CN114430781A - SiC籽晶及其制造方法、使该SiC籽晶进行生长而得到的SiC晶锭及其制造方法、以及由该SiC晶锭制造的SiC晶片、具有外延膜的SiC晶片及它们的制造方法 - Google Patents

SiC籽晶及其制造方法、使该SiC籽晶进行生长而得到的SiC晶锭及其制造方法、以及由该SiC晶锭制造的SiC晶片、具有外延膜的SiC晶片及它们的制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN114430781A
CN114430781A CN202080055202.XA CN202080055202A CN114430781A CN 114430781 A CN114430781 A CN 114430781A CN 202080055202 A CN202080055202 A CN 202080055202A CN 114430781 A CN114430781 A CN 114430781A
Authority
CN
China
Prior art keywords
sic
single crystal
crystal
sic single
growth
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN202080055202.XA
Other languages
English (en)
Other versions
CN114430781B (zh
Inventor
金子忠昭
小岛清
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Toyota Tsusho Corp
Kwansei Gakuin Educational Foundation
Original Assignee
Toyota Tsusho Corp
Kwansei Gakuin Educational Foundation
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Toyota Tsusho Corp, Kwansei Gakuin Educational Foundation filed Critical Toyota Tsusho Corp
Publication of CN114430781A publication Critical patent/CN114430781A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN114430781B publication Critical patent/CN114430781B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B23/00—Single-crystal growth by condensing evaporated or sublimed materials
    • C30B23/02—Epitaxial-layer growth
    • C30B23/025—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B23/00—Single-crystal growth by condensing evaporated or sublimed materials
    • C30B23/02—Epitaxial-layer growth
    • C30B23/06—Heating of the deposition chamber, the substrate or the materials to be evaporated
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B23/00—Single-crystal growth by condensing evaporated or sublimed materials
    • C30B23/02—Epitaxial-layer growth
    • C30B23/06—Heating of the deposition chamber, the substrate or the materials to be evaporated
    • C30B23/063—Heating of the substrate
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B25/00—Single-crystal growth by chemical reaction of reactive gases, e.g. chemical vapour-deposition growth
    • C30B25/02—Epitaxial-layer growth
    • C30B25/10—Heating of the reaction chamber or the substrate
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B25/00—Single-crystal growth by chemical reaction of reactive gases, e.g. chemical vapour-deposition growth
    • C30B25/02—Epitaxial-layer growth
    • C30B25/18—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate
    • C30B25/186—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate being specially pre-treated by, e.g. chemical or physical means
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/36—Carbides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B33/00—After-treatment of single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure
    • C30B33/02—Heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B33/00—After-treatment of single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure
    • C30B33/08—Etching
    • C30B33/12—Etching in gas atmosphere or plasma
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02518—Deposited layers
    • H01L21/02521—Materials
    • H01L21/02524—Group 14 semiconducting materials
    • H01L21/02529—Silicon carbide
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02002—Preparing wafers
    • H01L21/02005—Preparing bulk and homogeneous wafers
    • H01L21/02008—Multistep processes
    • H01L21/0201—Specific process step
    • H01L21/02019—Chemical etching
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02367—Substrates
    • H01L21/0237—Materials
    • H01L21/02373—Group 14 semiconducting materials
    • H01L21/02378—Silicon carbide
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02612—Formation types
    • H01L21/02617—Deposition types
    • H01L21/02631—Physical deposition at reduced pressure, e.g. MBE, sputtering, evaporation
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02656—Special treatments
    • H01L21/02658—Pretreatments

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Computer Hardware Design (AREA)
  • Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)

Abstract

本发明所要解决的技术问题是提供一种能够实现高品质的SiC籽晶、SiC晶锭、SiC晶片和具有外延膜的SiC晶片的新颖技术。本发明是一种用于SiC晶锭生长的SiC籽晶的制造方法，其具有：热处理步骤(S1)，在包含Si元素和C元素的气氛下对SiC单晶体(10)进行热处理。这样，通过在包含Si元素和C元素的气氛下对SiC单晶体(10)进行热处理，可以制造高品质的SiC籽晶(11)。

Description

SiC籽晶及其制造方法、使该SiC籽晶进行生长而得到的SiC晶 锭及其制造方法、以及由该SiC晶锭制造的SiC晶片、具有外延 膜的SiC晶片及它们的制造方法
技术领域
本发明涉及去除了应变或位错缺陷的SiC籽晶及其制造方法、使该SiC籽晶进行生长而得到的SiC晶锭及其制造方法、以及由该SiC晶锭制造的SiC晶片、具有外延膜的SiC晶片及它们的制造方法。
背景技术
SiC(碳化硅)半导体器件与Si(硅)或GaAs(砷化镓)半导体器件相比具有更高的耐压和更高的效率、而且能够进行高温工作，因而正在面向产业化进行开发。
通常，SiC晶片是通过对SiC晶锭进行切片来制造的。而且，该SiC晶锭是通过使用升华法等使单晶SiC在SiC籽晶上进行晶体生长而获得的。
在SiC晶锭的制造中，存在的问题是，在晶锭中残留有位错缺陷(贯通刃状位错、贯通螺旋位错、基底面位错等)。为了解决该问题，提出了各种方法。
在专利文献1中公开了一种SiC晶锭的制造方法，该制造方法包括：在第一生长表面上使单晶SiC进行生长的第一生长步骤，和在与第一生长表面不同的第n生长表面上使单晶SiC进行生长的第n生长步骤。根据专利文献1记载的制造方法，可以提供几乎不包含微管缺陷、螺旋位错、刃状位错和堆叠缺陷的高品质的单晶SiC。因此，公开了可以用作高性能的功率器件。
在专利文献2中记载了一种技术，其通过调整所生长的外延膜的杂质浓度，从外延膜的侧表面排出贯通位错。而且，公开了通过将该外延膜作为籽晶来利用升华法使单晶SiC进行块体生长，能够进一步抑制晶体缺陷。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2003-321298号公报
专利文献2：日本特开2010-184829号公报
发明内容
发明所要解决的技术问题
本发明所要解决的技术问题是提供一种能够实现高品质的SiC籽晶、SiC晶锭、SiC晶片和具有外延膜的SiC晶片的新颖技术。
用于解决问题的手段
解决上述问题的本发明是一种用于SiC晶锭生长的SiC籽晶的制造方法，其具有：热处理步骤，在包含Si元素和C元素的气氛下对SiC单晶体进行热处理。
这样，通过在包含Si元素和C元素的气氛下对SiC单晶体进行热处理，可以制造抑制了应变或晶体缺陷的高品质的SiC籽晶。
在本发明的优选方式中，所述热处理步骤是在SiC材料露出的准封闭空间内对所述SiC单晶体进行热处理的步骤。
这样，通过在SiC材料露出的准封闭空间内对SiC单晶体进行热处理，可以制造更高品质的SiC籽晶。
在本发明的优选方式中，所述热处理步骤是在由SiC材料构成的主体容器内对所述SiC单晶体进行热处理的步骤。
这样，通过在由SiC材料构成的主体容器内对SiC单晶体进行热处理，可以制造更高品质的SiC籽晶。
在本发明的优选方式中，所述热处理步骤包括蚀刻所述SiC单晶体的蚀刻步骤和/或使所述SiC单晶体进行晶体生长的晶体生长步骤。
这样，通过包括蚀刻SiC单晶体的蚀刻步骤，可以制造具有减少了应变或宏观台阶聚束的表面的SiC籽晶。
此外，通过包括使SiC单晶体进行晶体生长的晶体生长步骤，可以制造具有减少了基底面位错或宏观台阶聚束的生长层的SiC籽晶。
在本发明的优选方式中，所述蚀刻步骤和/或所述晶体生长步骤是将所述SiC单晶体和所述SiC材料相对配置并进行加热使得在所述SiC单晶体和所述SiC材料之间形成温度梯度的步骤。
这样，通过在包含Si元素和C元素的气氛下使SiC单晶体和SiC材料相对并进行加热使得在它们之间形成温度梯度，可以容易地进行SiC单晶体的蚀刻或晶体生长。
在本发明的优选方式中，所述蚀刻步骤是以所述SiC单晶体为高温侧、以所述SiC材料为低温侧的方式进行加热的步骤。
这样，通过以SiC单晶体为高温侧、以SiC材料为低温侧的方式进行加热，可以容易地蚀刻SiC单晶体。
在本发明的优选方式中，所述晶体生长步骤是以所述SiC单晶体为低温侧、以所述SiC材料为高温侧的方式进行加热的步骤。
这样，通过以SiC单晶体为低温侧、以SiC材料为高温侧的方式进行加热，可以使SiC单晶体容易地进行晶体生长。
在本发明的优选方式中，所述蚀刻步骤和/或所述晶体生长步骤包括在SiC-C平衡蒸气压环境下加热所述SiC单晶体的步骤。
这样，通过包括在SiC-C平衡蒸气压环境下蚀刻SiC单晶体的蚀刻步骤，可以制造去除了应变层的高品质的SiC籽晶。
此外，通过包括在SiC-C平衡蒸气压环境下使生长层进行生长的晶体生长步骤，可以制造具有减少了基底面位错的表面的高品质的SiC籽晶。
在本发明的优选方式中，所述蚀刻步骤和/或所述晶体生长步骤包括在Si/C原子数比为1以下的准封闭空间内配置所述SiC单晶体并对其进行加热的步骤。
这样，通过在Si/C原子数比为1以下的准封闭空间内配置SiC单晶体并对其进行加热，可以制造具有减少了应变或基底面位错的表面的高品质的SiC籽晶。
在本发明的优选方式中，所述蚀刻步骤和/或所述晶体生长步骤包括在SiC-Si平衡蒸气压环境下加热所述SiC单晶体的步骤。
这样，通过在SiC-Si平衡蒸气压环境下进行SiC单晶体的蚀刻或晶体生长，可以制造具有减少了宏观台阶聚束的表面的高品质的SiC籽晶。
在本发明的优选方式中，所述蚀刻步骤和/或所述晶体生长步骤包括在Si/C原子数比超过1的准封闭空间内配置所述SiC单晶体并对其进行加热的步骤。
这样，通过在Si/C原子数比超过1的准封闭空间内配置SiC单晶体并对其进行加热，可以制造具有减少了宏观台阶聚束的表面的高品质的SiC籽晶。
在本发明的优选方式中，所述蚀刻步骤和/或所述晶体生长步骤包括将所述SiC单晶体和所述Si蒸气供给源收纳在所述准封闭空间内并对其进行加热的步骤。
这样，通过将SiC单晶体和Si蒸气供给源收纳在准封闭空间内并对其进行加热，可以容易地制造具有减少了宏观台阶聚束的表面的高品质的SiC籽晶。
在本发明的优选方式中，所述热处理步骤包括使所述SiC单晶体的表面平坦化的平坦化步骤。
通过包含这种平坦化步骤，可以制造具有减少了宏观台阶聚束的表面的高品质的SiC籽晶。
在本发明的优选方式中，所述热处理步骤包括在所述SiC单晶体上形成减少了基底面位错的生长层的基底面位错减少步骤。
这样，通过在SiC单晶体上形成去除或减少了基底面位错的生长层，可以在后面的步骤即晶锭生长步骤中抑制基底面位错传播到SiC晶锭。
在本发明的优选方式中，所述热处理步骤包括去除SiC单晶体的应变层的应变层去除步骤。
这样，通过从SiC单晶体去除应变层，可以获得能够制造更高品质的SiC晶锭的SiC籽晶。
在本发明的优选方式中，所述热处理步骤在所述平坦化步骤后包括在所述SiC单晶体上形成减少了基底面位错的生长层的基底面位错减少步骤。
这样，通过在SiC单晶体上形成去除或减少了基底面位错的生长层，可以获得能够制造更高品质的SiC晶锭的SiC籽晶。
在本发明的优选方式中，所述热处理步骤在所述应变层去除步骤后，包括使所述SiC单晶体的表面平坦化的平坦化步骤。
这样，通过使应变层去除步骤后的表面进一步平坦化，可以获得能够制造更高品质的SiC晶锭的SiC籽晶。
在本发明的优选方式中，所述热处理步骤在所述基底面位错减少步骤后，还包括所述平坦化步骤。
这样，通过使基底面位错减少步骤后的表面进一步平坦化，可以获得能够制造更高品质的SiC晶锭的SiC籽晶。
在本发明的优选方式中，所述热处理步骤在所述应变层去除步骤后，包括所述基底面位错减少步骤。
这样，通过在应变层去除步骤后的表面处形成减少了基底面位错的生长层，可以获得能够制造更高品质的SiC晶锭的SiC籽晶。
在本发明的优选方式中，所述热处理步骤依次包括所述应变层去除步骤、所述平坦化步骤、所述基底面位错减少步骤以及平坦化步骤。
通过以这样的顺序进行热处理，可以获得不具有应变层、基底面位错和宏观台阶聚束的SiC籽晶。
在本发明的优选方式中，所述应变层去除步骤是将SiC单晶体和SiC材料相对配置并以所述SiC单晶体为高温侧、以所述SiC材料为低温侧的方式进行加热的步骤。
这样，通过将温度梯度作为驱动力蚀刻SiC单晶体，可以获得减少了应变层的SiC籽晶。
在本发明的优选方式中，所述平坦化步骤包括将SiC单晶体和SiC材料相对配置并在SiC-Si平衡蒸气压环境下进行加热使得在所述SiC单晶体和所述SiC材料之间形成温度梯度的步骤。
这样，通过在SiC-Si平衡蒸气压环境下进行加热使得在SiC单晶体和SiC材料之间形成温度梯度，可以获得具有减少了宏观台阶聚束的表面的SiC籽晶。
在本发明的优选方式中，所述平坦化步骤包括在Si/C原子数比超过1的准封闭空间内将SiC单晶体和SiC材料相对配置并进行加热使得在所述SiC单晶体和所述SiC材料之间形成温度梯度的步骤。
这样，通过在Si/C原子数比超过1的准封闭空间内配置SiC单晶体和SiC材料并进行加热使得在SiC单晶体和SiC材料之间形成温度梯度，可以获得具有减少了宏观台阶聚束的表面的SiC籽晶。
在本发明的优选方式中，所述平坦化步骤包括将SiC单晶体和Si蒸气供给源收纳在由SiC材料构成的主体容器内并进行加热使得在所述主体容器内形成温度梯度的步骤。
这样，通过将SiC单晶体和Si蒸气供给源收纳在由SiC材料构成的主体容器内并进行加热，可以容易地获得具有减少了宏观台阶聚束的表面的SiC籽晶。
在本发明的优选方式中，所述平坦化步骤包括将SiC单晶体和SiC材料相对配置并在SiC-Si平衡蒸气压环境下以所述SiC单晶体为高温侧、以所述SiC材料为低温侧的方式进行加热的步骤。
这样，通过在SiC-Si平衡蒸气压环境下蚀刻SiC单晶体，可以获得具有减少了宏观台阶聚束的表面的SiC籽晶(蚀刻平坦化步骤)。
在本发明的优选方式中，所述平坦化步骤包括在Si/C原子数比超过1的准封闭空间内将SiC单晶体和SiC材料相对配置并以所述SiC单晶体为高温侧、以所述SiC材料为低温侧的方式进行加热的步骤。
这样，通过在Si/C原子数比为1以上的准封闭空间内配置SiC单晶体并对其进行蚀刻，可以获得具有减少了宏观台阶聚束的表面的SiC籽晶(蚀刻平坦化步骤)。
在本发明的优选方式中，所述平坦化步骤包括将SiC单晶体和SiC材料相对配置并在SiC-Si平衡蒸气压环境下以所述SiC单晶体为低温侧、以所述SiC材料为高温侧的方式进行加热的步骤。
这样，通过在SiC-Si平衡蒸气压环境下使SiC单晶体进行晶体生长，可以获得具有减少了宏观台阶聚束的生长层的SiC籽晶(生长平坦化步骤)。
在本发明的优选方式中，所述平坦化步骤包括在Si/C原子数比超过1的准封闭空间内将SiC单晶体和SiC材料相对配置并以所述SiC单晶体为低温侧、以所述SiC材料为高温侧的方式进行加热的步骤。
这样，通过在Si/C原子数比为1以上的准封闭空间内配置SiC单晶体并使其进行晶体生长，可以获得具有减少了宏观台阶聚束的生长层的SiC籽晶(生长平坦化步骤)。
在本发明的优选方式中，所述基底面位错减少步骤是将SiC单晶体和SiC材料相对配置并在SiC-C平衡蒸气压环境下以所述SiC单晶体为低温侧、以所述SiC材料为高温侧的方式进行加热的步骤。
这样，通过在SiC-C平衡蒸气压环境下使SiC单晶体进行晶体生长，可以高效率地将基底面位错转变成其他位错。由此，可以制造具有基底面位错不露出的表面的SiC籽晶。
在本发明的优选方式中，所述基底面位错减少步骤是在Si/C原子数比为1以下的准封闭空间内将SiC单晶体和SiC材料相对配置并以所述SiC单晶体为低温侧、以所述SiC材料为高温侧的方式进行加热的步骤。
这样，通过在Si/C原子数比为1以下的空间内配置SiC单晶体并使其进行晶体生长，可以高效率地将基底面位错转变成其他位错。由此，可以制造具有基底面位错不露出的良好表面的SiC籽晶。
本发明还涉及一种用于SiC晶锭生长的SiC籽晶，其是通过上述制造方法来制造的。
本发明的SiC籽晶具有减少了应变、基底面位错或宏观台阶聚束中的至少一种以上的良好表面。因此，通过使本发明的SiC籽晶进行晶体生长，可以制造高品质的SiC晶锭。
本发明还涉及一种用于SiC晶锭生长的SiC籽晶，在其表面处具有不包含基底面位错的层。
已知基底面位错是对SiC半导体器件产生不良影响的缺陷。由于本发明的SiC籽晶在表面处具有不包含基底面位错的生长层，因而在后面的步骤即晶锭生长步骤中，基底面位错不会传播到SiC晶锭中。
在本发明优选方式中，SiC籽晶直径为6英寸(约15.24厘米)以上。
本发明还涉及一种SiC晶锭的制造方法，包括在上述的SiC籽晶上使单晶SiC进行晶体生长的晶锭生长步骤。
由于上述的SiC籽晶具有减少了应变、基底面位错或宏观台阶聚束的良好表面，因而可以制造高品质的SiC晶锭。
本发明还涉及一种SiC晶锭，通过上述的制造方法制造。
此外，本发明还涉及一种SiC晶片的制造方法，包括从上述的SiC晶锭切出SiC晶片以使成膜表面露出的切片步骤。
此外，本发明还涉及一种SiC晶片，通过上述的制造方法制造。
本发明还涉及一种具有外延膜的SiC晶片的制造方法，包括在上述的SiC晶片的所述成膜表面上使外延膜成膜的外延生长步骤。
发明的效果
根据本发明，可以制造具有良好表面的SiC籽晶，其中减少了应变、基底面位错或宏观台阶聚束中的至少一种以上。伴随于此，根据本发明，可以提供高品质的SiC晶锭、SiC晶片、具有外延膜的SiC晶片。
其他所要解决的技术问题、特征和优点将通过阅读以下记载的具体实施方式并结合附图和权利要求而变得显而易见。
附图说明
图1是一实施方式的具有外延膜的SiC晶片的制造步骤的示意图。
图2是示出本发明的热处理步骤的优选方式的概念图。
图3是示出本发明的热处理步骤的蚀刻机构的概要的说明图。
图4是示出本发明的热处理步骤的生长机构的概要的说明图。
图5是一实施方式的主体容器和高熔点容器的示意图。
图6是一实施方式的SiC籽晶的制造装置的说明图。
图7是示出本发明的热处理步骤的优选方式中的容器结构的示意图。
图8是示出应变层去除步骤的概要的图。
图9是示出用于实现应变层去除步骤的装置结构的图。
图10是示出蚀刻平坦化步骤的概要的图。
图11是示出用于实现蚀刻平坦化步骤的装置结构的图。
图12是示出生长平坦化步骤的概要的说明图。
图13是示出用于实现生长平坦化步骤的装置结构和概要的图。
图14是示出基底面位错减少步骤的概要的说明图。
图15是示出用于实现基底面位错减少步骤的装置结构和概要的图。
图16示出了SiC晶锭的制造步骤的优选实施方式。
图17是在本发明的应变层去除步骤中获得的SiC籽晶的说明图。
图18是在本发明的蚀刻平坦化步骤中获得的SiC籽晶的说明图。
图19是在本发明的生长平坦化步骤中获得的SiC籽晶的说明图。
图20是本发明的基底面位错减少步骤的BPD转变率的求出方法的说明图。
图21是本发明的蚀刻步骤和晶体生长步骤的阿伦尼乌斯图。
具体实施方式
<1>发明的概要
以下，使用附图对本发明的优选实施方式进行详细说明。本发明的技术范围不限于附图所示的实施方式，能够在权利要求书记载的范围内适当进行变更。
首先，参照图1，对通过本发明的方法来制造SiC籽晶11、SiC晶锭12、SiC晶片13以及具有外延膜的SiC晶片14的情况的一实施例的概要进行说明。
本发明的特征在于，通过对SiC单晶体10进行热处理步骤S1来获得高品质的SiC籽晶11(图1)。通过对SiC单晶体10进行热处理步骤S1，可以获得去除或减少了应变(应变层101)、基底面位错(Basal Plane Dislocation：BPD)、宏观台阶聚束(Macro StepBunching：MSB)的高品质的SiC籽晶11。
另外，在本说明书中，术语“SiC单晶体”广义地包括作为SiC籽晶11提供给晶锭生长步骤S2的前阶段的状态的单晶SiC。术语“SiC单晶体”并不是限定性地指特定状态的单晶SiC的术语。
经过热处理步骤S1后的SiC籽晶11被去除或减少了应变、BPD和MSB中的至少一种以上，适合于使高品质的SiC晶锭进行生长。在本发明中，通过在SiC籽晶11上进行使单晶SiC进行晶体生长的晶锭生长步骤S2，可以获得高品质的SiC晶锭12(参照图1)。
在如此获得的SiC晶锭12中，抑制了由SiC单晶体10中存在的应变、BPD和MSB等引起的缺陷的继承。因此，从这里通过切片步骤S3切出的SiC晶片13也是高品质的(参照图1)。
通常，在SiC晶片的表面处存在BPD的情况下，BPD也会被传播到使该SiC晶片进行外延生长而形成的外延膜。然而，在本发明中，应变或BPD没有露出在SiC晶片13的表面处。因此，可以抑制BPD传播到形成在SiC晶片13上的外延膜。即，根据本发明，可以制造能够制造高性能SiC半导体器件的具有外延膜的SiC晶片14(参照图1)。
以下，对本发明的各结构进行进一步详细说明。
<2>SiC单晶体10
作为SiC单晶体10，可以例示将单晶SiC加工成薄板状而成的SiC衬底。具体地，可以例示将从使用升华法等制造的SiC晶锭切成圆盘状而成的SiC晶片等。另外，作为单晶SiC的晶体多晶型，可以采用任何多晶型。
通常，经过机械加工(例如切片、磨削/抛光)或激光加工的SiC单晶体10具有：引入了划痕1011、潜在划痕1012、应变1013等的加工损伤的应变层101，和未引入这种加工损伤的块体层102(参照图8)。
该应变层101的有无可以通过SEM-EBSD法、TEM、μXRD、拉曼分光法等来确认。另外，为了使高品质的SiC晶锭生长，优选的是，去除应变层101，并显出未引入加工损伤的块体层102。
此外，在以原子级平坦化的SiC单晶体10的表面处确认了台阶-平台结构。该台阶-平台结构为作为一分子层以上的台阶部位的台阶103和作为{0001}晶面露出的平坦部位的平台104交替排列而成的阶梯结构(参照图10和图12)。
在台阶103中，一分子层(0.25nm)为最小高度(最小单位)，通过该一分子层重叠多层，形成各种台阶高度。
在本说明书的说明中，台阶103束化(聚束，bunching)而巨大化，并具有超过各多晶型的一晶胞的高度的称为宏观台阶聚束(Macro Step Bunching：MSB)。
即，MSB在4H-SiC的情况下是指超过4分子层(5分子层以上)聚束而成的台阶103。此外，在6H-SiC的情况下是指超过6分子层(7分子层以上)聚束而成的台阶103。
当由该MSB引起的缺陷被继承到SiC晶锭时，会导致SiC半导体器件的性能下降。因此，期望的是，在SiC籽晶11的表面处不形成MSB。
<3>热处理步骤S1
热处理步骤S1是在包含Si元素和C元素的气氛下对SiC单晶体10进行热处理的步骤。经过该热处理步骤S1的SiC籽晶11具有减少了应变(应变层101)、BPD和MSB中的至少一种以上的表面。因此，在后面的步骤即晶锭生长步骤S2中，可以抑制由SiC籽晶11的应变、BPD和MSB引起的缺陷被继承到SiC晶锭12。即，可以制造高品质的SiC晶锭12。
具体地，热处理步骤S1可以例示将SiC单晶体10和SiC材料相对进行加热的方式。即，热处理步骤S1可以包括：将Si元素和C元素从SiC单晶体10输送到SiC材料并蚀刻SiC单晶体10的蚀刻步骤；以及与此相反，将Si元素和C元素从SiC材料输送到SiC单晶体10并使SiC单晶体10进行晶体生长的晶体生长步骤。
另外，热处理步骤S1的具体方式没有特别限制，只要是可以去除或减少SiC单晶体10中包含的应变层101、BPD和MSB的步骤即可。
作为该蚀刻步骤和晶体生长步骤中的用于输送Si元素和C元素的驱动力，可以采用SiC单晶体10和SiC材料之间的温度梯度或化学势差。
SiC材料由通过与SiC单晶体10相对进行加热而能够在与SiC单晶体10之间进行Si元素和C元素的接收或传递的SiC构成。例如，可以采用SiC制的容器(主体容器20)或SiC制的衬底(SiC部件)。另外，作为该SiC材料的晶体多晶型，可以采用任何的多晶型，也可以采用多晶SiC。
优选的是，SiC单晶体10和SiC材料配置在准封闭空间内并被加热。通过在准封闭空间内进行Si和C元素的接收或传递，可以蚀刻SiC单晶体10的表面并使其生长，并且可以形成减少了应变层101、BPD和MSB中的至少一种以上的表面。
另外，本说明书中的“准封闭空间”是指能够进行容器内的抽真空，但能够将容器内产生的蒸气的至少一部分封闭的空间。
以下，参照图2至图4对热处理步骤S1的优选方式进行详细说明。
热处理步骤S1的优选方式可以大致分为蚀刻SiC单晶体10的表面的蚀刻步骤和使单晶SiC在SiC单晶体10上进行晶体生长的晶体生长步骤(参照图2)。
(蚀刻步骤)
根据蚀刻步骤(位于图2左侧的步骤)，可以去除或减少SiC单晶体10的表面处存在的应变层101或MSB。
图3是示出蚀刻步骤的概要的说明图。在该蚀刻步骤中，考虑将SiC单晶体10配置在SiC材料露出的准封闭空间内，并在1400℃以上且2300℃以下的温度范围内进行加热，从而持续地进行以下1)至5)的反应，结果蚀刻会进行。
1)SiC(s)→Si(v)+C(s)
2)2C(s)+Si(v)→SiC2(v)
3)C(s)+2Si(v)→Si2C(v)
4)Si(v)+SiC2(v)→2SiC(s)
5)Si2C(v)→Si(v)+SiC(s)
1)的说明：由于加热SiC单晶体10(SiC(s))，因而通过热分解使Si原子(Si(v))从SiC单晶体10的表面脱离(Si原子升华步骤)。
2)和3)的说明：由于Si原子(Si(v))脱离而残留在SiC单晶体10的表面处的C(C(s))与准封闭空间内的Si蒸气(Si(v))反应。结果，C(C(s))成为Si2C或SiC2等而从SiC单晶体10的表面升华(C原子升华步骤)。
4)和5)的说明：升华的Si2C或SiC2等由于温度梯度而到达准封闭空间内的SiC材料并进行生长。
这样，蚀刻步骤包括：Si原子升华步骤，使Si原子从SiC单晶体10的表面热升华；以及C原子升华步骤，通过使残留在SiC单晶体10的表面处的C原子和准封闭空间内的Si蒸气反应而从SiC单晶体10的表面升华。
优选的是，在蚀刻步骤中以SiC单晶体10位于温度梯度的高温侧、以SiC材料位于温度梯度的低温侧的方式进行加热。由此，在SiC单晶体10和SiC材料之间形成蚀刻空间X，并且可以将温度梯度作为驱动力蚀刻SiC单晶体10的表面。
(晶体生长步骤)
根据晶体生长步骤(位于图2的右侧的步骤)，可以将SiC单晶体10的表面处存在的BPD转变成其他的位错，并可以去除或减少在SiC籽晶11的表面处露出的BPD。
此外，可以去除或减少SiC籽晶11的表面的MSB。
图4是示出晶体生长步骤的概要的说明图。在该晶体生长步骤中，考虑将SiC单晶体10配置在SiC材料露出的准封闭空间内，并在1400℃以上且2300℃以下的温度范围内进行加热，从而持续地进行以下1)至5)的反应，结果晶体生长会进行。
1)Poly－SiC(s)→Si(v)+C(s)
2)2C(s)+Si(v)→SiC2(v)
3)C(s)+2Si(v)→Si2C(v)
4)Si(v)+SiC2(v)→2SiC(s)
5)Si2C(v)→Si(v)+SiC(s)
1)的说明：由于加热SiC材料(Poly－SiC(s))，因而通过热分解使Si原子(Si(v))从SiC脱离。
2)和3)的说明：由于Si原子(Si(v))脱离而残留的C(C(s))与准封闭空间内的Si蒸气(Si(v))反应。结果，C(C(s))成为Si2C或SiC2等而在准封闭空间内升华。
4)和5)的说明：所升华的Si2C或SiC2等由于温度梯度(或化学势差)而到达/扩散到SiC单晶体10的平台，并且到达台阶，从而延续基底的SiC单晶体10的多晶型而进行生长(台阶流动生长)。
这样，晶体生长步骤包括：Si原子升华步骤，使Si原子从SiC材料的表面热升华；C原子升华步骤，通过与准封闭空间内的Si蒸气反应而使残留在SiC材料的表面处的C原子升华；原料输送步骤，将温度梯度或化学势差作为驱动力，将原料(Si原子和C原子)输送到SiC单晶体10的表面；以及台阶流动生长步骤，使原料到达SiC单晶体10的台阶并进行生长。
优选的是，在晶体生长步骤中以SiC材料位于温度梯度的高温侧、以SiC单晶体10位于温度梯度的低温侧的方式进行加热。由此，在SiC单晶体10和SiC材料之间形成原料供给空间Y，并且可以将温度梯度作为驱动力来使SiC单晶体10进行晶体生长。
另外，在SiC单晶体10采用单晶SiC并且SiC材料采用多晶SiC的情况下，可以将在多晶SiC和单晶SiC的表面处产生的分压差(化学势差)作为原料输送的驱动力进行晶体生长。在这种情况下，既可以设置温度梯度，也可以不设置温度梯度。
以上，将热处理步骤S1大致分为蚀刻步骤和结晶生长步骤进行了说明。然而，从加热SiC单晶体10的环境的观点出发，热处理步骤S1可以分为两种类型。
即，如图2的上下方向区分所示，热处理步骤S1可以分类为：将SiC单晶体10在SiC-Si平衡蒸气压环境下进行加热的方式和在SiC-C平衡蒸气压环境下进行加热的方式。
这里，SiC-Si平衡蒸气压环境是指SiC(固体)和Si(液相)通过气相成为相平衡状态时的蒸气压环境。
此外，SiC-C平衡蒸气压环境是指SiC(固相)和C(固相)通过气相成为相平衡状态时的蒸气压环境。
另外，本说明书中的SiC-Si平衡蒸气压环境和SiC-C平衡蒸气压环境包括满足从理论热平衡环境导出的生长速度与生长温度的关系的近热平衡蒸气压环境。
SiC-Si平衡蒸气压环境的气相中的Si/C原子数比大于SiC-C平衡蒸气压环境的气相中的Si/C原子数比。
SiC-Si平衡蒸气压环境可以通过将所述SiC单晶体10配置在Si/C原子数比超过1的准封闭空间内并对其进行加热来形成。例如，当在满足化学计量比1:1的SiC制的容器(主体容器20)内配置了满足化学计量比1:1的SiC单晶体10、满足化学计量比1:1的SiC材料和Si蒸气供给源(Si颗粒等)的情况下，准封闭空间内的Si/C原子数比超过1。
另一方面，SiC-C平衡蒸气压环境可以通过将所述SiC单晶体10配置在Si/C原子数比为1以下的准封闭空间内并对其进行加热来形成。例如，当在满足化学计量比1:1的SiC制的容器(主体容器20)内配置了满足化学计量比1:1的SiC单晶体10和满足化学计量比1:1的SiC材料的情况下，主体容器20内的Si/C原子数比为1。此外，也可以配置C蒸气供给源(C颗粒等)而使Si/C原子数比为1以下。
如上所述，热处理步骤S1可以按以下观点进行分类：(1)是蚀刻步骤，还是晶体生长步骤；(2)是在SiC-Si平衡蒸气压环境下进行热处理，还是在SiC-C平衡蒸气压环境下进行热处理。如果将这种分类的组合与效果联系起来，可以分类为以下四种类型。
在SiC-C平衡蒸气压环境下进行蚀刻步骤的方式中，能够通过蚀刻来去除SiC单晶体10的应变层101，并且在蚀刻后的表面处形成有MSB。因此，分类为蚀刻聚束步骤S111(图2的左下方)。
在SiC-Si平衡蒸气压环境下进行蚀刻步骤的方式中，能够通过蚀刻来去除SiC单晶体10的应变层101，并且在蚀刻后的表面处不会形成MSB。因此，分类为蚀刻平坦化步骤S121(图2的左上方)。
另外，在蚀刻聚束步骤S111和蚀刻平坦化步骤S121中，由于能够去除或减少SiC单晶体10的应变层101，因而统一分类为应变层去除步骤S11(图2的左侧)。
在SiC-Si平衡蒸气压环境下进行晶体生长步骤的方式中，能够在SiC单晶体10上形成减少或去除了MSB的生长层105。因此，分类为生长平坦化步骤S122(图2的右上方)。
另外，在蚀刻平坦化步骤S121和生长平坦化步骤S122中，由于能够去除或减少MSB，因而统一分类为平坦化步骤S12(图2的上侧)。
在SiC-C平衡蒸气压环境下进行晶体生长步骤的方式中，能够去除或减少生长层105中的BPD。因此，分类为基底面位错减少步骤S13(图2的右下方)。
(制造装置)
接着，对能够实现上述四种分类的制造装置的方式进行说明。
以下，作为优选实施方式，对在包含Si元素和C元素的气氛下使用能够对SiC单晶体10进行热处理的主体容器20的方式进行说明。此外，只要是形成与主体容器20相同的环境的装置结构，就当然可以采用。具体而言，只要是能够在准封闭空间内形成Si元素和C元素的气氛的装置结构，就可以采用。
优选的是，主体容器20是在内部空间内露出SiC材料的结构。在本实施方式中，主体容器20的整体由SiC材料(多晶SiC)构成。通过加热由这种材料构成的主体容器20，可以在内部(准封闭空间)产生包含Si元素和C元素的气氛。
期望的是，进行了加热处理的主体容器20内的环境成为包含Si元素的气相物种和包含C元素的气相物种的混合体系的蒸气压环境。作为该包含Si元素的气相物种，可以例示Si、Si2、Si3、Si2C、SiC2、SiC。此外，作为包含C元素的气相物种，可以例示Si2C、SiC2、SiC、C。即，成为SiC系气体存在于主体容器20内的状态。
另外，只要是在主体容器20的加热处理时在内部空间中产生包含Si元素的气相物种和包含C元素的气相物种的蒸气压的结构，就可以采用该结构。例如，可以示出在内表面的一部分处SiC材料露出的结构、或者在主体容器20内单独配置SiC材料(SiC制的衬底等)的结构。
优选的是，热处理步骤S1采用这样的方式：将SiC单晶体10收纳在主体容器20的内部，并加热主体容器20使得在内部形成温度梯度。以下，参照图5和图6对加热主体容器20使得在内部形成温度梯度时的装置结构(主体容器20、加热炉30、高熔点容器40)进行说明。
如图5所示，主体容器20是包括能够相互嵌合的上容器21和下容器22的嵌合容器。在上容器21和下容器22的嵌合部处形成有微小的间隙23，并且构成为能够从该间隙23进行主体容器20内的排气(抽真空)。即，主体容器20的内部成为准封闭空间。
加热炉30具有能够在包含Si元素的气氛下设置温度梯度来加热主体容器20的结构。具体地，如图6所示，加热炉30包括：主加热室31，能够将被处理物(SiC单晶体10等)加热至1000℃以上且2300℃以下的温度；预热室32，能够将被处理物预热至500℃以上的温度；高熔点容器40，能够收纳主体容器20；以及移动装置33(移动台)，能够将该高熔点容器40从预热室32移动到主加热室31。
主加热室31在俯视剖视图中形成为正六边形，并且在其内侧配置有高熔点容器40。
在主加热室31的内部设置有加热器34(网状加热器)。此外，在主加热室31的侧壁或顶部处固定有多层热反射金属板(未图示)。该多层热反射金属板构成为将加热器34的热量朝向主加热室31的大致中央部反射。
由此，在主加热室31内，以包围收纳被处理物的高熔点容器40的方式配置加热器34，并且在其外侧配置多层热反射金属板，从而可以升温至1000℃以上且2300℃以下的温度。
另外，作为加热器34，例如可以使用电阻加热式的加热器或高频感应加热式的加热器。
此外，加热器34也可以采用能够在高熔点容器40内形成温度梯度的结构。例如，加热器34也可以构成为在上侧(或下侧)配置有多个加热器。此外，加热器34也可以构成为随着朝向上侧(或下侧)而宽度变大。或者，加热器34也可以构成为能够随着朝向上侧(或下侧)而增大所供给的电力。
此外，主加热室31连接有：进行主加热室31内的排气的真空形成用阀35；将惰性气体引入到主加热室31内的惰性气体注入用阀36；以及测量主加热室31内的真空度的真空计37。
真空形成用阀35与对主加热室31内进行排气来抽真空的抽真空泵连接(未图示)。通过该真空形成用阀35和抽真空泵，可以将主加热室31内的真空度调整为例如10Pa以下，更优选为1Pa以下，进一步优选为10-3Pa以下。作为该抽真空泵，可以例示涡轮分子泵。
惰性气体注入用阀36与惰性气体供给源连接(未图示)。通过该惰性气体注入用阀36和惰性气体供给源，可以将惰性气体在10-5至10000Pa的范围内引入到主加热室31内。作为该惰性气体，可以选择Ar、He、N2等。
预热室32与主加热室31连接，并且构成为能够通过移动装置33移动高熔点容器40。另外，本实施方式的预热室32构成为能够利用主加热室31的加热器34的余热进行升温。例如，在将主加热室31升温至2000℃的情况下，预热室32升温至1000℃左右，可以进行被处理物(SiC单晶体10、主体容器20、高熔点容器40等)的脱气处理。
移动装置33构成为载置高熔点容器40并能够在主加热室31和预热室32之间移动。由于由该移动装置33进行的在主加热室31和预热室32之间的传送最短在1分钟左右完成，因而可以实现1至1000℃/min的升温和降温。
这样，在本制造装置中由于能够进行急速升温和急速降温，因而能够观察在以往的装置中难以实现的、不具有升温中和降温中的低温生长历史的表面形状。
此外，在图6中，预热室32配置在主加热室31的下方，但不限于此，也可以配置在任意方向上。
此外，根据本实施方式的移动装置33是载置高熔点容器40的移动台。从该移动台和高熔点容器40的接触部释放微小的热量。由此，可以在高熔点容器40内形成温度梯度。
在本实施方式的加热炉30中，由于高熔点容器40的底部与移动台接触，因而温度梯度设置成使得温度从高熔点容器40的上容器41朝向下容器42下降。
另外，该温度梯度的方向可以通过改变移动台和高熔点容器40的接触部的位置而设定为任意方向。例如，当在移动台上采用悬挂式等来将接触部设置在高熔点容器40的顶部处的情况下，热量向上方向逸出。因此，温度梯度被设置成使得温度从高熔点容器40的上容器41朝向下容器42上升。另外，期望的是，该温度梯度沿SiC单晶体10的表背方向形成。
此外，如上所述，也可以通过加热器34的结构来形成温度梯度。
加热炉30内的包含Si元素的气氛是使用高熔点容器40和Si蒸气供给源44来形成的。例如，只要是能够在主体容器20的周围形成包含Si元素的气氛的方法，就可以用于SiC籽晶11的制造装置。
高熔点容器40构成为包含高熔点材料。例如，可以例示作为通用耐热部件的C，作为高熔点金属的W、Re、Os、Ta、Mo，作为碳化物的Ta9C8、HfC、TaC、NbC、ZrC、Ta2C、TiC、WC、MoC，作为氮化物的HfN、TaN、BN、Ta2N、ZrN、TiN，作为硼化物的HfB2、TaB2、ZrB2、NB2、TiB2，以及多晶SiC等。
该高熔点容器40与主体容器20一样是包括能够相互嵌合的上容器41和下容器42的嵌合容器，并且构成为能够收纳主体容器20。在上容器41和下容器42的嵌合部处形成有微小的间隙43，并且构成为能够从该间隙43进行高熔点容器40内的排气(抽真空)。即，与主体容器20一样，高熔点容器40的内部优选为准封闭空间。
高熔点容器40具有能够将Si蒸气供给到高熔点容器40内的Si蒸气供给源44。Si蒸气供给源44只要是在加热处理时在高熔点容器40内产生Si蒸气的结构即可。作为该Si蒸气供给源44，可以例示固体的Si(单晶Si片、Si粉末等的Si颗粒)、Si化合物。
在根据本实施方式的SiC籽晶11的制造装置中，采用TaC作为高熔点容器40的材料，并且采用硅化钽作为Si蒸气供给源44。即，如图5所示，在高熔点容器40的内侧形成有硅化钽层，并且构成为，在加热处理时从硅化钽层向容器内供给Si蒸气。由此，在高熔点容器40内形成Si蒸气压环境，可以在包含Si元素的气氛下加热主体容器20。
此外，只要是在加热处理时在高熔点容器40内形成包含Si元素的气氛的结构，就可以采用。
根据本实施方式的SiC籽晶11的制造装置，通过在包含Si元素的气氛(例如Si蒸气压环境)下加热主体容器20，可以抑制从主体容器20内排出包含Si元素的气相物种。即，通过使主体容器20内的包含Si元素的气相物种的蒸气压和主体容器20外的包含Si元素的气相物种的蒸气压平衡，可以保持主体容器20内的环境。
此外，根据本实施方式的SiC籽晶11的制造装置，主体容器20由多晶SiC构成。通过采用这种结构，当使用加热炉30加热主体容器20时，可以在主体容器20内产生包含Si元素的气相物种和包含C元素的气相物种的蒸气。
(实现热处理步骤S1的装置结构)
参照图7对用于实现上述四种分类(在SiC-C平衡蒸气压环境下的蚀刻(图2的左下方)、在SiC-Si平衡蒸气压环境下的蚀刻(图2的左上方)、在SiC-C平衡蒸气压环境下的晶体生长(图2的右下方)、在SiC-Si平衡蒸气压环境下的晶体生长(图2的右上方))的装置结构的概要进行详细说明。
用于实现蚀刻步骤的装置结构的概要在图7的左侧示出。如图7的左侧所示，主体容器20具有蚀刻空间X，在该蚀刻空间X中，SiC单晶体10位于温度梯度的高温侧、且SiC材料(主体容器20的一部分)位于温度梯度的低温侧。即，通过由加热炉30形成的温度梯度，SiC单晶体10配置在温度高于SiC材料(例如，下容器22的底表面)的温度的位置处，从而形成蚀刻空间X。
蚀刻空间X是将设置在SiC单晶体10和主体容器20之间的温度差作为驱动力来将SiC单晶体10的表面的Si原子和C原子输送到主体容器20的空间。
例如，加热主体容器20，使得在将SiC单晶体10的表面的温度和与该表面相对的下容器22的底表面的温度进行比较时，SiC单晶体10的表面侧的温度高并且下容器22的底表面侧的温度低(参照图7的左侧)。这样，通过在SiC单晶体10和下容器22的底表面之间形成设有温度差的空间(蚀刻空间X)，可以将温度差作为驱动力来输送Si原子和C原子，并蚀刻SiC单晶体10的表面(图7的右侧的白色箭头为输送方向)。
主体容器20也可以具有设置在SiC单晶体10和主体容器20之间的衬底保持用具24。
根据本实施方式的加热炉30为这样的结构：能够形成使温度从主体容器20的上容器21朝向下容器22下降的温度梯度并进行加热。因此，也可以通过在SiC单晶体10和下容器22之间设置能够保持SiC单晶体10的衬底保持用具24，在SiC单晶体10和下容器22之间形成蚀刻空间X。
衬底保持用具24只要是能够将SiC单晶体10的至少一部分保持在主体容器20的中空的结构即可。例如，只要是一点支撑或三点支撑、支撑外周缘的结构或夹持一部分的结构等常用的支撑手段，就当然可以采用。作为该衬底保持用具24的材料，可以采用SiC材料或高熔点金属材料。
另外，根据加热炉30的温度梯度的方向也可以不设置衬底保持用具24。例如，在加热炉30形成温度梯度使得温度从下容器22朝向上容器21下降的情况下，也可以在下容器22的底表面处配置SiC单晶体10(而不设置衬底保持用具24)。
接着，用于实现晶体生长步骤的装置结构的概要在图7的右侧示出。如图7的右侧所示，主体容器20具有原料供给空间Y，在该原料供给空间Y中，SiC单晶体10位于温度梯度的低温侧、且SiC材料(主体容器20的一部分)位于温度梯度的高温侧的。即，通过由加热炉30形成的温度梯度，SiC单晶体10配置在温度低于SiC材料(例如，上容器21的顶表面)的温度的位置处，从而形成原料供给空间Y。
即，在原料供给空间Y内，除了SiC单晶体10之外，还存在成为原料的Si原子供给源和C原子供给源。然后，通过对它们进行加热，将成为SiC单晶体10的原料的Si原子和C原子供给到原料供给空间Y内。通过将该Si原子和C原子输送到SiC单晶体10的表面并进行再结晶化，从而形成生长层105(图7的右侧的黑色箭头表示输送方向)。
在本实施例中，主体容器20的至少一部分由多晶SiC(Poly-SiC)形成，从而将主体容器20本身用作Si原子供给源和C原子供给源。
另外，作为Si原子供给源和C原子供给源，可以采用Si衬底等能够供给Si原子的材料、石墨等能够供给C原子的材料、SiC衬底等能够供给Si原子和C原子的材料。
该Si原子供给源和C原子供给源的配置不限于这种方式，只要是能够向原料供给空间Y内供给Si原子和C原子的方式即可。
另外，在原料使用多晶SiC的情况下，可以将多晶SiC(原料)与单晶SiC(SiC单晶体10)的蒸气压差(化学势差)作为生长驱动力。
此外，在原料供应空间Y内，设置有温度朝向SiC单晶体10下降的温度梯度。将该温度梯度作为生长驱动力，发生Si原子和C原子向SiC单晶体10的输送，因而生长层105的生长速度加快(图7的右侧的黑色箭头表示输送方向)。
另外，为了使Si原子和C原子有效地到达SiC单晶体10，也可以使Si原子供给源和C原子供给源接近SiC单晶体10。在图7的右侧的结构中，可以采用将成为Si原子供给源和C原子供给源的多晶SiC制的上容器21与SiC单晶体10平行地接近配置的方式。
该SiC单晶体10的表面与上容器21的顶表面之间的距离优选设定为100mm以下，更优选设定为10mm以下，进一步优选设定为2.7mm以下。此外，优选设定为0.7mm以上，更优选设定为1.2mm以上，进一步优选设定为1.7mm以上。
另外，期望的是，蚀刻空间X和原料供给空间Y通过Si蒸气压空间Z被排气(抽真空)。即，期望的是，在具有Si蒸气压空间Z的高熔点容器40内配置具有蚀刻空间X和/或原料供给空间Y的主体容器20，并且在该主体容器2内配置SiC单晶体10。
接着，用于实现SiC-Si平衡蒸气压环境的装置结构的概要在图7的上侧示出。如图7的上侧所示，SiC-Si平衡蒸气压环境可以通过在Si/C原子数比超过1的准封闭空间内配置SiC单晶体10并对其进行加热来形成。
例如，使用图7的左上方的方式进行说明，当在满足化学计量比1:1的多晶SiC的主体容器20内配置了满足化学计量比1:1的SiC单晶体10、满足化学计量比1:1的SiC制的衬底保持用具24和Si蒸气供给源25(Si颗粒等)的情况下，主体容器20内的Si/C原子数比超过1。通过加热该主体容器20，主体容器20的内部接近SiC-Si平衡蒸气压环境。
用于实现SiC-C平衡蒸气压环境的装置结构的概要在图7的下侧示出。如图7的下侧所示，SiC-C平衡蒸气压环境可以通过在Si/C原子数比为1以下的准封闭空间内配置SiC单晶体10并对其进行加热来形成。
例如，使用图7的左下方的方式进行说明，当在满足化学计量比1:1的多晶SiC的主体容器20内配置了满足化学计量比1:1的SiC单晶体10和满足化学计量比1:1的SiC制的衬底保持用具24的情况下，主体容器20内的Si/C原子数比为1或1以下。通过加热该主体容器20，主体容器20的内部接近SiC-C平衡蒸气压环境。
此外，为了降低主体容器20内的Si/C原子数比，既可以单独配置C蒸气供给源，也可以采用包括C蒸气供给源的主体容器20或衬底保持用具24。作为该C蒸气供给源，可以例示固体的C(C衬底或C粉末等的C颗粒)或C化合物。
如果采用执行在SiC-C平衡蒸气压环境下进行蚀刻的热处理步骤S1的方式，则可以获得去除了SiC单晶体10的应变层101的SiC籽晶11。
此外，如果采用执行在SiC-C平衡蒸气压环境下进行晶体生长的热处理步骤S1，则可以获得具有去除或减少了BPD的生长层105的高品质的SiC籽晶11。
由此，在后面的步骤即晶锭生长步骤S2中，可以抑制由SiC单晶体10的应变(应变层101)引起的缺陷的发生以及SiC单晶体10的BPD的继承。
另一方面，如果采用执行在SiC-Si平衡蒸气压环境下进行蚀刻或晶体生长的热处理步骤S1的方式，则可以使SiC单晶体10的表面平坦化。即，可以获得去除或减少了MSB的SiC籽晶11。结果，可以通过后面的步骤即晶锭生长步骤S2来防止由MSB等引起的缺陷被SiC晶锭继承。
接着，参照图8至图15，对使用根据本实施方式的制造装置的应变层去除步骤S11、平坦化步骤S12、基底面位错减少步骤S13分别进行详细说明。
<3-1>应变层去除步骤S11
如图8所示，应变层去除步骤S11是去除引入到SiC单晶体10中的应变层101的步骤。以下，对应变层去除步骤S11进行说明，但与上述的热处理步骤S1相关的概括性说明和重复的部分则省略说明。
如图9所示，应变层去除步骤S11是在Si/C原子数比为1以下的准封闭空间内将SiC单晶体10和SiC材料(多晶SiC制的上容器21)相对配置并以SiC单晶体10为高温侧、以SiC材料为低温侧的方式进行加热的步骤(蚀刻聚束步骤S111)。
或者，应变层去除步骤S11是在Si/C原子数比超过1的准封闭空间内将SiC单晶体10和SiC材料(多晶SiC制的上容器21)相对配置并以SiC单晶体10为高温侧、以SiC材料为低温侧的方式进行加热的步骤(蚀刻平坦化步骤S121)。
换句话说，是将SiC单晶体10和SiC材料相对配置并在SiC-Si平衡蒸气压环境下或SiC-C平衡蒸气压环境下以SiC单晶体10为高温侧、以SiC材料为低温侧的方式进行加热的步骤。
这样，通过使配置在温度梯度的高温侧的SiC单晶体10和配置在温度梯度的低温侧的主体容器20的一部分相对进行热处理，从SiC单晶体10向主体容器20输送原子，实现SiC单晶体10的蚀刻。
即，通过将SiC单晶体10的表面和温度低于该表面的主体容器20的底表面相对配置，在它们之间形成蚀刻空间X。在该蚀刻空间X中，将加热炉30形成的温度梯度作为驱动力而发生原子的输送，结果，可以蚀刻SiC单晶体10。
另一方面，也可以通过在SiC单晶体10的被蚀刻的表面的相反侧(背表面侧)将SiC单晶体10的背表面和温度高于该背表面的主体容器20的顶表面相对配置，从而在它们之间形成原料供给空间Y。在该原料供给空间Y中，将加热炉30形成的温度梯度作为驱动力而发生原料的输送，结果，可以在SiC单晶体10的背表面侧形成生长层105。另外，在该应变层去除步骤S11中，也可以采用使SiC单晶体10的背表面侧与主体容器20的顶表面接触等而不形成原料供给空间Y的结构。
此外，主体容器20配置在形成有包含Si元素的气氛的Si蒸气压空间Z内。这样，在Si蒸气压空间Z内配置主体容器20，并且主体容器20的内部通过Si蒸气压环境的空间被排气(抽真空)，从而可以抑制Si原子从主体容器20的内部减少。由此，可以长时间保持主体容器内的优选的Si/C原子数比。
即，在不经由Si蒸气压空间Z而直接从蚀刻空间X或原料供给空间Y排气的情况下，Si原子从间隙23被排气。在这种情况下，蚀刻空间X或原料供给空间Y内的Si/C原子数比显著减少。
另一方面，在经由Si蒸气压环境的Si蒸气压空间Z对主体容器的内部进行排气的情况下，可以抑制Si原子从蚀刻空间X或原料供给空间Y被排气，可以保持主体容器20内的Si/C原子数比。
应变层去除步骤S11中的蚀刻温度优选设定在1400℃至2300℃的范围内，更优选设定在1600℃至2000℃的范围内。
应变层去除步骤S11中的蚀刻速度可以通过上述温度范围来进行控制，并且能够在0.001μm/min至2μm/min的范围内选择。
应变层去除步骤S11中的蚀刻量只要是可以去除SiC单晶体10的应变层101的蚀刻量，就可以采用。作为该蚀刻量，可以例示0.1μm以上且20μm以下，但是可以根据需要应用。
应变层去除步骤S11中的蚀刻时间可以设定为能够达到期望蚀刻量的任意时间。例如，在蚀刻速度为1μm/min时想要将蚀刻量设定为1μm的情况下，蚀刻时间为1分钟。
应变层去除步骤S11中的温度梯度在蚀刻空间X中设定在0.1℃/mm至5℃/mm的范围内。
以上，使用图9，对在Si/C原子数比为1以下的准封闭空间内使SiC单晶体10和SiC材料相对进行蚀刻的情况(蚀刻聚束步骤S111)进行了说明。
另外，即使是在Si/C原子数比超过1的准封闭空间内使SiC单晶体10和SiC材料相对进行蚀刻的情况(蚀刻平坦化步骤S121)，也同样能够去除应变层101。
通过执行以上说明的应变层去除步骤S11，如图8所示，可以制造去除或减少了应变层101的SiC籽晶11。
<3-2>平坦化步骤S12
如图10和图12所示，平坦化步骤S12是分解和去除形成在SiC籽晶11的表面处的MSB的步骤。如上所述，在平坦化步骤S12中，优选地例示蚀刻平坦化步骤S121和生长平坦化步骤S122。以下，对平坦化步骤S12进行说明，但与上述的热处理步骤S1相关的概括性说明和重复的部分则省略说明。
<3-2-1>蚀刻平坦化步骤S121
如图10所示，蚀刻平坦化步骤S121是通过蚀刻形成有MSB的SiC单晶体10的表面来减少或去除MSB的步骤。
如图11所示，蚀刻平坦化步骤S121是在Si/C原子数比超过1的准封闭空间内将SiC单晶体10和SiC材料(多晶SiC制的下容器22)相对配置并以SiC单晶体10为高温侧、以SiC材料为低温侧的方式进行加热的步骤。
换句话说，是将SiC单晶体10和SiC材料相对配置并在SiC-Si平衡蒸气压环境下以SiC单晶体10为高温侧、以SiC材料为低温侧的方式进行加热的步骤。
用于实现该蚀刻平坦化步骤S121的装置结构成为，将Si蒸气供给源25进一步配置在应变层去除步骤S11的主体容器20内的结构。通过配置该Si蒸气供给源25，可以在SiC-Si平衡蒸气压环境下加热SiC单晶体10。
与应变层去除步骤S11相关的概括性说明和重复的部分则适当省略说明。
蚀刻平坦化步骤S121中的蚀刻温度优选设定在1400℃至2300℃的范围内，更优选设定在1600℃至2000℃的范围内。
蚀刻平坦化步骤S121中的蚀刻速度可以通过上述温度范围来进行控制，并且能够在0.001μm/min至2μm/min的范围内选择。
蚀刻平坦化步骤S121中的蚀刻量只要是可以分解SiC单晶体10的MSB的蚀刻量，就可以采用。作为该蚀刻量，可以例示0.1μm以上且20μm以下。
蚀刻平坦化步骤S121中的蚀刻时间可以设定为能够达到期望蚀刻量的任意时间。例如，在蚀刻速度为1μm/min时想要将蚀刻量设定为1μm的情况下，蚀刻时间为1分钟。
蚀刻平坦化步骤S121中的温度梯度在蚀刻空间X中设定在0.1℃/mm至5℃/mm的范围内。
根据蚀刻平坦化步骤S121，如图10所示，通过蚀刻SiC单晶体10的表面，可以制造去除或减少了MSB的SiC籽晶11。
<3-2-2>生长平坦化步骤S122
如图12所示，生长平坦化步骤S122是通过在形成有MSB的SiC单晶体10的表面处进行晶体生长来形成减少或去除了MSB的生长层105的步骤。
如图13所示，生长平坦化步骤S122是在Si/C原子数比超过1的准封闭空间内将SiC单晶体10和SiC材料(多晶SiC制的上容器21)相对配置并以SiC单晶体10为低温侧、以SiC材料为高温侧的方式进行加热的步骤。
换句话说，是将SiC单晶体10和SiC材料相对配置并在SiC-Si平衡蒸气压环境下以SiC单晶体10为低温侧、以SiC材料为高温侧的方式进行加热的步骤。
这样，通过使配置在温度梯度的低温侧的SiC单晶体10和配置在温度梯度的高温侧的主体容器20的一部分相对进行热处理，从而将原料从主体容器20输送到SiC单晶体10而形成生长层105。
即，通过将SiC单晶体10的表面和温度高于该表面的主体容器20的顶表面相对配置，在它们之间形成原料供给空间Y。在该原料供给空间Y中，将加热炉30形成的温度梯度、或者SiC单晶体10与SiC材料的化学势差作为驱动力而发生原料的输送，结果，可以在SiC单晶体10的表面处形成生长层105。
此外，用于实现该生长平坦化步骤S122的装置结构，与蚀刻平坦化步骤S121一样，为将Si蒸气供给源25进一步配置在主体容器20内的结构。另外，上述的蚀刻平坦化步骤S121的概括性说明和重复的部分则省略说明。
生长平坦化步骤S122中的加热温度优选设定在1400℃至2200℃的范围内，更优选设定在1600℃至2000℃的范围内。
生长平坦化步骤S122中的生长速度可以通过上述温度范围来进行控制，并且能够在0.001μm/min至1μm/min的范围内选择。
生长平坦化步骤S122中的生长量优选为5μm以上，更优选为8μm以上。
生长平坦化步骤S122中的生长时间可以设定为能够达到期望的生长量的任意时间。例如，在生长速度为10nm/min时想要将生长量设定为10μm的情况下，生长时间为100分钟。
生长平坦化步骤S122中的真空度(主加热室31)为10-5Pa至10Pa，更优选为10-3Pa至1Pa。
在生长平坦化步骤S122中，也能够在生长中引入惰性气体。该惰性气体可以选择Ar等，并且通过在10-5Pa至10000Pa的范围内引入该惰性气体，可以调整加热炉30(主加热室31)的真空度。
根据生长平坦化步骤S122，如图12所示，通过在SiC单晶体10的表面处使不具有MSB的生长层105生长，可以制造去除或减少了MSB的SiC籽晶11。
<3-3>基底面位错减少步骤S13
如图14所示，基底面位错减少步骤S13是通过在SiC单晶体10的平台宽度W增大的条件下进行晶体生长来形成去除或减少了BPD的生长层105的步骤。与上述的热处理步骤S1相关的概括性说明和重复的部分则省略说明。
如图15所示，基底面位错减少步骤S13是在Si/C原子数比为1以下的准封闭空间内将SiC单晶体10和SiC材料(多晶SiC制的上容器21)相对配置并以SiC单晶体10为低温侧、以SiC材料为高温侧的方式进行加热的步骤。
换句话说，是将SiC单晶体10和SiC材料相对配置并在SiC-C平衡蒸气压环境下以SiC单晶体10为低温侧、以SiC材料为高温侧的方式进行加热的步骤。
用于实现该基底面位错减少步骤S13的装置结构，与生长平坦化步骤S122一样，通过使配置在温度梯度的低温侧的SiC单晶体10和配置在温度梯度的高温侧的主体容器20的一部分(SiC材料)相对进行热处理，从而将原料从主体容器20输送到SiC单晶体10而形成生长层105。
另一方面，在该基底面位错减少步骤S13中，与生长平坦化步骤S122不同，为不配置Si蒸气供给源25的结构。另外，对于上述的生长平坦化步骤S122的概括性说明和重复的部分则省略说明。
基底面位错减少步骤S13中的加热温度优选设定在1400℃至2200℃的范围内，更优选设定在1600℃至2000℃的范围内。
基底面位错减少步骤S13中的生长速度可以通过上述温度范围或生长环境来进行控制，并且能够在0.001μm/min至1μm/min的范围内选择。
基底面位错减少步骤S13中的生长量优选为5μm以上，更优选为8μm以上。
基底面位错减少步骤S13中的生长时间可以设定为能够达到期望的生长量的任意时间。例如，在生长速度为10nm/min时想要将生长量设定为10μm的情况下，生长时间为100分钟。
基底面位错减少步骤S13中的真空度(主加热室31)为10-5Pa至10Pa，更优选为10- 3Pa至1Pa。
在基底面位错减少步骤S13中，也能够在生长中引入惰性气体。该惰性气体可以选择Ar等，并且通过在10-5Pa至10000Pa的范围内引入该惰性气体，可以调整加热炉30(主加热室31)的真空度。
根据基底面位错减少步骤S13，通过在增大平台104的宽度(平台宽度W)的条件下进行生长，可以提高BPD被转变成其他缺陷/位错的转变率(BPD转变率)，并且可以减少或去除生长层105中的BPD密度。该平台宽度W增大的条件是指与生长前的平台宽度W1相比生长后的平台宽度W2增大的条件，例如可以通过在SiC-C平衡蒸气压环境或富C环境下进行生长来实现。
另外，作为平台宽度W(包括平台宽度W1和平台宽度W2)的值，例如也可以通过对所拍摄的SEM像的台阶103画垂直的线，并对该线上存在的台阶103数进行计数，从而采用平台宽度的平均值(平台宽度W＝线长/线上的台阶数)。
优选的是，在平坦化步骤S12后，进行基底面位错减少步骤S13。即，当将未形成有MSB的表面的平台104的宽度与形成有MSB的表面的平台104的宽度进行比较时，未形成有MSB的表面的平台104的宽度更窄。因此，在MSB分解后，在形成MSB的条件下使生长层105生长，由此可以提高BPD转变率。
<3-4>热处理步骤S1的优选方式
图16示出了通过热处理步骤S1处理SiC单晶体10并制造SiC籽晶11、然后进行晶锭生长步骤S2并制造SiC晶锭12的步骤的优选实施方式。
图16中的(a)是进行应变层去除步骤S11作为热处理步骤S1并将这样获得的SiC籽晶11供于晶锭生长步骤S2的方式。
根据图16中的(a)所示的方式，可以获得去除了应变层101的SiC籽晶11。即，可以抑制由应变层101引起的缺陷被SiC晶锭12继承。
作为图16所示的方式中的应变层去除步骤S11，可以采用蚀刻聚束步骤S111和蚀刻平坦化步骤S121中的任一个。
另外，在采用蚀刻平坦化步骤S121的情况下，可以进行应变层101的去除，并且可以同时进行MSB的去除或减少。
图16中的(b)是在应变层去除步骤S11后进行平坦化步骤S12的方式。根据这种方式，可以制造在表面处不包含应变层101和MSB的SiC籽晶11。由此，可以制造高品质的SiC晶锭12。
图16中的(c)是在应变层去除步骤S11和平坦化步骤S12后进行基面面位错减少步骤S13的方式。通过如该方式那样预先进行应变层去除步骤S11和平坦化步骤S12，可以在后面的基底面位错减少步骤S13中提高BPD被转变成其他缺陷/位错的转变率(BPD转变率)，并且可以形成进一步减少了BPD密度的生长层105。
图16中的(d)是在图16中的(c)所示的方式中的基底面位错减少步骤S13后进一步进行平坦化步骤S12的方式。这样，通过在基底面位错减少步骤S13后执行平坦化步骤S12，可以制造表面不仅不包含应变层101或BPD而且不包含MSB的SiC籽晶11。
作为图16所示的方式中的平坦化步骤S12，可以采用蚀刻平坦化步骤S121和生长平坦化步骤S122中的任一个。
作为热处理步骤S1，在采用包括从应变层去除步骤S11(蚀刻聚束步骤S111或蚀刻平坦化步骤S121)、平坦化步骤S12(蚀刻平坦化步骤S121或生长平坦化步骤S122)和基底面位错减少步骤S13中选择的两种以上的方式的情况下，该两种以上的步骤可以用相同的装置结构进行热处理。
作为执行多个热处理步骤S1的容器，可以列举在内部空间中产生Si元素和C元素的气氛的容器，具体可以列举主体容器20。
这样，通过使用主体容器20等，即使在热处理步骤S1包括多个步骤的情况下，也可以在相同的容器内全部完成，因而可以期待作业的简化。此外，由于可以用相同的装置系统进行蚀刻和晶体生长，因而无需引入多个装置，在产业上是非常有利的。
<4>SiC籽晶11
本发明还涉及经过热处理步骤S1制造的SiC籽晶11。本发明的SiC籽晶11在表面处不包含因热处理步骤S1而对晶锭生长产生不利影响的应变层101、BPD、MSB等因素。因此，根据本发明的SiC籽晶11，可以使更高品质的SiC晶锭生长。
SiC籽晶11的特征在于，优选的是具有在表面处不包含BPD的生长层105。不包含BPD的生长层105的厚度优选为0.001μm以上，更优选为0.01μm以上，进一步优选为0.1μm以上。如果不包含BPD的层的厚度在上述范围内，则可以抑制在使SiC在SiC籽晶11上进行生长的生长步骤中在SiC籽晶11中存在的BPD被传播到晶锭。
本发明的SiC籽晶11的直径没有特别限定，优选为6英寸以上，更优选为8英寸(约20.32厘米)以上，进一步优选为12英寸(约30.48厘米)以上。通过使这种尺寸的SiC籽晶11生长来制造SiC晶锭12，可以获得大口径且高品质的SiC晶片13。
<5>晶锭生长步骤S2
晶锭生长步骤S2是在SiC籽晶11上使单晶SiC生长来制造SiC晶锭12的步骤。作为晶锭生长步骤S2，可以采用任何公知的生长方法，例如升华法或CVD法。
<6>SiC晶锭12
本发明还涉及通过上述的晶锭生长步骤S2制造的SiC晶锭12。
本发明的SiC晶锭12几乎不包含BPD并且是高品质的。
<7>切片步骤S3
切片步骤S3是从SiC晶锭12切出SiC晶片13的步骤。
作为切片步骤S3的切片手段，可以例示以下等：通过使多根金属丝往复运动而以预定间隔切断SiC晶锭12的多金属丝锯切断，断续地产生等离子放电而切断的放电加工法，在SiC晶锭12中照射和会聚激光而形成成为切断的基点的层的使用激光的切断。
<8>SiC晶片13
本发明还涉及经过上述步骤获得的SiC晶片13。本发明的SiC晶片13是由源自抑制了应变或位错的SiC籽晶11的SiC晶锭12制造的。因此，根据本发明的SiC晶片13，可以大幅减少向在后面的步骤即外延生长步骤S5中形成的外延层传播的缺陷。
另外，在SiC晶片13中，将制作半导体元件的面(具体而言，堆积外延层的面)称为主表面。将与该主表面相对的面称为背表面。此外，将主表面和背表面统称为表面。
另外，作为SiC晶片13的主表面，可以例示从(0001)晶面或(000-1)晶面设置几度(例如，0.4至8°)的偏离角的表面(另外，在本说明书中，在米勒指数的标记中，横号“-”表示紧随其后为指数)。
<9>表面加工步骤S4
表面加工步骤S4是在可以供于后面的步骤即外延生长步骤S5的状态(epiready，外延就绪)下加工SiC晶片13的表面的步骤。
对于表面加工步骤S4，可以应用公知的SiC晶片的加工方法而没有限制。典型地，可列举以下方式等：执行一边将细微的磨粒倒在平台上一边进行加工的游离磨粒方式(研磨抛光等)等的粗磨削步骤，接着执行使用粒径比在粗磨削步骤中使用的磨粒小的磨粒的精磨削步骤，最后执行将抛光垫的机械作用和浆料的化学作用并用来进行抛光的化学机械抛光(Chemical Mechanical Polishing：CMP)步骤。
<10>外延生长步骤S5
外延生长步骤S5是通过外延生长在SiC晶片13的主表面处形成外延膜并形成在功率器件等的用途中使用的具有外延膜的SiC晶片14的步骤。
作为外延生长步骤S5中的外延生长手段，可以没有限制地使用公知的方法。例如，可以列举化学气相沉积法(Chemical VaporDeposition：CVD)、物理气相输送法(PhysicalVapor Transport：PVT)、准稳定溶剂外延法(Metastable Solvent Epitaxy：MSE)等。
<11>具有外延膜的SiC晶片14
本发明还涉及通过上述步骤制造的具有外延膜的SiC晶片14。
由于本发明的具有外延膜的SiC晶片14如上所述源自抑制了应变、BPD、MSB的SiC晶片13，因而抑制了缺陷向外延层的传播。因此，根据本发明的具有外延膜的SiC晶片14，可以提供高性能的SiC半导体器件。
实施例
以下，列举实施例1、实施例2、实施例3和实施例4，更具体地说明本发明。
实施例1是具体说明蚀刻聚束步骤S111的实施例。实施例2是具体说明蚀刻平坦化步骤S121的实施例。实施例3是具体说明生长平坦化步骤S122的实施例。实施例4是具体说明基底面位错减少步骤S13的实施例。
<实施例1：蚀刻聚束步骤>
将SiC单晶体10收纳在主体容器20和高熔点容器40中(参照图9)，并在以下热处理条件进行热处理，从而去除SiC单晶体10的应变层101。
[SiC单晶体10]
多晶型：4H-SiC
衬底尺寸：横宽10mm×纵宽10mm×厚度0.45mm
偏离方向和偏离角：<11-20>方向4°偏离
蚀刻表面：(0001)晶面
应变层101的深度：5μm
另外，通过SEM-EBSD法确认了应变层101的深度。此外，该应变层101也可以通过TEM、μXRD、拉曼分光法来确认。
[主体容器20]
材料：多晶SiC
容器尺寸：直径60mm×高度4mm
衬底保持用具24的材料：单晶SiC
SiC单晶体10与主体容器20的底表面的距离：2mm
容器内的Si/C原子数比：1以下
[高熔点容器40]
材料：TaC
容器尺寸：直径160mm×高度60mm
Si蒸气供给源44(Si化合物)：TaSi2
[热处理条件]
在以下条件下对在上述条件下配置的SiC单晶体10进行了加热处理。
加热温度：1800℃
加热时间：20min
蚀刻量：5μm
温度梯度：1℃/mm
蚀刻速度：0.25μm/min
主加热室真空度：10-5Pa
[使用SEM-EBSD法测量应变层]
SiC单晶体10的晶格应变可以通过与作为基准的基准晶格进行比较来求出。作为测量该晶格应变的手段，例如可以使用SEM-EBSD法。SEM-EBSD法是一种在扫描电子显微镜(Scanning Electron Microscope：SEM)中，基于通过电子背散射获得的菊池线衍射图案，能够进行微小区域的应变测量的方法(Electron Back Scattering Diffraction:EBSD，电子背散射衍射)。在该方法中，通过将作为基准的基准晶格的衍射图案与所测量的晶格的衍射图案进行比较，可以求出晶格应变量。
作为基准晶格，例如，在被认为不会发生晶格应变的区域中设定基准点。即，期望的是，在图8中的块体层102的区域中配置基准点。通常，应变层101的深度约为10μm是定论。因此，只要在被认为比应变层101足够深的深度约20至35μm的位置处设定基准点即可。
接着，将该基准点处的晶格的衍射图案与以纳米级的间距测量的各测量区域的晶格的衍射图案进行比较。由此，可以计算各测量区域相对于基准点的晶格应变量。
此外，示出了将被认为不会发生晶格应变的基准点设定为基准晶格的情况，但当然也能够将单晶SiC的理想晶格作为基准，或者将占据测量区域表面内的大多数(例如，过半数以上)的晶格作为基准。
通过利用该SEM-EBSD法测量是否存在晶格应变，可以判断应变层101的有无。即，在引入了划痕1011、潜在划痕1012、应变1013等的加工损伤的情况下，在SiC单晶体10处产生晶格应变，因而使用SEM-EBSD法观察应力。
使用SEM-EBSD法观察了在热处理步骤S1前的SiC单晶体10处存在的应变层101和在热处理步骤S1后的SiC单晶体10处存在的应变层101。其结果在图17中的(a)和图17中的(b)中示出。
另外，在该测量中，在以下条件下使用扫描型电子显微镜对热处理步骤S1前后的SiC单晶体10剖开后的截面进行了测量。
SEM装置：Zeiss制Merline
EBSD分析：TSL Solutions制OIM晶体取向分析装置
加速电压：15kV
探头电流：15nA
台阶尺寸：200nm
基准点R深度：20μm
图17中的(a)是热处理步骤S1前的SiC单晶体10的截面SEM-EBSD成像图像。
如该图17中的(a)所示，在热处理步骤S1前，在SiC单晶体10内观察到深度为5μm的晶格应变。这是在机械加工时所引入的晶格应变，可知具有应变层101。另外，在该图17中的(a)中观察到压缩应力。
图17中的(b)是热处理步骤S1后的SiC单晶体10的截面SEM-EBSD成像图像。
如该图17中的(b)所示，在热处理步骤S1后，在SiC单晶体10内未观察到晶格应变。即，可知，通过热处理步骤S1去除了应变层101。
另外，在热处理步骤S1后的SiC单晶体10的表面处形成有MSB。
这样，根据蚀刻聚束步骤S111，通过在Si/C原子数比为1以下的准封闭空间内蚀刻SiC单晶体10，可以去除或减少应变层101。由此，可以制造去除或减少了应变层101的SiC籽晶11。
<实施例2：蚀刻平坦化步骤>
将SiC单晶体10收纳在主体容器20和高熔点容器40中(参照图11)，并在以下热处理条件下进行热处理，从而去除了SiC单晶体10的表面的MSB。
[SiC单晶体10]
多晶型：4H-SiC
衬底尺寸：横宽10mm×纵宽10mm×厚度0.3mm
偏离方向和偏离角：<11-20>方向4°偏离
蚀刻表面：(0001)晶面
MSB的有无：有
另外，台阶高度或平台宽度、MSB的有无可以通过原子间力显微镜(AFM)或日本特开2015-179082号公报中记载的扫描型电子显微镜(SEM)像对比度的评估方法来确认。
[主体容器20]
材料：多晶SiC
容器尺寸：直径60mm×高度4mm
衬底保持用具24的材料：单晶SiC
SiC单晶体10与主体容器20的底表面的距离：2mm
Si蒸气供给源25：单晶Si片
容器内的Si/C原子数比：超过1
这样，通过将Si片与SiC单晶体10一起收纳在主体容器20内，容器内的Si/C原子数比超过1。
[高熔点容器40]
材料：TaC
容器尺寸：直径160mm×高度60mm
Si蒸气供给源44(Si化合物)：TaSi2
[热处理条件]
在以下条件下对在上述条件下配置的SiC单晶体10进行了加热处理。
加热温度：1900℃
加热时间：60min
温度梯度：1℃/mm
蚀刻速度：300nm/min
主加热室真空度：10-5Pa
通过SEM观察了热处理步骤S1前的SiC单晶体10的台阶103和热处理步骤S1后的SiC单晶体10的台阶103。其结果在图18中的(a)和图18中的(b)中示出。另外，台阶103的高度通过原子间力显微镜(AFM)进行了测量。此外，平台104的宽度通过SEM进行了测量。
图18中的(a)是在热处理步骤S1前的SiC单晶体10的表面的SEM像。在该热处理步骤S1前的SiC单晶体10的表面处形成有高度3nm以上的MSB。
图18中的(b)是在热处理步骤S1后的SiC单晶体10的表面的SEM像。可知，在该热处理步骤S1后的SiC单晶体10的表面处未形成MSB，1.0nm(full unit cell，全晶胞)的台阶有规则地排列。
这样，根据蚀刻平坦化步骤S121，通过在Si/C原子数比超过1的准封闭空间内蚀刻SiC单晶体10，可以去除或减少MSB。由此，可以制造去除或减少了MSB的SiC籽晶11。
此外，当通过SEM-EBSD法观察了热处理步骤S1后的SiC单晶体10时，与实施例1一样，未观察到应变层101。即，在蚀刻平坦化步骤S121中，也可以去除应变层101。
<实施例3：生长平坦化步骤>
将SiC单晶体10收纳在主体容器20和高熔点容器40中(参照图13)，并在以下热处理条件下进行热处理，从而去除了SiC单晶体10的表面的MSB。
[SiC单晶体10]
多晶型：4H-SiC
衬底尺寸：横宽10mm×纵宽10mm×厚度0.3mm
偏离方向和偏离角：<11-20>方向4°偏离
蚀刻表面：(0001)晶面
MSB的有无：有
[主体容器20]
材料：多晶SiC
容器尺寸：直径60mm×高度4mm
SiC单晶体10与主体容器20的底表面的距离：2mm
Si蒸气供给源25：单晶Si片
容器内的Si/C原子数比：超过1
这样，通过将Si片与SiC单晶体10一起收纳在主体容器20内，容器内的Si/C原子数比超过1。
[高熔点容器40]
材料：TaC
容器尺寸：直径160mm×高度60mm
Si蒸气供给源44(Si化合物)：TaSi2
[热处理条件]
在以下条件下对在上述条件下配置的SiC单晶体10进行了加热处理。
加热温度：1800℃
加热时间：60min
温度梯度：1℃/mm
生长速度：68nm/min
主加热室31真空度：10-5Pa
通过SEM观察了热处理步骤S1后的SiC单晶体10的表面的台阶103。其结果在图19中示出。另外，台阶103的高度通过原子间力显微镜(AFM)进行了测量，平台104的宽度通过SEM进行了测量。
图19是热处理步骤S1后的SiC单晶体10的表面的SEM像。与图18中的(a)一样，在热处理步骤S1前的SiC单晶体10的表面处形成有高度为3nm以上的MSB。如图19所示，可知，在实施例3的热处理步骤S1后的SiC单晶体10的表面处未形成MSB，1.0nm(full unit cell，全晶胞)的台阶有规则地排列。
这样，根据生长平坦化步骤S122，通过在Si/C原子数比超过1的准封闭空间内使SiC单晶体10进行晶体生长，可以形成未形成MSB的生长层105。由此，可以制造去除或减少了MSB的SiC籽晶11。
<实施例4：基底面位错减少步骤>
将SiC单晶体10收纳在主体容器20和高熔点容器40中(参照图15)，并在以下热处理条件下进行热处理，从而可以去除或减少BPD。
[SiC单晶体10]
多晶型：4H-SiC
衬底尺寸：横宽10mm×纵宽10mm×厚度0.3mm
偏离方向和偏离角：<11-20>方向4°偏离
生长表面：(0001)晶面
MSB的有无：无
应变层101的有无：无
[主体容器20]
材料：多晶SiC
容器尺寸：直径60mm×高度4mm
SiC单晶体10与SiC材料的距离：2mm
容器内的Si/C原子数比：1以下
[高熔点容器40]
材料：TaC
容器尺寸：直径160mm×高度60mm
Si蒸气供给源44(Si化合物)：TaSi2
[热处理条件]
在以下条件下对在上述条件下配置的SiC单晶体10进行了加热处理。
加热温度：1700℃
加热时间：300min
温度梯度：1℃/mm
生长速度：5nm/min
主加热室31真空度：10-5Pa
[生长层中的BPD转变率]
图20是在生长层105中求出从BPD转变成其他缺陷/位错(TED等)的转变率的方法的说明图。
图20中的(a)示出了通过热处理步骤S1使生长层105生长的状态。在该加热步骤中，存在于SiC单晶体10中的BPD以一定概率被转变成TED。因此，除非进行100％转变，否则在生长层105的表面处混合存在有TED和BPD。
图20中的(b)示出了使用KOH溶解蚀刻法确认了生长层105中的缺陷的状态。该KOH溶解蚀刻法是将SiC衬底浸入到加热至约500℃的熔解盐(KOH等)中、在位错或缺陷部分处形成蚀刻坑并且根据该蚀刻坑的大小和形状来判别位错种类的方法。通过该方法，获得在生长层105的表面处存在的BPD数量。
图20中的(c)示出了在KOH熔解蚀刻后去除生长层105的状态。在本方法中，在通过机械抛光、CMP等平坦化至蚀刻坑深度之后，通过热蚀刻去除生长层105，使SiC单晶体10的表面露出。
图20中的(d)示出了针对去除了生长层105的SiC单晶体10使用KOH熔解蚀刻法确认了SiC单晶体10中的缺陷的状态。通过该方法，获得在SiC单晶体10的表面处存在的BPD数量。
根据图20所示的一系列顺序，将生长层105的表面处存在的BPD数量(参照图20中的(b))和SiC单晶体10的表面处存在的BPD数量(图20中的(d))进行比较，由此可以获得在热处理步骤S1中从BPD转变成其他缺陷/位错的BPD转变率。
实施例4的生长层105的表面处存在的BPD数量为0个cm-2，SiC单晶体10的表面处存在的BPD数量为约1000个cm-2。
即，可以理解为，通过将表面处不存在MSB的SiC单晶体10配置在Si/C原子数比为1以下的准封闭空间中并进行晶体生长，去除或减少了BPD。
这样，根据基底面位错减少步骤S13，通过在Si/C原子数比为1以下的准封闭空间内使SiC单晶体10进行晶体生长，可以形成去除或减少了BPD的表面的生长层105。由此，可以制造具有去除或减少了BPD的生长层105的SiC籽晶11。
<热力学计算>
图21中的(a)是示出本发明的蚀刻步骤中的加热温度与蚀刻速度的关系的曲线图。该曲线图的横轴是温度的倒数，该曲线图的纵轴以对数表示蚀刻速度。
图21中的(b)是示出本发明的晶体生长步骤中的加热温度与生长速度的关系的曲线图。该曲线图的横轴是温度的倒数，该曲线图的纵轴以对数表示生长速度。
在图21的这些曲线图中，将SiC单晶体10配置在Si/C原子数比超过1的空间(主体容器20内)中，对SiC单晶体10进行了热处理的结果用○标记表示。此外，将SiC单晶体10配置在Si/C原子数比为1以下的空间(主体容器20内)中，对SiC单晶体10进行了热处理的结果用×标记表示。
另外，○标记部位的SiC单晶体10的表面均未形成MSB，并且台阶103为1晶胞的高度。另一方面，×标记部位的SiC单晶体10的表面均形成有MSB。
此外，在图21的曲线图中，将在SiC-Si平衡蒸气压环境中的热力学计算结果用虚线(阿伦尼乌斯图)表示，并且将在SiC-C平衡蒸气压环境中的热力学计算结果用双点划线(阿伦尼乌斯图)表示。
以下，分为蚀刻步骤的热力学计算和晶体生长步骤的热力学计算进行详细说明。
(蚀刻步骤的热力学计算)
在蚀刻步骤的热力学计算中，当对主体容器20进行了加热时，可以将从SiC单晶体10产生的蒸气量(包含Si元素的气相物种和包含C元素的气相物种)换算成蚀刻量。在这种情况下，SiC单晶体10的蚀刻速度使用以下的式1来求出。
[式1]
Figure BDA0003494470760000401
这里，T是SiC单晶体10的温度，mi是气相物种(SixCy)的1分子的质量，k是玻尔兹曼常数。
此外，Pi是将通过加热SiC单晶体10在主体容器20内产生的蒸气压相加得到的值。另外，作为Pi的气相物种，可以是SiC、Si2C、SiC2等。
图21中的(a)的虚线是在SiC(固体)和Si(液相)通过气相成为相平衡状态时的蒸气压环境中蚀刻了单晶SiC时的热力学计算结果。具体地，在以下的条件(i)至(iv)下使用式1进行了热力学计算。(i)是体积恒定的SiC-Si平衡蒸气压环境；(ii)蚀刻驱动力是主体容器20内的温度梯度；(iii)原料气体为SiC、Si2C、SiC2；(iv)原料从台阶103升华的脱离系数为0.001。
图21中的(a)的双点划线是在SiC(固相)和C(固相)通过气相成为相平衡状态时的蒸气压环境中蚀刻了单晶SiC时的热力学计算结果。具体地，在以下的条件(i)至(iv)下使用式1进行了热力学计算。(i)是体积恒定的SiC-C平衡蒸气压环境；(ii)蚀刻驱动力是主体容器20内的温度梯度；(iii)原料气体为SiC、Si2C、SiC2；(iv)原料从台阶103升华的脱离系数为0.001。
另外，在热力学计算中使用的各化学物种的数据采用了JANAF热化学表的值。
根据该图21中的(a)的曲线图，可知，将SiC单晶体10配置在Si/C原子数比超过1的空间(主体容器20内)中来蚀刻了SiC单晶体10而得到的结果(○标记)与SiC-Si平衡蒸气压环境中的单晶SiC蚀刻的热力学计算结果倾向一致。
此外，可知，将SiC单晶体10配置在Si/C原子数比为1以下的空间(主体容器20内)中来蚀刻了SiC单晶体10而得到的结果(×标记)与SiC-C平衡蒸气压环境中的单晶SiC蚀刻的热力学计算结果倾向一致。
另外，可知在SiC-Si平衡蒸气压环境下蚀刻的○标记部位的条件下，分解和抑制了MSB的形成，并且在SiC单晶体10的表面处排列了1nm(1晶胞)高度的台阶103。
另一方面，可知，在SiC-C平衡蒸气压环境下蚀刻的×标记部位的条件下，形成有MSB。
(晶体生长步骤的热力学计算)
接着，在晶体生长步骤的热力学计算中，当对主体容器20内进行了加热时，可以将从SiC原料和SiC衬底产生的蒸气的分压差换算成生长量。作为此时的生长驱动力，可以设想化学势差或温度梯度。另外，该化学势差可以设想为在多晶SiC(SiC材料)和单晶SiC(SiC单晶体10)的表面处产生的气相物种的分压差。在这种情况下，SiC的生长速度由以下的式2求出。
[式2]
Figure BDA0003494470760000411
这里，T是SiC原料侧的温度，mi是气相物种(SixCy)的1分子的质量，k是玻尔兹曼常数。
此外，P原料-P衬底是原料气体成为过饱和状态而作为SiC析出的生长量，作为原料气体，可以设想SiC、Si2C、SiC2。
即，图21中的(b)的虚线是在SiC(固体)和Si(液相)通过气相成为相平衡状态时的蒸气压环境中以多晶SiC作为原料使单晶SiC进行了生长时的热力学计算结果。
具体地，在以下的条件(i)至(iv)下使用式2进行了热力学计算。(i)是体积恒定的SiC-Si平衡蒸气压环境；(ii)生长驱动力是主体容器20内的温度梯度、以及多晶SiC与单晶SiC的蒸气压差(化学势差)；(iii)原料气体为SiC、Si2C、SiC2；(iv)原料吸附在SiC单晶体10的台阶上的吸附系数为0.001。
此外，图21中的(b)的双点划线是在SiC(固相)和C(固相)通过气相成为相平衡状态时的蒸气压环境中以多晶SiC作为原料使单晶SiC进行了生长时的热力学计算结果。
具体地，在以下的条件(i)至(iv)下使用式2进行了热力学计算。(i)是体积恒定的SiC-C平衡蒸气压环境；(ii)生长驱动力是主体容器20内的温度梯度、以及多晶SiC与单晶SiC的蒸气压差(化学势差)；(iii)原料气体为SiC、Si2C、SiC2；(iv)原料吸附在SiC单晶体10的台阶上的吸附系数为0.001。
另外，在热力学计算中使用的各化学物种的数据采用了JANAF热化学表的值。
根据该图21中的(b)的曲线图可知，将SiC单晶体10配置在Si/C原子数比超过1的空间(主体容器20内)中来使生长层105在SiC单晶体10处进行了生长的结果(○标记)与SiC-Si平衡蒸气压环境中的SiC生长的热力学计算结果倾向一致。
此外可知，将SiC单晶体10配置在Si/C原子数比为1以下的空间(主体容器20内)中来使生长层105在SiC单晶体10处进行了生长的结果(×标记)与SiC-C平衡蒸气压环境中的SiC生长的热力学计算结果倾向一致。
在SiC-Si平衡蒸气压环境下，推定在1960℃的加热温度下实现1.0μm/min以上的生长速度。此外，推定在2000℃以上的加热温度下实现2.0μm/min以上的生长速度。
另一方面，在SiC-C平衡蒸气压环境下，推定在2000℃的加热温度下实现1.0μm/min以上的生长速度。此外，推定在2030℃以上的加热温度下实现2.0μm/min以上的生长速度。
附图标记说明
10 SiC单晶体
101 应变层
1011 划痕
1012 潜在划痕
1013 应变
102 块体层
103 台阶
104 平台
105 生长层
11 SiC籽晶
12 SiC晶锭
13 SiC晶片
14 具有外延膜的SiC晶片
20 主体容器
21 上容器
22 下容器
23 间隙
24 衬底保持用具
25 Si蒸气供给源
30 加热炉
31 主加热室
32 预热室
33 移动装置
34 加热器
35 真空形成用阀
36 惰性气体注入用阀
37 真空计
40 高熔点容器
41 上容器
42 下容器
43 间隙
44 Si蒸气供给源
X 蚀刻空间
Y 原料供给空间
Z Si蒸气压空间
S1 热处理步骤
S11 应变层去除步骤
S111 蚀刻聚束步骤
S12 平坦化步骤
S121 蚀刻平坦化步骤
S122 生长平坦化步骤
S13 基底面位错减少步骤
S2 晶锭生长步骤
S3 切片步骤
S4 表面加工步骤
S5 外延生长步骤

Claims (38)

1.一种用于SiC晶锭生长的SiC籽晶的制造方法，其具有：热处理步骤，在包含Si元素和C元素的气氛下对SiC单晶体进行热处理。
2.根据权利要求1所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述热处理步骤是在SiC材料露出的准封闭空间内对所述SiC单晶体进行热处理的步骤。
3.根据权利要求2所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述热处理步骤是在由SiC材料构成的主体容器内对所述SiC单晶体进行热处理的步骤。
4.根据权利要求2或3所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述热处理步骤包括蚀刻所述SiC单晶体的蚀刻步骤和/或使所述SiC单晶体进行晶体生长的晶体生长步骤。
5.根据权利要求4所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述蚀刻步骤和/或所述晶体生长步骤是将所述SiC单晶体和所述SiC材料相对配置并进行加热使得在所述SiC单晶体和所述SiC材料之间形成温度梯度的步骤。
6.根据权利要求5所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述蚀刻步骤是以所述SiC单晶体为高温侧、以所述SiC材料为低温侧的方式进行加热的步骤。
7.根据权利要求5所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述晶体生长步骤是以所述SiC单晶体为低温侧、以所述SiC材料为高温侧的方式进行加热的步骤。
8.根据权利要求4至7中任一项所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述蚀刻步骤和/或所述晶体生长步骤包括在SiC-C平衡蒸气压环境下加热所述SiC单晶体的步骤。
9.根据权利要求4至8中任一项所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述蚀刻步骤和/或所述晶体生长步骤包括在Si/C原子数比为1以下的准封闭空间内配置所述SiC单晶体并对其进行加热的步骤。
10.根据权利要求4至9中任一项所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述蚀刻步骤和/或所述晶体生长步骤包括在SiC-Si平衡蒸气压环境下加热所述SiC单晶体的步骤。
11.根据权利要求4至10中任一项所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述蚀刻步骤和/或所述晶体生长步骤包括在Si/C原子数比超过1的准封闭空间内配置所述SiC单晶体并对其进行加热的步骤。
12.根据权利要求4至11中任一项所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述蚀刻步骤和/或所述晶体生长步骤包括将所述SiC单晶体和所述Si蒸气供给源收纳在所述准封闭空间内并对其进行加热的步骤。
13.根据权利要求1至12中任一项所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述热处理步骤包括使所述SiC单晶体的表面平坦化的平坦化步骤。
14.根据权利要求1至13中任一项所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述热处理步骤包括在所述SiC单晶体上形成减少了基底面位错的生长层的基底面位错减少步骤。
15.根据权利要求1至14中任一项所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述热处理步骤包括去除所述SiC单晶体的应变层的应变层去除步骤。
16.根据权利要求14或15所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述热处理步骤在所述平坦化步骤后，包括在所述SiC单晶体上形成减少了基底面位错的生长层的基底面位错减少步骤。
17.根据权利要求15或16所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述热处理步骤在所述应变层去除步骤后进行使所述SiC单晶体的表面平坦化的平坦化步骤。
18.根据权利要求14至17中任一项所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述热处理步骤在所述基底面位错减少步骤后进行所述平坦化步骤。
19.根据权利要求15至18中任一项所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述热处理步骤在所述应变层去除步骤后包括所述基底面位错减少步骤。
20.根据权利要求15至19中任一项所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述热处理步骤依次包括所述应变层去除步骤、所述平坦化步骤、所述基底面位错减少步骤以及所述平坦化步骤。
21.根据权利要求15至20中任一项所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述应变层去除步骤是将SiC单晶体和SiC材料相对配置并以所述SiC单晶体为高温侧、以所述SiC材料为低温侧的方式进行加热的步骤。
22.根据权利要求13至21中任一项所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述平坦化步骤包括将SiC单晶体和SiC材料相对配置并在SiC-Si平衡蒸气压环境下进行加热使得在所述SiC单晶体和所述SiC材料之间形成温度梯度的步骤。
23.根据权利要求13至22中任一项所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述平坦化步骤包括在Si/C原子数比超过1的准封闭空间内将SiC单晶体和SiC材料相对配置并进行加热使得在所述SiC单晶体和所述SiC材料之间形成温度梯度的步骤。
24.根据权利要求13至23中任一项所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述平坦化步骤包括将SiC单晶体和Si蒸气供给源收纳在由SiC材料构成的主体容器内并进行加热使得在所述主体容器内形成温度梯度的步骤。
25.根据权利要求13至24中任一项所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述平坦化步骤包括将SiC单晶体和SiC材料相对配置并在SiC-Si平衡蒸气压环境下以所述SiC单晶体为高温侧、以所述SiC材料为低温侧的方式进行加热的步骤。
26.根据权利要求13至25中任一项所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述平坦化步骤包括在Si/C原子数比超过1的准封闭空间内将SiC单晶体和SiC材料相对配置并以所述SiC单晶体为高温侧、以所述SiC材料为低温侧的方式进行加热的步骤。
27.根据权利要求13至26中任一项所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述平坦化步骤包括将SiC单晶体和SiC材料相对配置并在SiC-Si平衡蒸气压环境下以所述SiC单晶体为低温侧、以所述SiC材料为高温侧的方式进行加热的步骤。
28.根据权利要求13至27中任一项所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述平坦化步骤包括在Si/C原子数比超过1的准封闭空间内将SiC单晶体和SiC材料相对配置并以所述SiC单晶体为低温侧、以所述SiC材料为高温侧的方式进行加热的步骤。
29.根据权利要求14至28中任一项所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述基底面位错减少步骤是将SiC单晶体和SiC材料相对配置并在SiC-C平衡蒸气压环境下以所述SiC单晶体为低温侧、以所述SiC材料为高温侧的方式进行加热的步骤。
30.根据权利要求14至29中任一项所述的SiC籽晶的制造方法，其中，所述基底面位错减少步骤是在Si/C原子数比为1以下的准封闭空间内将SiC单晶体和SiC材料相对配置并以所述SiC单晶体为低温侧、以所述SiC材料为高温侧的方式进行加热的步骤。
31.一种用于SiC晶锭生长的SiC籽晶，其是通过根据权利要求1至30中任一项所述的制造方法来制造的。
32.一种用于SiC晶锭生长的SiC籽晶，其在表面处具有不包含基底面位错的层。
33.根据权利要求31或32所述的SiC籽晶，其中，其直径为6英寸以上。
34.一种SiC晶锭的制造方法，包括在根据权利要求31至33中任一项所述的SiC籽晶上使单晶SiC进行晶体生长的晶锭生长步骤。
35.一种SiC晶锭，通过根据权利要求34所述的制造方法制造。
36.一种SiC晶片的制造方法，包括从根据权利要求35所述的SiC晶锭切出SiC晶片以使成膜表面露出的切片步骤。
37.一种SiC晶片，通过根据权利要求36的制造方法制造。
38.一种具有外延膜的SiC晶片的制造方法，包括在根据权利要求37所述的SiC晶片的所述成膜表面上使外延膜成膜的外延生长步骤。
CN202080055202.XA 2019-08-06 2020-08-05 SiC籽晶、SiC晶锭、SiC晶片及它们的制造方法 Active CN114430781B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019-144543 2019-08-06
JP2019144543 2019-08-06
PCT/JP2020/030078 WO2021025084A1 (ja) 2019-08-06 2020-08-05 ＳｉＣ種結晶及びその製造方法、当該ＳｉＣ種結晶を成長させたＳｉＣインゴット及びその製造方法、並びに、当該ＳｉＣインゴットより製造されるＳｉＣウェハ、エピタキシャル膜付きＳｉＣウェハ及びこれらの製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN114430781A true CN114430781A (zh) 2022-05-03
CN114430781B CN114430781B (zh) 2024-04-30

Family

ID=74502998

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202080055202.XA Active CN114430781B (zh) 2019-08-06 2020-08-05 SiC籽晶、SiC晶锭、SiC晶片及它们的制造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20220333270A1 (zh)
EP (1) EP4012078A4 (zh)
JP (1) JPWO2021025084A1 (zh)
CN (1) CN114430781B (zh)
TW (1) TW202113172A (zh)
WO (1) WO2021025084A1 (zh)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114174567B (zh) * 2019-03-05 2023-12-15 学校法人关西学院 SiC衬底的制造方法及其制造装置
CN114423888A (zh) * 2019-09-27 2022-04-29 学校法人关西学院 半导体衬底的制造方法和半导体衬底的制造装置
WO2021060367A1 (ja) * 2019-09-27 2021-04-01 学校法人関西学院 ＳｉＣ基板の製造方法

Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009182240A (ja) * 2008-01-31 2009-08-13 Sumitomo Electric Ind Ltd 半導体装置の製造方法および半導体装置
JP2010278120A (ja) * 2009-05-27 2010-12-09 Mitsubishi Electric Corp 炭化珪素半導体装置の製造方法
WO2015048445A1 (en) * 2013-09-27 2015-04-02 The Government Of The United States Of America, As Represented By The Secretary Of The Navy Elimination of basal plane dislocations in post growth silicon carbide epitaxial layers by high temperature annealing while preserving surface morphology
US20160118257A1 (en) * 2013-06-13 2016-04-28 Kwansei Gakuin Educational Foundation Method for treating surface of silicon-carbide substrate
CN105826186A (zh) * 2015-11-12 2016-08-03 中国电子科技集团公司第五十五研究所 高表面质量碳化硅外延层的生长方法
JP2018113303A (ja) * 2017-01-10 2018-07-19 昭和電工株式会社 ＳｉＣエピタキシャルウェハ及びその製造方法
WO2018174105A1 (ja) * 2017-03-22 2018-09-27 東洋炭素株式会社 改質ＳｉＣウエハの製造方法、エピタキシャル層付きＳｉＣウエハ、その製造方法、及び表面処理方法
JP2018158858A (ja) * 2017-03-22 2018-10-11 日本電信電話株式会社 結晶成長方法および装置
CN109072478A (zh) * 2016-04-28 2018-12-21 学校法人关西学院 气相外延生长方法及带有外延层的基板的制备方法
CN113227465A (zh) * 2018-11-05 2021-08-06 学校法人关西学院 SiC半导体衬底及其制造方法和制造装置
CN114174564A (zh) * 2019-04-26 2022-03-11 学校法人关西学院 半导体衬底的制造方法、其制造装置以及外延生长方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3776374B2 (ja) 2002-04-30 2006-05-17 株式会社豊田中央研究所 ＳｉＣ単結晶の製造方法，並びにエピタキシャル膜付きＳｉＣウエハの製造方法
JP4978637B2 (ja) 2009-02-12 2012-07-18 株式会社デンソー 炭化珪素単結晶の製造方法
TWI600081B (zh) * 2012-11-16 2017-09-21 Toyo Tanso Co Ltd Surface treatment method of single crystal silicon carbide substrate and single crystal silicon carbide substrate
JP6525189B2 (ja) 2014-02-28 2019-06-05 学校法人関西学院 走査型電子顕微鏡用標準試料、その製造方法、走査型電子顕微鏡の評価方法、及びＳｉＣ基板の評価方法。

Patent Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009182240A (ja) * 2008-01-31 2009-08-13 Sumitomo Electric Ind Ltd 半導体装置の製造方法および半導体装置
JP2010278120A (ja) * 2009-05-27 2010-12-09 Mitsubishi Electric Corp 炭化珪素半導体装置の製造方法
US20160118257A1 (en) * 2013-06-13 2016-04-28 Kwansei Gakuin Educational Foundation Method for treating surface of silicon-carbide substrate
WO2015048445A1 (en) * 2013-09-27 2015-04-02 The Government Of The United States Of America, As Represented By The Secretary Of The Navy Elimination of basal plane dislocations in post growth silicon carbide epitaxial layers by high temperature annealing while preserving surface morphology
CN105826186A (zh) * 2015-11-12 2016-08-03 中国电子科技集团公司第五十五研究所 高表面质量碳化硅外延层的生长方法
CN109072478A (zh) * 2016-04-28 2018-12-21 学校法人关西学院 气相外延生长方法及带有外延层的基板的制备方法
JP2018113303A (ja) * 2017-01-10 2018-07-19 昭和電工株式会社 ＳｉＣエピタキシャルウェハ及びその製造方法
WO2018174105A1 (ja) * 2017-03-22 2018-09-27 東洋炭素株式会社 改質ＳｉＣウエハの製造方法、エピタキシャル層付きＳｉＣウエハ、その製造方法、及び表面処理方法
JP2018158858A (ja) * 2017-03-22 2018-10-11 日本電信電話株式会社 結晶成長方法および装置
CN113227465A (zh) * 2018-11-05 2021-08-06 学校法人关西学院 SiC半导体衬底及其制造方法和制造装置
CN114174564A (zh) * 2019-04-26 2022-03-11 学校法人关西学院 半导体衬底的制造方法、其制造装置以及外延生长方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20220333270A1 (en) 2022-10-20
TW202113172A (zh) 2021-04-01
JPWO2021025084A1 (zh) 2021-02-11
CN114430781B (zh) 2024-04-30
WO2021025084A1 (ja) 2021-02-11
EP4012078A4 (en) 2023-11-15
EP4012078A1 (en) 2022-06-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US12020928B2 (en) SiC semiconductor substrate, method for manufacturing same, and device for manufacturing same
CN114375351B (zh) SiC衬底、SiC外延衬底、SiC晶锭及它们的制造方法
CN114430781B (zh) SiC籽晶、SiC晶锭、SiC晶片及它们的制造方法
WO2021025077A1 (ja) ＳｉＣ基板の製造方法
TWI824118B (zh) 碳化矽磊晶基板、碳化矽磊晶基板的製造方法以及碳化矽磊晶基板的製造裝置
CN114174564A (zh) 半导体衬底的制造方法、其制造装置以及外延生长方法
US11932967B2 (en) SiC single crystal manufacturing method, SiC single crystal manufacturing device, and SiC single crystal wafer
JP4494856B2 (ja) 炭化珪素単結晶成長用種結晶とその製造方法及びそれを用いた結晶成長方法
CN114207195A (zh) SiC衬底的制造方法及其制造装置和减少SiC衬底的宏观台阶聚束的方法
US20220344152A1 (en) Method for manufacturing sic substrate
CN114174563A (zh) SiC衬底的制造方法、其制造装置以及外延生长方法
CN114423889B (zh) SiC单晶的制造方法、SiC单晶的制造装置以及SiC单晶晶片
WO2021025086A1 (ja) ＳｉＣ基板の製造方法
EP4036285A1 (en) Method for producing semiconductor substrates and device for producing semiconductor substrates

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant