WO2011135669A1 - ＳｉＣ基板の作製方法 - Google Patents

ＳｉＣ基板の作製方法 Download PDF

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WO2011135669A1
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信吉 山田
徹 松浪
信彦 中村
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株式会社エコトロン
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    • 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
    • C30B19/00—Liquid-phase epitaxial-layer growth
    • C30B19/02—Liquid-phase epitaxial-layer growth using molten solvents, e.g. flux
    • C30B19/04—Liquid-phase epitaxial-layer growth using molten solvents, e.g. flux the solvent being a component of the crystal composition

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a SiC substrate, and more particularly, to a method for manufacturing a SiC substrate using a metastable solvent epitaxial method.
  • a chemical vapor deposition method As a typical method for obtaining single crystal SiC for producing a SiC semiconductor device, a chemical vapor deposition method (CVD), a liquid phase growth method, a sublimation method (improved Rayleigh method) and the like are known.
  • the liquid phase growth method is known as a method capable of obtaining high-quality single crystal SiC at a relatively high growth rate.
  • this liquid phase growth method is performed using a Si-based flux at a high temperature exceeding 1000 ° C., convection control and temperature control in the liquid (Si melt) are necessary. Is a big problem.
  • MSE method Metalstable Solvent Epitaxy
  • FIG. 1 schematically showing the main part of a single crystal SiC growth apparatus used for the MSE method.
  • a single crystal SiC substrate 10 seed crystal
  • an ultrathin Si layer 20 solid up to the Si melting point, Si melting point
  • the upper spacer 40 for controlling the thickness of the Si layer 20, the carbon atom supply substrate 30 as the raw material supply side substrate, and the lower spacer 50 are disposed.
  • SiC growth by the MSE method is performed in a high vacuum atmosphere, and first, according to the temperature profile illustrated in FIG. 5, first, the temperature in the crucible 60 is higher than the Si melting point (about 1400 ° C.) using a heating unit (not shown). The temperature is raised to a predetermined temperature (SiC growth temperature; 1800 ° C. in the example of FIG. 5). In this temperature raising process, when the temperature exceeds the Si melting point, the solid Si of the Si layer 20 is melted to form a Si melt. Next, the single crystal SiC is grown on the single crystal SiC substrate 10 by holding at this temperature for a predetermined time. Thereafter, the temperature is lowered and the single crystal SiC substrate 10 on which the single crystal SiC is grown is taken out.
  • SiC growth temperature SiC growth temperature
  • the ultrathin Si layer 20 (Si melt layer) is interposed between the single crystal SiC substrate 10 and the carbon atom supply substrate 30, and the heat treatment is performed at a high temperature.
  • Single crystal SiC can be epitaxially grown.
  • this MSE method forms an ultrathin Si melt layer sandwiched between a single crystal SiC substrate (SiC growth substrate) and a carbon atom supply substrate (raw material supply side substrate) as a liquid phase. There is a feature that convection in the melt can be suppressed.
  • the contact area between the liquid phase (Si melt) region and the gas phase region can be made extremely small, and evaporation of the Si melt is suppressed.
  • the Si melt layer can be held only by the surface tension of the Si melt, and a container for holding the Si melt is unnecessary. Become.
  • the driving force of SiC growth does not depend on a spatial temperature difference or a temporal temperature difference, a soaking region can be easily obtained without performing precise temperature control.
  • the MSE method having such an excellent feature by performing heat treatment at a high temperature, not only can the crystal growth rate be increased to obtain a thick film, but also the effect of suppressing the propagation of defects can be obtained. There is also a feature that it is possible to produce high quality single crystal SiC.
  • examples of the carbon atom supply substrate include a carbon substrate and a polycrystalline SiC substrate, but in general, a polycrystalline SiC substrate is preferably used. This is because when a polycrystalline SiC substrate is used, C is supplied to the Si melt layer, and Si is supplied from the polycrystalline SiC substrate to the Si melt layer in which Si decreases as the single crystal SiC grows. This is because it can.
  • polycrystalline SiC substrates such as 3C-SiC, 4H-SiC, 6H-SiC, and 15R-SiC as the above-mentioned polycrystalline SiC substrates, and there are also polycrystalline SiC substrates in which these types are mixed.
  • the polycrystalline 3C-SiC substrate is easy to dissolve in the Si melt layer, that is, since it can sufficiently supply Si, it is preferably used as a carbon atom supply substrate. Yes.
  • a single crystal SiC substrate as a seed crystal As a single crystal SiC substrate as a seed crystal, a single crystal 4H—SiC substrate having physical properties suitable for a power device is preferably used.
  • FIG. 6 shows a single crystal SiC substrate obtained by performing MSE growth with the temperature profile shown in FIG. 5 using the apparatus shown in FIG.
  • 10 is the single crystal SiC substrate described above
  • 11 is single crystal SiC grown by MSE
  • 18 is irregularities formed on the surface.
  • the surface of the obtained single crystal SiC substrate has large unevenness, in this example, the maximum depth of the recessed portion is approximately 40 ⁇ m at maximum.
  • the single crystal SiC having irregularities on the surface cannot be used as a device as it is, and needs to be polished. Also, if there are large irregularities on the surface, it is difficult to measure optically, that is, nondestructive film thickness.
  • the single crystal SiC that can be actually used becomes thinner, which increases the cost.
  • the polishing allowance after removing the recess is 15 ⁇ m
  • the final film thickness is 5 ⁇ m.
  • all the single crystal SiC may be polished by polishing.
  • an object of the present invention is to produce a flat single crystal SiC substrate using the MSE method without causing large unevenness on the surface.
  • the invention described in claim 1 A method for producing a single crystal SiC substrate using a metastable solvent epitaxial method, A method for producing a single crystal SiC substrate, comprising using a polycrystalline 3C-SiC substrate having (111) orientation as a carbon atom supply substrate for supplying carbon atoms onto a SiC substrate.
  • a polycrystalline 3C—SiC substrate is generally used as the carbon atom supply substrate.
  • the inventor pays attention to the crystal orientation of the polycrystalline 3C-SiC substrate, and includes various types of crystal 3C-SiC having (100) orientation and polycrystalline 3C-SiC having (311) orientation.
  • a single-crystal SiC substrate was fabricated using polycrystalline 3C-SiC substrates with different orientations, and experimental studies were conducted on the crystal orientation and the occurrence of irregularities on the single-crystal SiC surface.
  • the cause of large irregularities on the surface of the single crystal SiC is considered as follows. That is, on the polycrystalline 3C-SiC whose (111) plane is greatly inclined, SiC of 6H type (6H-SiC), 15R type (15R-SiC), etc., in addition to 4H type SiC crystal (4H-SiC). Since crystals are also generated, the epitaxial growth rate on the SiC substrate is not uniform, and as a result, a recess is formed in a portion where the epitaxial growth rate is low.
  • SiC crystals such as 6H—SiC and 15R—SiC are not formed on the polycrystalline 3C—SiC. Since the epitaxial growth rate on the SiC substrate becomes uniform, the occurrence of unevenness is suppressed. Since the single crystal 4H—SiC generated on the SiC substrate is difficult to dissolve into the Si melt layer, the epitaxial growth of the single crystal 4H—SiC on the SiC substrate is not hindered.
  • the polycrystalline 3C-SiC substrate having (111) orientation is supplied in the form of a CVD film, a PVD film, a sintered body, a ceramic, or the like.
  • the polycrystalline 3C-SiC substrate having (111) orientation in the present invention is not limited to a polycrystalline 3C-SiC substrate having only (111) orientation.
  • a flat single crystal SiC substrate can be produced using the MSE method without causing large irregularities on the surface.
  • Carbon Atom Supply Substrate (1) Production of Carbon Atom Supply Substrate A polycrystalline 3C-SiC substrate was produced for the carbon atom supply substrate.
  • the ⁇ scan data has a high intensity peak. Observed. From these data, it was confirmed that the produced polycrystalline 3C—SiC substrate had a strong (111) orientation. In the ⁇ scan data, the peak is observed at 90 °, and the (111) plane coincides with the plane of the polycrystalline 3C-SiC substrate, that is, is not inclined with respect to the plane of the polycrystalline 3C-SiC substrate. It was confirmed.
  • Single Crystal SiC was produced by the following steps. (1) Configuration of SiC Growth Apparatus First, as shown in FIG. 1, a single-crystal SiC substrate 10, an Si layer 20, an upper spacer 40, a carbon atom supply substrate 30, A lower spacer 50 was disposed. This is the same as the conventional MSE method. A single crystal 4H—SiC substrate was used as the single crystal SiC substrate 10, and a polycrystalline 3C—SiC substrate having the (111) orientation prepared above was used as the carbon atom supply substrate 30.
  • FIG. 3 shows a temperature profile in the present embodiment.
  • Initial temperature raising step First, the temperature is raised from room temperature to 1800 ° C. at a temperature raising rate of 30 ° C./min in a vacuum atmosphere of 300 Pa. By this temperature rise, when the melting point of Si (about 1400 ° C.) was exceeded, the solid Si melted and a Si melt layer containing no bubbles was formed.
  • Si melt evaporation step Thereafter, the temperature was decreased from 1800 ° C. to 1600 ° C. at a temperature decrease rate of 5 ° C./min, and the temperature of 1600 ° C. was maintained for 9 hours to evaporate all the remaining Si melt.
  • the temperature was lowered from 1600 ° C. to room temperature at a rate of 1 ° C./min, and the single crystal SiC substrate 10 on which single crystal SiC was grown was taken out.
  • FIG. 4 The surface state of the single crystal SiC in the obtained single crystal SiC substrate is shown in FIG.
  • 10 is a single crystal SiC substrate
  • 11 is single crystal SiC grown by MSE
  • 18 is irregularities generated on the surface.
  • the surface roughness of the produced single crystal SiC was small, about 1 ⁇ m, and it was confirmed that the surface was extremely flat.

Abstract

単結晶４Ｈ-ＳｉＣ基板１０、Ｓｉ層２０、上部スペーサ４０、(１１１)配向性を持つ多結晶３Ｃ-ＳｉＣで形成された炭素原子供給基板３０が配置された坩堝６０を、１８００℃まで昇温した後、１８００℃に所定時間保持して、単結晶ＳｉＣ基板１０上で単結晶ＳｉＣをエピタキシャル成長させる。

Description

ＳｉＣ基板の作製方法
　本発明は、ＳｉＣ基板の作製方法に関し、詳しくは、準安定溶媒エピタキシャル法を用いたＳｉＣ基板の作製方法に関する。
　近年の電気機器の高効率化に対する厳しいユーザの要求の下、半導体デバイスにおいても一層の耐圧特性を有する半導体材料の開発が進められている。特に、ＳｉＣ（炭化ケイ素）はＳｉ（ケイ素）に比べてバンドギャップが大きいことから、次世代のパワーデバイスへの応用を目指して盛んに開発がなされている。
　ＳｉＣ半導体デバイスを作成するための単結晶ＳｉＣを得る代表的な方法として、化学的気相蒸着法（ＣＶＤ）、液相成長法、昇華法（改良レーリー法）等が知られている。その中でも、液相成長法は、比較的高い成長速度で高品位な単結晶ＳｉＣを得ることができる方法として知られている。しかし、この液相成長法は、１０００℃を超える高温で、Ｓｉ系フラックスを用いて行っているため、液（Ｓｉ融液）中の対流制御や温度制御等が必要であり、これらの制御方法が大きな問題となっている。
　上記の問題を解決する成長法として、準安定溶媒エピタキシャル法（以下、「ＭＳＥ法」とも言う）（Ｍｅｔａｓｔａｂｌｅ　Ｓｏｌｖｅｎｔ　Ｅｐｉｔａｘｙ）が提案されている（例えば、特許文献１）。
　このＭＳＥ法によるＳｉＣ成長につき、ＭＳＥ法に用いられる単結晶ＳｉＣ成長装置の主要部を模式的に示す図１により、具体的に説明する。図１に示すように、密閉された坩堝６０の中には、上から順に、成長基板としての単結晶ＳｉＣ基板１０（種結晶）、極薄のＳｉ層２０（Ｓｉ融点までは固体、Ｓｉ融点以上では液体）、Ｓｉ層２０の厚みをコントロールする上部スペーサ４０、原料供給側基板としての炭素原子供給基板３０および下部スペーサ５０が配置されている。
　ＭＳＥ法によるＳｉＣ成長は、高真空雰囲気下で行われ、図５に例示する温度プロファイルに従い、まずはじめに、図示しない加熱手段を用いて坩堝６０内の温度をＳｉ融点（約１４００℃）よりも高い所定の温度（ＳｉＣ成長温度。図５の例では１８００℃）まで昇温する。この昇温過程において、温度がＳｉ融点を超えるとＳｉ層２０の固体Ｓｉが溶融してＳｉ融液となる。次いで、この温度で、所定の時間保持して、単結晶ＳｉＣ基板１０上に単結晶ＳｉＣを成長させる。その後、温度を下げて、単結晶ＳｉＣが成長した単結晶ＳｉＣ基板１０を取り出す。
　このように、単結晶ＳｉＣ基板１０と炭素原子供給基板３０の間に極薄のＳｉ層２０（Ｓｉ融液層）を介在させ、高温で加熱処理を行うことにより、単結晶ＳｉＣ基板１０上に単結晶ＳｉＣをエピタキシャル成長させることができる。
　このＭＳＥ法は、前記の通り、単結晶ＳｉＣ基板（ＳｉＣ成長基板）と炭素原子供給基板（原料供給側基板）とに挟まれた極薄のＳｉ融液層を液相として形成させるため、Ｓｉ融液中の対流を抑制できるという特徴がある。
　これにより、液相（Ｓｉ融液）域と気相域との接触面積を非常に小さくすることができ、Ｓｉ融液の蒸発が抑制される。また、基板に挟まれた極薄のＳｉ融液層を形成するため、Ｓｉ融液の表面張力のみでこのＳｉ融液層を保持することが可能となり、Ｓｉ融液を保持する容器が不要となる。そして、ＳｉＣ成長の駆動力が空間的温度差、時間的温度差によらないため、緻密な温度制御を行うことなく、均熱領域を容易に得ることができる。
　このような優れた特徴を有するＭＳＥ法では、高温で加熱処理を行うことにより、結晶の成長速度を速くして厚膜を得ることができるだけでなく、欠陥の伝播を抑制する効果も得ることができるという特徴もあり、品質の高い単結晶ＳｉＣを作製することができる。
　上記のＭＳＥ法においては、炭素原子供給基板としては、カーボン基板や多結晶ＳｉＣ基板等を挙げることができるが、一般に多結晶ＳｉＣ基板が好ましく用いられている。これは、多結晶ＳｉＣ基板を用いた場合、ＣをＳｉ融液層に供給すると共に、単結晶ＳｉＣの成長に伴いＳｉが減少するＳｉ融液層に多結晶ＳｉＣ基板からＳｉを供給することができるためである。
　上記の多結晶ＳｉＣ基板としては、３Ｃ－ＳｉＣ、４Ｈ－ＳｉＣ、６Ｈ－ＳｉＣ、１５Ｒ－ＳｉＣなど多くのタイプの多結晶ＳｉＣ基板があり、またこれらのタイプが混合した多結晶ＳｉＣ基板もある。そして、これら種々の多結晶ＳｉＣ基板の内でも、多結晶３Ｃ－ＳｉＣ基板はＳｉ融液層に溶け込みやすい、即ち、Ｓｉを十分に供給することができるため、炭素原子供給基板として好ましく用いられている。
　そして、種結晶としての単結晶ＳｉＣ基板としては、パワーデバイスに合った物性を有する単結晶４Ｈ－ＳｉＣ基板が好ましく用いられている。
特開２００５－１２６２４９号公報
　しかし、多結晶３Ｃ－ＳｉＣ基板を用いたＭＳＥ法においては、結晶成長時、単結晶ＳｉＣの表面に大きな凹凸が発生することがあった。
　具体的な例として、図１に示す装置を用いて、図５に示す温度プロファイルでＭＳＥ成長を行って得られた単結晶ＳｉＣ基板を図６に示す。図６において、１０は前記した単結晶ＳｉＣ基板であり、１１はＭＳＥ成長した単結晶ＳｉＣであり、１８が表面に生じた凹凸である。図６に示すように、得られた単結晶ＳｉＣ基板表面には、大きな凹凸、この例では凹み部分の最大深さが最大４０μｍ程度の凹凸ができている。
　このように表面に凹凸が生じた単結晶ＳｉＣは、そのままではデバイスとして使用することができず、研磨を行う必要がある。また、表面に大きな凹凸があると、光学的な、即ち非破壊の膜厚測定が困難である。
　大きな凹凸があれば研磨量も多くなり、実際に使用できる単結晶ＳｉＣが薄くなるため、コストが上昇する。例えば、最大膜厚が６０μｍで凹み部分の最大深さが４０μｍの単結晶ＳｉＣの場合、凹みを取り除いた後の研磨代を１５μｍとすれば、最終的な膜厚は５μｍの薄さになる。場合によっては、研磨により単結晶ＳｉＣの全てが研磨されてしまう恐れもある。
　このため、本発明は、ＭＳＥ法を用い、表面に大きな凹凸を生じることなく平坦な単結晶ＳｉＣ基板を作製することを課題とする。
　本発明者は、以下の請求項に記載の発明により、上記課題が解決できることを見出し、本発明を完成するに至った。
　請求項１に記載の発明は、
　準安定溶媒エピタキシャル法を用いた単結晶ＳｉＣ基板の作製方法であって、
　ＳｉＣ基板上に炭素原子を供給する炭素原子供給基板として、（１１１）配向性を持つ多結晶３Ｃ－ＳｉＣ基板を用いることを特徴とする単結晶ＳｉＣ基板の作製方法である。
　前記したように、ＭＳＥ法においては、炭素原子供給基板として、一般に多結晶３Ｃ－ＳｉＣ基板が用いられる。本発明者は、多結晶３Ｃ－ＳｉＣ基板の結晶の配向性に着目し、（１００）配向性を持つ多結晶３Ｃ－ＳｉＣや（３１１）配向性を持つ多結晶３Ｃ－ＳｉＣを含め、種々の異なる配向性の多結晶３Ｃ－ＳｉＣ基板を用いて単結晶ＳｉＣ基板を作製し、結晶の配向性と単結晶ＳｉＣ表面の凹凸の発生状況について実験検討を行った。
　その結果、（１１１）配向性を持つ多結晶３Ｃ－ＳｉＣ基板を用いた場合には、単結晶ＳｉＣの表面に大きな凹凸が発生せず、一方、（１００）配向性や（３１１）配向性など、（１１１）面が大きく傾いた多結晶３Ｃ－ＳｉＣを用いた場合には、単結晶ＳｉＣの表面に大きな凹凸が発生することを見出した。
　（１１１）面が大きく傾いている多結晶３Ｃ－ＳｉＣを用いた場合、単結晶ＳｉＣの表面に大きな凹凸が発生する原因は、次のように考えられる。即ち、（１１１）面が大きく傾いている多結晶３Ｃ－ＳｉＣ上では、４Ｈ型のＳｉＣ結晶（４Ｈ－ＳｉＣ）以外に６Ｈ型（６Ｈ－ＳｉＣ）、１５Ｒ型（１５Ｒ－ＳｉＣ）などのＳｉＣの結晶も生成するため、ＳｉＣ基板上におけるエピタキシャル成長速度が一様でなくなり、その結果エピタキシャル成長速度が遅い部分に凹みが生じる。
　具体的には、例えば、多結晶３Ｃ－ＳｉＣ上に６Ｈ－ＳｉＣ結晶が生成すると、種結晶ＳｉＣ基板上の４Ｈ－ＳｉＣ結晶から６Ｈ－ＳｉＣにＣが流れるため、Ｃが流れた箇所では４Ｈ－ＳｉＣ結晶のエピタキシャル成長が阻害される。
　一方、本発明のように（１１１）配向性を持つ多結晶３Ｃ－ＳｉＣ基板を用いた場合には、多結晶３Ｃ－ＳｉＣ上に６Ｈ－ＳｉＣ、１５Ｒ－ＳｉＣなどのＳｉＣ結晶が生成せず、ＳｉＣ基板上におけるエピタキシャル成長速度が一様となるため、凹凸の発生が抑制される。そして、ＳｉＣ基板上に生成した単結晶４Ｈ－ＳｉＣは、Ｓｉ融液層中に溶け込み難いため、ＳｉＣ基板上における単結晶４Ｈ－ＳｉＣのエピタキシャル成長が阻害されることがない。
　なお、本発明において、（１１１）配向性を持つ多結晶３Ｃ－ＳｉＣ基板は、ＣＶＤ膜、ＰＶＤ膜、焼結体、セラミックなどの形で供給される。
　そして、本発明における（１１１）配向性を持つ多結晶３Ｃ－ＳｉＣ基板とは、（１１１）配向性のみを有する多結晶３Ｃ－ＳｉＣ基板に限定されるものではない。他の（１００）配向性や（３１１）配向性を多少有していてもよく、（１１１）配向性が強く、実質的に配向性が（１１１）に支配された多結晶３Ｃ－ＳｉＣ基板であればよい。
　本発明によれば、ＭＳＥ法を用いて、表面に大きな凹凸を生じることなく平坦な単結晶ＳｉＣ基板を作製することができる。
ＭＳＥ法に用いられる単結晶ＳｉＣ成長装置の主要部を模式的に示す図である。 本発明の一実施例で作製された多結晶３Ｃ－ＳｉＣ基板の極点図およびそのスキャンデータを示す図である。 本発明の一実施例における温度プロファイルを示すグラフである。 本発明の一実施例で作製された単結晶ＳｉＣの表面の凹凸を概念的に示す図である。 ＭＳＥ法における温度プロファイルを示すグラフである。 従来のＭＳＥ法で作製された単結晶ＳｉＣの表面の凹凸を概念的に示す図である。
　以下、本発明を実施の形態に基づいて説明する。なお、本発明は、以下の実施の形態に限定されるものではない。本発明と同一および均等の範囲内において、以下の実施の形態に対して種々の変更を加えることが可能である。
　(実施例）
１．炭素原子供給基板
（１）炭素原子供給基板の作製
　炭素原子供給基板用に多結晶３Ｃ－ＳｉＣ基板を作製した。
（２）作製した炭素原子供給基板の（１１１）配向性の評価
　作製した多結晶３Ｃ－ＳｉＣ基板のＸ線回折測定を行い、極点図を作成した。得られた極点図を図２に示す。図２において、（Ａ）は極点図を示し、（Ｂ）はφスキャンデータを示しており、９０°の位置が（１１１）面に相当する。
　（Ａ）に示すように、極点図では、強度の比較的強い部分がリングとして現れ、このリング内の強度はほぼ均一であり、（Ｂ）に示すようにφスキャンデータでは高い強度のピークが観測された。これらのデータから、作製した多結晶３Ｃ－ＳｉＣ基板が強い（１１１）配向性を有することが確認された。φスキャンデータでは前記ピークが９０°のところに観測され、（１１１）面が多結晶３Ｃ－ＳｉＣ基板の面と一致している、即ち多結晶３Ｃ－ＳｉＣ基板の面に対して傾斜していないことが確認された。
２．単結晶ＳｉＣの作製
　以下の工程により単結晶ＳｉＣを作製した。
（１）ＳｉＣ成長装置の構成
　まず、図１に示すように、密閉された坩堝６０の中に、上から順に、単結晶ＳｉＣ基板１０、Ｓｉ層２０、上部スペーサ４０、炭素原子供給基板３０および下部スペーサ５０を配置した。これは従来のＭＳＥ法と同様である。なお、単結晶ＳｉＣ基板１０としては単結晶４Ｈ－ＳｉＣ基板を、炭素原子供給基板３０としては前記で作製した（１１１）配向性を持つ多結晶３Ｃ－ＳｉＣ基板を用いた。
（２）各工程における坩堝の温度と炉内の雰囲気
　次に、加熱手段を用いて坩堝６０内を加熱する。図３に本実施の形態における温度プロファイルを示す。
イ．初期昇温工程
　まず、３００Ｐａの真空雰囲気下で、３０℃／ｍｉｎの昇温速度で室温から１８００℃まで昇温させる。この昇温により、Ｓｉ融点（約１４００℃）を超えた時点で固体Ｓｉは溶融して気泡を含まないＳｉ融液層が形成された。
ロ．結晶成長工程
　次に、真空雰囲気下で、前記の１８００℃の温度を６時間保持し、単結晶ＳｉＣ基板１０上で単結晶ＳｉＣをエピタキシャル成長させた。
ハ．Ｓｉ融液蒸発工程
　その後、５℃／ｍｉｎの降温速度で１８００℃から１６００℃まで降温させ、さらに１６００℃の温度を９時間保持し、残っていたＳｉ融液を全て蒸発させた。
ニ．降温および取り出し工程
　次に、１℃／ｍｉｎの降温速度で１６００℃から室温まで降温させて、単結晶ＳｉＣが成長した単結晶ＳｉＣ基板１０を取り出した。
３．作製した単結晶ＳｉＣの表面の凹凸
　得られた単結晶ＳｉＣ基板における単結晶ＳｉＣの表面状態を図４に示す。図４において、１０は単結晶ＳｉＣ基板であり、１１はＭＳＥ成長した単結晶ＳｉＣであり、１８が表面に生じた凹凸である。
　図４に示すように、本実施例においては、作製した単結晶ＳｉＣの表面の凹凸は小さく、１μｍ程度であり、表面が極めて平坦であることが確認できた。
　これは、炭素原子供給基板３０に（１１１）配向性を持つ多結晶３Ｃ－ＳｉＣ基板を用いることにより、単結晶ＳｉＣ上におけるＳｉＣのエピタキシャル成長が一様に行われ、単結晶ＳｉＣの表面に大きな凹凸が発生することが抑制されたためである。
１０　　　　　単結晶ＳｉＣ基板
１１　　　　　単結晶ＳｉＣ
１８　　　　　凹凸
２０　　　　　Ｓｉ層
３０　　　　　炭素原子供給基板
４０　　　　　上部スペーサ
５０　　　　　下部スペーサ
６０　　　　　坩堝

Claims (1)

  1. 　準安定溶媒エピタキシャル法を用いた単結晶ＳｉＣ基板の作製方法であって、
    　ＳｉＣ基板上に炭素原子を供給する炭素原子供給基板として、（１１１）配向性を持つ多結晶３Ｃ－ＳｉＣ基板を用いることを特徴とする単結晶ＳｉＣ基板の作製方法。
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