JP2008515748A - 低１ｃらせん転位の３インチ炭化珪素ウェハ - Google Patents

Abstract

少なくとも約３インチの直径と、約２０００ｃｍ^-2未満の１ｃらせん転位密度とを有する高品質のＳｉＣ単結晶ウェハを開示する。

Description

本発明は、低欠陥の炭化珪素ウェハと、半導体用途の前駆体としてのそれらの使用に関し、さらに、大きく高品質の炭化珪素単結晶の種結晶を用いた昇華成長に関する。

近年、様々な電子デバイスや目的に合った半導体材料として、炭化珪素が使用されてきている。炭化珪素は、その物理的強度と化学的侵食に対する高い耐性により特に有用である。炭化珪素はまた、耐放射性、高破壊電界、比較的広いバンドキャップ、高飽和電子ドリフト速度、高温動作、およびスペクトルの青、紫、および紫外領域における高エネルギー光子の吸収および放出を含む優れた電子特性を有する。

種結晶を用いた昇華成長プロセスによって、単結晶炭化珪素が生成されることが多い。典型的な炭化珪素成長技術において、種結晶およびソースパウダーの両方が、ソースとわずかに温度が低い種結晶との間に熱勾配を生成するように、ソースの昇華温度に加熱される反応るつぼに配置される。熱勾配により、ソースから種結晶へ材料が気相移動した後、種結晶および結果的に得られるバルクが結晶成長すると凝縮する。この方法は、物理気相輸送法（ＰＶＴ：ｐｈｙｓｉｃａｌ ｖａｐｏｒ ｔｒａｎｓｐｏｒｔ）とも呼ばれる。

典型的な炭化珪素成長技術において、るつぼは、グラファイトから作られ、誘導または抵抗によって加熱され、関連するコイルおよび絶縁は、所望の熱勾配を確立および制御するように配置される。ソースパウダーは、種結晶と同様に炭化珪素である。るつぼは、垂直方向に配向され、ソースパウダーが下側部分に、種結晶が典型的に、種結晶ホルダ上の上部に位置付けられる。例えば、米国特許第４，８６６，００５号（再発行第３４，８６１号）を参照されたい。これらのソースは、例示的なものであり、種結晶を用いた最新の昇華成長技術の記載を限定するものではない。

本発明はまた、以下の同時係属中の本願と同一の譲受人に譲渡された米国特許出願、すなわち、米国特許出願公開第２００５０１４５１６４号、同第２００５００２２７２４号、同第２００５００２２７２７号、および同第２００５０１６４４８２号に関係する。

近年、炭化珪素バルク結晶の構造欠陥の低密度化は進んでいるが、それでも欠陥濃度は比較的高く、なくすことは困難であることが分かっている。例えば、Ｎａｋａｍｕｒａ ｅｔ ａｌ．，の「Ｕｌｔｒａｈｉｇｈ ｑｕａｌｉｔｙ ｓｉｌｉｃｏｎ ｃａｒｂｉｄｅ ｓｉｎｇｌｅ ｃｒｙｓｔａｌｓ」，Ｎａｔｕｒｅ，Ｖｏｌ．４３０，Ａｕｇｕｓｔ ２６，２００４，ｐａｇｅ １００９を参照されたい。これらの欠陥は、基板上に作られるデバイスの性能特性を制限するという深刻な問題を引き起こす可能性があり、場合によっては、有用なデバイス全体を排除してしまいかねない。炭化珪素の大きなバルク単結晶を生成するための種結晶を用いた現在の昇華技術では、典型的に、炭化珪素結晶の成長表面上での欠陥濃度が、所望の濃度より高くなってしまう。欠陥濃度が高いと、結晶上、ひいては、結晶から得られる基板上に作られるデバイスの性能特性を制限するという深刻な問題を引き起こす可能性がある。例えば、いくつかの市販されている炭化珪素ウェハの典型的なマイクロパイプ欠陥密度は、１平方センチメートル当たり１００（ｃｍ^-2）程度であり得る。しかしながら、炭化珪素に形成されたメガワットデバイスには、０．４ｃｍ^-2程度の欠陥のない表面が必要になる。このように、高電圧高電流の応用に表面積が大きいデバイスを作製するために使用可能な大きな単結晶の品質を高めることは、依然として価値のある目標である。

低欠陥炭化珪素の小さなサンプルはこれまで入手可能であったが、炭化珪素をより広く商業的に使用するには、より大きなサンプル、特に、より大きなウェハが必要である。比較として、１００ｍｍ（４”）シリコンウェハは、１９７５年以来市販されており、１５０ｍｍ（６”）シリコンウェハは、１９８１年以来入手可能になっている。また、ガリウムヒ素（ＧａＡｓ）は、４”および６”ウェハの両方で市販されている。このように、５０ｍｍ（２”）および７５ｍｍ（３”）ＳｉＣウェハは、これらの他の材料に後れを取っており、より広範囲のデバイスおよび応用におけるＳｉＣの採用および使用をある程度制限してしまう。

らせん転位、特に、１ｃらせん転位は、ＳｉＣ結晶を生成している間に形成または伝播する一般的な欠陥である。他の表面欠陥には、貫通転位、六角形状の空隙、およびマイクロパイプが含まれる。これらの欠陥が、ＳｉＣ結晶に残ったままであれば、結晶上に成長させた結果的に得られるデバイスは、これらの欠陥を組み込んでしまうこともある。

特殊な欠陥の性質および説明については、結晶成長の分野において一般によく理解されている。特に、らせん転位は、バーガーズベクトルが方向ベクトルに平行であるものとして規定される。原子スケールでは、結果的に得られる転位は、らせん階段の概観を与える。また、多数のねじれ転位が存在すると、マイクロパイプおよび六角形状の空隙などの他の欠陥が存在し得る。

マイクロパイプとは、バーガーズベクトルがｃ軸に沿った中空孔の大型らせん転位である。マイクロパイプは、３つ以上のらせん転位のグループから形成されることが多い。マイクロパイプの発生に関しては、数多くの原因の提言や特定がなされてきた。これらは、珪素または炭素含有物などの過剰材料、金属堆積物などの外部からの不純物、境界欠陥、および部分転位の運動またはすべりを含む。例えば、Ｐｏｗｅｌｌ ｅｔ ａｌ．，の「Ｇｒｏｗｔｈ ｏｆ Ｌｏｗ Ｍｉｃｒｏｐｉｐｅ Ｄｅｎｓｉｔｙ ＳｉＣ Ｗａｆｅｒｓ」，Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ Ｆｏｒｕｍ，Ｖｏｌｓ．３３８−３４０，ｐｐ ４３７−４４０（２０００）を参照されたい。

六角形状の空隙とは、結晶にある、平坦で六角形の小板状のキャビティのことであり、これらの下方に続く中空管を有する場合が多い。ある証拠によれば、マイクロパイプは、六角形状の空隙に関連していることが示されている。Ｋｕｈｒ ｅｔ ａｌ．，の「Ｈｅｘａｇｏｎａｌ Ｖｏｉｄｓ Ａｎｄ Ｔｈｅ Ｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｏｆ Ｍｉｃｒｏｐｉｐｅｓ Ｄｕｒｉｎｇ ＳｉＣ Ｓｕｂｌｉｍａｔｉｏｎ Ｇｒｏｗｔｈ」、Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ，Ｖｏｌｕｍｅ ８９，Ｎｏ．８，ｐａｇｅ ４６２５（Ａｐｒｉｌ ２００１）に、このような欠陥に関する比較的最近の議論（例示的であって、制限的ではない）が示されている。

また、ＳｉＣのバルク単結晶に表面欠陥が存在すると、その表面欠陥が、単一ポリタイプ結晶成長を妨げてしまうこともある。ＳｉＣの１５０の利用可能なポリタイプは、特定の問題を生じる。これらのポリタイプの多くが非常に類似しており、わずかな熱力学差によってのみ分けられる場合が多い。結晶全体にわたって所望のポリタイプの同一性を維持することは、種結晶を用いた昇華システムにおいて、大きなサイズのＳｉＣ結晶を成長させる際非常に難しい。表面欠陥が存在すると、所望のポリタイプを維持するように層を堆積するための結晶表面に関するポリタイプ情報が充分にない。成長している結晶の表面でポリタイプ変化が生じると、さらなる表面欠陥が形成されてしまうことになる。

最近の研究では、種結晶を用いた昇華技術において製造されたバルク結晶における問題は、種結晶そのものと、種結晶の物理的な取り扱い方とに端を発している。例えば、Ｓａｎｃｈｅｚ ｅｔ ａｌ．，の「Ｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｏｆ Ｔｈｅｒｍａｌ Ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ Ｃａｖｉｔｉｅｓ Ｉｎ Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｔｒａｎｓｐｏｒｔ Ｏｆ Ｓｉｌｉｃｏｎ Ｃａｒｂｉｄｅ」，Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，Ｖｏｌｕｍｅ ２９，Ｎｏ．３，ｐａｇｅ ３４７（２０００）を参照されたい。Ｓａｎｃｈｅｚは、同文献の３４７頁で「［０００１］軸に平行またはほぼ平行に整列された大型らせん転位のコアに形成された０．１μｍ〜５μｍの範囲の直径のほぼ円筒状の空隙」について記述するのに、「マイクロパイプ」という用語を使用している。Ｓａｎｃｈｅｚは、同文献において、より大きな空隙（「直径が５μｍ〜１００μｍ」）について「熱分解空隙」と呼び、マイクロパイプおよび熱分解空洞は、異なる原因から生じていると考えた。

したがって、製造された結晶にある欠陥総数を低減するために、種結晶を用いた昇華システムにおいて形成された結晶の１ｃらせん転位欠陥レベルが低く、より大きく、高品質の炭化珪素バルク単結晶を製造することは、依然として変わらぬ技術的かつ商業的な目標である。

１つの態様において、本発明は、少なくとも７６．２ｍｍ（約３インチ）の直径を有し、約２０００ｃｍ^-2未満の１ｃらせん転位密度を有するＳｉＣの高品質単結晶ウェハである。

別の態様において、本発明は、少なくとも７６．２ｍｍ（約３インチ）の直径を有し、約２５００ｃｍ^-2未満の１ｃらせん転位密度を有するＳｉＣの半導体前駆体ウェハである。

別の態様において、本発明は、種結晶を用いた昇華成長システムにおいて少なくとも７６．２ｍｍ（約３インチ）の直径を有し、約２５００ｃｍ^-2未満の１ｃらせん転位密度を有するＳｉＣの高品質単結晶ウェハの使用方法である。

さらなる別の態様において、本発明は、少なくとも７６．２ｍｍ（約３インチ）の直径を有し、約２５００ｃｍ^-2未満の１ｃらせん転位密度を有するＳｉＣの種単結晶に作られたパワーデバイスである。

本発明は、高品質炭化珪素ウェハに関する。特に、本発明は、種結晶を用いた昇華を用いてこのようなウェハの成長を高めるためのいくつかの技術を取り入れる。

１つの態様において、本発明は、少なくとも７６．２ｍｍ（約３インチ）の直径を有し、約２０００ｃｍ^-2未満、より好ましくは、約１５００ｃｍ^-2未満、最も好ましくは、約１０００ｃｍ^-2未満の１ｃらせん転位密度を有するＳｉＣの高品質単結晶ウェハである。単結晶ＳｉＣのポリタイプは、３Ｃ、４Ｈ、６Ｈ、または、１５Ｒであることが好ましい。

種結晶の直径および厚みの比例寸法について考慮する際、パーセンテージ、分数、または比率のいずれの表記であっても、本発明により提供される改良との関連で、これらの比は、本明細書に記載するより大きな直径の種結晶との関連で進歩的な意味を有することを理解されたい。

したがって、いくつかの実施形態において、本発明は、一般的に、５０．８ｍｍ（２インチ）、７６．２ｍｍ（３インチ）、および１００ｍｍ直径の単結晶が好ましいという直径の観点から、結晶の絶対寸法を含む方法で、関連する実施形態において本明細書に記載され請求される。

図１は、本発明によるウェハ２のマップである。適切に計数すると、ウェハの平均１ｃらせん転位密度は、１１９０ｃｍ^-2であった。図１に示すように、本発明による結晶の測定可能なエリアは、１０００ｃｍ^-2未満、場合によっては、５００ｃｍ^-2未満の欠陥密度を示す。このように、「未満」という表現を本明細書で使用する場合、この表現は、測定された態様と、予測の態様との両方を有することを理解されたい。測定された態様（例えば、図１）の他に、さらに少ない欠陥を示す結晶もあることが予測される。その結果、本明細書において使用される「未満」という語句は、５００〜２５００ｃｍ^-2などの範囲も含む（が、これに限定されるものではない）。

別の態様において、本発明は、高品質の半導体前駆体ウェハである。ウェハは、少なくとも約３インチの直径を有し、２５００ｃｍ^-2未満の表面の１ｃらせん転位密度を有する、４Ｈポリタイプの炭化珪素ウェハである。全１ｃらせん転位の総数は、らせん転位欠陥を優先的に強調するエッチング後の表面上の全１ｃらせん転位の総数を表す。エッチングは、溶融水酸化カリウムエッチングであることが好ましい。

さらなる別の態様において、本発明は、４Ｈポリタイプ、少なくとも約３インチの直径を有し、およびウェハの表面上の１２３，７００個未満の１ｃらせん転位を有する高品質の炭化珪素半導体前駆体ウェハである。再度言うが、表面１ｃらせん転位は、溶融水酸化カリウムエッチング後の総数を表す。

図２に略図的に示す別の態様において、本発明は、４Ｈポリタイプと、少なくとも約３インチの直径と、２５００ｃｍ^-2未満の表面上の１ｃらせん転位密度とを有する、高品質の炭化珪素半導体前駆体ウェハ４である。ウェハは、表面上の位置にあるＩＩＩ族窒化物層６をさらに有する。ＩＩＩ族窒化物層６は、ＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＡｌＮ、ＡｌＩｎＧａＮ、ＩｎＮ、およびＡｌＩｎＮの１つ以上であることが好ましい。

ＩＩＩ族窒化物の成長および電子特性は、一般に、当分野でよく理解されている。炭化珪素基板上のＩＩＩ族窒化物層は、あるタイプの発光ダイオード（ＬＥＤ）の基本的な特徴である。他の所望の要因の中で、ＩＩＩ族元素（例えば、ＩｎｘＧａｙＮ１−ｘ−ｙ）の原子分率は、組成のバンドキャップを（制限値内で）調整することで、結果的に得られる放射周波数、ひいては、ＬＥＤの色を同様に調整する。

図３を参照すると、本発明は、少なくとも約３インチの直径を有し、２５００ｃｍ^-2未満のウェハの表面上の１ｃらせん転位密度を有するＳｉＣ種結晶９上にある複数の炭化珪素半導体デバイス前駆体８である。ウェハは、ウェハのいくつかの部分上に、複数のＩＩＩ族窒化物エピタキシャル層１０をそれぞれさらに有する。好ましいＩＩＩ族窒化物エピタキシャル層は、ＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＡｌＮ、ＡｌＩｎＧａＮ、ＩｎＮ、およびＡｌＩｎＮから個々に選択される。

別の態様において、本発明は、種結晶を用いた昇華システムにおいて高品質の炭化珪素バルク単結晶を製造する方法であり、この改良方法は、少なくとも約３インチの直径を有し、約２５００ｃｍ^-2未満の１ｃらせん転位密度を有するＳｉＣブールを成長させ、その後、好ましくは機械的に、ＳｉＣブールをウェハにスライシングすることを含み、各ウェハは、表面上に約２５００ｃｍ^-2未満の１ｃらせん転位密度を有する。ウェハの厚みは、約０．５ｍｍであることが好ましい。

次いで、ＳｉＣウェハを研磨しエッチングすることが好ましいこともある。好ましい研磨は、化学機械研磨であり、好ましいエッチングは、溶融ＫＯＨエッチングである。エッチングは、表面上の欠陥をハイライトするために実行され、種結晶を用いた昇華の先行ステップとして不要である。このように、昇華成長は、典型的に、エッチングされていない研磨された種結晶上に実行される。

当分野で知られているように、ＳｉＣブールは、種結晶を用いた昇華システムにおいて成長されることが好ましい。ブールがウェハにスライスされた後、今度はウェハが、炭化珪素単結晶を種結晶を用いて昇華成長させる際の種結晶として使用されてもよい。

本明細書の背景技術の部分で述べたように、種結晶を用いて炭化珪素を昇華成長させる一般的態様は、一般に、長年にわたって充分に確立されてきた。さらに、特に、炭化珪素などの困難な材料系での結晶成長に精通した人であれば、所与の技術の詳細は、一般的に意図的に、関連する状況に応じて変動し得るし、変動するであろうことを認識するであろう。したがって、本明細書の記載は、当業者であれば、必要以上の実験を行うことなく、本明細書の開示に基づいて、本発明の改良を実行することができるであろうという認識のもとに、一般的かつ概略的な意味で最も適切に与えられたものである。

本発明について記載する際、多数の技術が開示されることを理解されたい。これらの各々は、個々に有益な点を有し、また、他の開示された技術の１つ以上、または場合によってはすべてとともに各々が使用され得る。したがって、明確に示すために、本願の記載では、個々のステップのあらゆる可能な組み合わせを不要に繰り返すことを控えている。しかしながら、本明細書および特許請求の範囲は、このような組み合わせがすべて本発明の範囲および特許請求の範囲内のものであるという理解とともに読み取られるべきものである。

図４は、本発明において有用であると考えられるタイプの種結晶を用いた昇華成長用の昇華システムの断面略図である。システムは、大まかに参照番号１２で示されている。ほとんどの典型的なシステムにおけるように、システム１２は、グラファイトサセプタ、またはるつぼ１４と、コイル１６を介して電流が印加されたときにサセプタ１４を加熱する複数の誘導コイル１６とを含む。他の形態において、抵抗加熱を組み込むシステムもある。これらの結晶成長技術に精通した人であれば、システムがいくつかの状況、例えば、水冷式容器に封入され得ることを理解されたい。さらに、サセプタ１４と連通した少なくとも１つのガス入口および出口（図示せず）が、種結晶を用いた昇華システム１２に含まれる。しかしながら、このようなさらなる封入は、本発明にはあまり関係がなく、本明細書において、図面および記述が明確になりやすいように省略している。さらに、当業者であれば、本明細書に記載するタイプの炭化珪素昇華システムが、商業的に、および必要または適切であり得るようにカスタム方式で作られるように入手可能であることを認識されたい。したがって、これらのシステムは、必要以上の実験を行うことなく、当業者によって選択または設計され得る。

サセプタ１４は、典型的に、絶縁体１８によって取り囲まれ、そのうちのいくつかの部分を図４に示す。図４は、サイズと配置においておおむね一貫するように絶縁体を示しているが、当業者であれば、絶縁体１８の配置および量は、サセプタ１４に沿って所望の熱勾配（軸方向および半径方向の両方）を与えるように使用され得ることを理解するであろうし、認識されたい。再度言うが、簡潔に示すために、これらの可能な入れ替えについては、本明細書において説明しない。

サセプタ１４は、炭化珪素パウダーソース２０を収容する１つ以上の部分を含む。このようなパウダーソース２０は、最も一般的に、炭化珪素用の種結晶を用いた昇華成長技術において使用されるが、これに限定されるものではない。図４は、サセプタ１４の下側部分に収容されているようなパウダーソース２０を示し、これは、１つの典型的な配列である。別のよく知られている変形例として、ソースパウダーが、図４に示す配設よりもサセプタ１４の内部のより広い部分を取り囲んだ垂直方向の円筒状配列にソースパウダーを分配するシステムもある。本明細書に記載する本発明は、両方のタイプの機器を使用して適切に実行され得る。

炭化珪素種結晶が参照番号２２で示され、典型的に、サセプタ１４の上側部分に配置される。種結晶２２は、少なくとも約７５ｍｍの直径を有し、表面上に約２５ｃｍ^-2未満のマイクロパイプ密度を有する単結晶ＳｉＣ種結晶であることが好ましい。種結晶を用いた昇華成長中に種結晶２２上に成長結晶２６が堆積される。

種結晶ホルダ２４が、典型的に、サセプタ１４に種結晶ホルダ２４を適切に取り付けた状態にして、種結晶２２を適所に保持する。これは、様々な静止またはねじ式配列を含み得る。図４に示す配向において、種結晶ホルダ２４の上側部分は、典型的に、サセプタ１４、好ましくは、グラファイトるつぼの最上部分にねじ山を含むことで、種結晶ホルダ２４をサセプタ１４の上部内に差し込んで、種結晶２２を所望の位置に保持してもよい。種結晶ホルダ２４は、グラファイト種結晶ホルダであることが好ましい。

種結晶２２に最小のねじり力をかけながら、種結晶２２をるつぼ１４に配置することが好ましいこともあり、このようにすることで、種結晶２２に望ましくない熱的な差をもたらしてしまうこともある結晶の反りや撓みをねじり力が生じさせなくなる。

いくつかの実施形態において、種結晶２２を取り付ける前に、種結晶ホルダ２４をアニールすることが望ましい場合もある。昇華成長前に種結晶ホルダ２４をアニールすることで、種結晶ホルダ２４は、ＳｉＣ昇華温度での結晶成長中に著しい歪みを受けなくなる。また、種結晶ホルダ２４をアニールすることで、種結晶２２にわたった温度差が最小限に抑えられるか、またはなくなり、このような温度差には、成長している結晶にある欠陥を引き起こし伝播してしまう傾向がある。種結晶ホルダ２４をアニールする好ましいプロセスは、少なくとも約３０分間、２５００度程度の温度でアニールすることを含む。

いくつかの実施形態において、昇華システム１２にドーパント原子を含むことが好ましい場合もある。種結晶を用いた昇華システム１２にドーパントガスを導入することで、成長結晶にドーパント原子が取り込まれる。ドーパントは、アクセプタまたはドナーの能力に合わせて選択される。ドナードーパントは、ｎ型導電性を備えたものであり、アクセプタドーパントは、ｐ型導電性を備えたものである。好ましいドーパント原子は、ｎ型およびｐ型のドーパント原子を含む。特に好ましいｎ型ドーパントは、Ｎ、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、およびそれらの混合物を含む。特に好ましいｐ型ドーパントは、Ｂ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｌ、およびそれらの混合物を含む。

昇華成長の一般的なスキームは、本明細書の背景技術の部分のほか、当業者に周知の他のソースにも簡潔に示されている。典型的に、サセプタ１４が応答する周波数を有する電流が、誘導コイル１６を流れて、グラファイトサセプタ１４を加熱する。絶縁体１８の量および配置は、サセプタ１４が、典型的に、約２０００℃を超える昇華温度までパウダーソース２０を加熱すると、パウダーソース２０と成長結晶２６との間に熱勾配を生じるように選択される。熱勾配は、種結晶２２、その後、成長結晶の温度を炭化珪素ソースの温度付近であるが、それよりも低い温度に維持するように確立されることで、炭化珪素が昇華して（Ｓｉ、Ｓｉ₂Ｃ、およびＳｉＣ₂）、最初に種結晶の上に、その後、成長結晶の上に凝縮すると生成される蒸発した化学種を熱力学的に促進させる。例えば、米国特許第４，８６６，００５号を参照されたい。

所望の結晶サイズに達した後は、システムの温度を約１９００℃より低くした後、圧力を５．３３×１０⁴Ｐａ（約４００トル）より高い圧力まで上昇させることによって、成長を終了させる。

昇華成長プロセスの完了後、結晶をアニールすることがさらに望ましいこともある。結晶は、典型的に、約３０分の期間、成長温度またはそれ以上の温度でアニールされてもよい。

明確にするために、「熱勾配」という単数形の用語を本明細書において使用するが、当業者であれば、サセプタ１４にはいくつかの勾配が共存することが望ましい場合もあり、軸方向と半径方向の勾配として、または複数の等温線として細かく分類することもできることを理解されたい。

温度勾配および他の条件（圧力、キャリアガスなど）が適切に維持されれば、全体的な熱力学的現象により、蒸発した化学種が、最初に種結晶２２上に凝縮し、その後、種結晶２２と同じポリタイプにある成長結晶２６上に凝縮するように促進される。

背景技術におおむね述べたように、電子デバイスの性能特性は、典型的に、様々なデバイス部分の結晶品質が高まるにつれ向上する。このように、本発明のウェハの欠陥低減特性により、同様に、改良されたデバイスが得られる。このように、別の態様において、本発明は、低欠陥３インチ炭化珪素ウェハ上に形成された複数の電界効果トランジスタである。各電界効果トランジスタは、少なくとも約３インチの直径を有し、２５００ｃｍ^-2未満の１ｃらせん転位密度を有するバルク単結晶炭化珪素基板ウェハを含む。

別の態様において、本発明は、低欠陥３インチ炭化珪素基板４４上に形成された複数の金属酸化膜半導体電界効果トランジスタ（ＭＯＳＦＥＴ）４２である。図５は、基本的なＭＯＳＦＥＴ構造の略図的断面図である。各ＭＯＳＦＥＴ ４２は、少なくとも約３インチの直径を有し、２５００ｃｍ^-2未満の１ｃらせん転位密度を有するバルク単結晶炭化珪素基板ウェハ４４を含む。バルク単結晶基板４４は、互いに対向する第１の表面４８と第２の表面５０とをそれぞれ含む。基板上のエピタキシャル層が、ソース５２、チャネル５６、およびドレイン５４の部分をそれぞれ有し、チャネル５６は、酸化物層６２を通ってゲートコンタクト６４によって制御される。ソースおよびドレインコンタクト５８、６０はそれぞれ、ソースおよびドレイン部分５２、５４上にある。ＭＯＳＦＥＴ、およびＭＯＳＦＥＴの組み合わせおよび変形例の構造および動作は、当分野でよく理解されているものであり、したがって、図５およびその記載は、請求された本発明を制限するものではなく、例示的なものである。

図６を参照すると、別の態様において、本発明は、低欠陥３インチ炭化珪素上に形成された複数の金属半導体電界効果トランジスタ（ＭＥＳＦＥＴ）６６である。各ＭＥＳＦＥＴ６６は、少なくとも約３インチおよび約２５００ｃｍ^-2未満の１ｃらせん転位密度を有するバルク単結晶炭化珪素基板ウェハ６８を含む。基板６８は、互いに対向する第１の表面７０と、第２の表面７２とをそれぞれ含む。基板６８の第１の表面７０上に、導電チャネル７４が位置する。オームソース７６およびドレイン７８コンタクトが、導電チャネル７４上に位置する。金属ゲートコンタクト８０にバイアスがかけられるときにアクティブチャネルを形成するための導電チャネル７４上にあるソース７６とドレイン７８との間に、金属ゲートコンタクト８０が位置する。

当分野で知られているように、本発明による炭化珪素ウェハ上に、２つ以上のタイプのデバイスが配置されてもよい。含まれてもよいさらなるデバイスは、接合電界効果トランジスタ、ヘテロ電界効果トランジスタ、ダイオード、および当分野で公知の他のデバイスである。これら（および他の）デバイスの構造および動作は、当分野でよく理解されているものであり、必要以上の実験を行うことなく、本明細書に記載され請求されている基板を使用して実施され得る。

本明細書および図面に、本発明の典型的な実施形態を開示してきた。特定の用語は、一般的かつ説明的な意味でのみ使用したにすぎず、限定的なものではない。本発明の範囲は、特許請求の範囲において示される。

本発明によるＳｉＣウェハのマップである。 本発明による半導体前駆体ウェハである。 本発明による複数の半導体前駆体デバイスである。 本発明による種結晶を用いた昇華システムの略図的断面図である。 本発明による金属酸化膜半導体電界効果トランジスタの略図的断面図である。 本発明による金属半導体電界効果トランジスタの略図的断面図である。

Claims (38)

1. 少なくとも７６．２ｍｍ（約３インチ）の直径を有し、約２５００ｃｍ^-2未満の１ｃらせん転位密度を有するＳｉＣの高品質単結晶ウェハ。
2. 約２０００ｃｍ^-2未満の１ｃらせん転位密度を有する、請求項１に記載の単結晶ＳｉＣウェハ。
3. ４Ｈポリタイプを有し、２０００ｃｍ^-2未満の表面上の１ｃらせん密度を有する請求項１に記載の炭化珪素ウェハ。
4. 前記表面１ｃらせん転位密度が、１ｃらせん転位欠陥を優先的に強調するエッチングの後の前記表面上の１ｃらせん転位の総数を表す請求項３に記載の高品質半導体前駆体ウェハ。
5. 前記表面１ｃらせん転位密度が、溶融水酸化カリウムにおける表面のエッチングの後の前記表面の全１ｃらせん転位の総数を表す請求項４に記載の高品質半導体前駆体ウェハ。
6. 前記１ｃらせん転位密度が、約１５００ｃｍ^-2未満である請求項１に記載のＳｉＣ結晶。
7. 前記１ｃらせん転位密度が、約１２００ｃｍ^-2未満である請求項１に記載のＳｉＣ結晶。
8. 前記結晶が、３Ｃ、４Ｈ、６Ｈ、２Ｈ、および１５Ｒポリタイプからなる群から選択されるポリタイプを有する請求項１に記載のＳｉＣ結晶。
9. 少なくとも７６．２ｍｍ（約３インチ）の直径を有する炭化珪素ウェハを備え、
   前記ウェハが４Ｈポリタイプを有し、
   前記ウェハが、その表面上に１２３，７００個未満の１ｃらせん転位を有する高品質半導体前駆体ウェハ。
10. ４Ｈポリタイプを有し、前記炭化珪素ウェハの前記表面上のＩＩＩ族窒化物層を有する請求項１に記載の炭化珪素ウェハ。
11. 前記ＩＩＩ族窒化物層が、ＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＡｌＮ、ＡｌＩｎＧａＮ、ＩｎＮ、ＡｌＩｎＮ、およびこれらの混合物からなる群から選択される請求項１０に記載の半導体前駆体ウェハ。
12. 複数の半導体デバイス前駆体を規定する前記ウェハのいくつかの部分上に複数のそれぞれのＩＩＩ族窒化物エピタキシャル層を有する請求項１に記載の炭化珪素ウェハ。
13. 互いに対向する第１および第２のそれぞれの表面を有するバルク単結晶と、前記炭化珪素基板上の複数のデバイスとを備え、前記デバイスの各々が、
    前記基板上に位置し、前記エピタキシャル層を第１の導電型にするための適切なドーパント原子の濃度と、それぞれのソース、チャネル、およびドレイン部分とを有する、エピタキシャル層と、
    前記チャネル部分上の金属酸化物層と、
    前記金属酸化物層上の金属ゲートコンタクトであって、バイアスがかけられるときにアクティブチャネルを形成するための金属ゲートコンタクトとを備える請求項１に記載のウェハ。
14. 互いに対向する第１および第２のそれぞれの表面を有するバルク単結晶と、前記炭化珪素基板上の複数のデバイスとを備え、前記デバイスの各々が、
    前記基板上の導電チャネルと、
    前記導電チャネル上のソースおよびドレインと、
    前記導電チャネル上のソースとドレインとの間にある金属ゲートコンタクトであって、バイアスがかけられるときにアクティブチャネルを形成するための金属ゲートコンタクトとを備える請求項１に記載のウェハ。
15. 互いに対向する第１および第２のそれぞれの表面を有するバルク単結晶と、
    前記単結晶炭化珪素基板上に位置付けられた複数の接合電界効果トランジスタとを備える請求項１に記載のウェハ。
16. それぞれの第１および第２の表面を互いに対向させたバルク単結晶と、
    前記単結晶炭化珪素基板上に位置付けられた複数のヘテロ電界効果トランジスタとを備える請求項１に記載のウェハ。
17. 互いに対向する第１および第２のそれぞれの表面を有するバルク単結晶と、
    前記単結晶炭化珪素基板上に位置付けられた複数のダイオードとを備える請求項１に記載のウェハ。
18. ＳｉＣの高品質単結晶のウェハを形成する方法であって、
    ７６．２ｍｍ（約３インチ）よりわずかに大きい直径を有するＳｉＣブールを形成するステップと、
    表面上に約２５００ｃｍ^-2未満の１ｃらせん転位密度を有するウェハに前記ブールをスライスするステップと、
    その後、前記ウェハを研磨するステップと、
    溶融ＫＯＨ中で前記研磨したウェハをエッチングするステップと、
    前記エッチングしたウェハの表面上の１ｃらせん転位を計数するステップとを含む方法。
19. ＳｉＣブールを形成する前記ステップが、約２０００ｃｍ^-2未満の１ｃらせん転位密度を有するブールを形成するステップを含む請求項１８に記載の方法。
20. ＳｉＣブールを形成する前記ステップが、約１５００ｃｍ^-2未満の１ｃらせん転位密度を有するブールを形成するステップを含む請求項１８に記載の方法。
21. ＳｉＣブールを形成する前記ステップが、約１２００ｃｍ^-2未満の１ｃらせん転位密度を有するブールを形成するステップを含む請求項１８に記載の方法。
22. 溶融ＫＯＨ中で前記研磨したウェハをエッチングする前記ステップが、約１０μｍより大きい深さまで前記ウェハをエッチングするステップを含む請求項１８に記載の方法。
23. 種結晶を用いた昇華システムにおいて炭化珪素の高品質バルク単結晶を製造する方法であって、
    少なくとも７６．２ｍｍ（約３インチ）の直径を有し、表面上に約２０００ｃｍ^-2未満の１ｃらせん転位密度を有するＳｉＣブールを成長させるステップと、
    前記ＳｉＣブールをウェハにスライスするステップとを含み、
    各ウェハが、表面上に約２０００ｃｍ^-2未満の１ｃらせん転位密度を有する方法。
24. ＳｉＣウェハを研磨するステップをさらに含む請求項２３に記載の方法。
25. 前記研磨したＳｉＣウェハを種結晶ホルダに取り付けるステップと、
    前記種結晶ホルダをるつぼに配置するステップと、
    前記るつぼにＳｉＣソースパウダーを配置するステップと、
    周囲空気および他の不純物を除去するために前記るつぼを排気するステップと、
    不活性ガス圧力下に前記るつぼを配置するステップと、
    前記システムをＳｉＣ成長温度まで加熱するステップと、
    ＳｉＣ成長を引き起こすように前記圧力を低減させるステップとをさらに含む請求項２４に記載の方法。
26. 前記ＳｉＣブールをウェハにスライスする前記ステップが、結晶成長軸に沿った機械スライスを含む請求項２３に記載の方法。
27. ＳｉＣブールを成長させる前記ステップが、ＳｉＣの種結晶を用いた昇華成長を含む請求項２３に記載の方法。
28. ＳｉＣブールを成長させる前記ステップが、３Ｃ、４Ｈ、６Ｈ、および１５Ｒポリタイプからなる群から選択される単一のポリタイプを有するブールを成長させるステップを含む請求項２３に記載の方法。
29. 前記ＳｉＣ種結晶を種結晶ホルダに取り付ける前記ステップが、前記種結晶をグラファイト種結晶ホルダに配置するステップを含み、るつぼの種結晶ホルダ上にＳｉＣ種結晶を配置する前記ステップが、グラファイトるつぼに前記種結晶を配置するステップを含む請求項２３に記載の方法。
30. 前記るつぼの不活性ガス圧力を５．３３×１０⁴Ｐａ（約４００トル）より高くまで増大させ、その温度を約１９００℃より低い温度まで低下させることによって、成長を停止するステップをさらに含む請求項２３に記載の方法。
31. 不活性ガス圧力下に前記るつぼを配置する前記ステップが、希ガス、Ｎ₂およびそれらの混合物からなる群から選択される不活性ガスを導入するステップを含む請求項２３に記載の方法。
32. 前記システムをＳｉＣ成長温度へ加熱するステップが、約１９００〜２５００℃の温度まで加熱するステップを含む請求項２３に記載の方法。
33. ドーパントを前記ＳｉＣ単結晶内に取り込むために、前記種結晶を用いた昇華システムにドーパントガスを導入するステップをさらに含む請求項２３に記載の方法。
34. 前記結晶成長プロセスの完了後、結晶をアニールするステップをさらに含む請求項２３に記載の方法。
35. ＳｉＣウェハを種結晶ホルダに取り付ける前記ステップが、約１２００ｃｍ^-2未満の１ｃらせん密度を有するＳｉＣ種結晶を取り付けるステップを含む請求項２３に記載の方法。
36. 前記ウェハを研磨する前記ステップが、化学機械研磨を含む請求項１８または請求項２４に記載の方法。
37. 前記研磨したＳｉＣウェハをエッチングする前記ステップが、溶融ＫＯＨエッチングプロセスを含む請求項２４に記載の方法。
38. 前記ＳｉＣブールをウェハにスライスするステップが、前記ブールを約０．５ｍｍの厚みを有するウェハにスライスするステップを含む請求項２３に記載の方法。

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