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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2022131919
(43)【公開日】2022-09-07
(54)【発明の名称】ＳｉＣ複合基板
(51)【国際特許分類】
C30B 25/18 20060101AFI20220831BHJP
C30B 29/38 20060101ALI20220831BHJP
【ＦＩ】
C30B25/18
C30B29/38 D
【審査請求】未請求
【請求項の数】8
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2021031170
(22)【出願日】2021-02-26
(71)【出願人】
【識別番号】000004064
【氏名又は名称】日本碍子株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100113365
【弁理士】
【氏名又は名称】高村 雅晴
(74)【代理人】
【識別番号】100209336
【弁理士】
【氏名又は名称】長谷川 悠
(74)【代理人】
【識別番号】100218800
【弁理士】
【氏名又は名称】河内 亮
(72)【発明者】
【氏名】福井 宏史
(72)【発明者】
【氏名】松島 潔
(72)【発明者】
【氏名】吉川 潤
【テーマコード（参考）】
4G077
【Ｆターム（参考）】
4G077AA03
4G077BE08
4G077BE15
4G077DB08
4G077ED04
4G077ED06
4G077TK01
4G077TK13
(57)【要約】
【課題】ＧａＮ結晶を成膜するためのベース基板として、結晶性が高くクラックが抑制されたＧａＮ結晶を安価に得ることができるＳｉＣ複合基板を提供する。
【解決手段】多結晶ＳｉＣ層と、多結晶ＳｉＣ層上の厚さ１．０～３０μｍの単結晶ＳｉＣ層とを備えた、ＳｉＣ複合基板。
【選択図】なし
【解決手段】多結晶ＳｉＣ層と、多結晶ＳｉＣ層上の厚さ１．０～３０μｍの単結晶ＳｉＣ層とを備えた、ＳｉＣ複合基板。
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
多結晶ＳｉＣ層と、前記多結晶ＳｉＣ層上の厚さ１．０～３０μｍの単結晶ＳｉＣ層とを備えた、ＳｉＣ複合基板。
【請求項2】
前記単結晶ＳｉＣ層の厚さが２．０～３０μｍである、請求項１に記載のＳｉＣ複合基板。
【請求項3】
前記多結晶ＳｉＣ層の厚さが１００～５０００μｍである、請求項１又は２に記載のＳｉＣ複合基板。
【請求項4】
前記単結晶ＳｉＣ層の多形が３Ｃである、請求項１～３のいずれか一項に記載のＳｉＣ複合基板。
【請求項5】
前記多結晶ＳｉＣ層が希土類元素をさらに含む、請求項１～４のいずれか一項に記載のＳｉＣ複合基板。
【請求項6】
前記希土類元素が、Ｙ及び／又はＳｍである、請求項５に記載のＳｉＣ複合基板。
【請求項7】
前記希土類元素がＹである、請求項５又は６に記載のＳｉＣ複合基板。
【請求項8】
前記多結晶ＳｉＣ層における、前記希土類元素の含有量の、前記希土類元素、Ｓｉ及びＣの合計含有量に対する重量比が、０．０００２０～０．２０である、請求項５～７のいずれか一項に記載のＳｉＣ複合基板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、ＳｉＣ複合基板に関する。
【背景技術】
【0002】
近年、窒化ガリウム（ＧａＮ）等を用いた半導体デバイスが実用化されている。ＧａＮ結晶は、例えばハイドライド気相成長法（ＨＶＰＥ法）、有機金属化学気相成長法（ＭＯＣＶＤ法）等の気相成長法により形成することができる。
【0003】
このような半導体デバイスにおいて、材料中にクラックが少なく結晶性が高い方が、良好な特性を得ることができると知られている。例えば、成膜用のベース基板とその上に形成するＧａＮのような半導体膜との格子定数の差や熱膨張係数の差が、半導体膜のクラックの程度や結晶性に影響を与えることが知られている。
【0004】
これに関し、ＧａＮ結晶の製造に用いられるベース基板としては、様々なものが用いられており、例えばサファイア基板、Ｓｉ基板、ＳｉＣ基板、Ｓｉ基板上にＳｉＣを成膜したもの、サファイアやＳｉ基板上にバッファ層を設けたもの等が用いられている。これらのうち、例えばサファイア基板やＳｉ基板は、ＧａＮとの格子定数の差及び熱膨張係数の差が大きく、ＧａＮ結晶と基板との界面において歪みが生じ、当該歪みによりＧａＮ結晶にクラックが生じる問題があった。ＳｉＣ基板としてはＳｉＣ単結晶が用いられるが、ＳｉＣ単結晶基板はＧａＮとの格子定数の差及び熱膨張係数の差は比較的小さいため、ＧａＮ結晶のクラックを比較的抑制できるが、高価であるため製造コストが高くなる問題があった。Ｓｉ基板上にＳｉＣを成膜したものについては、成膜面のＳｉＣはＧａＮとの格子定数の差は小さいものの、ベース基板にＳｉ基板が含まれるため、基板とＧａＮとの熱膨張係数の差が大きくなり、クラックを十分に低減させることはできない問題があった。サファイアやＳｉ基板上にバッファ層を設けたものについては、例えば特許文献１（特許第５４３３９０９号公報）には、Ｓｉ基板上にＡｌＮ（厚さ５ｎｍ）／ＧａＮ（厚さ２０ｎｍ）の極薄膜ペアを数１００層積層することで反りやクラックの程度が比較的緩和すると記載がある。しかし、このような製造方法では工程が煩雑になりコストが高くなる問題があった。
【0005】
また、例えば特許文献２（特許第６３８７３７５号公報）には、単結晶ＳｉＣ基板と多結晶ＳｉＣ基板とを備える半導体基板が開示されている。イオン注入を行った単結晶層の一部を剥離することで、多結晶ＳｉＣ基板上に薄い単結晶ＳｉＣ基板を備えた半導体基板を得ている。しかし、イオン注入をした場合は、得られる単結晶ＳｉＣ基板が薄くなるため、ＧａＮ結晶成膜時に多結晶ＳｉＣの影響を受け、ＧａＮ結晶の結晶性が悪くなることが考えられる。
【0006】
その他にも、例えば特許文献３（特許第３２５４５５７号公報）には、α－ＳｉＣ単結晶と、非晶質もしくはβ－ＳｉＣ多結晶基板を密着させた複合体を熱処理して、非晶質もしくはβ－ＳｉＣ多結晶基板を再結晶化することにより、α－ＳｉＣ単結晶基板の結晶軸と同方向に配向された単結晶を一体に成長させている単結晶ＳｉＣが開示されている。しかし、β－ＳｉＣと比べてα－ＳｉＣは、ＧａＮとの格子定数の差が大きく半導体膜のクラックの程度や結晶性に悪影響を与えると考えられる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0007】
【特許文献1】特許第５４３３９０９号公報
【特許文献2】特許第６３８７３７５号公報
【特許文献3】特許第３２５４５５７号公報
【発明の概要】
【0008】
上述のように、成膜用のベース基板とその上に形成するＧａＮのような半導体膜との格子定数の差や熱膨張係数の差が、半導体膜のクラックの程度や結晶性に影響を与えるため、ベース基板として、結晶性が高くクラックが抑制された半導体膜を形成することができる基板が望まれる。また、半導体膜の製造コストも低くすることも望まれる。
【0009】
本発明者らは、今般、多結晶ＳｉＣ層上に所定の厚さの単結晶ＳｉＣ層を備えたＳｉＣ複合基板をベース基板として作製し、そのＳｉＣ複合基板上にＧａＮ結晶を成膜することで、安価に、結晶性が高くクラックが抑制されたＧａＮ結晶を得ることができるとの知見を得た。
【0010】
したがって、本発明の目的は、ＧａＮ結晶を成膜するためのベース基板として、結晶性が高くクラックが抑制されたＧａＮ結晶を安価に得ることができるＳｉＣ複合基板を提供することにある。
【0011】
本発明の一態様によれば、多結晶ＳｉＣ層と、前記多結晶ＳｉＣ層上の厚さ１．０～３０μｍの単結晶ＳｉＣ層とを備えた、ＳｉＣ複合基板が提供される。
【図面の簡単な説明】
【0012】
【図1】エアロゾルデポジション（ＡＤ）装置５０の構成を示す概念図である。
【発明を実施するための形態】
【0013】
ＳｉＣ複合基板
本発明によるＳｉＣ複合基板は、多結晶ＳｉＣ層と、多結晶ＳｉＣ層上の厚さ１．０～３０μｍの単結晶ＳｉＣ層とを備える。このように、多結晶ＳｉＣ層上に所定の厚さの単結晶ＳｉＣ層を備えたＳｉＣ複合基板をベース基板として作製し、そのＳｉＣ複合基板上にＧａＮ結晶を成膜することで、安価に、結晶性が高くクラックが抑制されたＧａＮ結晶を得ることができる。
本発明によるＳｉＣ複合基板は、多結晶ＳｉＣ層と、多結晶ＳｉＣ層上の厚さ１．０～３０μｍの単結晶ＳｉＣ層とを備える。このように、多結晶ＳｉＣ層上に所定の厚さの単結晶ＳｉＣ層を備えたＳｉＣ複合基板をベース基板として作製し、そのＳｉＣ複合基板上にＧａＮ結晶を成膜することで、安価に、結晶性が高くクラックが抑制されたＧａＮ結晶を得ることができる。
【0014】
前述したように、成膜用のベース基板とその上に形成するＧａＮのような半導体膜との格子定数の差や熱膨張係数の差が、半導体膜のクラックの程度や結晶性に影響を与えるため、ベース基板として、結晶性が高くクラックが抑制された半導体膜を得ることができるものが望まれる。また、半導体膜の製造コストも低くすることも望まれる。この点、本発明によれば、多結晶ＳｉＣ層上に所定の厚さの単結晶ＳｉＣ層を備えたＳｉＣ複合基板をベース基板として作製し、そのＳｉＣ複合基板上にＧａＮ結晶を成膜することで、安価に、結晶性が高くクラックが抑制されたＧａＮ結晶を得ることができる。
【0015】
安価に、結晶性が高くクラックが抑制されたＧａＮ結晶を得ることができる理由として想定されるものは以下のとおりである。（ｉ）ＧａＮ結晶が形成される単結晶ＳｉＣ層とＧａＮ結晶とは、熱膨張係数の差が比較的小さく、格子定数の差も小さいため、本発明のＳｉＣ複合基板上に形成されるＧａＮ結晶は結晶性が高くクラックが抑制されたものとすることができる。（ｉｉ）また、本発明のＳｉＣ複合基板は多結晶ＳｉＣ層を備えるが、多結晶は結晶の向きがばらばらであるため熱膨張及び熱収縮の方向もばらばらである。そのため、多結晶ＳｉＣ層の表面に入る歪みもばらばらなものとなり、これが単結晶ＳｉＣ層にも影響して、得られるＧａＮ結晶の結晶性が悪くなる。この影響は単結晶ＳｉＣ層が薄いほど大きくなる。しかし、本発明のＳｉＣ複合基板が備える単結晶ＳｉＣ層は１．０～３０μｍの厚さがあり、多結晶ＳｉＣ層による上記影響を受けにくいため、結晶性が高くクラックが抑制されたＧａＮ結晶を得ることができる。（ｉｉｉ）さらに、本発明のＳｉＣ複合基板は、高価な単結晶ＳｉＣ基板そのものをベース基板に用いる場合等と比較して、安価な多結晶ＳｉＣ層上に単結晶ＳｉＣ層を備えたものであるため、製造コストも低くすることができる。このような理由により、本発明のＳｉＣ複合基板によれば、そのＳｉＣ複合基板上に、安価に、結晶性が高くクラックが抑制された半導体膜を得ることができる。なお、このＳｉＣ複合基板はＧａＮ結晶に限らず、例えばＳｉＣ結晶等の半導体膜として用いられる結晶のベース基板としても使用できる。
【0016】
本発明のＳｉＣ複合基板が備える単結晶ＳｉＣ層の厚さは、１．０～３０μｍである。この厚さは２．０～３０μｍであるのが好ましい。こうすることで、結晶性が高くクラックが抑制されたＧａＮ結晶を効果的に得ることができる。上述したように、単結晶ＳｉＣ層が薄すぎるとＧａＮ結晶の結晶性が悪くなる。理由は定かではないが、以下のようなことが考えられる。多結晶ＳｉＣ層は単結晶と異なり粒子の方位がばらばらのため、多結晶表面の粒子ごとに熱膨張及び熱収縮する方向が異なる。そのため、ＧａＮ結晶の成膜温度に昇温した際や、成膜後に降温する際に、多結晶部の粒子方位のばらつきに起因した面内での不均一な歪みが、多結晶ＳｉＣ層と接している単結晶ＳｉＣ層面内に導入されると考えられる。単結晶ＳｉＣ層が薄いと、ＧａＮ結晶を成膜する単結晶ＳｉＣ層の成膜表面にまでこの歪みの影響が及ぶため、その結果ＧａＮ結晶の結晶性が悪くなる可能性があると考えられる。このような理由から、単結晶ＳｉＣ層の厚さは、１．０μｍ以上である。また、単結晶ＳｉＣ層は厚すぎると製造コストの点で不利になる。そのため、単結晶ＳｉＣ層の厚さは、３０μｍ以下である。
【0017】
このように、単結晶ＳｉＣ層の厚さがＧａＮ結晶の製造コスト、結晶性、及びクラックの程度に影響すると考えられる。ここで、例えば特許文献２（特許第６３８７３７５号公報）には、電気特性を向上させることを目的として、単結晶ＳｉＣ基板と多結晶ＳｉＣ基板とを備える半導体基板が開示されている。イオン注入を行った単結晶層と、支持基板である多結晶ＳｉＣとを接合させ、イオン注入した箇所で単結晶層の一部（大部分）を剥離し、多結晶ＳｉＣ基板上に薄い単結晶ＳｉＣ基板を備えた半導体基板を得ることが記載されている。しかし、イオン注入では一般的に１．０μｍ以上の深い位置を処理することが困難である。そのため、得られた半導体基板が備える単結晶部の厚さは実質的に１．０μｍ以下と推定される。すなわち、ＧａＮ結晶成膜時に多結晶ＳｉＣの影響を受け、結晶性が悪くなることが考えられる。一方で、本発明のＳｉＣ複合基板によれば、上述のとおり、そのＳｉＣ複合基板上にＧａＮ結晶を成膜することで、安価に、結晶性が高くクラックが抑制されたＧａＮ結晶を得ることができる。
【0018】
単結晶ＳｉＣ層の多形（ポリタイプ）は３Ｃであるのが好ましい。すなわち、単結晶ＳｉＣ層はβ－ＳｉＣ単結晶であるのが好ましい。３Ｃ－ＳｉＣを用いることで、単結晶ＳｉＣ層とＧａＮ結晶との格子定数の差が小さくなるため、結晶性が高くクラックが抑制されたＧａＮ結晶を効果的に得ることができる。特に３Ｃ－ＳｉＣの（１１１）面とＧａＮの（００２）面の格子定数差が小さくなる。ここで、例えば特許文献３（特許第３２５４５５７号公報）には、α－ＳｉＣ単結晶と、非晶質もしくはβ－ＳｉＣ多結晶基板を密着させた複合体を熱処理して、非晶質もしくはβ－ＳｉＣ多結晶基板を再結晶化させることにより、α－ＳｉＣ単結晶基板の結晶軸と同方向に配向された単結晶を一体に成長させている単結晶ＳｉＣが開示されている。本発明のＳｉＣ複合基板には、α－ＳｉＣではなくβ－ＳｉＣを用いるのが好ましく、それ故にα－ＳｉＣ単結晶基板の結晶軸と同方向には成長させない（一切成長させない）ようにすることができる。このように、ＳｉＣにはα－ＳｉＣとβ－ＳｉＣとがあるが、これらの結晶構造は前者が六方晶系であるのに対して後者は立方晶系であり、双方の結晶構造が全く異なるため全く別の材料といえる。例えば、β－ＳｉＣは多形が１種類であるのに対し、α－ＳｉＣは２００種類以上の多形が報告されており、単一の多形からなる結晶を得ることは難しい。また安定な温度域も異なり、β－ＳｉＣは比較的低温で安定であるのに対し、α－ＳｉＣはβ－ＳｉＣより高温で安定である。このように、α－ＳｉＣとβ－ＳｉＣは全く別の材料である。
【0019】
本発明のＳｉＣ複合基板が備える多結晶ＳｉＣ層は、希土類元素をさらに含むのが好ましい。多結晶ＳｉＣ層が希土類元素を含むことで、ＳｉＣ複合基板上に成膜されるＧａＮ結晶に発生しうるクラックがより効果的に抑制されると考えられる。この原因は定かではないが、多結晶ＳｉＣ層に希土類元素が適量存在することで多結晶ＳｉＣ層内の歪みが緩和された結果、ＳｉＣ複合基板の反りが緩和されてＧａＮ結晶のクラックが低減すると考えられる。また、好ましくは希土類元素の酸化物を原料として用いることによって、多結晶ＳｉＣ層に希土類元素が含まれると考えられる。希土類元素の酸化物の熱膨張係数はＳｉＣの熱膨張係数より大きく、ＧａＮの熱膨張係数は多結晶ＳｉＣの熱膨張係数より大きい。そのため、希土類元素の酸化物が含まれる多結晶ＳｉＣは、希土類元素の酸化物が無添加の多結晶ＳｉＣと比べて熱膨張係数がＧａＮに近づくと考えられる。これにより、ＳｉＣ複合基板とＧａＮ結晶の熱膨張差による応力が緩和されることでクラックが低減するという可能性も考えられる。
【0020】
多結晶ＳｉＣ層に希土類元素が含まれる場合、希土類元素は、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ及びＬｕの１７種類の元素からなる群より選ばれる少なくとも１種類の元素である。本発明者らは、これらの希土類元素のうち、ＰｍとＴｂ以外の希土類元素の酸化物については、熱膨張係数のデータを取得しており、それら希土類元素の酸化物の熱膨張係数がＳｉＣの熱膨張係数よりも大きいことを確認している。多結晶ＳｉＣ層に含まれる希土類元素は、Ｙ（イットリウム）及び／又はＳｍ（サマリウム）であるのが好ましく、より好ましくはＹである。
【0021】
多結晶ＳｉＣ層に希土類元素が含まれる場合、多結晶ＳｉＣ層における、希土類元素の含有量の、希土類元素、Ｓｉ及びＣの合計含有量に対する重量比が、０．０００２０～０．２０であるのが好ましく、より好ましくは０．００１０～０．１５であり、さらに好ましくは０．００２０～０．１０である。希土類元素の重量比がこのような範囲内であることで、ＳｉＣ複合基板上にてクラックが抑制されたＧａＮ結晶をより効果的に得られると考えられる。上記重量比が０．２０以下であることで、希土類元素が多結晶ＳｉＣ層に存在することによる歪みの影響が顕著になることを防ぎ、より効果的にクラックを低減することができると考えられる。また、希土類元素とＳｉＣの異相が生成するのを抑制できることや、希土類元素の偏析を抑制できること等も、クラックの低減に寄与していると考えられる。
【0022】
本発明のＳｉＣ複合基板が備える多結晶ＳｉＣ層の厚さは、複合基板をハンドリングするという観点では、１００μｍ以上が好ましく、より好ましくは２５０μｍ以上である。コストの観点では多結晶ＳｉＣ層の厚さは、５０００μｍ以下が好ましく、より好ましくは３０００μｍ以下である。よって、複合基板のハンドリング性とコストを両立させるという観点では、多結晶ＳｉＣ層の厚さは１００～５０００μｍであることが好ましく、より好ましくは２５０～３０００μｍである。
【0023】
本発明のＳｉＣ複合基板は多結晶ＳｉＣ層と単結晶ＳｉＣ層を備えるが、単結晶と多結晶の境界は公知の方法で特定できる。例えば、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）を取り付けたＳＥＭにて、ＳｉＣ複合基板の断面の逆極点図方位マッピングを取得することで特定できる。得られた逆極点図方位マッピングより、配向した層を単結晶部分、それ以外を多結晶部分と区別できる。
【0024】
ＳｉＣ複合基板の製造方法
本発明の多結晶ＳｉＣ層と単結晶ＳｉＣ層を備えたＳｉＣ複合基板の製造方法は、特に限定されない。多結晶ＳｉＣ層を単結晶ＳｉＣ層上に直接形成してもよいし、単結晶ＳｉＣ層と多結晶ＳｉＣ層を別々に準備して接合してもよい。
本発明の多結晶ＳｉＣ層と単結晶ＳｉＣ層を備えたＳｉＣ複合基板の製造方法は、特に限定されない。多結晶ＳｉＣ層を単結晶ＳｉＣ層上に直接形成してもよいし、単結晶ＳｉＣ層と多結晶ＳｉＣ層を別々に準備して接合してもよい。
【0025】
単結晶ＳｉＣ層として、市販の単結晶基板を用いてもよいし、Ｓｉ基板等の基板上にＳｉＣをエピタキシャル成長させたものを用いてもよい。
【0026】
多結晶ＳｉＣ層として、市販の多結晶基板を用いてもよいし、ＳｉＣの成形体を焼成して作製してもよい。ＳｉＣの成形体はテープ成形により作成されたテープ成形体でもよいし、一軸プレス等の加圧成形により作成された圧粉体でもよい。焼成方法として常圧で焼成してもよいし、ホットプレスやＨＩＰ等の加圧焼成をしてもよい。
【0027】
単結晶ＳｉＣ層上に多結晶ＳｉＣ層を直接形成する場合の形成方法は、例えば、ＡＤ（エアロゾルデポジション）法、ＨＰＰＤ（超音速プラズマ粒子堆積法）法等の固相成膜法、スパッタリング法、蒸着法、昇華法、各種ＣＶＤ（化学気相成長）法等の気相成膜法、溶液成長法等の液相成膜法が挙げられる。ＣＶＤ法としては、例えば熱ＣＶＤ法、プラズマＣＶＤ法、ミストＣＶＤ法、ＭＯ（有機金属）ＣＶＤ法等を用いることができる。あるいは単結晶ＳｉＣ層上にＳｉＣの成形体を載置する手法でもよい。
【0028】
単結晶ＳｉＣ層と多結晶ＳｉＣ層を別々に準備して接合する場合、接合方法としては、特に限定されるものではないが、接着剤を用いた方法や焼結させる方法等が挙げられる。焼結させるときはホットプレス等を用いて圧力をかけて接合させてもよい。
【0029】
多結晶ＳｉＣ層を用意するにあたり、原料粉末や原料ガスに希土類元素に応じた希土類化合物が含まれるようにすることで、多結晶ＳｉＣ層に希土類元素を含有させることができる。希土類化合物としては、特に限定されるものではないが、上述した１７種類の希土類元素のうちの少なくとも１種類の元素の酸化物、窒化物、炭化物、及びフッ化物等が挙げられる。希土類化合物として希土類元素の酸化物が好ましく、より好ましくはＹの酸化物（酸化イットリウム）やＳｍの酸化物（酸化サマリウム）である。
【0030】
上述のＳｉＣ複合基板の製造方法として、いずれの手法も公知の条件を用いることができるが、以下ではＡＤ法又は熱ＣＶＤ法により単結晶ＳｉＣ層上に多結晶ＳｉＣ層を直接形成する方法及び予め作製した成形体を単結晶ＳｉＣ層上に載置する手法について述べる。
【0031】
ＡＤ法は、微粒子や微粒子原料をガスと混合してエアロゾル化し、このエアロゾルをノズルから高速噴射して基板に衝突させ、被膜を形成する技術であり、常温で被膜を形成できるという特徴を有している。このようなＡＤ法で用いられる成膜装置（ＡＤ装置）の一例を図１に示す。図１に示されるＡＤ装置５０は、大気圧より低い気圧の雰囲気下で原料粉末を基板上に噴射するＡＤ法に用いられる装置として構成されている。このＡＤ装置５０は、原料成分を含む原料粉末のエアロゾルを生成するエアロゾル生成部５２と、原料粉末を単結晶ＳｉＣ層２０に噴射して原料成分を含む膜を形成する成膜部６０とを備えている。エアロゾル生成部５２は、原料粉末を収容し図示しないガスボンベからのキャリアガスの供給を受けてエアロゾルを生成するエアロゾル生成室５３と、生成したエアロゾルを成膜部６０へ供給する原料供給管５４と、エアロゾル生成室５３及びその中のエアロゾルに１０～１００Ｈｚの振動数で振動が付与する加振器５５とを備えている。成膜部６０は、単結晶ＳｉＣ層２０にエアロゾルを噴射する成膜チャンバ６２と、成膜チャンバ６２の内部に配設され単結晶ＳｉＣ層２０を固定する基板ホルダ６４と、基板ホルダ６４をＸ軸－Ｙ軸方向に移動するＸ－Ｙステージ６３とを備えている。また、成膜部６０は、先端にスリット６７が形成されエアロゾルを単結晶ＳｉＣ層２０へ噴射する噴射ノズル６６と、成膜チャンバ６２を減圧する真空ポンプ６８とを備えている。噴射ノズル６６は、原料供給管５４の先端に取り付けられている。
【0032】
ＡＤ法は、成膜条件によって膜中に気孔を生じる場合や、膜が圧粉体となることが知られている。例えば、原料粉末の基板への衝突速度や原料粉末の粒径、エアロゾル中の原料粉末の凝集状態、単位時間当たりの噴射量等に影響を受けやすい。原料粉末の基板への衝突速度に関しては、成膜チャンバ６２と噴射ノズル６６内の差圧や、噴射ノズルの開口面積等に影響を受ける。このため、緻密な多結晶ＳｉＣ層を得るには、これらのファクターを適切に制御することが必要である。
【0033】
熱ＣＶＤ法では、成膜装置は市販のもの等公知のものを利用することができる。原料ガスは特に限定されるものではないが、Ｓｉの供給源としては四塩化ケイ素（ＳｉＣｌ４）ガスやシラン（ＳｉＨ４）ガス、Ｃの供給源としてはメタン（ＣＨ４）ガスやプロパン（Ｃ３Ｈ８）ガス等を用いることができる。成膜温度は１０００～２２００℃が好ましく、１１００～２０００℃がより好ましく、１２００～１９００℃がさらに好ましい。
【0034】
熱ＣＶＤ法を用いて単結晶ＳｉＣ層上に多結晶ＳｉＣ層を形成するには、成膜温度やＳｉ源、Ｃ源のガス流量及びそれらの比率、成膜圧力等が影響することが知られている。成膜温度の影響は大きく、成膜温度は低い方が好ましく、１７００℃未満が好ましく、１５００℃以下がより好ましく、１４００℃以下がさらに好ましい。しかし、成膜温度が低すぎると成膜レート自体も低下するため、成膜レートの観点では成膜温度は高い方が好ましい。
【0035】
ＳｉＣの成形体を単結晶ＳｉＣ層上に載置する手法の場合、多結晶ＳｉＣ層の原料粉末を成形して作製することができる。例えば、プレス成形を用いる場合、多結晶ＳｉＣ層は、プレス成形体である。プレス成形体は、多結晶ＳｉＣ層の原料粉末を公知の手法に基づきプレス成形することで作製可能であり、例えば、原料粉末を金型に入れ、好ましくは１００～４００ｋｇｆ／ｃｍ２、より好ましくは１５０～３００ｋｇｆ／ｃｍ２の圧力でプレスすることにより作製すればよい。また、成形方法に特に限定はなく、プレス成形の他、テープ成形、押出し成形、鋳込み成形、ドクターブレード法及びこれらの任意の組合せを用いることができる。例えば、テープ成形を用いる場合、原料粉末にバインダー、可塑剤、分散剤、分散媒等の添加物を適宜加えてスラリー化し、このスラリーをスリット状の細い吐出口を通過させることにより、シート状に吐出及び成形するのが好ましい。シート状に成形した成形体の厚さに限定はないが、ハンドリングの観点では５～５００μｍであるのが好ましい。また、厚い多結晶ＳｉＣ層が必要な場合はこのシート成形体を多数枚積み重ねて、所望の厚さとして使用すればよい。また、ＳｉＣの成形体は焼結した状態であってもよく、この場合、成形体はＳｉＣ原料の他に、焼結助剤等の添加物を含んでいてもよい。
【実施例0036】
本発明を以下の例によってさらに具体的に説明する。
【0037】
例１
（１）多結晶ＳｉＣ層の作製
ＡＤ成膜用の原料紛体として、市販の微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０：０．７μｍ）を用意した。また、厚さ９００μｍのＳｉ単結晶基板上に３Ｃ－ＳｉＣ膜（単結晶ＳｉＣ層）が３．５μｍエピタキシャル成長された直径約５０ｍｍ（２インチ）の市販の基板を用意した。図１に示すＡＤ装置５０を用いて、上記基板の３Ｃ－ＳｉＣ面上に原料粉末を噴射してＡＤ膜を形成した。
（１）多結晶ＳｉＣ層の作製
ＡＤ成膜用の原料紛体として、市販の微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０：０．７μｍ）を用意した。また、厚さ９００μｍのＳｉ単結晶基板上に３Ｃ－ＳｉＣ膜（単結晶ＳｉＣ層）が３．５μｍエピタキシャル成長された直径約５０ｍｍ（２インチ）の市販の基板を用意した。図１に示すＡＤ装置５０を用いて、上記基板の３Ｃ－ＳｉＣ面上に原料粉末を噴射してＡＤ膜を形成した。
【0038】
ＡＤ成膜条件は以下のとおりとした。まずキャリアガスはＮ２とし、長辺７ｍｍ×短辺０．６ｍｍのスリットが形成されたセラミックス製のノズルを用いて成膜した。ノズルのスキャン条件は、０．６ｍｍ／ｓのスキャン速度で、スリットの長辺に対して垂直且つ進む方向に５６ｍｍ移動、スリットの長辺方向に７ｍｍ移動、スリットの長辺に対して垂直且つ戻る方向に５６ｍｍ移動、スリットの長辺方向且つ初期位置とは反対方向に７ｍｍ移動、とのスキャンを繰り返し、スリットの長辺方向に初期位置から５６ｍｍ移動した時点で、それまでとは逆方向にスキャンを行い、初期位置まで戻るサイクルを１サイクルとし、これを１２００サイクル繰り返した。室温での１サイクルの成膜において、搬送ガスの設定圧力を０．０４ＭＰａ、流量を９Ｌ／ｍｉｎ、チャンバ内圧力を１００Ｐａ以下に調整した。このようにして形成したＡＤ膜の厚さは約３００μｍであった。こうして、Ｓｉ単結晶基板上に形成した３Ｃ－ＳｉＣ膜の面上に多結晶ＳｉＣ層（ＡＤ膜）を形成した。
【0039】
（２）多結晶ＳｉＣ層の研磨
ＡＤ膜を形成した基板をＡＤ装置から取り出し、多結晶ＳｉＣ層成膜面を砥石を用いて＃６０００まで研削して板面を平坦にした。次いで、ダイヤモンド砥粒を用いたラップ加工により、板面を平滑化した。砥粒のサイズを３μｍから０．５μｍまで段階的に小さくしつつ、平坦性を高めた。その後、コロイダルシリカを用いた化学機械研磨（ＣＭＰ）により鏡面仕上げ加工を行った。
ＡＤ膜を形成した基板をＡＤ装置から取り出し、多結晶ＳｉＣ層成膜面を砥石を用いて＃６０００まで研削して板面を平坦にした。次いで、ダイヤモンド砥粒を用いたラップ加工により、板面を平滑化した。砥粒のサイズを３μｍから０．５μｍまで段階的に小さくしつつ、平坦性を高めた。その後、コロイダルシリカを用いた化学機械研磨（ＣＭＰ）により鏡面仕上げ加工を行った。
【0040】
（３）Ｓｉ基板の除去
次に、Ｓｉ基板面を砥石を用いて＃６０００まで研削して板面を平坦にした。次いで、ダイヤモンド砥粒を用いたラップ加工により、板面を平滑化した。砥粒のサイズを３μｍから０．５μｍまで段階的に小さくしつつ、平坦性を高めた。その後、コロイダルシリカを用いた化学機械研磨（ＣＭＰ）により鏡面仕上げ加工を行い、最終的にＳｉ基板を完全に除去した。こうして、厚さ２．０μｍの３Ｃ－ＳｉＣ膜（単結晶ＳｉＣ層）、及び厚さ約３００μｍの多結晶ＳｉＣ層を備えた、ＳｉＣ複合基板を得た。
次に、Ｓｉ基板面を砥石を用いて＃６０００まで研削して板面を平坦にした。次いで、ダイヤモンド砥粒を用いたラップ加工により、板面を平滑化した。砥粒のサイズを３μｍから０．５μｍまで段階的に小さくしつつ、平坦性を高めた。その後、コロイダルシリカを用いた化学機械研磨（ＣＭＰ）により鏡面仕上げ加工を行い、最終的にＳｉ基板を完全に除去した。こうして、厚さ２．０μｍの３Ｃ－ＳｉＣ膜（単結晶ＳｉＣ層）、及び厚さ約３００μｍの多結晶ＳｉＣ層を備えた、ＳｉＣ複合基板を得た。
【0041】
（４）多結晶ＳｉＣ層の評価
（４－１）表面ＦＥ－ＥＰＭＡ
電子線プローブマイクロアナライザー（ＦＥ－ＥＰＭＡ）（日本電子株式会社製、ＪＸＡ－８５００Ｆ）を用いて、得られたＳｉＣ複合基板の多結晶ＳｉＣ層表面の組成分析をプローブサイズ３０μｍ×３０μｍで実施した。また、この測定は多結晶ＳｉＣ層表面の１０箇所で実施した。このＦＥ－ＥＰＭＡ測定の諸条件は以下のとおりとした。
（４－１）表面ＦＥ－ＥＰＭＡ
電子線プローブマイクロアナライザー（ＦＥ－ＥＰＭＡ）（日本電子株式会社製、ＪＸＡ－８５００Ｆ）を用いて、得られたＳｉＣ複合基板の多結晶ＳｉＣ層表面の組成分析をプローブサイズ３０μｍ×３０μｍで実施した。また、この測定は多結晶ＳｉＣ層表面の１０箇所で実施した。このＦＥ－ＥＰＭＡ測定の諸条件は以下のとおりとした。
【0042】
＜ＦＥ－ＥＰＭＡ測定条件＞
・加速電圧：１５ｋＶ
・照射電流：５０ｎＡ
・加速電圧：１５ｋＶ
・照射電流：５０ｎＡ
【0043】
表面ＦＥ－ＥＰＭＡ測定の結果、多結晶ＳｉＣ層表面において、希土類元素は検出されず、Ｓｉ、Ｃ及びＯが検出された。検出されたＳｉ及びＣの定量値を用いて、多結晶ＳｉＣ層における、希土類元素の含有量の、希土類元素、Ｓｉ及びＣの合計含有量に対する重量比（希土類元素／（希土類元素＋Ｓｉ＋Ｃ））を求めた。なお、各元素の含有量の値は、上記１０箇所測定して得られた値の平均値である。結果を表１に示す。
【0044】
（５）ＧａＮ膜の形成
以上のように作製したＳｉＣ複合基板の３Ｃ－ＳｉＣ膜上に、ＭＯＣＶＤ法によりＧａＮ膜を形成した。ＧａＮ膜の成長においては、Ｇａ原料ガスとしてＴＭＧ（トリメチルガリウム）、Ｎ原料ガスとしてＮＨ３（アンモニア）、並びにキャリアガスとして窒素及び水素を用いた。成膜温度は１１００℃、成膜時間は１時間とした。得られたＧａＮ膜の厚さは約１．０μｍであった。
以上のように作製したＳｉＣ複合基板の３Ｃ－ＳｉＣ膜上に、ＭＯＣＶＤ法によりＧａＮ膜を形成した。ＧａＮ膜の成長においては、Ｇａ原料ガスとしてＴＭＧ（トリメチルガリウム）、Ｎ原料ガスとしてＮＨ３（アンモニア）、並びにキャリアガスとして窒素及び水素を用いた。成膜温度は１１００℃、成膜時間は１時間とした。得られたＧａＮ膜の厚さは約１．０μｍであった。
【0045】
（６）ＧａＮ膜の評価
（６－１）ＧａＮ膜の結晶性
ＸＲＤ装置（Ｂｒｕｋｅｒ－ＡＸＳ製、Ｄ８－ＤＩＳＣＯＶＥＲ）を用いて、ＳｉＣ複合基板上に形成したＧａＮ膜の（００２）面のＸＲＣ測定を実施した。実際には２θ、ω、χ及びφを調整してＧａＮの（００２）面のピークが出るように軸立てを行った後、管電圧４０ｋＶ、管電流４０ｍＡ、アンチスキャッタリングスリット３ｍｍで、ω＝１４．０～２２．０°の範囲、ωステップ幅０．００５°、及び計数時間０．５秒の条件を用いた。また、Ｘ線源にはＧｅ（０２２）非対称反射モノクロメーターでＣｕＫα線を平行単色光化したものを用いた。得られたＧａＮ膜の（００２）面のＸＲＣプロファイルの半値幅は、ＸＲＤ解析ソフトウェア（Ｂｒｕｋｅｒ－ＡＸＳ製、「ＬＥＰＴＯＳ」Ｖｅｒ４．０３）を使用し、プロファイルのスムージングを行った後にピークサーチを行うことにより決定した。得られた結果を以下の評価基準により格付けし、表１に示す。
（６－１）ＧａＮ膜の結晶性
ＸＲＤ装置（Ｂｒｕｋｅｒ－ＡＸＳ製、Ｄ８－ＤＩＳＣＯＶＥＲ）を用いて、ＳｉＣ複合基板上に形成したＧａＮ膜の（００２）面のＸＲＣ測定を実施した。実際には２θ、ω、χ及びφを調整してＧａＮの（００２）面のピークが出るように軸立てを行った後、管電圧４０ｋＶ、管電流４０ｍＡ、アンチスキャッタリングスリット３ｍｍで、ω＝１４．０～２２．０°の範囲、ωステップ幅０．００５°、及び計数時間０．５秒の条件を用いた。また、Ｘ線源にはＧｅ（０２２）非対称反射モノクロメーターでＣｕＫα線を平行単色光化したものを用いた。得られたＧａＮ膜の（００２）面のＸＲＣプロファイルの半値幅は、ＸＲＤ解析ソフトウェア（Ｂｒｕｋｅｒ－ＡＸＳ製、「ＬＥＰＴＯＳ」Ｖｅｒ４．０３）を使用し、プロファイルのスムージングを行った後にピークサーチを行うことにより決定した。得られた結果を以下の評価基準により格付けし、表１に示す。
【0046】
‐評価Ａ：半値幅が４００ａｒｃｓｅｃ．以下であるもの
‐評価Ｂ：半値幅が４００ａｒｃｓｅｃ．を超え５００ａｒｃｓｅｃ．以下であるもの
‐評価Ｃ：半値幅が５００ａｒｃｓｅｃ．を超えるもの
‐評価Ｂ：半値幅が４００ａｒｃｓｅｃ．を超え５００ａｒｃｓｅｃ．以下であるもの
‐評価Ｃ：半値幅が５００ａｒｃｓｅｃ．を超えるもの
【0047】
ＧａＮ膜の結晶性評価の結果、（００２）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４００ａｒｃｓｅｃ．以下と、良好な結晶性を示した。
【0048】
（６－２）ＧａＮ膜のクラック数
工業用顕微鏡（ニコン製、ＥＣＬＩＰＳＥ、ＬＶ１５０Ｎ）を用いて、接眼レンズを１０倍、対物レンズを５倍とし、偏光モード及び微分干渉モードにてＧａＮ膜の表面全体を観察し、クラックが確認された場合は対物レンズを１０倍に変更し、画像を取得した。そして、長さ５０μｍ以上のクラックのみ、クラックとしてカウントした。また、あるクラックから別のクラックまでの距離が５００μｍ以下の場合は一つのクラックとみなした。ＧａＮ膜のサイズに関わらず、膜表面の全面でのクラック数（個）を計測し、膜面積２０ｃｍ２当たりのクラック数（個）に換算した。得られた結果を表１に示す。
工業用顕微鏡（ニコン製、ＥＣＬＩＰＳＥ、ＬＶ１５０Ｎ）を用いて、接眼レンズを１０倍、対物レンズを５倍とし、偏光モード及び微分干渉モードにてＧａＮ膜の表面全体を観察し、クラックが確認された場合は対物レンズを１０倍に変更し、画像を取得した。そして、長さ５０μｍ以上のクラックのみ、クラックとしてカウントした。また、あるクラックから別のクラックまでの距離が５００μｍ以下の場合は一つのクラックとみなした。ＧａＮ膜のサイズに関わらず、膜表面の全面でのクラック数（個）を計測し、膜面積２０ｃｍ２当たりのクラック数（個）に換算した。得られた結果を表１に示す。
【0049】
例２
上記（３）において、Ｓｉ基板を除去する際に、３Ｃ－ＳｉＣ膜の厚さを１．１μｍにするようにしたこと以外は、例１と同様の方法でＳｉＣ複合基板の作製、ＧａＮ膜の形成及び各種評価を行った。多結晶ＳｉＣ層表面のＦＥ－ＥＰＭＡ測定の結果、希土類元素は検出されず、Ｓｉ、Ｃ及びＯが検出された。ＧａＮ膜の結晶性を評価したところ、ＧａＮ膜の（００２）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は５００ａｒｃｓｅｃ．以下と、良好な結晶性を示した。結果を表１に示す。
上記（３）において、Ｓｉ基板を除去する際に、３Ｃ－ＳｉＣ膜の厚さを１．１μｍにするようにしたこと以外は、例１と同様の方法でＳｉＣ複合基板の作製、ＧａＮ膜の形成及び各種評価を行った。多結晶ＳｉＣ層表面のＦＥ－ＥＰＭＡ測定の結果、希土類元素は検出されず、Ｓｉ、Ｃ及びＯが検出された。ＧａＮ膜の結晶性を評価したところ、ＧａＮ膜の（００２）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は５００ａｒｃｓｅｃ．以下と、良好な結晶性を示した。結果を表１に示す。
【0050】
例３
上記（３）において、Ｓｉ基板を除去する際に、３Ｃ－ＳｉＣ膜の厚さを３．０μｍにするようにしたこと以外は、例１と同様の方法でＳｉＣ複合基板の作製、ＧａＮ膜の形成及び各種評価を行った。多結晶ＳｉＣ層表面のＦＥ－ＥＰＭＡ測定の結果、希土類元素は検出されず、Ｓｉ、Ｃ及びＯが検出された。ＧａＮ膜の結晶性を評価したところ、ＧａＮ膜の（００２）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４００ａｒｃｓｅｃ．以下と、良好な結晶性を示した。結果を表１に示す。
上記（３）において、Ｓｉ基板を除去する際に、３Ｃ－ＳｉＣ膜の厚さを３．０μｍにするようにしたこと以外は、例１と同様の方法でＳｉＣ複合基板の作製、ＧａＮ膜の形成及び各種評価を行った。多結晶ＳｉＣ層表面のＦＥ－ＥＰＭＡ測定の結果、希土類元素は検出されず、Ｓｉ、Ｃ及びＯが検出された。ＧａＮ膜の結晶性を評価したところ、ＧａＮ膜の（００２）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４００ａｒｃｓｅｃ．以下と、良好な結晶性を示した。結果を表１に示す。
【0051】
例４（比較）
上記（３）において、Ｓｉ基板を除去する際に、３Ｃ－ＳｉＣ膜の厚さを０．９μｍにするようにしたこと以外は、例１と同様の方法でＳｉＣ複合基板の作製、ＧａＮ膜の形成及び各種評価を行った。多結晶ＳｉＣ層表面のＦＥ－ＥＰＭＡ測定の結果、希土類元素は検出されず、Ｓｉ、Ｃ及びＯが検出された。ＧａＮ膜の結晶性を評価したところ、ＧａＮ膜の（００２）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は５００ａｒｃｓｅｃ．を超えており、例１と比較して結晶性が悪かった。結晶性が悪かったため、クラック数の評価は行わなかった。結果を表１に示す。
上記（３）において、Ｓｉ基板を除去する際に、３Ｃ－ＳｉＣ膜の厚さを０．９μｍにするようにしたこと以外は、例１と同様の方法でＳｉＣ複合基板の作製、ＧａＮ膜の形成及び各種評価を行った。多結晶ＳｉＣ層表面のＦＥ－ＥＰＭＡ測定の結果、希土類元素は検出されず、Ｓｉ、Ｃ及びＯが検出された。ＧａＮ膜の結晶性を評価したところ、ＧａＮ膜の（００２）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は５００ａｒｃｓｅｃ．を超えており、例１と比較して結晶性が悪かった。結晶性が悪かったため、クラック数の評価は行わなかった。結果を表１に示す。
【0052】
例５
上記（１）において、ＡＤ成膜用の原料紛体として、市販の微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０：０．７μｍ）を９６．０重量％、及び酸化イットリウム粉末（体積基準Ｄ５０：０．１μｍ）を４．０重量％含むものを用意し、これをＳｉＣボールを使用してエタノール中で２４時間ボールミル混合し、乾燥することで混合粉末を得た。この点以外は、例１と同様の方法でＳｉＣ複合基板の作製、ＧａＮ膜の形成及び各種評価を行った。多結晶ＳｉＣ層表面のＦＥ－ＥＰＭＡ測定の結果、Ｓｉ、Ｃ、Ｏ及び希土類元素としてＹが検出された。ＧａＮ膜の結晶性を評価したところ、ＧａＮ膜の（００２）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４００ａｒｃｓｅｃ．以下と、良好な結晶性を示した。結果を表１に示す。
上記（１）において、ＡＤ成膜用の原料紛体として、市販の微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０：０．７μｍ）を９６．０重量％、及び酸化イットリウム粉末（体積基準Ｄ５０：０．１μｍ）を４．０重量％含むものを用意し、これをＳｉＣボールを使用してエタノール中で２４時間ボールミル混合し、乾燥することで混合粉末を得た。この点以外は、例１と同様の方法でＳｉＣ複合基板の作製、ＧａＮ膜の形成及び各種評価を行った。多結晶ＳｉＣ層表面のＦＥ－ＥＰＭＡ測定の結果、Ｓｉ、Ｃ、Ｏ及び希土類元素としてＹが検出された。ＧａＮ膜の結晶性を評価したところ、ＧａＮ膜の（００２）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４００ａｒｃｓｅｃ．以下と、良好な結晶性を示した。結果を表１に示す。
【0053】
例６
上記（１）において、ＡＤ成膜用の原料紛体として、市販の微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０：０．７μｍ）を９９．９８重量％、及び酸化イットリウム粉末（体積基準Ｄ５０：０．１μｍ）を０．０２重量％含むものを用意し、これをＳｉＣボールを使用してエタノール中で２４時間ボールミル混合し、乾燥することで混合粉末を得た。この点以外は、例１と同様の方法でＳｉＣ複合基板の作製、ＧａＮ膜の形成及び各種評価を行った。多結晶ＳｉＣ層表面のＦＥ－ＥＰＭＡ測定の結果、Ｓｉ、Ｃ、Ｏ及び希土類元素としてＹが検出された。ＧａＮ膜の結晶性を評価したところ、ＧａＮ膜の（００２）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４００ａｒｃｓｅｃ．以下と、良好な結晶性を示した。結果を表１に示す。
上記（１）において、ＡＤ成膜用の原料紛体として、市販の微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０：０．７μｍ）を９９．９８重量％、及び酸化イットリウム粉末（体積基準Ｄ５０：０．１μｍ）を０．０２重量％含むものを用意し、これをＳｉＣボールを使用してエタノール中で２４時間ボールミル混合し、乾燥することで混合粉末を得た。この点以外は、例１と同様の方法でＳｉＣ複合基板の作製、ＧａＮ膜の形成及び各種評価を行った。多結晶ＳｉＣ層表面のＦＥ－ＥＰＭＡ測定の結果、Ｓｉ、Ｃ、Ｏ及び希土類元素としてＹが検出された。ＧａＮ膜の結晶性を評価したところ、ＧａＮ膜の（００２）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４００ａｒｃｓｅｃ．以下と、良好な結晶性を示した。結果を表１に示す。
【0054】
例７
上記（１）において、ＡＤ成膜用の原料紛体として、市販の微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０：０．７μｍ）を９９．９７重量％、及び酸化イットリウム粉末（体積基準Ｄ５０：０．１μｍ）を０．０３重量％含むものを用意し、これをＳｉＣボールを使用してエタノール中で２４時間ボールミル混合し、乾燥することで混合粉末を得た。この点以外は、例１と同様の方法でＳｉＣ複合基板の作製、ＧａＮ膜の形成及び各種評価を行った。多結晶ＳｉＣ層表面のＦＥ－ＥＰＭＡ測定の結果、Ｓｉ、Ｃ、Ｏ及び希土類元素としてＹが検出された。ＧａＮ膜の結晶性を評価したところ、ＧａＮ膜の（００２）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４００ａｒｃｓｅｃ．以下と、良好な結晶性を示した。結果を表１に示す。
上記（１）において、ＡＤ成膜用の原料紛体として、市販の微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０：０．７μｍ）を９９．９７重量％、及び酸化イットリウム粉末（体積基準Ｄ５０：０．１μｍ）を０．０３重量％含むものを用意し、これをＳｉＣボールを使用してエタノール中で２４時間ボールミル混合し、乾燥することで混合粉末を得た。この点以外は、例１と同様の方法でＳｉＣ複合基板の作製、ＧａＮ膜の形成及び各種評価を行った。多結晶ＳｉＣ層表面のＦＥ－ＥＰＭＡ測定の結果、Ｓｉ、Ｃ、Ｏ及び希土類元素としてＹが検出された。ＧａＮ膜の結晶性を評価したところ、ＧａＮ膜の（００２）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４００ａｒｃｓｅｃ．以下と、良好な結晶性を示した。結果を表１に示す。
【0055】
例８
上記（１）において、ＡＤ成膜用の原料紛体として、市販の微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０：０．７μｍ）を８８．０重量％、及び酸化イットリウム粉末（体積基準Ｄ５０：０．１μｍ）を１２．０重量％含むものを用意し、これをＳｉＣボールを使用してエタノール中で２４時間ボールミル混合し、乾燥することで混合粉末を得た。この点以外は、例１と同様の方法でＳｉＣ複合基板の作製、ＧａＮ膜の形成及び各種評価を行った。多結晶ＳｉＣ層表面のＦＥ－ＥＰＭＡ測定の結果、Ｓｉ、Ｃ、Ｏ及び希土類元素としてＹが検出された。ＧａＮ膜の結晶性を評価したところ、ＧａＮ膜の（００２）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４００ａｒｃｓｅｃ．以下と、良好な結晶性を示した。結果を表１に示す。
上記（１）において、ＡＤ成膜用の原料紛体として、市販の微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０：０．７μｍ）を８８．０重量％、及び酸化イットリウム粉末（体積基準Ｄ５０：０．１μｍ）を１２．０重量％含むものを用意し、これをＳｉＣボールを使用してエタノール中で２４時間ボールミル混合し、乾燥することで混合粉末を得た。この点以外は、例１と同様の方法でＳｉＣ複合基板の作製、ＧａＮ膜の形成及び各種評価を行った。多結晶ＳｉＣ層表面のＦＥ－ＥＰＭＡ測定の結果、Ｓｉ、Ｃ、Ｏ及び希土類元素としてＹが検出された。ＧａＮ膜の結晶性を評価したところ、ＧａＮ膜の（００２）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４００ａｒｃｓｅｃ．以下と、良好な結晶性を示した。結果を表１に示す。
【0056】
例９
上記（１）において、ＡＤ成膜用の原料紛体として、市販の微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０：０．７μｍ）を７６．０重量％、及び酸化イットリウム粉末（体積基準Ｄ５０：０．１μｍ）を２４．０重量％含むものを用意し、これをＳｉＣボールを使用してエタノール中で２４時間ボールミル混合し、乾燥することで混合粉末を得た。この点以外は、例１と同様の方法でＳｉＣ複合基板の作製、ＧａＮ膜の形成及び各種評価を行った。多結晶ＳｉＣ層表面のＦＥ－ＥＰＭＡ測定の結果、Ｓｉ、Ｃ、Ｏ及び希土類元素としてＹが検出された。ＧａＮ膜の結晶性を評価したところ、ＧａＮ膜の（００２）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４００ａｒｃｓｅｃ．以下と、良好な結晶性を示した。結果を表１に示す。
上記（１）において、ＡＤ成膜用の原料紛体として、市販の微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０：０．７μｍ）を７６．０重量％、及び酸化イットリウム粉末（体積基準Ｄ５０：０．１μｍ）を２４．０重量％含むものを用意し、これをＳｉＣボールを使用してエタノール中で２４時間ボールミル混合し、乾燥することで混合粉末を得た。この点以外は、例１と同様の方法でＳｉＣ複合基板の作製、ＧａＮ膜の形成及び各種評価を行った。多結晶ＳｉＣ層表面のＦＥ－ＥＰＭＡ測定の結果、Ｓｉ、Ｃ、Ｏ及び希土類元素としてＹが検出された。ＧａＮ膜の結晶性を評価したところ、ＧａＮ膜の（００２）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４００ａｒｃｓｅｃ．以下と、良好な結晶性を示した。結果を表１に示す。
【0057】
例１０
上記（１）において、ＡＤ成膜用の原料紛体として、市販の微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０：０．７μｍ）を７０．０重量％、及び酸化イットリウム粉末（体積基準Ｄ５０：０．１μｍ）を３０．０重量％含むものを用意し、これをＳｉＣボールを使用してエタノール中で２４時間ボールミル混合し、乾燥することで混合粉末を得た。この点以外は、例１と同様の方法でＳｉＣ複合基板の作製、ＧａＮ膜の形成及び各種評価を行った。多結晶ＳｉＣ層表面のＦＥ－ＥＰＭＡ測定の結果、Ｓｉ、Ｃ、Ｏ及び希土類元素としてＹが検出された。ＧａＮ膜の結晶性を評価したところ、ＧａＮ膜の（００２）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４００ａｒｃｓｅｃ．以下と、良好な結晶性を示した。結果を表１に示す。
上記（１）において、ＡＤ成膜用の原料紛体として、市販の微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０：０．７μｍ）を７０．０重量％、及び酸化イットリウム粉末（体積基準Ｄ５０：０．１μｍ）を３０．０重量％含むものを用意し、これをＳｉＣボールを使用してエタノール中で２４時間ボールミル混合し、乾燥することで混合粉末を得た。この点以外は、例１と同様の方法でＳｉＣ複合基板の作製、ＧａＮ膜の形成及び各種評価を行った。多結晶ＳｉＣ層表面のＦＥ－ＥＰＭＡ測定の結果、Ｓｉ、Ｃ、Ｏ及び希土類元素としてＹが検出された。ＧａＮ膜の結晶性を評価したところ、ＧａＮ膜の（００２）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４００ａｒｃｓｅｃ．以下と、良好な結晶性を示した。結果を表１に示す。
【0058】
例１１
上記（１）において、ＡＤ成膜用の原料紛体として、市販の微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０：０．７μｍ）を９６．０重量％、及び酸化サマリウム粉末（体積基準Ｄ５０：０．１μｍ）を４．０重量％含むものを用意し、これをＳｉＣボールを使用してエタノール中で２４時間ボールミル混合し、乾燥することで混合粉末を得た。この点以外は、例１と同様の方法でＳｉＣ複合基板の作製、ＧａＮ膜の形成及び各種評価を行った。多結晶ＳｉＣ層表面のＦＥ－ＥＰＭＡ測定の結果、Ｓｉ、Ｃ、Ｏ及び希土類元素としてＳｍが検出された。ＧａＮ膜の結晶性を評価したところ、ＧａＮ膜の（００２）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４００ａｒｃｓｅｃ．以下と、良好な結晶性を示した。結果を表１に示す。
上記（１）において、ＡＤ成膜用の原料紛体として、市販の微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０：０．７μｍ）を９６．０重量％、及び酸化サマリウム粉末（体積基準Ｄ５０：０．１μｍ）を４．０重量％含むものを用意し、これをＳｉＣボールを使用してエタノール中で２４時間ボールミル混合し、乾燥することで混合粉末を得た。この点以外は、例１と同様の方法でＳｉＣ複合基板の作製、ＧａＮ膜の形成及び各種評価を行った。多結晶ＳｉＣ層表面のＦＥ－ＥＰＭＡ測定の結果、Ｓｉ、Ｃ、Ｏ及び希土類元素としてＳｍが検出された。ＧａＮ膜の結晶性を評価したところ、ＧａＮ膜の（００２）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４００ａｒｃｓｅｃ．以下と、良好な結晶性を示した。結果を表１に示す。
【0059】
例１２
上記（１）において、ＡＤ成膜用の原料紛体として、市販の微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０：０．７μｍ）を９６．０重量％、及び酸化イットリウム粉末（体積基準Ｄ５０：０．１μｍ）を４．０重量％含むものを用意し、これをＳｉＣボールを使用してエタノール中で２４時間ボールミル混合し、乾燥することで混合粉末を得た。この点以外は、例１と同様の方法で（１）多結晶ＳｉＣ層の作製、（２）多結晶ＳｉＣ層の研磨、及び（３）Ｓｉ基板の除去を行った。こうして、厚さ２．０μｍの３Ｃ－ＳｉＣ膜（単結晶ＳｉＣ層）、及び厚さ約３００μｍの多結晶ＳｉＣ層を備えた、ＳｉＣ複合基板を得た。
上記（１）において、ＡＤ成膜用の原料紛体として、市販の微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０：０．７μｍ）を９６．０重量％、及び酸化イットリウム粉末（体積基準Ｄ５０：０．１μｍ）を４．０重量％含むものを用意し、これをＳｉＣボールを使用してエタノール中で２４時間ボールミル混合し、乾燥することで混合粉末を得た。この点以外は、例１と同様の方法で（１）多結晶ＳｉＣ層の作製、（２）多結晶ＳｉＣ層の研磨、及び（３）Ｓｉ基板の除去を行った。こうして、厚さ２．０μｍの３Ｃ－ＳｉＣ膜（単結晶ＳｉＣ層）、及び厚さ約３００μｍの多結晶ＳｉＣ層を備えた、ＳｉＣ複合基板を得た。
【0060】
その後、ＳｉＣ複合基板の３Ｃ－ＳｉＣ膜上に、ＣＶＤ法により３Ｃ－ＳｉＣ膜をさらに形成した。３Ｃ－ＳｉＣ膜の成長においては、原料ガスとしてトリクロロシラン及びエチレンを用い、キャリアガスとして水素を用いた。成膜温度は１３８０℃とし、３Ｃ－ＳｉＣ膜の厚さが４０μｍとなるまで成膜した。
【0061】
次に、３Ｃ－ＳｉＣ膜を砥石を用いて＃６０００まで研削して板面を平坦にした。次いで、ダイヤモンド砥粒を用いたラップ加工により、板面を平滑化した。砥粒のサイズを３μｍから０．５μｍまで段階的に小さくしつつ、平坦性を高めた。その後、コロイダルシリカを用いた化学機械研磨（ＣＭＰ）により鏡面仕上げ加工を行い、最終的に厚さ３０μｍの３Ｃ－ＳｉＣ膜（単結晶ＳｉＣ層）、及び厚さ約３００μｍの多結晶ＳｉＣ層を備えた、ＳｉＣ複合基板を得た。
【0062】
こうして得られたＳｉＣ複合基板について、例１と同様の方法でＧａＮ膜の成膜及び各種評価を行った。多結晶ＳｉＣ層表面のＦＥ－ＥＰＭＡ測定の結果、Ｓｉ、Ｃ、Ｏ及び希土類元素としてＹが検出された。ＧａＮ膜の結晶性を評価したところ、ＧａＮ膜の（００２）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４００ａｒｃｓｅｃ．以下と、良好な結晶性を示した。結果を表１に示す。
【0063】
例１３（比較）
厚さ９００μｍのＳｉ単結晶基板上に３Ｃ－ＳｉＣ（単結晶ＳｉＣ層）が３．０μｍエピタキシャル成長された直径約５０ｍｍ（２インチ）の市販の基板を用意した。この基板の３Ｃ－ＳｉＣ膜上にＭＯＣＶＤ法によりＧａＮ膜を形成した。ＧａＮ膜の成長においては、Ｇａ原料ガスとしてＴＭＧ（トリメチルガリウム）、Ｎ原料ガスとしてＮＨ３（アンモニア）、並びにキャリアガスとして窒素及び水素を用いた。成膜温度は１１００℃、成膜時間は１時間とした。得られたＧａＮ膜の厚さは約１．０μｍであった。
厚さ９００μｍのＳｉ単結晶基板上に３Ｃ－ＳｉＣ（単結晶ＳｉＣ層）が３．０μｍエピタキシャル成長された直径約５０ｍｍ（２インチ）の市販の基板を用意した。この基板の３Ｃ－ＳｉＣ膜上にＭＯＣＶＤ法によりＧａＮ膜を形成した。ＧａＮ膜の成長においては、Ｇａ原料ガスとしてＴＭＧ（トリメチルガリウム）、Ｎ原料ガスとしてＮＨ３（アンモニア）、並びにキャリアガスとして窒素及び水素を用いた。成膜温度は１１００℃、成膜時間は１時間とした。得られたＧａＮ膜の厚さは約１．０μｍであった。
【0064】
こうして得られたＧａＮ膜について、例１と同様の方法で評価を行った。ＧａＮ膜の結晶性を評価したところ、ＧａＮ膜の（００２）面ＸＲＣプロファイルの半値幅は４００ａｒｃｓｅｃ．以下と、良好な結晶性を示した。結果を表１に示す。なお、上述のとおり例１３では多結晶ＳｉＣ層を形成しておらず、Ｓｉ単結晶基板上に３Ｃ－ＳｉＣ（単結晶ＳｉＣ層）を形成した複合基板に対して、ＧａＮ膜を形成しているため、多結晶ＳｉＣ層の評価は行わなかった。
【0065】
【表1】
【図1】