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Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen einer Siliziumkarbid-Halbleitervorrichtung, bei welchem nach einem Gasätzen einer Oberfläche eines Siliziumkarbid-Einkristallsubstrats eine Epitaxieschicht ausgebildet wird.
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In den letzten Jahren wird Siliziumkarbid (SiC), das im Vergleich zu Silizium einen vergleichsweise großen Bandabstand, eine vergleichsweise große Durchschlagsfeldstärke, eine vergleichsweise große Sättigungsdriftgeschwindigkeit und eine vergleichsweise große Wärmeleitfähigkeit besitzt, als Leistungsvorrichtungsmaterial für die Leistungssteuerung Aufmerksamkeit geschenkt. Tatsächlich kann eine dieses Siliziumkarbid verwendende Leistungsvorrichtung (Siliziumkarbid-Halbleitervorrichtung) einen Leistungsabfall signifikant verringern und zur Verkleinerung beitragen, wodurch während einer Veränderung einer Energiequelle eine Energieeinsparung realisiert wird; und als ein Ergebnis wird dies zu einer Schlüsselvorrichtung für eine Gesellschaft arm an Kohle, in welcher ein Elektrofahrzeug mit höherem Leistungsvermögen, ein höher funktionalisiertes Solarsystem und dergleichen realisiert werden können.
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Bei der Herstellung einer Siliziumkarbid-Halbleitervorrichtung wird im Allgemeinen eine Siliziumkarbidschicht, die zu einem aktiven Bereich der Siliziumkarbid-Halbleitervorrichtung wird, für eine Epitaxie mittels eines thermischen CVD-Verfahrens (thermochemisches Gasphasenabscheidungsverfahren) oder dergleichen auf einem Siliziumkarbid-Einkristallsubstrat (SiC-Einkristall-Blocksubstrat) vorerwärmt. Hierbei ist unter dem aktiven Bereich ein Querschnittsbereich zu verstehen, welcher die Achse der Wachstumsrichtung enthält, wobei die Schichtdicke und die Dotierungsdichte im Kristall genau gesteuert werden. Der Grund, nicht nur das Siliziumkarbid-Einkristallsubstrat, sondern auch die Siliziumkarbidschicht auf diese Weise zu fordern, ist, dass die Dotierungsdichte und die Schichtdicke entsprechend der Vorrichtungsspezifikation festgelegt sind, so dass eine höhere Genauigkeit als jene des Einkristall-Blocksubstrats erwünscht ist.
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Danach wird der Wafer, bei dem die Siliziumkarbidschicht epitaktisch auf dem Siliziumkarbid-Einkristallsubstrat gewachsen ist, als ein Epitaxialwafer bezeichnet. Die Siliziumkarbid-Halbleitervorrichtung wird durch Bearbeiten dieses Epitaxialwafers mit verschiedenen Behandlungen hergestellt. Demgemäß hängt die Vorrichtungsausbeute, welche der Anteil der Anzahl der erhaltenen Vorrichtungen mit einer Soll-Eigenschaft aus einem Epitaxialwafer ist, stark von der Gleichförmigkeit der elektrischen Eigenschaften der Epitaxieschicht ab. Falls es einen lokalen Bereich gibt, in dem die Durchschlagsfeldstärke in der Epitaxialwaferoberfläche kleiner ist als im übrigen Bereich, oder falls es einen lokalen Bereich gibt, in dem beim Anlegen einer bestimmten Spannung ein relativ großer Strom fließt, können Vorrichtungseigenschaften für diesen Bereich, wie beispielsweise die Spannungs-Widerstands-Kennlinien verschlechtert werden. Selbst wenn eine vergleichsweise kleine Spannung angelegt wird, entsteht deshalb ein Problem des Fließens eines so genannten Leckstroms. Mit anderen Worten liegt der Hauptfaktor zum Bestimmen der Vorrichtungsausbeute in der kristallografischen Gleichförmigkeit des Epitaxialwafers. Als Faktor zum Verschlechtern dieser Gleichförmigkeit ist es bekannt, dass es verschiedene so genannte Leckstromdefekte gibt, die durch ein Problem während der Epitaxie verursacht werden.
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Das gemeinsame Merkmal der oben genannten Kristalldefekte liegt darin, dass eine Periodizität der atomaren Anordnung im Kristall in der Richtung des Kristallwachstums lokal fehlerhaft ist. Als Defekt, der durch die Epitaxie des Siliziumkarbids verursacht wird, ist der Leckstromdefekt bekannt, der nach dem Merkmal seiner Oberflächenform als Karottendefekt, Dreiecksdefekt, usw. bezeichnet wird. Von diesen enthält der Faktor, der den Dreiecksdefekt verursacht, neben einer anderen Art eines Polykristallkerns und einer Kerbe, die durch Polieren verursacht wird und an der Substratoberfläche zurückbleibt, einen SiC-Staub, der auf der Substratoberfläche anhaftet. Dieser Sic-Staub haftet während der Zeit an, wenn das Siliziumkarbid-Einkristallsubstrat hergestellt wird, d.h. dieser enthält den Staub, der während des Bearbeitens des Siliziumkarbid-Einkristallsubstrats durch Schnitzen, Polieren, usw. nach dem Wachstum des SiC-Einkristalls anhaftet, und den Staub, der von der Siliziumkarbidschicht gelöst wird, welche in dem Reaktionsofen während der Epitaxie auf dem Siliziumkarbid-Einkristallsubstrat mittels des thermischen CVD-Verfahrens abgeschieden wird.
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Inzwischen wurde eine Technik zum Ebnen der Substratoberfläche durch ein Wasserstoffätzen des Siliziumkarbid-Einkristallsubstrats vorgeschlagen (siehe zum Beispiel
JP 2001-77030 A ). Dieses Dokument schlug jedoch nicht den Fall vor, das Siliziumkarbid-Einkristallsubstrat auf eine Planheit einer durchschnittlichen Rauigkeit von 0,2 nm oder weniger zu glätten.
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US 2001/0046 757 A1 offenbart ein Herstellungsverfahren einer Halbleitervorrichtung, bei dem Ionen auf einer Oberfläche eines SiC-Substrats implantiert werden und die Oberfläche geätzt wird.
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US 2012/0 280 254 A1 offenbart ein Herstellungsverfahren eines SiC-Epitaxie-Wafers, bei dem eine Oberfläche eines 4H-SiC-Einkristall-Substrats durch Gasätzen geätzt wird und auf die geätzte Oberfläche eine SiC-Schicht mit einer Temperatur von 1600°C und 1800°C dadurch gewachsen wird, dass Si enthaltendes Gas und C enthaltendes Gas so eingeleitet werden, dass das Verhältnis der Anzahl des Atoms von C und Si 0,7 bis 1,2 wird.
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US 2012/0 146 056 A1 offenbart ein Herstellungsverfahren eines SiC-Epitaxie-Wafers, bei dem eine Oberfläche eines 4H-SiC-Einkristall-Substrats poliert wird, bis die Gitter-Fehlordnung der Oberfläche weniger als 3nm wird, das polierte Substrat in. Wasserstoff-Atmosphäre mit einer Temperatur zwischen 1400°C und 1600°C untergebraucht wird, und eine Epitaxie-Schicht auf der Oberfläche gewachsen wird.
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US 2007/0 290 211 A1 offenbart ein Herstellungsverfahren einer Halbleitervorrichtung mit einer SiC-Epitaxie-Schicht auf einer Oberfläche eines SiC-Substrats. Bei dem Herstellungsverfahren wird die Oberfläche durch Wasserstoff-Ätzen oder durch chemisch-mechanisches Polieren sowie Wasserstoff-Ätzen behandelt und danach wird auf der behandelten Oberfläche eine SiC- Epitaxie-Schicht ausgebildet.
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JP 2001 -
77 030 A offenbart ein Herstellungsverfahren einer SiC-Halbleitervorrichtung, bei dem ein SiC-Substrat in einen Reaktionsofen untergebracht wird, Wasserstoffgas in den Reaktionsofen eingeleitet wird, das SiC-Substrat geheizt wird und Atmosphäredruck unter 760 Torr eingestellt wird.
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JP 2013- 170 104 A offenbart ein Herstellungsverfahren eines SiC-Epitaxie-Wafers, bei dem eine erste SiC-Epitaxie-Schicht auf einer Oberfläche eines SiC-Substrats ausgebildet ist, zumindest diese erste SiC-Epitaxie-Schicht durch Ätzen entfernt wird, und dann eine zweite SiC-Epitaxie-Schicht ausgebildet wird.
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Bei der Siliziumkarbid-Halbleitervorrichtung, die unter Verwendung der Siliziumkarbidschicht hergestellt wird, welche diese darin ausgebildeten Dreiecksdefekte aufweist, sind die Ausbeute und die Vorrichtungseigenschaften einschließlich der Spannungs-Widerstands-Kennlinien verschlechtert. Es gab deshalb ein Problem einer verschlechterten Zuverlässigkeit der daraus erhaltenen Produkte.
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Die vorliegende Erfindung wurde gemacht, um das oben genannte Problem zu lösen. Die vorliegende Erfindung hat daher die Auf gabe, ein Verfahren zum Herstellen einer Siliziumkarbid-Halbleitervorrichtung vorzusehen, welches die Zuverlässigkeit des Produkts daraus verbessern kann.
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Diese Aufgabe wird durch das Verfahren zum Herstellen einer Siliziumkarbid-Halbleitervorrichtung nach Anspruch 1 und 4 sowie die Siliziumkarbid-Halbleitervorrichtung nach Anspruch 5 gelöst.
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Bei der vorliegenden Erfindung wird eine Oberfläche des Siliziumkarbid-Einkristallsubstrats mit der Planheit von 0,2 nm oder weniger als durchschnittliche Rauigkeit mit der Ätzrate im Bereich von 0,5 µm/Stunde einschließlich bis 2,0 µm/Stunde einschließlich unter der reduzierenden Gasatmosphäre gasgeätzt, und dann wird die Siliziumkarbidschicht epitaktisch gewachsen. Auf diese Weise kann eine hochqualitative Siliziumkarbidschicht mit weniger Kristalldefekten erzielt werden. Demgemäß können die Ausbeute und die Vorrichtungseigenschaften einschließlich der Spannungs-Widerstands-Kennlinien verbessert werden, so dass die Zuverlässigkeit der Produkte daraus verbessert werden kann.
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Bevorzugte Ausgestaltungen des erfindungsgemäßen Verfahrens sind in den abhängigen Ansprüchen definiert.
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Obige sowie weitere Aufgaben, Merkmale und Vorteile der Erfindung werden aus der folgenden Beschreibung in Zusammenhang mit den beiliegenden Zeichnungen besser verständlich. Darin zeigen, zumindest teilweise schematisch:
- 1 und 2 Darstellungen zum Erläutern des Verfahrens zum Herstellen einer Siliziumkarbid-Halbleitervorrichtung gemäß einem Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung;
- 3 die Arrhenius-Plots der Ätzrate gegenüber der eingestellten Temperatur;
- 4 die Beziehung zwischen der Ätzrate und der Dichte der Anzahl an Dreiecksdefekten;
- 5 Beispiele des Dreiecksdefekts ausgehend von dem SiC-Staub;
- 6 und 7 die Draufsicht bzw. die Querschnittsansicht des Dreiecksdefekts ausgehend von dem SiC-Staub.
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1 und 2 sind Darstellungen zum Erläutern des Verfahrens zum Herstellen einer Siliziumkarbid-Halbleitervorrichtung gemäß einem Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung.
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Zuerst wird das Siliziumkarbid-Einkristallsubstrat 1 mit der Planheit einer durchschnittlichen Rauigkeit von 0,2 nm oder weniger bereitgestellt. Insbesondere wird zuerst das 4H-SiC-Einkristall-Blocksubstrat mit einem Winkel von 4 Grad zur Achse in der Richtung <11-20> zur Hauptoberfläche (0001) (C) mit einer Glättungsbehandlung durch mechanisches Polieren und chemisch-mechanisches Polieren unter Verwendung einer sauren oder einer basischen Chemikalie bearbeitet. Als nächstes wird eine organische Substanz durch eine Ultraschall-Waschbehandlung mit Azeton entfernt. Dann wird ein so genanntes RCA-Reinigen ausgeführt. D.h. dieses Substrat wird in eine auf 75°C (±5°C) erwärmte, gemischte Lösung eines wässrigen Ammoniaks und eines wässrigen Wasserstoffperoxids (1:9) für 10 Minuten und dann in eine auf 75°C (±5°C) erwärmte, gemischte Lösung einer Chlorwasserstoffsäure und eines wässrigen Wasserstoffperoxids (1:9) eingetaucht. Danach wird es in eine wässrige Lösung von etwa 5 Vol.-% Fluorwasserstoff eingetaucht, und dann wird die Oberfläche des Substrats durch Ersetzen der Lösung durch reines Wasser gereinigt. Durch die obigen Prozesse wird das Siliziumkarbid-Einkristallsubstrat 1 gebildet. Dabei ist die durchschnittliche Rauigkeit die berechnete Durchschnittsrauigkeit Ra, die man aus dem Wert erhält, der aus der Vermessung des Oberflächenbereichs eines Quadrats von 5 µm × 5 µm in dem Siliziumkarbid-Einkristallsubstrat 1 mit einem Rasterkraftmikroskop (AFM) berechnet wird.
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Dabei ist der Winkelversatz des Siliziumkarbid-Einkristallsubstrats 1 nicht auf 4 Grad beschränkt; vielmehr kann der Winkel zur Achse im Bereich von etwa 2 Grad bis etwa 10 Grad liegen. Es kann ausreichend sein, falls die Glättungsbehandlung auf eine Durchschnittsrauigkeit von 0,2 nm oder weniger durch ein chemisch-mechanisches Polieren erfolgt, oder es kann bevorzugter sein, falls es bei einer Oberflächenbegutachtung mit dem Differential-Interferenzkontrast-Mikroskop keine Kratzer gibt.
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1 zeigt eine Darstellung des Reaktionsofens 2 des CVD-Geräts in diesem Ausführungsbeispiel. Der Reaktionsofen 2 ist vom Typ horizontaler heißer Wände, der mit einem oberen Suszeptorteil 3a, einem unteren Suszeptorteil 3b und einer Suszeptorstufe 3c versehen ist, wobei diese aus hochreinem Graphit, beschichtet mit SiC, gebildet sind.
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Auf dieser Suszeptorstufe 3c wird das Siliziumkarbid-Einkristallsubstrat 1 platziert. Dann wird ein reduzierendes Gas, wie zum Beispiel ein Wasserstoffgas, in diesen Reaktionsofen 2 eingeleitet. Dieses Wasserstoffgas spielt die Rolle eines Trägergases. Dann wird der Druck so reguliert, dass der Evakuierungsgrad im Reaktionsofen 2 konstant gehalten werden kann, wie zum Beispiel auf etwa 5 kPa. Dann wird ein Wechselstrom in die Induktionsspule 5 geleitet, die um die Quarzröhre 4 gewunden ist, wodurch die Induktionsüberhitzung bewirkt wird, um das obere Suszeptorteil 3a, das untere Suszeptorteil 3b und die Suszeptorstufe 3c auf eine Temperatur von etwa 1.650°C zu erwärmen, wodurch ein Tempern in der Atmosphäre eines reduzierenden Gases ausgeführt wird. Hierdurch wird die Oberfläche des Siliziumkarbid-Einkristallsubstrats 1 unter der Atmosphäre eines reduzierenden Gases gasgeätzt. Während dieses Vorgangs weist die Atmosphäre eines reduzierenden Gases nur ein Wasserstoffgas auf. Zum Beispiel beträgt die Ätzrate der Substratoberfläche 1,0 µm/Stunde, und die Temperzeit beträgt 15 Minuten.
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Dann wird, wie in 2 dargestellt, durch Laden eines Rohgases in den Reaktionsofen 2 die Siliziumkarbidschicht 6 mit einer Dicke von 10 µm epitaktisch auf der Oberfläche des Siliziumkarbid-Einkristallsubstrats 1 gewachsen. Zum Beispiel wird ein Silangas (SiH4) mit einer Strömungsrate von 500 sccm als Quelle der Siliziumatome und ein Propangas (C3H8) mit einer Strömungsrate von 200 sccm als Quelle der Kohlenstoffatome geladen. Ein Stickstoffgas wird als N-Dotierung verwendet. Das Stickstoffgas wurde als N-Dotierung in einer solchen Weise geladen, dass die Trägerkonzentration 1×1017/cm3 auf der Substratgrenzfläche und 8×1015/cm3 im aktiven Bereich werden konnte.
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Danach wird die Ladung des Rohgases beendet, und die Temperatur wird auf Raumtemperatur abgesenkt. Die Anzahl der Dreiecksdefekte auf diesem Epitaxialwafer wurde durch ein Oberflächenprüfinstrument des konfokalen optischen Rastermikroskops (zum Beispiel mittels SICA6X von Lasertec Corp.) gemessen, was zeigte, dass die Defektdichte 0,06 cm-2 betrug, d.h. sie war extrem niedrig. Durch Ausbilden einer Vorrichtung auf diesem Substrat kann das Siliziumkarbid-Einkristallsubstrat mit hoher Qualität in hoher Ausbeute erzielt werden.
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Auf diese Weise fanden die Erfinder der vorliegenden Erfindung heraus, dass ein Tempern in der Atmosphäre eines reduzierenden Gases, was vor der Ausbildung der Siliziumkarbidschicht 6 ausgeführt wurde, wichtig war, um den Dreiecksdefekt zu reduzieren. Außerdem wurde herausgefunden, dass durch geeignetes Steuern der Ätzrate der Substratoberfläche während des Temperns der Epitaxialwafer mit einer äußerst geringen Defektdichte erzielt werden konnte. Die Ätzrate der Substratoberfläche wird hauptsächlich durch die Temperatur der Substratoberfläche und den Druck im Reaktionsofen gesteuert; und das Ätzen findet entsprechend der folgenden Gleichung der reduzierenden Reaktion statt:
2SiC + H2 → 2Si + C2H2 (Gleichung 1)
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Die Ätzrate steigt gemäß der Arrhenius-Gleichung mit steigender Temperatur der Substratoberfläche, d.h. mit steigenden Soll-Temperaturen des oberen Suszeptorteils 3a, des unteren Suszeptorteils 3b und der Suszeptorstufe 3c im Reaktionsofen 2 exponentiell an. 3 zeigt die Arrhenius-Plots der Ätzrate gegenüber der Soll-Temperatur. Durch Einstellen der Soll-Temperatur des Reaktionsofens 2 kann die Ätzrate in geeigneter Weise verändert werden. Die Ätzrate verändert sich auch mit dem Druck des Reaktionsofens, so dass das Ätzen durch Senken des Drucks erleichtert werden kann, weil hierdurch auch der Sublimationsdruck gesenkt werden kann. Wie in 3 dargestellt, kann durch Verändern des Drucks im Reaktionsofen 2 ähnlich der Soll-Temperatur die Ätzrate verändert werden.
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Wie oben erwähnt, wurde das Experiment der Epitaxie durch Verändern der Ätzrate der SiC-Substratoberfläche im Tempervorgang in der Atmosphäre des reduzierenden Gases intensiv wiederholt; und als ein Ergebnis wurde herausgefunden, dass es eine spezielle Beziehung zwischen der Ätzrate und der Dichte der Anzahl an Dreiecksdefekten gab. 4 zeigt die Beziehung zwischen der Ätzrate und der Dichte der Anzahl der Dreiecksdefekte. 5 zeigt Beispiele des Dreiecksdefekts ausgehend von einem SiC-Staub. Es wurde herausgefunden, dass, falls die Ätzrate niedriger als 0,5 µm/Stunde war, viele Dreiecksdefekte ausgehend von dem SiC-Staub, wie in 5 gezeigt, beobachtet wurden. Andererseits wurde herausgefunden, dass, wenn die Ätzrate zu mindestens 0,5 µm/Stunde gewählt wurde, die Dreiecksdefektdichte zu 0,1 cm-2 oder weniger wurde, d.h. die Dreiecksdefektdichte war extrem niedrig.
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6 und 7 zeigen die Draufsicht bzw. die Querschnittsansicht des Dreiecksdefekts ausgehend von dem SiC-Staub. Der Dreiecksdefekt wächst ausgehend von dem am Substrat anhaftenden SiC-Staub oder dem auf die Substratoberfläche vor der Epitaxie gefallenen SiC-Staub schrittweise. D.h. er wächst in der Form eines Dreiecks ausgehend von dem SiC-Staub als Spitze davon, wobei seine Fläche unter Beibehaltung seiner symmetrischen Form größer wird; und somit wird die Größe des Dreiecks größer, wenn das Dreieck früher gebildet wird, und wenn die Dicke der Epitaxie dicker ist. Um das Entstehen der Erzeugung dieses Dreiecksdefekts zu verhindern, ist es notwendig, den Sic-Staub zu entfernen, bevor die Epitaxie beginnt. Hierbei wird angenommen, dass, wenn die Ätzrate niedrig war, die Siliziumkarbidschicht 6 ohne Entfernen des an der Substratoberfläche anhaftenden SiC-Staubs durch Ätzen während des Tempervorgangs durchgeführt wurde, wohingegen, wenn die Ätzrate 0,5 µm/Stunde oder mehr betrug, der SiC-Staub effektiv entfernt werden konnte, bevor die Ausbildung der Siliziumkarbidschicht 6 begann.
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Andererseits wurde herausgefunden, dass, wenn die Ätzrate 2,2 µm/Stunde betrug, die Dichte des Dreiecksdefekts schnell auf 0,6 cm-2 anstieg. Es wird angenommen, dass dies darin begründet ist, dass, falls die Ätzrate zu schnell war, ein Lösen der Siliziumkarbidschicht, die sich an dem oberen Suszeptorteil 3a, dem unteren Suszeptorteil 3b und der Suszeptorstufe 3c sammelte, erleichtert wurde, speziell die Abfallmenge des am oberen Suszeptorteil 3a gesammelten SiC-Staubes auf das Substrat wurde größer. Ferner wird angenommen, dass, weil Kerne ungewöhnlicher Größe durch die Si-Tropfen auf der Substratoberfläche wegen des übermäßigen Ablösens des Si gebildet wurden, wie in Gleichung 1 gezeigt, die Anzahl der Ausgangspunkte des Dreiecksdefekts größer wurde. Außerdem wurde es experimentell offensichtlich, dass, wenn die Ätzrate mindestens 2,2 µm/Stunde betrug, selbst wenn die Ätzzeit auf etwa die Hälfte begrenzt wurde, so dass die Ätzmenge die gleiche wie in der Bedingung einer Ätzrate von 1,0 µm/Stunde wurde, bei welcher die Rate der Defektdichte gering war, der Dreiecksdefekt in ähnlicher Weise erzeugt wurde, wobei seine Dichte 0,5 cm-2 betrug. Dies zeigt, dass allein eine Steuerung der Ätzmenge der Substratoberfläche nicht die Dichte des Dreiecksdefekts auf ein niedriges Niveau drücken kann. Demgemäß muss die Ätzrate des Gasätzens in einem Bereich von 0,5 µm/Stunde einschließlich bis 2,0 µm/Stunde einschließlich eingestellt werden.
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In diesem Ausführungsbeispiel wird die Oberfläche des Siliziumkarbid-Einkristallsubstrats 1 mit der Planheit von 0,2 nm oder weniger als durchschnittliche Rauigkeit mit einer Ätzrate im Bereich von 0,5 µm/Stunde einschließlich bis 2,0 µm/Stunde einschließlich in der Atmosphäre des reduzierenden Gases gasgeätzt, dann wird die Siliziumkarbidschicht 6 epitaktisch gewachsen. Auf diese Weise kann die hochqualitative Siliziumkarbidschicht 6 mit weniger Kristalldefekten erzielt werden. Demgemäß können die Ausbeute und die Vorrichtungseigenschaften einschließlich der Spannungs-Widerstands-Kennlinien verbessert werden, so dass eine Zuverlässigkeit des Produkts daraus verbessert werden kann.
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Außerdem kann während des Ausbildens der Siliziumkarbidschicht 6 ein organometallisches Material mit A1, B und Be als P-Dotiermaterial geladen werden, falls erforderlich. Außerdem kann zum Vereinfachen der Wachstumsrate gleichzeitig ein Gas, das Chlor enthält, verwendet werden. Weiter kann die Wachstumsrate der Siliziumkarbidschicht 6 durch beliebiges Verändern der Strömungsrate des Rohgases verändert werden, und der gleiche Effekt kann mit einer Wachstumsrate von 1 µm/Stunde und mit einer Wachstumsrate von 10 µm/Stunde erzielt werden.
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In diesem Ausführungsbeispiel wurde die Temperzeit auf 15 Minuten im Gasätzen eingestellt. Falls jedoch die Temperzeit länger als eine Stunde ist, findet ausgehend von der spiralförmigen Grube leicht eine Stufenbündelung statt. Die spiralförmige Grube ist eine mörserartige Vertiefung, ausgebildet durch das Ätzen im Schraubenversatzabschnitt, der im Siliziumkarbid-Einkristallsubstrat 1 vorhanden ist. Während des Temperns wird das Stufenbündeln von der spiralförmigen Grube als Startpunkt davon im Prozess einer Rekonstruktion der Oberflächenatome auf dem Siliziumkarbid-Einkristallsubstrat erzeugt. Dieses Stufenbündeln behält seine Morphologie im Prozess des Ausbildens der Siliziumkarbidschicht 6 bei, so dass es die Planheit der Substratoberfläche nach dem Ausbilden der Schicht verschlechtern kann. Demgemäß liegt die Zeit des Gasätzens bevorzugt innerhalb einer Stunde; bei Berücksichtigung der gesamten Produktivität jedoch liegt die Zeit bevorzugter innerhalb 30 Minuten. Die optimale Ätzrate und die optimale Temperzeit sind jedoch von der Situation abhängig, wie die Schichtausbildung im Reaktionsofen 2 erfolgt. Demgemäß können diese Bedingungen nicht eindeutig bestimmt werden; und daher wird angenommen, dass diese Bedingungen von Aufbau, Struktur und dergleichen im Ofen des CVD-Geräts abhängig sind. Deshalb werden die bevorzugten Bedingungen gemäß dem Einzelfall bestimmt.
