JP7177248B2 - ＳｉＣ複合基板及び半導体デバイス用複合基板 - Google Patents

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Description

本発明は、ＳｉＣ複合基板及び半導体デバイス用複合基板に関する。
従来から、ＳｉＣ（炭化珪素）は大電圧及び大電力を低損失で制御できるワイドバンドギャップ材料として注目を集めている。特に近年、ＳｉＣ材料を用いたパワー半導体デバイス（ＳｉＣパワーデバイス）は、Ｓｉ半導体を用いたものよりも、小型化、低消費電力化及び高効率化に優れるため、様々な用途における利用が期待されている。例えば、ＳｉＣパワーデバイスを採用することで、電気自動車（ＥＶ）やプラグインハイブリッド車（ＰＨＥＶ）向けのコンバータ、インバータ、車載充電器等を小型化して効率を高めることができる。
一方で、ＳｉＣ基板はＳｉ基板と比べて非常に高価である。そこで、薄い単結晶ＳｉＣ基板を安価な多結晶ＳｉＣ基板と組み合わせた複合基板が提案されている。例えば、特許文献１（特許第２９６１５２２号公報）には、薄いＳｉＣ単結晶ウェハと、ベース基板部とが酸化層を介して接合一体化された半導体電子素子用基板が開示されており、ベース基板部としてＳｉＣ多結晶基板部を用いることが放熱性向上の観点から好ましいことが記載されている。この文献では、ＳｉＣ単結晶ウェハとベース基板部との接合一体化が酸化層を介して室温で行われている。また、特許文献２（特開２０１８－０１４３７２号公報）には、単結晶ＳｉＣ基板と多結晶ＳｉＣ支持基板とが接合された半導体基板が開示されており、単結晶ＳｉＣ基板と多結晶ＳｉＣ基板との接合が、アルゴンの中性原子ビームを照射して活性状態とした上記基板の表面同士を真空中で接触させることにより行われている。
特許第２９６１５２２号公報 特開２０１８－０１４３７２号公報 特許第６４２９７１５号公報
しかしながら、特許文献１及び２のようにＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶基板との接合により得られる従来のＳｉＣ複合基板は、単結晶ＳｉＣ基板の表面を研磨加工する際に、研磨に起因する残留応力の影響で、接合面の剥離（層間剥離）、割れ及びクラックが発生することがある。
本発明者らは、今般、二軸配向ＳｉＣ層とＳｉＣ多結晶層とを備えたＳｉＣ複合基板において、これら二層の接合界面に所定の凹凸形状を設けることで、研削及び研磨等の加工を施しても、基板の層間剥離、割れ及びクラックが生じにくくすることができるとの知見を得た。
したがって、本発明の目的は、研削及び研磨等の加工を施しても、基板の層間剥離、割れ及びクラックが生じにくい、ＳｉＣ複合基板を提供することにある。
本発明の一態様によれば、
ＳｉＣがｃ軸方向及びａ軸方向ともに配向している二軸配向ＳｉＣ層と、
前記二軸配向ＳｉＣ層の一面側に設けられるＳｉＣ多結晶層と、
を備えた、ＳｉＣ複合基板であって、
前記二軸配向ＳｉＣ層及び前記ＳｉＣ多結晶層の接合界面が凹凸形状を有し、該凹凸形状の凹凸量が１～２００μｍである、ＳｉＣ複合基板が提供される。
本発明の他の一態様によれば、
前記ＳｉＣ複合基板と、
前記ＳｉＣ複合基板の前記二軸配向ＳｉＣ層上に設けられる半導体デバイス用機能層と、
を備えた、半導体デバイス用複合基板が提供される。
本発明のＳｉＣ複合基板の一例を示す模式断面図である。 本発明の半導体デバイス用複合基板の一例を示す模式断面図である。 エアロゾルデポジション（ＡＤ）成膜装置の構成を示す模式断面図である。 例１において作製されたＳｉＣ複合基板の断面ＳＥＭ像である。 図４に示される断面ＳＥＭ像の拡大画像であり、凹凸量の測定方法を説明するための符号が付記されている。 例７（比較）において単結晶ＳｉＣ基板に施した凹凸形状（溝加工パターン）を示す模式断面図である。
ＳｉＣ複合基板
図１に本発明のＳｉＣ複合基板の一例を模式的に示す。図１に示されるように、ＳｉＣ複合基板１０は、二軸配向ＳｉＣ層１２及びＳｉＣ多結晶層１４を含む。二軸配向ＳｉＣ層１２は、ＳｉＣがｃ軸方向及びａ軸方向ともに配向している層である。ＳｉＣ多結晶層１４は、二軸配向ＳｉＣ層１２の一面側に設けられる。二軸配向ＳｉＣ層１２及びＳｉＣ多結晶層１４の接合界面は凹凸形状を有しており、凹凸形状の凹凸量は１～２００μｍである。このように、二軸配向ＳｉＣ層１２及びＳｉＣ多結晶層１４を含むＳｉＣ複合基板１０において、それら二層の接合界面に所定の凹凸形状を設けることで、研削及び研磨等の加工を施しても、基板の層間剥離、割れ及びクラックが生じにくくすることができる。
すなわち、前述したように、特許文献１及び２のようにＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶基板との接合により得られる従来のＳｉＣ複合基板は、単結晶ＳｉＣ基板の表面を研磨加工する際に、研磨に起因する残留応力の影響で、接合面の剥離（層間剥離）、割れ及びクラックが発生することがある。これらの不具合を本発明のＳｉＣ複合基板１０によれば望ましく解消することができる。これは、上記凹凸量を満たす凹凸形状によって、二軸配向ＳｉＣ層１２及びＳｉＣ多結晶層１４の接合界面で高い接合強度が実現されるためと考えられる。つまり、残留応力の影響で発生しうる、基板の層間剥離（接合面剥離）、割れ及びクラックが、凹凸形状による高い接合強度によって抑制されるものと考えられる。その結果、本発明によれば、研削及び研磨等の加工を施しても、基板の層間剥離、割れ及びクラックが生じにくい、ＳｉＣ複合基板を提供することができる。したがって、本発明によるＳｉＣ複合基板１０は、半導体デバイス作製時に研削及び研磨等の加工を容易に行える点で極めて有利といえる。
二軸配向ＳｉＣ層１２は、ＳｉＣがｃ軸方向及びａ軸方向ともに配向している層であり、層内に粒界を含む多結晶層と粒界の無い単結晶層の双方を含み得る。すなわち、二軸配向ＳｉＣ層１２は、単結晶であってもよく、あるいはｃ軸及びａ軸の二軸方向において配向している限り、多結晶であってもよく、あるいは明瞭な粒界は有しないが、結晶の配向方位がｃ軸、ａ軸又はその双方がわずかに異なる結晶の集まりになっているモザイク結晶であってもよい。
二軸配向ＳｉＣ層１２は１．０×１０１／ｃｍ２以下の欠陥密度を有するのが好ましく、より好ましくは１．０×１００／ｃｍ２以下、さらに好ましくは１．０×１０－１／ｃｍ２以下である。欠陥密度は低ければ低いほど良いため、下限値は０であってもよく特に限定されるべきではないが、典型的には１．０×１００／ｃｍ２以上である。欠陥とは、貫通らせん転位（ＴＳＤ）や基底面転位（ＢＰＤ）、マイクロパイプ（ＭＰ）を含むものとする。
ＳｉＣ多結晶層１４は、二軸配向ＳｉＣ層１２の一面側に設けられる。ＳｉＣ多結晶層１４はＳｉＣ多結晶体で構成されていればよく、無配向の多結晶体であってもよいし、配向多結晶体であってもよい。すなわち、ＳｉＣ多結晶層１４は二軸配向ＳｉＣ層１２よりも配向性が劣るものであってよい。これは、ＳｉＣ複合基板１０は、二軸配向ＳｉＣ層１２の高い配向性を専ら利用することが想定されており、ＳｉＣ多結晶層１４は二軸配向ＳｉＣ層１２の支持体としての役割を果たせば十分なためである。したがって、二軸配向ＳｉＣ層１２のみからなる基板と比べて、ＳｉＣ複合基板１０はより安価に製造ないし提供することができる。
二軸配向ＳｉＣ層１２とＳｉＣ多結晶層１４との接合界面は凹凸形状（図示せず）を有する。凹凸形状の凹凸量は１～２００μｍであり、好ましくは１～１８０μｍ、より好ましくは２～１６０μｍ、さらに好ましく１０～１６０μｍ、特に好ましくは６０～１６０μｍである。ただし、欠陥密度低減の観点からは、凹凸量は１～１１０μｍが好ましく、より好ましくは１０～１１０μｍである。上記凹凸量の凹凸形状は、二軸配向ＳｉＣ層１２及びＳｉＣ多結晶層１４の接合界面で十分な接合強度をもたらして基板の層間剥離、割れ及びクラックの抑制に寄与するとともに、二軸配向ＳｉＣ層１２の均一な成長を妨げることが無いため、不均一な成長に伴うＳｉＣ複合基板１０の反りを防止することができる。本明細書において、凹凸形状の凹凸量は以下の手順で決定されるものである。１）ＳｉＣ複合基板１０の研磨断面のＳＥＭ観察し、二軸配向ＳｉＣ層１２及びＳｉＣ多結晶層１４の接合界面を含む任意の箇所の反射電子像を５００倍で１０視野分（１視野のサイズ：１７８μｍ×２５６μｍ）撮影する。２）図５に示されるように、二軸配向ＳｉＣ層１２最表面から接合界面までの距離の最大値Ｌ１と最小値Ｌ２を測定し、Ｌ１とＬ２の差分ΔＬを算出する。３）１０視野分の差分ΔＬの平均値を算出して、二軸配向ＳｉＣ層１２とＳｉＣ多結晶層１４との接合界面の凹凸量とする。
二軸配向ＳｉＣ層１２及びＳｉＣ多結晶層１４の接合界面には、気孔が存在するのが好ましい。上記気孔の気孔径は、上述した凹凸形状の凹凸量よりも小さいのが好ましいが、必ずしもこの限りではない。上記気孔の気孔径は、欠陥密度低減の観点から１～７０μｍが好ましく、より好ましくは５～７０μｍ、さらに好ましくは５０～６５μｍである。このように二軸配向ＳｉＣ層１２及びＳｉＣ多結晶層１４の接合界面に微細気孔が存在すると、接合界面における接合強度を低下させることなく、ＳｉＣ複合基板１０の研磨時に接合界面にかかる応力を緩和することができる。その結果、基板の層間剥離、割れ及びクラックをより一層生じにくくすることができる。本明細書において、気孔径は以下の手順で決定されるものである。二軸配向ＳｉＣ層１２とＳｉＣ多結晶層１４を含む反射電子像を５００倍で１０視野分（１視野のサイズ：１７８μｍ×２５６μｍ）撮影し、二軸配向ＳｉＣ層１２及びＳｉＣ多結晶層１４の接合界面から２μｍ以内の位置に存在する各気孔の最長辺長さを測定する。気孔径は、１０視野分の各気孔の最長辺長さの平均値を１．５倍した数値とする。
半導体デバイス用複合基板
本発明のＳｉＣ複合基板は半導体デバイス用複合基板に組み込まれるのが好ましい。したがって、本発明の好ましい態様によれば、図２に示されるように、ＳｉＣ複合基板１０と、ＳｉＣ複合基板１０の二軸配向ＳｉＣ層１２上に設けられる半導体デバイス用機能層１６とを備えた、半導体デバイス用複合基板１８が提供される。半導体デバイスの例としては、ショットキーバリアダイオード（ＳＢＤ）やＩＧＢＴ、ＭＯＳＦＥＴ等が挙げられる。半導体デバイス用機能層１６及び半導体デバイス用複合基板１８の構造や作製方法は、採用する半導体デバイスの種類に応じて、公知のものを採用すればよく、特に限定されない。
ＳｉＣ複合基板の製造方法
本発明のＳｉＣ複合基板は様々な製造方法により製造することができる。具体的には以下のとおりである。
ＳｉＣ複合基板の作製方法は特に限定されるものではない。例えば、予め表面に凹凸を形成したＳｉＣ単結晶基板上に二軸配向ＳｉＣ前駆体層を成膜した後に熱処理を施すことで、ＳｉＣ単結晶を種結晶として、二軸配向ＳｉＣ前駆体層の単結晶との界面側の一部を二軸配向ＳｉＣ層として結晶成長させてもよい。あるいは、ＳｉＣ単結晶基板上に二軸配向ＳｉＣ前駆体層を成膜する又は二軸配向ＳｉＣ前駆成形体を積層させた後に熱処理を施すことで、ＳｉＣ単結晶を種結晶として、二軸配向ＳｉＣ前駆体層又は成形体の単結晶との界面側の一部を二軸配向ＳｉＣ層として結晶成長させることで凹凸を形成させてもよい。いずれの方法にしても、二軸配向ＳｉＣ前駆体層又は成形体の二軸配向ＳｉＣ層に結晶成長しなかった部分はＳｉＣ多結晶層として残存する。予めＳｉＣ単結晶基板上に凹凸を形成する方法については特に限定されるものではないが、例えばケミカルエッチング、サーマルエッチング、プラズマエッチング、ブラスト、レーザー加工等の公知の手法が採用可能である。また、予め表面に凹凸を形成したＳｉＣ単結晶基板上に二軸配向ＳｉＣ前駆体層を成膜した場合においても、成膜後に熱処理を施すことで更に凹凸量を大きくしてもよい。
その後、ＳｉＣ単結晶層を研削等により除去、あるいはレーザープロセス等でＳｉＣ単結晶層と二軸配向ＳｉＣ層の界面を切り離すことで、ＳｉＣ複合基板が作製できる。例えば、特許文献３（特許第６４２９７１５号公報）には、レーザープロセスとして、パルスレーザーを用いてウェハを分離する方法が開示されている。
ＳｉＣ複合基板は、別途作製した多結晶ＳｉＣをＳｉＣ単結晶に直接接合によって貼り合わせた後に、熱処理を施すことによりＳｉＣ単結晶を種結晶として二軸配向ＳｉＣ層を結晶成長させ、二軸配向ＳｉＣ層とＳｉＣ多結晶層との接合界面に凹凸を形成させることでも作製することができる。この直接接合の方法は特に限定されるものでは無いが、例えばアセトン及びイオン交換水等でそれぞれの表面を洗浄し、接合されるべき面同士を重ね合わせた状態で所望の温度で熱処理することにより行えばよい。この熱処理は、あらかじめ親水性又は疎水性処理することで活性化した後に行ってもよく、また更に密着性を高めるためにホットプレス等で加圧して行ってもよい。
ＳｉＣ単結晶基板上に二軸配向ＳｉＣ前駆体層を成膜する方法は、成膜後あるいは熱処理後に二軸配向ＳｉＣ層とＳｉＣ多結晶層との接合界面に凹凸が形成される限り特に限定されず、公知の手法が採用可能である。例えば、ＡＤ（エアロゾルデポジション）法、ＨＰＰＤ（超音速プラズマ粒子堆積）法等の固相成膜法、スパッタリング法、蒸着法、昇華法、各種ＣＶＤ（化学気相成長）法等の気相成膜法、又は溶液成長法等の液相成膜法を用いて、二軸配向ＳｉＣ前駆体層を直接ＳｉＣ単結晶基板上に形成することが可能である。ＣＶＤ法としては、例えば熱ＣＶＤ法、プラズマＣＶＤ法、ミストＣＶＤ法、ＭＯ（有機金属）ＣＶＤ法等を用いることができる。また、二軸配向ＳｉＣ前駆体層として、昇華法、各種ＣＶＤ法、焼結等で予め作製した多結晶体を使用し、この多結晶体をＳｉＣ単結晶基板上に載置する方法も用いることができる。あるいは、二軸配向ＳｉＣ前駆体の成形体を予め作製し、この成形体をＳｉＣ単結晶基板上に載置する手法であってもよい。このような二軸配向ＳｉＣ前駆体層は、テープ成形により作製されたテープ成形体であってもよいし、一軸プレス等の加圧成形により作製された圧粉体であってもよいし、テープ成形体又は圧粉体の上にＳｉＣ多結晶体を積層してもよい。
なお、ＳｉＣ単結晶基板上に二軸配向ＳｉＣ前駆体層を直接形成する手法において、各種ＣＶＤ法、昇華法、溶液成長法等を用いる場合、後述する熱処理工程を経ることなくＳｉＣ基板上にエピタキシャル成長を生じ、二軸配向ＳｉＣ層を形成する場合があることが知られている。しかし、二軸配向ＳｉＣ前駆体層はその作製時には配向していない状態、すなわち非晶質や無配向の多結晶であり、熱処理工程時にＳｉＣを種結晶として結晶の再配列を生じさせることが好ましい。こうすることで、二軸配向ＳｉＣ層表面に到達する結晶欠陥を効果的に低減することができる。この理由は定かではないが、二軸配向ＳｉＣ層下部で生じた結晶欠陥が対消滅しやすいためではないかと考えられる。したがって、各種ＣＶＤ法、昇華法、溶液成長法等を用いる場合は、二軸配向ＳｉＣ前駆体層の形成工程においてエピタキシャル成長が生じない条件を選択することが好ましい。
しかしながら、エアロゾルデポジション（ＡＤ）法、各種熱ＣＶＤ法等でＳｉＣ単結晶基板上に二軸配向ＳｉＣ前駆体層を直接形成する手法、又は昇華法、各種ＣＶＤ法、焼結等で別途作製した多結晶体をＳｉＣ単結晶基板上に載置する手法が好ましい。これらの方法を用いることで緻密な二軸配向ＳｉＣ前駆体層を比較的短時間で形成することが可能となり、熱処理によってＳｉＣ基板を種結晶としたエピタキシャル成長を生じさせることが容易になる。特に、ＡＤ法は高真空のプロセスを必要とせず、成膜速度も相対的に速いため、製造コストの面でも好ましい。二軸配向ＳｉＣ前駆体層として予め作製した多結晶体を用いる手法では、多結晶体とＳｉＣ単結晶基板の密着性を高めるため、多結晶体の表面を十分に平滑にしておく等の工夫が必要である。このため、コスト的な観点では二軸配向ＳｉＣ前駆体層を直接形成する手法が好ましい。また、予め作製した成形体をＳｉＣ上に載置する手法も簡易な手法として好ましいが、二軸配向ＳｉＣ前駆体層が粉末で構成されているため後述する熱処理工程において焼結させる緻密化するプロセスを必要とする。いずれの手法も公知の条件を用いることができるが、ＡＤ法又は熱ＣＶＤ法によりＳｉＣ単結晶基板上に直接二軸配向ＳｉＣ前駆体層を形成する方法、及び予め作製した成形体をＳｉＣ単結晶基板上に載置する手法について以下に述べる。
ＡＤ法は、微粒子や微粒子原料をガスと混合してエアロゾル化し、このエアロゾルをノズルから高速噴射して基板に衝突させ、被膜を形成する技術であり、常温で緻密化された被膜を形成できるという特徴を有している。このようなＡＤ法で用いられる成膜装置（エアロゾルデポジション（ＡＤ）装置）の一例を図３に示す。図３に示される成膜装置２０は、大気圧より低い気圧の雰囲気下で原料粉末を基板上に噴射するＡＤ法に用いられる装置として構成されている。この成膜装置２０は、原料成分を含む原料粉末のエアロゾルを生成するエアロゾル生成部２２と、原料粉末をＳｉＣ単結晶基板２１に噴射して原料成分を含む膜を形成する成膜部３０とを備えている。エアロゾル生成部２２は、原料粉末を収容し図示しないガスボンベからのキャリアガスの供給を受けてエアロゾルを生成するエアロゾル生成室２３と、生成したエアロゾルを成膜部３０へ供給する原料供給管２４と、エアロゾル生成室２３及びその中のエアロゾルに１０～１００Ｈｚの振動数で振動が付与する加振器２５とを備えている。成膜部３０は、ＳｉＣ単結晶基板２１にエアロゾルを噴射する成膜チャンバ３２と、成膜チャンバ３２の内部に配設されＳｉＣ単結晶基板２１を固定する基板ホルダ３４と、基板ホルダ３４をＸ軸－Ｙ軸方向に移動するＸ－Ｙステージ３３とを備えている。また、成膜部３０は、先端にスリット３７が形成されエアロゾルをＳｉＣ単結晶基板２１へ噴射する噴射ノズル３６と、成膜チャンバ３２を減圧する真空ポンプ３８とを備えている。
ＡＤ法は、成膜条件によって膜中に気孔を生じる場合や、膜が圧粉体となることが知られている。例えば、ＡＤ膜の形態は、原料粉末の基板への衝突速度や原料粉末の粒径、エアロゾル中の原料粉末の凝集状態、単位時間当たりの噴射量等に影響を受けやすい。原料粉末の基板への衝突速度に関しては、成膜チャンバと噴射ノズル内の差圧や、噴射ノズルの開口面積等に影響を受ける。このため、二軸配向ＳｉＣ前駆体層中の気孔数を制御するには、これらのファクターを適切に制御することが必要である。
熱ＣＶＤ法は、市販の成膜装置等公知の手法を利用して行うことができる。原料ガスは特に限定されるものではないが、Ｓｉの供給源としては四塩化ケイ素（ＳｉＣｌ４）ガスやシラン（ＳｉＨ４）ガス等を、Ｃの供給源としてはメタン（ＣＨ４）ガスやプロパン（Ｃ３Ｈ８）ガス等を用いることができる。成膜時にＳｉが過剰に存在する場合、成長に寄与しないＳｉが凝集し、そのＳｉ凝集体を取り込みながら成長する。成膜温度は１０００～２２００℃が好ましく、１１００～２０００℃がさらに好ましく、１２００～１９００℃がさらに好ましい。
前述のとおり、熱ＣＶＤ法を用いてＳｉＣ単結晶上に成膜する場合、ＳｉＣ基板上にエピタキシャル成長を生じ、二軸配向ＳｉＣ層を形成する場合があることが知られている。しかし、二軸配向ＳｉＣ前駆体層はその作製時には配向していない状態、すなわち非晶質や無配向の多結晶であり、熱処理工程時にＳｉＣを種結晶として結晶の再配列を生じさせることが好ましい。熱ＣＶＤ法を用いてＳｉＣ単結晶上に非晶質や多結晶の層を形成するには、成膜温度、Ｓｉ源及びＣ源のガス流量並びにそれらの比率、成膜圧力等が影響することが知られている。成膜温度の影響は大きく、非晶質又は多結晶層を形成する観点では成膜温度は低い方が好ましく、１７００℃未満がより好ましく、１５００℃以下がさらに好ましく、１４００℃以下が特に好ましい。しかし、成膜温度が低すぎると成膜レート自体も低下するため、成膜レートの観点では成膜温度は高い方が好ましい。また、熱ＣＶＤ法はエピタキシャル膜であるか多結晶膜であるかにかかわらず、緻密膜を形成する方法として知られている。しかし、Ｓｉ源及びＣ源のガス流量比や成膜圧力を制御することで膜中に気孔を形成することができる。例えば、Ｓｉ源のＣ源に対する比率であるＳｉ／Ｃ比を高くすることで膜中にＳｉの凝集体が形成され、成膜中や後工程の熱処理時に蒸発して気孔が形成される。一方、Ｓｉ／Ｃ比を低くすることでもＳｉＣ膜中に気孔が形成される。したがって、熱ＣＶＤ法を用いて気孔を含有し、多結晶又は非晶質の二軸配向ＳｉＣ前駆体層を形成するには、成膜温度、Ｓｉ／Ｃ比、全圧等のファクターを適切に制御する必要がある。
二軸配向ＳｉＣ前駆体層を予め作製した成形体を用いる場合、二軸配向ＳｉＣ前駆体の原料粉末を成形して成形体を作製することができる。例えば、プレス成形を用いる場合、二軸配向ＳｉＣ前駆体層はプレス成形体である。プレス成形体は、二軸配向ＳｉＣ前駆体の原料粉末を公知の手法に基づきプレス成形することで作製可能であり、例えば、原料粉末を金型に入れ、好ましくは１００～４００ｋｇｆ／ｃｍ２、より好ましくは１５０～３００ｋｇｆ／ｃｍ２の圧力でプレスすることにより作製すればよい。また、成形方法は特に限定されず、プレス成形の他、テープ成形、押出し成形、鋳込み成形、ドクターブレード法、及びこれらの任意の組合せを用いることができる。例えば、テープ成形を用いる場合、原料粉末にバインダー、可塑剤、分散剤、分散媒等の添加物を適宜加えてスラリー化し、このスラリーをスリット状の細い吐出口を通過させることにより、シート状に吐出及び成形するのが好ましい。シート状に成形した成形体の厚さは限定されないが、ハンドリングの観点では５～５００μｍであるのが好ましい。また、厚い二軸配向ＳｉＣ前駆体層が必要な場合はこのシート成形体を多数枚積み重ねて、所望の厚さとして使用すればよい。
これらの成形体は、その後のＳｉＣ単結晶基板上での熱処理により、ＳｉＣ単結晶基板近くの部分が二軸配向ＳｉＣ層となるものである。上述したように、このような手法では後述する熱処理工程において成形体を焼結させる必要がある。成形体が焼結し、多結晶体としてＳｉＣ単結晶基板と一体となる工程を経た後に、二軸配向ＳｉＣ層を形成することが好ましい。成形体が焼結した状態を経ない場合、ＳｉＣ単結晶を種としたエピタキシャル成長が十分に生じない場合がある。このため、成形体はＳｉＣ原料の他に、焼結助剤等の添加物を含んでいてもよい。ただし、二軸配向ＳｉＣ層内に気孔が形成することも望まれ、それらを両立する添加物や熱処理条件を選択することが望まれる。
二軸配向ＳｉＣ前駆体層は、二軸配向ＳｉＣ層の電気特性を制御する成分を含んでいてもよい。例えばｎ型の二軸配向ＳｉＣ層を形成する場合、二軸配向ＳｉＣ前駆体層は窒素を含有してもよい。ｐ型の二軸配向ＳｉＣ層を形成する場合、二軸配向ＳｉＣ前駆体層はＢ及び／又はＡｌを含有してもよい。また、二軸配向ＳｉＣ層に絶縁性を付与するため、二軸配向ＳｉＣ前駆体層は窒素と、Ｂ及びＡｌの少なくともいずれか１種とを含有してもよい。
熱処理工程では、ＳｉＣ単結晶層上に二軸配向ＳｉＣ前駆体層が積層又は載置された積層体を熱処理することにより二軸配向ＳｉＣ層を生成させる。熱処理方法は、ＳｉＣ単結晶基板を種としたエピタキシャル成長が生じるかぎり特に限定されず、管状炉、ホットプレート等、公知の熱処理炉で実施することができる。また、これらの常圧（プレスレス）での熱処理だけでなく、ホットプレスやＨＩＰ等の加圧熱処理や、常圧熱処理と加圧熱処理の組み合わせも用いることができる。熱処理の雰囲気は、真空、窒素及び不活性ガス雰囲気から選択することができる。熱処理温度は、好ましくは１７００～２７００℃である。温度を高くすることで、ＳｉＣ単結晶層の結晶成長面から、ＳｉＣ単結晶層のＳｉＣ単結晶を種結晶として、ＳｉＣ多結晶体の結晶がｃ軸及びａ軸に配向しながら成長しやすくなる。したがって、熱処理温度は、好ましくは１７００℃以上、より好ましくは１８５０℃以上、さらに好ましくは２０００℃以上、特に好ましくは２２００℃以上である。一方、温度が過度に高いと、ＳｉＣの一部が昇華により失われたり、ＳｉＣが塑性変形して反り等の不具合が生じたりする可能性がある。したがって、熱処理温度は、好ましくは２７００℃以下、より好ましくは２５００℃以下である。熱処理温度や保持時間は、エピタキシャル成長で生じる二軸配向ＳｉＣ層の厚さと関係しており、適宜調整できる。
ただし、二軸配向ＳｉＣ前駆体層に予め作製した成形体を用いる場合、熱処理中に焼結させる必要があり、高温での常圧焼成、ホットプレス、ＨＩＰ、又はそれらの組み合わせが好適である。例えばホットプレスを用いる場合、面圧は５０ｋｇｆ／ｃｍ２以上が好ましく、より好ましくは１００ｋｇｆ／ｃｍ２以上、特に好ましくは２００ｋｇｆ／ｃｍ２以上であり、特に上限はない。また、焼成温度も、焼結とエピタキシャル成長が生じる限り特に限定されず、１７００℃以上が好ましく、１８００℃以上がより好ましく、２０００℃以上がさらに好ましく、２２００℃以上が特に好ましい。焼成時の雰囲気は真空、窒素、不活性ガス雰囲気、又は窒素と不活性ガスの混合ガスから選択することができる。原料となるＳｉＣ粉末は、α－ＳｉＣ及びβ－ＳｉＣのいずれでもよい。ＳｉＣ粉末は、好ましくは０．０１～５μｍの平均粒径を有するＳｉＣ粒子で構成される。なお、平均粒径は走査型電子顕微鏡にて粉末を観察し、１次粒子１００個分の定方向最大径を計測した平均値を指す。
熱処理工程では、二軸配向ＳｉＣ前駆体層内の結晶はＳｉＣ単結晶層の結晶成長面からｃ軸及びａ軸に配向しながら成長していくため、二軸配向ＳｉＣ前駆体層は結晶成長面から徐々に二軸配向ＳｉＣ層に変わっていく。こうして生成した二軸配向ＳｉＣ層は、欠陥密度が１×１０１／ｃｍ２以下のものになる。このように欠陥密度が著しく低くなる理由は、以下のように考えられる。第一に、二軸配向ＳｉＣ層内の熱応力は転位が生じる一因となると考えられるところ、二軸配向ＳｉＣ前駆体層には気孔が存在するため、二軸配向ＳｉＣ層を形成する際の熱応力が緩和され、熱応力に起因する転位を抑制することができるものと考えられる。第二に、二軸配向ＳｉＣ層にはＳｉＣ単結晶層内の欠陥も伝搬するが、伝搬してきた欠陥は二軸配向ＳｉＣ前駆体層内の気孔に衝突して消滅するか、又は二軸配向ＳｉＣ層内の熱応力が小さいことで欠陥同士の対消滅等が生じることで、欠陥の数が減少するものと考えられる。
こうして得られた焼成体の種結晶を研削除去して二軸配向ＳｉＣ層の表面を露出させることで、本発明のＳｉＣ複合基板が得られる。露出した二軸配向ＳｉＣ層の表面はＣＭＰ（化学機械研磨）等で研磨加工を施して平滑にするのが好ましい。
本発明を以下の例によってさらに具体的に説明する。
例１
（１）ＳｉＣ複合基板の作製
（１ａ）二軸配向ＳｉＣ前駆体の作製
原料粉体として市販の微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０：０．７μｍ）、基板として市販のＳｉＣ単結晶基板（ｎ型４Ｈ－ＳｉＣ、直径５０．８ｍｍ（２インチ）、Ｓｉ面、（０００１）面、オフ角４°、厚み０．３５ｍｍ、オリフラなし）を用いて図３に示すエアロゾルデポジション（ＡＤ）装置によりＳｉＣ単結晶基板上にＡＤ膜を形成した。
ＡＤ成膜条件は以下のとおりとした。まずキャリアガスはＮ２とし、長辺５ｍｍ×短辺０．４ｍｍのスリットが形成されたセラミックス製のノズルを用いて成膜した。ノズルのスキャン条件は、０．５ｍｍ／ｓのスキャン速度で、スリットの長辺に対して垂直且つ進む方向に５５ｍｍ移動、スリットの長辺方向に５ｍｍ移動、スリットの長辺に対して垂直且つ戻る方向に５５ｍｍ移動、スリットの長辺方向且つ初期位置とは反対方向に５ｍｍ移動、とのスキャンを繰り返し、スリットの長辺方向に初期位置から５５ｍｍ移動した時点で、それまでとは逆方向にスキャンを行い、初期位置まで戻るサイクルを１サイクルとし、これを１２００サイクル繰り返した。このようにして形成したＡＤ膜の厚みは約１２０μｍであった。
（１ｂ）二軸配向ＳｉＣ前駆体層の熱処理
ＡＤ膜を形成したＳｉＣ基板をＡＤ装置から取り出し、アルゴン雰囲気中で２３００℃にて５時間アニールした。
（１ｃ）研削及び研磨
得られたＳｉＣ基板の単結晶部を研削除去して二軸配向ＳｉＣ層１２の表面を露出させ、露出した表面に対しダイヤモンド砥粒を用いて研磨加工した後、ＣＭＰ（化学機械研磨）仕上げをした。こうしてＳｉＣ複合基板１０を得た。このとき、研削及び研磨作業による基板の層間剥離、割れ及びクラックは生じず、反りが発生しなかった。
（２）評価
こうして得られたＳｉＣ複合基板１０に対して以下の各種評価を行った。
＜断面観察＞
ＳｉＣ複合基板１０の中央部断面をダイヤモンド砥粒によって鏡面研磨した後、ＣＭＰ（化学機械研磨）仕上げとした。得られた断面を走査型電子顕微鏡（日立ハイテクノロジーズ製、ＳＵ－５０００）にて撮影した。このとき、図４に示されるように、結晶方位の違いによるチャネリングコントラスト差により二軸配向ＳｉＣ層１２とＳｉＣ多結晶層１４及び接合界面とを容易に見分けることができた。
＜接合界面の凹凸量＞
上記断面観察において、二軸配向ＳｉＣ層１２とＳｉＣ多結晶層１４を含む反射電子像を５００倍で１０視野分（１視野のサイズ：１７８μｍ×２５６μｍ）撮影した。図５に示されるように、二軸配向ＳｉＣ層１２最表面から接合界面までの距離の最大値Ｌ１と最小値Ｌ２を測定し、Ｌ１とＬ２の差分ΔＬを算出した。次に１０視野分の差分ΔＬの平均値を算出して、二軸配向ＳｉＣ層１２とＳｉＣ多結晶層１４との接合界面の凹凸量とした。結果は表１に示されるとおりであった。
＜接合界面付近の気孔径＞
前述した凹凸量測定時と同じ反射電子像（５００倍）１０視野分（１視野のサイズ：１７８μｍ×２５６μｍ）について、二軸配向ＳｉＣ層１２及びＳｉＣ多結晶層１４の接合界面から厚さ方向に±２μｍ以内の領域に存在する気孔の各々について最長辺長さを測定した。１０視野分の各気孔の最長辺長さの平均値を１．５倍した数値を気孔径として採用した。結果は表１に示されるとおりであった。
＜二軸配向ＳｉＣ層の欠陥密度＞
上記（１）で作製したＳｉＣ複合基板１０を評価サンプルとした。ニッケル製のるつぼに、評価サンプルをＫＯＨ結晶と共に入れ、５００℃で１０分間、電気炉でエッチング処理を行った。エッチング処理後の評価サンプルを洗浄し、表面を光学顕微鏡にて観察し、ピットの数を数えた。具体的には、評価サンプル表面の任意の箇所の部位について、縦２．３ｍｍ×横３．６ｍｍの視野を倍率５０倍で１００枚分撮影してピットの総数を数え、数えたピットの総数をトータル面積である８．０５ｃｍ２で除することにより欠陥密度を算出した。結果は表１に示されるとおりであった。
＜二軸配向性＞
ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎｓ）法を用いて、二軸配向ＳｉＣ層１２の表面（板面）、又は板面と直交する断面の逆極点図マッピングを測定したところ、傾斜角度分布は略法線方向及び略板面方向ともに０．０１°以下だったため、二軸配向しているものと判断した。
例２
上記（１ｂ）における熱処理温度を２２５０℃としたこと以外は例１と同様にして、ＳｉＣ複合基板１０の作製及び評価を行った。結果は表１に示されるとおりであった。
例３
上記（１ｂ）における熱処理温度を２１５０℃としたこと以外は例１と同様にして、ＳｉＣ複合基板１０の作製及び評価を行った。結果は表１に示されるとおりであった。
例４
上記（１ｂ）における熱処理温度を２４００℃としたこと以外は例１と同様にして、ＳｉＣ複合基板１０の作製及び評価を行った。結果は表１に示されるとおりであった。
例５
上記（１ｂ）における熱処理温度を２４５０℃としたこと以外は例１と同様にして、ＳｉＣ複合基板１０の作製及び評価を行った。結果は表１に示されるとおりであった。
例６
ＡＤ法に関する上記（１ａ）及び（１ｂ）の代わりに、熱ＣＶＤ法を用いた二軸配向ＳｉＣ前駆体層の形成、及びその後の熱処理を以下のとおり行ったこと以外は、例１と同様にして、ＳｉＣ複合基板１０の作製及び評価を行った。結果は表１に示されるとおりであった。
（熱ＣＶＤ法による二軸配向ＳｉＣ前駆体層の形成、及びその後の熱処理）
原料ガスとして四塩化ケイ素（ＳｉＣｌ４）ガス及びメタン（ＣＨ４）ガスを用い、炉内圧力７ｋＰａ、反応温度１３６０℃、ＳｉＣｌ４／ＣＨ４比１．０で、反応時間を６時間として約４００μｍの厚さに成膜して、二軸配向ＳｉＣ前駆体層を作製した。このＳｉＣ二軸配向ＳｉＣ前駆体／ＳｉＣ単結晶を２５００℃で５時間熱処理して、二軸配向ＳｉＣ層１２を作製した。
例７（比較）
上記（１ｂ）において市販の単結晶ＳｉＣ基板（ｎ型４Ｈ－ＳｉＣ、直径５０．８ｍｍ（２インチ）、Ｓｉ面、０００１面、オフ角４°）に図６に示されるような凹凸形状の溝加工パターンを事前に施したこと以外は、例６と同様にして、ＳｉＣ複合基板１０の作製及び評価を行った。結果は表１に示されるとおりであった。
Figure 0007177248000001
上記結果から、研削及び研磨性の観点からは、二軸配向ＳｉＣ層１２とＳｉＣ多結晶層１４との接合界面の凹凸量は２００μｍ未満で層間剥離、割れ及びクラック、並びに反りが無く加工可能であった。この理由は定かではないが、接合界面の凹凸量ないし気孔径が適切な範囲内であることで、二軸配向ＳｉＣ層１２とＳｉＣ多結晶層１４との接合強度が向上し、また、加工時の応力が適度に緩和したことによるものと考えられる。
また、欠陥密度の観点からは、二軸配向ＳｉＣ層１２とＳｉＣ多結晶層１４との接合界面の凹凸量が１５０μｍ未満では、凹凸量が増えるほど欠陥密度が低減した。そのメカニズムの詳細は明確ではないが、本態様の製造方法で用いる種結晶は、その結晶成長面上で初期に島状に結晶成長層が生じ、その後に面内方向（例えばａ軸方向）に結晶成長層の成長が進むと推定される。したがって、凹凸量が大きいほどこの面内方向の結晶成長に伴い、貫通欠陥も面内方向に屈曲し、厚み方向には欠陥が伝播しないと考えられる。一方で凹凸量が１５０μｍ以上と過大になると二軸配向ＳｉＣ層１２とＳｉＣ多結晶層１４との界面付近で歪みが生じ、新たな欠陥が生じたと考えられる。また、気孔径が７０μｍ未満だと気孔径が大きいほど二軸配向ＳｉＣ層１２とＳｉＣ多結晶層１４との間の熱応力が適度に緩和され、欠陥密度が低減すると考えられる。一方、気孔径が７０μｍ以上だと二軸配向ＳｉＣ層１２とＳｉＣ多結晶層１４の接合不十分な箇所で局所的な応力集中が生じ、欠陥密度が増大したと考えられる。

Claims (4)

  1. ＳｉＣがｃ軸方向及びａ軸方向ともに配向している二軸配向ＳｉＣ層と、
    前記二軸配向ＳｉＣ層の一面側に設けられるＳｉＣ多結晶層と、
    を備えた、ＳｉＣ複合基板であって、
    前記二軸配向ＳｉＣ層及び前記ＳｉＣ多結晶層の接合界面が凹凸形状を有し、該凹凸形状の凹凸量が１０～１１０μｍである、ＳｉＣ複合基板。
  2. 前記接合界面に気孔が存在し、該気孔の気孔径が前記凹凸量よりも小さい、請求項１に記載のＳｉＣ複合基板。
  3. 前記二軸配向ＳｉＣ層が１．０×１０１／ｃｍ２以下の欠陥密度を有する、請求項１又は２に記載のＳｉＣ複合基板。
  4. 請求項１～３のいずれか一項に記載のＳｉＣ複合基板と、
    前記ＳｉＣ複合基板の前記二軸配向ＳｉＣ層上に設けられる半導体デバイス用機能層と、
    を備えた、半導体デバイス用複合基板。
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