CN102859654A - 碳化硅外延晶片及其制造方法、外延生长用碳化硅块状衬底及其制造方法以及热处理装置 - Google Patents

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Abstract

本发明提供表面平坦性极其良好且在外延生长后表现的胡萝卜缺陷及三角缺陷显著低密度的碳化硅外延晶片的制造方法。通过如下制造碳化硅外延晶片，即，第一工序，将与<0001>面的倾斜角比5度更小的碳化硅块状衬底在还原性气体气氛中，在第一温度T1及处理时间t的条件下进行退火；第二工序，在还原性气体气氛中降低衬底温度；第三工序，以比第一工序中的退火温度T1更低的第二温度T2下供给至少包含硅原子的气体和包含碳原子的气体进行外延生长。

Description

碳化硅外延晶片及其制造方法、外延生长用碳化硅块状衬底及其制造方法以及热处理装置
技术领域
本发明涉及碳化硅功率器件等所使用的碳化硅外延晶片及其制造方法、外延生长用碳化硅块状衬底及其制造方法以及用于将碳化硅块状衬底进行热处理的热处理装置。
背景技术
与硅(下面称为“Si”)相比，碳化硅(下面称为“SiC”)的能带隙较大，另外，绝缘破坏电场强度、饱和电子速度及导热率等物理参数优异，作为半导体功率器件材料，具有优异的性质。特别是，在使用了该SiC的功率器件中，可以形成大幅度降低功率损失及小型化等，可实现电源功率变换时的节省能源化，因此，在电动车的高性能化、太阳能电池系统等高功能化等、实现低碳社会的基础上，具有成为关键器件的可能性。
当制造SiC功率器件的时候，必须通过预热CVD法(热化学气相沉积法)等在SiC块状衬底上外延生长半导体器件的活性区域。在此，活性区域是指包含精密地控制晶体中的掺杂密度及膜厚而制作的生长方向轴的截面区域。在块状衬底上必须形成这种外延生长层的理由是因为，掺杂浓度及膜厚大体上由器件的设计规格所规定，另外，通常要求比块状衬底的掺杂浓度更高精度的控制性。
下面，将在SiC块状衬底上形成有外延生长层的晶片称为外延晶片。SiC器件通过对外延晶片施加各种各样的加工而制作，因此，利用一个外延晶片制作具有希望特性的器件的个数比例，即，所谓的元件成品率强烈地依赖于外延生长层的电特性的均匀性。即，如果在外延晶片面内存在与其它区域相比，绝缘破坏电场较小，或在施加一定电压时，流过相对较大的电流那样的局部区域，则包含该区域的器件特性，例如耐电压特性差，即使在相对较小的施加电压下，也会产生流过所谓的泄漏电流的不良情况。换句话说，主要规定元件成品率的要素是外延晶片的晶体学的均匀性。作为阻碍上述的均匀性的主要原因，已知有引起外延生长时的不良情况的、所谓的各种漏电缺陷的存在。
上述的晶体缺陷所共同的特征是，晶体的原子排列的周期性沿晶体生长方向局部不完全。作为由于SiC的外延生长而产生的缺陷，从其表面形状的特征来看，已知有称为胡萝卜缺陷、三角缺陷等的漏电缺陷。
作为抑制这些缺陷的产生的方法，例如，专利文献1中列举有，将用于制止缺陷产生的外延生长层在块状衬底和活性层之间以不足1500℃作为典型的生长温度进行生长的方法。
另外，例如专利文献2中列举有如下实施例，即，在温度1400℃、压力30Torr(4.0kPa)的条件下，进行40分钟的氢腐蚀，在将温度提高150℃且相对于地提高压力为42Torr(5.6kPa)，进行外延生长，得到基底面位错密度以平均值计成为20/cm2的外延晶片。
如众所周知，SiC晶体中存在称为多晶型物的特有的周期性。即，即使化学计量比的组成的Si和C一对一，且，晶格为密排六方结构，沿着本构造的c轴，在原子排列中还存在另一种周期性。根据按照该原子尺度的周期及晶格的对称性，规定SiC的物性。从现在器件应用的观点来看，最吸引关注的是称为4H-SiC的类型。在使用了4H-SiC的功率器件中，从主要降低原材料费用的观点来看，使用将从<0001>面向<11-20>方向以比5度程度更小的角度倾斜，且与C原子相比，可以更稳定地配置Si原子的面设为表面的外延晶片是主流。
通常在这种外延晶片中，具有几纳米高低差的凹凸以沿着<1-100>方向平行的形式出现在其表面。上述的表面形状的凹凸称为步进聚束。在步进聚束存在的情况下，由于电场等在外延生长层的表面附近诱导的电载流子在与表面平行的面内向相对于步进聚束不平行的方向移动的情况下，成为直接的势垒。即，电导率随着移动程度降低，且器件特性恶化。因此，在步进聚束存在的情况下，产生电导度的晶片面内均匀性降低的不良情况。因此，在步进聚束存在的情况下，在外延生长层表面附近诱导载流子的MOS型等器件中，其具体的构造的设计阶段及制造阶段中的自由度被显著限制。
专利文献1：日本特开2007-284298
专利文献2：日本特开2005-311348
发明内容
发明要解决的课题
在专利文献1的方法中，需要以与活性层不同的生长条件额外形成本质上与器件特性无关且与活性层明显不同的缺陷抑制层。从原料气体的利用效率、外延晶片的制作时间等观点来看，这是显著不利的，且产生降低生产性的不良情况。另外，器件的电气特性本质上由外延生长层的电气特性所决定，因此，由于上述的缺陷抑制层的导入，增加器件构造上的制约条件，结果，器件设计中的自由度降低的问题。
另一方面，在专利文献2的方法中，不需要这种抑制层，但实际上进行40分钟以上的氢腐蚀，另外，在生长时，实质上必须同时提高压力及温度。以外延晶片制造上的时间效率即成本的观点来看，这是不利的，另外，具有必须明显地变化装置状态的装置上的问题，特别是具有对装置的排气系统的负荷大的问题。另外，虽然专利文献2中有基底面位错相关的记载，但是，未提及本质上决定元件成品率的胡萝卜缺陷及三角缺陷等漏电缺陷。
另外，在4H-SiC类型的SiC块状衬底中，在表面从<0001>面向<11-20>方向以比5度程度更小的角度倾斜，由此，Si原子比C原子稳定地配置那样的情况下，当进行外延生长时，形成称为步进聚束的凹凸的趋势强，因此，具有为了避免上述的步进聚束对器件特性造成影响，器件构造等极端地受到限制的严重问题。
本发明是为了解决上述问题而做出的，提供SiC外延晶片，其不会降低原料气体的利用效率，缩短外延晶片的制作时间，确保良好的生产性，并且，在SiC器件上得到成为漏电源的外延生长后的缺陷密度明显低的即较高的元件成品率，而且，得到良好的电气特性且作为重要要素的平坦性优异。
本发明还提供外延生长用SiC块状衬底，其即使不进行降低原料气体的利用效率那样的工序及需要长时间处理来降低生产性那样的工序等特殊的前处理工序，而在SiC块状衬底上进行活性层的外延生长，在SiC器件上也能够得到成为漏电源的外延生长后的缺陷密度低的、即较高的元件成品率的SiC外延晶片。
本发明还提供热处理装置，其用于得到外延生长用SiC块状衬底，该外延生长用SiC块状衬底即使不进行需要长时间处理来降低生产性那样的工序等特殊的前处理工序，而在SiC块状衬底上进行活性层的外延生长，在SiC器件中也能够得到成为漏电源的外延生长后的缺陷密度低的、即较高的元件成品率的SiC外延晶片。
用于解决课题的手段
本发明提供SiC外延晶片的制造方法，其特征在于，具备：第一工序，将与<0001>面的倾斜角比5度更小的碳化硅块状衬底在还原性气体气氛中，在第一温度T1及处理时间t的条件下进行退火；第二工序，在所述还原性气体气氛中降低衬底温度；第三工序，以比所述第一工序中的退火温度T1更低的第二温度T2供给至少包含硅原子的气体和包含碳原子的气体进行外延生长。
本发明还提供外延生长用SiC块状衬底的制造方法，其具备：第一工序，将与<0001>面形成的倾斜角比5度更小的碳化硅块状衬底在还原性气体气氛中，以第一温度T1及处理时间t的条件进行退火；第二工序，在还原性气体气氛中使碳化硅块状衬底的温度降低到比第一温度T1更低的第三温度T3；第三工序，停止还原性气体的供给；第四工序，使碳化硅块状衬底的温度降低到比所述第三温度T3更低的温度。
另外，本发明的热处理装置具备：用于将碳化硅块状衬底在还原性气体气氛中进行热处理的处理室；用于在处理室内导入还原性气体的还原性气体导入部；在处理室内用于支承碳化硅块状衬底的衬底支承件；用于向处理室外排出还原性气体的还原性气体排出部；相对于处理室内的还原性气体的流动方向，与衬底支承件邻接地设置于衬底支承件的更上游的阶梯高差降低部件；用于加热碳化硅块状衬底的加热装置，衬底支承件与还原性气体的流路相接的面和阶梯高差降低部件与还原性气体的流路相接的面大致存在于同一平面上。
发明效果
根据本发明的SiC外延晶片的制造方法，可容易地制作如下SiC外延晶片，即，不会降低原料气体等利用效率，缩短SiC外延晶片的制作时间，确保良好的生产性，并且，在SiC器件中得到成为漏电源的外延生长后的缺陷密度明显低且优异的器件特性，并且，重要的晶片表面的平坦性极好。
另外，根据本发明的外延生长用SiC块状衬底的制造方法，可容易地制作外延生长用SiC块状衬底，该外延生长用SiC块状衬底即使不进行例如降低原料气体等使利用效率降低或使生产性降低那样的特殊的前处理工序，而进行外延生长，也能够得到在SiC器件中成为漏电源的外延生长后的缺陷密度低的SiC外延晶片。
另外，根据本发明的热处理装置，能够得到可容易地制作外延生长用SiC块状衬底的热处理装置，该外延生长用SiC块状衬底即使不进行需要长时间处理等的使生产性降低那样的特殊的前处理工序，而进行外延生长，也能够得到在SiC器件中成为漏电源的外延生长后的缺陷密度低的SiC外延晶片。
附图说明
图1是表示本发明实施方式1中的SiC外延晶片的制造顺序的工序流程图；
图2是相对于本发明实施方式1中的湿法药液处理后的SiC块状衬底表面的暗视野条件下的光学显微镜图像；
图3是在本发明实施方式1中的湿法药液处理后的SiC块状衬底表面存在的SiC粉尘的扫描电子显微镜图像；
图4是在本发明实施方式1中的湿法药液处理后的SiC块状衬底表面存在的SiC粉尘的能量分散型X射线分析谱；
图5是在外延生长后观察与本发明实施方式1中的图2相同区域的明视野条件下的诺马尔斯基微分干涉光学显微镜图像；
图6是本发明实施方式1中的SiC外延晶片的衬底温度的时间变化及气体流量；
图7是对于本发明实施方式1中的在晶体生长温度1550℃进行外延生长的晶片表面的10μm四方形区域的原子力显微镜图像；
图8是对于本发明实施方式1中的以晶体生长温度1525℃进行外延生长的晶片表面的10μm四方形区域的原子力显微镜图像；
图9是对于本发明实施方式1中的在晶体生长温度1500℃进行外延生长的晶片表面的10μm四方形区域的原子力显微镜图像；
图10是对于本发明实施方式1中的在晶体生长温度1475℃进行外延生长的晶片表面的10μm四方形区域的原子力显微镜图像；
图11是对于本发明实施方式1中的在晶体生长温度1450℃进行外延生长的晶片表面的10μm四方形区域的原子力显微镜图像；
图12是表示本发明实施方式2中的外延缺陷密度和标准化温度×时间的关系的图；
图13是表示本发明实施方式3中的外延生长层中的N型残留杂质浓度的C/Si比依赖性的图表；
图14是表示本发明实施方式4中的外延生长层中的N型残留杂质浓度的晶体生长温度T2依赖性的图表；
图15是表示本发明实施方式5中的外延生长用SiC块状衬底的制造顺序的流程图；
图16是对于本发明实施方式5中的湿法药液清洗工序后的SiC块状衬底表面的暗视野条件下的光学显微镜图像；
图17是在本发明实施方式5中的湿法药液清洗工序后的SiC块状衬底表面存在的SiC粉尘的扫描电子显微镜图像；
图18是表示对本发明实施方式5中的图17中的正方形包围的区域进行能量分散型X射线分析的结果的光谱；
图19是在外延生长后观察与本发明实施方式5中的图16相同区域的明视野条件下的诺马尔斯基微分干涉光学显微镜图像；
图20是表示本发明实施方式5中的SiC块状衬底温度的时间变化及气体时序的图；
图21是表示在本发明实施方式5中的退火处理后进行外延生长的实验所使用的SiC块状衬底温度的时间变化及气体时序的图；
图22是对于本发明实施方式5中的SiC外延晶片的10μm四方形区域的原子力显微镜图像；
图23是表示本发明实施方式6中的外延缺陷的密度和标准化温度×时间的关系的图；
图24是表示在本发明实施方式7中的退火处理后进行外延生长的实验中所使用的SiC块状衬底温度的时间变化及气体时序的图；
图25是表示本发明实施方式8中的热处理装置的侧面剖视图；
图26是表示本发明实施方式8中的热处理装置的俯视图；
图27是表示本发明实施方式8中的衬底支架及阶梯高差降低部件的俯视图；
图28是表示本发明实施方式8中的衬底支架的剖视图；
图29是表示用本发明实施方式8中的衬底支架支承SiC块状衬底的情况的剖视图；
图30是表示本发明实施方式8中的衬底支架的立体图；
图31是表示本发明实施方式8中的外延生长用SiC块状衬底的制造顺序的流程图；
图32是对于本发明实施方式8中的湿法药液清洗工序后的SiC块状衬底表面的暗视野条件下的光学显微镜图像；
图33是在本发明实施方式8中的湿法药液清洗工序后的SiC块状衬底表面存在的SiC粉尘的扫描电子显微镜图像；
图34是表示对本发明实施方式8中的图33中的正方形包围的区域进行能量分散型X射线分析的结果的光谱；
图35是在外延生长后观察本发明实施方式8中的与图32相同区域的明视野条件下的诺马尔斯基微分干涉光学显微镜图像；
图36是表示本发明实施方式8中的SiC块状衬底热处理时的温度曲线及气体时序的图；
图37是表示本发明实施方式9中的热处理装置的侧面剖视图；
图38是本发明实施方式9中的图37的A-A剖视图；
图39是本发明实施方式9中的图37的B-B剖视图；
图40是表示用本发明实施方式9中的衬底支架支承SiC块状衬底的情况的剖视图；
图41是表示本发明实施方式9中的衬底支架的立体图；
图42是表示本发明实施方式10中的衬底支架的立体图。
具体实施方式
实施方式1.
图1是表示本发明实施方式1中的SiC外延晶片的制造顺序的工序流程图。
本发明中使用的SiC块状衬底是4H-SiC类型的、从<0001>面向<11-20>方向以比5度程度更小的角度倾斜的规格的衬底。另外，倾斜方向没有严格地限定于<11-20>方向，也可以是向其它方向倾斜的规格的衬底。
首先，通过预先机械研磨及使用呈现酸性或碱性药液而进行的化学机械研磨对SiC块状衬底进行平坦化处理(CPM处理)。使用丙酮等对平坦化处理后的SiC块状衬底实施超音波清洗，来消除附着在表面的有机物。接着，以体积比率5∶1混合硫酸和过氧化氢水溶液，在加热到约130℃(±5℃)的混合溶液中浸渍SiC块状衬底，由此，主要消除金属附着物。再利用王水消除残留金属附着物。
接着，对该SiC块状衬底进行所谓的RCA清洗。即，在加热到75℃(±5℃)的氨水和过氧化氢水溶液的混合溶液(1∶9)中浸渍10分钟之后，在加热到75℃(±5℃)的盐酸和过氧化氢水溶液的混合溶液(1∶9)中浸渍。另外，在以体积比率计含有5％程度的氢氟酸的水溶液中浸渍之后，利用纯净水实施置换处理，进行对SiC块状衬底的表面清洗。但是，即使通过上述一连串的湿法药液清洗，SiC块状衬底表面也不会像其它例如硅等半导体材料那样洁净。这是由于，SiC晶体的原子力明显强于以往的半导体的原子力，因此，还未发现均匀地溶解SiC块状衬底表面的药液。
图2是将上述处理后的SiC块状衬底表面在暗视野条件下进行光学显微镜观察的结果。将其进行后述，在图2中由由实线包围的区域中，外延生长后确认三角缺陷，另一方面，在由由虚线包围的区域中观察到胡萝卜缺陷。在由由虚线包围的区域发现比较强的发光，在由由实线包围的区域内或区域外的附近发现比较弱的发光。另外，实线箭头表示的直线形状由SiC块状衬底背面的研磨伤痕所引起，另外，极强的发光区域反映背面的凹凸。另外，如果详细观察，则可确认更小的点状的发光，但是，这些部位不会对后面的结果造成影响。这种观察法对于观察表面状态上是有效的，因此，利用上述的观察可知在SiC块状衬底表面附着有一些微小的颗粒。
图3中表示利用扫描电子显微镜进一步评价上述处理后的SiC块状衬底的结果。如由图3可知，在上述微小发光区域存在的异物呈现锐角状，其大小至少为微米尺度。图4中表示对图3中的正方形包围的区域通过能量分散型X射线分光得到的光谱。图4的纵轴表示光谱强度，横轴表示能量。如由图可知，来自碳及硅的峰值较强，当利用这些相对强度进行判断时，可知该附着物由化学计量比为一对一的SiC构成。即，判明虽然进行上述各种清洗，但是，在SiC块状衬底表面还附着有SiC粉尘。
如图2所示的那样，图5中表示在预先对于SiC块状衬底的暗视野条件下进行表面观察的区域上以1475℃进行外延生长之后的微分干涉光学显微镜图像。下面，详细叙述在实现本发明的过程中得到的实验结果中的各处理温度，该处理温度的显示值强烈依赖于CVD装置中的测定方法。因此，本发明中的温度测定统一成高温计的测定值作为原则。顺便提及，在利用其它测定方法测定温度的情况下，只要计算与利用高温计同时测定的值的补偿值进行调节即可。
如由图5可知，本发明人最初发现在图2中由虚线包围的区域附近形成有胡萝卜缺陷、在由实线包围的区域附近形成有三角缺陷的漏电缺陷的事实。另外，发现图2中的比较弱的发光的位置和图3中发现三角型缺陷的位置不一定完全对应，发现多个偏离100μm量级的部位，这明确表明通过后述那样的过程，实际上移动。
另外，通常已知在功率器件含有存在这种缺陷的区域的情况下，施加高电场时产生泄漏电流。即，该缺陷的存在直接成为使元件成品率大幅度降低的主要原因。因此，如果不消除这些缺陷，就得不到均匀性良好且适于功率器件制作的外延生长层。
为了消除成为这种各种缺陷的主要原因的SiC粉尘，本发明人不断摸索且反复进行了各种各样的实验，其结果得到：下面详细叙述的一连串的工序可以最有效地消除SiC粉尘，而且，得到平坦性极好的外延表面的新的见解。下面，说明作为本发明特征的SiC粉尘消除工序。
首先，在例如被SiC膜涂覆的石墨制的衬底支架上，载置SiC块状衬底，并设置于CVD装置的反应炉内。为了抑制残存在反应炉内的不希望的分子或原子状的杂质向外延生长层的混入，将反应炉内抽真空到约1×10-7kPa程度。
接着，按照图6所示那样的温度曲线及气体时序，进行SiC外延晶片即在SiC块状衬底上形成有外延生长层的晶片的制作。
最初，作为还原性气体，向反应炉内导入例如氢气。另外，在本实施方式中，氢气兼作载气。在导入还原性气体且还原性气体种类与衬底表面接触的设定下，以真空度稳定地保持为例如25kPa程度的方式控制反应炉的压力。另外，在本实施方式中详细叙述上述压力下的实验例，但通常，由于反应炉的构造、形状的不同等，各CVD装置中优选的压力是可以变化的，当考虑上述的不同时，优选设为1kPa～70kPa的范围内的减压气氛。这是由于，当压力低于1kPa时，后述的还原性气体产生的置换反应效率降低，另外，当高于70kPa时，对SiC块状衬底的腐蚀占主导地位，得到的外延生长层表面的平坦性恶化。
接着，通过利用高频感应电流主要加热衬底支架，将SiC块状衬底加热到规定的处理温度T1。通常，为了抑制来自SiC块状衬底的碳原子的优先脱离，在衬底温度到达比晶体生长开始的温度更低的100℃程度的温度的阶段，开始向反应炉供给包含碳的气体、例如丙烷。但是了解到，当先进行供给包含这种碳原子的气体时，在上述倾斜角为5度程度以下的SiC块状衬底表面，显著产生原子的表面重构，在包含碳的气体的先行供给时间变长的过程，具有步进聚束的明显存在即SiC块状衬底表面的凹凸增加的趋势。即，本发明的发明人发现到生长开始时不进行丙烷的供给对确保平坦性是非常重要的。
以使衬底温度上升、例如在1550℃以上较高的温度T1下，在还原性气体气氛中保持规定的时间。上述的高温下的退火处理对降低胡萝卜缺陷及三角缺陷等漏电缺陷的同时、得到平坦性优异的外延晶片是必须的。因为，如后述，为了不存在步进聚束且得到平坦的外延生长面，需要以1475℃程度的比较低的温度进行外延生长，但未实施上述那样的高温退火处理的情况，是因为胡萝卜缺陷及三角缺陷等漏电缺陷密度以至少10个/cm2以上的高密度产生。
如上述，胡萝卜缺陷及三角缺陷的主要的产生原因是附着在SiC块状衬底的SiC粉尘所引起的，因此，为了以不对SiC块状衬底本身造成损伤的方式选择性地消除SiC粉尘，将化学性地吸附在SiC块状衬底上的SiC粉尘在还原性气体气氛下进行退火的处理是极其有效的。
即，推测该SiC粉尘为在上述药液处理的最后所使用的氢氟酸溶液中附着在SiC块状衬底上的粉尘。氢氟酸处理本来是用于消除SiC表面的氧化膜的处理。因此，在氢氟酸溶液中，SiC块状衬底和附着的SiC粉尘两者均未形成氧化膜。当将SiC块状衬底从氢氟酸溶液中暴露在大气中时，立即开始对两者表面的氧化。从SiC粉尘的形状判断，SiC粉尘表面在原子水平上不平坦，因此，推测SiC粉尘和SiC块状衬底经由薄的氧化膜附着。因此，为了以不对SiC块状衬底造成损伤的方式且选择性地从衬底表面消除SiC粉尘，通过还原性气体中的退火处理消除两者的氧化膜，之后利用还原性气体所包含的例如氢原子进行氢置换两者的表面，由此，稳定表面的处理是极其有效的。因为通过上述的处理，两者的表面相互以氢为终端，两者间产生电化学的斥力，并且利用气流本身，SiC粉尘可以从SiC块状衬底表面区域向气体下游移动。其结果，附着在SiC块状衬底表面的SiC粉尘不会对SiC块状衬底造成任何损伤地消除。
本发明的发明人在各种各样的条件下反复进行了实验，其结果判明，有效地产生上述氢置换的退火温度为1525℃以上。即，可以说1525℃是有效地显现退火效果的最低的退火温度。表1中表示，对使退火温度(T1)从1525℃到1600℃每25℃进行变化，并且将退火处理时间在10秒、180秒、420秒分别处理的情况，通过利用光学显微镜的表面观察进行观测、计数算出的胡萝卜缺陷及三角缺陷密度的总和。
[表1]
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在将退火温度T1设为1525℃的情况下，若退火处理时间为420秒，则该缺陷密度成为3.1个/cm2，相对于未进行上述退火工序的情况，降低为1/3以下。在将退火温度T1设为1550℃的情况下，若退火处理时间为180秒以上，则这些缺陷密度成为3个/cm2以下。另外，在将退火温度T1设为1575℃的情况下，若退火处理时间为180秒，则成为0.7个/cm2的结果。在将退火温度T1设为1600℃的情况下，若退火处理时间为10秒，则得到0.83个/cm2的良好的结果，若为180秒，则得到2.6个/cm2的良好的结果，但是，若为420秒，则急剧恶化为30个/cm2以上。
随着退火温度T1的高温化，以比较短的时间实现这种缺陷的低密度化与化学反应在高温下加速的通常的见解一致。但是，若退火温度T1为1600℃，退火处理时间为420秒，则三角缺陷进行高密度化。认为这是由于除了SiC粉尘的脱离之外，另外，还原性气体产生的对SiC块状衬底表面的腐蚀占主导地位。即，由于通过还原性气体产生的SiC块状衬底的腐蚀过剩而形成Si滴，或SiC粉尘本身也在SiC块状衬底上部分熔融而与SiC块状衬底一体化等，由CMP加工得到的、优异的平坦性局部恶化的结果，这些结果成为新的异常生长核。
因此，从作业时间的效率的观点出发，退火温度T1可以优选为1550℃以上，进一步优选为1575℃以上。若退火温度T1为1550℃，则退火处理时间t可以为420秒以上。若退火温度T1为1575℃，则退火处理时间t可以设为420秒以下，进一步优选设为180秒。若退火温度T1为1600℃，则退火处理时间t优选为不足180秒、10秒程度的退火时间。如一连串的实验结果所示，随着退火温度T1的高温化，退火时间t具有缩短的趋势。另外，在此，对退火处理时间t内将退火温度T1设为一定的情况进行了叙述，但为了使本工序缩短时间，对于退火温度T1，也可以不设为一定而赋予随时间的变化。在该情况下，峰值温度与上述的退火温度T1对应。
接着，在还原性气体气氛中保持同一压力并且降低衬底温度。在本发明涉及的一连串的实验中所使用的CVD装置中，该降温工序所需要的时间约为5分钟。另外，降温时间特别依赖于CVD装置的冷却体系的结构。降温工序所需要的时间优选尽可能短的时间。即，因为，在SiC块状衬底导入阶段，对于附着在衬底表面的SiC粉尘，通过上述还原性气体的脱离工序是可以消除的，与此相对，在降温工序所需要的时间长的情况下，产生附着、残存在CVD装置内部的SiC粉尘等重新附着在通过上述的高温退火处理工序而清洗过的SiC块状衬底表面的不良情况，附着的SiC粉尘等成为下面工序即外延生长阶段中的异常生长核，形成新的漏电缺陷。
特别成为问题的是，在构成还原性气体或原料气体等流入SiC块状衬底的方向(所谓的上游)及与SiC块状衬底对向的上面的加热区域的部件、例如衬底支架及基座等表面附着的SiC粉尘引起的附着。上述的SiC粉尘通过在SiC向SiC块状衬底上的外延生长时，同时形成于上述部件表面并附着在SiC块状衬底而产生。因此，抑制SiC粉尘的本身形成是极其困难的。另外，从制造成本的观点来看，在进行外延生长时，全部交换这些部件是不利的。因此，随着反复进行外延晶片的制造，附着于CVD装置中加热的部件的SiC粉尘附着在通过上述高温退火处理工序暂时清洗过的SiC块状衬底表面，因此，外延生长后，降低成为胡萝卜缺陷及三角缺陷等漏电缺陷的不良情况，因此，上述的降温工序更优选为短时间。
在上述的还原性气体气氛中的高温退火处理工序及衬底温度的降温工序后，到达规定晶体生长温度T2之后，通过原料气体的供给开始，而开始外延生长。另外，在此，示例了在降温工序结束后供给材料气体的实例，当为了缩短整体的处理时间，也可以在降温过程中开始原料气体的供给。
上述原料气体的流量根据反应炉的构造或压力而确定适当的量，还根据生长速度不同而较大地变化，因此，不能规定为一定，但是，在本发明所使用的CVD装置中，按照将作为至少包含硅原子的气体例如用氢进行90％稀释的硅烷以90sccm的流量、作为包含碳原子的气体例如丙烷以2.4sccm的流量同时开始供给的时序，进行外延生长。
另外，根据需要，也可以同时供给N型掺杂用的N2气体，也可以向P型掺杂用供给包含Al、B、Be的有机金属材料。另外，为了实现生长速度的高速化，也可以并用HCl气体，或，也可以使用硅烷作为包含硅原子的气体。
另外，在以有效地产生SiC粉尘的脱离的晶体生长温度T2、例如1550℃进行外延生长的情况下，主要在硅原子在衬底表面的移动过大、例如向具有5度程度的倾斜角的SiC块状衬底上的生长中，沿着<11-20>方向，以微米量级以上的程度大致形成周期性的凹凸。
图7是对于在1550℃的晶体生长温度T2下进行外延生长的晶片表面的10μm四方形区域的原子力显微镜图像。该高低差是作为4H-SiC中的c轴方向的基本单元结构的比1nm大数倍程度的约6nm，原子水平上不能得到平坦的表面。如上述，该凹凸形状称为步进聚束。
为了抑制上述的步进聚束，以原子尺度得到大致平坦的外延生长表面，将晶体生长温度T2进行各种变化，反复进行实验。图8、图9、图10、图11分别表示将晶体生长温度T2变化为1525℃、1500℃、1475℃、1450℃进行膜厚6μm的外延生长的晶片，对10μm的方形区域进行原子力显微镜的评价的结果。其结果判明，在将晶体生长温度T2设为1475℃以下即比退火温度T1低75℃以下的情况下，外延生长层表面显著平坦化。即，如图10所示，观察不到步进聚束。另外，在降低晶体生长温度T2而设为1450℃的情况下，如图11所示，平坦性显著改善，当Ra＝0.2nm以下时，得到平坦性极其良好的外延生长层。
即，通过将晶体生长温度T2更低于退火处理温度T1，可得到良好的外延生长层表面。还判明，当晶体生长温度T2比退火处理温度T1低75℃以上时，得到平坦性极其良好的外延生长层。
实施方式2.
在实施方式1中详细叙述了SiC块状衬底的表面状态的退火温度依赖性。通常，在退火处理中，退火温度T1和处理时间t为重要的因素。即，对于晶片的退火处理效果必须同时考虑上述的两个参数。通常可以说，越以更高的退火温度T1进行长时间处理，热处理的程度越大。即，退火温度T1和退火时间t的积、T1×t直接表示热处理的程度。另外，如上述，表1的实验结果也教导：最佳的处理时间t根据退火温度T1而进行变化。即，作为原则，退火温度T1越高，处理时间t越短时，缺陷密度具有降低的趋势。
处理时间t只要单纯应用处理时间本身即可，但与退火温度T1直接应用实际的退火温度，，将显现退火效果那样的温度设为补偿温度To并导入标准化温度的一方更恰当。即，认为(T1-To)×t表示热处理的程度。顺便提及，单位为K·s。
图12中表示对于表1的各退火温度T1、处理时间t，计算标准化温度×时间即(T1-To)×t并设为横轴，将各条件中的缺陷密度设为纵轴的结果。另外，补偿温度To设为显现退火效果的最低的退火温度即1525℃。
从图12可知，(T1-To)×t在0～21000K·s的范围中，得到3.3个/cm2以下的实用水平的缺陷密度的晶片。在500～13500K·s的范围中，得到2.6个/cm2以下，成为进一步优选的结果。
如果导入上述的参数显现优选的范围，则即使不对所有的处理条件进行全面性地实验，也具有利用上述的表1程度的实验值直接发现改变退火温度T1时适当的处理时间t，或设为一定的处理时间t时适当的退火温度T1的效果。
实施方式3.
在实施方式1、实施方式2中，详细叙述了外延晶片的表面状态的退火温度依赖性、缺陷密度的退火温度T1及退火时间t的依赖性。即，对用于得到缺陷密度低、表面平坦性良好的高质量的外延生长层的方法进行了说明。
另一方面，在实际的器件中，在外延晶片为高质量的指标中，除了上述的缺陷密度和表面平坦性，外延生长层中的N型残留杂质浓度小也重要。
在此，“N型残留杂质”是指，在外延生长时不希望包含于外延生长层中的N型杂质。N型残留杂质是由例如残存于CVD装置内部的空气中的氮、从配置于CVD装置内部的隔热材料等排出的气体等所引起的。
当N型残留杂质浓度高时，在外延生长层中希望掺杂杂质时，具有掺杂的杂质浓度的控制困难的问题。例如，在外延生长层中，希望将N型杂质掺杂成约1017cm-3以下时，在N型残留杂质浓度为约1016cm-3的情况下，控制向外延生长层的掺杂浓度是困难的。
即，由于外延晶片为高质量，因此，可以说低缺陷密度且表面平坦性良好、并且N型残留杂质浓度低例如为2×1016cm-3以下的晶片适于作为器件用的外延晶片。因此，除了上述的外延生长及其表面状态的原子尺度的评价、缺陷密度的计数，本发明人还反复进行外延生长层中的N型残留杂质浓度的评价。
为了评价N型残留杂质浓度，不进行例如向CVD装置内供给氮等希望向外延生长层中掺杂杂质那样的行为，而进行外延生长。由于不进行希望的掺杂，因此，形成的外延生长层所包含的N型杂质全部为残留杂质。因此，通过评价这样形成的外延生长层的N型杂质浓度，能够评价N型残留杂质浓度。
N型残留杂质浓度的评价通过所谓的C-V测定进行。C-V测定是通过向外延晶片施加电压，测定电容量，能够评价外延晶片中的杂质浓度的方法。
反复进行通过上述方法评价N型残留杂质浓度的实验，其结果表明，在与<0001>面的斜角小于5度的SiC块状衬底的情况下，精确地控制外延生长涉及的主要的实验参数中，特别是在外延生长时供给的全部原料气体中的碳原子和硅(硅)原子的原子数比(下面称为“C/Si比”或“C/Si”)，对为了控制外延生长层中的N型残留杂质浓度是非常重要的。下面，对该实验结果进行详细地说明。
制造外延晶片的工序的流程与上述的实施方式1相同。即，首先，对SiC块状衬底进行CMP处理工序、湿法药液清洗工序之后，将SiC块状衬底导入CVD装置的反应炉内。而且，进行在还原性气体气氛中的退火温度T1、退火时间t的高温退火处理工序，在衬底温度的降温工序后，到达规定的晶体生长温度T2，之后，通过开始原料气体的供给，开始外延生长。在此，退火温度T1设为1575℃，退火时间t设为180秒，晶体生长温度T2设为1450℃，外延生长层的厚度设为6μm。
接着，对低温外延生长工序中的原料气体的供给条件进行说明。用氢进行90％稀释的硅烷(即，氢∶硅烷＝9∶1的混合气体)的流量以90sccm设为一定。另一方面，丙烷的气体流量设为1.8sccm(C/Si＝0.6)、2.4sccm(C/Si＝0.8)、3.0sccm(C/Si＝1.0)、3.6sccm(C/Si＝1.2)、4.2sccm(C/Si＝1.4)，分别进行了外延生长。在此，由于将硅烷气体流量设为一定，因此，C/Si比随着丙烷气体流量的变化而变化。另外，在此，“硅烷”使用所谓的“甲硅烷(monosilane)”。
使丙烷气体流量以上述的条件变化即变化C/Si比并进行外延生长而得到的外延晶片全部的外延生长层表面的缺陷密度为0.7个/cm2以下。另外，用原子力显微镜观察各自的外延晶片的外延生长层表面，所有的外延晶片中不存在步进聚束。由此，确认所有的外延晶片的缺陷密度极低、外延生长层的表面平坦性良好。
接着，对通过C-V测定考察上述外延晶片的外延生长层中的N型残留杂质浓度的结果进行说明。图13是表示上述实验的外延生长层中的N型残留杂质浓度的C/Si比依赖性的图表。如图13所示，可知，如果将C/Si比设为0.45以上，则N型残留杂质浓度成为2×1016cm-3以下，可实现电气特性上的高质量化。另外，如果将C/Si比设为1.17以上，则可以将N型残留杂质浓度设为1×1014cm-3以下。
另一方面，在使C/Si比进一步上升并设为C/Si＝1.4而形成外延生长层的情况下，到达C-V测定中使用的装置的测定界限，因此，不能测定。
因此，如果优选将C/Si比设为0.45以上且不足1.4，进一步优选将C/Si比设为1.17以上且不足1.4，则能够得到N型残留杂质浓度较低的高质量的外延生长层。另外，在该实验中，不能测定，但当将C/Si比设为1.4以上时，具有N型残留杂质浓度进一步变低的可能性。
在本发明的实施方式3中，如以上，通过将在外延生长时供给的全部气体中所包含的碳原子数和硅原子数之比即C/Si比设为0.45以上且不足1.4，能够将外延生长层中的N型残留杂质浓度设为2×1016cm-3以下。这在例如外延生长层中希望将N型杂质掺杂成约1017cm-3以下时是特别有效的。
另外，在本发明的实施方式3中，通过将C/Si比设为1.17以上且不足1.4，能够将外延生长层中的N型残留杂质浓度设为1×1014cm-3以下。这在例如高耐压器件用、外延生长层中希望将N型杂质掺杂成约1015cm-3以下时是特别有效的。
实施方式4.
在上述的实施方式3中，对使供给的原料气体的C/Si比变化来降低外延生长层中的N型残留杂质浓度的方法进行了说明。另一方面，N型残留杂质浓度也依赖于外延生长时的晶体生长温度T2，因此，在本发明的实施方式4中，对使晶体生长温度T2变化形成外延生长层来考察N型残留杂质浓度的实验结果进行说明。
制造外延晶片的工序的流程与上述的实施方式1及实施方式3相同。即，首先，对SiC块状衬底进行CMP处理工序、湿法药液清洗工序后，将SiC块状衬底导入CVD装置的反应炉内。而且，进行在还原性气体气氛中的退火温度T1、退火时间t的高温退火处理工序，在衬底温度的降温工序后，到达规定的晶体生长温度T2，之后，通过开始原料气体的供给，开始外延生长。在此，退火温度T1为1575℃，退火时间t设为180秒。
接着，对低温外延生长工序中的条件进行说明。将用氢进行90％稀释的硅烷(即，氢∶硅烷＝9∶1的混合气体)的流量设为90sccm，将丙烷的气体流量设为2.4sccm，即，将C/Si比设为0.8。而且，将晶体生长温度T2设为1450℃、1463℃、1475℃，分别进行外延生长。
接着，对通过C-V测定考察上述外延晶片的外延生长层中的N型残留杂质浓度的结果进行说明。图14是表示上述实验的外延生长层中的N型残留杂质浓度的晶体生长温度T2依赖性的图表。如图14所示，可知，如果将晶体生长温度T2设为1325℃以上，则N型残留杂质浓度成为2×1016cm-3以下。
另一方面，当使晶体生长温度T2进一步上升并设为1500℃以上时，在外延生长层表面上，步进聚束明显存在。
因此，通过将晶体生长温度T2设为1325℃以上且不足1500℃，能够得到具有低的缺陷密度和良好的表面平坦性且具有低的N型残留杂质浓度的外延生长层。
因此，从上述的实施方式1～3和本实施方式4可知，通过对块状衬底进行还原性气体气氛中的退火温度T1、退火时间t下的高温退火处理工序、衬底温度的降温工序后，到达规定的晶体生长温度T2，之后，开始外延生长，并将在外延生长时供给的原料气体的C/Si比设为0.72以上不足1.4且将晶体生长温度T2设为1325℃以上不足1500℃，能够得到具有低的缺陷密度和良好的表面平坦性且具有低的N型残留杂质浓度的外延生长层。
在本发明的实施方式4中，如以上，通过将晶体生长温度T2设为1325℃以上且不足1500℃，能够将外延生长层中的N型残留杂质浓度设为2×1016cm-3以下。这在例如外延生长层中希望将N型杂质掺杂成约1017cm-3以下时是特别有效的。
另外，根据需要，也可以在外延生长时适当组合C/Si比、晶体生长温度T2或生长速度等实验参数，在该情况下，能够得到N型残留杂质浓度更低的外延生长层。
实施方式5.
首先，对本发明实施方式5中的外延生长用SiC块状衬底的制造方法进行说明。图15是表示本发明实施方式5中的外延生长用SiC块状衬底的制造顺序的流程图。
另外，在SiC晶体中存在称为多晶型物的特有的周期性。即，即使化学计量比的组成的Si和C为一对一，且，晶格为密排六方结构，沿着该构造的c轴，在原子排列中还存在另一种周期性，根据按照该原子尺度的周期及晶格的对称性，规定SiC的物性。从现在器件应用的观点来看，最吸引关注的是称为4H-SiC的类型。在使用了4H-SiC的功率器件中，从主要降低原材料费用的观点来看，使用将从<0001>面向<11-20>方向以比5度程度更小的角度倾斜，且与C原子相比，可以更稳定地配置Si原子的面设为表面的外延晶片是主流。
因此，在此，4H-SiC类型中，制造使用从<0001>面向<11-20>方向以比5度程度更小的角度倾斜的规格的SiC块状衬底。但是，倾斜方向没有严格地限定于<11-20>方向，也可以设为向其它方向倾斜的规格。
首先，以在坩埚内对向配置晶种和原料且原料侧成为相对高温的方式加热两者，通过升华法在晶种上使SiC单晶体生长，制造由4H-SiC构成的SiC锭(S1)。接着，通过研削加工SiC锭的外周，将SiC锭的形状修整为圆筒状(S2)。在此，实施用于既定衬底的面方位的所谓的定向面等加工。接着，通过线锯、线放电加工等，将SiC锭切出成平板状(S3)。接着，通过研削及机械研磨切出成平板状的SiC块状衬底的表面及背面等进行平坦化(S4)。在此，为了防止衬底的破裂，对外周实施斜切加工。
在通过以上工序制造的SiC块状衬底表面存在伴随机械研磨的伤痕等，这成为起点并在外延生长时形成缺陷，因此，为了得到良好的SiC外延晶片，只有以上的工序是不充分的。
接着，通过机械研磨及使用呈现酸性或碱性的药液的化学机械研磨(CMP)对SiC块状衬底进行平坦化处理(S5)。然后，使用丙酮等对CMP处理后的SiC块状衬底实施超音波清洗，消除附着在表面的有机物。另外，在以体积比率计将硫酸和过氧化氢水溶液混合成5∶1且加热成约130℃(±5℃)的混合溶液中，浸渍SiC块状衬底，由此，主要消除金属附着物。并且，利用王水消除残留金属附着物。
接着，对该SiC块状衬底进行称为RCA清洗的湿法药液清洗(S6)。即，在加热成75℃(±5℃)的氨水和过氧化氢水溶液的混合溶液(1∶9)中浸渍10分钟后，浸渍在加热成75℃(±5℃)的盐酸和过氧化氢水溶液的混合溶液(1∶9)中。另外，在以体积比率计包含5％程度的氢氟酸的水溶液中浸渍后，利用纯净水实施置换处理，进行对SiC块状衬底的表面清洗。但是，即使通过上述一连串的湿法药液清洗，SiC块状衬底表面也不能像其它例如硅等半导体材料那样洁净。这是由于，SiC晶体的原子力显著强于现有的半导体的原子力，因此，还未发现均匀地溶解SiC块状衬底表面的药液。
图16是对于本发明实施方式5中的湿法药液清洗工序后的SiC块状衬底表面的暗视野条件下的光学显微镜图像。虽然进行后述，但在图16中由由实线包围的区域中，外延生长后确认三角缺陷，另一方面，在由由虚线包围的区域中，观测到胡萝卜缺陷。在由由虚线包围的区域中，看到比较强的发光，在由由实线包围的区域内或区域外附近，看到比较弱的发光。另外，极强的发光区域反映背面的凹凸。另外，如果详细观察，则可确认更小的点状发光，但是，这些部位对之后的结果不会造成影响。这种观察法对察表面状态是有效的，因此，利用上述的观察可知在SiC块状衬底表面附着有一些微小的颗粒。
图17是在本发明实施方式5中的湿法药液清洗工序后的SiC块状衬底表面存在的SiC粉尘的扫描电子显微镜图像。如从图17可知，在上述微小发光区域存在的异物呈现锐角状，其大小至少为微米尺度。
图18是表示对本发明实施方式5中的由图17中的正方形包围的区域进行能量分散型X射线分析的结果的光谱。在图18中，纵轴表示光谱强度、横轴表示能量。图18中，利用碳及硅的峰值较强，当利用这些相对强度判断时，可知该附着物由化学计量比为一对一的SiC构成。即，判明，虽然进行上述各种清洗，但是，在SiC块状衬底表面还附着有SiC粉尘。
图19是在外延生长后观察与本发明实施方式5的图16相同区域的明视野条件下的诺马尔斯基微分干涉光学显微镜图像。在此，将SiC块状衬底的温度设为1475℃进行外延生长。下面，详细描述在本发明所至的过程中得到的实验结果的各处理温度，但上述的处理温度的显示值强烈地依赖于测定方法。因此，作为原则，本发明的温度的测定统一为高温计的测定值。另外，在利用其它测定方法测定温度的情况下，只要计算与用高温计同时测定的值的补偿值进行调节即可。
如由图19可知，本发明的发明人最初发现，在图16内由由虚线包围的区域附近形成有胡萝卜缺陷、在由由实线包围的区域附近形成有三角缺陷的漏电缺陷的事实。另外，图16中的看到比较弱的发光的位置和图19中看到三角缺陷的位置未必完全对应，看到多个以100μm量级偏离的部位，这明确示出通过后述那样的过程而实质性地移动。
另外，通常已知在功率器件含有存在这种缺陷的区域的情况下，施加高电场时产生泄漏电流。即，该缺陷的存在直接成为使元件成品率大幅度降低的主要原因。因此，如果不消除这些缺陷，则就得不到均匀性良好且适于功率器件制作的外延生长层。
为了消除成为这种各种缺陷的主要原因的SiC粉尘，本发明的发明人不断摸索且反复进行了各种各样的实验，其结果得到下面详细叙述的一连串的工序可以最有效地消除SiC粉尘的新的见解。下面，说明作为本发明特征的SiC粉尘消除工序。
首先，在例如被SiC膜涂覆的石墨制的衬底支架上载置SiC块状衬底，并设置于反应炉内(S7)。而且，为了抑制残存在反应炉内的不希望的分子或原子状的杂质造成的不良影响，将反应炉内进行抽真空到约1×10-7kPa程度。
图20是表示本发明实施方式5的SiC块状衬底的温度的时间变化及气体时序的图。在图20中，纵轴表示温度，横轴表示时刻。接着，按照图20所示那样的温度曲线及气体时序，对SiC块状衬底进行处理。
首先，作为还原性气体，向反应炉内导入例如氢气。但是，还原性气体不限于氢气体。在导入还原性气体且还原性气体种类与衬底表面接触的设定下，以真空度稳定地保持为例如25kPa程度的方式控制反应炉的压力。另外，在本发明的实施方式1中详细叙述上述压力下的实验例，但通常，由于反应炉的构造及形状的不同等，每个反应炉中优选的压力是可以变化的，当考虑上述的不同时，优选设为1kPa～70kPa的范围内的减压气氛。这是由于，当压力低于1kPa时，后述的还原性气体产生的置换反应效率降低，另外，当高于70kPa时，对SiC块状衬底的腐蚀占主导地位，然后，通过在该SiC块状衬底上生长得到的外延生长层表面的平坦性恶化。
并且，主要通过高频感应电流加热衬底支架，由此，将SiC块状衬底加热到规定的处理温度T1。将温度T1设定为例如1550℃以上的相对高的温度并在还原性气体气氛中保持处理时间t(S8)。
接着，在还原性气体气氛中保持同一压力并降温SiC块状衬底的温度。在此，从还原性气体的成本的观点来看，在SiC块状衬底的温度到达室温前，停止还原性气体的供给是有利的。因此，在将SiC块状衬底的温度降温到比温度T1更低的规定的温度T3的时刻(S9)，停止还原性气体的供给(S10)，然后，使SiC块状衬底的温度进一步降温到比温度T3更低的室温(S11)。通过以上，外延生长用SiC块状衬底完成。
可知，在未实施这种高温退火处理的情况下，当进行外延生长时，胡萝卜缺陷及三角缺陷等漏电缺陷密度以至少10个/cm2以上的高密度产生。
如上述，胡萝卜缺陷及三角缺陷的主要的产生原因是附着在SiC块状衬底的SiC粉尘所引起的，因此，为了以不对SiC块状衬底本身造成损伤的方式选择性地消除SiC粉尘，将化学性地吸附在SiC块状衬底上的SiC粉尘在还原性气体气氛下进行退火的处理是极其有效的。
即，推测该SiC粉尘为在上述药液处理的最后所使用的氢氟酸溶液中附着在SiC块状衬底上的粉尘。氢氟酸处理本来是用于消除SiC表面的氧化膜的处理。因此，在氢氟酸溶液中，SiC块状衬底和附着的SiC粉尘，两者均未形成氧化膜。当将SiC块状衬底从氢氟酸溶液中暴露在大气中时，立即开始对两者表面的氧化。从SiC粉尘的形状判断，SiC粉尘表面在原子水平上不平坦，因此，推测SiC粉尘和SiC块状衬底经由薄的氧化膜附着。因此，为了以不对SiC块状衬底造成损伤的方式且选择性地从衬底表面消除SiC粉尘，通过还原性气体中的退火处理消除两者的氧化膜，之后利用还原性气体所包含的例如氢原子氢置换两者的表面，由此，稳定表面的处理是极其有效的。因为通过上述的处理，两者的表面相互进行以氢为终端，两者间产生电化学的斥力，并且利用气流本身，SiC粉尘可以从SiC块状衬底表面区域向气体下游移动。其结果，在不会对SiC块状衬底造成任何损伤下将附着在SiC块状衬底表面的SiC粉尘消除。
但是，当停止还原性气体的供给的温度T3过高时，SiC块状衬底的表面原子以还原性气体所包含的例如氢原子以外的原子形成终端或随着表面悬垂键的形成而形成氧化层。如果鉴于避免这种情况，则停止还原性气体的供给时的SiC块状衬底的温度T3优选为900℃以下，更优选为300℃以下。优选为300℃以下是因为，不仅将SiC块状衬底的表面原子以还原性气体所包含的例如氢原子形成终端的效果彻底发挥，而且有效地进行衬底制造，因此，提高衬底温度的降低速度，短时间内可实现有效地降温。
另外，降温工序所需要的时间优选较短。因为在降温工序所需要的时间长的情况下，有时附着、残存在反应炉内部的SiC粉尘等重新附着在通过上述退火处理工序而清洗过的SiC块状衬底的表面，且成为外延生长时的异常生长核而形成漏电缺陷。
本发明的发明人在各种各样的条件下反复实验，其结果判明，有效地产生上述的氢置换的退火温度为1525℃以上。即，可以说1525℃是有效地显现退火效果的最低的退火温度。下面，对在变化温度T1进行退火处理的外延生长用SiC块状衬底上进行外延生长来考察胡萝卜缺陷及三角缺陷的密度的实验结果进行说明。
图21是表示在本发明实施方式5的退火处理后进行外延生长的实验所使用的SiC块状衬底的温度的时间变化及气体时序的图。在上述说明中，在退火处理工序之后，将SiC块状衬底的温度降温至室温，但在退火处理工序之后，同时降温至室温后加热到进行外延生长的温度，来进行外延生长，或者未降温到室温而设定为进行外延生长的温度来进行外延生长，均对结果没有影响。因此，在此，为了缩短时间，如图21所示，在退火处理后未降温至室温而设定为进行外延生长的温度，进行了外延生长。
从锭制造工序到退火处理工序与上述一样。退火处理工序后，不停止还原性气体的供给，将SiC块状衬底的温度降温到外延生长的温度T2，然后，开始硅烷(SiH4)、丙烷(C3H8)的原料气体的供给。通过原料气体的供给开始，来开始外延生长。SiC块状衬底的温度在外延生长中以温度T2保持一定。另外，在此，示出了SiC块状衬底的温度降低到进行外延生长的温度T2后供给原料气体的情况，但为了缩短整体的处理时间，也可以在SiC块状衬底的温度到达T2前开始原料气体的供给。
形成规定厚度的外延生长层之后，停止原料气体的供给。而且，将在SiC块状衬底上形成外延生长层的SiC外延晶片的温度降温到室温，并停止还原性气体的供给。还原性气体的供给也可以在到达上述温度T3的时刻停止。
另外，如上述，退火处理工序也可以在SiC外延生长用的CVD装置内进行，但有时附着或残存在CVD装置内部的SiC粉尘等重新附着在通过高温退火处理而清洗过的SiC块状衬底表面，成为外延生长阶段的异常生长核，而产生形成新的漏电缺陷的问题。
特别成为问题的是，在构成还原性气体或原料气体等流入SiC块状衬底的方向及与SiC块状衬底对向的上面的加热区域的部件、例如衬底支架及基座等表面附着的SiC粉尘。上述的SiC粉尘通过在SiC向SiC块状衬底上的外延生长时，同时形成并附着于上述部件表面而产生。因此，抑制SiC粉尘的本身形成是极其困难的。另外，从制造成本的观点来看，在进行外延生长时，全部交换这些部件是不利的。因此，随着反复进行外延晶片的制造，附着于CVD装置中加热的部件的SiC粉尘附着在通过退火处理工序暂时清洗过的SiC块状衬底表面，因此，优选在与退火处理工序和外延生长工序不同的装置中进行。
在此，在图21所示的温度曲线及气体时序中，使进行退火处理的温度T1从1525℃到1600℃每25℃变化，另外，对于将退火处理时间t以10秒、180秒、420秒分别处理的情况，表2中示出利用光学显微镜的表面观察进行观测、计数算出的胡萝卜缺陷及三角缺陷密度的总和。作为其它条件，进行外延生长的温度T2为1475℃，原料气体的流量，用氢进行90％稀释的硅烷为90sccm，丙烷为2.4sccm，外延生长层的厚度为6μm。
[表2]
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在将退火温度T1设为1525℃的情况下，若退火处理时间t为420秒，则缺陷密度成为3.1个/cm2，相对于未进行上述退火工序的情况，降低为1/3以下。在将退火温度T1设为1550℃的情况下，若退火处理时间t为180秒以上，则这些缺陷密度成为3个/cm2以下。另外，在将退火温度T1设为1575℃的情况下，若退火处理时间t为180秒，则成为0.7个/cm2的结果。在将退火温度T1设为1600℃的情况下，若退火处理时间t为10秒，则得到0.83个/cm2的良好的结果，若为180秒，则得到2.6个/cm2的良好的结果，但是，若为420秒，则急剧恶化为30个/cm2以上。
随着退火温度T1的高温化，以比较短的时间实现这种缺陷的低密度化与化学反应在高温下加速的通常的见解一致。但是，若退火温度T1为1600℃，退火处理时间为420秒，则三角缺陷进行高密度化。认为这是由于除了SiC粉尘的脱离之外，另外，还原性气体产生的对SiC块状衬底表面的腐蚀占主导地位。即，由于通过还原性气体产生的SiC块状衬底的腐蚀过剩而形成Si滴，或SiC粉尘本身也在SiC块状衬底上部分熔融而与SiC块状衬底一体化等，由CMP加工得到的、优异的平坦性局部恶化的结果，这些结果成为新的异常生长核。
因此，从作业时间的效率的观点出发，退火温度T1优选为1550℃以上，更优选为1575℃以上。若退火温度T1为1550℃，则退火处理时间t可以为420秒以上。若退火温度T1为1575℃，则退火处理时间t可以设为420秒以下，进一步优选设为180秒。若退火温度T1为1600℃，则退火处理时间t优选为不足180秒、10秒程度的退火时间。如一连串的实验结果所示，随着退火温度T1的高温化，退火时间t具有缩短的趋势。另外，在此，对退火处理时间t内将退火温度T1设为一定的情况进行了叙述，但为了使本工序缩短时间，对于退火温度T1，也可以不设为一定而赋予随时间的变化。在该情况下，峰值温度与上述的退火温度T1对应。
接着，对考察经由上述的图21所示的温度曲线及气体时序得到的SiC外延晶片表面的平坦性的结果进行说明。图22是对于本发明实施方式5的SiC外延晶片的10μm四方形区域的原子力显微镜图像。在此，进行观测的SiC外延晶片是退火温度T1为1550℃、处理时间t为420秒的晶片。
在4H-SiC类型的SiC块状衬底上，在表面从<0001>面向<11-20>方向以比5度程度更小的角度倾斜，由此，Si原子比C原子更稳定地配置那样的情况下，当进行外延生长时，沿着<11-20>方向形成称为步进聚束的微米量级以上的大致周期性的凹凸的趋势强烈。在步进聚束存在的情况下，由于电场等在外延生长层的表面附近诱导的电载流子在与表面平行的面内向相对于步进聚束不平行的方向移动的情况下，成为直接的势垒。即，电导率随着移动程度降低，且器件特性恶化。因此，在步进聚束存在的情况下，产生电导度的晶片面内均匀性降低的不良情况。因此，在步进聚束存在的情况下，在外延生长层表面附近诱导载流子的MOS型等器件中，其具体的构造的设计阶段及制造阶段中的自由度被显著限制。
在经由本发明实施方式5的退火处理工序的外延生长用SiC块状衬底上进行外延生长的情况下，如图22所示可知，未看到微米量级的周期性的凹凸，得到无步进聚束的平坦性良好的外延生长层。
在本发明实施方式5中，通过以上，具有如下效果，即，消除在SiC块状衬底上附着的SiC粉尘等异物，然后，不需要任何处理，可得到可制造在外延生长时形成的缺陷密度明显低、高质量的外延生长层的、具有洁净表面的SiC块状衬底。另外，可抑制在外延生长时形成步进聚束，能够形成平坦性良好的外延生长层。
实施方式6.
在上述的本发明实施方式5中，对SiC块状衬底的表面状态的退火温度依赖性进行了详细叙述。通常，在退火处理中，退火温度T1和处理时间t成为重要的因素。即，退火处理对于SiC块状衬底的效果必须同时考虑上述的两个参数。通常可以说，越以更高的退火温度T1进行长时间处理，热处理的程度越大。即，退火温度T1和退火时间t的积、T1×t直接表示热处理的程度。另外，如上述，表2的实验结果也启发，最佳的处理时间t根据退火温度T1而进行变化。即，作为原则，退火温度T1越高，处理时间t越短的一方的缺陷密度具有降低的趋势。
处理时间t只要单纯应用处理时间本身即可，但与退火温度T1直接应用实际的退火温度T1相比，将显现退火效果那样的温度设为补偿温度To并导入标准化温度(T1-To)更恰当。即，认为(T1-To)×t表示热处理的程度。另外，单位成为K·s。
图23是表示本发明实施方式6中的外延缺陷(外延缺陷)的密度和标准化温度×时间的关系的图。在图23中，对于表2所示的各退火温度T1、处理时间t，计算标准化温度×时间即(T1-To)×t并设为横轴，将各条件中的缺陷密度设为纵轴。另外，补偿温度To设为显现退火效果的最低的退火温度即1525℃。
如从图23可知，(T1-To)×t在0～21000的范围中，得到3.3个/cm2以下的实用水平的缺陷密度的晶片。在500～13500的范围中，成为2.6个/cm2以下更优选的结果。
在本发明的实施方式6中，如果通过导入以上那样的参数，发现优选的范围，则即使不对所有的处理条件进行全面性地实验，也具有由上述的表2程度的实验值直接发现改变退火温度T1时适当的处理时间t，或设为一定的处理时间t时适当的退火温度T1的效果。
实施方式7.
在本发明的实施方式5及6中，为了缩短时间，如图21所示，对在退火处理后未降温到室温而设定为进行外延生长的晶体生长温度T2来进行外延生长的实验结果进行了说明。与之相对，在本发明的实施方式7中，对退火处理后，在将SiC块状衬底温度降温到室温之后，进行外延生长的实验结果进行说明。
图24是表示在本发明实施方式7的退火处理后进行外延生长的实验所使用的SiC块状衬底的温度的时间变化及气体时序的图。从锭制造工序(S1)到将温度降温至比温度T3更低的室温的工序(S11)为止，与本发明的实施方式5及6相同。
在此，作为具体性的退火条件，将退火温度T1设为1575℃，将退火处理时间t设为180秒。显现退火效果的温度To为1525℃，因此，此时，(T1-To)×t＝9000。
如图24所示，退火处理后，在将SiC块状衬底的温度降温到温度T3＝100℃的时刻，停止作为还原性气体的氢气体的供给。而且，将装置内暂时恢复为大气压，将SiC块状衬底暴露在大气中进行降温。另外，将SiC块状衬底以室温、具体而言以30℃以下、在此以约25℃保持60分钟。
在将SiC块状衬底以室温保持60分钟之后，再次将衬底温度升温到晶体生长温度T2，进行外延生长。作为具体的外延生长的条件，与本发明的实施方式5及6相同，晶体生长温度T2为1475℃，原料气体的流量，用氢进行90％稀释的硅烷(即，氢∶硅烷＝9∶1的混合气体)为90sccm，丙烷为2.4sccm，外延生长层的厚度设为6μm。
然后，利用与实施方式5及6相同的方法评价外延晶片表面的缺陷即外延缺陷的密度的结果，缺陷密度为0.7个/cm2。这是与实施方式5相同的结果。
另外，将退火温度T1设为1550℃，将退火处理时间t设为10秒，其它条件设为与上述方法相同，制造外延晶片，当评价外延缺陷的密度时，缺陷密度为0.33个/cm2。
如图24所示，由以上可进一步明确，即使在退火处理后，将SiC块状衬底暂时恢复为大气压暴露于大气中，在将衬底温度降温到室温后，再次升温进行外延生长，也可得到具有低缺陷密度和良好的表面平坦性的外延晶片。这进一步明确示出，即，即使在退火处理后，经由将SiC块状衬底暂时暴露在大气中，并将衬底温度降温到室温的保持工序，然后，不需要任何处理，可得到可制造在外延生长时形成的缺陷密度明显低、平坦性良好的高质量的外延生长层的、具有洁净表面的SiC块状衬底。
实施方式8.
首先，说明本发明实施方式8的热处理装置1a的构成。图25是表示本发明实施方式8的热处理装置1a的侧面剖视图。
在图25中，热处理装置1a具备用于热处理SiC块状衬底的处理室2。在处理室2的侧面，连接有用于向处理室2内导入还原性气体的还原性气体导入部即导入喷嘴3，在处理室2的上面，连接有用于向处理室2外排出还原性气体的还原性气体排出部即排出喷嘴6。从还原性气体供给源7供给的还原性气体通过用于消除混入杂质气体成分的还原性气体纯化器8，经由阀11，从导入喷嘴3导入处理室2内。在排出喷嘴6上连接有排气泵12，可将处理室2内进行抽真空。排出到处理室2外的还原性气体利用还原性气体除害装置13进行处理。
接着，对处理室2进行说明。至少处理室2的外周区域优选利用包含例如石英的材料等那样的耐热性材料形成。在处理室2内形成有还原性气体从导入喷嘴3流向排出喷嘴6的还原性气体流路16。
在处理室2的中央附近的外面，以夹持处理室2且相互对向的方式，分别设置作为加热装置的感应加热线圈17及感应加热线圈18。当感应加热线圈17及感应加热线圈18本身成为高温时，附近区域高温化，因此，为了防止这样，感应加热线圈17及感应加热线圈18优选具有冷却水用管。在位于感应加热线圈17和感应加热线圈18之间的处理室2内，以相互对向的方式设置上部基座21和下部基座22。在上部基座21和感应加热线圈17之间、下部基座22和感应加热线圈18之间设置隔热材料23。另外，在下部基座22上设置用于支承SiC块状衬底的衬底支承件即衬底支架26a。
在此，衬底支架26a以与还原性气体流路16相接的方式设置，但当这样设置衬底支架26a时，在还原性气体流路16中，由于处理室2的内壁和衬底支架26a而形成机械性的阶梯高差。为了降低该机械性的阶梯高差，相对于还原性气体的流动方向，分别从比衬底支架26a的上游及下游邻接地设置阶梯高差降低部件27。另外，上部基座21也以与还原性气体流路16相接的方式设置，在还原性气体流路16中，由于处理室2的内壁和上部基座21而形成机械性的阶梯高差，因此，相对于还原性气体的流动方向，分别从上部基座21的上游及下游邻接地设置阶梯高差降低部件28。
相对于还原性气体流动的方向，在从衬底支架26a的下游的处理室2的侧面，开关自如地设置取出门31，可进行衬底支架26a的出入。在取出门31具有O型圈等，由此，确保处理室2内的气密性。另外，衬底支架26a的出入在大气压下进行，因此，也可以在取出门31安装泄漏阀。
另外，在取出门31上设置用于测定衬底支架26a或其附近区域的温度的例如高温计那样的测温装置32。在使用高温计作为测温装置32的情况下，在取出门31上设置由相对于高温计所使用的波长透过率高的部件形成的视窗。
接着，对导入喷嘴3进行说明。图26是表示本发明实施方式8的热处理装置1a的俯视图。但是，在图26中，将阀11、还原性气体纯化器8、还原性气体供给源7、排出喷嘴6、排气泵12及还原性气体除害装置13的示出进行省略。为了抑制在通过导入喷嘴3而导入处理室2内的还原性气体中产生乱流，导入喷嘴3的形状优选尽可能没有陡峭的角度或直线状的形状。具体而言，如图26所示，通过将导入喷嘴3的形状以至少具有1个拐点的曲线形成，能够抑制在还原性气体中产生乱流。
接着，对阶梯高差降低部件27及阶梯高差降低部件28进行说明。图27是表示本发明实施方式8的衬底支架26a及阶梯高差降低部件27的俯视图。阶梯高差降低部件27优选以尽可能不影响作为处理对象物的SiC块状衬底的导电性的物质形成。例如优选使用尽可能不包含铝及氮那样的影响SiC块状衬底的导电性的物质。另外，为了预测高温，优选以隔热性材料形成。另外，也可以用隔热性材料形成主体部分，在主体部分的表面涂覆难以对SiC块状衬底的导电性造成影响的例如SiC、TaC或石墨(碳)层，形成阶梯高差降低部件27。另外，对于阶梯高差降低部件28也一样。
如图25及图27所示，阶梯高差降低部件27为板状的部件。而且，图25中的纸面垂直方向即图27中的纵方向的宽度与衬底支架26a的宽度大致相同，在还原性气体流路16中，形成尽可能降低由于处理室2的内壁和衬底支架26a形成的机械性的阶梯高差那样的厚度。即，衬底支架26a与还原性气体流路16相接的面和阶梯高差降低部件27与还原性气体流路16相接的面大致存在于同一平面上。另外，衬底支架26a和阶梯高差降低部件27优选以相互之间尽可能不空出间隔的方式接触配置。即，优选通过设置阶梯高差降低部件27，在还原性气体流路16中尽可能没有机械性的阶梯高差。通过这样，能够抑制在导入处理室2内的还原性气体中产生乱流。
另外，从处理的观点出发，优选衬底支架26a和阶梯高差降低部件27机械性地连结。在机械性地连结它们的情况下，如图27所示，阶梯高差降低部件27中，相对于还原性气体的流动方向，也可以在下游设置取出用部件33。具体而言，取出用部件33为例如贯通孔或凸出状部件，通过在从取出门31出入时使用机械性地连结的衬底支架26a和阶梯高差降低部件27，处理效率提高。另外，在图27中，示出了设置两个取出用部件33的例子，但对其没有限制，只要至少设置一个以上即可。
与上部基座21邻接设置的阶梯高差降低部件28也是与阶梯高差降低部件27相同的板状部件。而且，图25中的纸面垂直方向的宽度与上部基座21的宽度大致相同，在还原性气体流路16中形成尽可能降低由于处理室2的内壁和上部基座21而形成的机械性的阶梯高差那样的厚度。即，上部基座21与还原性气体流路16相接的面和阶梯高差降低部件28与还原性气体流路16相接的面大致存在于同一平面上。另外，上部基座21和阶梯高差降低部件28优选以相互之间尽可能不空出间隔的方式接触配置。即，优选通过设置阶梯高差降低部件28，在还原性气体流路16中尽可能没有机械性的阶梯高差。通过这样，能够抑制在导入处理室2内的还原性气体中产生乱流。
接着，对衬底支架26a进行说明。图28是表示本发明实施方式8的衬底支架26a的剖视图。图29是表示用本发明实施方式8的衬底支架26a支承SiC块状衬底36的情况的剖视图。图30是表示本发明实施方式8的衬底支架26a的立体图。
衬底支架26a优选受还原性气体的影响较轻且可以承受1500℃程度以上的热处理。另外，优选以尽可能不影响作为处理对象物的SiC块状衬底36的导电性的物质形成，例如优选尽可能不含有铝及氮那样的影响SiC块状衬底36的导电性的物质。另外，为了有效地加热SiC块状衬底36，优选通过感应加热线圈17的作用，在衬底支架26a本身流过感应电流，可直接加热衬底支架26a。当考虑这些时，衬底支架26a优选以例如SiC、TaC或石墨(碳)形成。而且，更优选以高纯度的石墨(碳)形成衬底支架26a的主体部分，且在主体部分的表面涂覆SiC或TaC层而形成衬底支架26a。另外，也可以以例如金属等形成主体部分，且在主体部分的表面涂覆SiC、TaC或石墨(碳)层而形成衬底支架26a。
如图28所示，衬底支架26a具有多个用于支承SiC块状衬底36的区域即凹部37。对1个凹部37可载置1个SiC块状衬底36，通过具有多个凹部37，可载置多个SiC块状衬底36。
如图29所示，凹部37以SiC块状衬底36嵌入凹部37内的方式形成。为了抑制在导入处理室2内的还原性气体中产生乱流，凹部37的深度优选以在载置于凹部37内的SiC块状衬底36和衬底支架26a之间尽可能不产生机械性的阶梯高差的方式设定。SiC块状衬底36的厚度和凹部37的深度之差优选设为±500μm以下，更优选设为±100μm以下。在凹部37内，SiC块状衬底36以外延生长用的面朝向上方的方式载置，该SiC块状衬底36的外延生长用的面与还原性气体流路16相接。
从抑制在还原性气体中产生乱流的观点来看，凹部37优选具有与SiC块状衬底36的外形大致相同的形状且在SiC块状衬底36的外周和凹部37之间尽可能不产生间隙。但是，当考虑SiC块状衬底36和衬底支架26a的膨胀系数的差及将SiC块状衬底36配置在凹部37或从凹部37取出的作业效率时，优选在SiC块状衬底36的外周和凹部37之间具有500μm程度的间隙。
另外，SiC块状衬底36由于其内外的研磨状态的不同，以同心圆状翘曲的情况多。在平坦地形成凹部37的底面38的情况下，由于SiC块状衬底36的翘曲，在凹部37的底面38和SiC块状衬底36之间产生间隙。由于SiC块状衬底36的翘曲而产生的间隙的大小随着SiC块状衬底36的口径的变大而增大。为了均匀地加热SiC块状衬底36，优选在凹部37的底面38和SiC块状衬底36之间产生的间隙尽可能的小。因此，凹部37的底面38的形状优选根据SiC块状衬底36的翘曲进行弯曲。具体而言，凹部37的底面38的截面形状优选形成利用以2次以上的函数表示相对于距凹部37的底面38的中心的距离的曲线。
如图30所示，衬底支架26a的凹部37排列成2维面心格子状，衬底支架26a在与还原性气体的流动方向大致平行的平面上可支承多个SiC块状衬底36。另外，衬底支架26a以形成凹部37的2维面心格子的一边与还原性气体的流动方向大致平行的方式设置于处理室2内。因此，为了在格子的一边与还原性气体的流动方向大致平行的2维面心格子状中排列多个SiC块状衬底36，衬底支架26a在处理室2内可支承多个SiC块状衬底36。另外，在图30中，为了简单起见，以凹部37的形状为圆的方式进行了表示，但实际中，SiC块状衬底36通常具有定向面(オリエンテ一シヨンフラツト，orientation front，)或指数面(インデツクスフラツト，index front)的直线区域，因此，优选凹部37的形状还具有直线区域，且设为与SiC块状衬底36的外形大致相似的形状。
接着，对使用本发明实施方式8的热处理装置1a热处理SiC块状衬底36并制造外延生长用SiC块状衬底的方法及热处理装置1a的动作进行说明。
图31是表示本发明实施方式8的外延生长用SiC块状衬底的制造顺序的流程图。
首先，对制造SiC块状衬底36的工序进行说明。另外，SiC晶体中存在称为多晶型物的特有的周期性。即，即使化学计量比的组成的Si和C为一对一，且晶格为密排六方结构，沿着该构造的c轴，在原子排列中还存在另一种周期性，根据按照该原子尺度的周期及晶格的对称性，规定SiC的物性。从现在器件应用的观点来看，最吸引关注的是称为4H-SiC的类型。在使用了4H-SiC的功率器件中，从主要降低原材料费用的观点来看，使用将从<0001>面向<11-20>方向以比5度程度更小的角度倾斜，且与C原子相比，可以更稳定地配置Si原子的面设为表面的外延晶片是主流。
因此，在此，制造使用4H-SiC类型的、从<0001>面向<11-20>方向以比5度程度更小的角度倾斜的规格的SiC块状衬底。但是，倾斜方向没有严格地限定于<11-20>方向，也可以设为向其它方向倾斜的规格的衬底。另外，多晶型物也不限于4H，也可以是例如6H或3C等其它的多晶型物。
首先，以在坩埚内对向配置晶种和原料且原料侧成为相对高温的方式加热两者，通过升华法在晶种上使SiC单晶体生长，制造由4H-SiC构成的SiC锭(S1)。接着，通过研削加工SiC锭的外周，将SiC锭的形状修整为圆筒状(S2)。在此，实施用于既定衬底的面方位的定向平面等加工。接着，通过线锯及线放电加工等，将SiC锭切出成平板状(S3)。接着，通过研削及机械研磨切出成平板状的SiC块状衬底的表面及背面等进行平坦化(S4)。在此，为了防止衬底的破裂，对外周实施斜切加工。
在通过以上工序制造的SiC块状衬底表面存在伴随机械研磨的伤痕等，这成为起点并在外延生长时形成缺陷，因此，为了得到良好的SiC外延晶片，只有以上的工序是不充分的。
接着，通过机械研磨及使用呈现酸性或碱性的药液的化学机械研磨(CMP)对SiC块状衬底进行平坦化处理(S5)。然后，使用丙酮等对CMP处理后的SiC块状衬底实施超音波清洗，消除附着在表面的有机物。另外，在以体积比率计将硫酸和过氧化氢水溶液混合成5∶1且加热成约130℃(±5℃)的混合溶液中，浸渍SiC块状衬底，由此，主要消除金属附着物。并且，利用王水消除残留金属附着物。
接着，对该SiC块状衬底进行称为RCA清洗的湿法药液清洗(S6)。即，在加热成75℃(±5℃)的氨水和过氧化氢水溶液的混合溶液(1∶9)中浸渍10分钟后，浸渍在加热成75℃(±5℃)的盐酸和过氧化氢水溶液的混合溶液(1∶9)中。另外，在以体积比率计包含5％程度的氢氟酸的水溶液中浸渍后，利用纯净水实施置换处理，进行对SiC块状衬底的表面清洗。通过以上工序，利用热处理装置1a进行热处理的SiC块状衬底36完成。
即使通过上述一连串的湿法药液清洗，SiC块状衬底36表面也不能像其它例如硅等半导体材料那样洁净。这是由于，SiC晶体的原子力显著强于现有的半导体的原子力，因此，还未发现均匀地溶解SiC块状衬底36表面的药液。
图32是相对于本发明实施方式8的湿法药液清洗工序后的SiC块状衬底36表面的暗视野条件下的光学显微镜图像。进行后述，但在图32内由由实线包围的区域中，外延生长后确认三角缺陷，另一方面，在由由虚线包围的区域中观察到胡萝卜缺陷。在由由虚线包围的区域中发现比较强的发光，在由由实线包围的区域内或区域外的附近发现比较弱的发光。另外，极强的发光区域反映背面的凹凸。另外，如果详细观察，则可确认更小的点状发光，但是，这些部位对之后的结果不会造成影响。这种观察法对察表面状态是有效的，因此，利用上述的观察可知在SiC块状衬底36表面附着有一些微小的颗粒。
图33是在本发明实施方式8的湿法药液清洗工序后的SiC块状衬底36表面存在的SiC粉尘的扫描电子显微镜图像。如从图33可知，在上述微小发光区域存在的异物呈现锐角状，其大小至少为微米尺度。
图34是表示对本发明实施方式8的由图33中的正方形包围的区域进行能量分散型X射线分析的结果的光谱。在图34中，纵轴表示光谱强度，横轴表示能量。图34中，来自碳及硅的峰值较强，当利用这些相对强度进行判断时，可知该附着物由化学计量比为一对一的SiC构成。即，判明虽然进行上述各种清洗，但是，在SiC块状衬底36表面还附着有SiC粉尘。
图35是在外延生长后观察本发明实施方式8的与图32相同区域的明视野条件下的诺马尔斯基微分干涉光学显微镜图像。在此，将SiC块状衬底36的温度设为1475℃进行外延生长。下面，详细描述本发明实施方式8的各处理温度，但上述的处理温度的显示值强烈依赖于测定方法。因此，本发明中的温度测定统一成高温计的测定值作为原则。另外，在利用其它测定方法测定温度的情况下，只要计算与利用高温计同时测定的值的补偿值进行调节即可。
如由图35可知，本发明的发明人最初发现，在图32内由由虚线包围的区域附近形成有胡萝卜缺陷，在由由实线包围的区域附近形成有三角缺陷的漏电缺陷的事实。
另外，通常已知在功率器件含有存在这种缺陷的区域的情况下，在施加高电场时产生泄漏电流。即，该缺陷的存在直接成为使元件成品率大幅度降低的主要原因。因此，如果不消除这些缺陷，则就得不到均匀性良好且适于功率器件制作的外延生长层。
下面，对使用本发明实施方式8的热处理装置1a热处理SiC块状衬底36并消除SiC粉尘的工序进行说明。
首先，打开热处理装置1a的取出门31，将与阶梯高差降低部件27机械性地连结的衬底支架26a取出至处理室2外。而且，将SiC块状衬底36以外延生长用的面朝向上方的方式分别设置在衬底支架26a的凹部37。然后，将设置有SiC块状衬底36的衬底支架26a与阶梯高差降低部件27同时导入处理室2内(S7)。由此，SiC块状衬底36的外延生长用的面与还原性气体流路16相接。而且，为了抑制残存在处理室2内的不希望的分子或原子状的杂质造成的不良影响，利用排气泵12将处理室2内进行抽真空到约1×10-7kPa程度。
图36是表示本发明实施方式8的SiC块状衬底36热处理时的温度曲线及气体时序的图。在图36中，纵轴表示温度，横轴表示时刻。接着，按照图36所示那样的温度曲线及气体时序对SiC块状衬底36进行热处理。
首先，作为还原性气体，向处理室2内导入例如氢气。但是，还原性气体不限于氢气体。从还原性气体供给源7供给的还原性气体通过还原性气体纯化器8消除混入杂质气体之后，经由阀11及导入喷嘴3，导入处理室2内。导入处理室2内的还原性气体通过还原性气体流路16，从排出喷嘴6排出处理室2外。排出的还原性气体利用还原性气体除害装置13进行除害处理。
在导入还原性气体且还原性气体种类与SiC块状衬底36的外延生长用的面接触的设定下，以处理室2内的真空度稳定地保持为例如25kPa程度的方式控制压力。另外，在本发明的实施方式8中详细叙述上述压力下的例子，但通常，由于处理室2的构造及形状的不同等，各热处理装置中优选的压力是可以变化的，当考虑上述的不同时，优选设为1kPa～70kPa的范围内的减压气氛。这是由于，当压力低于1kPa时，后述的还原性气体产生的置换反应效率降低，另外，当高于70kPa时，对SiC块状衬底36的腐蚀占主导地位，然后，通过在该SiC块状衬底36上的外延生长得到的外延生长层表面的平坦性恶化。
而且，通过向感应加热线圈18通电，加热下部基座22及衬底支架26a并将SiC块状衬底36加热到规定的处理温度T1。温度T1优选设为例如1550℃以上的温度。而且，在还原性气体气氛中以处理时间t的时间、温度T1保持SiC块状衬底36的温度(S8)。处理时间t优选通过例如10～180秒、处理温度T1设定成适当的时间。此时，通过也对上部的感应加热线圈17进行通电，加热上部基座21，当加热流过流路16的还原性气体时，SiC块状衬底36的加热效率提高。
接着，在还原性气体气氛中保持同一压力并降低SiC块状衬底36的温度。在此，从减少还原性气体的使用量的观点来看，在SiC块状衬底36的温度到达室温前，停止还原性气体的供给是有利的。因此，在将SiC块状衬底36的温度降温到比温度T1更低的规定的温度T3的时刻(S9)，停止还原性气体的供给(S10)，然后，使SiC块状衬底36的温度进一步降温到比温度T3更低的室温(S11)。通过以上，热处理结束，外延生长用SiC块状衬底完成。
可知，在未实施这种高温退火处理的情况下，当进行外延生长时，胡萝卜缺陷及三角缺陷等漏电缺陷密度以至少10个/cm2以上的高密度产生。
如上述，胡萝卜缺陷及三角缺陷的主要的产生原因是附着在SiC块状衬底36的SiC粉尘所引起的，因此，为了以不对SiC块状衬底36本身造成损伤的方式选择性地消除SiC粉尘，将化学性地吸附在SiC块状衬底36上的SiC粉尘在还原性气体气氛下进行退火的处理是极其有效的。
即，推测该SiC粉尘为在上述药液处理的最后所使用的氢氟酸溶液中附着在SiC块状衬底36上的粉尘。氢氟酸处理本来是用于消除SiC表面的氧化膜的处理。因此，在氢氟酸溶液中，SiC块状衬底36和附着的SiC粉尘，两者均未形成氧化膜。当将SiC块状衬底36从氢氟酸溶液中暴露在大气中时，立即开始对两者表面的氧化。从SiC粉尘的形状判断，SiC粉尘表面在原子水平上不平坦，因此，推测SiC粉尘和SiC块状衬底36经由薄的氧化膜附着。因此，为了以不对SiC块状衬底36造成损伤的方式且选择性地从衬底表面消除SiC粉尘，通过还原性气体中的退火处理消除两者的氧化膜，之后利用还原性气体所包含的例如氢原子氢置换两者的表面，由此，稳定表面的处理是极其有效的。因为，通过上述的处理，两者的表面相互以氢为终端，两者间产生电化学的斥力，并且利用气流本身，SiC粉尘可以从SiC块状衬底36表面向还原性气体的流动方向的下游移动。其结果，附着在SiC块状衬底36表面的SiC粉尘在不会对SiC块状衬底36造成任何损伤下被消除。
但是，当停止还原性气体的供给的温度T3过高时，SiC块状衬底36的表面原子以还原性气体所包含的例如氢原子以外的原子进行终端或随着表面悬垂键的形成而形成氧化层。如果鉴于避免这种情况，则停止还原性气体的供给时的SiC块状衬底36的温度T3优选为900℃以下，更优选为300℃以下。优选为300℃以下是因为，不仅将SiC块状衬底36的表面原子以还原性气体所包含的例如氢原子形成终端的效果彻底发挥，而且有效地进行衬底制造，因此，提高衬底温度的降低速度，短时间内可实现有效地降温。
另外，降温工序所需要的时间优选较短。因为，在降温工序所需要的时间较长的情况下，有时附着或残存在处理室2内的SiC粉尘等重新附着在通过上述退火处理工序而清洗过的SiC块状衬底的表面，且成为外延生长时的异常生长核而形成漏电缺陷。
在本发明的实施方式8中，通过设为以上那样的构成，具有能够得到可容易制作外延晶片的外延生长用SiC块状衬底的热处理装置1a的效果，该外延生长用SiC块状衬底即使不进行降低需要长时间处理层来降低生产性那样的特殊的前处理工序，而进行外延生长，在SiC器件上也能够得到成为漏电源的外延生长后的缺陷密度低的SiC外延晶片。
特别是通过与衬底支架26a邻接设置阶梯高差降低部件27，衬底支架26a与还原性气体流路16相接的面和阶梯高差降低部件27与还原性气体流路16相接的面可以大致存在于同一平面上。即，可减少还原性气体流路16中的机械性的阶梯高差，因此，能够抑制在导入处理室2内的还原性气体的流动中产生乱流。当产生乱流时，有时从SiC块状衬底36上脱离一次的SiC粉尘不会向下游流动而再次附着在SiC块状衬底36上。通过抑制乱流的产生，能够抑制SiC粉尘的再次附着，因此，能够得到外延生长后的缺陷密度低的SiC外延晶片。
另外，通过与上部基座21邻接设置阶梯高差降低部件28，上部基座21与还原性气体流路16相接的面和阶梯高差降低部件28与还原性气体流路16相接的面可以大致存在于同一平面上。即，可减少还原性气体流路16中的机械性的阶梯高差，因此，能够抑制在导入处理室2内的还原性气体的流动中产生乱流。由此，能够得到外延生长后的缺陷密度更低的SiC外延晶片。
通过多个凹部37以排列成2维面心格子状的方式配置于衬底支架26a，多个SiC块状衬底36以在与还原性气体的流动方向大致平行的平面上排列成2维面心格子状的方式，衬底支架26a支承多个SiC块状衬底36，由此，能够在衬底支架26a上更紧密地配置SiC块状衬底36。由此，能够在衬底支架26a上更均匀地加热多个SiC块状衬底36。
另外，在衬底支架26a上，将SiC块状衬底36配置成格子的一边与还原性气体的流动方向大致平行的2维面心格子状，由此，不会缩短在与还原性气体的流动方向大致平行的方向邻接的SiC块状衬底36彼此的距离，能够在衬底支架26a上更紧密地配置SiC块状衬底36。当在与还原性气体的流动方向大致平行的方向邻接的SiC块状衬底36彼此的距离较短时，有时从SiC块状衬底36上脱离的SiC粉尘随着还原性气体的流动移动而再次附着于在与还原性气体的流动方向大致平行的方向邻接的其它的SiC块状衬底36上。但是，在本发明的实施方式8中，通过如上述，可抑制从SiC块状衬底36上脱离的SiC粉尘再次附着于在与还原性气体的流动方向大致平行的方向邻接的其它的SiC块状衬底36上。
另外，通过将衬底支架26a以SiC、TaC或石墨(碳)形成或衬底支架26a以表面具有SiC、TaC或石墨(碳)层的方式形成，能够抑制对作为处理对象物的SiC块状衬底36的导电性带来不良影响。
阶梯高差降低部件27及阶梯高差降低部件28也一样，通过以SiC、TaC或石墨(碳)形成或衬底支架26a以表面具有SiC、TaC或石墨(碳)层的方式形成，能够抑制对作为处理对象物的SiC块状衬底36的导电性带来不良影响。
另外，在本发明的实施方式8中，相对于还原性气体的流动方向，在衬底支架26a的上游和下游两方配置阶梯高差降低部件27及阶梯高差降低部件28。但是，在比衬底支架26a的下游更上游，还原性气体的流动中产生乱流的情况对从SiC块状衬底36上脱离一次的SiC粉尘的再附着的影响较大。因此，即使只在衬底支架26a的上游配置阶梯高差降低部件27及阶梯高差降低部件28，也可得到一定的效果。另外，即使不配置与上部基座21邻接的阶梯高差降低部件28，只配置与衬底支架26a邻接的阶梯高差降低部件27，也可得到一定的效果。
另外，如图25所示，将阶梯高差降低部件27以与处理室2的内壁接触的方式设置。但是，并不是必须与处理室2的内壁接触，衬底支架26a与还原性气体流路16相接的面和阶梯高差降低部件27与还原性气体流路16相接的面只要以大致存在于同一平面上的方式设置即可。阶梯高差降低部件28也一样，与上部基座21的还原性气体流路16相接的面和与阶梯高差降低部件28的还原性气体流路16相接的面只要以大致存在于同一平面上的方式设置。因此，阶梯高差降低部件27及阶梯高差降低部件28的厚度及形状等只要适当设定即可，另外，也不需要必须是板状部件。
另外，在本发明的实施方式8中，在处理室2的外面设置感应加热线圈17及感应加热线圈18，但不限于此，也可以设置在处理室2的内部。另外，作为加热装置，使用了感应加热线圈17及感应加热线圈18，但不限于此。但是，感应加热线圈可以均匀地加热较大的范围，因此，在热处理许多SiC块状衬底36的情况下，优选使用感应加热线圈。
在本发明的实施方式8中，将导入喷嘴3与处理室2的侧面连接，但连接部位不限于侧面，例如也可以是上面或下面等其它的部位。同样，对于排出喷嘴6，连接部位也不限于上面。
另外，导入喷嘴3的个数也不限于1个，也可以设为多个。例如，当密集地设置多个微小的喷嘴时，能够抑制在还原性气体中产生乱流。同样，对于排出喷嘴6，也可以设置多个。
另外，在本发明的实施方式8中，通过在处理室2内设置阶梯高差降低部件27及阶梯高差降低部件28，减少还原性气体流路16中的机械性的阶梯高差。但是，也可以以作为处理室2的内壁的一部分而与处理室2的内壁形成一体的方式形成该阶梯高差降低部件27及阶梯高差降低部件28。即，与处理室2的内壁和衬底支架26a的还原性气体流路16相接的面及与上部基座21的还原性气体流路16相接的面也可以以大致存在于同一平面上的方式形成。
实施方式9.
图37是表示本发明实施方式9的热处理装置1b的侧面剖视图。在图37中，标注与图25相同符号的表示同一或对应的构成，并省略其说明。与本发明实施方式8相比，代替在下部基座22上设置衬底支架26a，在上部基座21的下部设置衬底支架26b的构成不同。
通过这样，衬底支架26b与还原性气体流路16相接的面和阶梯高差降低部件28与还原性气体流路16相接的面大致存在于同一平面上。而且，下部基座22与还原性气体流路16相接的面和阶梯高差降低部件27与还原性气体流路16相接的面大致存在于同一平面上。
图38是本发明实施方式9的图37的A-A剖视图。如图38所示，衬底支架26b由侧面基座41支承，其下面以与还原性气体流路16相接的方式配置。上部基座21和衬底支架26b接触。另外，在图38中，从导入喷嘴3导入处理室2内的还原性气体沿纸面垂直方向流过流路16。
另外，图39是本发明实施方式9的图37的B-B剖视图。与本发明的实施方式8相比，排出喷嘴6不是在处理室2的上面，而与侧面相互对向的两部位连接的构成不同。从导入喷嘴3导入处理室2内的还原性气体沿图37的横方向即图38的纸面垂直方向流过流路16，并从排出喷嘴6排出处理室2外。从排出喷嘴6排出的还原性气体通过排气泵12进入还原性气体除害装置13进行消除处理。
接着，对衬底支架26b进行说明。图40是不是用本发明实施方式9的衬底支架26b支承SiC块状衬底36的情况的剖视图。图41是表示本发明实施方式9的衬底支架26b的立体图。
如图40所示，衬底支架26b具有贯通孔42，在该贯通孔42的与还原性气体流路16相接的一侧即图40的下侧具有用于支承SiC块状衬底36的支承部43。贯通孔42以与SiC块状衬底36的外形成相似形状且比SiC块状衬底36的直径更大地形成。具体而言，在SiC块状衬底36的外周和贯通孔42之间优选为产生500μm程度的间隙那样的大小。支承部43以与SiC块状衬底36成相似形状且比SiC块状衬底36的直径更小地形成。
当从图40的上侧向贯通孔42内放入SiC块状衬底36时，SiC块状衬底36由支承部43支承。在贯通孔42内，SiC块状衬底36以外延生长用的面朝向下方的方式设置，该SiC块状衬底36的外延生长用的面与还原性气体流路16相接。
另外，为了提高加热效率，在SiC块状衬底36上，以填补SiC块状衬底36与上部基座21之间的间隙的方式设置均热板46。均热板46优选以与衬底支架26b相同材质形成。SiC块状衬底36由于其内外的研磨状态的不同，同心圆状相反的情况较多，因此，为了提高加热效率，均热板46的形状优选对照SiC块状衬底36的翘曲而进行弯曲。
如图41所示，衬底支架26b的贯通孔42排列成2维面心格子状，衬底支架26b在与还原性气体的流动方向大致平行的平面上可支承多个SiC块状衬底36。另外，在图41中，为了简单起见，表示贯通孔42的形状为圆，但在实际中，SiC块状衬底36通常具有定向平面等直线区域，因此，优选贯通孔42的形状也具有直线区域且设为与SiC块状衬底36的外形大致相似形状。
在本发明的实施方式9中，如以上，衬底支架26b以SiC块状衬底36的外延生长用的面朝向下方且SiC块状衬底36的外延生长用的面与还原性气体流路16相接的方式支承SiC块状衬底36，由此，通过还原性气体气氛中的热处理效果，从SiC块状衬底36的表面脱离的SiC粉尘由于重力而向下方落下。由此，能够抑制从SiC块状衬底36的表面脱离一次的SiC粉尘再次附着在SiC块状衬底36的表面上。因此，能够得到外延生长后的缺陷密度更低的SiC外延晶片。
另外，在本发明的实施方式9中，对与本发明的实施方式8不同的部分进行了说明，且省略对于同一或对应的部分的说明。
实施方式10.
图42是表示作为本发明实施方式10的衬底支承件的衬底支架26c的立体图。在图42中，标注与图30相同符号的表示同一或对应的构成，省略其说明。在本发明的实施方式8中，在与还原性气体的流动方向大致平行的平面上，多个SiC块状衬底36以排列成2维面心格子状的方式用衬底支架26a支承，与之相对，在本发明的实施方式10中，衬底支架26c在相互大致平行的多个平面上，分别支承SiC块状衬底36的构成不同。
如图42所示，衬底支架26c具有多个衬底托盘47，这些多个衬底托盘47以相互大致平行的方式由托盘支承杆48支承。而且，与衬底支架26a一样，在衬底托盘47的中央附近形成有用于支承SiC块状衬底36的区域即凹部37。在此，对于1个衬底托盘47，形成每1个凹部37，在各自的衬底托盘47中，可支承每1个SiC块状衬底36。如上述，衬底托盘47以相互大致平行的方式设置，因此，支承衬底托盘47的SiC块状衬底36彼此也相互大致平行。从可操作性及装置的紧凑化的观点来看，衬底托盘47彼此的间隔只要设为例如1mm程度即可。
凹部37与本发明实施方式8的衬底支架26a的情况相同，其深度优选以在载置于凹部37内的SiC块状衬底36和衬底托盘47之间尽可能不产生机械性的阶梯高差的方式设定。在凹部37内，SiC块状衬底36以外延生长用的面朝向上方的方式载置，该SiC块状衬底36的外延生长用的面与还原性气体流路相接。
另外，在图42中，为了简单起见，表示凹部37的形状为圆，但实际上，SiC块状衬底36通常具有定向平面或指数面的直线区域，因此，优选凹部37的形状还具有直线区域，且设为与SiC块状衬底36的外形大致相似的形状。另外，在图42中，表示衬底托盘47的形状为圆状，但不限于圆状。
优选的是，衬底支架26c的材质与本发明实施方式8的衬底支架26a一样，例如，以高纯度的石墨(碳)形成衬底支架26c的衬底托盘47及托盘支承杆48的主体部分，并在该主体部分的表面涂覆SiC或TaC层而形成衬底支架26c。
在本发明的实施方式10中，在上述的衬底支架26c上设置SiC块状衬底36，且在热处理装置的处理室2内固定并进行热处理。在此，热处理装置优选设为例如覆盖衬底支架26c的筒状形状。而且，还原性气体只要以向载置于衬底托盘47的SiC块状衬底36表面供给充分的量的方式流动即可。例如，当在图42的左上方设置导入喷嘴2、在右下方设置排出喷嘴6时，能够沿着各SiC块状衬底36的表面形成层流并流过还原性气体。
另一方面，在托盘支承杆48附近，由于托盘支承杆48妨碍还原性气体的流动，因此，比其它区域更容易产生乱流，易于产生乱流的区域的体积由于热波动及还原性气体流量的波动等影响，在热处理中每时变动。当通过热处理从SiC块状衬底36表面消除的SiC粉尘掺入在托盘支承杆48附近产生的乱流中时，在该乱流区域内长时间停留，具有再次附着于热处理结束后的SiC块状衬底36的表面上的可能性。
但是，产生乱流的区域不限于托盘支承杆48附近，因此，只要在从托盘支承杆48充分脱离的部位设置SiC块状衬底36，则就可以减小上述那样的SiC粉尘再次附着的可能性。在从托盘支承杆48即衬底托盘47的外周脱离例如5mm程度内侧的区域中，乱流几乎不会产生，因此，为了防止由于在托盘支承杆48附近产生的乱流的影响，从SiC块状衬底36表面消除一次的SiC粉尘再次附着于SiC块状衬底36的表面，衬底托盘47的外周与SiC块状衬底36的外周的距离只要比5mm大即可。
另一方面，当衬底托盘47的外周和SiC块状衬底36的外周的距离过大时，即，当衬底托盘47的大小相对于SiC块状衬底36的大小过大时，在热处理中，必须加热的体积变大，加热效率变差。从加热效率的观点来看，衬底托盘47的外周与SiC块状衬底36的外周的距离优选比100mm小。
另外，为了进一步抑制在托盘支承杆48附近的乱流的产生，只要在热处理中变动还原性气体的流量，而有效地变化成为产生乱流的指标的所谓的雷诺数即可。作为变动还原性气体的流量的方法，例如当不规则地变化时是有效的。
在本发明的实施方式10中，如以上，通过在相互大致平行的衬底托盘47上即相互大致平行的平面上分别支承SiC块状衬底36，在处理室2内以层叠的方式排列SiC块状衬底36，因此，与在同一平面上排列多个SiC块状衬底36的情况相比，能够实现热处理装置的小型化。
通过衬底托盘47的外周与SiC块状衬底36的外周的距离以5mm～100mm的方式设定，能够降低从SiC块状衬底36表面脱离一次的SiC粉尘因乱流的影响而再次附着于SiC块状衬底36表面的可能性。而且，还能够抑制热处理时的加热效率的降低。
另外，在本发明的实施方式10中，对1个衬底托盘47载置1个SiC块状衬底36，但也可以对1个衬底托盘47载置多个SiC块状衬底36。
另外，在本发明的实施方式10中，将衬底支架26c的衬底托盘47和托盘支承杆48设为不同的部件，但衬底托盘47和托盘支承杆48也可以作为形成一体的1个部件形成衬底支架26c。另外，即使在作为不同的部件形成的情况下，托盘支承杆48的形状也不限于杆状。
在本发明的实施方式10中，以沿垂直方向层叠的方式配置多个衬底托盘47，即，多个SiC块状衬底36沿垂直方向排列。但是，不一定必须将多个SiC块状衬底36沿垂直方向排列，例如也可以使图42所示的衬底支架26c旋转90°配置，SiC块状衬底36的表面分别与垂直方向大致平行。如果这样，则在载置SiC块状衬底36的衬底托盘47的数量较多的情况下，例如在10枚以上的情况下，衬底支架26c及热处理装置长条化，但与沿垂直方向层叠的情况相比，机械性地稳定衬底支架26c及热处理装置。因此，能够减少振动等对热处理装置带来的影响。另外，在该情况下，载置在衬底托盘47上的SiC块状衬底36优选以不落下的方式固定。
另外，衬底支架26c的形状也不限于图42所示的形状，例如，也可以设为对长方体实施半管状的凹型加工并向该半管状的部分插入SiC块状衬底36进行支承那样的构成。
以上，详细地公开描述了本发明的实施方式1～10，以上的描述示例了本发明可应用的方面，本发明不是限定于此。即，在不脱离本发明的范围内，可以考虑相对于描述的局面的各种各样的修正及变形例。
附图标记说明
1a、1b  热处理装置
2  处理室
3  导入喷嘴
6  排出喷嘴
16  还原性气体流路
17  感应加热线圈
18  感应加热线圈
26a～26c  衬底支架
27  阶梯高差降低部件
28  阶梯高差降低部件
36  SiC块状衬底
47  衬底托盘
48  托盘支承杆

Claims (33)

1.碳化硅外延晶片的制造方法，其特征在于，
具备：第一工序，将与<0001>面的倾斜角比5度更小的碳化硅块状衬底在还原性气体气氛中，在第一温度T1及处理时间t的条件下进行退火；
第二工序，在所述还原性气体气氛中降低衬底温度；
第三工序，以比所述第一工序中的退火温度T1更低的第二温度T2供给至少包含硅原子的气体和包含碳原子的气体进行外延生长。
2.如权利要求1所述的碳化硅外延晶片的制造方法，其特征在于，
所述第一温度T1相对所述第二温度T2高75℃以上。
3.如权利要求1或2所述的碳化硅外延晶片的制造方法，其特征在于，
通过CVD法进行外延生长。
4.如权利要求1～3中任一项所述的碳化硅外延晶片的制造方法，其特征在于，
包含所述硅原子的气体为甲硅烷气体，
包含所述碳原子的气体为丙烷。
5.如权利要求1～4中任一项所述的碳化硅外延晶片的制造方法，其特征在于，
所述还原性气体包含氢。
6.如权利要求1～5中任一项所述的碳化硅外延晶片的制造方法，其特征在于，
所述碳化硅块状衬底包含4H-SiC。
7.如权利要求1～6中任一项所述的碳化硅外延晶片的制造方法，其特征在于，
所述第一工序的处理时间t为10秒以上180秒以下。
8.如权利要求1～7中任一项所述的碳化硅外延晶片的制造方法，其特征在于，
所述第一工序中，在将显现退火效果的最低的退火温度设为补偿温度To的情况下，(T1-To)×t为0～21000的范围内。
9.如权利要求8所述的碳化硅外延晶片的制造方法，其特征在于，
所述(T1-To)×t为500～13500的范围内。
10.如权利要求1～9中任一项所述的碳化硅外延晶片的制造方法，其特征在于，
在所述第三工序中形成的外延生长层中的N型残留杂质浓度为2×1016cm-3以下。
11.如权利要求1～10中任一项所述的碳化硅外延晶片的制造方法，其特征在于，
在所述第三工序中，将供给的全部气体中所包含的碳原子数和硅原子数之比设为C/Si比，所述C/Si比为0.45以上且不足1.4。
12.如权利要求11所述的碳化硅外延晶片的制造方法，其特征在于，
所述C/Si比为1.17以上且不足1.4。
13.如权利要求10～12中任一项所述的碳化硅外延晶片的制造方法，其特征在于，
所述第二温度T2为1325℃以上且不足1500℃。
14.碳化硅外延晶片，其通过权利要求1～13中任一项所述的制造方法制作。
15.外延生长用碳化硅块状衬底的制造方法，其具备：
第一工序，将与<0001>面形成的倾斜角比5度更小的碳化硅块状衬底在还原性气体气氛中，在第一温度T1及处理时间t的条件下进行退火；
第二工序，在所述还原性气体气氛中使所述碳化硅块状衬底的温度降低到比所述第一温度T1更低的第三温度T3；
第三工序，停止所述还原性气体的供给；
第四工序，使所述碳化硅块状衬底的温度降低到比所述第三温度T3更低的温度。
16.如权利要求15所述的外延生长用碳化硅块状衬底的制造方法，其特征在于，
所述第一温度T1为1550℃以上。
17.如权利要求15或16所述的外延生长用碳化硅块状衬底的制造方法，其特征在于，
所述第三温度T3为900℃以下。
18.如权利要求15～17中任一项所述的外延生长用碳化硅块状衬底的制造方法，其特征在于，
所述还原性气体包括氢。
19.如权利要求15～18中任一项所述的外延生长用碳化硅块状衬底的制造方法，其特征在于，
所述碳化硅块状衬底由4H-SiC构成。
20.如权利要求15～19中任一项所述的外延生长用碳化硅块状衬底的制造方法，其特征在于，
所述处理时间t为10秒以上180秒以下。
21.如权利要求15～20中任一项所述的外延生长用碳化硅块状衬底的制造方法，其特征在于，
所述第一工序中，在将显现退火效果的最低的退火温度设为补偿温度To的情况下，(T1-To)×t为0～21000的范围内。
22.如权利要求21所述的外延生长用碳化硅块状衬底的制造方法，其特征在于，
所述(T1-To)×t为500～13500的范围内。
23.如权利要求15～22中任一项所述的外延生长用碳化硅块状衬底的制造方法，其特征在于，
具备将所述碳化硅块状衬底在大气压且30℃以下保持60分钟以上的第四工序。
24.外延生长用碳化硅块状衬底，其通过权利要求15～23中任一项所述的制造方法制造。
25.热处理装置，其具备：
用于将碳化硅块状衬底在还原性气体气氛中进行热处理的处理室；
用于在所述处理室内导入所述还原性气体的还原性气体导入部；
在所述处理室内用于支承所述碳化硅块状衬底的衬底支承件；
用于向所述处理室外排出所述还原性气体的还原性气体排出部；
相对于所述处理室内的所述还原性气体的流动方向，与所述衬底支承件邻接地设置于所述衬底支承件的更上游侧的阶梯高差降低部件；
用于加热所述碳化硅块状衬底的加热装置，
所述衬底支承件与所述还原性气体的流路相接的面和所述阶梯高差降低部件与所述还原性气体的流路相接的面大致存在于同一平面上。
26.如权利要求25所述的热处理装置，其特征在于，
所述衬底支承件以多个所述碳化硅块状衬底在与所述还原性气体的流动方向大致平行的平面上排列成2维面心格子状的方式支承所述多个碳化硅块状衬底。
27.如权利要求26所述的热处理装置，其特征在于，
所述衬底支承件以所述多个碳化硅块状衬底排列成格子的一边与所述还原性气体的流动方向大致平行的2维面心格子状的方式支承所述多个碳化硅块状衬底。
28.如权利要求25～27中任一项所述的热处理装置，其特征在于，
所述衬底支承件以所述碳化硅块状衬底的外延生长用的面朝向下方且所述外延生长用的面与所述还原性气体流路相接的方式支承所述碳化硅块状衬底。
29.如权利要求25～28中任一项所述的热处理装置，其特征在于，
所述衬底支承件至少在表面具有以碳化硅、碳化钽或碳形成的层。
30.如权利要求25～29中任一项所述的热处理装置，其特征在于，
所述阶梯高差降低部件至少在表面具有以碳化硅、碳化钽或碳形成的层。
31.如权利要求25～30中任一项所述的热处理装置，其特征在于，
所述阶梯高差降低部件作为所述处理室的内壁的一部分来形成。
32.如权利要求25～31中任一项所述的热处理装置，其特征在于，
所述衬底支承件在相互大致平行的多个平面上分别支承所述碳化硅块状衬底。
33.如权利要求32所述的热处理装置，其特征在于，
所述衬底支承件在1个所述平面上支承1片所述块状碳化硅，
所述衬底支承件的外周与所述碳化硅块状衬底的外周的距离比5mm大、比100mm小。
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