特許 7628960 ＳｉＣ基板及びその製法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】

(24)【登録日】2025-02-03

(45)【発行日】2025-02-12

(54)【発明の名称】ＳｉＣ基板及びその製法

(51)【国際特許分類】

   C30B 29/36 20060101AFI20250204BHJP

   C30B 25/20 20060101ALI20250204BHJP

   H01L 21/205 20060101ALI20250204BHJP

   H01L 21/20 20060101ALI20250204BHJP

   H01L 21/02 20060101ALI20250204BHJP

   H01L 21/203 20060101ALI20250204BHJP

   C30B 33/02 20060101ALN20250204BHJP

【ＦＩ】

C30B29/36 A

C30B25/20

H01L21/205

H01L21/20

H01L21/02 B

H01L21/203 Z

C30B33/02

【請求項の数】 5

(21)【出願番号】P 2021558317

(86)(22)【出願日】2020-11-11

(86)【国際出願番号】 JP2020041998

(87)【国際公開番号】W WO2021100564

(87)【国際公開日】2021-05-27

【審査請求日】2023-07-20

(31)【優先権主張番号】P 2019209518

(32)【優先日】2019-11-20

(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP

(73)【特許権者】

【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】110000017

【氏名又は名称】弁理士法人アイテック国際特許事務所

(72)【発明者】

【氏名】渡邊 守道

(72)【発明者】

【氏名】吉川 潤

(72)【発明者】

【氏名】松島 潔

【審査官】▲高▼橋 真由

(56)【参考文献】

【文献】特開２００１－１５８６９６（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開平１１－１４７７９４（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開２０００－０５３５００（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)

Ｃ３０Ｂ

Ｈ０１Ｌ

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

第１の表面と、
前記第１の表面とは反対側の面である第２の表面と、
前記第１の面からの厚み方向の距離と前記第２の面からの厚み方向の距離とが等距離の面である中央面と、
を備えたＳｉＣ基板であって、
前記第１の表面及び前記第２の表面は、いずれもｃ軸方向及びａ軸方向の両方に配向する２軸配向ＳｉＣ層の表面であり、
前記第１の表面及び前記第２の表面における結晶欠陥密度は、前記中央面における結晶欠陥密度よりも少なく、
欠陥は、貫通らせん転位、基底面転位に及びマイクロパイプを含み、
前記結晶欠陥密度は、ＫＯＨ融液エッチングを用いたエッチピット評価によって測定された値であり、
前記第１の表面及び前記第２の表面における結晶欠陥密度は、前記中央面における結晶欠陥密度に比べて１／１００以下である、
ＳｉＣ基板。

【請求項2】

前記第１の表面における結晶欠陥密度と前記第２の表面における結晶欠陥密度との差異は、１０％未満である、
請求項１に記載のＳｉＣ基板。

【請求項3】

前記ＳｉＣ基板の反り量は、１０μｍ以下である、
請求項１又は２に記載のＳｉＣ基板。

【請求項4】

中央層と、
前記中央層の一方の面に積層された、ｃ軸方向及びａ軸方向の両方に配向する第１の２軸配向ＳｉＣ層と、
前記中央層の他方の面に積層された、ｃ軸方向及びａ軸方向の両方に配向する第２の２軸配向ＳｉＣ層と、
を備え、
前記第１の表面は、前記第１の２軸配向ＳｉＣ層の表面であり、
前記第２の表面は、前記第２の２軸配向ＳｉＣ層の表面であり、
前記中央面は、前記中央層の内部に含まれる面である、
請求項１～３のいずれか１項に記載のＳｉＣ基板。

【請求項5】

（ａ）ＳｉＣ種結晶基板の両面にＳｉＣ配向前駆体層をＡＤ法で形成する工程と、
（ｂ）両方の前記ＳｉＣ配向前駆体層を同時に熱処理することにより、両方の前記ＳｉＣ配向前駆体層内の結晶を前記ＳｉＣ種結晶基板の結晶成長面から配向させながら成長させて、前記ＳｉＣ配向前駆体層をｃ軸方向及びａ軸方向の両方に配向する２軸配向ＳｉＣ層に変える工程と、
（ｃ）前記工程（ｂ）の後に前記２軸配向ＳｉＣ層の表層部を研削除去することにより、前記２軸配向ＳｉＣ層の表面を露出させる工程と、
を含み、
前記工程（ｃ）の後の前記２軸配向ＳｉＣ層の表面における結晶欠陥密度は、前記ＳｉＣ種結晶基板の表面における結晶欠陥密度に比べて１／１００以下であり、
欠陥は、貫通らせん転位、基底面転位に及びマイクロパイプを含み、
前記結晶欠陥密度は、ＫＯＨ融液エッチングを用いたエッチピット評価によって測定された値である、
ＳｉＣ基板の製法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、ＳｉＣ基板及びその製法に関する。

【背景技術】

【0002】

炭化珪素（ＳｉＣ）は大電圧・大電力を低損失で制御できるワイドバンドギャップ材料として注目を集めている。ＳｉＣ単結晶中に存在する代表的な転位には、基底面転位、貫通らせん転位、貫通刃状転位などがあり、現在市販のＳｉＣ単結晶基板の全転位密度は、およそ１０³～１０⁴ｃｍ^-2に上ると言われている。近年、溶液法（液相成長法ともいう）を用いることで、結晶欠陥密度が著しく少ないＳｉＣ単結晶基板を作製した例が知られている（例えば特許文献１）。溶液法での結晶成長は種結晶となるＳｉＣ単結晶上にＳｉＣ層を形成する手法であり、種結晶中に含まれる結晶欠陥が結晶成長に伴って低減されることが特徴である。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0003】

【文献】特開２０１４－４３３６９号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0004】

しかしながら、溶液法では、結晶成長の駆動力を高めるため、種結晶とＳｉ融液との間に温度差を設ける必要がある。このため、種結晶の裏面を試料ホルダーに設置し、試料ホルダーからの抜熱によって種結晶を冷却し、Ｓｉ融液との温度差を生じさせる手法が一般的である。従って結晶欠陥を含むＳｉＣ単結晶（種結晶）と結晶欠陥が少ない溶液成長層が育成面（片面）のみに結晶成長が進む。このような成膜状態では、ＳｉＣ層表面に達する貫通欠陥は少ないものの、厚み方向で結晶欠陥の密度差があるため、内部応力分布を生じ、結晶が反ることが問題であった。

【0005】

本発明はこのような課題を解決するためになされたものであり、反りの小さいＳｉＣ基板を提供することを主目的とする。

【課題を解決するための手段】

【0006】

本発明のＳｉＣ基板は、
第１の表面と、
前記第１の表面とは反対側の面である第２の表面と、
前記第１の表面からの厚み方向の距離と前記第２の表面からの厚み方向の距離とが等距離の面である中央面と、
を備えたＳｉＣ基板であって、
前記第１の表面及び前記第２の表面における結晶欠陥密度は、前記中央面における結晶欠陥密度よりも少ない、
ものである。

【0007】

このＳｉＣ基板では、第１の表面及び第２の表面における結晶欠陥密度は中央面における結晶欠陥密度よりも少ない。そのため、本発明のＳｉＣ基板は、第２の表面及び中央面における結晶欠陥密度が同等でそれよりも第１の表面における結晶欠陥密度が少ないＳｉＣ基板に比べて、反りが小さくなる。反り量は、特に限定するものではないが、例えば１０μｍ以下であることが好ましい。

【0008】

本発明のＳｉＣ基板において、前記第１の表面及び前記第２の表面における結晶欠陥密度は、前記中央面における結晶欠陥密度に比べて１／１００以下が好ましい。こうすれば、第１の表面及び第２の表面における結晶欠陥密度は十分小さいため、その表面に機能層を積層してデバイス（例えばＳｉＣ－ＭＯＳＦＥＴやＳｉＣ－ＳＢＤなど）を作製するのに適している。

【0009】

本発明のＳｉＣ基板において、前記第１の表面における結晶欠陥密度と前記第２の表面における結晶欠陥密度との差異は、１０％未満が好ましい。こうすれば、ＳｉＣ基板の反りがより小さくなる。

【0010】

本発明のＳｉＣ基板は、中央層と、前記中央層の一方の面に積層された第１の層と、前記中央層の他方の面に積層された第２の層と、を備え、前記第１の表面は、前記第１の層の表面であり、前記第２の表面は、前記第２の層の表面であり、前記中央面は、前記中央層の内部に含まれる面であってもよい。

【0011】

本発明のＳｉＣ基板の製法は、
（ａ）ＳｉＣ種結晶基板の両面にＳｉＣ配向前駆体層を形成する工程と、
（ｂ）両方の前記ＳｉＣ配向前駆体層を同時に熱処理することにより、両方の前記ＳｉＣ配向前駆体層内の結晶を前記ＳｉＣ種結晶基板の結晶成長面から配向させながら成長させる工程と、
を含むものである。

【0012】

このＳｉＣ基板の製法は、上述したＳｉＣ基板を製造するのに適している。

【図面の簡単な説明】

【0013】

【図1】ＳｉＣ基板１０の縦断面図。

【図2】ＳｉＣ基板１０の製造工程図。

【図3】ＡＤ装置５０の概念図。

【図4】ＳｉＣ基板１０の反り量の測定方法に関する説明図。

【図5】ＳｉＣ基板１０の反り量の測定方法に関する説明図。

【図6】単結晶成長装置７０の概念図。

【図7】ＳｉＣ基板８０の製造工程図。

【発明を実施するための形態】

【0014】

本発明の好適な実施形態を、図面を参照しながら以下に説明する。図１はＳｉＣ基板１０の縦断面図（ＳｉＣ基板１０の中心軸を含む面でＳｉＣ基板１０を切断したときの断面図）、図２はＳｉＣ基板１０の製造工程図である。

【0015】

本実施形態のＳｉＣ基板１０は、図１に示すように、中央層２０と、第１層２１と、第２層２２とを備えている。

【0016】

中央層２０は、ＳｉＣ単結晶からなる層であり、両面に結晶成長面を有する。ＳｉＣ単結晶のポリタイプやオフ角は特に限定されるものではないが、ポリタイプは４Ｈ又は６Ｈが好ましく、オフ角は単結晶ＳｉＣの［０００１］軸から０．１～１２°であることが好ましい。ポリタイプは４Ｈ、オフ角は単結晶ＳｉＣの［０００１］軸から１～５°であることがより好ましい。

【0017】

第１層２１は、中央層２０の一方の結晶成長面上に設けられ、第２層２２は、中央層２０のもう一方の結晶成長面上に設けられている。第１層２１及び第２層２２は、２軸配向ＳｉＣ層であり、ＳｉＣがｃ軸方向及びａ軸方向の両方に配向している。第１層２１及び第２層２２は、中央層２０を種結晶とするエピタキシャル成長層であることが好ましい。２軸配向ＳｉＣ層は、ｃ軸及びａ軸の２軸方向に配向している限り、ＳｉＣ単結晶であってもよいし、ＳｉＣ多結晶であってもよいし、モザイク結晶であってもよい。モザイク結晶とは、明瞭な粒界は有しないが、結晶の配向方位がｃ軸及びａ軸の一方又は両方がわずかに異なる結晶の集まりになっているものをいう。配向の評価方法は、特に限定されるものではないが、例えばＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎｓ）法やＸ線極点図などの公知の分析手法を用いることができる。例えば、ＥＢＳＤ法を用いる場合、２軸配向ＳｉＣ層の表面（板面）又は板面と直交する断面の逆極点図マッピングを測定する。得られた逆極点図マッピングにおいて、（Ａ）板面の略法線方向の特定方位（第１軸）に配向していること、（Ｂ）第１軸に直交する、略板面内方向の特定方位（第２軸）に配向していること、（Ｃ）第１軸からの傾斜角度が±１０°以内に分布していること、（Ｄ）第２軸からの傾斜角度が±１０°以内に分布していること、という４つの条件を満たすときに略法線方向と略板面方向の２軸に配向していると定義できる。言い換えると、上記４つの条件を満たしている場合に、ｃ軸及びａ軸の２軸に配向していると判断する。例えば板面の略法線方向がｃ軸に配向している場合、略板面内方向がｃ軸と直交する特定方位（例えばａ軸）に配向していればよい。２軸配向ＳｉＣ層は、略法線方向と略板面内方向の２軸に配向していればよいが、略法線方向がｃ軸に配向していることが好ましい。略法線方向及び／又は略板面内方向の傾斜角度分布は小さい方が２軸配向ＳｉＣ層のモザイク性が小さくなり、ゼロに近づくほど単結晶に近くなる。このため、２軸配向ＳｉＣ層の結晶性の観点では、傾斜角度分布は略法線方向、略板面方向共に小さいほうが好ましく、例えば±５°以下が好ましく、±３°以下がさらに好ましい。

【0018】

第１層２１は、第１の表面２１ａを有する。第１の表面２１ａは、第１層２１の外表面（中央層２０と接している面とは反対側の面）である。第２層２２は、第２の表面２２ａを有する。第２の表面２２ａは、第２層２２の外表面（中央層２０と接している面とは反対側の面）である。中央層２０は、内部に中央面２０ａを有する。中央面２０ａは、第１の表面２１ａからの厚み方向の距離Ｌ１と第２の表面２２ａからの厚み方向の距離Ｌ２とが等距離（つまりＬ１＝Ｌ２）の面である。第１の表面２１ａ及び第２の表面２２ａにおける結晶欠陥密度は、中央面２０ａにおける結晶欠陥密度よりも少ない。ＳｉＣ基板１０は、第２の表面２２ａ及び中央面２０ａにおける結晶欠陥密度が同等でそれよりも第１の表面２１ａにおける結晶欠陥密度が少ない比較用のＳｉＣ基板に比べて、反りが小さくなる。ＳｉＣ基板１０の反り量は、特に限定するものではないが、例えば１０μｍ以下であることが好ましく、５μｍ以下であることがより好ましい。第１層２１及び第２層２２は、その内部及び／又は中央層２０との界面で結晶欠陥が低減していることが好ましい。このようにすることで第１の表面２１ａ及び第２の表面２２ａにおける結晶欠陥密度を中央面２０ａにおける結晶欠陥密度より低減させることができる。

【0019】

第１の表面２１ａ及び第２の表面２２ａにおける結晶欠陥密度は、中央面２０ａにおける結晶欠陥密度に比べて１／１００以下であることが好ましく、１／１０００以下であることがより好ましい。１／１００以下であれば、第１の表面２１ａ及び第２の表面２２ａにおける結晶欠陥密度は十分小さいため、第１の表面２１ａ又は第２の表面２２ａに機能層を積層してデバイスを作製するのに適している。１／１０００以下であれば、更に適している。第１の表面２１ａにおける結晶欠陥密度と第２の表面２２ａにおける結晶欠陥密度との差異は、１０％未満であることが好ましく、５％未満であることがより好ましい。

【0020】

第１の表面２１ａ及び第２の表面２２ａにおける結晶欠陥密度は、典型的には１０³／ｃｍ²以下であり、好ましくは１０²／ｃｍ²以下、更に好ましくは１０¹／ｃｍ²以下である。結晶欠陥密度は、公知のＫＯＨ融液エッチングを用いたエッチピット評価によって測定される。中央面２０ａにおける結晶欠陥密度は、第１の表面２１ａ又は第２の表面２２ａから研削・研磨加工によって中央面２０ａを露出させた後に上記と同様の評価を行うことで算出することができる。本明細書では、欠陥とは、貫通らせん転位（ＴＳＤ）や基底面転位（ＢＰＤ）、マイクロパイプ（ＭＰ）を含むものとする。貫通とは、転位線が六方晶系の［０００１］軸に略平行であることを意味する。基底とは、転位線が基底六方晶系（０００１）面内にあることを意味する。マイクロパイプとは、３ｃを超えるバーガースベクトルを備えた中空コアＴＳＤである。ここで、ｃは格子定数である。

【0021】

第１の表面２１ａ及び／又は第２の表面２２ａのポリタイプやオフ角は特に限定されるものではないが、ポリタイプは４Ｈ又は６Ｈが好ましく、オフ角は単結晶ＳｉＣの（０００１）軸から０．１～１２°であることが好ましい。

【0022】

第１層２１及び第２層２２は同時に形成するのが好ましい。第１層２１及び第２層２２の一方の層のみを形成した場合、厚み方向で結晶欠陥密度の分布が生じるため、その時点で反りを生じる。反りが生じた状態でもう一方の層を形成しても、均質な膜が得られず、結晶欠陥密度が十分低減しないおそれがある。

【0023】

ＳｉＣ基板１０に厚み方向の導電性を付与する観点では、中央層２０，第１層２１及び第２層２２は、抵抗率が低い層であることが好ましく、典型的には２０ｍΩｃｍ以下であることが好ましい。抵抗率が低い層としては、導電性を有する層、例えば窒素ドープされたｎ型ＳｉＣからなる層が好ましい。中央層２０，第１層２１及び第２層２２として導電性を有する層を採用した場合、ＳｉＣ基板１０は、厚み方向に導電性を有するため縦型デバイス（例えばパワーデバイス）の基板として用いることができる。また、用途によっては、中央層２０，第１層２１及び第２層２２をｐ型ＳｉＣとしてもよい。ｐ型ＳｉＣとしては、例えばＡｌ及び／又はＢがドープされたｐ型ＳｉＣが好ましい。

【0024】

ＳｉＣ基板１０に厚み方向の絶縁性を付与する観点では、中央層２０，第１層２１及び第２層２２は、抵抗率が高い層であることが好ましく、典型的には１×１０⁷Ωｃｍ以上であることが好ましい。抵抗率が高い層としては、絶縁性を有する層、例えばドーピング元素が含まれていないＳｉＣ層やｎ型ドーパントとｐ型ドーパントが共に含まれるＳｉＣ層などが好ましい。中央層２０，第１層２１及び第２層２２として絶縁性を有する層を採用した場合、ＳｉＣ基板１０は、絶縁性を有するため横型デバイス（例えばＳｉＣ基板上にＧａＮ、ＡｌＧａＮ層などを成膜した高周波用パワーデバイス）の下地基板として用いることができる。

【0025】

次に、ＳｉＣ基板１０の製造方法について説明する。具体的には、（ａ）配向前駆体層の形成工程、（ｂ）熱処理工程、（ｃ）研削工程、を含む。第１及び第２配向前駆体層３１，３２は、後述の熱処理により２軸配向ＳｉＣ層である第１層２１及び第２層２２となるものであり、ドーパントなどの成分を含んでいてもよい。以下、これらの工程を図２を用いて順に説明する。

【0026】

（ａ）配向前駆体層の形成工程（図２（ａ）参照）
配向前駆体層の形成工程では、最終的に中央層２０になるＳｉＣ種結晶基板３０（ここではＳｉＣ単結晶層）を用意し、そのＳｉＣ種結晶基板３０の一方の結晶成長面に第１配向前駆体層３１を形成し、他方の結晶成長面に第２配向前駆体層３２を形成することにより、積層体３３を得る。ＳｉＣ単結晶層としては、４Ｈ又は６Ｈポリタイプを用いることが好ましい。また、ＳｉＣ単結晶層の結晶成長面としては、ＳｉＣ［０００１］軸から０．１～１２°のオフ角を有する面が好ましい。オフ角は１～５°であることがより好ましい。

【0027】

第１及び第２配向前駆体層３１，３２の形成方法は、公知の手法が採用可能である。第１及び第２配向前駆体層３１，３２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）法などの固相成膜法、スパッタリング法、蒸着法、昇華法、各種ＣＶＤ（化学気相成長）法などの気相成膜法、溶液成長法などの液相成膜法が挙げられ、配向前駆体層を直接ＳｉＣ単結晶基板上に形成する手法が使用可能である。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法などを用いることができる。また、第１及び第２配向前駆体層３１，３２として、予め昇華法や各種ＣＶＤ法、焼結などで作製した多結晶体を使用し、ＳｉＣ種結晶基板３０上に載置する方法も用いることができる。あるいは、第１及び第２配向前駆体層３１，３２の成形体を予め作製し、この成形体をＳｉＣ種結晶基板３０上に載置する手法であってもよい。このような第１及び第２配向前駆体層３１，３２は、テープ成形により作製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製された圧粉体でもよい。第１及び第２配向前駆体層３１，３２の形成方法としては、固相成膜法が好ましい。例えばＳｉＣ種結晶基板３０の両面に固相成膜法で第１及び第２配向前駆体層３１，３２を順次形成した後に熱処理を施すことで、第１層２１及び第２層２２を同時に形成することができる。

【0028】

これらの第１及び第２配向前駆体層３１，３２には、電気特性を制御する成分を含んでいてもよい。例えば、ｎ型の第１層２１を形成する場合、第１配向前駆体層３１中に窒素を含有してもよい。ｐ型の第１層２１を形成する場合、第１配向前駆体層３１中にＢ及び／又はＡｌを含有してもよい。また、第１層２１に絶縁性を付与するため、第１配向前駆体層３１中に窒素に加えて、Ｂ及び／又はＡｌを含有してもよい。第２配向前駆体層３２についても、同様である。

【0029】

なお、ＳｉＣ種結晶基板３０上に直接、第１及び第２配向前駆体層３１，３２を形成する手法において、各種ＣＶＤ法や昇華法、溶液成長法などを用いる場合、後述する熱処理工程を経ることなくＳｉＣ種結晶基板３０上にエピタキシャル成長を生じ、第１層２１及び第２層２２が成膜される場合がある。しかし、第１及び第２配向前駆体層３１，３２は、形成時には配向していない状態、即ち非晶質や無配向の多結晶の状態であり、後段の熱処理工程でＳｉＣ単結晶を種として配向させることが好ましい。このようにすることで、第１の表面２１ａ及び第２の表面２２ａに到達する結晶欠陥を効果的に低減することができる。この理由は定かではないが、一旦成膜された固相の第１及び第２配向前駆体層３１，３２がＳｉＣ単結晶を種として結晶構造の再配列を生じることも結晶欠陥の消滅に効果があるのではないかと考えている。従って、各種ＣＶＤ法や昇華法、溶液成長法などを用いる場合は、第１及び第２配向前駆体層３１，３２の形成工程においてエピタキシャル成長が生じない条件を選択することが好ましい。

【0030】

しかしながら、ＡＤ法、各種ＣＶＤ法でＳｉＣ種結晶基板３０上に直接、第１及び第２配向前駆体層３１，３２を形成する手法又は昇華法、各種ＣＶＤ法、焼結で別途作製した多結晶体をＳｉＣ種結晶基板３０上に載置する手法が好ましい。これらの方法を用いることで第１及び第２配向前駆体層３１，３２を比較的短時間で形成することが可能となる。ＡＤ法は高真空のプロセスを必要とせず、成膜速度も相対的に速いため、特に好ましい。第１及び第２配向前駆体層３１，３２として、予め作製した多結晶体を用いる手法では、多結晶体とＳｉＣ種結晶基板３０の密着性を高めるため、多結晶体の表面を十分に平滑にしておくなどの工夫が必要である。このため、コスト的な観点では第１及び第２配向前駆体層３１，３２を直接形成する手法が好ましい。また、予め作製した成形体をＳｉＣ種結晶基板３０上に載置する手法も簡易な手法として好ましいが、第１及び第２配向前駆体層３１，３２が粉末で構成されているため、後述する熱処理工程において焼結させるプロセスを必要とする。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ＳｉＣ種結晶基板３０上に直接、第１及び第２配向前駆体層３１，３２を形成する方法及び予め作製した成形体をＳｉＣ種結晶基板３０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（エアロゾルデポジション（ＡＤ）装置）の一例を図３に示す。図３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ＳｉＣ種結晶基板３０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、ＳｉＣ種結晶基板３０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ＳｉＣ種結晶基板３０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ＳｉＣ種結晶基板３０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。まず、ＳｉＣ種結晶基板３０のうち基板ホルダ６４に当接する面とは反対側の面に第１配向前駆体層３１を成膜する。続いて、ＳｉＣ種結晶基板３０を基板ホルダ６４から取り外し、ＳｉＣ種結晶基板３０のうち第１配向前駆体層３１側を基板ホルダ６４に当接させて固定する。そして、ＳｉＣ種結晶基板３０のもう一方の面に第２配向前駆体層３２を成膜する。

【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など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などに影響を受ける。このため、緻密な配向前駆体層中を得るには、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など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℃がさらに好ましく、１２００～１９００℃が好ましい。熱ＣＶＤ法においても、まず、ＳｉＣ種結晶基板３０の一方の面に第１配向前駆体層３１を成膜し、その後、ＳｉＣ種結晶基板３０のもう一方の面に第２配向前駆体層３２を成膜する。

【0034】

熱ＣＶＤ法を用いてＳｉＣ種結晶基板３０上に成膜する場合、ＳｉＣ種結晶基板３０上にエピタキシャル成長を生じ、第１及び第２配向前駆体層３１，３２ではなく第１層２１及び第２層２２が形成される場合があることが知られている。しかし、第１及び第２配向前駆体層３１，３２は、その作製時には配向していない状態、即ち非晶質や無配向の多結晶であり、熱処理工程時にＳｉＣ単結晶を種結晶として結晶の再配列を生じさせることが好ましい。熱ＣＶＤ法を用いてＳｉＣ単結晶上に非晶質や多結晶の層を形成するには、成膜温度やＳｉ源、Ｃ源のガス流量及びそれらの比率、成膜圧力など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、非晶質又は多結晶層を形成する観点では成膜温度は低い方が好ましく、１７００℃未満が好ましく、１５００℃以下がさらに好ましく、１４００℃以下が特に好ましい。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】

第１及び第２配向前駆体層３１，３２として予め作製した成形体を用いる場合、第１及び第２配向前駆体３１，３２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、第１及び第２配向前駆体層３１，３２は、プレス成形体である。プレス成形体は、配向前駆体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、厚い配向前駆体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。これらの成形体（第１及び第２配向前駆体層３１，３２）をＳｉＣ種結晶基板３０の表裏両面にそれぞれ配置したあと、後述する熱処理工程において熱処理することにより、成形体のうち中央層２０の近くの部分が２軸配向ＳｉＣ層（第１層２１及び第２層２２）となるものである。熱処理工程では、成形体が焼結し、多結晶体として中央層２０と一体となる工程を経たのちに、２軸配向ＳｉＣ層を形成することが好ましい。成形体が焼結した状態を経ない場合、ＳｉＣ単結晶を種としたエピタキシャル成長が十分に生じない場合がある。このため、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。

【0036】

（ｂ）熱処理工程（図２（ｂ）参照）
熱処理工程では、ＳｉＣ種結晶基板３０の表裏両面に第１及び第２配向前駆体層３１，３２が積層又は載置された積層体３３を熱処理することにより、２軸配向ＳｉＣ層である第１層２１及び第２層２２を生成させる。つまり、第１及び第２配向前駆体層３１，３２を同時に熱処理する。これにより、熱処理体３４を得る。熱処理方法は、中央層２０を種としたエピタキシャル成長が生じるかぎり特に限定されず、管状炉やホットプレートなど、公知の熱処理炉で実施することができる。また、これらの常圧（プレスレス）での熱処理だけでなく、ホットプレスやＨＩＰなどの加圧熱処理や、常圧熱処理と加圧熱処理の組み合わせも用いることができる。熱処理の雰囲気は真空、窒素、不活性ガス雰囲気から選択することができる。熱処理温度は、好ましくは１７００～２７００℃である。温度を高くすることで、中央層２０を種結晶として第１及び第２配向前駆体層３１，３２がｃ軸及びａ軸に配向しながら成長しやすくなる。したがって、温度は、好ましくは１７００℃以上、より好ましくは１８５０℃以上、さらに好ましくは２０００℃以上、特に好ましくは２２００℃以上である。一方、温度が過度に高いと、ＳｉＣの一部が昇華により失われたり、ＳｉＣが塑性変形して反り等の不具合が生じたりする可能性がある。したがって、温度は、好ましくは２７００℃以下、より好ましくは２５００℃以下である。熱処理温度や保持時間はエピタキシャル成長で生じる２軸配向ＳｉＣ層の厚みと関係しており、適宜調整できる。

【0037】

但し、第１及び第２配向前駆体層３１，３２として予め作製した成形体を用いる場合、熱処理中に焼結させる必要があり、高温での常圧焼成やホットプレスやＨＩＰ又はそれらの組み合わせが好適である。例えば、ホットプレスを用いる場合、面圧は５０ｋｇｆ／ｃｍ²以上が好ましく、より好ましくは１００ｋｇｆ／ｃｍ²以上、特に好ましくは２００ｋｇｆ／ｃｍ²以上が好ましく、特に上限はない。また、焼成温度も焼結とエピタキシャル成長が生じる限り、特に限定はない。１７００℃以上が好ましく、１８００℃以上がさらに好ましく、２０００℃以上がさらに好ましく、２２００℃以上が特に好ましい。焼成時の雰囲気は真空、窒素、不活性ガス雰囲気又は窒素と不活性ガスの混合ガスから選択することができる。原料となるＳｉＣ粉末は、α－ＳｉＣ、β－ＳｉＣのいずれでもよい。ＳｉＣ粉末は、好ましくは０．０１～５μｍの平均粒径を有するＳｉＣ粒子で構成される。なお、平均粒径は走査型電子顕微鏡にて粉末を観察し、１次粒子１００個分の定方向最大径を計測した平均値を指す。

【0038】

熱処理工程では、第１及び第２配向前駆体層３１，３２内の結晶は中央層２０の結晶成長面からｃ軸及びａ軸に配向しながら成長していく。そのため、第１及び第２配向前駆体層３１，３２は、結晶成長面から徐々に２軸配向ＳｉＣ層に変わっていく。生成した２軸配向ＳｉＣ層の表面（第１層２１のうち中央層２０と反対側の面及び第２層２２のうち中央層２０と反対側の面）は、欠陥密度が１×１０¹／ｃｍ²以下のものになる。このように欠陥密度が著しく低くなる理由は不明だが、結晶成長に伴う欠陥の屈曲やｃ軸と直交する方向に進展する積層欠陥への転換、欠陥同士の対消滅等が関係していると考えられる。また、２軸配向ＳｉＣ層内の熱応力は欠陥が生じる一因になると考えられる。片面だけ結晶成長した場合、欠陥低減によって応力が生じ、応力に起因した欠陥が生じるおそれがある。第１及び第２配向前駆体層３１，３２を同時に結晶成長させることで応力に起因する欠陥を抑制することができると考えられる。

【0039】

（ｃ）研削工程（図３（ｃ）参照）
研削工程では、熱処理工程後に第１層２１上に残った第１配向前駆体層３１や第２層２２上に残った第２配向前駆体層３２を研削除去して、第１層２１の表面や第２層２２の表面を露出させ、露出した表面をダイヤモンド砥粒を用いて研磨加工し、更にＣＭＰ（化学機械研磨）仕上げを行う。こうすることにより、ＳｉＣ基板１０を得る。

【0040】

以上説明した本実施形態のＳｉＣ基板１０では、第１の表面２１ａ及び第２の表面２２ａにおける結晶欠陥密度は中央面２０ａにおける結晶欠陥密度よりも少ない。そのため、ＳｉＣ基板１０は、第２の表面２２ａ及び中央面２０ａにおける結晶欠陥密度が同等でそれよりも第１の表面２１ａにおける結晶欠陥密度が少ない比較用のＳｉＣ基板に比べて、反りが小さくなる。反り量は、特に限定するものではないが、例えば１０μｍ以下であることが好ましい。

【0041】

また、第１の表面２１ａ及び第２の表面２２ａにおける結晶欠陥密度は、中央面２０ａにおける結晶欠陥密度に比べて１／１００以下であることが好ましい。こうすれば、第１の表面２１ａ及び第２の表面２２ａにおける結晶欠陥密度は十分小さいため、その表面２１ａ，２２ａに機能層を積層してデバイスを作製するのに適している。

【0042】

更に、第１の表面２１ａにおける結晶欠陥密度と第２の表面２２ａにおける結晶欠陥密度との差異は、１０％未満であることが好ましい。こうすれば、ＳｉＣ基板１０の反りがより小さくなる。

【0043】

なお、本発明は上述した実施形態に何ら限定されることはなく、本発明の技術的範囲に属する限り種々の態様で実施し得ることはいうまでもない。

【実施例】

【0044】

以下に、本発明の実施例について説明する。以下の実験例１が本発明の実施例、実験例２が比較例に相当する。なお、以下の実施例は本発明を何ら限定するものではない。

【0045】

［実験例１］
１．ＳｉＣ基板の作製
（１）配向前駆体層の形成工程
ＳｉＣ種結晶基板３０として、市販のＳｉＣ単結晶基板（ｎ型４Ｈ－ＳｉＣ、直径５０．８ｍｍ（２インチ）、（０００１）面、オフ角４°、厚み３５０μｍ、オリフラなし）を準備し、Ｓｉ面、Ｃ面共に鏡面仕上げとした。原料粉体として市販の微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０：０．７μｍ）を用いて図３に示すＡＤ装置５０により上記のＳｉＣ種結晶基板３０のＳｉ面、Ｃ面上にＡＤ膜（第１及び第２配向前駆体層３１，３２）を形成した。これにより、積層体３３を得た。

【0046】

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５ｍｍ×短辺０．４ｍｍ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、０．５ｍｍ／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５５ｍｍ移動、スリットの長辺方向に５ｍｍ移動、スリットの長辺に対して垂直且つ戻る方向に５５ｍｍ移動、スリットの長辺方向且つ初期位置とは反対方向に５ｍｍ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５５ｍｍ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９００サイクル繰り返した。このような方法を用いてまずＳｉ面上にＡＤ膜（第１配向前駆体層３１）を形成し、その後Ｃ面上に同じ条件にてＡＤ膜（第２配向前駆体層３２）を形成した。ＡＤ膜の厚みはＳｉ、Ｃ面共に９０μｍであった。

【0047】

（２）熱処理工程
積層体３３をＡＤ装置５０から取り出し、アルゴン雰囲気中で２４５０℃にて５時間アニールした。すなわち、第１及び第２配向前駆体層３１，３２の両方を同時に熱処理し、試料を得た。

【0048】

（３）結晶成長層の評価
１．（１）、（２）と同様の方法で別途作製した試料を準備し、板面と直交する方向で試料の中心部を通るように切断した。切断した試料に対してダイヤモンド砥粒を用いたラップ加工にて断面を平滑化し、コロイダルシリカを用いた化学機械研磨（ＣＭＰ）により鏡面仕上げとした。得られた断面を走査型電子顕微鏡（日立ハイテクノロジーズ製、ＳＵ－５０００）にて撮影した。研磨後の断面の反射電子像のチャネリングコントラストにより結晶成長層を評価したが、Ｓｉ面側のＡＤ膜及びＣ面側のＡＤ膜の両方共に多結晶部はほとんど認められず、形成したＡＤ膜のほぼ全域にわたって結晶成長し、Ｓｉ面側、Ｃ面側共に厚み９０μｍの２軸配向ＳｉＣ層を形成していることが分かった。つまり、（１）、（２）で作製した試料は、積層体３３の第１及び第２配向前駆体層３１，３２のうちＳｉＣ種結晶基板３０とは反対側の表面付近の領域以外はすべて２軸配向ＳｉＣ層（第１層２１及び第２層２２）になった熱処理体３４であることが分かった。以下ではＳｉ面の結晶成長層を第１層２１、Ｃ面の結晶成長層を第２層２２、ＳｉＣ種結晶基板３０を中央層２０と呼称する。

【0049】

（４）研削及び研磨工程
１．（１）、（２）で作製した試料に対し、第１層２１側を上面とし、第２層２２側を金属の定盤に固定し、砥石を用いて＃１２００まで研削して第１層２１の表面を露出させて平坦にした。次いで、ダイヤモンド砥粒を用いたラップ加工により、第１層２１の表面を平滑化した。その後、コロイダルシリカを用いた化学機械研磨（ＣＭＰ）により鏡面仕上げとした。トータルの研削・研磨量は２０μｍとなるように加工し、加工後の算術平均粗さＲａは０．１ｎｍとした。この鏡面仕上げ面が第１の表面２１ａに相当する。次いで金属定盤から外し、第２層２２側を上面とし、保護した第１層２１を金属の定盤に固定し、第１層２１側と同様の方法で第２層２２側を研削、研磨し、鏡面仕上げとした。トータルの研削・研磨量は２０μｍとなるように加工し、加工後の算術平均粗さＲａは０．１ｎｍとした。この鏡面仕上げ面が第２の表面２２ａに相当する。こうすることにより、ＳｉＣ基板１０を得た。（３）で観察した結晶成長層の厚み（９０μｍ）とトータルの加工量（２０μｍ）から、ＳｉＣ基板１０の第１層２１及び第２層２２の厚みは共に７０μｍと計算された。また、中央層２０の厚みは３５０μｍであるため、第１の表面２１ａから中央面２０ａまでの距離Ｌ１と第２の表面２２ａから中央面２０ａまでの距離Ｌ２は共に２４５μｍになる。

【0050】

２．評価
（１）第１層、第２層の結晶方位
１．で作製したＳｉＣ基板１０に対し、板面と直交する方向で基板の中心部を通るように切断した。切断した試料に対してダイヤモンド砥粒を用いたラップ加工にて断面を平滑化し、コロイダルシリカを用いた化学機械研磨（ＣＭＰ）により鏡面仕上げとした。次にＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎｓ）法を用いて、第１層、第２層及び中央層の逆極点図マッピングを実施した。具体的にはＥＢＳＤ（オックスフォード・インストゥルメンツ社製Ｎｏｒｄｌｙｓ Ｎａｎｏ）を取り付けた走査型電子顕微鏡（日立ハイテクノロジーズ社製、ＳＵ－５０００）を用いて、第１層２１、第２層２２及び中央層２０の逆極点図方位マッピングをそれぞれ５０μｍ×１００ μｍの視野で以下の諸条件にて実施した。
＜ＥＢＳＤ測定条件＞
・加速電圧：１５ｋｖ
・スポット強度：７０
・ワーキングディスタンス：２２．５ｍｍ
・ステップサイズ：０．５μｍ
・試料傾斜角：７０°
・測定プログラム： Ａｚｔｅｃ （ｖｅｒｓｉｏｎ ３．３）

【0051】

逆極点図方位マップより、第１層２１及び第２層２２は表面法線方向、板面方向共に中央層２０と同じ方位に配向していることが示された。また、その傾斜角度分布は略法線方向、略板面方向ともに±０．５°以下であり、第１層２１及び第２層２２は共に２軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。

【0052】

（２）結晶欠陥密度評価
（２－１）第１層（厚み：７０μｍ）
１．と同様の方法で別途作製したＳｉＣ基板１０の第１層２１の表面（第１の表面２１ａ）における結晶欠陥密度を以下の方法で評価した。第１層２１に対して１．（４）と同様の方法を用いてトータルの研削・研磨量が３０μｍとなるように加工し、鏡面仕上げとした。加工後の算術平均粗さＲａは０．１ｎｍとした。ニッケル製のるつぼに、加工後のＳｉＣ基板をＫＯＨ結晶と共に入れ、５００℃で１０分間、電気炉でエッチング処理を行った。エッチング処理後の評価サンプルを洗浄し、光学顕微鏡にて観察し、ピットの数を数えた。具体的には、評価サンプル表面の任意の箇所の部位について、縦２．３ｍｍ×横３．６ｍｍの視野を倍率５０倍で１００枚分撮影してピットの総数を数え、数えたピットの総数をトータル面積である８．０５ｃｍ²で除することにより結晶欠陥密度を算出した。その結果、第１層２１の鏡面仕上げ面における結晶欠陥密度は、９．７×１０⁰／ｃｍ²であった。第１層２１は、中央層２０から離れるほど結晶欠陥密度が低くなることがわかっているため、第１の表面２１ａにおける結晶欠陥密度は、９．７×１０⁰／ｃｍ²以下である。

【0053】

（２－２）中央層（厚み：３５０μｍ）
１．と同様の方法で別途作製したＳｉＣ基板１０を準備し、第１の表面２１ａから１．（４）と同様の方法を用いてトータルの研削・研磨量は２４５μｍとなるように加工し、鏡面仕上げとした。加工後の算術平均粗さＲａは０．１ｎｍとした。加工によって第１層２１は除去され、中央層２０のうち第１の表面２１ａと第２の表面２２ａから等距離にある面（中央面２０ａ）が露出した。中央面２０ａに対して、（２－１）と同様の方法で結晶欠陥密度評価を実施した。その結果、中央面２０ａにおける結晶欠陥密度は２．０×１０⁴／ｃｍ²であった。

【0054】

（２－３）第２層（厚み：７０μｍ）
１．と同様の方法で別途作製したＳｉＣ基板１０を準備し、第１の表面２１ａから１．（４）と同様の方法を用いてトータルの研削・研磨量は４６０μｍとなるように加工し、鏡面仕上げとした。加工後の算術平均粗さＲａは０．１ｎｍとした。加工によって第１層２１及び中央層２０は除去され、第２層２２の内部が露出した表面となった。第２層２２の新たに露出した面に対して、（２－１）と同様の方法で結晶欠陥密度評価を実施した。その結果、第２層２２の新たに露出した面における結晶欠陥密度は１．０×１０¹／ｃｍ²であった。第２層２２も、中央層２０から離れるほど結晶欠陥密度が低くなることがわかっているため、第２の表面２２ａにおける結晶欠陥密度は、１．０×１０¹／ｃｍ²以下であり、第２の表面２２ａにおける結晶欠陥密度との差異は１０％未満であると推測された。

【0055】

（２－４）結論
以上の結果より、第１の表面２１ａ及び第２の表面２２ａにおける結晶欠陥密度は、中央面２０ａにおける結晶欠陥密度の１／１００倍以下（１／１０００倍以下）であり、第１の表面２１ａ及び第２の表面２２ａにおける結晶欠陥密度の差異は１０％未満であることが示された。

【0056】

（３）反り評価
１．と同様の方法で別途作製したＳｉＣ基板１０の反り量について、高精度レーザ測定器（株式会社キーエンス製 ＬＴ－９０１０Ｍ）を用いて評価した。まず、第１の表面２１ａについて、以下の方法で反り量を評価した。図４に示すように、１．で作製したＳｉＣ基板１０を平面視したときの板面の中心点Ｇを通り互いに直交する２つの直線Ｘ，Ｙを引き、直線Ｘ上で点Ｇからそれぞれ２０ｍｍ離れた２点Ａ，Ｂと直線Ｙ上で点Ｇからそれぞれ２０ｍｍ離れた２点Ｃ，Ｄとを定めた。続いて、図５に示すように、第１の表面２１ａにおける点Ａと点Ｂとの間の曲線ＡＢ上の任意の点のうち、線分ＡＢまでの距離が最長となる点Ｐを定めた。そして、線分ＡＢと点Ｐとの距離を反り量αとした。また、図示しないが、図５と同様に、第１の表面２１ａにおける点Ｃと点Ｄとの間の曲線ＣＤ上の任意の点のうち、線分ＣＤまでの距離が最長となる点Ｒを定め、線分ＣＤと点Ｒとの距離を反り量βとした。これらの反り量α，βのうち反りが大きい方を第１の表面２１ａの反り量とした。同様の方法を用いて第２の表面２２ａも反り量を評価し、第１の表面２１ａの反り量と第２の表面２２ａの反り量のうち絶対値が大きい方をＳｉＣ基板１０の反り量と定義した。その結果、１．で作製したＳｉＣ基板１０の反り量は１０μｍ以下であった。

【0057】

［実験例２］
１．ＳｉＣ基板の作製
（１）結晶成長層の形成工程
下地基板として市販のＳｉＣ単結晶基板（ｎ型４Ｈ－ＳｉＣ、直径５０．８ｍｍ（２インチ）、（０００１）面、オフ角４°、厚み３５０μｍ、オリフラなし）を準備し、Ｓｉ面、Ｃ面共に鏡面仕上げとした。高周波加熱グラファイトホットゾーン炉を具備した単結晶成長装置を用いて溶液引き上げ（ＴＳＳＧ：Ｔｏｐ Ｓｅｅｄｅｄ Ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｇｒｏｗｔｈ）法によりＳｉＣ単結晶基板のＳｉ面上に結晶成長させた。単結晶成長装置７０の概念図を図６に示す。なお、単結晶成長装置７０は図示しないチャンバー内に設置される。単結晶成長装置７０は、カーボン製坩堝７２と、加熱用コイル導線７３（図略の電源と接続）と、ＳｉＣ溶液７４と、坩堝を回転させる駆動装置７６と、試料保持用棒７７と、試料保持用棒７７を上下に駆動させる駆動装置７５とからなる。本装置７０は坩堝７２に巻き付けられた加熱用コイル導線７３で加熱されるが、加熱方式は誘導加熱式ヒーターである。カーボン製坩堝７２は上部が開口した有底の略円筒状である。

【0058】

具体的には、試料保持用棒７７の先端部に上述した市販のＳｉＣ単結晶基板９０がＳｉ面をＳｉＣ溶液７４に露出するように設置した。そして、カーボン製坩堝７２中でＳｉ原料を加熱用コイル導線７３等で構成される誘導加熱式ヒーターにより加熱することでＳｉ融液を形成し、カーボン製坩堝７２に含まれるＣをＳｉ融液中に溶出させてＳｉＣ溶液７４を得た。単結晶成長装置７０の設定温度は１６８０℃とした。カーボン製坩堝７２中には図６で上下方向（カーボン製坩堝７２の液面－底面方向）に温度勾配が形成された。温度勾配は３４℃／ｃｍであった。カーボン製坩堝７２中に収容されているＳｉＣ溶液７４は、導線７３の近傍に位置しかつカーボン製坩堝７２の内壁面に隣接する部分において最も高温であった。カーボン製坩堝７２の中心部に近づき、坩堝内壁面より離れる程、及びカーボン製坩堝７２の軸方向すなわち図６の上下方向に導線７３から離れる程、ＳｉＣ溶液７４の温度は低くなった。このようにカーボン製坩堝７２中のＳｉＣ溶液７４に温度勾配を形成した状態で、チャンバー内部に高純度のアルゴンガスを供給しつつ、ＳｉＣ単結晶基板９０を保持した試料保持用棒７７をカーボン製坩堝７２中に挿入した。前述したようにＳｉＣ単結晶基板９０はＳｉ面がＳｉＣ溶液７４に対面するように試料保持用棒７７の先端に取り付け、駆動装置７５により試料保持用棒７７をカーボン製坩堝７２の内部に向けて進行させ、ＳｉＣ単結晶基板９０をＳｉＣ溶液４に浸漬した。ＳｉＣ溶液７４が温度の低いＳｉＣ単結晶基板９０付近で冷却されることで、ＳｉＣ単結晶基板９０のＳｉ面にＳｉＣ結晶が成長した。なお、結晶成長は加速るつぼ回転法（ａｃｃｅｌｅｒａｔｅｄ ｃｒｕｃｉｂｌｅ ｒｏｔａｔｉｏｎ ｔｅｃｈｎｉｑｕｅ）に基づいて行った。具体的には、結晶成長中は駆動装置７６によってカーボン製坩堝７２を回転させ、カーボン製坩堝７２とＳｉＣ単結晶基板９０とを相対的に逆方向に回転させるとともに、回転方向を交互に切り換えた。このときの回転速度（最高速度）は約２０ｒｐｍであった。結晶成長開始（つまりＳｉＣ単結晶基板９０とＳｉＣ溶液７４との接触開始後）から４時間後、駆動装置７５により試料保持用棒７７を上方に移動させ、Ｓｉ面に結晶成長したＳｉＣ単結晶基板９０をＳｉＣ溶液７４から引き上げた。引き上げたＳｉＣ単結晶基板９０は、ＨＮＯ₃とＨＦの混液（ＨＮＯ₃：ＨＦ＝２：１）で洗浄した。以上の工程により、図７（ａ）に示すように、ＳｉＣ単結晶基板９０のＳｉ面のみに結晶成長層９３を有する試料８３を得た。

【0059】

（２）結晶成長層の評価
１．（１）と同様の方法で別途作製した試料８３を準備し、板面と直交する方向で試料８３の中心部を通るように切断した。切断した試料に対してダイヤモンド砥粒を用いたラップ加工にて断面を平滑化し、コロイダルシリカを用いた化学機械研磨（ＣＭＰ）により鏡面仕上げとした。得られた断面を走査型電子顕微鏡（日立ハイテクノロジーズ製、ＳＵ－５０００）にて撮影した。研磨後の断面の反射電子像のチャネリングコントラストにより結晶成長した厚みを評価したが、多結晶部は認められず、試料８３の総厚みが４４０μｍとなっていた。下地として使用したＳｉＣ単結晶基板９０の厚み３５０μｍから勘案すると、結晶成長層９３は９０μｍであり、２軸配向層を形成していることが分かった。

【0060】

（３）研削及び研磨
１．（１）で作製した試料８３に対し、結晶成長層９３を上面とし、ＳｉＣ単結晶基板９０のＣ面側を金属の定盤に固定し、砥石を用いて＃１２００まで研削して結晶成長層９３の表面を平坦にした。次いで、ダイヤモンド砥粒を用いたラップ加工により、結晶成長層９３の表面を平滑化した。その後、コロイダルシリカを用いた化学機械研磨（ＣＭＰ）により鏡面仕上げとした。トータルの研削・研磨量は２０μｍとなるように加工し、加工後の算術平均粗さＲａは０．１ｎｍとした。鏡面仕上げ後の試料８３が、ＳｉＣ単結晶基板９０のＳｉ面のみに結晶成長層９１を有するＳｉＣ基板８０（図７（ｂ）参照）である。（２）で観察した結晶成長層９３の厚み（９０μｍ）とトータルの加工量（２０μｍ）から、結晶成長層９１の厚みは７０μｍと計算された。

【0061】

２．評価
（１）結晶成長層の結晶方位
１．で作製したＳｉＣ基板８０に対し、板面と直交する方向で基板の中心部を通るように切断した。切断した試料に対してダイヤモンド砥粒を用いたラップ加工にて断面を平滑化し、コロイダルシリカを用いた化学機械研磨（ＣＭＰ）により鏡面仕上げとした。実験例１の２（１）と同様の方法を用いて結晶成長層９１及びＳｉＣ単結晶基板９０の逆極点図マッピングを実施した。逆極点図方位マップより、結晶成長層９１は表面法線方向、板面方向共にＳｉＣ単結晶基板９０と同じ方位に配向していることが示された。また、その傾斜角度分布は略法線方向、略板面方向ともに±０．５ °以下であり、結晶成長層９１は２軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。

【0062】

（２）結晶欠陥密度評価
（２－１）結晶成長層（厚み：７０μｍ）
１．と同様の方法で別途作製したＳｉＣ基板８０の結晶成長層９１の表面９１ａにおける結晶欠陥密度を評価した。表面９１ａに対して１．（３）と同様の方法を用いてトータルの研削・研磨量は３０μｍとなるように加工し、鏡面仕上げとした。加工後の算術平均粗さＲａは０．１ｎｍとした。ニッケル製のるつぼに、加工後のＳｉＣ基板８０をＫＯＨ結晶と共に入れ、５００℃で１０分間、電気炉でエッチング処理を行った。エッチング処理後の評価サンプルを洗浄し、光学顕微鏡にて観察し、ピットの数を数えた。具体的には、評価サンプル表面の任意の箇所の部位について、縦２．３ｍｍ×横３．６ｍｍの視野を倍率５０倍で１００枚分撮影してピットの総数を数え、数えたピットの総数をトータル面積である８．０５ｃｍ²で除することにより結晶欠陥密度を算出した。その結果、結晶成長層９１の鏡面仕上げ面における結晶欠陥密度は、１．６×１０¹／ｃｍ²であった。結晶成長層９１は、ＳｉＣ単結晶基板９０から離れるほど結晶欠陥密度が低くなることがわかっているため、表面９１ａにおける結晶欠陥密度は、１．６×１０¹／ｃｍ²以下である。

【0063】

（２－２）ＳｉＣ単結晶基板（厚み：３５０μｍ）
１．と同様の方法で別途作製したＳｉＣ基板８０を準備し、結晶成長層９１の表面９１ａから１．（３）と同様の方法を用いてトータルの研削・研磨量は２４５μｍとなるように加工し、鏡面仕上げとした。加工後の算術平均粗さＲａは０．１ｎｍとした。加工によって結晶成長層９１は除去され、ＳｉＣ単結晶基板９０の中心部にある面（中央面９０ａ）が露出した表面となった。中央面９０ａに対して、（２－１）と同様の方法で結晶欠陥密度評価を実施した。その結果、中央面９０ａにおける結晶欠陥密度は２．０×１０⁴／ｃｍ²であった。なお、結晶成長層９１の表面９１ａからトータルの研削・研磨量は３９０μｍとなるように加工し、鏡面仕上げとした試料における結晶欠陥密度も同様に評価したが、２．０×１０⁴／ｃｍ²と中央面９０ａと変わらないことが分かった。このことから、ＳｉＣ単結晶基板９０のうち結晶成長層９１が形成されていない露出面９０ｂ（図７（ｂ）参照）における結晶欠陥密度も２．０×１０⁴／ｃｍ²と同程度であると推測された。

【0064】

（２－３）結論
以上の結果より、ＳｉＣ基板８０の一方の面（結晶成長層９１の表面９１ａ）における結晶欠陥密度は、ＳｉＣ単結晶基板の中央面９０ａにおける結晶欠陥密度に比べて著しく低かった。しかし、ＳｉＣ基板８０のもう一方の面（ＳｉＣ単結晶基板９０の露出面９０ｂ）における結晶欠陥密度は、ＳｉＣ単結晶基板の中央面９０ａにおける結晶欠陥密度と同程度であった。

【0065】

（３）反り評価
１．と同様の方法で別途作製したＳｉＣ基板８０の一方の面（結晶成長層９１の表面９１ａ）と他方の面（ＳｉＣ単結晶基板９０のうち結晶成長層９１が形成されていない露出面９０ｂ）の反り量について、実験例１と同様の方法について評価した。その結果、１．で作製したＳｉＣ基板８０の反り量は６２μｍに達した。以上の結果より、ＳｉＣ基板８０は一方の面と他方の面との結晶欠陥密度の差が大きかったため、反り量が大きくなることが示された。

【0066】

本出願は、２０１９年１１月２０日に出願された日本国特許出願第２０１９－２０９５１８号を優先権主張の基礎としており、引用によりその内容の全てが本明細書に含まれる。

【産業上の利用可能性】

【0067】

本発明のＳｉＣ基板は、例えば半導体材料として利用可能である。

【符号の説明】

【0068】

１０ ＳｉＣ基板、２０ 中央層、２０ａ 中央面、２１ 第１層、２１ａ 第１の表面、２２ 第２層、２２ａ 第２の表面、３０ ＳｉＣ種結晶基板、３１ 第１配向前駆体層、３２ 第２配向前駆体層、３３ 積層体、３４ 熱処理体、５０ ＡＤ装置、５２ エアロゾル生成部、５３ エアロゾル生成室、５４ 原料供給管、５５ 加振器、６０ 成膜部、６２ 成膜チャンバ、６３ Ｘ－Ｙステージ、６４ 基板ホルダ、６６ 噴射ノズル、６７ スリット、６８ 真空ポンプ、７０ 単結晶成長装置、７２ カーボン製坩堝、７３ 加熱用コイル導線、７４ ＳｉＣ溶液、７５ 駆動装置、７６ 駆動装置、７７ 試料保持用棒、８０ ＳｉＣ基板、８３ 試料、９０ ＳｉＣ単結晶基板、９０ａ 中央面、９０ｂ 露出面、９１ 結晶成長層、９１ａ 表面、９３ 結晶成長層。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5】

【図6】

【図7】