(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
窒化されたアルミニウム原料とＳｉＣ原料とを昇華させる昇華工程と、
種結晶の一面にアルミニウムと窒素が共ドープされたＳｉＣ単結晶を積層する結晶成長工程と、を有するｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の製造方法。
【請求項２】
前記昇華工程において、前記窒化されたアルミニウム原料と前記ＳｉＣ原料とを分離して配置し、それぞれを異なる温度で昇華させる請求項１に記載のｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の製造方法。
【請求項３】
前記昇華工程及び前記結晶成長工程を、窒素ガス雰囲気下で行う請求項１又は２のいずれかに記載のｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の製造方法。
【請求項４】
前記昇華工程の前に、アルミニウム原料を窒化し、窒化されたアルミニウム原料を作製する工程を有する請求項１〜３のいずれか一項に記載のｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の製造方法。
【請求項５】
所定の窒素ガス濃度でアルミニウム原料とＳｉＣ原料とを加熱することにより原料ガスを昇華させて、種結晶の一面にアルミニウムと窒素が共ドープされたＳｉＣ単結晶を積層する結晶成長工程、を備え、
前記ＳｉＣ単結晶のアルミニウム濃度は窒素濃度よりも大きく、
前記アルミニウム濃度が１．０×１０２０／ｃｍ３以上であり、前記窒素濃度が、２．０×１０１９／ｃｍ３以上であるｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の製造方法。
【請求項６】
前記ＳｉＣ単結晶は、積層欠陥密度が５０／ｃｍ以下である請求項１〜５いずれか一項に記載のｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の製造方法。
【請求項７】
前記ＳｉＣ単結晶は、比抵抗が１００ｍΩｃｍ以下である請求項１〜６いずれか一項に記載のｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の製造方法。
【請求項８】
前記ＳｉＣ単結晶は、リン、ヒ素、チタン、バナジウム、クロム、銅、鉄及びニッケルからなる群のいずれの元素の濃度も２×１０１５／ｃｍ３以下である請求項１〜７いずれか一項に記載のｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の製造方法。
【請求項９】
前記ＳｉＣ単結晶は、アルミニウム濃度が３×１０２１／ｃｍ３以下である請求項１〜８のいずれか一項に記載のｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶及びｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
炭化珪素（ＳｉＣ）は、シリコン（Ｓｉ）に比べて絶縁破壊電界が１桁大きく、バンドギャップが３倍大きい。また、炭化珪素（ＳｉＣ）は、シリコン（Ｓｉ）に比べて熱伝導率が３倍程度高い等の特性を有する。そのため炭化珪素（ＳｉＣ）は、パワーデバイス、高周波デバイス、高温動作デバイス等への応用が期待されている。
【０００３】
特に４Ｈ−ＳｉＣ単結晶は移動度が高くパワーデバイスへの利用が期待されている。例えば、特許文献１にはドナー元素とアクセプタ元素を共ドープさせたｎ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の比抵抗が小さいことが記載されている。
【０００４】
これに対し、ｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の低抵抗化は十分に進んでいない。これは、ｐ型のキャリアであるホールはｎ型のキャリアである電子に比べて移動度が小さいこと、ｐ型ＳｉＣのアクセプタであるアルミニウムやボロンはｎ型ＳｉＣのドナーである窒素に比べてイオン化エネルギーが大きく活性化率が低いこと、アルミニウム等のドーピング量を増加させると多形が増え結晶性が低下すること等の問題を有しているためである。
【０００５】
一方で、電力インフラ等の利用を想定した１０ｋＶを超える高耐圧のＳｉＣバイポーラ素子等を開発するためには、低抵抗なｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の開発が重要な要素を占める。例えばｎチャネルのＳｉＣ絶縁ゲート型バイポーラトランジスタ（ＩＧＢＴ）等を作製するための基板として、低抵抗なｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶が用いられる。
【０００６】
このような背景のもと、近年ｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の開発が進められている。例えば、非特許文献１にはアルミニウムと窒素とを共ドープすることで、ｐ型４Ｈ−ＳｉＣにおける多形の発生を抑制することができることが記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２０１５−３０６４０号公報
【非特許文献】
【０００８】
【非特許文献１】Ｋａｚｕｍａ  Ｅｔｏ  ｅｔ  ａｌ．，Ｍａｔｅｒｉａｌｓ  Ｓｃｉｅｎｃｅ  Ｆｏｒｕｍ，Ｖｏｌｓ８２１−８２３（２０１５）ｐｐ４７−５０．
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、非特許文献１に記載のｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶でも比抵抗が充分低いとは言えなかった。
【００１０】
本発明は上記問題に鑑みてなされたものであり、低抵抗なｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を提供することを目的とする。また低抵抗なｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の簡便な製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、鋭意検討の結果、昇華法によりＳｉＣ単結晶を結晶成長させる際に、窒化したアルミニウム原料を用いることで、ｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶内に高濃度で窒素を導入できることを見出した。その結果、多形の発生を抑制し、極めて低抵抗なｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を得ることができることを見出し、本発明を完成させた。
すなわち、本発明は、上記課題を解決するため、以下の手段を提供する。
【００１２】
（１）本発明の一態様に係るｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶は、アルミニウムと窒素が共にドープされ、窒素濃度が、２．０×１０１９／ｃｍ３以上である。
【００１３】
（２）上記（１）に記載のｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶において、アルミニウム濃度が１．０×１０２０／ｃｍ３以上であってもよい。
【００１４】
（３）上記（１）または（２）のいずれかに記載のｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶は、積層欠陥密度が５０／ｃｍ以下であってもよい。
【００１５】
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一つに記載のｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶は、リン、ヒ素、チタン、バナジウム、クロム、銅、鉄及びニッケルからなる群のいずれの元素の濃度も２×１０１５／ｃｍ３以下のものであってもよい。
【００１６】
（５）上記（１）〜（４）のいずれか一つに記載のｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶は、厚みが１ｍｍ以上であってもよい。
【００１７】
（６）本発明の一態様に係るｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の製造方法は、窒化されたアルミニウム原料とＳｉＣ原料とを昇華させる昇華工程と、種結晶の一面にアルミニウムと窒素が共ドープされたＳｉＣ単結晶を積層する結晶成長工程と、を有する。
【００１８】
（７）上記（６）に記載のｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の製造方法における前記昇華工程において、前記窒化されたアルミニウム原料と前記ＳｉＣ原料とを分離して配置し、それぞれを異なる温度で昇華させてもよい。
【００１９】
（８）上記（６）または（７）のいずれかに記載のｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の製造方法において、前記昇華工程及び前記結晶成長工程を、窒素ガス雰囲気下で行ってもよい。
【００２０】
（９）上記（６）〜（８）のいずれか一つに記載のｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の製造方法において、前記昇華工程の前に、アルミニウム原料を窒化し、窒化されたアルミニウム原料を作製する工程を有してもよい。
【発明の効果】
【００２１】
本発明の一態様に係るＳｉＣ単結晶は、高濃度に窒素がドープされている。その結果、比抵抗の小さいｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】本発明の一態様に係るｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の製造方法に用いることができるＳｉＣ単結晶製造装置の一例を示した断面模式図である。
【図２】窒化処理後のアルミニウム原料のＸ線回折結果を示す。
【図３】実施例１で作製したＳｉＣ単結晶の断面観察時の光学顕微鏡画像を示す。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
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。
【００２４】
（ｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶）
本発明の一態様に係るｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶は、アルミニウムと窒素が共ドープされたｐ型の半導体である。ｐ型の半導体であるため、キャリアはアクセプタであるアルミニウムがドープされ活性化することにより生じるホールである。
【００２５】
本発明の一態様に係るｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶は、窒素濃度が２．０×１０１９／ｃｍ３以上である。窒素濃度は、１．０×１０２０／ｃｍ３以上であることが好ましく、１．５×１０２０／ｃｍ３以上であることがより好ましい。
【００２６】
アルミニウムと窒素を高濃度にドープすることで、１００ｍΩｃｍ以下という低抵抗なｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を得ることができる。昇華法により得られたＳｉＣ単結晶において、１００ｍΩｃｍ以下という低抵抗なｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶は、今まで報告されたことが無く、本発明の一態様に係るｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶が初めて到達した抵抗値である。
【００２７】
アルミニウムと窒素を共ドープすることで、ＳｉＣの結晶成長過程で多形が生じることを抑制できることが知られている。これは、一方の原子（アルミニウムまたは窒素）のサイズに起因して結晶構造に生じた歪みを、他方の原子により矯正するためといわれている。アルミニウムは結晶格子を大きくし、窒素は結晶格子を小さくする。このため、窒素のドープ量を高めることが、ｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の結晶性を高め、アルミニウム濃度を高めた場合でも４Ｈの結晶が得られると考えられる。
【００２８】
ｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶は、ｐ型であるためアルミニウム濃度は窒素濃度より高い。換言すると、窒素濃度はアルミニウム濃度以下である。これに対して、ｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶のアルミニウム濃度は１．０×１０２０／ｃｍ３以上であることが好ましく、１．８×１０２０／ｃｍ３以上であることがより好ましく、２．０×１０２０／ｃｍ３以上であることがさらに好ましい。
【００２９】
アルミニウム濃度が高ければ、キャリアであるホールがＳｉＣ単結晶内に多くなるため、ＳｉＣ単結晶の比抵抗を小さくすることができる。これに対し、窒素濃度との関係にもよるが、アルミニウム濃度が高すぎると結晶構造に多形を生み出すおそれがある。そのため、アルミニウム濃度は３×１０２１／ｃｍ３以下であることが好ましい。
【００３０】
ｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の結晶構造は４Ｈ−ＳｉＣであり、その他の多形を有さない。ＳｉＣ単結晶は、３Ｃ−ＳｉＣ、４Ｈ−ＳｉＣ、６Ｈ−ＳｉＣ等の多形を持つ。多形は、ＳｉＣの結晶構造がｃ軸方向（＜０００−１＞方向）から見た際の最表面構造として違いがないことに起因して生じる。そのため、ｃ軸方向に結晶成長する際には、４Ｈ−ＳｉＣ構造から異なる多形（異種多形）に構造変化が生じることが起こりやすい。
【００３１】
多形の存在は、ＳｉＣ単結晶の結晶性を低下させ、比抵抗を高める原因となりうる。また６Ｈ−ＳｉＣ等の多形が混在するとそもそも目的とするデバイスを作製することができない。ｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の結晶構造が４Ｈ−ＳｉＣのみからなれば、結晶性が高く比抵抗を小さくすることができ、安定的にデバイスを作製することができる。多形の発生の抑制は、上述のようにアルミニウムと窒素の共ドープにより行うことができる。
【００３２】
本発明の一態様に係るｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶において、積層欠陥密度は５０／ｃｍ以下であることが好ましく、積層欠陥を含まないことがより好ましい。
【００３３】
積層欠陥は、ＳｉＣ単結晶の基底面方向に形成される欠陥であり、結晶性を悪化させデバイスの動作に影響を及ぼすことがある欠陥である。
積層欠陥が生じる原因は種々あるが、結晶構造の乱れが発生の一因である。結晶構造が乱れた層上に、整った結晶構造を成長させようとすると、その乱れを何らかの形で吸収しなければならず、局所的な構造のひずみが積層欠陥として現れる。すなわち、積層欠陥を局所的に発生した多形とみなすこともできる。例えば、成長方向に平行な＜０００−１＞方向の乱れは、フランク型の積層欠陥等に、成長方向に垂直な＜１１−２０＞方向や＜１−１００＞方向の乱れは、ショックレー型の積層欠陥等に変換されると考えられる。
【００３４】
ｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶における積層欠陥は、アルミニウムと窒素の共ドープによって低減することができる。アルミニウムと窒素を共ドープすることで、結晶構造の歪みを緩和することができるためである。ｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶中における積層欠陥密度が少なければ、ＳｉＣ単結晶中におけるデバイスに影響を与える欠陥を有する領域を少なくすることができ、デバイスの歩留り及び信頼性を高めることができる。
【００３５】
本発明の一態様に係るｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶は、リン、ヒ素、チタン、バナジウム、クロム、銅、鉄及びニッケルからなる群のいずれの元素の濃度も２×１０１５／ｃｍ３以下であることが好ましい。またこれらの元素が、二次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）の検出限界以下であることがさらに好ましい。
【００３６】
溶液法等によるＳｉＣ単結晶の製造方法を用いる場合、正常な表面状態のＳｉＣ単結晶を得るためには、溶媒にクロム、チタン、銅等の添加元素を加えることが多い。そのため、溶液法等の方法で作製されたＳｉＣ単結晶には、僅かではあるがこれらの元素が不純物として含まれることがある。これらの不純物は、ＳｉＣ単結晶の結晶性の低下やデバイス加工後の不良等を生み出す。
【００３７】
本発明の一態様に係るｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶は、後述するように昇華法によって作製することができる。そのため、これらの不純物等がＳｉＣ単結晶内に取り込まれることを避けることができる。
【００３８】
ｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶は、バルクの単結晶からなる単結晶インゴットでも、ＳｉＣ単結晶インゴットをウェハ状に加工したＳｉＣウェハでもよい。一般にＳｉＣウェハは数百μｍ程度の厚みを有するものをいう。またＳｉＣインゴットは、複数枚のＳｉＣウェハを切り出すことができるバルクの単結晶であるため、１ｍｍ以上の厚みを有するものをいう。
【００３９】
後述する昇華法を用いたｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板の製造方法を用いれば、単結晶インゴット及びＳｉＣウェハのいずれにおいても低抵抗なｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を得ることができる。ｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶はエピタキシャル成長を用いて得ることもできるが、成長厚１ｍｍを超えるようなｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶はエピタキシャル成長を用いた方法では作製することが非常に難しく、生産性が悪い。
【００４０】
上述のように、本発明の一態様に係るｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶は、比抵抗が１００ｍΩｃｍ以下という低抵抗を実現することができる。そのため、ｎチャネルのＳｉＣ絶縁ゲート型バイポーラトランジスタ（ＩＧＢＴ）等の種々の用途への応用が期待できる。
【００４１】
また本発明の一態様に係るｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶は、結晶性が高く多形を有さない。そのため、低抵抗を実現できると共に、デバイスの信頼性を高めることができる。
【００４２】
また本発明の一態様に係るｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶は、積層欠陥をほとんど有さない。そのため、デバイスのキラー欠陥等の発生を低減し、デバイス作製の歩留り及びデバイスの信頼性等を向上することができる。
【００４３】
（ｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の製造方法）
本発明の一態様に係るｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の製造方法は、窒化されたアルミニウム原料とＳｉＣ原料とを昇華させる昇華工程と、種結晶の一面にアルミニウムと窒素が共ドープされたＳｉＣ単結晶を積層する結晶成長工程と、を有する。
【００４４】
図１は、本発明の一態様に係るｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の製造方法に用いることができる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ヒータ５と、第２領域を加熱する第２ヒータ６とを備える。坩堝１の底部には、アルミニウム原料Ｍ２を設置することができる。以下、このＳｉＣ単結晶製造装置１０を例に、本発明の一態様に係るｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の製造方法について説明する。
【００４５】
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。窒化されていないアルミニウム化合物を用いる場合は、後述する製造過程でアルミニウム原料Ｍ２を窒化する。窒化されたアルミニウム化合物としては、ＡｌＮ、Ａｌ５Ｃ３Ｎ等を用いることができる。窒化されていないアルミニウム化合物としては、Ａｌ４Ｃ３等を用いることができる。
【００４６】
ＳｉＣ原料Ｍ１とアルミニウム原料Ｍ２はそれぞれ分離して設置することが好ましい。例えば、ＳｉＣ原料Ｍ１は保持部２に、アルミニウム原料Ｍ２は坩堝１の底部に設置することができる。
【００４７】
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。
【００４８】
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。
【００４９】
ＳｉＣ原料Ｍ１とアルミニウム原料Ｍ２の温度の制御は、第１ヒータ５と第２ヒータ６によって実現することができる。例えば、第１ヒータ５が坩堝１内のＳｉＣ原料Ｍ１が存在する第１領域を加熱し、第２ヒータ６が坩堝１内のアルミニウム原料Ｍ２が存在する第２領域を加熱するように設計することで、ＳｉＣ原料Ｍ１とアルミニウム原料Ｍ２の温度を別々に制御することができる。より具体的には、第１ヒータ５の温度をＳｉＣ原料Ｍ１が昇華可能な２２００〜２５００℃程度とし、第２ヒータ６の温度をアルミニウム原料Ｍ２が昇華可能な１７００〜２０００℃程度とすることができる。
【００５０】
アルミニウム原料Ｍ２が窒化されていない場合は、昇華前にアルミニウム原料Ｍ２を窒化し、窒化されたアルミニウム原料を作製することが好ましい。アルミニウム原料Ｍ２の窒化は、窒素雰囲気中で加熱することで行うことができる。例えば、別装置内でアルミニウム原料Ｍ２を窒化してもよいし、ＳｉＣ原料Ｍ１を設置する前に坩堝１内で窒化させてもよい。
【００５１】
またアルミニウム原料Ｍ２を窒化せずに坩堝１内に設置し、坩堝１内の雰囲気をアルミニウム原料Ｍ２が窒化しやすい環境にすることで、昇華工程中にアルミニウム原料Ｍ２を意図的に窒化させてもよい。具体的には、昇華処理前の反応空間Ｒ内を窒素のみからなる雰囲気にすることや、アルミニウム原料Ｍ２が設置されている底部側から坩堝１内に窒素を供給すること等の手段を講じることができる。
【００５２】
昇華した原料ガスは、設置部４に設置された種結晶Ｓに至り、ＳｉＣ単結晶が結晶成長する。結晶成長工程は、ＳｉＣ原料Ｍ１及びアルミニウム原料Ｍ２を昇華させることで自然に進む。アルミニウム原料Ｍ２から昇華したガスは、アルミニウム及び窒素のいずれも含むため、結晶成長時にこれらの元素が取り込まれる。その結果、アルミニウムと窒素が共にドープされたｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を得ることができる。
【００５３】
昇華工程は、窒素ガス雰囲気下で行うことが好ましい。ここで、窒素ガス雰囲気下とは、坩堝内に供給するガスが窒素のみであることを意味する。換言すると、ＳｉＣ原料Ｍ１及びアルミニウム原料Ｍ２から昇華する昇華ガスを除き、雰囲気中に存在するガス種を窒素のみとすることを意味する。
【００５４】
反応空間Ｒ内を窒素ガス雰囲気とすることで、アルミニウム原料Ｍ２の窒化を進めると共に、結晶成長したＳｉＣ単結晶内への窒素ドープを行うことができる。すなわち、反応空間Ｒ内を窒素ガス雰囲気とすることで、結晶成長するｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶内に、より高濃度に窒素をドープすることができる。ｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶内に、より高濃度に窒素をドープすることは、非特許文献１でも実現できていない。
【００５５】
反応空間Ｒ内への窒素ガスの供給は坩堝１を介して行うことができる。坩堝１は、窒素ガス透過性を有する。そのため、坩堝１にガスの供給部を設けなくても、坩堝１を囲む雰囲気を窒素ガス雰囲気とすることで、反応空間Ｒ内のガス雰囲気も窒素ガス雰囲気とすることができる。
【００５６】
上述のように、本発明の一態様に係るｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の製造方法において、アルミニウム原料を窒化するまたは窒化されたアルミニウム原料を用いることで、得られるｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の窒素濃度を高めることができる。その結果、比抵抗の低いｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を簡便に作製することができる。
【００５７】
また本発明の一態様に係るｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の製造方法は昇華法を用いているため、数ｍｍ以上の厚みのＳｉＣインゴットでも比較的容易に作製することができる。エピタキシャル成長を用いた方法では、数ｍｍ以上の厚みのＳｉＣインゴットを作製することは現実的ではなく、生産性も極めて悪い。また本発明の一態様に係るｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の製造方法は昇華法を用いているため、溶液法と異なり不要な不純物等が取り込まれることを避けることができる。
【００５８】
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】
【００５９】
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。
【００６０】
（実施例１）
実施例１では、図１に示すＳｉＣ単結晶成長装置と同様の構成の装置を用いてｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を作製した。以下、具体的な手順について説明する。
【００６１】
まずアルミニウム原料としてＡｌ４Ｃ３粉末を準備した。準備したＡｌ４Ｃ３粉末は、装置内で事前に窒化した。窒化の条件は、窒素濃度１００％のガス雰囲気下で、１８００℃１１０時間加熱した。
【００６２】
図２は、窒化処理後のアルミニウム原料のＸ線回折結果を示す。横軸は入射Ｘ線と回折Ｘ線のなす角度２θであり、縦軸は強度を示す。得られた回折線は、Ｃ由来のピークとＡｌＮ由来のピークからなり、実施例１のアルミニウム原料の多くがＡｌＮに変化していることが分かる。また同様の検討を別資料で行った際には、Ａｌ５Ｃ３Ｎ由来のピークが確認される場合もあった。すなわち、窒化処理後のアルミニウム原料の多くは窒化され、ＡｌＮ／Ａｌ５Ｃ３Ｎになっていることがわかる。
【００６３】
得られた窒化されたアルミニウム原料と、ＳｉＣ粉末からなるＳｉＣ原料を坩堝内にそれぞれ分離して設置した。そして、坩堝内の窒素ガス濃度を５％とした。
【００６４】
そして、アルミニウム原料を１９００℃に加熱すると共に、ＳｉＣ原料を２３００℃に加熱した。加熱によりそれぞれの原料が昇華し、ＳｉＣ単結晶をえた。このとき処理時間は、３０時間とし、得られたＳｉＣ単結晶厚みは２．７ｍｍであった。
【００６５】
得られたＳｉＣ単結晶を厚み０．２ｍｍのウェハに切り出し、比抵抗を測定した。比抵抗の測定にはファンデアポウ法によるホール測定を用いた。また同時に窒素濃度及びアルミニウム濃度も測定した。窒素濃度、アルミニウム濃度は二次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）を用いて測定し、結晶構造は、ラマン測定によって測定した。その結果、比抵抗は８６ｍΩｃｍ、窒素濃度は１．５×１０２０／ｃｍ３、アルミニウム濃度は１．８×１０２０／ｃｍ３、結晶構造は４Ｈ−ＳｉＣであった。
【００６６】
実施例１で得たＳｉＣ単結晶の不純物濃度も二次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）を用いて測定した。その結果を表１に示す。
【００６７】
【表１】
0006755524.tif 000002
【００６８】
バナジウム、チタンは検出されたが、これ以外の元素はＳＩＭＳの検出限界以下であり検出されなかった。また検出されたバナジウム、チタンの濃度も少なく、市販のＳｉＣウェハと同等である。
【００６９】
さらに得られたＳｉＣ単結晶の断面観察も行った。図３は、実施例１で作製したＳｉＣ単結晶の断面観察時の光学顕微鏡画像を示す。図３における上方が＜０００−１＞方向である。
断面観察は、以下の手順で行った。
【００７０】
まずＳｉＣ単結晶の結晶成長方向（１−１００）面に沿って切断した。そして切断した断面を鏡面に研磨した後、ＫＯＨで処理した。処理は、ｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の切断面をＫＯＨ融液に５００度で３分間曝した。そして処理後の切断面を光学顕微鏡で観察した。
【００７１】
一般に、積層欠陥が存在する場合、ＫＯＨ処理後には＜０００−１＞と交差する方向に複数の線上のエッチピットが見られる。
しかしながら図３で観察された断面は、ＫＯＨ処理後そのような線上のエッチピットが観測されなかった。すなわち、実施例１のｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶には積層欠陥が含まれていないことが確認できる。
【００７２】
（実施例２及び３）
実施例２は成長時の窒素濃度を３０％とした点、実施例３は成長時の窒素濃度を１００％とした点のみが実施例１と異なる。実施例２及び実施例３で得られたＳｉＣ単結晶の比抵抗、窒素濃度、アルミニウム濃度、結晶構造及び積層欠陥密度をそれぞれ測定した。その結果を表２に示す。
【００７３】
（比較例１）
比較例１は、事前にアルミニウム原料を窒化せず、かつ成長時の窒素濃度を０％とした点が実施例１と異なる。比較例１で得られたＳｉＣ単結晶の窒素濃度、アルミニウム濃度及び結晶構造をそれぞれ測定した。その結果を表２に示す。
【００７４】
【表２】
0006755524.tif 000003
【００７５】
ＳｉＣ単結晶内に取り込まれている窒素濃度が高いことにより、結晶構造が４ＨのＳｉＣが安定的に得られている。また実施例１〜３のいずれにおいても比抵抗が１００ｍΩｃｍ以下と極めて低く、比抵抗が小さなｐ型４Ｈ−ＳｉＣ単結晶が得られている。
【符号の説明】
【００７６】
１…坩堝、２…保持部、３…支持部、４…設置部、５…第１ヒータ、６…第２ヒータ、Ｍ１…ＳｉＣ原料、Ｍ２…アルミニウム原料、Ｓ…種結晶、Ｒ…反応空間
【図１】
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【図２】
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【図３】
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