JP2002137967A - 炭化珪素部材 - Google Patents
炭化珪素部材Info
- Publication number
- JP2002137967A JP2002137967A JP2000332660A JP2000332660A JP2002137967A JP 2002137967 A JP2002137967 A JP 2002137967A JP 2000332660 A JP2000332660 A JP 2000332660A JP 2000332660 A JP2000332660 A JP 2000332660A JP 2002137967 A JP2002137967 A JP 2002137967A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- silicon carbide
- plane
- crystal
- substrate
- self
- 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.)
- Pending
Links
Landscapes
- Chemical Vapour Deposition (AREA)
- Adjustment Of The Magnetic Head Position Track Following On Tapes (AREA)
- Ceramic Products (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】機械的信頼性に優れたＳｉＣ自立体からなる炭
化珪素部材を提供する。 【解決手段】気相法により３Ｃ型を主体とする炭化珪素
結晶１を基板上に形成し、しかる後に該基板を除去した
自立体からなり、前記炭化珪素結晶１の成長方向に平行
な面３及び垂直な面２の曲げ強度が５００ＭＰａ以上、
破壊靭性が３ＭＰａ・ｍ1/2以上であることを特徴とす
る。
化珪素部材を提供する。 【解決手段】気相法により３Ｃ型を主体とする炭化珪素
結晶１を基板上に形成し、しかる後に該基板を除去した
自立体からなり、前記炭化珪素結晶１の成長方向に平行
な面３及び垂直な面２の曲げ強度が５００ＭＰａ以上、
破壊靭性が３ＭＰａ・ｍ1/2以上であることを特徴とす
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、気相法で作製した
ＳｉＣ自立体からなる炭化珪素部材に関し、特に、フォ
ーカスリング、シャワーヘッド、クランプリング、シー
ルドリング等の半導体製造装置用部品及び磁気ヘッド基
板に好適に用いられる炭化珪素部材に関する。
ＳｉＣ自立体からなる炭化珪素部材に関し、特に、フォ
ーカスリング、シャワーヘッド、クランプリング、シー
ルドリング等の半導体製造装置用部品及び磁気ヘッド基
板に好適に用いられる炭化珪素部材に関する。
【０００２】
【従来技術】化学気相析出法はＣＶＤ（Chemical Vapor
Deposition）法と呼ばれ、種々の化合物の粉末、基板
への薄膜形成及び自立体の合成に用いられている。この
ＣＶＤ法等の気相法により合成されたＳｉＣ自立体（以
下、ＳｉＣ自立体と言う）は、高強度及び高靭性を有す
ることが報告されて（例えば、K. Niihara,Ceramic Bul
letin,63,(1984)1160-1164）おり、近年、ＳｉＣ自立体
の高純度、高安定性、高剛性及び高熱伝導率等の優れた
特性から、特に半導体製造装置用部材や磁気ヘッド用基
板材料等への適用が期待されている。
Deposition）法と呼ばれ、種々の化合物の粉末、基板
への薄膜形成及び自立体の合成に用いられている。この
ＣＶＤ法等の気相法により合成されたＳｉＣ自立体（以
下、ＳｉＣ自立体と言う）は、高強度及び高靭性を有す
ることが報告されて（例えば、K. Niihara,Ceramic Bul
letin,63,(1984)1160-1164）おり、近年、ＳｉＣ自立体
の高純度、高安定性、高剛性及び高熱伝導率等の優れた
特性から、特に半導体製造装置用部材や磁気ヘッド用基
板材料等への適用が期待されている。
【０００３】ところが、一般にＣＶＤ法で作製したＳｉ
Ｃ自立体は、特定の結晶方位が優先的に成長し、結晶配
向性が強いという特徴があり、そのためにＳｉＣ自立体
は機械的特性の異方性が強く、基板表面に垂直な面の強
度及び破壊靭性が低くなる傾向がある。その結果、加工
時及び使用時にチッピング、クラック発生、破損が発生
し、焼結体に比べての信頼性が低いため、ＳｉＣ自立体
の実用範囲が大幅に制限されていた。
Ｃ自立体は、特定の結晶方位が優先的に成長し、結晶配
向性が強いという特徴があり、そのためにＳｉＣ自立体
は機械的特性の異方性が強く、基板表面に垂直な面の強
度及び破壊靭性が低くなる傾向がある。その結果、加工
時及び使用時にチッピング、クラック発生、破損が発生
し、焼結体に比べての信頼性が低いため、ＳｉＣ自立体
の実用範囲が大幅に制限されていた。
【０００４】例えば、ＳｉＣ自立体が、図２に示すよう
に矢印の方向に結晶が成長し、柱状結晶１１によって構
成され、これを磁気ヘッド基板に適用する場合、炭化珪
素結晶の成長方向に及びその成長方向に垂直な方向にお
いて研磨、スライシング、イオンミリング等種々の精密
な加工が施されることにより、また、使用時には発熱、
衝撃等として主に基板の膜形成面に垂直な面に応力負荷
が印加されることにより、部品が破損するという問題が
あった。
に矢印の方向に結晶が成長し、柱状結晶１１によって構
成され、これを磁気ヘッド基板に適用する場合、炭化珪
素結晶の成長方向に及びその成長方向に垂直な方向にお
いて研磨、スライシング、イオンミリング等種々の精密
な加工が施されることにより、また、使用時には発熱、
衝撃等として主に基板の膜形成面に垂直な面に応力負荷
が印加されることにより、部品が破損するという問題が
あった。
【０００５】この問題を解決するために、結晶配向によ
る残留応力を低減し、ＳｉＣ自立体の反りを抑制するた
めに、Ｘ線回折強度比を、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）
＞０．５、Ｉ（３１１）／Ｉ（１１１）が０．３５〜
０．６に規定し、（１１１）面の優先成長を抑えること
が、特開平１１−１０６２９８号公報で提案され、ダミ
ーウエハに応用されている。
る残留応力を低減し、ＳｉＣ自立体の反りを抑制するた
めに、Ｘ線回折強度比を、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）
＞０．５、Ｉ（３１１）／Ｉ（１１１）が０．３５〜
０．６に規定し、（１１１）面の優先成長を抑えること
が、特開平１１−１０６２９８号公報で提案され、ダミ
ーウエハに応用されている。
【０００６】また、ＣＶＤ法で合成したＳｉＣを、１７
００〜２２００℃の高温で熱処理により等方的で、ラン
ダムな結晶組織を形成し、機械的特性の均一化を図るこ
とが特開平７−１８８９２７号公報で開示されている。
００〜２２００℃の高温で熱処理により等方的で、ラン
ダムな結晶組織を形成し、機械的特性の均一化を図るこ
とが特開平７−１８８９２７号公報で開示されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかし、特開平１１−
１０６２９８号公報に開示されたダミーウエハでは、実
質的にＳｉＣの（２００）面を優先に成長させたもので
あり、（１１１）配向は解消できたものの（２００）面
に配向していることにより、（１１１）面配向と同様に
機械的特性の異方性が生じやすいという問題があった。
１０６２９８号公報に開示されたダミーウエハでは、実
質的にＳｉＣの（２００）面を優先に成長させたもので
あり、（１１１）配向は解消できたものの（２００）面
に配向していることにより、（１１１）面配向と同様に
機械的特性の異方性が生じやすいという問題があった。
【０００８】また、特開平７−１８８９２７号公報に記
載されたＳＩＣ自立体は、機械的強度の異方性が改善さ
れたものの、粒径が巨大化してしまうため、材料全体の
強度が３００ＭＰａ以下に低下してしまうという問題が
あった。
載されたＳＩＣ自立体は、機械的強度の異方性が改善さ
れたものの、粒径が巨大化してしまうため、材料全体の
強度が３００ＭＰａ以下に低下してしまうという問題が
あった。
【０００９】従って、本発明は、機械的信頼性に優れた
ＳｉＣ自立体からなる炭化珪素部材を提供することを目
的とするものである。
ＳｉＣ自立体からなる炭化珪素部材を提供することを目
的とするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明は、ＳｉＣ自立体
の結晶組織を制御することで、各方位に対する面の強度
と靭性を向上させ、加工中並びに使用中の低応力破壊を
著しく減少でき、自立体が高い信頼性を示すという知見
に基づくもので、特に、磁気ヘッド基板等の機械的信頼
性が要求される部材に好適な炭化珪素部材を実現でき
る。
の結晶組織を制御することで、各方位に対する面の強度
と靭性を向上させ、加工中並びに使用中の低応力破壊を
著しく減少でき、自立体が高い信頼性を示すという知見
に基づくもので、特に、磁気ヘッド基板等の機械的信頼
性が要求される部材に好適な炭化珪素部材を実現でき
る。
【００１１】即ち、本発明の炭化珪素部材は、気相法に
より３Ｃ型を主体とする炭化珪素結晶を基板上に形成
し、しかる後に該基板を除去した自立体からなり、前記
炭化珪素結晶の成長方向に平行な面及び垂直な面の曲げ
強度が５００ＭＰａ以上、破壊靭性が３ＭＰａ・ｍ1/2
以上であることを特徴とするものである。
より３Ｃ型を主体とする炭化珪素結晶を基板上に形成
し、しかる後に該基板を除去した自立体からなり、前記
炭化珪素結晶の成長方向に平行な面及び垂直な面の曲げ
強度が５００ＭＰａ以上、破壊靭性が３ＭＰａ・ｍ1/2
以上であることを特徴とするものである。
【００１２】また、前記炭化珪素結晶の成長方向に垂直
な自立体表面において、（１１１）面及び（２２０）面
の配向度Ｒがそれぞれ０．３〜５であり、かつ前記炭化
珪素結晶の平均長径が１００μｍ以下であることを特徴
とするものである。
な自立体表面において、（１１１）面及び（２２０）面
の配向度Ｒがそれぞれ０．３〜５であり、かつ前記炭化
珪素結晶の平均長径が１００μｍ以下であることを特徴
とするものである。
【００１３】これにより、異方性が小さく、かつ機械的
信頼性に優れたＳｉＣ自立体からなる炭化珪素部材を実
現できる。
信頼性に優れたＳｉＣ自立体からなる炭化珪素部材を実
現できる。
【００１４】特に、前記炭化珪素結晶の成長方向に垂直
な面の強度に対する前記炭化珪素結晶の成長方向に平行
な面の強度の比が０．７５〜１．２０であることが好ま
しい。これにより、機械的特性の異方性による加工、使
用中の破損が大幅に軽減される。
な面の強度に対する前記炭化珪素結晶の成長方向に平行
な面の強度の比が０．７５〜１．２０であることが好ま
しい。これにより、機械的特性の異方性による加工、使
用中の破損が大幅に軽減される。
【００１５】また、前記自立体の厚さが０．５ｍｍ以上
であることが好ましく、これにより、基板と接する部位
に生じた残留応力の影響を小さくすることができ、より
高い信頼性を実現することができる。
であることが好ましく、これにより、基板と接する部位
に生じた残留応力の影響を小さくすることができ、より
高い信頼性を実現することができる。
【００１６】
【発明の実施の形態】ＣＶＤ法等の気相法で一般的に作
製されたＳｉＣ自立体は、特定の結晶方位が優先に成長
しており、結晶配向が観察され、組織の異方性が強く、
成長方向に長尺状の柱状結晶の大きく成長する。従っ
て、成長方向に垂直な面は上述の文献に示されるような
高強度、高靭性を示しても、成長方向に平行な面は機械
的特性に劣り、ＳｉＣ自立体の信頼性が低かった。
製されたＳｉＣ自立体は、特定の結晶方位が優先に成長
しており、結晶配向が観察され、組織の異方性が強く、
成長方向に長尺状の柱状結晶の大きく成長する。従っ
て、成長方向に垂直な面は上述の文献に示されるような
高強度、高靭性を示しても、成長方向に平行な面は機械
的特性に劣り、ＳｉＣ自立体の信頼性が低かった。
【００１７】このような組織及び機械的特性の異方性を
完全に除去することは困難であるが、自立体の組織構造
を制御することによって、優れた加工性及び信頼性を有
するＳｉＣ自立体を実現できるという知見を得た。換言
すれば、自立体の配向性及び柱状結晶の粒子径を制御
し、自立体の機械特性の異方性を低減することにより、
機械的信頼性の高い炭化珪素部材を得ることができる。
完全に除去することは困難であるが、自立体の組織構造
を制御することによって、優れた加工性及び信頼性を有
するＳｉＣ自立体を実現できるという知見を得た。換言
すれば、自立体の配向性及び柱状結晶の粒子径を制御
し、自立体の機械特性の異方性を低減することにより、
機械的信頼性の高い炭化珪素部材を得ることができる。
【００１８】即ち、本発明の炭化珪素部材は、気相法に
より３Ｃ型を主体とする炭化珪素結晶を基板上に形成
し、しかる後に該基板を除去した自立体からなるもので
ある。ここで、基板の形状は特に平板とは限らず、複雑
形状や平板に溝や凹凸を付与したものであっても差し支
えない。また、炭化珪素の構造は３Ｃ型以外に４Ｈ型、
６Ｈ型又は１２Ｒ型等多数存在するが、３Ｃ型のＸ線回
折ピークが他のピークに比べて大きければ問題はない。
より３Ｃ型を主体とする炭化珪素結晶を基板上に形成
し、しかる後に該基板を除去した自立体からなるもので
ある。ここで、基板の形状は特に平板とは限らず、複雑
形状や平板に溝や凹凸を付与したものであっても差し支
えない。また、炭化珪素の構造は３Ｃ型以外に４Ｈ型、
６Ｈ型又は１２Ｒ型等多数存在するが、３Ｃ型のＸ線回
折ピークが他のピークに比べて大きければ問題はない。
【００１９】そして、自立体の炭化珪素結晶の成長方向
に対して平行な面及び垂直な面において曲げ強度がいず
れも５００ＭＰａ以上、破壊靭性がいずれも３ＭＰａ・
ｍ1/ 2以上であることが重要であり、これによって自立
体を加工する時に発生するチッピング、クラック及び破
損を抑制することができ、また、使用している時に発生
する低応力破壊を抑制し、高信頼性を示すことができ
る。
に対して平行な面及び垂直な面において曲げ強度がいず
れも５００ＭＰａ以上、破壊靭性がいずれも３ＭＰａ・
ｍ1/ 2以上であることが重要であり、これによって自立
体を加工する時に発生するチッピング、クラック及び破
損を抑制することができ、また、使用している時に発生
する低応力破壊を抑制し、高信頼性を示すことができ
る。
【００２０】特に、上記の目的をより改善するため、前
記炭化珪素結晶の成長方向に平行な面及び垂直な面の曲
げ強度が６００ＭＰａ以上、さらには７００ＭＰａ以上
であることが望ましい。また、同破壊靭性は特に３．５
ＭＰａ・ｍ1/2以上、さらに３．８ＭＰａ・ｍ1/2以上で
あることが望ましい。
記炭化珪素結晶の成長方向に平行な面及び垂直な面の曲
げ強度が６００ＭＰａ以上、さらには７００ＭＰａ以上
であることが望ましい。また、同破壊靭性は特に３．５
ＭＰａ・ｍ1/2以上、さらに３．８ＭＰａ・ｍ1/2以上で
あることが望ましい。
【００２１】例えば、図１（ａ）に示すように、炭化珪
素結晶１が矢印の方向に成長し、柱状結晶からなる自立
体を形成する場合、炭化珪素結晶１の成長方向（矢印の
方向）に垂直な面２及び成長方向に平行な面３を破壊面
として最大荷重がかかった場合に、曲げ強度がいずれも
５００ＭＰａ以上あることが必要であり、かつ両面にお
ける破壊靭性が、３ＭＰａ・ｍ1/2以上であることが必
要である。
素結晶１が矢印の方向に成長し、柱状結晶からなる自立
体を形成する場合、炭化珪素結晶１の成長方向（矢印の
方向）に垂直な面２及び成長方向に平行な面３を破壊面
として最大荷重がかかった場合に、曲げ強度がいずれも
５００ＭＰａ以上あることが必要であり、かつ両面にお
ける破壊靭性が、３ＭＰａ・ｍ1/2以上であることが必
要である。
【００２２】また、図１（ｂ）のように、炭化珪素結晶
４がお互いに小さな傾き有し、全体の平均的な結晶の成
長方向が矢印で示されるような場合においても、図１
（ａ）の場合と同様に、炭化珪素結晶４の成長方向（矢
印の方向）に垂直な面５及び成長方向に平行な面６に対
して、曲げ強度がいずれも５００ＭＰａ以上、破壊靭性
が、３ＭＰａ・ｍ1/2以上であることが重要である。
４がお互いに小さな傾き有し、全体の平均的な結晶の成
長方向が矢印で示されるような場合においても、図１
（ａ）の場合と同様に、炭化珪素結晶４の成長方向（矢
印の方向）に垂直な面５及び成長方向に平行な面６に対
して、曲げ強度がいずれも５００ＭＰａ以上、破壊靭性
が、３ＭＰａ・ｍ1/2以上であることが重要である。
【００２３】なお、炭化珪素結晶の成長方向は基板の成
膜面に対して垂直な方向と略同一であり、例えば、基板
が平板の場合、成膜面となる基板表面に対して垂直で、
基板から空間に向かう方向が成長方向となる。
膜面に対して垂直な方向と略同一であり、例えば、基板
が平板の場合、成膜面となる基板表面に対して垂直で、
基板から空間に向かう方向が成長方向となる。
【００２４】また、本発明の炭化珪素部材は、炭化珪素
結晶の成長方向に垂直な自立体表面において、少なくと
もＳｉＣの（１１１）面と（２２０）面がともに一定の
比率で存在させることが有効である。この他に（２０
０）面や（３１１）面のピークも出現し、等方性をさら
に高めることが好ましい。
結晶の成長方向に垂直な自立体表面において、少なくと
もＳｉＣの（１１１）面と（２２０）面がともに一定の
比率で存在させることが有効である。この他に（２０
０）面や（３１１）面のピークも出現し、等方性をさら
に高めることが好ましい。
【００２５】つまり、炭化珪素結晶の成長方向に対して
垂直な面と平行な面に関してＣｕ−Ｋαを用いたＸ線回
折を行い、２θ＝３０〜８０°範囲において、スペクト
ルを測定し、下記の計算式から求めた（１１１）面及び
（２２０）面の配向度Ｒがいずれも０．３〜５にあるこ
とが重要であり、特に０．５〜４、さらには０．７〜
３、またさらには０．８〜２が好ましい。 Ｒ(hkl)＝｛ｎ・Ｉb(hkl)／Ｉp(hkl)｝／Σ｛Ｉb(hkl)
／Ｉp(hkl)｝ ここでＲ（ｈｋｌ）は（ｈｋｌ）結晶面の配向度、Ｉ
b(hkl)はＳｉＣ自立体の（ｈｋｌ）結晶面のＸ線回折強
度、Ｉp(hkl)は粉末ＳｉＣの（ｈｋｌ）結晶面のＸ線回
折強度、ｎは２θ＝３０〜８０°に存在する炭化珪素の
回折ピーク数である。
垂直な面と平行な面に関してＣｕ−Ｋαを用いたＸ線回
折を行い、２θ＝３０〜８０°範囲において、スペクト
ルを測定し、下記の計算式から求めた（１１１）面及び
（２２０）面の配向度Ｒがいずれも０．３〜５にあるこ
とが重要であり、特に０．５〜４、さらには０．７〜
３、またさらには０．８〜２が好ましい。 Ｒ(hkl)＝｛ｎ・Ｉb(hkl)／Ｉp(hkl)｝／Σ｛Ｉb(hkl)
／Ｉp(hkl)｝ ここでＲ（ｈｋｌ）は（ｈｋｌ）結晶面の配向度、Ｉ
b(hkl)はＳｉＣ自立体の（ｈｋｌ）結晶面のＸ線回折強
度、Ｉp(hkl)は粉末ＳｉＣの（ｈｋｌ）結晶面のＸ線回
折強度、ｎは２θ＝３０〜８０°に存在する炭化珪素の
回折ピーク数である。
【００２６】（１１１）面及び（２２０）面が一定の比
率で存在するとともに、粒径の大きな柱状組織（図２）
ではなく、微細な柱状組織又は樹枝状組織を形成し、平
均長径を１００μｍ以下にすることによって、５００Ｍ
Ｐａ以上、破壊靭性が、３ＭＰａ・ｍ1/2以上を得るこ
とができ、その結果機械的に高い信頼性を実現できる。
率で存在するとともに、粒径の大きな柱状組織（図２）
ではなく、微細な柱状組織又は樹枝状組織を形成し、平
均長径を１００μｍ以下にすることによって、５００Ｍ
Ｐａ以上、破壊靭性が、３ＭＰａ・ｍ1/2以上を得るこ
とができ、その結果機械的に高い信頼性を実現できる。
【００２７】特に、炭化珪素結晶の平均長径は強度及び
破壊靭性をさらに高めるため、平均長径は５０μｍ以
下、さらには３０μｍ以下が好ましい。なお、平均長径
の測定方法は、結晶の成長方向に平行な断面を鏡面状に
研磨して化学エッチングをおこない、光学顕微鏡又は走
査型電子顕微鏡で１００乃至１０００倍の倍率で写真を
撮影し、写真中の１００個の結晶について平均長径を測
定し、平均値を算出したものである。
破壊靭性をさらに高めるため、平均長径は５０μｍ以
下、さらには３０μｍ以下が好ましい。なお、平均長径
の測定方法は、結晶の成長方向に平行な断面を鏡面状に
研磨して化学エッチングをおこない、光学顕微鏡又は走
査型電子顕微鏡で１００乃至１０００倍の倍率で写真を
撮影し、写真中の１００個の結晶について平均長径を測
定し、平均値を算出したものである。
【００２８】例えば、図１（ａ）において、炭化珪素結
晶１の平均長径は、矢印の方向の結晶長さにほぼ同じで
あり、この長さが１００μｍ以下であることが必要であ
る。また、図１（ｂ）においては、炭化珪素結晶１は結
晶の成長方向に対して傾いてはいるものの、その平均長
径が１００μｍ以下であることが必要である。
晶１の平均長径は、矢印の方向の結晶長さにほぼ同じで
あり、この長さが１００μｍ以下であることが必要であ
る。また、図１（ｂ）においては、炭化珪素結晶１は結
晶の成長方向に対して傾いてはいるものの、その平均長
径が１００μｍ以下であることが必要である。
【００２９】また、平均短径は５μｍ以下、特に１μｍ
以下、さらには０．５μｍ以下が好ましく、これによ
り、成長方向に対して垂直な面で高強度と高靭性を得る
だけでなく、成長方向に対して平行な面でも曲げ強度が
５００ＭＰａ以上、破壊靭性が３ＭＰａ・ｍ1/2以上の
特性が容易に得られる。なお、平均短径の測定方法は、
結晶の成長方向に垂直な断面を鏡面状に研磨して化学エ
ッチングをおこない、走査型電子顕微鏡で１０００乃至
５０００倍の倍率で写真を撮影し、写真中の１００個の
結晶について平均短径を測定し、平均値を算出したもの
である。
以下、さらには０．５μｍ以下が好ましく、これによ
り、成長方向に対して垂直な面で高強度と高靭性を得る
だけでなく、成長方向に対して平行な面でも曲げ強度が
５００ＭＰａ以上、破壊靭性が３ＭＰａ・ｍ1/2以上の
特性が容易に得られる。なお、平均短径の測定方法は、
結晶の成長方向に垂直な断面を鏡面状に研磨して化学エ
ッチングをおこない、走査型電子顕微鏡で１０００乃至
５０００倍の倍率で写真を撮影し、写真中の１００個の
結晶について平均短径を測定し、平均値を算出したもの
である。
【００３０】さらにＳｉＣ自立体の異方性を抑制し、強
度と靭性を向上するためには、前記成長方向に垂直した
ＳｉＣの（１１１）面と（２２０）面の配向度Ｒはとも
に０．３〜５であることが重要であり、特に０．５〜
４、さらには０．７〜３、またさらには０．８〜２が好
ましい。
度と靭性を向上するためには、前記成長方向に垂直した
ＳｉＣの（１１１）面と（２２０）面の配向度Ｒはとも
に０．３〜５であることが重要であり、特に０．５〜
４、さらには０．７〜３、またさらには０．８〜２が好
ましい。
【００３１】また、本発明の炭化珪素部材は、炭化珪素
結晶の成長方向に垂直な面の強度に対する平行な面の強
度の比が０．７５〜１．２０であることが好ましい。こ
の強度比が上記の範囲内であれば、炭化珪素部材に加工
を施す際、欠けやチッピング等の欠陥発生を大幅に抑制
でき、加工効率が大幅に向上できる。部材の加工性と加
工効率を向上するために、炭化珪素結晶の成長方向に垂
直な面の強度に対する平行な面の強度の比が、特に０．
８〜１．１であることが望ましい。
結晶の成長方向に垂直な面の強度に対する平行な面の強
度の比が０．７５〜１．２０であることが好ましい。こ
の強度比が上記の範囲内であれば、炭化珪素部材に加工
を施す際、欠けやチッピング等の欠陥発生を大幅に抑制
でき、加工効率が大幅に向上できる。部材の加工性と加
工効率を向上するために、炭化珪素結晶の成長方向に垂
直な面の強度に対する平行な面の強度の比が、特に０．
８〜１．１であることが望ましい。
【００３２】さらに、本発明によれば、ＳｉＣ自立体の
厚さが０．５ｍｍ以上であることが好ましい。上記自立
体が厚いほど作製可能な部材が多くなり、適用範囲が広
くなるだけでなく、高信頼性炭化珪素部材を得るには
０．５ｍｍ以上の厚さは特別な意味を有する。
厚さが０．５ｍｍ以上であることが好ましい。上記自立
体が厚いほど作製可能な部材が多くなり、適用範囲が広
くなるだけでなく、高信頼性炭化珪素部材を得るには
０．５ｍｍ以上の厚さは特別な意味を有する。
【００３３】即ち、気相法により得られた炭化珪素膜
は、基板と膜との熱的特性の違いにより発生した応力は
基板を除去して自立体を作製しても一部は残留応力とし
て自立体に存在する。ここで、自立体の厚さが０．５ｍ
ｍ未満であれば、自立体には基板との密着面から発生す
る残留応力の影響が大きく、また、基板付近では、核生
成及び結晶成長が制御されにくいため、自立体の厚さ方
向で組織構造の不均一性が相対的大きいため、前記強度
と破壊靭性の特性は得られないことがある。従って、炭
化珪素部材の信頼性を高めるためには、厚さは特に１ｍ
ｍ以上、さらには２ｍｍ以上のＳｉＣ自立体から作製す
ることが好ましい。
は、基板と膜との熱的特性の違いにより発生した応力は
基板を除去して自立体を作製しても一部は残留応力とし
て自立体に存在する。ここで、自立体の厚さが０．５ｍ
ｍ未満であれば、自立体には基板との密着面から発生す
る残留応力の影響が大きく、また、基板付近では、核生
成及び結晶成長が制御されにくいため、自立体の厚さ方
向で組織構造の不均一性が相対的大きいため、前記強度
と破壊靭性の特性は得られないことがある。従って、炭
化珪素部材の信頼性を高めるためには、厚さは特に１ｍ
ｍ以上、さらには２ｍｍ以上のＳｉＣ自立体から作製す
ることが好ましい。
【００３４】次に、本発明の炭化珪素部材のＣＶＤ法に
よる作製方法について説明する。
よる作製方法について説明する。
【００３５】まず、成膜基板を準備する。基板の材料と
しては、黒鉛もしくは焼結ＳｉＣが好適に使用される。
特に、基板とＳｉＣ膜との熱膨張係数の差が小さく、例
えば、室温から１４００℃の温度範囲における平均熱膨
張係数の相対差が１０％以内である黒鉛が、熱応力によ
るＳｉＣ自立体にクラックの発生を抑制し、除去処理が
容易である観点から好ましい。また、成膜基板としては
Ｍｏ、Ｗ等の金属や金属化合物等を用いてもかまわな
い。
しては、黒鉛もしくは焼結ＳｉＣが好適に使用される。
特に、基板とＳｉＣ膜との熱膨張係数の差が小さく、例
えば、室温から１４００℃の温度範囲における平均熱膨
張係数の相対差が１０％以内である黒鉛が、熱応力によ
るＳｉＣ自立体にクラックの発生を抑制し、除去処理が
容易である観点から好ましい。また、成膜基板としては
Ｍｏ、Ｗ等の金属や金属化合物等を用いてもかまわな
い。
【００３６】反応ガスとして、珪素含有ガス、炭素含有
ガス及びキャリアーガスを準備する。珪素含有ガスとし
ては、ＳｉＣｌ4、ＳｉＨ4、ＳｉＨＣｌ3等を用いれば
よい。炭素含有ガスとしては、ＣＨ4、Ｃ2Ｈ2、Ｃ
2Ｈ4、Ｃ2Ｈ6、Ｃ3Ｈ8等を用いればよい。キャリアーガ
スとしては、水素、窒素、アルゴン、ヘリウム等を用い
ればよい。また、珪素含有ガスが炭素をも含有していて
もよく、例えば、ＣＨ3ＳｉＣｌ3、（ＣＨ3）2ＳｉＣｌ
2、（ＣＨ3）4Ｓｉ等をキャリアーガスと共に用いても
良い。以下は、炭素及び珪素の含有ガスとしてメチルト
リクロルシラン（ＣＨ3ＳｉＣｌ3：以下、ＭＴＳと言
う）を、キャリアーガスとして水素（Ｈ2）を使用した
場合について説明する。
ガス及びキャリアーガスを準備する。珪素含有ガスとし
ては、ＳｉＣｌ4、ＳｉＨ4、ＳｉＨＣｌ3等を用いれば
よい。炭素含有ガスとしては、ＣＨ4、Ｃ2Ｈ2、Ｃ
2Ｈ4、Ｃ2Ｈ6、Ｃ3Ｈ8等を用いればよい。キャリアーガ
スとしては、水素、窒素、アルゴン、ヘリウム等を用い
ればよい。また、珪素含有ガスが炭素をも含有していて
もよく、例えば、ＣＨ3ＳｉＣｌ3、（ＣＨ3）2ＳｉＣｌ
2、（ＣＨ3）4Ｓｉ等をキャリアーガスと共に用いても
良い。以下は、炭素及び珪素の含有ガスとしてメチルト
リクロルシラン（ＣＨ3ＳｉＣｌ3：以下、ＭＴＳと言
う）を、キャリアーガスとして水素（Ｈ2）を使用した
場合について説明する。
【００３７】ＣＶＤ装置は、ＣＶＤ反応により炭化珪素
を成膜できればどのようなＣＶＤ方式でも差し支えない
が、基板を除去して０．５ｍｍ以上の自立体を作製する
ため、特に熱ＣＶＤに代表される２．５μｍ／ｍｉｎ以
上の高速で成膜できる方式が重要である。また、原料の
効率を考慮し、低コスト化のためコールドウォール型Ｃ
ＶＤ装置が好ましい。
を成膜できればどのようなＣＶＤ方式でも差し支えない
が、基板を除去して０．５ｍｍ以上の自立体を作製する
ため、特に熱ＣＶＤに代表される２．５μｍ／ｍｉｎ以
上の高速で成膜できる方式が重要である。また、原料の
効率を考慮し、低コスト化のためコールドウォール型Ｃ
ＶＤ装置が好ましい。
【００３８】基板をＣＶＤ装置内に配し、装置内を真空
ポンプにより１Ｐａ以下に排気した後、昇温する。この
昇温は真空中でもキャリアーガスを流しながらでも差し
支えない。そして、基板の温度がＣＶＤ温度に達したら
原料ガスを装置内に導入し、加熱された基板に流してＣ
ＶＤ反応を生じさせる。
ポンプにより１Ｐａ以下に排気した後、昇温する。この
昇温は真空中でもキャリアーガスを流しながらでも差し
支えない。そして、基板の温度がＣＶＤ温度に達したら
原料ガスを装置内に導入し、加熱された基板に流してＣ
ＶＤ反応を生じさせる。
【００３９】ここで、ガス混合比は使用ガスと合成条件
により決められるが、平衡論的に単相のＳｉＣが生成
し、速度論的には緻密質を形成するように調整すること
が望ましい。例えば、水素と塩素の比が２〜１０は、遊
離炭素の生成を抑制し、単相のＳｉＣの生成に好適であ
る。また、合成温度が１３００℃〜１６００℃、特に１
３５０℃〜１５５０℃、さらには１４００〜１５００℃
の範囲が好適である。
により決められるが、平衡論的に単相のＳｉＣが生成
し、速度論的には緻密質を形成するように調整すること
が望ましい。例えば、水素と塩素の比が２〜１０は、遊
離炭素の生成を抑制し、単相のＳｉＣの生成に好適であ
る。また、合成温度が１３００℃〜１６００℃、特に１
３５０℃〜１５５０℃、さらには１４００〜１５００℃
の範囲が好適である。
【００４０】また、合成容器内におけるＳｉを含むガス
種の分圧が０．３〜１ｋＰａであることが、微細な樹枝
状組織を形成し、高強靭性且つ異方性が小さい炭化珪素
の合成に特に望ましい。例えば、Ｈ2とＭＴＳとを用い
る場合、全圧が３ｋＰａの場合、Ｈ2／ＭＴＳ比が５で
あれば、ＭＴＳの分圧が０．５ｋＰａであるから、本発
明の炭化珪素部材を作製するために好適である。
種の分圧が０．３〜１ｋＰａであることが、微細な樹枝
状組織を形成し、高強靭性且つ異方性が小さい炭化珪素
の合成に特に望ましい。例えば、Ｈ2とＭＴＳとを用い
る場合、全圧が３ｋＰａの場合、Ｈ2／ＭＴＳ比が５で
あれば、ＭＴＳの分圧が０．５ｋＰａであるから、本発
明の炭化珪素部材を作製するために好適である。
【００４１】また、Ａｒ、Ｈ2、ＭＴＳを用いた別の例
では、全圧が３０ｋＰａの場合に、Ａｒ／Ｈ2／ＭＴＳ
比を１４０／４０／５に設定すれば、ＭＴＳの分圧が約
０．８ｋＰａであるから、本発明の炭化珪素部材を作製
するために好適である。
では、全圧が３０ｋＰａの場合に、Ａｒ／Ｈ2／ＭＴＳ
比を１４０／４０／５に設定すれば、ＭＴＳの分圧が約
０．８ｋＰａであるから、本発明の炭化珪素部材を作製
するために好適である。
【００４２】装置内の全圧の制御は、炭化珪素の核生成
速度と結晶成長速度の比が十分に大きく、粗大な配向組
織の形成を抑制するために有効である。即ち、全圧は生
成物の組織構造及び特性に大きな影響を及ぼすが、上記
Ｓｉを含むガス種の分圧条件範囲内であれば、本発明の
高信頼性炭化珪素部材は１００ｋＰａ以下の任意の全圧
で合成できる。しかし、反応効率及び基板面上での反応
均一性を高めるためには、反応全圧は好ましくは４０ｋ
Ｐａ以下、更に３０ｋＰａ以下、特に２５ｋＰａ以下が
望ましい。また、析出速度を高めるため、全圧は０．２
ｋＰａ以上、特に１ｋＰａ以上、さらには２ｋＰａ以上
が好ましい。
速度と結晶成長速度の比が十分に大きく、粗大な配向組
織の形成を抑制するために有効である。即ち、全圧は生
成物の組織構造及び特性に大きな影響を及ぼすが、上記
Ｓｉを含むガス種の分圧条件範囲内であれば、本発明の
高信頼性炭化珪素部材は１００ｋＰａ以下の任意の全圧
で合成できる。しかし、反応効率及び基板面上での反応
均一性を高めるためには、反応全圧は好ましくは４０ｋ
Ｐａ以下、更に３０ｋＰａ以下、特に２５ｋＰａ以下が
望ましい。また、析出速度を高めるため、全圧は０．２
ｋＰａ以上、特に１ｋＰａ以上、さらには２ｋＰａ以上
が好ましい。
【００４３】さらに、反応の加熱方式には、種々の公知
の加熱方式、例えば高周波による間接あるいは直接誘導
加熱、電気加熱、基板の通電加熱、マイクロ波補助加
熱、あるいはこれらの加熱方式の組み合わせである。そ
して、膜の成長速度を２．５μｍ／ｍｉｎ以上、特に
３．３μｍ／ｍｉｎ以上、さらには５μｍ／ｍｉｎ以上
に設定することで、結晶の配向性を効率良く抑制し、微
粒な組織が得られやすい。従って、原料の反応効率が高
いコールドウォール加熱方式、例えば、高周波による基
板あるいは基板付近を誘導加熱する等の方法が、本発明
の炭化珪素部材の合成に好適である。
の加熱方式、例えば高周波による間接あるいは直接誘導
加熱、電気加熱、基板の通電加熱、マイクロ波補助加
熱、あるいはこれらの加熱方式の組み合わせである。そ
して、膜の成長速度を２．５μｍ／ｍｉｎ以上、特に
３．３μｍ／ｍｉｎ以上、さらには５μｍ／ｍｉｎ以上
に設定することで、結晶の配向性を効率良く抑制し、微
粒な組織が得られやすい。従って、原料の反応効率が高
いコールドウォール加熱方式、例えば、高周波による基
板あるいは基板付近を誘導加熱する等の方法が、本発明
の炭化珪素部材の合成に好適である。
【００４４】このようにして作製した炭化珪素結晶から
炭素基板を機械加工、酸化処理及び化学エッチング等に
より除去し、自立体を得る。
炭素基板を機械加工、酸化処理及び化学エッチング等に
より除去し、自立体を得る。
【００４５】ここで、自立体のうち、成膜基板との界面
から少なくとも０．１ｍｍ以上の領域の炭化珪素を研磨
して除去することが重要である。これは、界面付近の炭
化珪素が残部の炭化珪素の組織と異なるため、残留応力
が発生しやすく、これを除去することにより、クラック
や割れをより低減できる。なお、除去領域は、界面から
特に０．２ｍｍ以上、さらには０．３ｍｍ以上であると
さらに組織の均一化の点で好ましい。
から少なくとも０．１ｍｍ以上の領域の炭化珪素を研磨
して除去することが重要である。これは、界面付近の炭
化珪素が残部の炭化珪素の組織と異なるため、残留応力
が発生しやすく、これを除去することにより、クラック
や割れをより低減できる。なお、除去領域は、界面から
特に０．２ｍｍ以上、さらには０．３ｍｍ以上であると
さらに組織の均一化の点で好ましい。
【００４６】
【実施例】水素、ＭＴＳ及びアルゴンを原料とし、コー
ルドウォール型熱ＣＶＤ装置にて、表１に示す条件で黒
鉛（室温〜１４００℃の平均熱膨張係数：４．４×１０
-6／℃）基板の上に厚さ４ｍｍ以上のＳｉＣを析出させ
た。
ルドウォール型熱ＣＶＤ装置にて、表１に示す条件で黒
鉛（室温〜１４００℃の平均熱膨張係数：４．４×１０
-6／℃）基板の上に厚さ４ｍｍ以上のＳｉＣを析出させ
た。
【００４７】得られた炭化珪素部材は、Ｘ線回折から３
Ｃ型を主体とする炭化珪素結晶からなっていることがわ
かった。また、成長方向に対して垂直な面及び平行な面
における結晶配向度Ｒは、Ｘ線回折のデータから上述の
式を用いて計算した。
Ｃ型を主体とする炭化珪素結晶からなっていることがわ
かった。また、成長方向に対して垂直な面及び平行な面
における結晶配向度Ｒは、Ｘ線回折のデータから上述の
式を用いて計算した。
【００４８】成長方向に平行な面は鏡面に研磨加工し、
しかる後に溶融アルカリ中でエッチングを行い、光学顕
微鏡及び走査型電子顕微鏡で組織を観察し、倍率２００
倍及び１０００倍の写真を撮影した。そして、１００個
の結晶の平均長径と平均短径を測定した。
しかる後に溶融アルカリ中でエッチングを行い、光学顕
微鏡及び走査型電子顕微鏡で組織を観察し、倍率２００
倍及び１０００倍の写真を撮影した。そして、１００個
の結晶の平均長径と平均短径を測定した。
【００４９】また、ＳｉＣ自立体を縦３ｍｍ、横４ｍ
ｍ、長さ４０ｍｍに加工し、ＪＩＳ−１６０１に準じ
て、成長方向に対して垂直な面と成長方向に対して平行
な面の曲げ強度を測定した。
ｍ、長さ４０ｍｍに加工し、ＪＩＳ−１６０１に準じ
て、成長方向に対して垂直な面と成長方向に対して平行
な面の曲げ強度を測定した。
【００５０】さらに、それぞれの面を鏡面に加工し、Ｊ
ＩＳ−１６０７に基づいて室温での破壊靭性（Ｋ1C）を
測定した。また、材料の加工性を評価するために、成長
方向に平行な方向に切断、研磨を行い、それぞれの平均
チッピングサイズを測定した。
ＩＳ−１６０７に基づいて室温での破壊靭性（Ｋ1C）を
測定した。また、材料の加工性を評価するために、成長
方向に平行な方向に切断、研磨を行い、それぞれの平均
チッピングサイズを測定した。
【００５１】また、磁気ヘッド基板用途の信頼性評価と
して、４００℃で５分間加熱後２５℃水中に投入する熱
衝撃試験を行い、十回毎に強度を測定し、試験前の強度
より１０％強度が低下する衝撃回数を調べた。さらに、
残留応力は、ＳｉＣを析出させ、黒鉛基板を除去した
後、基板より０．１ｍｍを研磨により除去し、ＸＲＤに
より残留応力を測定した。結果を表１に示す。
して、４００℃で５分間加熱後２５℃水中に投入する熱
衝撃試験を行い、十回毎に強度を測定し、試験前の強度
より１０％強度が低下する衝撃回数を調べた。さらに、
残留応力は、ＳｉＣを析出させ、黒鉛基板を除去した
後、基板より０．１ｍｍを研磨により除去し、ＸＲＤに
より残留応力を測定した。結果を表１に示す。
【００５２】
【表１】
【００５３】本発明の試料Ｎｏ．１〜６、９〜１３は、
いずれも加工時のチッピングサイズが８μｍ以下、強度
が低下する熱衝撃回数が５０回以上と優れた加工性と信
頼性を示した。
いずれも加工時のチッピングサイズが８μｍ以下、強度
が低下する熱衝撃回数が５０回以上と優れた加工性と信
頼性を示した。
【００５４】一方、成長方向に平行な面の曲げ強度が４
７８ＭＰａ以下と小さく、本発明の範囲外の試料Ｎｏ．
７及び８はいずれも加工時のチッピングサイズが１６μ
ｍ以上、強度が低下する熱衝撃回数が３０回以下であっ
た。
７８ＭＰａ以下と小さく、本発明の範囲外の試料Ｎｏ．
７及び８はいずれも加工時のチッピングサイズが１６μ
ｍ以上、強度が低下する熱衝撃回数が３０回以下であっ
た。
【００５５】
【発明の効果】本発明によれば、高純度、高緻密体であ
る炭化珪素を配向させ、特にミラー指数表示（２２０）
面に配向させることによって、加工時の表面平滑性に優
れ、破損の少ない磁気ヘッド用スライダ基板を実現する
ことができる。
る炭化珪素を配向させ、特にミラー指数表示（２２０）
面に配向させることによって、加工時の表面平滑性に優
れ、破損の少ない磁気ヘッド用スライダ基板を実現する
ことができる。
【図１】本発明の炭化珪素部材の組織構造を示す断面模
式図であり、（ａ）炭化珪素結晶が略平行な場合と
（ｂ）炭化珪素結晶がお互いに傾きを有する場合であ
る。
式図であり、（ａ）炭化珪素結晶が略平行な場合と
（ｂ）炭化珪素結晶がお互いに傾きを有する場合であ
る。
【図２】従来の炭化珪素部材の構造を示す断面模式図で
ある。
ある。
１、４・・・炭化珪素結晶 ２、５・・・成長方向に垂直な面 ３、６・・・成長方向に平行な面
フロントページの続き (72)発明者 松本 秀美 鹿児島県国分市山下町１番４号 京セラ株 式会社総合研究所内 Ｆターム(参考） 4G001 BA75 BA82 BB22 BD14 BD16 BD36 BE22 BE31 4K030 AA03 AA09 AA17 AA18 BA27 BA29 BA48 CA01 DA08 FA10 JA01 JA20 LA11 5D042 SA03
Claims (4)
- 【請求項１】気相法により３Ｃ型を主体とする炭化珪素
結晶を基板上に形成し、しかる後に該基板を除去した自
立体からなり、前記炭化珪素結晶の成長方向に平行な面
及び垂直な面の曲げ強度が５００ＭＰａ以上、破壊靭性
が３ＭＰａ・ｍ 1/2以上であることを特徴とする炭化珪
素部材。 - 【請求項２】前記炭化珪素結晶の成長方向に垂直な自立
体表面において、（１１１）面及び（２２０）面の配向
度Ｒがそれぞれ０．３〜５であり、かつ前記炭化珪素結
晶の平均長径が１００μｍ以下であることを特徴とする
炭化珪素部材。 - 【請求項３】前記炭化珪素結晶の成長方向に垂直な面の
強度に対する前記炭化珪素結晶の成長方向に平行な面の
強度の比が０．７５〜１．２０であることを特徴とする
請求項１又は２記載の炭化珪素部材。 - 【請求項４】前記自立体の厚さが０．５ｍｍ以上である
ことを特徴とする請求項１乃至３のうちいずれかに記載
の炭化珪素部材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000332660A JP2002137967A (ja) | 2000-10-31 | 2000-10-31 | 炭化珪素部材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000332660A JP2002137967A (ja) | 2000-10-31 | 2000-10-31 | 炭化珪素部材 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002137967A true JP2002137967A (ja) | 2002-05-14 |
Family
ID=18808837
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000332660A Pending JP2002137967A (ja) | 2000-10-31 | 2000-10-31 | 炭化珪素部材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002137967A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016184723A (ja) * | 2015-03-26 | 2016-10-20 | 環球晶圓股▲ふん▼有限公司 | マイクロナノ化チップおよびその製造方法 |
| WO2018151294A1 (ja) * | 2017-02-20 | 2018-08-23 | 京セラ株式会社 | 炭化ケイ素部材および半導体製造装置用部材 |
| WO2020256411A1 (ko) * | 2019-06-21 | 2020-12-24 | 주식회사 티씨케이 | Cvd 방식으로 형성된 sic 구조체 |
| JP2021054668A (ja) * | 2019-09-27 | 2021-04-08 | 東海カーボン株式会社 | 多結晶ＳｉＣ成形体 |
-
2000
- 2000-10-31 JP JP2000332660A patent/JP2002137967A/ja active Pending
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016184723A (ja) * | 2015-03-26 | 2016-10-20 | 環球晶圓股▲ふん▼有限公司 | マイクロナノ化チップおよびその製造方法 |
| WO2018151294A1 (ja) * | 2017-02-20 | 2018-08-23 | 京セラ株式会社 | 炭化ケイ素部材および半導体製造装置用部材 |
| JPWO2018151294A1 (ja) * | 2017-02-20 | 2019-12-19 | 京セラ株式会社 | 炭化ケイ素部材および半導体製造装置用部材 |
| WO2020256411A1 (ko) * | 2019-06-21 | 2020-12-24 | 주식회사 티씨케이 | Cvd 방식으로 형성된 sic 구조체 |
| CN114008744A (zh) * | 2019-06-21 | 2022-02-01 | 韩国东海炭素株式会社 | 由cvd法形成的sic结构体 |
| JP2022530704A (ja) * | 2019-06-21 | 2022-06-30 | トーカイ カーボン コリア カンパニー．，リミテッド | Ｃｖｄ方式で形成されたｓｉｃ構造体 |
| JP7204960B2 (ja) | 2019-06-21 | 2023-01-16 | トーカイ カーボン コリア カンパニー．，リミテッド | Ｃｖｄ方式で形成されたｓｉｃ構造体 |
| CN114008744B (zh) * | 2019-06-21 | 2023-02-17 | 韩国东海炭素株式会社 | 由cvd法形成的sic结构体 |
| JP2021054668A (ja) * | 2019-09-27 | 2021-04-08 | 東海カーボン株式会社 | 多結晶ＳｉＣ成形体 |
| JP7155089B2 (ja) | 2019-09-27 | 2022-10-18 | 東海カーボン株式会社 | 多結晶ＳｉＣ成形体 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5304713B2 (ja) | 炭化珪素単結晶基板、炭化珪素エピタキシャルウェハ、及び薄膜エピタキシャルウェハ | |
| EP2072646A1 (en) | Process for producing single crystal of silicon carbide | |
| TW200303580A (en) | Production method of sic monitor wafer | |
| EP1154049B1 (en) | Method of manufacturing single-crystal silicon carbide | |
| EP3352197B1 (en) | Method for producing a composite sic substrate | |
| EP0614998A1 (en) | Diamond covered member and process for producing the same | |
| JP5181785B2 (ja) | ダイヤモンド多結晶基板の製造方法 | |
| CN113322521A (zh) | 晶片、外延片及其制造方法 | |
| WO2021149235A1 (ja) | 希土類含有ＳｉＣ基板及びＳｉＣエピタキシャル層の製法 | |
| JPH05270977A (ja) | 平板ダイヤモンド結晶、及びその形成方法 | |
| JP2005239496A (ja) | 炭化珪素単結晶育成用炭化珪素原料と炭化珪素単結晶及びその製造方法 | |
| JP2002137967A (ja) | 炭化珪素部材 | |
| 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 | |
| EP3112504B1 (en) | Method for producing epitaxial silicon carbide wafer | |
| JP5135545B2 (ja) | 炭化珪素単結晶インゴット育成用種結晶及びその製造方法 | |
| JPH06199508A (ja) | ウルツ鉱型構造を有する結晶質サイアロンおよびその合成方法 | |
| TWI765810B (zh) | 碳化矽錠的製造方法、碳化矽晶圓的製造方法、碳化矽錠以及碳化矽錠製造裝置 | |
| KR100725670B1 (ko) | 리쏘그라피용 다이아몬드막의 제조방법 | |
| JP2001257163A (ja) | 炭化珪素部材、耐プラズマ部材及び半導体製造用装置 | |
| JP4702712B2 (ja) | 管状ＳｉＣ成形体およびその製造方法 | |
| TWI508208B (zh) | Semiconductor manufacturing fixture and manufacturing method thereof | |
| JP2002256435A (ja) | 炭化珪素基板及びその製造方法並びに磁気ヘッド用基板及び磁気ヘッドスライダ | |
| JP3790029B2 (ja) | ＳｉＣダミーウエハ | |
| JP4817099B2 (ja) | 炭化物単結晶とその製造方法 | |
| JP2780497B2 (ja) | ＣＶＤ法によるＳｉ基板へのダイヤモンド膜形成方法 |