(57)【要約】      （修正有）【課題】高温のアニールに際しても基底面積層欠陥の発生が極めて少ない、高品質な低抵抗率ＳｉＣ単結晶基板の製造方法を提供する。【解決手段】体積抵抗率が0.001〜0.080Ωcmの炭化珪素単結晶インゴットを板状体に切断し、研磨して、低抵抗率の炭化珪素単結晶基板１０を製造する方法であって、前記研磨として、板状体の表裏面１１をメカノケミカル研磨して炭化珪素単結晶基板に仕上げる工程を含み、該メカノケミカル研磨において、板状体の表面及び裏面をそれぞれ1μm以上の深さで研磨除去すると共に、表面と裏面を合計した全表面の90%以上を表面粗さ(Ra)0.3nm以下にする低抵抗率炭化珪素単結晶基板の製造方法。【選択図】図１
2017065986.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
体積抵抗率が0.001Ωcm以上0.080Ωcm以下の炭化珪素単結晶インゴットを板状体に切断し、研磨して、低抵抗率の炭化珪素単結晶基板を製造する方法であって、前記研磨として、板状体の表裏面をメカノケミカル研磨して炭化珪素単結晶基板に仕上げる工程を含み、該メカノケミカル研磨において、板状体の表面及び裏面をそれぞれ1μm以上の深さで研磨除去すると共に、表面と裏面を合計した全表面の90%以上を表面粗さ(Ra)0.3nm以下にすることを特徴とする低抵抗率炭化珪素単結晶基板の製造方法。
【請求項２】
体積抵抗率が0.012Ωcm超0.080Ωcm以下のｐ型炭化珪素単結晶インゴットを板状体に切断し、研磨して、低抵抗率の炭化珪素単結晶基板を製造する方法であって、前記研磨として、板状体の表裏面をメカノケミカル研磨して炭化珪素単結晶基板に仕上げる工程を含み、該メカノケミカル研磨において、板状体の表面及び裏面をそれぞれ1μm以上の深さで研磨除去すると共に、表面と裏面を合計した全表面の90%以上を表面粗さ(Ra)0.3nm以下にすることを特徴とする低抵抗率炭化珪素単結晶基板の製造方法。
【請求項３】
1000℃以上1800℃以下で高温アニールした場合、高温アニール後の該基板中の基底面積層欠陥密度が1/cm以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の低抵抗率炭化珪素単結晶基板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、電気抵抗率の小さい炭化珪素単結晶基板の製造方法に関し、詳しくは、高性能の電子デバイスを製造する際に用いられる低抵抗率炭化珪素単結晶基板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
炭化珪素(SiC)は、シリコン等の従来半導体材料と比較して優れた半導体物性特性を有することから、各種の高性能デバイスの基板材料として使用されている。近年、ＳｉＣ単結晶製造技術も技術開発が進捗し、ＳｉＣ単結晶を種結晶として用いて昇華再結晶成長を行う改良型レーリー法（非特許文献１参照）、あるいは技術的に同義であるが昇華法（以下、本発明では簡単に昇華再結晶法と略称する）により、デバイス作製に供される基板を得るためのＳｉＣ単結晶インゴットが製造されている。現時点での市場における主流は１００mm口径基板（４インチ）であるが、１５０mm（６インチ）あるいは２００mm（８インチ）に及ぶ大口径・高品質ＳｉＣ単結晶基板の実用化も進められている現況にある。
【０００３】
ＳｉＣ単結晶の結晶品質も並行して改善が進められ、デバイス動作特性に影響を与える結晶欠陥の密度も減少しつつある。特に、パワーデバイス応用において、その耐電圧特性に致命的な影響を与えることが知られているマイクロパイプ欠陥については、ほぼ低減化に成功したと言われるレベルまでに到っている。このような高品質ＳｉＣ単結晶基板を使用することにより、ショットキーダイオード（SBD）や電界効果型トランジスタ（MOSFET）等の各種デバイスが開発され、実用化されるに及んでいる。
【０００４】
上記のデバイスは、主に窒素をドープしたｎ型のＳｉＣ単結晶基板から作製されるユニポーラー型デバイスであり、近年では、３．３kV級の高耐圧デバイスが実用化ステージにある（非特許文献２参照）。
【０００５】
また、他方で、ＳｉＣ単結晶の特性を最も生かせるデバイス特性領域として、１０．０kV、あるいはそれを更に超える超高耐圧デバイスを実現することに対する応用ニーズも強い。このような超高耐圧用途の場合、電子とホールの両キャリアを利用した、ＰｉＮダイオードやＩＧＢＴ等のバイポーラーデバイス（非特許文献３参照）が実用的に特性を安定的に実現する上で有利であり、その実現のためにはｎ型の低抵抗率ＳｉＣ単結晶基板のみならず、結晶欠陥の少ない高品質なｐ型低抵抗率ＳｉＣ単結晶基板も合わせて強く望まれている現況にある。
【０００６】
ところで、窒素を通常よりも過剰にドープして作製される、抵抗率が0.012Ωcm以下のｎ型低抵抗率ＳｉＣ単結晶基板に対して、ウエハプロセスにおいて1000℃以上の高温アニール、例えばエピタキシャル成長工程（1500〜1600℃、2〜10時間程度）、あるいは熱酸化膜形成工程（1000〜1300℃、1〜4時間程度）、更にはイオン注入後の回復アニール工程（1700〜1800℃、数分〜10分程度）等を行うと基底面積層欠陥が発生することが知られている。このような基底面積層欠陥は、その特徴的な原子積層構造から、二重積層欠陥（Double Shockley stacking fault）とも呼ばれており（非特許文献４参照）、基底面積層欠陥が多量に発生する場合、基板の厚さ方向に電流を流す縦型パワーデバイス等の場合に通電時の電気抵抗を大きく増加させてしまう。その場合には、通電時のジュール損失の増大を招き、特に大電流を流す超高耐圧デバイスでは電力変換損失が増加して、良好な低損失パワーデバイスが製造できなくなる。
【０００７】
ｎ型ＳｉＣ単結晶基板を用いたユニポーラー型デバイスにおいては電流の担い手は電子であり、特に基板部分にも大電流を流す縦型パワーデバイスにおいては、基板の体積抵抗率（以下、抵抗率とする）を極力低くしておくことがパワーデバイスによる電力変換時の変換損失を小さくするためには極めて重要になる（特許文献１参照）。一方で、ｎ型低抵抗ＳｉＣ単結晶に関する本発明者らの詳細な調査により、上記のような高温アニールによる基底面積層欠陥の発生核は、主として基板加工時に導入される表面損傷層中の結晶ダメージ層内に存在することを明らかにしている（特許文献２参照）。
【０００８】
一般に、基板表面の粗さが増大すると、基板を得る際の研磨工程で導入される表面損傷層、即ち、基板表面近傍の結晶欠陥密度が増大することが知られている。したがって、表面粗さが大きな基板では、表面近傍に基底面積層欠陥の発生核となる、基底面転位対が多く存在しているものと予想される。このような場合、隣接する分子面に存在する基底面転位が対となって拡張し、それにより基底面積層欠陥が発生する。従って、基板の研磨工程等の表面加工工程において、表面粗さRaを１nm以下に平滑化し、基底面積層欠陥の発生核を可能な限り除去することが必要である（特許文献１参照）。
【０００９】
一方、ｐ型の４Ｈ型ポリタイプを有する低抵抗率ＳｉＣ単結晶の場合、４Ｈポリタイプを安定化して単結晶インゴットを成長させるために、窒素をｐ型ドーパントと同時に単結晶中へドープすることが提案されている（非特許文献５参照）。窒素には４Ｈポリタイプを安定化する作用を有していることが知られており（特許文献２参照）、ｐ型の電気伝導性を実現するためにｐ型ドーパントの濃度を超えないように窒素を適量同時ドープすることで、４Ｈポリタイプがｐ型結晶成長においても安定化可能になると考えられる。
【００１０】
しかしながら、実際にそのような方法でｐ型定低抵抗率ＳｉＣ単結晶を作製したとしても、ｎ型単結晶と同様な基底面積層欠陥が発生する問題が生じるため、ｎ型の場合と同様に基板の研磨工程等の表面加工工程において平滑化し、基底面積層欠陥の発生核を可能な限り除去することが必要である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特許第4964672号
【特許文献２】特許第3590464号
【非特許文献】
【００１２】
【非特許文献１】Yu. M. Tairov and V. F. Tsvetkov, Journal of Crystal Growth, Vol.52 (1981) pp.146-150.
【非特許文献２】K. Wada, et al., Materials Science Forum. 821-823 (2015)p.592.
【非特許文献３】福田、他、SiC及び関連半導体研究  第22回講演会予稿集p.49.
【非特許文献４】T. A. Kuhr, et al., Journal of Applied Physics. 92 (2002) p.5863.
【非特許文献５】T. Kato, et at., Materials Science Forum. 778-780 (2014) p.47.
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
現状市販されているｎ型ＳｉＣ単結晶基板の抵抗率は概ね0.015〜0.020Ωcm程度の範囲となっている。ＳｉＣを利用したデバイス設計や製造技術についても近年伸展が著しく、このためＳｉＣデバイスにおける素子部の抵抗に対して、ＳｉＣ単結晶基板の基板抵抗が無視できない状況になりつつある。通常、ＳｉＣ単結晶基板の抵抗率を小さくすることは、ｎ型ドーパントである窒素のドープ量を増やすことにより可能である。しかしながら、例えば、窒素ドープ量を増やし、ｎ型ＳｉＣ単結晶基板の抵抗率を0.012Ωcm以下まで低減した基板に1000℃以上の熱処理を施すと、基板中に基底面積層欠陥が多量に発生してしまうという問題が知られている(非特許文献４参照)。同様な材料課題は、アルミニウム（Al）あるいはホウ素（B）を添加して作製するｐ型低抵抗率ＳｉＣ単結晶基板の場合にも発生する。すなわち、バイポーラーデバイスの製造に必要なＳｉＣ単結晶基板の抵抗率を、ドープ量を増やすことにより十分に下げようとするとデバイス動作特性に致命的な影響を及ぼす基底面積層欠陥が発生してしまう。
【００１４】
先の特許文献１の基板表面の平滑化処理は、処理を行わない場合と比較して基底面積層欠陥発生を抑制する効果があるが、更に高性能なパワーデバイス用の基板には、高温のアニール処理後の基板の基底面積層欠陥密度を1/cm以下に抑えることが望まれているものの、そのレベルを実現することは困難である。
【００１５】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、高温のアニールに際しても基底面積層欠陥の発生が極めて少ない、高品質な低抵抗率ＳｉＣ単結晶基板の製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明者らは、上記課題を解決するために更なる検討を重ねた結果、先の特許文献１で開示されるようにＳｉＣ単結晶基板の表面粗さRaを１nm以下に平滑化しても、高温アニールに晒された際に発生する基底面積層欠陥密度を1/cm以下に抑えることができない理由として、ＳｉＣ単結晶基板の表面に局部的に存在するマイクロクラックが原因であることを突き止めた。そこで、このようなマイクロクラックを研磨除去して、表面粗さRaが所定の値になるまで平滑化することで、高温アニールに際しても基底面積層欠陥の発生が極めて少ない高品質な低抵抗率ＳｉＣ単結晶基板が得られるようになることを見出し、本発明を完成させた。
【００１７】
すなわち、本発明の要旨は、次のとおりである。
（1）体積抵抗率が0.001Ωcm以上0.080Ωcm以下の炭化珪素単結晶インゴットを板状体に切断し、研磨して、低抵抗率の炭化珪素単結晶基板を製造する方法であって、前記研磨として、板状体の表裏面をメカノケミカル研磨して炭化珪素単結晶基板に仕上げる工程を含み、該メカノケミカル研磨において、板状体の表面及び裏面をそれぞれ1μm以上の深さで研磨除去すると共に、表面と裏面を合計した全表面の90%以上を表面粗さ(Ra)0.3nm以下にすることを特徴とする低抵抗率炭化珪素単結晶基板の製造方法、
（2）体積抵抗率が0.012Ωcm超0.080Ωcm以下のｐ型炭化珪素単結晶インゴットを板状体に切断し、研磨して、低抵抗率の炭化珪素単結晶基板を製造する方法であって、前記研磨として、板状体の表裏面をメカノケミカル研磨して炭化珪素単結晶基板に仕上げる工程を含み、該メカノケミカル研磨において、板状体の表面及び裏面をそれぞれ1μm以上の深さで研磨除去すると共に、表面と裏面を合計した全表面の90%以上を表面粗さ(Ra)0.3nm以下にすることを特徴とする低抵抗率炭化珪素単結晶基板の製造方法、
（3）1000℃以上1800℃以下で高温アニールした場合、高温アニール後の該基板中の基底面積層欠陥密度が1/cm以下であることを特徴とする（1）又は（2）に記載の低抵抗率炭化珪素単結晶基板の製造方法、
である。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、0.001Ωcm以上0.080Ωcm以下の低抵抗率であって、例えば1000℃以上1800℃以下の高温のアニールを行っても基底面積層欠陥の発生が殆ど無い低抵抗率のＳｉＣ単結晶基板を製造することが可能になる。このような低抵抗率ＳｉＣ単結晶基板を用いれば、特に、超高耐圧用途のパワーデバイスをはじめとする各種の高周波・高耐圧電子デバイスを作製する上で好適であり、また、光学発光素子等を製作することも可能である。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】図１は、低抵抗率ＳｉＣ単結晶基板の表面近傍の断面を説明するための模式図である。
【図２】図２は、昇華再結晶法の原理を説明するための模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
先ず、図１を用いて本発明の概要を説明する。
抵抗率が0.15〜0.20Ωcm程度の市販のｎ型ＳｉＣ単結晶基板を高アルカリ性液体に微小粒径のコロイダルシリカを混ぜた研磨液を用いてメカノケミカル研磨、あるいはほぼ技術的には同義であるがメカニカルケミカル研磨（以下、メカノケミカル研磨と記す）を行う場合、基板のオフ角や面極性（Ｓｉ面、Ｃ面）にも依存するが、研磨速度は一般的には数nm/ｈ〜数百nm/ｈ程度である。そのため、生産効率の観点から、基板表面に加工ダメージ層が残存しないように留意しながら、出来うる限り短時間で工程を完了する必要がある。従って、上記のような抵抗率を有する基板では、概ね0.1μm深さまで、あるいは0.5μm深さまでの研磨で加工ダメージ層は十分に除去できることから、この程度の研磨量に留めてプロセス時間を短くすることが工業的に行われている。
【００２１】
ところが、抵抗率が0.080Ωcm以下の低抵抗率ＳｉＣ単結晶基板では、多量のドーパントを単結晶中にドープする必要がある。例えば、抵抗率15mΩcmを実現するためには、ｎ型の場合では原子数密度で約1×1019/cm3の窒素をドープする必要があり、ｐ型の場合には、約2×1020/cm3のアルミニウム（Al）をドープする必要がある。このような多量の不純物元素のドーピングは、ＳｉＣ単結晶自体の機械的性質に大きな影響を与え、本来のＳｉＣの硬質材料としての機械特性が劣化して脆くなる。そのため、従来のような条件でメカノケミカル研磨を行うと、低抵抗率ＳｉＣ基板の表面は、大局的には表面粗さ(Ra)が0.3nm以下の良好な平滑面を形成することができるものの、ドーパント元素の添加量にもよるが、図１(a)に示すように、局部的には表面から概ね０．５μｍに及ぶ深いマイクロクラック１２が除去されずに残存していることが、電子顕微鏡による表面近傍の断面観察で明らかになった。
【００２２】
このような場合、残存したマイクロクラック周辺に存在する発生核から、高温アニールによって基底面積層欠陥が生成してしまうと考えられる。そこで、本発明においては、低抵抗率ＳｉＣ単結晶基板１０の表面１１に残存するマイクロクラック１２をほぼ完全に除去するために、メカノケミカル研磨の研磨量１３が少なくとも1μmの深さまで行う必要がある（図１(b)）。このような処理によって基底面積層欠陥の発生核となるマイクロクラック１２をほぼ完全に除去することができ、高温アニール処理を行っても基底面積層欠陥は殆ど発生しない、極めて高品質な低抵抗率ＳｉＣ単結晶基板の製造が可能となる。
【００２３】
一般に、ＳｉＣ単結晶基板を得るにあたっては、下記で詳細に述べるように、ＳｉＣ単結晶インゴットを製造した後、その外周を円筒研削盤等により研削し（研削加工）、ワイヤーソー等によって板状体に切断してから（スライス切断）、両面研磨機等で研磨を行う。ただし、上記したプロセスは基板製造の一例であり、各工程に用いられる装置についても上記に限定されるものではなく、場合によりスライス切断後に外周研削することもある。また、板状体の研磨では、ダイヤモンドスラリー等を用いた研磨（ラッピング研磨）を行った後に前記したようなメカノケミカル研磨による仕上げ加工（ポリッシング）を行い、平滑化加工を完遂することが通常である。ところで上述したように、多量の不純物元素がドーピングされた低抵抗率ＳｉＣ単結晶は比較的脆くなり易いことから、上記のようなマイクロクラックはＳｉＣ単結晶インゴットの切断や研削、あるいはラッピング研磨等により発生すると考えられ、このマイクロクラックをメカノケミカル研磨による基板の仕上げ加工において除去する必要がある。研磨量が1μｍ未満の場合ではマイクロクラックの除去が不十分のため発生核が僅かに残存し、基底面積層欠陥の発生が十分に抑えられない。なお、研磨量の上限については特に技術的な制約は無いが、研磨コストの不要な増加を回避する目的からは10μm以下とすることが好ましい。
【００２４】
上記のメカノケミカル研磨は、ＳｉＣ単結晶基板の場合の一例として、エッチング作用のある高アルカリ性液体に微小粒径のコロイダルシリカを混ぜた研磨液（コロイダルシリカスラリー）を用いて行うことが通例である。また、研磨速度を上げるために、コロイダルシリカスラリーに、過酸化水素水等の酸化促進剤を添加する方法も一般的に採用されている。ただし、ここで述べた方法はメカノケミカル研磨の一例を示すものであって本発明を制限するものではなく、同様なメカノケミカル効果を示す他のスラリーおよびそれを効果的に実現する研磨装置を用いて行ってもよい。
【００２５】
低抵抗型のｐ型ＳｉＣ単結晶インゴットは同程度の抵抗率を示すｎ型ＳｉＣ単結晶インゴットに比べて不純物のドープ量が多くなるため、マイクロクラックも多く発生し、さらにそのクラックも深くなる。そのため、特に体積抵抗率が0.012Ωcm超0.080Ωcm以下のｐ型炭化珪素単結晶インゴットの場合には、メカノケミカル研磨の研磨量は、好ましくは3μm以上であるのがよく、より好ましくは5μm以上であるのがよく、これにより一層効果的に基底面積層欠陥の発生核を除去することが可能である。
【００２６】
本発明において、「表面粗さ」とは、基板表面上の10μm角の領域における、算術平均表面粗さRa（JIS B0601-2001）を指している。ＳｉＣ単結晶インゴットから切り出された板状体をメカノケミカル研磨により仕上げる際に、その表面と裏面とを合計した全表面の90%以上が表面粗さRa＝0.3nm以下、好ましくは0.2nm以下、より好ましくは0.12nm以下となるようにする。Raが0.3nm超となると、メカノケミカル研磨による研磨量が不足し、表面近傍の基底面積層欠陥発生核が多量に残存するため、高温アニールの際に、基底面積層欠陥が発生し易くなる。
【００２７】
また、上記のとおり、ＳｉＣ単結晶基板の全表面積に対する平滑面(Raが0.3nm以下の炭化珪素単結晶面)の占める割合は90%以上であり、好ましくは95%以上である。平滑面の占める割合が90%未満になると、平滑面以外の表面近傍で発生した積層欠陥が、素子の特性に悪影響を及ぼすことになり好ましくない。また、平滑面の占める割合を95%以上とすることによって、平滑面以外の表面近傍で発生した積層欠陥の素子への影響をさらに小さくすることができる。
【００２８】
本発明により得られるＳｉＣ単結晶基板の抵抗率としては0.001Ωcm以上0.080Ωcm以下であり、特にｎ型ＳｉＣ単結晶基板の場合には0.001Ωcm以上0.012Ωcm以下であるのがよく、好ましくは0.001Ωcm以上0.009Ωcm以下であるのがよい。また、ｐ型ＳｉＣ単結晶基板の場合には0.012Ωcm超0.080Ωcm以下であるのがよく、好ましくは0.012Ωcm超0.050Ωcm以下であるのがよい。抵抗率が0.080Ωcm超となると、基板としての抵抗がパワーデバイス等における素子部分の抵抗に比して無視できない大きさとなるので好ましくない。また、基板の抵抗率を0.080Ωcm以下、特にｎ型の場合では0.001Ωcm以上0.012Ωcm以下、またｐ型の場合では.012Ωcm超0.080Ωcm以下とすることにより、基板抵抗を素子抵抗に比して十分に小さくすることが可能になる。素子特性の観点からは、基板の抵抗率は低い程好ましいが、ＳｉＣ単結晶中の不純物には固溶限界があり、実質的にｎ型では0.001Ωcm、ｐ型の場合では0.012Ωcm程度が抵抗率の下限となる。
【００２９】
また、ＳｉＣ単結晶基板の厚さとしては、0.05mm以上0.9mm以下であるのがよく、好ましくは0.05mm以上0.4mm以下であるのがよい。基板の厚さが0.9mm超となった場合には、基板の厚さに起因して基板抵抗が不必要に大きくなり、好ましくない。また、基板の厚さを好ましくは0.05mm以上0.4mm以下にすることによって、基板抵抗を素子抵抗に比してさらに小さくすることができる。素子特性の観点からは、基板は薄ければ薄い程好ましいが、プロセス中の破損防止等を目的とした基板のハンドリング性を考慮すると、基板厚さは実質的には0.05mm程度が下限となる。
【００３０】
ＳｉＣ単結晶基板の結晶多形（ポリタイプ）に関しては、特に制限はないが、パワーデバイス等の電子デバイスに本発明のＳｉＣ単結晶基板を適用する場合には、半導体特性の結晶方位依存性が比較的少なく、当方的である４Ｈ型が最も好ましい。
【００３１】
また、本発明の効果は、どのような結晶方位のＳｉＣ単結晶基板においても、発現するものと考えられるが、パワーデバイス等の製造に用いられるＳｉＣ単結晶基板としては、｛0001｝面から[11-20]あるいは[1-100]方向に、1°以上12°以下程度のオフセット角を有することが望ましい。これは、パワーデバイス等を作製する際に、ＳｉＣ単結晶基板上に各種の電導性を有したＳｉＣ単結晶薄膜をエピタキシャル成長する必要があるが、｛0001｝面からのオフセット角が1°未満あるいは12°超となっていると、良質のＳｉＣエピタキシャル薄膜を堆積することが困難になるためである。
【００３２】
上述したように、本発明のＳｉＣ単結晶基板は、例えば昇華再結晶法によって作製された低抵抗率のＳｉＣ単結晶インゴットを切断、研磨することによって製造される。昇華再結晶法では、種結晶となるＳｉＣ単結晶と原料となるＳｉＣ粉末を、黒鉛製坩堝の中に収納し、アルゴン等の不活性ガス雰囲気中（133〜13.3kPa）で2000〜2400℃程度に加熱する。この際、原料粉末に比して、種結晶がやや低温になるように温度勾配を設定する。原料は、昇華後、濃度勾配（種結晶側とSiC粉末側との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、種結晶上で再結晶化する。この際、結晶の抵抗率制御に必要なドーパントの添加は、不活性ガスからなる雰囲気ガス中に不純物元素を含む原料ガスを添加して行ってもよいし、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っても可能である。ｎ型の低抵抗率ＳｉＣ単結晶の場合は、不純物元素としては窒素、あるいはリン、あるいはその両方を用いることが可能であり、また、ｐ型の低抵抗率ＳｉＣ単結晶の場合には、Al、あるいはB、あるいはその両方を用いることが可能である。
【００３３】
上記のように昇華再結晶法により製造された低抵抗率ＳｉＣ単結晶インゴットは、主として研削、切断、研磨からなる基板化加工工程によりデバイス製造用単結晶基板に加工される。これらは主に、平面研削盤や円筒研削盤、マルチワイヤーソー、あるいは両面研磨装置等により行われるが、特にこれらに限定する必要は無い。特に研磨工程においては、通常、砥粒としてダイヤモンドスラリーを用い、ラップ工程にて厚さを調整された後に、順次ダイヤモンドの粒径を小さくする研磨を行い、例えば、最終的にRaで50nm〜1nm以下の表面粗さの研磨表面を形成する。研磨工程が完了後、さらに高平坦な表面(Ra:0.3nm以下)を得るために、メカノケミカル研磨により仕上げを行う。メカノケミカル研磨を、基板の端部を除いて基板表裏両面に施すことにより、基板全表面の90%以上の面積をRa＝0.3nm以下の平滑面とすることが可能になる。なお、平滑な基板表面を実現する方法としては、上記の研磨法に限定される必要は無く、プラズマによる表面処理方法等も、所望の平滑度を実現できれば適用可能である。
【００３４】
パワーデバイス等の製造に用いられる本発明のＳｉＣ単結晶基板は、その基板の口径としては、50mm以上、好ましくは150mm以上であるが望ましい。50mm未満ではデバイス生産効率が低下し製造コストが増加する。また口径の上限については特に技術的制約は無いが、単結晶製造技術の難易度による製造コストの視点からは300mmとすれば十分である。ＳｉＣ単結晶基板の口径を50mm以上300mm以下の口径とすることで、各種パワー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、GaAs等）基板用の製造ラインを使用することができ設備投資の観点からも量産に好都合である。
【００３５】
また、本発明のＳｉＣ単結晶基板を、例えば1000℃以上1800℃以下の温度範囲で高温アニールしても、高温アニール後の基底面積層欠陥密度が1/cm以下、より好ましくは0.8/cm以下、更に好ましくは0.6/cm以下と低いため、特に、大電流、あるいは高出力の超高耐圧低損失パワーデバイスの製造に適している。高温アニール後の基底面積層欠陥密度が1/cm超では、高耐圧パワーデバイスの製造歩留まりが十分でない。
【００３６】
また、本発明により得られたＳｉＣ単結晶基板上に各種の導電性を有するエピタキシャル薄膜を成膜することによりパワーデバイス製造用のエピタキシャルウエハとすることが可能である。ＳｉＣ単結晶基板上へのエピタキシャル薄膜の形成方法としては幾つかの方法があるが、一般的には、ＣＶＤ（Chemcial Vapor Deposition）法が通常採用される。ＣＶＤ法では、ＳｉＣ原料をガスで供給し、このＳｉＣ原料ガスを熱により分解することにより、ＳｉＣ単結晶薄膜を形成することができる。
【実施例】
【００３７】
以下に、本発明の実施例と比較例を述べる。
【００３８】
（実施例１）
図２に、本発明の低抵抗率ＳｉＣ単結晶基板を製造するために用いた、昇華再結晶法によるＳｉＣ単結晶成長装置を示す。但し、図２は成長装置の一例を示すものであって、本発明はこれに限定されるものではない。
【００３９】
ＳｉＣ単結晶からなる種結晶２１を黒鉛坩堝２３の内部の上面へ取り付け、同じく黒鉛坩堝２３の下部には昇華原料であるＳｉＣ粉末２２を充填する。黒鉛坩堝２３は、二重石英管２４の内部に設置され、黒鉛坩堝２３の周囲には断熱材２５が被覆されて、熱シールドの役割を担っている。二重石英管２４は、真空排気装置２６により高真空排気（10-3 Pa以下）することができ、かつ、内部雰囲気をアルゴンガスにより圧力制御することができる。必要に応じて窒素ガスを適量混合し、成長するＳｉＣ単結晶に窒素をドープした。また、二重石英管２４の外周には、ワークコイル２７が設置されており、高周波電流を流すことにより黒鉛坩堝２３を加熱し、所定の温度に加熱する。温度の計測は、坩堝上部を覆うフェルトの中央部に直径2〜4mmの光路（測温用上部断熱材穴）２０を設け、坩堝上部からの光を取り出し、測温用窓２８を通じて坩堝上部の表面温度を二色放射温度計２９により測定して、成長時の温度を計測した。
【００４０】
種結晶として、口径100mm、厚さ1mmの｛0001｝面を主面とした４Ｈ型のＳｉＣ単結晶基板を切り出し、研磨後、種結晶１として黒鉛坩堝２３の蓋にあたる部分の内面に取り付けた。石英管の内部を真空排気した後、ワークコイル２７に電流を流し、坩堝上部の表面温度が2000℃となるまで温度を上げた。その後、雰囲気ガスとしてアルゴンガスを流入させ、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℃まで上昇させた。なお、窒素ガス混合比については、アルゴンガスの流量比で0.46の一定値とした。その後、圧力を1.3kPaへ約30分かけて減圧し、約80時間成長を続けた。この際のワークコイルに対する坩堝位置を制御して坩堝内に温度勾配を付与した。得られたＳｉＣ単結晶インゴットの口径は102.3mmであり、高さは36mm程度であった。結晶高さから算出した成長速度は概ね約0.4〜0.5mm/hである。
【００４１】
得られたＳｉＣ単結晶インゴットをラマン散乱分光法により分析したところ、全ての結晶について４Ｈ型のｎ型ＳｉＣ単結晶が成長したことを確認できた。成長したＳｉＣ単結晶インゴットから口径100.0mmの｛0001｝面8°オフセット基板（オフセット方向:[11-20]方向）を切り出し、粒度0.5μmのダイヤモンドスラリーを用いて研磨した。研磨後、更に、酸化促進剤（過酸化水素水）を含有する高アルカリ性コロイダルシリカスラリーを用いたメカノケミカル研磨（CMP）を行った。表１に示したように、このときメカノケミカル研磨量を0.05〜5.6μｍの範囲で変化させ、基板の研磨後の厚さは概ね0.35mmであった。また、基板の体積抵抗率を渦電流法により測定したところ概ね0.0092Ωcmであった。メカノケミカル研磨は基板の表裏両面に施し、その結果、表面と裏面を合計した基板全表面の95%以上がほぼ一定のRaを有する平滑面となった。平滑面の表面粗さ(Ra)としては、メカノケミカル研磨面を原子間力顕微鏡で測定した。ここで、原子間力顕微鏡での測定は基板の中心点のほか、互いに直交する２本の直径上の点であって円周（エッジ）から中心側に10mm内側に位置する４つの点を含めた合計５箇所で行い、その際の各測定点ではそれぞれ10μm角の領域を測定した。また、平滑面の面積割合の評価は、上記の原子間力顕微鏡に加えて、光学式粗さ測定器並びにノマルスキー型の微分干渉顕微鏡を用いて行った。具体的には、原子間力顕微鏡あるいは光学式粗さ測定器により、面内数点の表面粗さ測定を行い、その後、ノマルスキー型微分干渉顕微鏡を用いて、その測定点と同様の表面形態を示す領域の面積を見積もった。
【００４２】
このようにして作製した種々のRa値を有するＳｉＣ単結晶基板を高温アニール炉に入れ、1100℃、2時間のアルゴン雰囲気中アニールを行った。アニール後取り出した基板の表面を約520℃の溶融KOHでエッチングし、Ｘ線トポグラフィー法による積層欠陥観察および光学顕微鏡による積層欠陥に対応するエッチピットを計測することで、基板中の基底面積層欠陥の平均密度を決定した。表１にその結果を示す。
【００４３】
【表１】
2017065986.tif 000003
【００４４】
表１より判るように、メカノケミカル研磨（CMP）を行った全ての基板の表面粗さ(Ra)は0.13以下に平滑化されているが、高温アニールによって発生する基底面積層欠陥密度は、CMP研磨量が0.49μm以下では6.8〜8.1/cmに留まっているが、CMP研磨量を1μm以上である1.13μmにすることにより1.0/cm以下に大きく減少しており、特にCMP研磨量を5.6μmとした場合には0.5/cmと、極めて小さい値が実現されていることが判る。なお、発生した基底面積層欠陥は全て、電子顕微鏡を用いた原子積層構造解析から、二重積層欠陥であることを確認した。他方、参考例（比較例）として、ダイヤモンドスラリーを用いて研磨した後にメカノケミカル研磨を行っていない基板試料については、表面粗さはRaが0.82nmであった。このため高温アニール後の基底面積層欠陥が2000/cmを超える過大な値となっていた。
【００４５】
（実施例２）
実施例１と同様にしてｐ型ＳｉＣ単結晶インゴットを作製した。ただし、使用した種結晶は口径が約100mmの４Ｈ型ポリタイプである。また、坩堝内に充填する昇華原料については、予めＡｌを高濃度で含むＳｉＣ原料粉末を合成して準備した。先ず、Ｓｉ粉末とカーボン粉末を重量比で１：１となるように混合した。更に、炭化アルミニウム（Al4C3）粉末を混合し、2000℃で30分間、アルゴン雰囲気中で加熱焼成した。混合比は、質量比でシリコンおよびカーボン混合粉末１に対してAl4C3粉末を0.0003である。得られた焼成物を不純物が混入しないように留意して壊砕し、未反応原料を取り除いた後に、フッ硝酸中で洗浄して不要な金属不純物等を除去後、乾燥して粉末状原料とした。
【００４６】
上記で得られた種結晶と原料を坩堝内に設置し、二重石英管の内部に配置後、実施例１と同様にして単結晶成長を行った。成長時間は約90時間である。得られた結晶の口径は153.7mmであり、高さは42mm程度であった。得られたｐ型ＳｉＣ単結晶インゴットを、研削、切断、および研磨加工により口径が150.0mm、厚さ0.36mmの基板試料を取り出した。基板のオフ角、オフ方向は、それぞれ｛0001｝面4°、および基板（オフセット方向:[11-20]方向）とした。研磨後に酸化促進剤（過酸化水素水）を含有する高アルカリ性コロイダルシリカスラリーを用いたメカノケミカル研磨を行い、表２に示したように、このときの研磨量を0.06〜5.3μｍの範囲で変化させた。基板の抵抗率を渦電流法により測定したところ概ね0.019Ωcmであった。メカノケミカル研磨は基板の表裏両面に施し、実施例１と同様にして測定した結果、表面と裏面を合計した基板の全表面の95%以上がほぼ一定のRaを有する平滑面で覆われていることを確認した。
【００４７】
このようにして作製したＳｉＣ単結晶基板に、1200℃、1.5時間のアルゴン雰囲気アニールを施し、アニール後の基板の平均積層欠陥密度を、実施例１と同様に調べた。表２にその結果を示す。
【００４８】
【表２】
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【００４９】
表２より判るように、メカノケミカル研磨を行った全ての基板の表面粗さ(Ra)は0.12以下に平滑化されている。このうち、研磨量が1μm未満の0.58μmでは基底面積層欠陥密度は15.8〜37.8/cmに留まっている。ところが研磨量を1μm以上の1.26μmとすることにより、高温アニールによって発生する基底面積層欠陥密度は0.9/cmと大きく減少しており、特に研磨量を5μm以上の5.6μmとした場合には基底面積層欠陥密度は0.6/cmとの極めて小さい値が実現されていることが判る。このように高濃度のＡｌをドープしたｐ型低抵抗率基板においても、メカノケミカル研磨量を１μm以上とすることにより、高温アニール後の基底面積層欠陥が殆ど発生しない、高品質基板が実現可能であることが示された。
【符号の説明】
【００５０】
10  低抵抗率SiC単結晶基板
11  表面
12  マイクロクラック
13  本発明によるメカノケミカル研磨による研磨除去部
20  測温用上部断熱材穴
21  種結晶(SiC単結晶)
22  SiC粉末（昇華原料）
23  黒鉛坩堝
24  二重石英管(水冷)
25  断熱材
26  真空排気装置
27  ワークコイル
28  測温用窓
29  二色温度計(放射温度計)
【図１】
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【図２】
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