の測定方法を具体的に説明するための図である。複数のＸＲＤの測定点から原子配列面の曲率半径を求めた例を示す。原子配列面の形状の測定方法の別の例を具体的に説明するための図である。原子配列面の形状の測定方法の別の例を具体的に説明するための図である。昇華法に用いられる製造装置の一例の模式図である。ＳｉＣインゴットの結晶成長過程の様子を示した図である。ＳｉＣ単結晶の原子配列面の曲率半径と、ＢＰＤ密度の関係を示すグラフである。結晶成長前の種結晶の［１－１００］方向及び［１１－２０］方向における反り量と、結晶成長後のＳｉＣインゴットの［１－１００］方向及び［１１－２０］方向における反り量との関係を示す。

以下、本実施形態について、図を適宜参照しながら詳細に説明する。以下の説明で用いる図面は、便宜上特徴となる部分を拡大して示している場合があり、各構成要素の寸法比率などは実際とは異なっていることがある。以下の説明において例示される材質、寸法等は一例であって、本発明はそれらに限定されるものではなく、その要旨を変更しない範囲で適宜変更して実施することが可能である。

「ＳｉＣインゴットの製造方法」
本実施形態にかかるＳｉＣインゴットの製造方法は、測定工程と、結晶成長工程と、を有する。測定工程では、ＳｉＣ単結晶の原子配列面の湾曲方向を少なくとも平面視中央を通る第１の方向及び第２の方向に沿って測定し、原子配列面の形状を求める。ここで、第２の方向は、第１の方向と交差する方向である。結晶成長工程では、種結晶の中心における結晶成長量が７ｍｍの時点における第１成長面の凸面度より結晶成長終了時における第２成長面の凸面度が大きくなるように結晶成長を行う。以下、各工程について具体的に説明する。

＜測定工程＞
図１は、ＳｉＣ単結晶１を平面視中心を通る第１の方向に延在する直線に沿って切断した切断面の模式図である。第１の方向は、任意の方向を設定できる。図１では、第１の方向を［１－１００］としている。図１において上側は［０００－１］方向、すなわち＜０００１＞方向に垂直に切断をした時にカーボン面（Ｃ面、（０００－１）面）が現れる方向である。以下、第１の方向を［１－１００］とした場合を例に説明する。

ここで結晶方位及び面は、ミラー指数として以下の括弧を用いて表記される。（）と｛｝は面を表す時に用いられる。（）は特定の面を表現する際に用いられ、｛｝は結晶の対称性による等価な面の総称（集合面）を表現する際に用いられる。一方で、＜＞と［］は方向を表す特に用いられる。［］は特定の方向を表現する際に用いられ、＜＞は結晶の対称性による等価な方向を表現する際に用いられる。

図１に示すように、ＳｉＣ単結晶１は、複数の原子Ａが整列してなる単結晶である。そのため図１に示すように、ＳｉＣ単結晶の切断面をミクロに見ると、複数の原子Ａが配列した原子配列面２が形成されている。切断面における原子配列面２は、切断面に沿って配列する原子Ａを繋いで得られる切断方向と略平行な方向に延在する線として表記される。

原子配列面２の形状は、ＳｉＣ単結晶１の最表面の形状によらず、切断面の方向によって異なる場合がある。図２及び図３は、原子配列面２の形状を模式的に示した図である。図２に示す原子配列面２は、中心に向かって凹形状のお椀型である。そのため、図２に示す原子配列面２は、［１－１００］方向と、［１－１００］方向に直交する［１１－２０］方向とで湾曲方向が一致する。これに対し図３に示す原子配列面２は、所定の切断面では凹形状、異なる切断面では凸形状の鞍型（ポテトチップス型）の形状である。そのため、図３に示す原子配列面２は、［１－１００］方向と、［１－１００］方向に直交する［１１－２０］方向とで湾曲方向が異なる。

つまり、原子配列面２の形状を正確に把握するためには、少なくとも平面視中央を通り互いに交差する２方向（第１の方向及び第２の方向）に沿って、ＳｉＣ単結晶の原子配列面２の形状を測定する必要がある。２方向に沿って測定した原子配列面２の湾曲方向が異なる場合の原子配列面２の形状を、本明細書においては「鞍型」と規定する。またＳｉＣ単結晶１の結晶構造は六方晶であり、中心に対して対称な六方向に沿って原子配列面２の形状を測定することが好ましい。例えば、互いに交差する特定の２方向に沿って原子配列面２を測定した際にこれらの湾曲方向が同一の場合でも、これらのいずれの方向とも異なる第３の方向を測定した場合に湾曲方向が異なる場合も考えられる。この場合の原子配列面２の形状も「鞍型」の一態様である。中心に対して対称な六方向に沿って原子配列面２の形状を計測すれば、結晶成長工程に進めることができるＳｉＣ単結晶の見逃しを避けることができる。

原子配列面２の形状はＸ線回折（ＸＲＤ）により測定できる。測定する面は測定する方向に応じて決定される。測定方向を［ｈｋｉｌ］とすると、測定面は（ｍｈｍｋｍｉｎ）の関係を満たす必要がある。ここで、ｍは０以上の整数であり、ｎは自然数である。例えば、［１１－２０］方向に測定する場合は、ｍ＝０、ｎ＝４として（０００４）面、ｍ＝２、ｎ＝１６として（２２－４１６）面等が選択される。一方で、［１１－２０］方向に測定する場合は、ｍ＝０、ｎ＝４として（０００４）面、ｍ＝３、ｎ＝１６として（３－３０１６）面等が選択される。すなわち測定面は、測定方向によって異なる面であってもよく、測定される原子配列面２は必ずしも同じ面とはならなくてもよい。上記関係を満たすことで、結晶成長時に及ぼす影響の少ないａ面又はｍ面方向の格子湾曲をｃ面方向の格子湾曲と誤認することを防ぐことができる。

Ｘ線回折データは、所定の方向に沿って中心、端部、中心と端部との中点の５点において取得する。原子配列面２が湾曲している場合、Ｘ線の反射方向が変わるため、中心とそれ以外の部分とで出力されるＸ線回折像のピークのω角の位置が変動する。この回折ピークの位置変動から原子配列面２の湾曲方向を求めることができる。また回折ピークの位置変動から原子配列面２の曲率半径も求めることができ、原子配列面２の湾曲量も求めることができる。そして、原子配列面２の湾曲方向及び湾曲量から原子配列面２の形状を求めることができる。

（原子配列面の形状の測定方法（方法１）の具体的な説明）
ＳｉＣ単結晶をスライスした試料（以下、ウェハ２０と言う）の外周端部分のＸＲＤの測定値から原子配列面の湾曲方向及び湾曲量を測定する方法について具体的に説明する。一例としてウェハ２０を用いて測定方法を説明するが、スライスする前のインゴット状のＳｉＣ単結晶においても同様の方法を用いて測定できる。

図４に平面視中心を通り原子配列面の測定の方向、例えば［１－１００］方向に沿って切断した切断面を模式的に示す。ウェハ２０の半径をｒとすると、断面の横方向の長さは２ｒとなる。また図４にウェハ２０における原子配列面２２の形状も図示している。図４に示すように、ウェハ２０自体の形状は平坦であるが、原子配列面２２は湾曲している場合がある。図４に示す原子配列面２２は左右対称であり、凹型に湾曲している。この対称性は、ＳｉＣ単結晶（インゴット）の製造条件が通常中心に対して対称性があることに起因する。なお、この対称性とは、完全対称である必要はなく、製造条件の揺らぎ等に起因したブレを容認する近似としての対称性を意味する。

次いで、図５に示すように、ＸＲＤをウェハ２０の両外周端部に対して行い、測定した２点間のＸ線回折ピーク角度の差Δθを求める。このΔθが測定した２点の原子配列面２２の傾きの差になっている。Ｘ線回折測定に用いる回折面は、上述のように切断面にあわせて適切な面を選択する。

次に、図６に示すように、得られたΔθから湾曲した原子配列面２２の曲率半径を求める。図６には、ウェハ２０の原子配列面２２の曲面が円の一部であると仮定して、測定した２箇所の原子配列面に接する円Ｃを示している。図６から幾何学的に、接点を両端とする円弧を含む扇型の中心角φは、測定したＸ線回折ピーク角度の差Δθと等しくなる。原子配列面２２の曲率半径は、当該円弧の半径Ｒに対応する。円弧の半径Ｒは以下の関係式で求められる。

そして、この円弧の半径Ｒとウェハ２０の半径ｒとから、原子配列面２２の湾曲量ｄが求められる。図７に示すように、原子配列面２２の湾曲量ｄは、円弧の半径から、円弧の中心からウェハ２０に下した垂線の距離を引いたものに対応する。円弧の中心からウェハ２０に下した垂線の距離は、三平方の定理から算出され、以下の式が成り立つ。なお、本明細書では曲率半径が正（凹面）の場合の湾曲量ｄを正の値とし、負（凸面）の場合の湾曲量ｄを負の値と定義する。

上述のように、ＸＲＤのウェハ２０の両外側端部の測定値だけからＲを測定することもできる。一方で、この方法を用いると、測定箇所に局所的な歪等が存在した場合において、形状を見誤る可能性もある。その為、複数箇所でＸ線回折ピーク角度の測定を行って、単位長さ辺りの曲率を以下の式から換算する。

図８に、複数のＸＲＤの測定点から原子配列面の曲率半径を求めた例を示す。図８の横軸はウェハ中心からの相対位置であり、縦軸はウェハ中心回折ピーク角に対する各測定点の相対的な回折ピーク角度を示す。図８は、ウェハの［１－１００］方向を測定し、測定面を（３－３０１６）とした例である。測定箇所は５カ所で行った。５点はほぼ直線に並んでおり、この傾きから、ｄθ／ｄｒ＝８．６９×１０^－４ｄｅｇ／ｍｍが求められる。この結果を上式に適用することでＲ＝６６ｍの凹面であることが計算できる。そして、このＲとウェハの半径ｒ（７５ｍｍ）から、原子配列面の湾曲量ｄが４２．６μｍと求まる。

ここまで原子配列面の形状が凹面である例で説明したが、凸面の場合も同様に求められる。凸面の場合は、Ｒはマイナスとして算出される。

（原子配列面の形状の別の測定方法（方法２）の説明）
原子配列面の形状は、別の方法で求めてもよい。図９に平面視中心を通り原子配列面の測定の方向、例えば［１－１００］方向に沿って切断した切断面を模式的に示す。図９では、原子配列面２２の形状が凹状に湾曲している場合を例に説明する。

図９に示すように、ウェハ２０の中心とウェハ２０の中心から距離ｘだけ離れた場所の２箇所で、Ｘ線回折の回折ピークを測定する。インゴットの製造条件の対称性からウェハ２０の形状は、近似として左右対称とすることができ、原子配列面２２はウェハ２０の中央部で平坦になると仮定できる。そのため、図１０に示すように測定した２点における原子配列面２２の傾きの差をΔθとすると、原子配列面２２の相対的な位置ｙは以下の式で表記できる。

中心からの距離ｘの位置を変えて複数箇所の測定をすることで、それぞれの点でウェハ中心と測定点とにおける原子配列面２２の相対的な原子位置を求めることができる。
この方法は、それぞれの測定箇所で原子配列面における原子の相対位置が求められる。そのため、局所的な原子配列面の湾曲量を求めることができる。また、ウェハ２０全体における原子配列面２２の相対的な原子位置をグラフとして示すことができ、原子配列面２２のならびを感覚的に把握するために有益である。

ここでは、測定対象をウェハ２０の場合を例に説明した。測定対象がＳｉＣインゴットやＳｉＣインゴットから切断された切断体の場合も、同様に原子配列面の湾曲量を求めることができる。

上述の手順で、少なくとも平面視中央を通り互いに交差する２方向（第１の方向及び第２の方向）に沿って、ＳｉＣ単結晶の原子配列面２の湾曲量を測定する。それぞれの方向の湾曲量及び湾曲方向を求めることで、図２及び図３に示すような原子配列面２の概略形状を求めることができる。

＜結晶成長工程＞
結晶成長工程では、ＳｉＣ単結晶を種結晶として結晶成長を行う。種結晶に用いるＳｉＣ単結晶は、原子配列面２の形状が鞍型のものである。ＳｉＣインゴットは、例えば昇華法を用いて製造できる。昇華法は、原料を加熱することによって生じた原料ガスを単結晶（種結晶）上で再結晶化し、大きな単結晶（インゴット）を得る方法である。

種結晶として用いるＳｉＣ単結晶１の原子配列面２の曲率半径は２８ｍ以上であることが好ましい。曲率半径が大きいほど、原子配列面２は平坦になる。またＳｉＣ単結晶の直径が１５０ｍｍ以上の場合は、原子配列面２の湾曲量の最大値は１００μｍ以下であることが好ましい。原子配列面２の湾曲量が大きいと、原子配列面２を一回の結晶成長で完全に平坦化させることが難しくなる。

図１１は、昇華法に用いられる製造装置の一例の模式図である。製造装置２００は、坩堝１００とコイル１０１とを有する。坩堝１００とコイル１０１との間には、コイル１０１の誘導加熱により発熱する発熱体（図視略）を有してもよい。坩堝１００の内部には、台座１０３から原料Ｇに向けて拡径するテーパーガイド１０２が設けられている。

坩堝１００は、原料Ｇと対向する位置に設けられた台座１０３を有する。台座１０３には、ＳｉＣ単結晶１を種結晶として貼り付ける。

台座１０３の熱膨張係数は、貼り付けるＳｉＣ単結晶１の熱膨張係数と近いことが好ましい。具体的には、熱膨張係数差が０．３×１０^－６／℃以下であることが好ましい。なお、ここで示す熱膨張係数とは、ＳｉＣ単結晶１を種結晶として結晶成長する温度領域における熱膨張係数を意味し、２０００℃近傍の温度を意味する。例えば、黒鉛の熱膨張係数は、加工条件、含有材料等により、４．３×１０^－６／℃～７．１×１０^－６／℃の範囲で選択できる。台座１０３とＳｉＣ単結晶１の熱膨張率差が近いことで、単結晶成長時に熱膨張率差によってＳｉＣ単結晶１が反り、原子配列面２が湾曲することを防ぐことができる。

コイル１０１に交流電流を印加すると、坩堝１００が加熱され、原料Ｇから原料ガスが生じる。発生した原料ガスは、テーパーガイド１０２に沿って台座１０３に設置されたＳｉＣ単結晶１に供給される。ＳｉＣ単結晶１に原料ガスが供給されることで、ＳｉＣ単結晶１の主面にＳｉＣインゴットＩが結晶成長する。ＳｉＣ単結晶１の結晶成長面は、カーボン面、又は、カーボン面から１０°以下のオフ角を設けた面とすることが好ましい。

図１２は、ＳｉＣインゴットの結晶成長過程の様子を示した図である。図１２に示すようにＳｉＣインゴットＩは、ｃ面成長領域Ｉ１と側面成長領域Ｉ２とを有する。

ｃ面成長領域Ｉ１は、｛０００１｝面と垂直な＜０００１＞方向に結晶成長した領域である。これに対し、側面成長領域Ｉ２は、成長過程のＳｉＣインゴットの側面側から原料ガスが供給され、＜０００１＞方向と異なる方向に結晶成長した領域である。ｃ面成長領域Ｉ１と側面成長領域Ｉ２とは結晶成長方向が異なるため、ｃ面成長領域Ｉ１と側面成長領域Ｉ２の間には境界Ｂが存在する。

側面成長領域Ｉ２は、ＳｉＣインゴットの側面に原料ガスが回り込むことで結晶成長する。すなわち、結晶成長の過程を制御することは難しい。これに対し、ｃ面成長領域Ｉ１は、坩堝１００内に生じる等温線に沿って成長する為、制御可能である。すなわち、本実施形態にかかるＳｉＣインゴットの製造方法では、ｃ面成長領域Ｉ１における各成長面の凸面度を制御する。

結晶成長工程において、ＳｉＣインゴットＩを結晶成長する際の結晶成長条件は、種結晶の中心における結晶成長量が７ｍｍの時点における第１成長面Ｉａの凸面度より結晶成長終了時における第２成長面Ｉｂの凸面度が大きくなるように設定する。

ここで「第１成長面Ｉａ及び第２成長面Ｉｂ」は、結晶成長過程で露出するｃ面成長領域Ｉ１の外表面を意味する。そのため、これらの成長面と原子配列面２とは一致するものではない。また「凸面度」は、種結晶の中心を通り積層方向に延在する中心線Ｃにおける結晶成長量と、ｃ面成長領域Ｉ１と側面成長領域Ｉ２の間の境界Ｂ（端部）における結晶成長量との差（反り量ｈ１、ｈ２）を、その際の結晶成長面の直径（ｒ１、ｒ２）で割った値を意味する。

またここで第１成長面Ｉａは、種結晶の中心から７ｍｍ結晶成長した時点における結晶成長面として規定している。結晶成長量が７ｍｍ未満の段階では、種結晶の端部が蒸発して形状が変化したり、原料ガス等の流れが安定化せず種結晶のエッチング速度又は結晶成長速度が変化したりする。つまり、結晶成長量が７ｍｍ未満の段階では、結晶成長が安定化しない。そのため、凸面度を制御することが難しく、凸面度を正確に規定することが難しい。

第２成長面Ｉｂの凸面度を第１成長面Ｉａの凸面度より大きくすると、鞍型の形状をしていた原子配列面２が平坦化する。この理由は以下のように想定される。

図２に示すように、原子配列面２がお椀型の場合、原子配列面の外周３の長さは、原子配列面２が平坦な場合の外周４の長さに比べて短い。これに対し図３に示すように、原子配列面２が鞍型の場合は、原子配列面の外周３の長さは、原子配列面２が平坦な場合の外周４の長さに比べて長い。この外周の長さの違いは原子の数密度のバランスを示していると考えられる。すなわち、お椀型の場合は原子の数密度が、中央部で密となり、外周部で疎となる。これに対し、鞍型の場合は、原子の数密度が、中央部で疎となり、外周部で密となると推定される。

成長面形状は等温面形状に従って決定される。面内方向において、外周部を中央部に比べて高温にすると成長面の形状は凸面となり、外周部を中央部に比べて低温にすると成長面の形状は凹面となる。中央部より高温で成長した外周部は、熱膨張率が中央部より大きく、原子の数密度が中央部より疎になる。つまり、結晶成長終了時における第２成長面の凸面度を成長初期の第１成長面の凸面度より大きくすることは、成長過程において外周部の温度を中央部の温度より高温にすることを意味する。この条件で結晶成長を行うと、成長過程で中央が密、外周が疎に移行する。従って、格子面が鞍型の種結晶を用いた場合でも、凸面度を設定することで、中央部と外周部における原子の疎密バランスの関係性から原子配列面が平坦化していくと考えられる。

一方で、結晶成長条件は、第１成長面Ｉａから第２成長面Ｉｂに向って凸面度が徐々に増加するように設定することが好ましい。第１成長面Ｉａから第２成長面Ｉｂに向かって段階的に凸面度を大きくしていくことで、不要な応力が生じることを避けることができる。また成長面の高低差は、第１成長面Ｉａから第２成長面Ｉｂに向って徐々に増加することが好ましい。ここで「成長面の高低差」とは、成長面の中心部の高さ位置と外周部の高さ位置の差を意味し、成長面の反り量の最大値を意味する。また「徐々に」とは、第１成長面Ｉａから第２成長面Ｉｂに向かって凸面度（又は成長面高低差）が小さくなる時がないことを意味し、途中で凸面度が一定の領域があってもよい。鞍型の原子配列面を最終的に平坦にするには、理想的には徐々に等温面形状を凸に移行させるのがよいが、最終的な等温面形状が序盤に対して凸になっていることが重要である。すなわち、凸面度又は成長面高低差を徐々に大きくするのが難しければ、一時的に凸面度が減少する領域を含んでいてもよい。

また第１成長面Ｉａの成長面高低差ｈ１と第２成長面Ｉｂの成長面高低差ｈ２との差は、０．５ｍｍ以上４．０ｍｍ以下であることが好ましく、１．０ｍｍ以上４．０ｍｍ以下であることがより好ましい。成長面高低差の差（ｈ２－ｈ１）が大きいと、ＳｉＣインゴットＩにクラック等が生じやすくなる。一方で、成長面高低差の差（ｈ２－ｈ１）が小さいと、原子配列面２を平坦化させる効果が薄れる。例えば、成長面高低差の差は、ＳｉＣ単結晶１の直径が６インチの場合は０．５ｍｍ以上であることが好ましく、８インチの場合は１．０ｍｍ以上であることが好ましい。

ここまで、ＳｉＣインゴットＩを製造する過程における好ましい条件について説明した。次いで、この条件を満たすための方法について説明する。

結晶成長は、結晶成長時の温度の影響を大きく受ける。そのため、第１成長面Ｉａと第２成長面Ｉｂとが所定の関係を満たすように、坩堝１００内の等温面を設定する。等温面の設定は、シミュレーション等を用いて事前に設定できる。

結晶成長時の温度分布を結晶成長面に対して制御する方法として、特開２００８－２９０８８５号公報に開示されている方法を用いることができる。具体的には、種結晶が配置された箇所の側面に対向するヒーターと、原料が配置された箇所の側面に対向するヒーターの上下の２つのヒーターを有し、その上下のヒーター間に断熱部材からなる仕切壁部を設けた構成の昇華法結晶成長装置を用いることができる。仕切壁部がルツボの上方に下側のヒーターからの熱が伝わることを防止し、種結晶の表面に対する等温面を制御できる。

昇華法で結晶成長する際、窒素（Ｎ）ドープ量を周期的に変化させながら成長させると、窒素（Ｎ）濃度の違いにより成長面が縞模様となる。それを縦断面方向にスライスし、色変化している界面から、それぞれの時刻の成長面の形状を求めることができる。そのため、シミュレーションの結果が実際の成長条件と一致しているかも確認することができる。

結晶成長時の等温面を維持することは、さらに他の技術を組み合わせることにより実現することができる。具体的には、上述の方法で事前に求めた成長面形状の変化を補正する様に成長中にルツボを移動し、その等温面と成長面高さを一致させる技術を組み合わせる。

また、成長中の結晶近傍の温度勾配が大きいと結晶内の応力が大きくなる。結晶近傍の温度勾配としては、成長方向（成長軸方向）の温度勾配と、径方向の温度勾配とがある。径方向の温度勾配は、上述の様に、仕切壁部と上下ヒーターとを有する装置を使用して等温面を種結晶の表面に対して平行にすることにより小さくできる。成長軸方向の温度勾配は、種結晶と原料の温度差を小さくすることにより小さくできる。

温度勾配が小さすぎると成長が不安定になってしまうため、温度勾配は５０Ｋｃｍ^－１程度か好ましい。成長軸方向の温度勾配と径方向の温度勾配の双方を安定成長できる範囲で小さな値で制御することにより、応力の発生を抑制できる。

上述のように、本実施形態にかかるＳｉＣインゴットの製造方法によれば、原子配列面２が平坦化したＳｉＣインゴットを作製することができる。

図１３は、ＳｉＣ単結晶の原子配列面の曲率半径と、ＢＰＤ密度の関係を示すグラフである。図１３に示すように、原子配列面２の曲率半径と、ＢＰＤ密度とは対応関係を有する。原子配列面２の曲率半径が大きい（原子配列面２の湾曲量が小さい）ほど、ＢＰＤ密度は少なくなる傾向にある。内部に応力が残留した結晶は、結晶面のすべりを誘起させ、ＢＰＤの発生と共に原子配列面２を湾曲させると考えられる。あるいは、逆に、湾曲量が大きい原子配列面２が、ひずみを有し、ＢＰＤの原因となることも考えられる。いずれの場合においても、原子配列面の曲率半径が大きい（すなわち、原子配列面の湾曲量が小さい）ほど、ＢＰＤ密度が小さくなる。

すなわち、本実施形態にかかるＳｉＣインゴットの製造方法で作製したＳｉＣインゴットを切り出し、種結晶として再度用いると、ＢＰＤ密度の少ない良質なＳｉＣインゴットが得られる。

最後に得られたＳｉＣインゴットＩをスライスしてＳｉＣウェハを作製する。切断する方向は、＜０００１＞に垂直または０～１０°のオフ角をつけた方向に切断し、Ｃ面に平行、またはＣ面から０～１０°オフ角をつけた面をもつウェハを作製する。ウェハの表面加工は、（０００１）面側すなわちＳｉ面側に鏡面加工を施してもよい。Ｓｉ面は、通常エピタキシャル成長を行う面である。再度作製したＳｉＣインゴットはＢＰＤが少ないため、ＢＰＤの少ないＳｉＣウェハを得ることができる。キラー欠陥であるＢＰＤが少ないＳｉＣウェハを用いることで、高品質なＳｉＣエピタキシャルウェハを得ることができ、ＳｉＣデバイスの歩留りを高めることができる。

また坩堝１００を加熱し原料Ｇを昇華させる際に、周方向の異方性が生じないように、坩堝１００を周方向に回転させることが好ましい。回転速度は、０．１ｒｐｍ以上とすることが好ましい。また成長時の成長面における温度変化は少なくすることが好ましい。

以上、本発明の好ましい実施の形態について詳述したが、本発明は特定の実施の形態に限定されるものではなく、特許請求の範囲内に記載された本発明の要旨の範囲内において、種々の変形・変更が可能である。

（実施例１）
６インチのＳｉＣ単結晶を準備した。ＳｉＣ単結晶の原子配列面の湾曲方向を、［１－１００］方向と［１１－２０］方向とに沿って、Ｘ線回折（ＸＲＤ）を用いて測定した。その結果、これらの原子配列面の湾曲方向が異なっており、鞍型の原子配列面であることを確認した。

次いでこのＳｉＣ単結晶を種結晶として用いてＳｉＣインゴットを作製した。そして、結晶成長終了時における結晶成長面（第２成長面）の凸面度が、種結晶の中心において結晶成長量が７ｍｍの時点における結晶成長面（第１成長面）の凸面度より大きくなるように結晶成長条件を設定した。具体的には、シミュレーションにより事前に、種結晶近傍の温度条件を求め、等温面の形状（反り量）が第１成長面から第２成長面に向かって徐々に大きくなる条件で結晶成長を行った。表１に、実施例１において第１成長面から１０ｍｍずつ成長した時点での結晶成長面の反り量を示す。なお、表１において中心成長量とは、種結晶の中心における結晶成長量を意味する。また結晶成長面の直径は成長過程で大きく変化せず、凸面度と反り量は１対１の関係にあると言える。

（比較例１）
比較例１では、等温面の形状（凸面度）が第１成長面から第２成長面に向かって徐々に小さくなる条件で結晶成長を行った点が実施例１と異なる。その他の条件は、実施例１と同じとした。表１に、比較例１において第１成長面から１０ｍｍずつ成長した時点での結晶成長面の反り量を示す。

表１に示すように、シミュレーションの事前検討の結果通りに、実施例１及び比較例１において結晶成長面の凸面度（反り量）を制御することができた。また図１４に結晶成長前の種結晶の［１－１００］方向及び［１１－２０］方向における原子配列面の湾曲量と、結晶成長後のＳｉＣインゴットの［１－１００］方向及び［１１－２０］方向における原子配列面の湾曲量と、の関係を示す。図１４（ａ）は実施例１の条件で３つのサンプルについて測定した結果であり、図１４（ｂ）は比較例１の条件で３つのサンプルについて測定した結果である。また矢印の始点が種結晶における原子配列面の湾曲量を示し、矢印の終点がＳｉＣインゴットの原子配列面の湾曲量を示す。

図１４（ａ）に示すように、実施例１の条件では３つのサンプルいずれにおいても、原点に向かう方向に原子配列面の湾曲状態が変化した。これに対して、図１４（ｂ）に示すように、比較例１の条件では３つのサンプルいずれにおいても、原点に向かう方向に原子配列面の湾曲状態が変化した。グラフの原点は、原子配列面が全く湾曲していない状態に対応する。すなわち、実施例１の条件で結晶成長を行うと、原子配列面の湾曲が緩和されていることが分かる。

１，１０ＳｉＣ単結晶
２，２２原子配列面
２０ウェハ
１００坩堝
１０１コイル
１０２テーパーガイド
１０３台座
Ａ原子
ＩＳｉＣインゴット
Ｉａ第１成長面
Ｉｂ第２成長面
Ｉ１ｃ面成長領域
Ｉ２側面成長領域
Ｂ境界
Ｇ原料
Ｆ１，Ｆ２力

Claims

ＳｉＣ単結晶の原子配列面の湾曲方向を少なくとも平面視中央を通る第１の方向と前記第１の方向と交差する第２の方向に沿ってＸ線回折により測定し、前記原子配列面の形状を求める測定工程と、
前記ＳｉＣ単結晶を種結晶として昇華法により結晶成長を行う結晶成長工程と、を有し、
前記ＳｉＣ単結晶は、前記測定工程において測定された前記原子配列面の形状が、前記原子配列面の湾曲方向が前記第１の方向と前記第２の方向とで異なる鞍型であり、
前記結晶成長工程における結晶成長条件を、前記種結晶の中心における結晶成長量が７ｍｍの時点における第１成長面の凸面度より結晶成長終了時における第２成長面の凸面度が大きくなるように設定する、ＳｉＣインゴットの製造方法。
前記結晶成長工程における結晶成長条件を前記第１成長面から前記第２成長面に向って前記凸面度が徐々に増加するように設定する、請求項１に記載のＳｉＣインゴットの製造方法。
前記結晶成長工程において成長面の高低差が、前記第１成長面から前記第２成長面に向って徐々に増加する、請求項１又は２に記載のＳｉＣインゴットの製造方法。
前記第１成長面の成長面高低差と前記第２成長面の成長面高低差との差が、０．５ｍｍ以上４．０ｍｍ以下である、請求項１～３のいずれか一項に記載のＳｉＣインゴットの製造方法。