JP4887418B2 - ＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法 - Google Patents
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Description
本発明はＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法、特に、欠陥密度が低く、膜厚及びキャリア濃度の均一性が高く、ステップバンチングがない高品質のＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法に関するものである。
地球温暖化問題への対応として、省エネルギー技術の向上が求められている。多くの技術項目が取り上げられている中、電力変換時のエネルギーロスを低減するパワーエレクトロニクス技術は、基幹技術として位置づけられている。パワーエレクトロニクスは、従来シリコン（Ｓｉ）半導体を用いて技術改良がなされ性能を向上させてきたが、シリコンの材料物性の限界からその性能向上も限界に近づきつつあると言われている。そのため、シリコンよりも物性限界を大きくとれる炭化珪素（ＳｉＣ）に期待が集まっている。炭化珪素はシリコンに対して、例えば、バンドギャップは約３倍、絶縁破壊電界強度は約１０倍、熱伝導度は約３倍という優れた物性を有しており、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デバイスの実用化の促進には、高品質の結晶成長技術、高品質のエピタキシャル成長技術の確立が不可欠である。
ＳｉＣは多くのポリタイプを有するが、実用的なＳｉＣデバイスを作製する為に主に使用されているのは４Ｈ−ＳｉＣである。ＳｉＣデバイスの基板としては昇華法等で作製したバルク結晶から加工したＳｉＣ単結晶ウェハを用い、通常、この上にＳｉＣデバイスの活性領域となるＳｉＣエピタキシャル膜を化学的気相成長法（ＣＶＤ）によって形成する。
エピタキシャル膜中には基板に用いているポリタイプと異なるポリタイプが混入しやすく、例えば、基板に４Ｈ−ＳｉＣを使った場合には３Ｃ−ＳｉＣや８Ｈ−ＳｉＣが混入する。異なるポリタイプの混入は結晶格子の積層構造を乱し、積層欠陥となる。
エピタキシャル成長は、これらの混入を抑制するため、ＳｉＣ単結晶基板を微傾斜させてステップフロー成長（原子ステップからの横方向成長）させて行うのが一般的であるが、速い成長速度を持つステップが遅い成長速度を持つステップに追いついて合体し、ステップバンチングが発生する。
エピタキシャル膜中には基板に用いているポリタイプと異なるポリタイプが混入しやすく、例えば、基板に４Ｈ−ＳｉＣを使った場合には３Ｃ−ＳｉＣや８Ｈ−ＳｉＣが混入する。異なるポリタイプの混入は結晶格子の積層構造を乱し、積層欠陥となる。
エピタキシャル成長は、これらの混入を抑制するため、ＳｉＣ単結晶基板を微傾斜させてステップフロー成長（原子ステップからの横方向成長）させて行うのが一般的であるが、速い成長速度を持つステップが遅い成長速度を持つステップに追いついて合体し、ステップバンチングが発生する。
高品質のエピタキシャル膜の作製には、積層欠陥及びステップバンチングを低減させる必要がある。また、エピタキシャル膜の表面の三角形状の欠陥（以下「三角欠陥」という）を低減し、面内における膜厚のばらつきやキャリア濃度のばらつきの低減も必要である。
＜低オフ角ＳｉＣ単結晶基板上のエピタキシャル成長＞
ＳｉＣ基板が２インチ程度までのサイズの場合では ＳｉＣ単結晶基板のオフ角は主に８°が用いられてきた。このオフ角においてはウェハ表面のテラス幅が小さく、容易にステップフロー成長が得られるが、オフ角が大きいほど、ＳｉＣインゴットから得られるウェハ枚数が少なくなる。そのため、３インチ以上のＳｉＣ基板においては、主に４°程度のオフ角のものが用いられている。
コスト削減の観点から、さらなる低オフ角、最も望ましくはステップフロー成長をさせることが可能なオフ角として知られる０．４°程度の微傾斜オフ角ＳｉＣ単結晶基板上のエピタキシャル成長技術の確立が求められている。
ＳｉＣ基板が２インチ程度までのサイズの場合では ＳｉＣ単結晶基板のオフ角は主に８°が用いられてきた。このオフ角においてはウェハ表面のテラス幅が小さく、容易にステップフロー成長が得られるが、オフ角が大きいほど、ＳｉＣインゴットから得られるウェハ枚数が少なくなる。そのため、３インチ以上のＳｉＣ基板においては、主に４°程度のオフ角のものが用いられている。
コスト削減の観点から、さらなる低オフ角、最も望ましくはステップフロー成長をさせることが可能なオフ角として知られる０．４°程度の微傾斜オフ角ＳｉＣ単結晶基板上のエピタキシャル成長技術の確立が求められている。
しかしながら、低オフ角になるほど、ＳｉＣ単結晶基板（ウェハ）の表面のテラス幅が大きくなるため、ステップ端に取り込まれるマイグレーション原子の取り込まれ速度、すなわちステップ端の成長速度にバラツキが生じやすく、その結果、遅い成長速度のステップに速い成長速度のステップが追いついて合体し、ステップバンチングが発生するという問題がある。特にエピタキシャル面がＳｉ面の場合、Ｃ面よりも表面原子のマイグレーションが抑えられるため、容易にステップバンチングを生じる。ステップバンチングの低減は低オフ角ＳｉＣ単結晶基板の利用には大きな課題である。
また、例えば、０．４°のオフ角のウェハでは４°のオフ角のウェハに比べてテラス幅は１０倍になり、ステップフロー成長させる長さが一桁長くなるので、従来用いられてきた常識的なステップフロー成長の条件がそのまま使えないおそれがある。
また、例えば、０．４°のオフ角のウェハでは４°のオフ角のウェハに比べてテラス幅は１０倍になり、ステップフロー成長させる長さが一桁長くなるので、従来用いられてきた常識的なステップフロー成長の条件がそのまま使えないおそれがある。
＜ステップバンチング及びその観察・評価＞
ステップバンチングとは、表面において原子ステップ（通常２〜１０原子層程度）が集まって合体する現象をいい、この表面の段差自体を指すこともある。非特許文献２に典型的なステップバンチングが示されている。
従来、ステップバンチングの観察・評価は、微分干渉顕微鏡等の光学顕微鏡と原子分解能を有する原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）との組み合わせで行われることが多かった（例えば、非特許文献２、３）。
ステップバンチングとは、表面において原子ステップ（通常２〜１０原子層程度）が集まって合体する現象をいい、この表面の段差自体を指すこともある。非特許文献２に典型的なステップバンチングが示されている。
従来、ステップバンチングの観察・評価は、微分干渉顕微鏡等の光学顕微鏡と原子分解能を有する原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）との組み合わせで行われることが多かった（例えば、非特許文献２、３）。
＜三角欠陥及び積層欠陥並びにそれらの観察・評価＞
本明細書において「三角欠陥」とは、ＳｉＣ単結晶基板を微傾斜させる[１１−２０]方向に垂直に辺を有する略三角形状の欠陥であって、エピタキシャル膜の表面に存在するものをいう（尚、本明細書では、ミラー指数の表記において、“−”はその直後の指数につくバーを意味する）。サイズは、オフ角度、欠陥の起点の深さ及び膜厚によるが、エピタキシャル膜の表面側から観察した場合、一辺のサイズは２μｍ〜１ｍｍ程度であり、高さ/深さは５０ｎｍ程度である。レーザー光を用いる光学式表面検査装置、広範囲観察型原子間力顕微鏡、微分干渉顕微鏡等によって検出することができる。
本明細書において「三角欠陥」とは、ＳｉＣ単結晶基板を微傾斜させる[１１−２０]方向に垂直に辺を有する略三角形状の欠陥であって、エピタキシャル膜の表面に存在するものをいう（尚、本明細書では、ミラー指数の表記において、“−”はその直後の指数につくバーを意味する）。サイズは、オフ角度、欠陥の起点の深さ及び膜厚によるが、エピタキシャル膜の表面側から観察した場合、一辺のサイズは２μｍ〜１ｍｍ程度であり、高さ/深さは５０ｎｍ程度である。レーザー光を用いる光学式表面検査装置、広範囲観察型原子間力顕微鏡、微分干渉顕微鏡等によって検出することができる。
また、積層欠陥は、結晶格子面の積み重ねがずれることにより生じる面欠陥の一種であるが、本明細書において「積層欠陥」とは、フォトルミネッセンス（ＰＬ）測定によって、ＳｉＣ単結晶基板を微傾斜させる[１１−２０]方向に垂直に辺を有する略三角形状の発光点又は暗部として検出されるものである。サイズは、オフ角度、欠陥の起点の深さ及び膜厚によるが、エピタキシャル膜の表面側から観察した場合、一辺のサイズは２〜４００μｍ程度、面積は１００μｍ２〜８００００μｍ２程度である。発光の場合には、４２０〜４３０ｎｍ付近で３Ｃのポリタイプの積層欠陥、４６０ｎｍ付近で８Ｈのポリタイプの積層欠陥が検出される。７５０ｎｍ以上のＩＲ光で検出した場合には、３Ｃ及び８Ｈを含む全ての積層欠陥が暗転部として検出される（非特許文献１）。
尚、フォトルミネッセンス（ＰＬ）測定ではエピタキシャル膜の膜中に存在する積層欠陥を検出できるので、本明細書の「積層欠陥」とはエピタキシャル膜の膜全体に存在する「積層欠陥」が対象となる。従って、エピタキシャル膜中に存在するが表面には現れていないものも対象になり、この点でエピタキシャル膜の表面に現れているもののみが対象となる「三角欠陥」とは異なる。
尚、フォトルミネッセンス（ＰＬ）測定ではエピタキシャル膜の膜中に存在する積層欠陥を検出できるので、本明細書の「積層欠陥」とはエピタキシャル膜の膜全体に存在する「積層欠陥」が対象となる。従って、エピタキシャル膜中に存在するが表面には現れていないものも対象になり、この点でエピタキシャル膜の表面に現れているもののみが対象となる「三角欠陥」とは異なる。
「三角欠陥」の低減の方法については、特許文献１において、ＳｉＣ単結晶基板上に、材料ガス中に含まれる炭素と珪素の原子数比(Ｃ／Ｓｉ比)を０．７として、１６２５℃の成長温度で成長させた５μｍのＳｉＣエピタキシャル層（「欠陥低減層」）の表面において、三角欠陥密度が２．５個／ｃｍ２であったこと（実施例１）、また、この欠陥低減層の層厚を０．５μｍにして、この層の上に原子数比(Ｃ／Ｓｉ比)を１．２として同じ成長温度（１６２５℃）で成長させた１０μｍのＳｉＣエピタキシャル層（活性層）の表面では三角欠陥密度が２個／ｃｍ２であったこと（実施例２）、さらには、欠陥低減層を形成せずに、原子数比(Ｃ／Ｓｉ比)を１．６として１６２５℃で成長させた１０μｍのＳｉＣエピタキシャル層の表面において、三角欠陥密度が５〜１０個／ｃｍ２であったこと（比較例）が報告されている。
特許文献１では、従来の成長温度１５００〜１６００℃よりも高い成長温度でエピタキシャル成長させることに着目しているが、「三角欠陥」の低減のためには「欠陥低減層」の形成が必要とされている。また、「１６２５℃」という従来の成長温度より高い成長温度という要件だけでは三角欠陥密度を低減できないことが示されている。
特許文献１では、従来の成長温度１５００〜１６００℃よりも高い成長温度でエピタキシャル成長させることに着目しているが、「三角欠陥」の低減のためには「欠陥低減層」の形成が必要とされている。また、「１６２５℃」という従来の成長温度より高い成長温度という要件だけでは三角欠陥密度を低減できないことが示されている。
＜ガスエッチング及び原料ガスの供給＞
ＳｉＣ単結晶基板上にＳｉＣエピタキシャル膜を成膜する際には従来、機械研磨を行った後、化学的機械研磨（ＣＭＰ）及びガスエッチングを順に行ってＳｉＣ単結晶基板の表面処理を行った後、化学的気相成長法によりＳｉＣエピタキシャル膜を成膜していた。ガスエッチングは、研磨工程に起因するダメージや研磨痕（スクラッチ）の除去や表面平坦化のために、前処理として１５００℃程度の高温で主に水素ガスを用いてエッチングを行うものである。
ＳｉＣ単結晶基板上にＳｉＣエピタキシャル膜を成膜する際には従来、機械研磨を行った後、化学的機械研磨（ＣＭＰ）及びガスエッチングを順に行ってＳｉＣ単結晶基板の表面処理を行った後、化学的気相成長法によりＳｉＣエピタキシャル膜を成膜していた。ガスエッチングは、研磨工程に起因するダメージや研磨痕（スクラッチ）の除去や表面平坦化のために、前処理として１５００℃程度の高温で主に水素ガスを用いてエッチングを行うものである。
ガスエッチングに際しては、ＳｉＣエピタキシャル膜の原料ガスであるプロパン（Ｃ３Ｈ８）ガスを水素雰囲気に添加しながら行われていた（特許文献２、特許文献３の段落［０００２］、および非特許文献４）。非特許文献４に示されているように、水素ガスエッチングは良好なエピタキシャル表面を得るためには必須とされているが、水素のみではＳｉドロップレットが発生してしまうことが示されており、Ｃ３Ｈ８を添加することで、その発生を抑制できる効果があるとされている。
しかしながら、研磨によるダメージや研磨痕（スクラッチ）が、ガスエッチング後の基板表面にも残留していると、その後、その基板表面に形成されたエピタキシャル膜中に異種ポリタイプや転位、積層欠陥などが導入されてしまうという問題があった。そこでこれを回避するために、ガスエッチング時間を延長してエッチング量を増加させすぎてしまうと、今度は基板表面で表面再構成が生じて、エピタキシャル成長開始前に基板表面にステップバンチングを生じさせてしまうという問題があった。
しかしながら、研磨によるダメージや研磨痕（スクラッチ）が、ガスエッチング後の基板表面にも残留していると、その後、その基板表面に形成されたエピタキシャル膜中に異種ポリタイプや転位、積層欠陥などが導入されてしまうという問題があった。そこでこれを回避するために、ガスエッチング時間を延長してエッチング量を増加させすぎてしまうと、今度は基板表面で表面再構成が生じて、エピタキシャル成長開始前に基板表面にステップバンチングを生じさせてしまうという問題があった。
そこで、このステップバンチングの発生を抑制するために、エッチング量を減少させる方法として、ガスエッチングに際して原料ガスであるシラン（ＳｉＨ４）ガスを水素ガスに添加しながら行う方法が提案された（特許文献３）。
特許文献２及び３のいずれの方法においても、ＳｉＣエピタキシャル膜の原料ガスであるＣ３Ｈ８ガス、又は、ＳｉＨ４ガスを添加してガスエッチングを行うが、ガスエッチング後にその添加ガスを排気することなく、そのまま続けて他方のガスを導入してＳｉＣエピタキシャル膜の成膜工程に入る（特許文献２の図２、特許文献３の図４）。すなわち、ＳｉＣエピタキシャル膜の成長を開始する前に、ＳｉＣ基板の表面に、プロパン（Ｃ３Ｈ８）ガス、又は、シラン（ＳｉＨ４）ガスが既に存在する状態となっている。
このように特許文献２及び３に代表されるような現在一般に行われている方法では、ＳｉＣエピタキシャル膜の成長を開始するに際して、原料ガスであるＣ３Ｈ８ガス及びＳｉＨ４ガスの供給は同時には行なっていなかった。
Materials Science Forum vols. 615-617(2009) pp 129-132
Mater. Sci. Forum 527-529, (2006) pp. 239-242
Journal Cryst. Growth 291, (2006) pp. 370-374
Journal Cryst. Growth 291, (2002) pp. 1213-1218
本発明は、上記事情を鑑みてなされたもので、三角欠陥及び積層欠陥が低減され、膜厚及びキャリア濃度の均一性が向上し、ウェハの全面にステップバンチングがないステップバンチングフリーという従来に比べて格段に高品質のＳｉＣエピタキシャルウェハ及びその製造方法を提供することを目的とする。
三角欠陥及び積層欠陥はＳｉＣデバイスの特性、歩留り、及び信頼性に悪影響を及ぼすから、その低減が不可欠であるが、本発明が対象とする低オフ角のＳｉＣエピタキシャルウェハでは、三角欠陥を低減する方法については特許文献１があるが、積層欠陥を低減する方法についてはほとんど報告がないのが現状である。
そこで、まず、三角欠陥及び積層欠陥の低減について、エピタキシャル成長時の成長温度と、三角欠陥及び積層欠陥の密度との関係を調べた。
表１は、４°のオフ角で傾斜させた４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面上に、成長速度を５μｍ／ｈに固定して１５００℃〜１６５０℃の成長温度でＳｉＣのエピタキシャル層を成膜したＳｉＣエピタキシャルウェハの三角欠陥及び積層欠陥の密度の結果を示すものである。１５００℃〜１６００℃は従来成長温度として通常用いられてきた温度範囲内のものであるのに対して、１６５０℃は通常用いられてきた温度範囲よりも５０℃高い。
三角欠陥密度はレーザー光を用いる光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０）で測定し、積層欠陥密度はフォトルミネッセンスイメージング装置（フォトンデザイン社製ＰＬＩ−１００）で測定した結果である。
三角欠陥密度はレーザー光を用いる光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０）で測定し、積層欠陥密度はフォトルミネッセンスイメージング装置（フォトンデザイン社製ＰＬＩ−１００）で測定した結果である。
三角欠陥及び積層欠陥の主な原因は共通であり、（１）成膜装置内のダウンフォール等の異物、（２）成長中のステップフロー不十分、が挙げられるが、三角欠陥には（１）成膜装置のダウンフォール等の異物、の寄与が大きく、積層欠陥には（２）成長中のステップフロー不十分、の寄与が大きいと考えられる。
１５００℃〜１６００℃の成長温度では、積層欠陥密度の方が三角欠陥密度より高い。これは、従来成長温度として通常用いられてきた温度範囲では、（２）成長中のステップフロー不十分の寄与が、（１）成膜装置内のダウンフォール等の異物の寄与、よりも大きいことを示している。
これに対して、１６５０℃の成長温度では、三角欠陥密度の方が積層欠陥密度より高い。これは、従来成長温度として通常用いられてきた温度範囲よりも高い１６５０℃においては、（１）成膜装置内のダウンフォール等の異物の寄与が、（２）成長中のステップフロー不十分の寄与、よりも大きいことを示している。
この結果は、従来の成長温度（１４００〜１６００℃）よりも高い温度に、より良好なステップフロー成長が行われる温度が存在していることを示している。すなわち、従来の成長温度（１４００〜１６００℃）より高い温度においては、より理論に近い成長が行われると考えられる。
これに対して、１６５０℃の成長温度では、三角欠陥密度の方が積層欠陥密度より高い。これは、従来成長温度として通常用いられてきた温度範囲よりも高い１６５０℃においては、（１）成膜装置内のダウンフォール等の異物の寄与が、（２）成長中のステップフロー不十分の寄与、よりも大きいことを示している。
この結果は、従来の成長温度（１４００〜１６００℃）よりも高い温度に、より良好なステップフロー成長が行われる温度が存在していることを示している。すなわち、従来の成長温度（１４００〜１６００℃）より高い温度においては、より理論に近い成長が行われると考えられる。
そこで、本発明者は、鋭意研究の結果、０．４〜５°の範囲のオフ角ごとに、成長温度と成長速度とを見直し、三角欠陥及び積層欠陥を著しく低減する適切な成長温度と成長速度との組み合わせを見出した。
さらに、三角欠陥及び積層欠陥の低減に対して、ＳｉＣ単結晶基板のエピタキシャル成長時のおもて面（エピタキシャル膜形成面、主面）及び裏面の加熱状況の違いに着目した。すなわち、ＳｉＣ単結晶基板はエピタキシャル成長時に加熱されるが、ＳｉＣ単結晶基板の裏面はＳｉＣ単結晶基板を支持する支持部材に直接接触して支持されており、支持部材から直接加熱される。これに対して、おもて面はエピタキシャル膜を形成するために真空空間に剥き出しの状態にあり、直接加熱されない。さらに、キャリアガスである水素がおもて面上を流れるため、熱が持ち去られる。これらのことから、エピタキシャル成長時のおもて面は裏面に対して低い温度になる。例えば、ホットウォール型の成膜装置の場合は、おもて面はウェハから離間して配置した輻射加熱部材からの輻射熱及び裏面から基板内を通って伝わる伝導熱によって加熱される。このようなＳｉＣ単結晶基板のエピタキシャル成長時のおもて面（主面）及び裏面の加熱状況の違いのため、おもて面は裏面よりも温度が低い状態にあり、この温度差に起因して熱膨張の大きさがおもて面は裏面よりも小さく、エピタキシャル成長時にはＳｉＣ単結晶基板はおもて面が凹むように変形する。この変形量は、ウェハの表面と裏面の温度差が大きいほど大きくなる。そのため、本発明のように従来よりも高い温度でウェハを加熱する場合には、従来よりも大きな変形量になるため、より顕著な問題になる。特に、ウェハの外周領域はウェハを支持する加熱部材から浮いてしまうことになり、ウェハ表面の温度は必要とされる温度よりも下がってしまう。その結果、三角欠陥及び積層欠陥が発生しない温度範囲と成長速度範囲でエピタキシャル成長を行った場合であっても、外周部分には三角欠陥及び積層欠陥が高密度に発生することになる。さらにＳｉＣ単結晶基板の反りは微視的には結晶格子面の反りであり、基板表面の結晶格子面が凹んだ状態でエピタキシャル層が堆積されることが転位などの欠陥形成に繋がり、積層欠陥の一因になり得ることに着目したのである。
そこで、ＳｉＣ単結晶基板のエピタキシャル成長時のおもて面（主面）及び裏面の加熱状況の違いに起因した基板の凹み（反り）を解消した状態でエピタキシャル成長を行うということに想到した。具体的には、室温において主面に対して凸状となるようにＳｉＣ単結晶基板を加工してエピタキシャル成長時において基板の凹み（反り）を低減した状態、好ましくは解消した状態でエピタキシャル成長を行うこととした。
この結果、基板の凹み（反り）を低減した状態、好ましくは解消した状態にするにより、基板支持部材とＳｉＣ単結晶基板とが密接に接するようになって、基板の温度分布（特に中央部分と周辺部分との温度差が大きい）が低減するため、膜厚及びキャリア濃度の均一性が向上することを見出した。
そこで、ＳｉＣ単結晶基板のエピタキシャル成長時のおもて面（主面）及び裏面の加熱状況の違いに起因した基板の凹み（反り）を解消した状態でエピタキシャル成長を行うということに想到した。具体的には、室温において主面に対して凸状となるようにＳｉＣ単結晶基板を加工してエピタキシャル成長時において基板の凹み（反り）を低減した状態、好ましくは解消した状態でエピタキシャル成長を行うこととした。
この結果、基板の凹み（反り）を低減した状態、好ましくは解消した状態にするにより、基板支持部材とＳｉＣ単結晶基板とが密接に接するようになって、基板の温度分布（特に中央部分と周辺部分との温度差が大きい）が低減するため、膜厚及びキャリア濃度の均一性が向上することを見出した。
また、ステップバンチングを低減する方法の現状は以下の通りである。
原子分解能を有するＡＦＭ（以下「通常のＡＦＭ」という）は表面の原子配列を直接観察できるものの、最大観察範囲は１０〜２０μｍ□程度であり、それ以上の広範囲の測定は機構上困難である。しかしながら、ＳｉＣエピタキシャル膜表面のステップバンチングはウェハの端から端まで連続しているものと認識されていたため、光学顕微鏡と組み合わせることによって、そのＡＦＭの機構上の欠点も特に不都合とされてはいなかった。
また、ＡＦＭよりも広範囲の２００μｍ〜１ｍｍ□程度の範囲を観察するのに微分干渉顕微鏡が用いられるが、この微分干渉顕微鏡（例えば、非特許文献３）では、ステップの高さを定量化することができず、また、特に倍率が大きいときに数ｎｍの高さのステップを検出することができないという不都合があった。
原子分解能を有するＡＦＭ（以下「通常のＡＦＭ」という）は表面の原子配列を直接観察できるものの、最大観察範囲は１０〜２０μｍ□程度であり、それ以上の広範囲の測定は機構上困難である。しかしながら、ＳｉＣエピタキシャル膜表面のステップバンチングはウェハの端から端まで連続しているものと認識されていたため、光学顕微鏡と組み合わせることによって、そのＡＦＭの機構上の欠点も特に不都合とされてはいなかった。
また、ＡＦＭよりも広範囲の２００μｍ〜１ｍｍ□程度の範囲を観察するのに微分干渉顕微鏡が用いられるが、この微分干渉顕微鏡（例えば、非特許文献３）では、ステップの高さを定量化することができず、また、特に倍率が大きいときに数ｎｍの高さのステップを検出することができないという不都合があった。
ステップバンチングはＳｉＣエピタキシャル膜表面の平坦化を妨げるものであるから、ＳｉＣデバイスの高性能化のためにはその発生を抑制する必要がある。ステップバンチングは表面の段差であるため、特に、ＳｉＣエピタキシャル膜表面に酸化膜を形成し、その界面に通電させるＭＯＳＦＥＴにおいて、その存在は動作性能および信頼性に致命的な影響を与える場合がある。そのため、従来からこのステップバンチングの抑制の研究は精力的に行われてきた。
このＭＯＳＦＥＴを含めたＳｉＣパワーデバイスの活性領域は通常のＡＦＭの測定範囲よりも大きい。そのため、優れた特性を有するデバイスを作製可能とするエピタキシャル成長表面を得るためには、通常のＡＦＭあるいは微分干渉顕微鏡による評価では十分とは言えない。
また、上述の通り、ガスエッチングの際に原料ガスであるＣ３Ｈ８ガス、又は、ＳｉＨ４ガスを添加して行うのが一般的であり、その後にその添加ガスを排気することなくそのまま続けて他方のガスを導入してＳｉＣエピタキシャル膜の成膜工程を行っていた。この場合、これらの原料ガスの基板表面への供給は同時になされていなかった。水素ガスだけでエッチングを行う場合もあったが、原料ガスの基板表面への同時供給の重要性は認識されていなかった。
＜短いステップバンチング＞
本発明者らは、高さ方向の感度がＡＦＭと同程度であって、かつ、レーザー光を用い、微分干渉顕微鏡よりも広範囲を観察することができる光学式表面検査装置と、広範囲観察型のＡＦＭ（以下「広範囲観察型ＡＦＭ」という）とを組み合わせて用いて、従来の方法でステップバンチングを抑制したとされたＳｉＣエピタキシャルウェハの観察・評価を行い、通常のＡＦＭや微分干渉顕微鏡では捉えることが困難なステップバンチングが表面の標準的な状態として存在することを見出した。
本発明者らは、高さ方向の感度がＡＦＭと同程度であって、かつ、レーザー光を用い、微分干渉顕微鏡よりも広範囲を観察することができる光学式表面検査装置と、広範囲観察型のＡＦＭ（以下「広範囲観察型ＡＦＭ」という）とを組み合わせて用いて、従来の方法でステップバンチングを抑制したとされたＳｉＣエピタキシャルウェハの観察・評価を行い、通常のＡＦＭや微分干渉顕微鏡では捉えることが困難なステップバンチングが表面の標準的な状態として存在することを見出した。
新たに存在を明らかにしたステップバンチングは、平均１００μｍ程度の間隔で存在し、［１−１００］方向に１００〜５００μｍの長さを有していた。また、後述するが、このステップバンチングは、らせん転位が成長表面に現れて形成されるシャローピットが表面に段差を形成し、それが原因で発生するものであり、らせん転位は元々、エピタキシャル成長膜の基板として用いるＳｉＣ単結晶基板中に含まれるものなので、基板起因と言えるものである。
他方、従来既知のステップバンチング（以下、「従来のステップバンチング」という）は平均１．５μｍ程度の間隔で存在し、［１−１００］方向に５ｍｍ以上の長さを有するものである。また、その発生は元々、ＳｉＣ単結晶基板の表面はオフ角度があるため、表面にはそれに対応した原子ステップがあり、この原子ステップはエピタキシャル成長、あるいはガスエッチングの過程で移動するが、ステップ間でこの移動速度にばらつきが生じるとこれらのステップ同士がお互い合体して生ずるものであり、基板中の転位には関係なく発生するものである。
そこで、本明細書では、新たにその存在を明らかにしたステップバンチングを従来のステップバンチングと区別して、「短いステップバンチング」と記載する。
図１に、通常のＡＦＭ（Ｖｅｅｃｏ Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔ社製Ｄｉｍｅｎｓｉｏｎ Ｖ）によって観察したＳｉＣエピタキシャルウェハ表面の１０μｍ□のＡＦＭ像（立体表示の表面斜視像）を示す。図１（ａ）は従来のステップバンチングを示すＡＦＭ像であり、図１（ｂ）は短いステップバンチングを示すＡＦＭ像である。
図１（ｂ）に矢印Ａで示したようなＡＦＭ像が得られた場合、又は、一画面の走査ではなくカンチレバーの数回の往復走査でこのようなＡＦＭ像の一部が得られた場合は、ノイズと判断されたり、又は、表面の標準的な状態を示すものではなく、たまたま特異な状態を有する領域を観察したものと判断されて、他の領域に移動して観察をするのが通常であった。そのため、短いステップバンチングは従来、通常のＡＦＭや微分干渉顕微鏡においても観察されていたはずとも言えるが、少なくともＳｉＣエピタキシャル膜表面の標準的な状態を示すものと認識されていなかったものである。
図２に、本発明で用いた広範囲観察型ＡＦＭ（キーエンス社製ナノスケールハイブリッド顕微鏡ＶＮ−８０００）によって観察したＳｉＣエピタキシャル膜表面の２００μｍ□のＡＦＭ像を示す。
図２（ａ）は従来のステップバンチングを示すＡＦＭ像であり、図２（ｂ）は短いステップバンチングを示すＡＦＭ像である。
図２（ａ）は従来のステップバンチングを示すＡＦＭ像であり、図２（ｂ）は短いステップバンチングを示すＡＦＭ像である。
従来のステップバンチングについては図２（ａ）に示すように、通常のＡＦＭ像と同様、平均１．５μｍ程度の間隔で存在することが観察できる。これに対して、図２（ｂ）には２本のライン（矢印Ｂ、Ｃ）が等しい間隔で安定に観察されていることがわかる。２００μｍ□という広範囲でこのようにステップが安定に観察できることは単なるノイズや特異な表面領域を示すものではないこと、そして、従来のステップバンチングとは性質の異なるステップバンチングの存在を裏付けるものである。
短いステップバンチングの存在を他の表面検査装置でも確認するため、レーザー光を用いる光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０）による観察を行った。この光学式表面検査装置は、測定範囲が数μｍ□〜４インチ□以上のウェハ全面であって広範囲観察型ＡＦＭよりも大きいため、短いステップバンチングの密度を測定するのにも適している。
本発明で用いる光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０と同じ原理で表面検査をする装置）とは、レーザー光をウェハに対して斜めに入射して、ウェハ表面からの散乱光の強度、および反射光の強度と反射位置を検出するシステムを有することを特徴とするものである。ウェハの表面はスパイラルスキャンされる。反射位置は、ウェハ表面の凸凹をなぞるように変化するため、この位置情報からラフネス（表面粗さ）を算出することができる。ステップバンチングに対応した周期の表面ラフネス情報を抽出するため、１００μｍのフィルターを計算時に使用し、ウェハ表面の長周期のうねり情報を除去する。
ただし、ステップバンチングは［１−１００］方向に並行であるため、スパイラルスキャン中、レーザー光とスキャン方向が並行になってしまう領域では、ステップが検出されない。そのため、ラフネス情報の算出には、一般的な極座標における５５°〜１２５°と２３５°〜３０５°のそれぞれ７０°の範囲を選択する。また、スパイラルスキャンの中心はほとんどレーザー光が動かない特異点になってしまうため、その付近における反射光の位置情報は、ラフネスを反映しなくなる。そのため、中心のφ１０ｍｍの範囲は算出領域から除外した。このようにして設定される計算範囲はウェハ全面の約３５％であるが、ステップバンチングについて、この範囲のモフォロジーは、ウェハ全面をほぼ反映している。このようにして計算されたラフネスは、ＡＦＭを用いて測定されたラフネスと相関があることから、実際の表面モフォロジーに即したものであることがわかる。
＜短いステップバンチングの発生起源＞
図３に、光学式表面検査装置で短いステップバンチングが観察されたＳｉＣエピタキシャルウェハの微分干渉顕微鏡による観察結果を示す。矢印で示すように、顕著なシャローピットとそれに付随した短いステップバンチングを確認することができる。エピ層表面におけるシャローピットの深さは６．３ｎｍであった。
図３に、光学式表面検査装置で短いステップバンチングが観察されたＳｉＣエピタキシャルウェハの微分干渉顕微鏡による観察結果を示す。矢印で示すように、顕著なシャローピットとそれに付随した短いステップバンチングを確認することができる。エピ層表面におけるシャローピットの深さは６．３ｎｍであった。
さらに、図４に、このシャローピットの起源を確認するためにＫＯＨエッチングを行った後の微分干渉顕微鏡による観察結果を示す。矢印でその一部を示すように、らせん転位の存在と付随する短いステップバンチングを確認できる。このことから、短いステップバンチングは、表面に発生したシャローピットの段差によってステップフォロー成長が阻害された結果、生じたものと推察できる。こうして、短いステップバンチングの発生の起源が基板から引き継がれたエピ層中のらせん転位に起因したシャローピットであることが理解できる。
以上の通り、本発明者らは、光学式表面検査装置と広範囲観察型ＡＦＭという従来とは異なる表面検査装置を組み合わせてＳｉＣエピタキシャル膜表面を観察・評価することにより、この短いステップバンチングが表面の特異な状態ではなく、標準的な状態として存在することを見出した。そして、本発明者らは、鋭意研究を重ねた結果、短いステップバンチングの起源を明らかにすると共に、その発生を抑制して、ステップバンチングフリーのＳｉＣエピタキシャルウェハを製造する方法に到達したのである。
この短いステップバンチングの存在が品質バラツキの主原因の一つであったものと考えられる。
ステップバンチングについては、従来のステップバンチングとその発生起源が異なり、ＳｉＣ単結晶基板に起因する短いステップバンチングを発見し、従来のステップバンチングに加えて、この基板起因の短いステップバンチングを低減するために基板の研磨工程において必要な条件を見出した。そして、かかる条件で研磨したＳｉＣ単結晶基板にガスエッチングを施してＳｉＣ単結晶基板を清浄化し、このＳｉＣ単結晶基板を用いれば、炭化珪素のエピタキシャル成長に必要とされる量の炭素含有ガス及び珪素含有ガスを所定の濃度比で基板表面に同時に供給して成膜を行うことにより、従来のステップバンチング及び短いステップバンチングが著しく低減することを見出した。さらに供給を同時に停止してガスを除くまで基板温度を保持し、その後に降温することによって、ステップバンチングフリーのＳｉＣエピタキシャルウェハが得られることを見出したのである。
本発明は、以下の手段を提供する。
〔１〕０．４°〜５°のオフ角で傾斜させた４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板上にＳｉＣエピタキシャル層を形成したＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法であって、ガスエッチングによって表面を清浄化した前記基板上に、炭化珪素のエピタキシャル成長に必要とされる量の炭素と珪素の原子数比Ｃ/Ｓｉが０．７〜１．２となるように珪素含有ガス及び炭素含有ガスを供給して、１６００℃より高くかつ１８００℃以下の温度で炭化珪素膜をエピタキシャル成長させることを有し、前記炭化珪素膜のエピタキシャル成長は、
（１）オフ角が０．４°〜２°の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を用いる場合は、炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる成長温度を１６００〜１６４０℃とするときは、成長速度を１〜３μｍ／ｈとして行い、成長温度を１６４０〜１７００℃とするときは、成長速度を３〜４μｍ／ｈとして行い、成長温度を１７００〜１８００℃とするときは、成長速度を４〜１０μｍ／ｈとして行い、
（２）オフ角が２°〜５°の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を用いる場合は、炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる成長温度を１６００〜１６４０℃とするときは、成長速度を２〜４μｍ／ｈとして行い、成長温度を１６４０〜１７００℃とするときは、成長速度を４〜１０μｍ／ｈとして行い、成長温度を１７００〜１８００℃とするときは、成長速度を１０〜２０μｍ／ｈとして行う、ことを特徴とするＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。
〔２〕室温において主面が凸状に加工され、０．４°〜５°のオフ角を有する４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を準備する工程と、ガスエッチングによって表面を清浄化した前記基板上に、炭化珪素のエピタキシャル成長に必要とされる量の炭素と珪素の原子数比Ｃ/Ｓｉが０．７〜１．２となるように珪素含有ガス及び炭素含有ガスを供給して、１６００℃より高くかつ１８００℃以下の温度で炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる工程と、を備え、前記炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる工程は、（１）オフ角が０．４°〜２°の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を用いる場合は、炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる成長温度を１６００〜１６４０℃とするときは、成長速度を１〜３μｍ／ｈとして行い、成長温度を１６４０〜１７００℃とするときは、成長速度を３〜４μｍ／ｈとして行い、成長温度を１７００〜１８００℃とするときは、成長速度を４〜１０μｍ／ｈとして行い、（２）オフ角が２°〜５°の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を用いる場合は、炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる成長温度を１６００〜１６４０℃とするときは、成長速度を２〜４μｍ／ｈとして行い、成長温度を１６４０〜１７００℃とするときは、成長速度を４〜１０μｍ／ｈとして行い、成長温度を１７００〜１８００℃とするときは、成長速度を１０〜２０μｍ／ｈとして行う、ことを特徴とするＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。
〔３〕前記凸の曲率半径が１０ｍ以上１０００ｍ以下の範囲にあることを特徴とする〔１〕又は〔２〕のいずれかに記載のＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。
〔４〕前記珪素含有ガス及び前記炭素含有ガスの供給を同時に行うことを特徴とする〔１〕から〔３〕のいずれか一項に記載のＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。
〔５〕前記ガスエッチングによって表面を清浄化する前に、前記４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板の表面の格子乱れ層が３ｎｍ以下となるまで研磨する工程を備えたことを特徴とする〔１〕から〔４〕のいずれか一項に記載のＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。
〔６〕前記ガスエッチングを、水素雰囲気下で１４００〜１８００℃の温度で行うことを特徴とする〔１〕から[５〕のいずれか一項に記載のＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。
〔７〕前記ガスエッチングにおいて、前記水素雰囲気に、珪素含有ガス及び／又は炭素含有ガスを添加して行うことを特徴とする〔６〕に記載のＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。
〔１〕０．４°〜５°のオフ角で傾斜させた４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板上にＳｉＣエピタキシャル層を形成したＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法であって、ガスエッチングによって表面を清浄化した前記基板上に、炭化珪素のエピタキシャル成長に必要とされる量の炭素と珪素の原子数比Ｃ/Ｓｉが０．７〜１．２となるように珪素含有ガス及び炭素含有ガスを供給して、１６００℃より高くかつ１８００℃以下の温度で炭化珪素膜をエピタキシャル成長させることを有し、前記炭化珪素膜のエピタキシャル成長は、
（１）オフ角が０．４°〜２°の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を用いる場合は、炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる成長温度を１６００〜１６４０℃とするときは、成長速度を１〜３μｍ／ｈとして行い、成長温度を１６４０〜１７００℃とするときは、成長速度を３〜４μｍ／ｈとして行い、成長温度を１７００〜１８００℃とするときは、成長速度を４〜１０μｍ／ｈとして行い、
（２）オフ角が２°〜５°の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を用いる場合は、炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる成長温度を１６００〜１６４０℃とするときは、成長速度を２〜４μｍ／ｈとして行い、成長温度を１６４０〜１７００℃とするときは、成長速度を４〜１０μｍ／ｈとして行い、成長温度を１７００〜１８００℃とするときは、成長速度を１０〜２０μｍ／ｈとして行う、ことを特徴とするＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。
〔２〕室温において主面が凸状に加工され、０．４°〜５°のオフ角を有する４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を準備する工程と、ガスエッチングによって表面を清浄化した前記基板上に、炭化珪素のエピタキシャル成長に必要とされる量の炭素と珪素の原子数比Ｃ/Ｓｉが０．７〜１．２となるように珪素含有ガス及び炭素含有ガスを供給して、１６００℃より高くかつ１８００℃以下の温度で炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる工程と、を備え、前記炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる工程は、（１）オフ角が０．４°〜２°の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を用いる場合は、炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる成長温度を１６００〜１６４０℃とするときは、成長速度を１〜３μｍ／ｈとして行い、成長温度を１６４０〜１７００℃とするときは、成長速度を３〜４μｍ／ｈとして行い、成長温度を１７００〜１８００℃とするときは、成長速度を４〜１０μｍ／ｈとして行い、（２）オフ角が２°〜５°の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を用いる場合は、炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる成長温度を１６００〜１６４０℃とするときは、成長速度を２〜４μｍ／ｈとして行い、成長温度を１６４０〜１７００℃とするときは、成長速度を４〜１０μｍ／ｈとして行い、成長温度を１７００〜１８００℃とするときは、成長速度を１０〜２０μｍ／ｈとして行う、ことを特徴とするＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。
〔３〕前記凸の曲率半径が１０ｍ以上１０００ｍ以下の範囲にあることを特徴とする〔１〕又は〔２〕のいずれかに記載のＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。
〔４〕前記珪素含有ガス及び前記炭素含有ガスの供給を同時に行うことを特徴とする〔１〕から〔３〕のいずれか一項に記載のＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。
〔５〕前記ガスエッチングによって表面を清浄化する前に、前記４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板の表面の格子乱れ層が３ｎｍ以下となるまで研磨する工程を備えたことを特徴とする〔１〕から〔４〕のいずれか一項に記載のＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。
〔６〕前記ガスエッチングを、水素雰囲気下で１４００〜１８００℃の温度で行うことを特徴とする〔１〕から[５〕のいずれか一項に記載のＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。
〔７〕前記ガスエッチングにおいて、前記水素雰囲気に、珪素含有ガス及び／又は炭素含有ガスを添加して行うことを特徴とする〔６〕に記載のＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。
上記の構成によれば、三角欠陥及び積層欠陥が低減され、キャリア濃度及び膜厚の均一性が向上し、ウェハの全面にステップバンチングがないステップバンチングフリーという従来に比べて格段に高品質のＳｉＣエピタキシャルウェハ及びその製造方法を提供することができる。
三角欠陥及び積層欠陥が少なく、面内均一性良好でステップバンチングがない高品質の上記構成のＳｉＣエピタキシャルウェハを用いて電子デバイスを作製することにより、電子デバイスの特性安定性や特性向上、さらには歩留まり向上という効果が得られる。
炭化珪素膜のエピタキシャル成長を、（１）オフ角が０．４°〜２°の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を用いる場合は、炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる成長温度を１６００〜１６４０℃とするときは、成長速度を１〜３μｍ／ｈとして行い、成長温度を１６４０〜１７００℃とするときは、成長速度を３〜４μｍ／ｈとして行い、成長温度を１７００〜１８００℃とするときは、成長速度を４〜１０μｍ／ｈとして行い、（２）オフ角が２°〜５°の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を用いる場合は、炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる成長温度を１６００〜１６４０℃とするときは、成長速度を２〜４μｍ／ｈとして行い、成長温度を１６４０〜１７００℃とするときは、成長速度を４〜１０μｍ／ｈとして行い、成長温度を１７００〜１８００℃とするときは、成長速度を１０〜２０μｍ／ｈとして行う、ことにより、ＳｉＣエピタキシャル層の表面の三角形状の欠陥密度が１個／ｃｍ２以下であり、ＳｉＣエピタキシャルウェハ層中の積層欠陥の密度が１個／ｃｍ２以下であるＳｉＣエピタキシャルウェハが得られるという効果が得られる。
以下、本発明を適用した一実施形態であるＳｉＣエピタキシャルウェハ及びその製造方法について、図面を用いて詳細に説明する。
［ＳｉＣエピタキシャルウェハ］
図５及び図６に、４°のオフ角で傾斜させた４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面上にＳｉＣのエピタキシャル層を成膜した、本発明の実施形態であるＳｉＣエピタキシャルウェハを、広範囲観察型ＡＦＭ及びレーザー光を用いる光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０）で観察した結果を示す。
図５及び図６に、４°のオフ角で傾斜させた４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面上にＳｉＣのエピタキシャル層を成膜した、本発明の実施形態であるＳｉＣエピタキシャルウェハを、広範囲観察型ＡＦＭ及びレーザー光を用いる光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０）で観察した結果を示す。
図５（ａ）は、本発明のＳｉＣエピタキシャルウェハの表面の２００μｍ□の広範囲観察型ＡＦＭ像である。また、図５（ｂ）に従来のＳｉＣエピタキシャルウェハ表面の２００μｍ□の広範囲観察型ＡＦＭ像を示す。
本発明のＳｉＣエピタキシャルウェハのＡＦＭ像では、全くステップが観察されない（ステップの線密度０本／ｍｍ−１）。このサンプルの他の領域についてもほとんどステップが観察されなかった。従って、ステップバンチングフリーが実現されており、ステップの線密度は５ｍｍ−１以下であることがわかる。また、表面の二乗平均粗さＲｑは０．５ｎｍであり、最大高低差Ｒｙは０．８ｎｍであった。同じサンプルでランダムに選んだ３個の領域の平均のＲｑは０．４１ｎｍであり、また、平均のＲｙは０．８２ｎｍであった。従って、観察した表面の二乗平均粗さＲｑが１．０ｎｍ以下であり、かつ、最大高低差Ｒｙが３．０ｎｍ以下であることがわかる。
これに対して、従来のＳｉＣエピタキシャルウェハでは、線密度３４０本／ｍｍ−１で多数のステップが合体したステップバンチングが観察された。このサンプルの他の３個の領域の平均のステップ線密度は３６２本／ｍｍ−１であった。また、ステップは観察範囲を超えて延びていることがわかる。
また、表面の二乗平均粗さＲｑは２．４ｎｍであり、最大高低差Ｒｙは３．６ｎｍであった。同じサンプルでランダムに選んだ３個の領域の平均のＲｑは３．２ｎｍであり、また、平均のＲｙは４．５ｎｍであった。
また、表面の二乗平均粗さＲｑは２．４ｎｍであり、最大高低差Ｒｙは３．６ｎｍであった。同じサンプルでランダムに選んだ３個の領域の平均のＲｑは３．２ｎｍであり、また、平均のＲｙは４．５ｎｍであった。
図６（ａ）及び（ｂ）にそれぞれ、図５（ａ）及び（ｂ）の同一サンプルの１ｍｍ□範囲について、レーザー光を用いる光学式表面検査装置によって観察した像（以下「カンデラ像」という）を示す。
観察した表面の二乗平均粗さＲｑは、本発明のＳｉＣエピタキシャルウェハでは０．５４ｎｍであった。これに対して、従来のＳｉＣエピタキシャルウェハでは１．７ｎｍであり、本発明と従来のＳｉＣエピタキシャルウェハの表面平坦性に明らかな差異を有することがわかる。
観察した表面の二乗平均粗さＲｑは、本発明のＳｉＣエピタキシャルウェハでは０．５４ｎｍであった。これに対して、従来のＳｉＣエピタキシャルウェハでは１．７ｎｍであり、本発明と従来のＳｉＣエピタキシャルウェハの表面平坦性に明らかな差異を有することがわかる。
図７（ａ）に、４°のオフ角で傾斜させた４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面上にＳｉＣのエピタキシャル層を成膜した、本発明のＳｉＣエピタキシャルウェハをフォトルミネッセンスイメージング装置（フォトンデザイン社製ＰＬＩ−１００）で観察したＰＬイメージ像を示す。また、図７（ｂ）に、４°のオフ角で傾斜させた４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面上に従来の方法によりＳｉＣのエピタキシャル層を成膜したＳｉＣエピタキシャルウェハをフォトルミネッセンスイメージング装置（フォトンデザイン社製ＰＬＩ−１００）で観察したＰＬイメージ像を示す。
図７（ａ）で示した本発明のＳｉＣエピタキシャルウェハでは三角形状の発光・吸収が観察されず、積層欠陥が存在しない。また、ウェハ全域について測定を行ったところ、その積層欠陥密度は０個／ｃｍ２であった。
これに対して、図７（ｂ）で示した従来の方法によるＳｉＣエピタキシャルウェハでは、１個の三角形状の発光・吸収が観察され、積層欠陥が存在する。また、ウェハ 全域について測定を行ったところ、その積層欠陥密度は２．８個／ｃｍ２であった。
図７（ａ）で示した本発明のＳｉＣエピタキシャルウェハでは三角形状の発光・吸収が観察されず、積層欠陥が存在しない。また、ウェハ全域について測定を行ったところ、その積層欠陥密度は０個／ｃｍ２であった。
これに対して、図７（ｂ）で示した従来の方法によるＳｉＣエピタキシャルウェハでは、１個の三角形状の発光・吸収が観察され、積層欠陥が存在する。また、ウェハ 全域について測定を行ったところ、その積層欠陥密度は２．８個／ｃｍ２であった。
図８（ａ）及び（ｂ）に、０．８°のオフ角で傾斜させた４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板のＣ面上に従来の方法によりＳｉＣのエピタキシャル層を成膜したＳｉＣエピタキシャルウェハを光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０）で観察した結果（カンデラ像（ａ））及びカンデラ像に基づく欠陥マップ（ｂ））を示す。
図８（ａ）で示した１０ｍｍ×１５ｍｍの広範囲のカンデラ像において、３個の三角欠陥が観察される。また、図８（ｂ）で示したウェハ全面の欠陥マップにおいて、三角欠陥密度は３．１個／ｃｍ２（三角欠陥を含めた欠陥密度は４個／ｃｍ２）であり、ウェハ全域に三角欠陥が存在していた。
図８（ａ）で示した１０ｍｍ×１５ｍｍの広範囲のカンデラ像において、３個の三角欠陥が観察される。また、図８（ｂ）で示したウェハ全面の欠陥マップにおいて、三角欠陥密度は３．１個／ｃｍ２（三角欠陥を含めた欠陥密度は４個／ｃｍ２）であり、ウェハ全域に三角欠陥が存在していた。
図９（ａ）及び（ｂ）に、０．８°のオフ角で傾斜させた４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板のＣ面上にＳｉＣのエピタキシャル層を成膜した、本発明の実施形態であるＳｉＣエピタキシャルウェハを光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０）で観察した結果（カンデラ像（ａ））及びカンデラ像に基づく欠陥マップ（ｂ））を示す。
図９（ａ）で示した１０ｍｍ×１５ｍｍの広範囲のカンデラ像において、三角欠陥は全く観察されない。また、図９（ｂ）で示したウェハ全面の欠陥マップにおいて、三角欠陥密度は０．４個／ｃｍ２（三角欠陥を含めた欠陥密度は１．２個／ｃｍ２）であり、図８で示した従来のＳｉＣエピタキシャルウェハに比べて著しく低減されていることがわかる。特に、ウェハの周縁領域における低減が大きい。これは主面を凸状に加工された４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を用いてエピタキシャル成長時において基板の凹み（反り）を低減した状態でエピタキシャル成長を行った効果によると考えられる。最適な曲率半径の凸状に加工することにより、中央部の欠陥密度もさらに低減すると考えられる。
図９（ａ）で示した１０ｍｍ×１５ｍｍの広範囲のカンデラ像において、三角欠陥は全く観察されない。また、図９（ｂ）で示したウェハ全面の欠陥マップにおいて、三角欠陥密度は０．４個／ｃｍ２（三角欠陥を含めた欠陥密度は１．２個／ｃｍ２）であり、図８で示した従来のＳｉＣエピタキシャルウェハに比べて著しく低減されていることがわかる。特に、ウェハの周縁領域における低減が大きい。これは主面を凸状に加工された４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を用いてエピタキシャル成長時において基板の凹み（反り）を低減した状態でエピタキシャル成長を行った効果によると考えられる。最適な曲率半径の凸状に加工することにより、中央部の欠陥密度もさらに低減すると考えられる。
図１０（ａ）に、図９で示した本発明の実施形態であるＳｉＣエピタキシャルウェハについてフォトルミネッセンスイメージング装置（フォトンデザイン社製ＰＬＩ−１００）で観察したＰＬイメージ像を示す。図１０（ｂ）は図８で示した従来の方法により作製したＳｉＣエピタキシャルウェハのＰＬイメージ像である。
図１０（ａ）で示した本発明のＳｉＣエピタキシャルウェハでは三角形状の発光・吸収が観察されず、積層欠陥が存在しない。また、ウェハ全域について測定を行ったところ、その積層欠陥密度は０．１個／ｃｍ２であった。
これに対して、図１０（ｂ）で示した従来の方法によるＳｉＣエピタキシャルウェハでは、３個の三角形状の発光・吸収が観察され、積層欠陥が存在する。また、ウェハ全域について測定を行ったところ、その積層欠陥密度は１．８個／ｃｍ２であった。
図１０（ａ）で示した本発明のＳｉＣエピタキシャルウェハでは三角形状の発光・吸収が観察されず、積層欠陥が存在しない。また、ウェハ全域について測定を行ったところ、その積層欠陥密度は０．１個／ｃｍ２であった。
これに対して、図１０（ｂ）で示した従来の方法によるＳｉＣエピタキシャルウェハでは、３個の三角形状の発光・吸収が観察され、積層欠陥が存在する。また、ウェハ全域について測定を行ったところ、その積層欠陥密度は１．８個／ｃｍ２であった。
［ＳｉＣエピタキシャル膜の成膜装置］
図１１は、本発明のＳｉＣエピタキシャルウェハ膜の成膜装置の一例の概略図である。
この炭化珪素膜の成膜装置１０１は、複数のウェハ設置部１０２ｂを支持するプラネタリ１０２と熱輻射部材１０３との間に設けられた反応室１０４と、熱輻射部材１０３の中央部を貫通して反応室１０４内にガスを供給するガス供給部１０５と、プラネタリ１０２及び熱輻射部材１０３をそれぞれ加熱する高周波コイル１０６、１０７とを備えている。公転用回転軸１０２ａは、ガス供給部１０５の直下に配置されている。
この構成によって、ガス供給部１０５を中心軸にしてＳｉＣ単結晶ウェハをプラネタリ１０２によって例えば、５〜２０ｒｐmの回転速度で公転させるとともに、ＳｉＣ単結晶ウェハの中心を軸にしてＳｉＣ単結晶ウェハ自体をウェハ設置部１０２ｂによって例えば、５０〜２００ｒｐmの回転速度で自転させるようになっている。
このように、ウェハ設置部１０２ｂとプラネタリ１０２とを自回転せることにより、ＳｉＣウェハの膜厚やキャリア濃度、温度分布の面内均一性を向上させる構成となっている。
また、高周波コイル１０６、１０７を反応室１０４の上下に配置する構成によって、基板を高温に加熱することができる。
図１１は、本発明のＳｉＣエピタキシャルウェハ膜の成膜装置の一例の概略図である。
この炭化珪素膜の成膜装置１０１は、複数のウェハ設置部１０２ｂを支持するプラネタリ１０２と熱輻射部材１０３との間に設けられた反応室１０４と、熱輻射部材１０３の中央部を貫通して反応室１０４内にガスを供給するガス供給部１０５と、プラネタリ１０２及び熱輻射部材１０３をそれぞれ加熱する高周波コイル１０６、１０７とを備えている。公転用回転軸１０２ａは、ガス供給部１０５の直下に配置されている。
この構成によって、ガス供給部１０５を中心軸にしてＳｉＣ単結晶ウェハをプラネタリ１０２によって例えば、５〜２０ｒｐmの回転速度で公転させるとともに、ＳｉＣ単結晶ウェハの中心を軸にしてＳｉＣ単結晶ウェハ自体をウェハ設置部１０２ｂによって例えば、５０〜２００ｒｐmの回転速度で自転させるようになっている。
このように、ウェハ設置部１０２ｂとプラネタリ１０２とを自回転せることにより、ＳｉＣウェハの膜厚やキャリア濃度、温度分布の面内均一性を向上させる構成となっている。
また、高周波コイル１０６、１０７を反応室１０４の上下に配置する構成によって、基板を高温に加熱することができる。
ウェハ設置部１０２ｂにはＳｉＣウェハの凸状に形成された成長面（おもて面）を上にしてセットする。エピタキシャル膜の成長時にＳｉＣウェハを加熱していくと、ＳｉＣウェハのおもて面と裏面とで温度差が生じる。これは、基板のおもて面はガス供給部１０５から供給されるガスによって冷却されるためである。このため、エピタキシャル膜成長時はおもて面と裏面の温度差に起因した熱膨張差により基板が反ってしまい、その結果、ウェハ設置部１０２ｂからＳｉＣウェハの一部からが浮き、加熱がＳｉＣウェハ全体に均一に伝わらない。
［ＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法］
以下、本発明を適用した一実施形態であるＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法について詳細に説明する。
以下、本発明を適用した一実施形態であるＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法について詳細に説明する。
＜凸状加工工程＞
ＳｉＣ単結晶基板（ウェハ）の作製は昇華法などの方法によって製造された４Ｈ−ＳｉＣインゴットをスライスすることから始める。
スライスは通常、内周刃又はワイヤーソーによって行われるが、近年では、量産性の良いワイヤーソーが用いられることが一般的である。
凸状加工を行う場合はこのスライスの段階で凸状加工を行う。
具体的には、切断時のワイヤーのたわみ量を２ｍｍ以上とし、ワイヤー往復方向がなす直線を含む平面を円柱状インゴットの外周に対する垂直面とが形成する角度を数度程度傾けることによって、インゴットから切り出されるＳｉＣ単結晶ウェハの少なくとも一方の面の形状を凸状に加工することができる。この時、角度を１°以上３°以下とすることで、凸の曲率半径が１０ｍ以上１０００ｍ以下の範囲になる。また、凸の方向はエピタキシャル面に使用する面になるように、その傾斜角度を変える。
ＳｉＣ単結晶基板（ウェハ）の作製は昇華法などの方法によって製造された４Ｈ−ＳｉＣインゴットをスライスすることから始める。
スライスは通常、内周刃又はワイヤーソーによって行われるが、近年では、量産性の良いワイヤーソーが用いられることが一般的である。
凸状加工を行う場合はこのスライスの段階で凸状加工を行う。
具体的には、切断時のワイヤーのたわみ量を２ｍｍ以上とし、ワイヤー往復方向がなす直線を含む平面を円柱状インゴットの外周に対する垂直面とが形成する角度を数度程度傾けることによって、インゴットから切り出されるＳｉＣ単結晶ウェハの少なくとも一方の面の形状を凸状に加工することができる。この時、角度を１°以上３°以下とすることで、凸の曲率半径が１０ｍ以上１０００ｍ以下の範囲になる。また、凸の方向はエピタキシャル面に使用する面になるように、その傾斜角度を変える。
凸状（湾曲、反り）加工されたＳｉＣ単結晶基板は、主面において連続的かつ一様に凸状とされていることが好ましい。連続的かつ一様に凸状とは、角張ったところが無く滑らかな状態であって、部分的に凹状になっているところがないことを意味する。凸の曲率半径は１０ｍ以上１０００ｍ以下の範囲であることが好ましい。１０ｍ以下の場合はエピタキシャル成長時の熱膨張によって室温時の主面の凹みを十分に低減できず、また、１０００ｍ以上の場合は凸状（湾曲）加工の効果が十分ではないからである。
凸状（湾曲、反り）の大きさを計測して定量化する方法はいくつかあるが、例えば、凸状（湾曲、反り）の曲率半径はウェハ平面度測定解析装置（例えば、エスオーエル株式会社製ＵｌｔｒａＳｏｒｔ）で測定したＷａｒｐから決定することができる。Ｗａｒｐは、計測方法としてはウェハをチャックしないフリーな状態で、焦平面を基準面として、その面から上下方法のズレの最大値の合計で定義されるもので、ウェハの反りの定量化の場合に一般的に用いられる指標の一つである。ウェハ形状が一様に上に凸などの単純な形状の場合には、Ｗａｒｐの計測値が一般的な定義での反りの値に一致する。
また、ＳｉＣ単結晶基板は主面が湾曲しているもの、または、ＳｉＣ単結晶基板自体が主面に向けて凸状に反っているもの、のいずれか一方を満たすものを用いればよいが、主面が湾曲しかつＳｉＣ単結晶基板自体が凸状に反っているものを形成してもよい。
凸状（湾曲、反り）の大きさを計測して定量化する方法はいくつかあるが、例えば、凸状（湾曲、反り）の曲率半径はウェハ平面度測定解析装置（例えば、エスオーエル株式会社製ＵｌｔｒａＳｏｒｔ）で測定したＷａｒｐから決定することができる。Ｗａｒｐは、計測方法としてはウェハをチャックしないフリーな状態で、焦平面を基準面として、その面から上下方法のズレの最大値の合計で定義されるもので、ウェハの反りの定量化の場合に一般的に用いられる指標の一つである。ウェハ形状が一様に上に凸などの単純な形状の場合には、Ｗａｒｐの計測値が一般的な定義での反りの値に一致する。
また、ＳｉＣ単結晶基板は主面が湾曲しているもの、または、ＳｉＣ単結晶基板自体が主面に向けて凸状に反っているもの、のいずれか一方を満たすものを用いればよいが、主面が湾曲しかつＳｉＣ単結晶基板自体が凸状に反っているものを形成してもよい。
＜研磨工程＞
研磨工程では、スライス工程においてウェハ表面に残留した４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板について、その表面の格子乱れ層が３ｎｍ以下となるまで研磨する。
「格子乱れ層」とは前述の通り、ＴＥＭの格子像（格子が確認できる像）において、ＳｉＣ単結晶の原子層（格子）に対応する縞状構造又はその縞の一部が明瞭になっていない層をいう。
研磨工程では、スライス工程においてウェハ表面に残留した４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板について、その表面の格子乱れ層が３ｎｍ以下となるまで研磨する。
「格子乱れ層」とは前述の通り、ＴＥＭの格子像（格子が確認できる像）において、ＳｉＣ単結晶の原子層（格子）に対応する縞状構造又はその縞の一部が明瞭になっていない層をいう。
まず、「格子乱れ層」の存在及び特徴を説明するために、図１２及び図１３に、研磨工程後のＳｉＣ単結晶基板の表面近傍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を示す。
図１２（ａ）、（ｂ）は、本発明のＳｉＣ単結晶基板の例を示すＴＥＭ像である。
図１２（ａ）で示したＴＥＭ像において表面の平坦性の乱れは観察できない。また、その拡大像である格子像（図１２（ｂ））において、最上層の原子層（格子）だけに乱れが観察され、その下の原子層（格子）からは明瞭な縞状構造が観察できる。矢印で挟まれた層が「格子乱れ層」である。
このＴＥＭ像から、表面の「格子乱れ層」が３ｎｍ以下であることが確認できる。
図１２（ａ）で示したＴＥＭ像において表面の平坦性の乱れは観察できない。また、その拡大像である格子像（図１２（ｂ））において、最上層の原子層（格子）だけに乱れが観察され、その下の原子層（格子）からは明瞭な縞状構造が観察できる。矢印で挟まれた層が「格子乱れ層」である。
このＴＥＭ像から、表面の「格子乱れ層」が３ｎｍ以下であることが確認できる。
図１３（ａ）、（ｂ）は、３ｎｍ以上の格子乱れ層が表面に存在するＳｉＣ単結晶基板の例を示すＴＥＭ像である。
図１３（ａ）で示したＴＥＭ像において明らかな表面平坦性の乱れが観察され、また、図１３（ａ）で平坦に見える部分でも、その拡大像である格子像（図１３（ｂ））において、表面から６ｎｍ以上にわたって縞状構造の乱れが観察できる。
このＴＥＭ像において７ｎｍ程度の「格子乱れ層」（像中の右側の矢印で挟まれた層）が観察でき、このサンプルでは表面の「格子乱れ層」が３ｎｍ以下を達成できていないことがわかる。
図１３（ａ）で示したＴＥＭ像において明らかな表面平坦性の乱れが観察され、また、図１３（ａ）で平坦に見える部分でも、その拡大像である格子像（図１３（ｂ））において、表面から６ｎｍ以上にわたって縞状構造の乱れが観察できる。
このＴＥＭ像において７ｎｍ程度の「格子乱れ層」（像中の右側の矢印で挟まれた層）が観察でき、このサンプルでは表面の「格子乱れ層」が３ｎｍ以下を達成できていないことがわかる。
以下に、本工程の実施形態について説明する。
研磨工程は、通常ラップと呼ばれる粗研磨、ポリッシュとよばれる精密研磨、さらに超精密研磨である化学的機械研磨（以下、ＣＭＰという）など複数の研磨工程が含まれる。研磨工程は湿式で行われることが多いが、この工程で共通するのは、研磨布を貼付した回転する定盤に、研磨スラリーを供給しつつ、炭化珪素基板を接着した研磨ヘッドを押しあてて行われることである。本発明で用いる研磨スラリーは、基本的にはそれらの形態で用いられるが、研磨スラリーを用いる湿式研磨であれば形態は問わない。
研磨工程は、通常ラップと呼ばれる粗研磨、ポリッシュとよばれる精密研磨、さらに超精密研磨である化学的機械研磨（以下、ＣＭＰという）など複数の研磨工程が含まれる。研磨工程は湿式で行われることが多いが、この工程で共通するのは、研磨布を貼付した回転する定盤に、研磨スラリーを供給しつつ、炭化珪素基板を接着した研磨ヘッドを押しあてて行われることである。本発明で用いる研磨スラリーは、基本的にはそれらの形態で用いられるが、研磨スラリーを用いる湿式研磨であれば形態は問わない。
砥粒として用いられる粒子はこのｐＨ領域において溶解せず分散する粒子であればよい。本発明においては研磨液のｐＨが２未満であるのが好ましく、この場合、研磨粒子としてはダイヤモンド、炭化珪素、酸化アルミニウム、酸化チタン、酸化ケイ素などが使用できる。本発明において砥粒として用いられるのは平均径１〜４００ｎｍ、望ましくは１０〜２００ｎｍ、さらに望ましくは１０〜１５０ｎｍの研磨粒子である。良好な最終仕上げ面を得るためには、粒子径の小さなものが安価に市販されている点でシリカが好適である。さらに好ましくはコロイダルシリカである。コロイダルシリカ等の研磨剤の粒径は、加工速度、面粗さ等の加工特性によって適宜選択することができる。より高い研磨速度を要求する場合は粒子径の大きな研磨材を使用することができる。面粗さが小さい、すなわち高度に平滑な面を必要とするときは小さな粒子径の研磨材を使用することができる。平均粒子径が４００ｎｍを超えるものは高価である割には研磨速度が高くなく、不経済である。粒子径が１ｎｍ未満のような極端に小さいものは研磨速度が著しく低下する。
研磨材粒子の添加量としては１質量％〜３０質量％、望ましくは１．５質量％〜１５質量％である。３０質量％を超えると研磨材粒子の乾燥速度が速くなり、スクラッチの原因となる恐れが高くなり、また、不経済である。また、研磨材粒子が１質量％未満では加工速度が低くなりすぎるため好ましくない。
本発明における研磨スラリーは水系研磨スラリーであり、２０℃におけるｐＨは２．０未満、望ましくは１．５未満、さらに望ましくは１．２未満である。ｐＨが２．０以上の領域では十分な研磨速度が得られない。一方で、スラリーをｐＨ２未満とすることによって、通常の室内環境下においても炭化珪素に対する化学的反応性が著しく増加し、超精密研磨が可能になる。炭化珪素は研磨スラリー中にある酸化物粒子の機械的作用によって直接除去されるのではなく、研磨液が炭化珪素単結晶表面を酸化ケイ素に化学反応させ、その酸化ケイ素を砥粒が機械作用的に取り除いていくという機構であると考えられる。したがって研磨液組成を炭化珪素が反応しやすくなるような液性にすること、すなわちｐＨを２未満にすることと、砥粒として適度な硬度をもつ酸化物粒子を選定することはスクラッチ傷や加工変質層のない、平滑な面を得るために非常に重要である。
研磨スラリーは、塩酸、硝酸、燐酸、硫酸からなる酸のうち、少なくとも１種類以上、望ましくは２種類以上を用いてｐＨを２未満になるよう調整する。複数の酸を用いることが有効であることの原因は不明であるが、実験で確かめられており、複数の酸が相互に作用し、効果を高めている可能性がある。酸の添加量としては、たとえば、硫酸０．５〜５質量％、燐酸０．５〜５質量％、硝酸０．５〜５質量％、塩酸０．５〜５質量％の範囲で、適宜、種類と量を選定し、ｐＨが２未満となるようにするとよい。
無機酸が有効であるのは有機酸に比べ強酸であり、所定の強酸性研磨液に調整するには極めて好都合であるためである。有機酸を使用したのでは強酸性研磨液の調整に困難が伴う。
炭化珪素の研磨は、強酸性研磨液によって炭化珪素の表面に生成した酸化膜に対する反応性により、酸化層を酸化物粒子により除去することで行われるが、この表面酸化を加速するために、研磨スラリーに酸化剤を添加すると更に優れた効果が認められる。酸化剤としては過酸化水素、過塩素酸、重クロム酸カリウム、過硫酸アンモニウムサルフェートなどが挙げられる。たとえば、過酸化水素水であれば０．５〜５質量％、望ましくは１．５〜４質量％加えることにより研磨速度が向上するが、酸化剤は過酸化水素水に限定されるものではない。
炭化珪素の研磨は、強酸性研磨液によって炭化珪素の表面に生成した酸化膜に対する反応性により、酸化層を酸化物粒子により除去することで行われるが、この表面酸化を加速するために、研磨スラリーに酸化剤を添加すると更に優れた効果が認められる。酸化剤としては過酸化水素、過塩素酸、重クロム酸カリウム、過硫酸アンモニウムサルフェートなどが挙げられる。たとえば、過酸化水素水であれば０．５〜５質量％、望ましくは１．５〜４質量％加えることにより研磨速度が向上するが、酸化剤は過酸化水素水に限定されるものではない。
研磨スラリーは研磨材のゲル化を抑制するためにゲル化防止剤を添加することが出来る。ゲル化防止剤の種類としては、１−ヒドロキシエチリデン−１，１−ジホスホン酸、アミノトリエチレンホスホン酸等のリン酸エステル系のキレート剤が好適に用いられる。ゲル化防止剤は０．０１〜６質量％の範囲、好ましくは０．０５〜２質量％で添加するのがよい。
本発明の研磨工程において表面の格子乱れ層を３ｎｍ以下にするには、ＣＭＰ前の機械研磨において加工圧力を３５０ｇ／ｃｍ２以下にし、直径５μｍ以下の砥粒を用いることによって、ダメージ層を５０ｎｍに抑えておくのが好ましく、さらにＣＭＰにおいては、研磨スラリーとして平均粒子径が１０ｎｍ〜１５０ｎｍの研磨材粒子及び無機酸を含み、２０℃におけるｐＨが２未満であるのが好ましく、研磨材粒子がシリカであって、１質量％から３０質量％含むのがさらに好ましく、無機酸が塩酸、硝酸、燐酸、硫酸のうちの少なくとも１種類であるのがより好ましい。
＜清浄化（ガスエッチング）工程＞
清浄化工程では、水素雰囲気下で、前記研磨及び凸状加工後の基板を１４００〜１８００℃にしてその表面を清浄化（ガスエッチング）する。
清浄化工程では、水素雰囲気下で、前記研磨及び凸状加工後の基板を１４００〜１８００℃にしてその表面を清浄化（ガスエッチング）する。
以下、本工程の実施形態について説明する。
ガスエッチングは、ＳｉＣ単結晶基板を１４００〜１８００℃に保持し、水素ガスの流量を４０〜１２０ｓｌｍ、圧力を１００〜２５０ｍｂａｒとして、５〜３０分間行う。
ガスエッチングは、ＳｉＣ単結晶基板を１４００〜１８００℃に保持し、水素ガスの流量を４０〜１２０ｓｌｍ、圧力を１００〜２５０ｍｂａｒとして、５〜３０分間行う。
研磨後のＳｉＣ単結晶基板を洗浄した後、基板をエピタキシャル成長装置例えば、量産型の複数枚プラネタリー型ＣＶＤ装置内にセットする。装置内に水素ガスを導入後、圧力を１００〜２５０ｍｂａｒに調整する。その後、装置の温度を上げ、基板温度を１４００〜１６００℃、好ましくは１４８０℃以上にして、１〜３０分間、水素ガスによって基板表面のガスエッチングを行う。かかる条件で水素ガスによるガスエッチングを行った場合、エッチング量は０．０５〜０．４μｍ程度になる。
基板表面は研磨工程によりダメージを受けており、ＴＥＭにおいて「格子乱れ層」として検出できるダメージだけでなく、ＴＥＭによって検出できない格子の歪み等がさらに深くまで存在していると考えられる。ガスエッチングはこのようにダメージを受けた層（以下「ダメージ層」という）を除去することを目的としているが、ガスエッチングが十分ではなく、ダメージ層が残留すると、エピタキシャル成長層中に異種ポリタイプや転位、積層欠陥などが導入されてしまうし、また、エッチングを施しすぎると、基板表面で表面再構成が生じ、エピタキシャル成長開始前にステップバンチングを生じさせてしまう。そのため、ダメージ層とガスエッチング量とを最適化することが重要であるが、本発明者らは、鋭意研究の結果、ステップバンチングフリーのＳｉＣエピタキシャルウェハの製造における十分条件として、基板表面の格子乱れ層を３ｎｍ以下にまで薄くした時のダメージ層と、上述のガスエッチング条件との組み合わせを見出したのである。
清浄化（ガスエッチング）工程後の基板の表面について、光学式表面検査装置を用いてウェハ全面の３５％以上の領域を解析したエピタキシャル層最表面の二乗平均粗さＲｑが１．３ｎｍ以下であることが確認できる。また、原子間力顕微鏡を用いて測定した場合、１０μｍ□では１．０ｎｍ以下であり、また、２００μｍ□では１．０ｎｍ以下であり、かつ２００μｍ□に観察される長さ１００〜５００μｍのステップバンチング（短いステップバンチング）における最大高低差Ｒｙが３．０ｎｍ以下であることが確認できる。また、このステップの線密度が５ｍｍ−１以下であることが確認できる。
この後の成膜工程及び降温工程において、この基板表面の平坦性を維持することが重要となる。
この後の成膜工程及び降温工程において、この基板表面の平坦性を維持することが重要となる。
水素ガスにＳｉＨ４ガス及び／又はＣ３Ｈ８ガスを添加することもできる。らせん転位に起因したシャローピットに短いステップバンチングが付随して発生する場合があるが、リアクタ内の環境をＳｉリッチにするため、０．００９ｍｏｌ％未満の濃度のＳｉＨ４ガスを水素ガスに添加してガスエッチングを行うことにより、シャローピットの深さを浅くすることができ、シャローピットに付随する短いステップバンチングの発生を抑制できる。
ＳｉＨ４ガス及び／又はＣ３Ｈ８ガスを添加した場合は、成膜（エピタキシャル成長）工程前に、一旦排気を行って水素ガス雰囲気にするのが好ましい。
ＳｉＨ４ガス及び／又はＣ３Ｈ８ガスを添加した場合は、成膜（エピタキシャル成長）工程前に、一旦排気を行って水素ガス雰囲気にするのが好ましい。
＜成膜（エピタキシャル成長）工程＞
成膜（エピタキシャル成長）工程では、（エピタキシャル膜の成長温度が清浄化（ガスエッチング）温度よりも高い場合では昇温後に）前記清浄化後の基板の表面に、炭化珪素のエピタキシャル成長に必要とされる量のＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスとを濃度比Ｃ/Ｓｉが０．７〜１．２で同時に供給して炭化珪素をエピタキシャル成長させる。
成膜（エピタキシャル成長）工程では、（エピタキシャル膜の成長温度が清浄化（ガスエッチング）温度よりも高い場合では昇温後に）前記清浄化後の基板の表面に、炭化珪素のエピタキシャル成長に必要とされる量のＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスとを濃度比Ｃ/Ｓｉが０．７〜１．２で同時に供給して炭化珪素をエピタキシャル成長させる。
また、上述したように、「同時に供給」とは、完全に同一時刻であることまでは要しないが、数秒以内であることを意味する。後述する実施例で示したアイクストロン社製Ｈｏｔ Ｗａｌｌ ＳｉＣ ＣＶＤ（ＶＰ２４００ＨＷ）を用いた場合、ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスの供給時間差が５秒以内であれば、ステップバンチングフリーのＳｉＣエピタキシャルウェハが製造できた。
ＳｉＨ４ガス及びＣ３Ｈ８ガスの各流量、圧力、基板温度、成長温度はそれぞれ、１５〜１５０ｓｃｃｍ、３．５〜６０ｓｃｃｍ、８０〜２５０ｍｂａｒ、１６００℃より高く１８００℃以下、成長速度は毎時１〜２０μｍの範囲内で、オフ角、膜厚、キャリア濃度の均一性、成長速度を制御しながら決定する。成膜開始と同時にドーピングガスとして窒素ガスを導入することで、エピタキシャル層中のキャリア濃度を制御することができる。成長中のステップバンチングを抑制する方法として成長表面におけるＳｉ原子のマイグレーションを増やすために、供給する原料ガスの濃度比Ｃ/Ｓｉを低くすることが知られているが、本発明ではＣ/Ｓｉは０．７〜１．２である。また、成長させるエピタキシャル層は通常、膜厚については５〜２０μｍ程度であり、キャリア濃度については２〜１５×１０１５ｃｍ−３程度である。
成長温度及び成長速度は、ＳｉＣ単結晶基板のオフ角に応じて、
（１）オフ角が０．４°〜２°の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を用いる場合は、炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる成長温度を１６００〜１６４０℃とするときは、成長速度を１〜３μｍ／ｈとして行い、成長温度を１６４０〜１７００℃とするときは、成長速度を３〜４μｍ／ｈとして行い、成長温度を１７００〜１８００℃とするときは、成長速度を４〜１０μｍ／ｈとして行い、
（２）オフ角が２°〜５°の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を用いる場合は、炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる成長温度を１６００〜１６４０℃とするときは、成長速度を２〜４μｍ／ｈとして行い、成長温度を１６４０〜１７００℃とするときは、成長速度を４〜１０μｍ／ｈとして行い、成長温度を１７００〜１８００℃とするときは、成長速度を１０〜２０μｍ／ｈとして行う。
（１）オフ角が０．４°〜２°の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を用いる場合は、炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる成長温度を１６００〜１６４０℃とするときは、成長速度を１〜３μｍ／ｈとして行い、成長温度を１６４０〜１７００℃とするときは、成長速度を３〜４μｍ／ｈとして行い、成長温度を１７００〜１８００℃とするときは、成長速度を４〜１０μｍ／ｈとして行い、
（２）オフ角が２°〜５°の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を用いる場合は、炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる成長温度を１６００〜１６４０℃とするときは、成長速度を２〜４μｍ／ｈとして行い、成長温度を１６４０〜１７００℃とするときは、成長速度を４〜１０μｍ／ｈとして行い、成長温度を１７００〜１８００℃とするときは、成長速度を１０〜２０μｍ／ｈとして行う。
＜降温工程＞
降温工程では、ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスの供給を同時に停止し、ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスとを排気するまで基板温度を保持し、その後降温する。
降温工程では、ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスの供給を同時に停止し、ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスとを排気するまで基板温度を保持し、その後降温する。
成膜後、ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスの供給、並びにドーピングガスとして導入窒素ガスを止めて降温するが、このときにもＳｉＣエピタキシャル膜表面ではガスエッチングが生じて表面のモフォロジーを悪化させ得る。この表面モフォロジーの悪化を抑制するため、ＳｉＨ４ガスおよびＣ３Ｈ８ガスの供給を停止するタイミングと、降温のタイミングとが重要である。ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスの供給を同時に停止した後、供給したこれらのガスが基板表面から無くなるまで成長温度を保持し、その後平均毎分５０℃程度の速度で室温まで降温することにより、モフォロジーの悪化が抑制されることがわかった。
以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
本実施例では、珪素含有ガスとしてＳｉＨ４ガスおよび炭素含有ガスとしてＣ３Ｈ８ガス、ドーピングガスとしてＮ２ガス、キャリアガスおよびエッチングガスとしてＨ２ガスを使用し、量産型の複数枚プラネタリー（自公転）型ＣＶＤ装置であるアイクストロン社製Ｈｏｔ Ｗａｌｌ ＳｉＣ ＣＶＤ（ＶＰ２４００ＨＷ）によって、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の（０００１）面に対して＜１１−２０＞軸方向へ微傾斜させたＳｉ面又はＣ面にＳｉＣエピタキシャル膜を成長させた。
本実施例では、珪素含有ガスとしてＳｉＨ４ガスおよび炭素含有ガスとしてＣ３Ｈ８ガス、ドーピングガスとしてＮ２ガス、キャリアガスおよびエッチングガスとしてＨ２ガスを使用し、量産型の複数枚プラネタリー（自公転）型ＣＶＤ装置であるアイクストロン社製Ｈｏｔ Ｗａｌｌ ＳｉＣ ＣＶＤ（ＶＰ２４００ＨＷ）によって、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の（０００１）面に対して＜１１−２０＞軸方向へ微傾斜させたＳｉ面又はＣ面にＳｉＣエピタキシャル膜を成長させた。
［オフ角４°の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面］
（実施例１）
４°のオフ角で傾斜させた４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面上にＳｉＣのエピタキシャル層を成膜したものである。
本実施例では、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板については、凸状加工を施していない。
研磨工程において、ＣＭＰ前の機械研磨は直径５μｍ以下の砥粒を用いて、加工圧力を３５０ｇ／ｃｍ２で行った。また、ＣＭＰは、研磨材粒子として平均粒子径が１０〜１５０ｎｍのシリカ粒子を用い、無機酸として硫酸を含み、２０℃におけるｐＨが１．９の研磨スラリーを用いて、３０分間行った。これにより、表面の格子乱れ層を３ｎｍ以下とした。
研磨後の基板をＲＣＡ洗浄後、成長装置内に導入した。尚、ＲＣＡ洗浄とは、Ｓｉウェハに対して一般的に用いられている湿式洗浄方法であり、硫酸・アンモニア・塩酸と過酸化水素水を混合した溶液ならびにフッ化水素酸水溶液を用いて、基板表面の有機物や重金属、パーティクルを除去することができる。
清浄化（ガスエッチング）工程は、水素ガスの流量１００ｓｌｍ、リアクタ内圧力を２００ｍｂａｒ、基板温度を１５００℃で、２０分間行った。
ＳｉＣエピタキシャル成長工程では、基板温度を１６５０℃とし、ＳｉＨ４ガス及びＣ３Ｈ８ガスが基板主面に同時に供給されるように、Ｃ３Ｈ８ガス２４ｓｃｃｍ及びＳｉＨ４ガス８ｓｃｃｍを同時に供給開始して行った。Ｃ/Ｓｉは１．０を選択した。リアクタ内圧力を２００ｍｂａｒとし、成長速度５μｍ／ｈで２時間成長工程を実施して、厚さ１０μｍのＳｉＣエピタキシャル層を成膜した。
（実施例１）
４°のオフ角で傾斜させた４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面上にＳｉＣのエピタキシャル層を成膜したものである。
本実施例では、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板については、凸状加工を施していない。
研磨工程において、ＣＭＰ前の機械研磨は直径５μｍ以下の砥粒を用いて、加工圧力を３５０ｇ／ｃｍ２で行った。また、ＣＭＰは、研磨材粒子として平均粒子径が１０〜１５０ｎｍのシリカ粒子を用い、無機酸として硫酸を含み、２０℃におけるｐＨが１．９の研磨スラリーを用いて、３０分間行った。これにより、表面の格子乱れ層を３ｎｍ以下とした。
研磨後の基板をＲＣＡ洗浄後、成長装置内に導入した。尚、ＲＣＡ洗浄とは、Ｓｉウェハに対して一般的に用いられている湿式洗浄方法であり、硫酸・アンモニア・塩酸と過酸化水素水を混合した溶液ならびにフッ化水素酸水溶液を用いて、基板表面の有機物や重金属、パーティクルを除去することができる。
清浄化（ガスエッチング）工程は、水素ガスの流量１００ｓｌｍ、リアクタ内圧力を２００ｍｂａｒ、基板温度を１５００℃で、２０分間行った。
ＳｉＣエピタキシャル成長工程では、基板温度を１６５０℃とし、ＳｉＨ４ガス及びＣ３Ｈ８ガスが基板主面に同時に供給されるように、Ｃ３Ｈ８ガス２４ｓｃｃｍ及びＳｉＨ４ガス８ｓｃｃｍを同時に供給開始して行った。Ｃ/Ｓｉは１．０を選択した。リアクタ内圧力を２００ｍｂａｒとし、成長速度５μｍ／ｈで２時間成長工程を実施して、厚さ１０μｍのＳｉＣエピタキシャル層を成膜した。
こうして作製したＳｉＣエピタキシャルウェハについて、広範囲観察型ＡＦＭ（キーエンス社製ナノスケールハイブリッド顕微鏡ＶＮ−８０００）、光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０）、及び、フォトルミネッセンスイメージング装置（フォトンデザイン社製ＰＬＩ−１００）で測定した結果はそれぞれ、図５（ａ）、図６（ａ）、及び図７（ａ）に示した通りである。
光学式表面検査装置で測定したＲｑは１．２ｎｍであり、広範囲観察型ＡＦＭで測定したＲｑは０．４ｎｍ、最大高低差Ｒｙは０．６ｎｍであり、ステップバンチングは観察されなかった。
また、ＳｉＣエピタキシャルウェハのエピタキシャル膜の表面の三角欠陥の密度は０．６個／ｃｍ２であり、ＳｉＣエピタキシャルウェハのエピタキシャル膜の膜中の積層欠陥の密度は０個／ｃｍ２であった。
光学式表面検査装置で測定したＲｑは１．２ｎｍであり、広範囲観察型ＡＦＭで測定したＲｑは０．４ｎｍ、最大高低差Ｒｙは０．６ｎｍであり、ステップバンチングは観察されなかった。
また、ＳｉＣエピタキシャルウェハのエピタキシャル膜の表面の三角欠陥の密度は０．６個／ｃｍ２であり、ＳｉＣエピタキシャルウェハのエピタキシャル膜の膜中の積層欠陥の密度は０個／ｃｍ２であった。
（比較例１）
ＳｉＣエピタキシャルウェハの作製条件は、基板成長温度を１６００℃とした点を除いて、実施例１と同じである。
こうして作製したＳｉＣエピタキシャルウェハについて、光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０）及びフォトルミネッセンスイメージング装置（フォトンデザイン社製ＰＬＩ−１００）で測定した結果、ＳｉＣエピタキシャルウェハの表面の三角欠陥の密度は２．４個／ｃｍ２であり、ウェハ全域に三角欠陥が存在していた。またＳｉＣエピタキシャルウェハの膜中の積層欠陥密度は２．８個／ｃｍ２であり、本発明の実施例１に比べてかなり大きい。
この比較から、従来の成長温度の上限（１６００℃）よりも高い温度に欠陥密度を低減する成長温度が存在することがわかった。
ＳｉＣエピタキシャルウェハの作製条件は、基板成長温度を１６００℃とした点を除いて、実施例１と同じである。
こうして作製したＳｉＣエピタキシャルウェハについて、光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０）及びフォトルミネッセンスイメージング装置（フォトンデザイン社製ＰＬＩ−１００）で測定した結果、ＳｉＣエピタキシャルウェハの表面の三角欠陥の密度は２．４個／ｃｍ２であり、ウェハ全域に三角欠陥が存在していた。またＳｉＣエピタキシャルウェハの膜中の積層欠陥密度は２．８個／ｃｍ２であり、本発明の実施例１に比べてかなり大きい。
この比較から、従来の成長温度の上限（１６００℃）よりも高い温度に欠陥密度を低減する成長温度が存在することがわかった。
［オフ角１．２°の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面］
（実施例２）
成長速度４μｍ／ｈで２．５時間成長工程を実施した以外は、実施例１と同じ作製条件でＳｉＣエピタキシャルウェハを作製した。
作製したＳｉＣエピタキシャルウェハについて、光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０）、フォトルミネッセンスイメージング装置（フォトンデザイン社製ＰＬＩ−１００）、及び、広範囲観察型ＡＦＭ（キーエンス社製ナノスケールハイブリッド顕微鏡ＶＮ−８０００）によって測定・評価した。
三角欠陥密度は０．４個／ｃｍ２であり、積層欠陥密度は０．１個／ｃｍ２であった。また、ステップバンチングは観察されなかった。
いずれも１個／ｃｍ２以下であって、実施例１よりさらに低いオフ角１．２°の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板についても欠陥密度が低い極めて高品質のエピタキシャル膜が形成されていた。
（実施例２）
成長速度４μｍ／ｈで２．５時間成長工程を実施した以外は、実施例１と同じ作製条件でＳｉＣエピタキシャルウェハを作製した。
作製したＳｉＣエピタキシャルウェハについて、光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０）、フォトルミネッセンスイメージング装置（フォトンデザイン社製ＰＬＩ−１００）、及び、広範囲観察型ＡＦＭ（キーエンス社製ナノスケールハイブリッド顕微鏡ＶＮ−８０００）によって測定・評価した。
三角欠陥密度は０．４個／ｃｍ２であり、積層欠陥密度は０．１個／ｃｍ２であった。また、ステップバンチングは観察されなかった。
いずれも１個／ｃｍ２以下であって、実施例１よりさらに低いオフ角１．２°の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板についても欠陥密度が低い極めて高品質のエピタキシャル膜が形成されていた。
［オフ角０．８°の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板のＣ面］
（実施例３）
マルチワイヤーソーを用いて、Ｓｉ面を、凸の曲率半径が５０ｍとなるように凸状にスライス加工し、成長速度４μｍ／ｈで２．５時間成長工程を実施した以外は、実施例１と同じ作製条件でＳｉＣエピタキシャルウェハを作製した。
作製したＳｉＣエピタキシャルウェハについて、光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０）、及び、フォトルミネッセンスイメージング装置（フォトンデザイン社製ＰＬＩ−１００）で測定した結果はそれぞれ、図９に示した通りである。三角欠陥密度は０．４個／ｃｍ２であり、積層欠陥密度は０．２個／ｃｍ２であった。いずれも１個／ｃｍ２以下であって、低オフ角の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面についても欠陥密度が低い極めて高品質のエピタキシャル膜が形成された。
また、光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０）及び広範囲観察型ＡＦＭ（キーエンス社製ナノスケールハイブリッド顕微鏡ＶＮ−８０００）の測定において、ステップバンチングは観察されなかった。
膜厚均一性については水銀プローブ濃度分析器（Ｈｇ−ＣＶ）（（ＳＳＳＭ社製４９５ＣＶ ＳＹＳＴＥＭ）を用い、キャリア濃度均一性については高速フーリエ変換赤外線吸収分析装置（ＦＴ−ＩＲ）（ナノメトリクス社製ＱＳ１２００）を用いて測定した。
膜厚均一性は２％であり、キャリア濃度均一性は８％であり、面内の均一性が良好なＳｉＣエピタキシャル層が形成されていた。「膜厚分布」及び「キャリア濃度分布」は、ウェハ上の８箇所のサンプルを用いて｛（最大値−最小値）／（最大値＋最小値）｝×１００（％）から求めたものである。凸状加工を行わなかった場合は、膜厚均一性は５〜１０％程度であり、キャリア濃度均一性は１５〜２０％程度であるから、凸状加工を行うことにより、膜厚及びキャリア濃度の均一性が向上した。
（実施例３）
マルチワイヤーソーを用いて、Ｓｉ面を、凸の曲率半径が５０ｍとなるように凸状にスライス加工し、成長速度４μｍ／ｈで２．５時間成長工程を実施した以外は、実施例１と同じ作製条件でＳｉＣエピタキシャルウェハを作製した。
作製したＳｉＣエピタキシャルウェハについて、光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０）、及び、フォトルミネッセンスイメージング装置（フォトンデザイン社製ＰＬＩ−１００）で測定した結果はそれぞれ、図９に示した通りである。三角欠陥密度は０．４個／ｃｍ２であり、積層欠陥密度は０．２個／ｃｍ２であった。いずれも１個／ｃｍ２以下であって、低オフ角の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面についても欠陥密度が低い極めて高品質のエピタキシャル膜が形成された。
また、光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０）及び広範囲観察型ＡＦＭ（キーエンス社製ナノスケールハイブリッド顕微鏡ＶＮ−８０００）の測定において、ステップバンチングは観察されなかった。
膜厚均一性については水銀プローブ濃度分析器（Ｈｇ−ＣＶ）（（ＳＳＳＭ社製４９５ＣＶ ＳＹＳＴＥＭ）を用い、キャリア濃度均一性については高速フーリエ変換赤外線吸収分析装置（ＦＴ−ＩＲ）（ナノメトリクス社製ＱＳ１２００）を用いて測定した。
膜厚均一性は２％であり、キャリア濃度均一性は８％であり、面内の均一性が良好なＳｉＣエピタキシャル層が形成されていた。「膜厚分布」及び「キャリア濃度分布」は、ウェハ上の８箇所のサンプルを用いて｛（最大値−最小値）／（最大値＋最小値）｝×１００（％）から求めたものである。凸状加工を行わなかった場合は、膜厚均一性は５〜１０％程度であり、キャリア濃度均一性は１５〜２０％程度であるから、凸状加工を行うことにより、膜厚及びキャリア濃度の均一性が向上した。
（比較例２）
ＳｉＣエピタキシャルウェハの作製条件は、基板成長温度を１６００℃とした点を除いて、実施例３と同じである。
こうして作製したＳｉＣエピタキシャルウェハについて、光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０）及びフォトルミネッセンスイメージング装置（フォトンデザイン社製ＰＬＩ−１００）で測定した結果は、図８及び図１０（ｂ）に示した通りであり、ＳｉＣエピタキシャルウェハの表面の三角欠陥の密度は４個／ｃｍ２であり、ウェハ全域に三角欠陥が存在していた。またＳｉＣエピタキシャルウェハの膜中の積層欠陥密度は１．８個／ｃｍ２であり、本発明の実施例３に比べてかなり大きい。
この比較から、従来の成長温度の上限（１６００℃）よりも高い温度に欠陥密度を低減する成長温度が存在することがわかった。
ＳｉＣエピタキシャルウェハの作製条件は、基板成長温度を１６００℃とした点を除いて、実施例３と同じである。
こうして作製したＳｉＣエピタキシャルウェハについて、光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０）及びフォトルミネッセンスイメージング装置（フォトンデザイン社製ＰＬＩ−１００）で測定した結果は、図８及び図１０（ｂ）に示した通りであり、ＳｉＣエピタキシャルウェハの表面の三角欠陥の密度は４個／ｃｍ２であり、ウェハ全域に三角欠陥が存在していた。またＳｉＣエピタキシャルウェハの膜中の積層欠陥密度は１．８個／ｃｍ２であり、本発明の実施例３に比べてかなり大きい。
この比較から、従来の成長温度の上限（１６００℃）よりも高い温度に欠陥密度を低減する成長温度が存在することがわかった。
［ステップバンチング低減の効果］
次に、炭素と珪素の原子数比Ｃ/Ｓｉ、及び、珪素含有ガス及び炭素含有ガスの同時供給について、ステップバンチング低減に与える効果を調べた結果を示す。
尚、上記２つの要件の与える効果を確認することを目的としているため、以下で示すＳｉＣエピタキシャルウェハ（サンプル）については、エピタキシャル成長の成長温度は１６００℃以下であり、凸状加工も施していない。
本実施例では、珪素含有ガスとしてＳｉＨ４ガスおよび炭素含有ガスとしてＣ３Ｈ８ガス、ドーピングガスとしてＮ２ガス、キャリアガスおよびエッチングガスとしてＨ２ガスあるいはＨＣｌガスを使用し、アイクストロン社製Ｈｏｔ Ｗａｌｌ ＳｉＣ ＣＶＤ（ＶＰ２４００ＨＷ）によって、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の（０００１）面に対して＜１１−２０＞軸方向へ４°傾けたＳｉ面にＳｉＣエピタキシャル膜を成長させた。得られたエピタキシャルウェハ表面のラフネスについて、光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０）と、通常のＡＦＭ（Ｖｅｅｃｏ Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔ社製Ｄｉｍｅｎｓｉｏｎ Ｖ）及び広範囲観察型ＡＦＭ（キーエンス社製ナノスケールハイブリッド顕微鏡ＶＮ−８０００）を用いて調べた。
次に、炭素と珪素の原子数比Ｃ/Ｓｉ、及び、珪素含有ガス及び炭素含有ガスの同時供給について、ステップバンチング低減に与える効果を調べた結果を示す。
尚、上記２つの要件の与える効果を確認することを目的としているため、以下で示すＳｉＣエピタキシャルウェハ（サンプル）については、エピタキシャル成長の成長温度は１６００℃以下であり、凸状加工も施していない。
本実施例では、珪素含有ガスとしてＳｉＨ４ガスおよび炭素含有ガスとしてＣ３Ｈ８ガス、ドーピングガスとしてＮ２ガス、キャリアガスおよびエッチングガスとしてＨ２ガスあるいはＨＣｌガスを使用し、アイクストロン社製Ｈｏｔ Ｗａｌｌ ＳｉＣ ＣＶＤ（ＶＰ２４００ＨＷ）によって、４Ｈ−ＳｉＣ単結晶の（０００１）面に対して＜１１−２０＞軸方向へ４°傾けたＳｉ面にＳｉＣエピタキシャル膜を成長させた。得られたエピタキシャルウェハ表面のラフネスについて、光学式表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｃａｎｄｅｌａ ＣＳ２０）と、通常のＡＦＭ（Ｖｅｅｃｏ Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔ社製Ｄｉｍｅｎｓｉｏｎ Ｖ）及び広範囲観察型ＡＦＭ（キーエンス社製ナノスケールハイブリッド顕微鏡ＶＮ−８０００）を用いて調べた。
（サンプル１）
研磨工程及びその後の洗浄については実施例１と同じ条件で行った。
清浄化（ガスエッチング）工程は、水素ガスの流量９０ｓｌｍ、リアクタ内圧力を２００ｍｂａｒ、基板温度を１５５０℃で、１０分間行った。
ＳｉＣエピタキシャル成長工程は、ＳｉＨ４ガス及びＣ３Ｈ８ガスの流量を４８ｓｃｃｍ、１７．６ｓｃｃｍで基板面に同時に供給されるようにＣ３Ｈ８ガスを供給後、３秒後、ＳｉＨ４ガスを供給した。Ｃ/Ｓｉは１．１を選択した。リアクタ内圧力を２００ｍｂａｒ、基板温度を１５５０℃として、成長速度５μｍ／ｈで２時間成長工程を実施して、厚さ１０μｍのＳｉＣエピタキシャル層を成膜した。
研磨工程及びその後の洗浄については実施例１と同じ条件で行った。
清浄化（ガスエッチング）工程は、水素ガスの流量９０ｓｌｍ、リアクタ内圧力を２００ｍｂａｒ、基板温度を１５５０℃で、１０分間行った。
ＳｉＣエピタキシャル成長工程は、ＳｉＨ４ガス及びＣ３Ｈ８ガスの流量を４８ｓｃｃｍ、１７．６ｓｃｃｍで基板面に同時に供給されるようにＣ３Ｈ８ガスを供給後、３秒後、ＳｉＨ４ガスを供給した。Ｃ/Ｓｉは１．１を選択した。リアクタ内圧力を２００ｍｂａｒ、基板温度を１５５０℃として、成長速度５μｍ／ｈで２時間成長工程を実施して、厚さ１０μｍのＳｉＣエピタキシャル層を成膜した。
こうして作製したＳｉＣエピタキシャルウェハについて、広範囲観察型ＡＦＭ及び光学式表面検査装置で測定した結果はそれぞれ、光学式表面検査装置で測定したＲｑは１．２ｎｍであり、広範囲観察型ＡＦＭで測定したＲｑは０．４ｎｍであり、最大高低差Ｒｙは０．７ｎｍであり、ステップバンチングは観察されなかった。
（サンプル２）
サンプル１とガスエッチングの条件を除いて同じ条件でＳｉＣエピタキシャルウェハを製造した。ガスエッチング工程において、水素ガスに０．００８ｍｏｌ％の濃度のＳｉＨ４ガスを添加して行った点が実施例４と異なる。
サンプル１とガスエッチングの条件を除いて同じ条件でＳｉＣエピタキシャルウェハを製造した。ガスエッチング工程において、水素ガスに０．００８ｍｏｌ％の濃度のＳｉＨ４ガスを添加して行った点が実施例４と異なる。
こうして作製したＳｉＣエピタキシャルウェハについて、光学式表面検査装置及び広範囲観察型ＡＦＭで測定した。サンプル１と同様のイメージが観察され、光学式表面検査装置で測定したＲｑは１．１ｎｍであり、広範囲観察型ＡＦＭで測定したＲｑは０．４ｎｍ、最大高低差Ｒｙは０．７ｎｍであった。
（サンプル１及び２との比較例１）
ＳｉＣエピタキシャル成長工程において、ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスとを濃度比Ｃ/Ｓｉを１．９として導入したこと、及び、Ｃ３Ｈ８ガスを導入して３０秒後にＳｉＨ４ガスを導入したことを除いて、サンプル１と同じ条件でＳｉＣエピタキシャルウェハを作製した。
ＳｉＣエピタキシャル成長工程において、ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスとを濃度比Ｃ/Ｓｉを１．９として導入したこと、及び、Ｃ３Ｈ８ガスを導入して３０秒後にＳｉＨ４ガスを導入したことを除いて、サンプル１と同じ条件でＳｉＣエピタキシャルウェハを作製した。
作製したＳｉＣエピタキシャルウェハの光学式表面検査装置、広範囲観察型ＡＦＭで測定した像はそれぞれ、図６（ｂ）、図５（ｂ）に示した通りである。
カンデラ像及びＡＦＭ像において、ウェハ表面全体に従来のステップバンチングが観察された。光学式表面検査装置で測定した二乗平均粗さＲｑは１．７ｎｍであり、広範囲観察型ＡＦＭで測定した二乗平均粗さＲｑは２．４ｎｍであり、最大高低差Ｒｙは３．６ｎｍであった。
カンデラ像及びＡＦＭ像において、ウェハ表面全体に従来のステップバンチングが観察された。光学式表面検査装置で測定した二乗平均粗さＲｑは１．７ｎｍであり、広範囲観察型ＡＦＭで測定した二乗平均粗さＲｑは２．４ｎｍであり、最大高低差Ｒｙは３．６ｎｍであった。
（サンプル１及び２との比較例２）
ＳｉＣエピタキシャル成長工程において、Ｃ３Ｈ８ガスを導入して３０秒後にＳｉＨ４ガスを導入したことを除いて、実施例１と同じ条件でＳｉＣエピタキシャルウェハを作製した。従って、比較例１との比較では、ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスとを濃度比Ｃ/Ｓｉを１．１として導入した点が異なる。
ＳｉＣエピタキシャル成長工程において、Ｃ３Ｈ８ガスを導入して３０秒後にＳｉＨ４ガスを導入したことを除いて、実施例１と同じ条件でＳｉＣエピタキシャルウェハを作製した。従って、比較例１との比較では、ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスとを濃度比Ｃ/Ｓｉを１．１として導入した点が異なる。
図１４（ａ）、（ｂ）に、作製したＳｉＣエピタキシャルウェハについて、カンデラ像、広範囲観察型ＡＦＭ像を示す。
光学式表面検査装置で測定した二乗平均粗さＲｑは１．４ｎｍであり、広範囲観察型ＡＦＭで測定した二乗平均粗さＲｑは１．４ｎｍであり、最大高低差Ｒｙは２．８ｎｍであった。ステップの線密度は１０本／ｍｍ−１であった。
光学式表面検査装置で測定した二乗平均粗さＲｑは１．４ｎｍであり、広範囲観察型ＡＦＭで測定した二乗平均粗さＲｑは１．４ｎｍであり、最大高低差Ｒｙは２．８ｎｍであった。ステップの線密度は１０本／ｍｍ−１であった。
カンデラ像及びＡＦＭ像のいずれにおいても、従来のステップバンチングは観察されなかった。この結果は、ＳｉＨ４ガスとＣ３Ｈ８ガスとを濃度比Ｃ/Ｓｉが従来のステップバンチングの発生を抑制するのに重要であることを示している。そして、濃度比Ｃ/Ｓｉを０．７〜１．２の範囲にすることで従来のステップバンチングの発生を抑制できることを確認した。
本発明のＳｉＣエピタキシャルウェハは、三角欠陥及び積層欠陥が低減され、キャリア濃度及び膜厚の均一性が高く、ステップバンチングフリーのＳｉＣエピタキシャルウェハであり、パワーデバイス、高周波デバイス、高温動作デバイス等種々の炭化珪素半導体装置の製造に利用することができる。
Claims (7)
- ０．４°〜５°のオフ角で傾斜させた４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板上にＳｉＣエピタキシャル層を形成したＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法であって、
ガスエッチングによって表面を清浄化した前記基板上に、炭化珪素のエピタキシャル成長に必要とされる量の炭素と珪素の原子数比Ｃ/Ｓｉが０．７〜１．２となるように珪素含有ガス及び炭素含有ガスを供給して、１６００℃より高くかつ１８００℃以下の温度で炭化珪素膜をエピタキシャル成長させることを有し、
前記炭化珪素膜のエピタキシャル成長は、
（１）オフ角が０．４°〜２°の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を用いる場合は、炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる成長温度を１６００〜１６４０℃とするときは、成長速度を１〜３μｍ／ｈとして行い、成長温度を１６４０〜１７００℃とするときは、成長速度を３〜４μｍ／ｈとして行い、成長温度を１７００〜１８００℃とするときは、成長速度を４〜１０μｍ／ｈとして行い、
（２）オフ角が２°〜５°の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を用いる場合は、炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる成長温度を１６００〜１６４０℃とするときは、成長速度を２〜４μｍ／ｈとして行い、成長温度を１６４０〜１７００℃とするときは、成長速度を４〜１０μｍ／ｈとして行い、成長温度を１７００〜１８００℃とするときは、成長速度を１０〜２０μｍ／ｈとして行う、ことを特徴とするＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。 - 室温において主面が凸状に加工され、０．４°〜５°のオフ角を有する４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を準備する工程と、
ガスエッチングによって表面を清浄化した前記基板上に、炭化珪素のエピタキシャル成長に必要とされる量の炭素と珪素の原子数比Ｃ/Ｓｉが０．７〜１．２となるように珪素含有ガス及び炭素含有ガスを供給して、１６００℃より高くかつ１８００℃以下の温度で炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる工程と、
を備え、
前記炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる工程は、
（１）オフ角が０．４°〜２°の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を用いる場合は、炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる成長温度を１６００〜１６４０℃とするときは、成長速度を１〜３μｍ／ｈとして行い、成長温度を１６４０〜１７００℃とするときは、成長速度を３〜４μｍ／ｈとして行い、成長温度を１７００〜１８００℃とするときは、成長速度を４〜１０μｍ／ｈとして行い、
（２）オフ角が２°〜５°の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板を用いる場合は、炭化珪素膜をエピタキシャル成長させる成長温度を１６００〜１６４０℃とするときは、成長速度を２〜４μｍ／ｈとして行い、成長温度を１６４０〜１７００℃とするときは、成長速度を４〜１０μｍ／ｈとして行い、成長温度を１７００〜１８００℃とするときは、成長速度を１０〜２０μｍ／ｈとして行う、ことを特徴とするＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。 - 前記凸の曲率半径が１０ｍ以上１０００ｍ以下の範囲にあることを特徴とする請求項１又は２のいずれかに記載のＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。
- 前記珪素含有ガス及び前記炭素含有ガスの供給を同時に行うことを特徴とする請求項１から３のいずれか一項に記載のＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。
- 前記ガスエッチングによって表面を清浄化する前に、前記４Ｈ−ＳｉＣ単結晶基板の表面の格子乱れ層が３ｎｍ以下となるまで研磨する工程を備えたことを特徴とする請求項１から４のいずれか一項に記載のＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。
- 前記ガスエッチングを、水素雰囲気下で１４００〜１８００℃の温度で行うことを特徴とする１から５のいずれか一項に記載のＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。
- 前記ガスエッチングにおいて、前記水素雰囲気に、珪素含有ガス及び／又は炭素含有ガスを添加して行うことを特徴とする請求項６に記載のＳｉＣエピタキシャルウェハの製造方法。
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