WO2015174252A1 - 半導体基板の製造方法 - Google Patents

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WO2015174252A1
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功 今岡
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株式会社豊田自動織機
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    • 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

Definitions

  • Japanese Patent Publication No. 2004-503942 discloses a method for manufacturing a substrate having an active layer of single crystal silicon carbide on polycrystalline silicon carbide.
  • an amorphous material layer (amorphous silicon) is deposited on a polycrystalline silicon carbide support. Then, the polycrystalline silicon carbide support and the single crystal silicon carbide substrate are overlaid and integrated by direct bonding.
  • An amorphous material layer may be generated by irradiating a specific atom such as argon.
  • a specific atom such as argon
  • the irradiated specific atoms remain in the substrate.
  • the presence of the specific atoms may affect device characteristics.
  • a technique for suppressing the influence of the remaining specific atoms is not disclosed.
  • a method for manufacturing a semiconductor substrate is disclosed.
  • a surface of a support substrate is irradiated with one or more types of specific atoms in a vacuum to form a first amorphous layer, and a surface of a semiconductor single crystal layer is formed in a vacuum.
  • An amorphous layer forming step of forming the second amorphous layer by irradiating one or more kinds of specific atoms is provided.
  • the method includes a contact step in which the first amorphous layer and the second amorphous layer are brought into contact with each other in a vacuum in which the amorphous layer forming step is performed, thereby generating a bonded substrate having a bonded interface.
  • a heat treatment step is performed in which the first amorphous layer and the second amorphous layer are heat treated by irradiating the inside of the bonding substrate with laser light from a direction substantially perpendicular to the bonding substrate.
  • the first amorphous layer can be formed on the surface of the support substrate and the second amorphous layer can be formed on the surface of the single crystal layer by the amorphous layer forming step.
  • An amorphous layer is a layer in which atoms do not have regularity like a crystal structure.
  • the first amorphous layer and the second amorphous layer are recrystallized by performing a heat treatment process in a state where the first amorphous layer and the second amorphous layer are in contact with each other. be able to. Since the first amorphous layer and the second amorphous layer are integrally recrystallized, the support substrate and the single crystal layer can be firmly bonded to each other by a covalent bond.
  • one or more kinds of specific atoms are implanted into the first amorphous layer and the second amorphous layer.
  • the distribution profile in the depth direction of the specific atom is in a state according to a Gaussian distribution.
  • the heat treatment step is performed using laser light, so that the temperature rise gradient during the heat treatment can be increased as compared with the case of using a furnace or the like, and thus recrystallization is performed in a short time. be able to. That is, the recrystallization speed can be made larger than the movement speed of the specific atom.
  • the distribution profile of a specific atom can be maintained in the same state as the distribution profile before the heat treatment process. Accordingly, it is possible to prevent the distribution profile of the specific atoms from being changed unevenly by the heat treatment process. As a result, it is possible to prevent the occurrence of a situation in which variations in device characteristics occur due to nonuniform distribution profiles of specific atoms when various devices are manufactured using a bonded substrate. Become.
  • a method for manufacturing a semiconductor substrate capable of appropriately controlling a distribution profile of specific atoms implanted in the substrate to form an amorphous layer is provided. be able to.
  • FIG. 8 is a cross-sectional view of a VIII-VIII portion. It is the elements on larger scale of the joining interface vicinity in the indication technique of this specification. It is the elements on larger scale near the joining interface in a comparative example. It is sectional drawing of the XI-XI part.
  • the wavelength of the laser light used in the heat treatment step is longer than the upper limit of the absorption wavelength determined by the band gap of the semiconductor single crystal layer, and the first amorphous layer and It may be a wavelength absorbed by the second amorphous layer.
  • Absorption of laser light between the portion serving as the bonding interface and the other portion in the semiconductor single crystal layer is made by forming the portion serving as the bonding interface of the semiconductor single crystal layer as the second amorphous layer.
  • the wavelength can be varied. Therefore, by selecting the wavelength as described above, the first amorphous layer and the second amorphous layer can be selectively heated in the heat treatment step.
  • the volume of the heated portion can be reduced as compared with the case where the entire bonded substrate including the supporting substrate and the single crystal layer of the semiconductor is heated.
  • the layer and the second amorphous layer can be heated. Therefore, the recrystallization speed can be controlled so that the recrystallization speed is larger than the moving speed of the specific atom.
  • the wavelength of the laser light used in the heat treatment step may be 240 nanometers or more and 600 nanometers or less. Accordingly, the first amorphous layer and the second amorphous layer can be selectively heated in the heat treatment step.
  • the first amorphous layer and the second amorphous layer are heated with a temperature gradient of 1000 ° C./second or more at the maximum in the heat treatment step. Also good. Thereby, it becomes possible to control the recrystallization speed so that the recrystallization speed is larger than the moving speed of the specific atom.
  • the single crystal layer of the semiconductor may be single crystal SiC
  • the support substrate may be polycrystalline SiC. Since polycrystalline SiC is less expensive than single crystal SiC, it is possible to manufacture a SiC substrate with a lower manufacturing cost than a substrate formed of only single crystal SiC.
  • one or more kinds of specific atoms may contain argon.
  • FIG. 2 is a perspective view of the bonding substrate 10 according to the present embodiment.
  • the bonding substrate 10 is formed in a substantially disk shape.
  • the bonding substrate 10 includes a support substrate 11 disposed on the lower side and a single crystal layer 13 bonded to the upper surface of the support substrate 11.
  • the single crystal layer 13 may be formed of a single crystal of a compound semiconductor (eg, 6H—SiC, 4H—SiC, GaN, AlN), for example.
  • it may be formed of a single crystal of a single element semiconductor (eg, Si, C).
  • the support substrate 11 preferably has resistance to various thermal processes applied to the single crystal layer 13.
  • the support substrate 11 is preferably made of a material having a small difference in coefficient of thermal expansion from the single crystal layer 13.
  • SiC silicon carbide
  • Polycrystalline SiC may contain various polytype SiC crystals. Since polycrystalline SiC in which various polytypes are mixed can be manufactured without performing strict temperature control, the cost for manufacturing the support substrate 11 can be reduced.
  • the thickness TT1 of the support substrate 11 may be determined so as to obtain a mechanical strength that can withstand post-processing. For example, when the diameter of the support substrate 11 is 100 (mm), the thickness TT1 may be about 100 ( ⁇ m).
  • FIG. 6 shows a schematic diagram of the laser irradiation apparatus 50.
  • the laser irradiation apparatus 50 includes a laser light generation unit 51, a stage 52, and a stage drive unit 53.
  • the laser beam generator 51 is a part that outputs a laser beam 60.
  • the laser beam generator 51 may include, for example, a YAG laser oscillator.
  • the laser beam 60 may be a pulsed laser beam having a pulse width of about 10 ns to 100 ns, for example.
  • the stage 52 is a part on which the bonding substrate 10 is placed.
  • the stage driving unit 53 is a part that moves the stage 52 in the X and Y directions (direction in a plane perpendicular to the laser beam 60) and the Z direction (direction parallel to the laser beam 60).
  • the relative position of the bonding substrate 10 with respect to the laser light generation unit 51 can be changed by the stage driving unit 53.
  • ⁇ Method for manufacturing bonded substrate> A method for manufacturing the bonded substrate 10 according to the present embodiment will be described with reference to the flow of FIG. 1 and schematic diagrams of FIGS. 3 to 7, 9, and 10 include cross-sectional views, but hatching is omitted for easy viewing.
  • the support substrate 11 is polycrystalline SiC and the single crystal layer 13 is single crystal 4H—SiC will be described.
  • the support substrate 11 and the single crystal layer 13 are prepared.
  • the surfaces of the support substrate 11 and the single crystal layer 13 are planarized.
  • the planarization may be performed by grinding or cutting, or may be performed by a CMP method.
  • an amorphous layer forming process is performed.
  • the amorphous layer forming step is a step of modifying the surface of the support substrate 11 to form the amorphous layer 11b and modifying the surface of the single crystal layer 13 to form the amorphous layer 13b.
  • An amorphous layer refers to a layer in which atoms have no regularity such as a crystal structure.
  • the single crystal layer 13 and the support substrate 11 are set in the chamber 101.
  • the relative positions of the single crystal layer 13 and the support substrate 11 are aligned.
  • the alignment is performed so that both substrates can be brought into contact with each other in a correct positional relationship in a contact process described later.
  • the chamber 101 is evacuated.
  • the degree of vacuum in the chamber 101 may be, for example, about 1 ⁇ 10 ⁇ 4 to 1 ⁇ 10 ⁇ 6 (Pa).
  • the surface 11a of the support substrate 11 and the surface 13a of the single crystal layer 13 are irradiated with a neutral atom beam of argon using a FAB gun (Fast Atom Beam) 102.
  • the neutral atom beam of argon is uniformly applied to the entire surface 11a and the entire surface 13a.
  • the entire surface 11a and the surface 13a may be irradiated while scanning with a neutral atom beam of argon so as to have an overlapping portion.
  • the crystal structure of the surfaces 11a and 13a can be destroyed at a certain depth from the surface.
  • amorphous layers 11b and 13b containing Si and C can be formed on the substrate surface.
  • argon atoms are implanted into the amorphous layers 11b and 13b.
  • the amorphous layers 11b and 13b can be formed so that the content ratio of Si and C is 1: 1. This makes it possible to form SiC crystals when recrystallizing the amorphous layers 11b and 13b.
  • the amorphous layers 11b and 13b are shown in a pseudo manner by hatching.
  • the thickness T11 of the amorphous layer 11b and the thickness T13 of the amorphous layer 13b can be controlled by the energy of argon atoms irradiated from the FAB gun 102.
  • the argon irradiation amount (atoms / cm 2) may be calculated using the thickness of the amorphous layer to be formed and the sputtering rate.
  • the incident energy may be about 1.5 (keV), for example.
  • the amorphous layer forming step since the oxide film and the adsorption layer on the surfaces 11a and 13a can be removed and the bonds can be exposed, the surfaces 11a and 13a can be activated. Further, since the amorphous layer forming step is a treatment in a vacuum, the surfaces 11a and 13a can be kept active without being oxidized.
  • step S2 a contact process is performed.
  • the amorphous layer 11 b of the support substrate 11 and the amorphous layer 13 b of the single crystal layer 13 are brought into contact in a vacuum in the chamber 101.
  • the support substrate 11 and the single crystal layer 13 may be fixed using a jig (not shown) or the like so as not to separate after contact.
  • step S3 as shown in FIG. 6, the bonding substrate 10 formed in the contact process is fixed to the stage 52 of the laser irradiation apparatus 50.
  • step S4 the height of the stage 52 in the Z direction is adjusted so that the distance H from the surface of the bonded substrate 10 to the laser output portion of the laser light generator 51 is a predetermined distance.
  • step S5 a heat treatment process is performed.
  • the laser beam 60 is output from the laser beam generator 51.
  • the laser beam 60 is applied to the inside of the bonding substrate 10 from the upper surface side of the bonding substrate 10.
  • the wavelength of the laser beam 60 used in the heat treatment step is longer than the upper limit of the absorption wavelength determined by the band gap of the single crystal layer 13, and is a wavelength that is absorbed by the amorphous layers 13b and 11b.
  • the wavelength of the laser beam 60 is not less than the upper limit (for example, 240 nanometers) of the absorption wavelength of the 4H—SiC single crystal, and the upper limit (for example, 600 nanometers) of the absorption wavelength of the amorphous layers 13b and 11b. The following is preferable.
  • the laser light 60 irradiated inside the bonding substrate 10 is transmitted through the single crystal layer 13 and in the lower layer of the single crystal layer 13. It can be absorbed by some amorphous layers 13b and 11b. That is, the amorphous layers 13 b and 11 b can function as a condensing layer for the laser beam 60. Thereby, the amorphous layers 13b and 11b can be selectively heated without performing a process of condensing the laser beam 60 using a lens or the like. Then, the amorphous layers 13b and 11b can be rapidly heated so as to have a temperature rise gradient of 1000 ° C./second or more at the maximum.
  • the irradiation is completed in a short time.
  • the non-heated single crystal layer 13 and the support substrate 11 function as a heat sink, so that the amorphous layers 13b and 11b are rapidly cooled.
  • the laser beam 60 is scanned relative to the bonding substrate 10 by moving the stage 52 in the X and Y directions. Thereby, the entire surfaces of the amorphous layers 13b and 11b can be rapidly heated. Note that the irradiation of the laser beam 60 onto the bonding substrate 10 may be performed in an air atmosphere.
  • FIG. 7 is a partially enlarged view of the vicinity of the bonding interface between the amorphous layer 11b and the amorphous layer 13b before the heat treatment step.
  • 8 is a cross-sectional view of the VIII-VIII portion of FIG. That is, FIG. 8 is a view of the surface of the amorphous layer 11 b observed from a direction perpendicular to the bonding substrate 10.
  • FIG. 10 is a partially enlarged view of the same portion as FIG. 7 after the heat treatment step.
  • FIG. 11 is a cross-sectional view of the same portion as FIG. 8 after the heat treatment step.
  • argon atoms are shown in a pseudo manner by white circles.
  • argon atoms are implanted into the amorphous layers 11b and 13b by the amorphous layer forming step of step S1.
  • the distribution profile of argon atoms in the depth direction (that is, the vertical direction in FIG. 7) is in a state according to a Gaussian distribution. Therefore, in the amorphous layers 11b and 13b, argon atoms are dispersed throughout the depth direction.
  • the in-plane distribution profile of argon atoms when the surface of the amorphous layer 11b is observed is uniform. In other words, the in-plane density of argon atoms is constant before the heat treatment step. This is because in step S1, the neutral atom beam of argon is uniformly applied to the surface 11a and the surface 13a.
  • SiC constituting the support substrate 11 and the single crystal layer 13 has a characteristic that the temperature of the amorphous layers 11b and 13b is not easily raised because it has higher thermal conductivity than Si and the like. Therefore, as compared with the method using laser annealing disclosed in this specification, the temperature rise gradient of the amorphous layers 11b and 13b is reduced. For example, in the comparative example, the amorphous layers 11b and 13b can only be heated with a temperature increase gradient of several tens to hundreds of tens of degrees / second at the maximum.
  • the amorphous layers 11b and 13b are heat-treated with a relatively small temperature rise inclination as in the comparative example, the amorphous layers 11b and 13b are changed from the state where the atomic arrangement is not regular to the atomic arrangement. It can be recrystallized to a state having regularity.
  • the recrystallization of the amorphous layer 13b is performed from the interface F1 (see FIG. 7) between the amorphous layer 13b and the single crystal layer 13 to the inside of the amorphous layer 13b (that is, the lower side of FIG. 7, see arrow Y1). ) Toward the crystal structure of the single crystal layer 13 (single crystal SiC).
  • the recrystallization of the amorphous layer 11b is performed from the interface F2 (see FIG. 7) between the amorphous layer 11b and the support substrate 11 to the inside of the amorphous layer 11b (that is, the upper side in FIG. 7, see arrow Y2).
  • Argon is an atom that does not participate in the recrystallization reaction of the amorphous layers 11b and 13b. Then, as the recrystallization of the amorphous layer 13b proceeds, the argon atoms in the amorphous layer 13b move to a region where the recrystallization is not performed. That is, it moves in the direction of arrow Y1 in FIG. Similarly, as the recrystallization of the amorphous layer 11b proceeds, the argon atoms in the amorphous layer 11b move to a region where recrystallization has not been performed. That is, it moves in the direction of arrow Y2 in FIG.
  • argon atoms aggregate in the vicinity of the bonding interface 12 between the support substrate 11 and the single crystal layer 13, as shown in FIG.
  • argon atoms may move in the in-plane direction and partially agglomerate, whereby agglomerated portions may be scattered in islands.
  • the in-plane distribution profile of argon atoms is not uniform. In other words, in-plane variation may occur in the in-plane density of argon atoms after the heat treatment step.
  • the in-plane distribution profile of the argon atoms may be changed to a non-uniform state by the heat treatment process. Then, when various devices are created using the bonding substrate 10, in-plane variation of device characteristics may occur, which is not preferable.
  • argon atoms may aggregate near the bonding interface 12 in the distribution profile of the argon atoms in the depth direction. Then, when a vertical device in which a current path is formed so as to cross the junction interface 12 is created, it may cause a change in IV characteristics, which is not preferable.
  • the amorphous layers 11b and 13b inside the bonding substrate 10 can be selectively and directly heated by using laser annealing in the heat treatment step of Step S5.
  • the volume of the part to heat can be reduced compared with the case where the whole joining board
  • the temperature rise gradient of the amorphous layers 11b and 13b can be increased as compared with the case where the heat treatment process is performed using the furnace or lamp annealing described in the comparative example.
  • the amorphous layers 11b and 13b can be rapidly heated at a maximum temperature increase of 1000 degrees / second or more, and then rapidly cooled.
  • the amorphous layers 11b and 13b are rapidly heated and rapidly cooled as in the disclosed technique of the present specification, the amorphous layers 11b and 13b are re-converted into the SiC polycrystalline layers 11c and 13c. It can be crystallized (see FIG. 9).
  • the recrystallization of the polycrystalline layer 13c is performed on the entire depth direction of the polycrystalline layer 13c in the region irradiated with the laser beam 60. In other words, unlike the comparative example, recrystallization does not proceed gradually from the interface F1 (see FIG. 7) in the direction of the arrow Y1.
  • the recrystallization of the polycrystalline layer 11c is performed on the entire depth direction of the polycrystalline layer 11c in the region irradiated with the laser beam 60.
  • Argon atoms may be present at the crystal grain boundaries of the polycrystalline layers 11c and 13c.
  • the speed at which the polycrystalline layers 11c and 13c are recrystallized can be made larger than the moving speed of the argon atoms. Therefore, the movement of argon atoms during the heat treatment step can be suppressed.
  • the distribution profile (see FIG. 9) of the argon atoms in the depth direction when the recrystallization of the polycrystalline layers 11c and 13c is completed is similar to the Gaussian distribution profile (see FIG. 7) before the heat treatment step. It can be maintained in a state according to the distribution.
  • the in-plane distribution profile of argon atoms when the recrystallization of the polycrystalline layers 11c and 13c is completed can be maintained in a uniform state, similar to the distribution profile before the heat treatment step (see FIG. 8). .
  • step S2 the surfaces 11a from which the oxide film and the adsorption layer have been removed in the amorphous layer formation step (step S1) are brought into contact with each other in a vacuum, so that clean surfaces are joined together. be able to. Thereby, there can be formed a structure in which there is no extra intermediate layer, and polycrystalline SiC and single crystal SiC are directly bonded at the atomic level. Accordingly, when a vertical device is formed using the bonding substrate 10, even when the current path is formed so as to cross the interface between the support substrate 11 and the single crystal layer 13, the presence of the interface causes the presence of the device. It is possible to prevent performance from degrading (eg, increase in on-resistance). With the bonding method described in the present specification, it is possible to manufacture a bonded substrate 10 suitable for manufacturing a vertical device.
  • the method for forming the amorphous layer is not limited to the neutral atom beam irradiation of argon.
  • a method of implanting atoms, molecules, ions, or the like such as He, hydrogen, Ar, Si, or C may be used.
  • the single crystal layer 13 is not limited to a 4H—SiC single crystal.
  • Various polytypes of single crystal SiC such as 3C—SiC and 6H—SiC can be used as the single crystal layer 13.
  • a peeling technique also called Smart Cut (registered trademark) by ablation of hydrogen atoms may be used.
  • the material used for the support substrate 11 is not limited to polycrystalline SiC. Any material may be used as long as it is resistant to various thermal processes applied to the single crystal layer 13. For example, it may be a sintered body formed of a mixed material of ceramic materials.
  • the ceramic material to be used may be various materials, for example, at least one material selected from SiC, Si, AlN, Al 2 O 3 , GaN, Si 3 N 4 , SiO 2 , Ta 2 O 5 , and the like. There may be.

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Abstract

　非晶質層を形成するために基板内に打ち込まれた特定原子の分布プロファイルを適切に制御することが可能な半導体基板の製造方法を提供する。半導体基板の製造方法は、支持基板の表面に真空中で１種類以上の特定原子を照射することで第１の非晶質層を形成するとともに、半導体の単結晶層の表面に真空中で１種類以上の特定原子を照射することで第２の非晶質層を形成する非晶質層形成工程を備える。また、非晶質層形成工程が行われた真空中において、第１の非晶質層と第２の非晶質層とを接触させ、接合界面を有する接合基板を生成する接触工程を備える。また、接合基板に対して略垂直な方向から接合基板の内部にレーザ光を照射し、第１の非晶質層および第２の非晶質層を熱処理する熱処理工程を備える。

Description

半導体基板の製造方法
　本出願は、２０１４年５月１６日に出願された日本国特許出願第２０１４－１０２５６８号に基づく優先権を主張する。その出願の全ての内容はこの明細書中に参照により援用されている。本明細書では、非晶質層を形成するために基板内に打ち込まれた特定原子の分布プロファイルを適切に制御することが可能な半導体基板の製造方法に関する技術を開示する。
　特表２００４－５０３９４２号公報には、多結晶炭化シリコン上に単結晶炭化シリコンの活性層を有する基板の製造方法が開示されている。当該製造方法では、非晶質材料層（非晶質シリコン）が多結晶炭化シリコン支持体上に蒸着される。そして、多結晶炭化シリコン支持体と単結晶炭化シリコン基板とが重ね合わせられ、直接ボンディングにより一体化される。
　非晶質材料層を、アルゴンなどの特定原子を照射することによって生成する場合がある。この場合、照射された特定原子が基板内に残存する。そして、特定原子が残存する基板を用いて各種のデバイスを製造した場合には、特定原子の存在によってデバイスの特性に影響が出る場合がある。しかし、残存する特定原子の影響を抑制する技術については、開示されていない。
　本明細書では、半導体基板の製造方法を開示する。この半導体基板の製造方法は、支持基板の表面に真空中で１種類以上の特定原子を照射することで第１の非晶質層を形成するとともに、半導体の単結晶層の表面に真空中で１種類以上の特定原子を照射することで第２の非晶質層を形成する非晶質層形成工程を備える。また、非晶質層形成工程が行われた真空中において、第１の非晶質層と第２の非晶質層とを接触させ、接合界面を有する接合基板を生成する接触工程を備える。また、接合基板に対して略垂直な方向から接合基板の内部にレーザ光を照射し、第１の非晶質層および第２の非晶質層を熱処理する熱処理工程を備える。
　上記方法では、非晶質層形成工程により、支持基板の表面に第１の非晶質層を形成するとともに、単結晶層の表面に第２の非晶質層を形成することができる。非晶質層は、原子が結晶構造のような規則性を持たない状態となっている層である。第１の非晶質層と第２の非晶質層とが接触している状態で熱処理工程を行うことにより、第１の非晶質層および第２の非晶質層を再結晶化させることができる。第１の非晶質層と第２の非晶質層とが一体となって再結晶化するため、支持基板と単結晶層とを、共有結合によって強固に接合させることができる。
　また、第１の非晶質層および第２の非晶質層には、１種類以上の特定原子が注入された状態となっている。特定原子の深さ方向の分布プロファイルは、ガウス分布に従った状態である。そして上記方法では、熱処理工程をレーザ光を用いて行うことで、ファーネス等を用いる場合などに比して、熱処理時の温度上昇傾きを大きくすることができるため、再結晶化を短時間で行うことができる。すなわち、特定原子の移動速度よりも、再結晶化速度を大きくすることができる。これにより、熱処理工程時の特定原子の移動を抑制することができるため、特定原子の分布プロファイルを、熱処理工程前の分布プロファイルと同様の状態に維持できる。従って、特定原子の分布プロファイルが熱処理工程によって不均一に変化してしまうことを防止できる。その結果、接合基板を用いて各種のデバイスを製造したときに、不均一な特定原子の分布プロファイルに起因してデバイスの特性にバラつきが発生してしまうという事態の発生を防止することが可能となる。
　本明細書に開示されている技術によれば、非晶質層を形成するために基板内に打ち込まれた特定原子の分布プロファイルを適切に制御することが可能な半導体基板の製造方法を提供することができる。
接合基板の製造方法を示すフロー図である。 接合基板の斜視図である。 接合基板の製造工程の説明図である。 接合基板の製造工程の説明図である。 接合基板の製造工程の説明図である。 レーザ照射装置の概略図である。 熱処理工程前における接合界面近傍の部分拡大図である。 VIII－VIII部分の断面図である。 本明細書の開示技術における接合界面近傍の部分拡大図である。 比較例における接合界面近傍の部分拡大図である。 XI－XI部分の断面図である。
　以下、本明細書で開示する実施例の技術的特徴の幾つかを記す。なお、以下に記す事項は、各々単独で技術的な有用性を有している。
（特徴１）上記の半導体基板の製造方法では、熱処理工程で用いられるレーザ光の波長は、半導体の単結晶層のバンドギャップにより定まる吸収波長の上限よりも長く、第１の非晶質層および第２の非晶質層に吸収される波長であってもよい。半導体の単結晶層の接合界面となる部分を第２の非晶質層とすることで、半導体の単結晶層において、接合界面となる部分とそれ以外の部分との間で、レーザ光の吸収波長を異ならせることができる。したがって、上記のような波長を選択することにより、熱処理工程で、第１の非晶質層および第２の非晶質層を選択的に加熱することができる。これにより、支持基板や半導体の単結晶層を含んだ接合基板全体を加熱する場合に比して、加熱する部位の体積を減少させることができるため、大きな温度上昇傾きで第１の非晶質層および第２の非晶質層を加熱することができる。従って、特定原子の移動速度よりも再結晶化速度を大きくするように、再結晶化速度を制御することが可能となる。
（特徴２）熱処理工程で用いられるレーザ光の波長は、２４０ナノメートル以上６００ナノメートル以下であってもよい。これにより、熱処理工程で、第１の非晶質層および第２の非晶質層を選択的に加熱することができる。
（特徴３）上記の半導体基板の製造方法では、熱処理工程では、最大で１０００℃／秒以上の温度勾配を有して第１の非晶質層および第２の非晶質層が加熱されてもよい。これにより、特定原子の移動速度よりも再結晶化速度を大きくするように、再結晶化速度を制御することが可能となる。
（特徴４）上記の半導体基板の製造方法では、半導体の単結晶層は単結晶ＳｉＣであり、支持基板は、多結晶ＳｉＣであってもよい。多結晶ＳｉＣは単結晶ＳｉＣに比して安価であるため、単結晶ＳｉＣのみで形成された基板に比して製造コストが低減されたＳｉＣ基板を製造することが可能となる。
（特徴５）上記の半導体基板の製造方法では、　１種類以上の特定原子はアルゴンを含んでいてもよい。
＜接合基板の構成＞
　図２に、本実施例に係る接合基板１０の斜視図を示す。接合基板１０は略円盤状に形成されている。接合基板１０は、下側に配置された支持基板１１と、支持基板１１の上面に貼り合わされた単結晶層１３とを備えている。単結晶層１３は、例えば、化合物半導体（例：６Ｈ－ＳｉＣ、４Ｈ－ＳｉＣ、ＧａＮ、ＡｌＮ）の単結晶によって形成されていてもよい。また例えば、単元素半導体（例：Ｓｉ、Ｃ）の単結晶によって形成されていてもよい。
　支持基板１１には、各種の材料を用いることができる。支持基板１１は、単結晶層１３に適用される各種の熱プロセスに対する耐性を有することが好ましい。また支持基板１１は、単結晶層１３との熱膨張率の差が小さい材料であることが好ましい。例えば、単結晶層１３にＳｉＣを用いる場合には、支持基板１１には、単結晶ＳｉＣ、多結晶ＳｉＣ、単結晶Ｓｉ、多結晶Ｓｉ、サファイア、ＧａＮ、カーボンなどを用いることが可能である。多結晶ＳｉＣには、様々なポリタイプのＳｉＣ結晶が混在していても良い。様々なポリタイプが混在する多結晶ＳｉＣは、厳密な温度制御を行うことなく製造することができるため、支持基板１１を製造するコストを低減させることが可能となる。支持基板１１の厚さＴＴ１は、後工程加工に耐えることができる機械的強度が得られるように定めればよい。厚さＴＴ１は、例えば、支持基板１１の直径が１００（ｍｍ）である場合には、１００（μｍ）程度であってもよい。
＜レーザ照射装置の構造＞
　図６に、レーザ照射装置５０の概略図を示す。レーザ照射装置５０は、レーザ光発生部５１、ステージ５２、ステージ駆動部５３、を備えている。レーザ光発生部５１は、レーザ光６０を出力する部位である。レーザ光発生部５１は、例えばＹＡＧレーザ発振器を備えていてもよい。レーザ光６０は、たとえば１０ｎｓから１００ｎｓ程度のパルス幅を有するパルスレーザ光であってもよい。ステージ５２は、接合基板１０を載置する部位である。ステージ駆動部５３は、ステージ５２をＸ、Ｙ方向（レーザ光６０に対して垂直な平面内の方向）や、Ｚ方向（レーザ光６０と平行な方向）へ移動させる部位である。ステージ駆動部５３によって、レーザ光発生部５１に対する接合基板１０の相対位置を変化させることができる。
＜接合基板の製造方法＞
　本実施例に係る接合基板１０の製造方法を、図１のフローと、図３～図１０の模式図を用いて説明する。なお、図３～図７、図９、図１０は断面図を含んでいるが、見易さのためにハッチングを省略している。本実施例では、例として、支持基板１１が多結晶ＳｉＣであり、単結晶層１３が単結晶４Ｈ－ＳｉＣである場合を説明する。
　まず、支持基板１１および単結晶層１３が準備される。支持基板１１および単結晶層１３の表面は平坦化されている。平坦化は、研削や切削によって行われてもよいし、ＣＭＰ法によって行われてもよい。
　ステップＳ１において、非晶質層形成工程が行われる。非晶質層形成工程は、支持基板１１の表面を改質して非晶質層１１ｂを形成するとともに、単結晶層１３の表面を改質して非晶質層１３ｂを形成する工程である。非晶質層とは、原子が結晶構造のような規則性を持たない状態となっている層のことをさす。
　具体的に説明する。図３に示すように、単結晶層１３と支持基板１１を、チャンバー１０１内にセットする。次に、単結晶層１３と支持基板１１との相対位置の位置合わせを行う。位置合わせは、後述する接触工程で両基板が正しい位置関係で接触できるように行われる。次に、チャンバー１０１内を真空状態にする。チャンバー１０１内の真空度は、例えば、１×１０－４～１×１０－６（Ｐａ）程度であってもよい。
　図４に示すように、支持基板１１の表面１１ａおよび単結晶層１３の表面１３ａにＦＡＢガン（高速原子ビーム：Fast　Atom　Beam）１０２を用いて、アルゴンの中性原子ビームを照射する。アルゴンの中性原子ビームは、表面１１ａの全面および表面１３ａの全面に均一に照射される。例えば、アルゴンの中性原子ビームを、オーバーラップ部分を有するように走査させながら、表面１１ａおよび表面１３ａの全面に照射してもよい。これにより、表面１１ａおよび１３ａの結晶構造を、表面から一定の深さで破壊することができる。その結果、基板表面に、ＳｉとＣを含んでいる非晶質層１１ｂおよび１３ｂを形成することができる。また、非晶質層１１ｂおよび１３ｂには、アルゴン原子が打ち込まれている状態となる。また、ＳｉとＣの含有比率が１：１となるように、非晶質層１１ｂおよび１３ｂを形成することができる。これにより、非晶質層１１ｂおよび１３ｂを再結晶化させる場合に、ＳｉＣ結晶を形成させることが可能となる。
　図４では、非晶質層１１ｂおよび１３ｂを、ハッチングで擬似的に示している。非晶質層１１ｂの厚さＴ１１、および非晶質層１３ｂの厚さＴ１３は、ＦＡＢガン１０２から照射されるアルゴン原子のエネルギーにより制御できる。アルゴンの照射量（ａｔｏｍｓ／ｃｍ２）は、形成する非晶質層の厚さとスパッタレートを用いて算出するとしてもよい。また入射エネルギーは、例えば１．５（ｋｅＶ）程度であってもよい。
　また、非晶質層形成工程では、表面１１ａおよび１３ａの酸化膜や吸着層を除去して結合手を表出させることができるため、表面１１ａおよび１３ａを活性化することができる。また非晶質層形成工程は真空中での処理であるため、表面１１ａおよび１３ａは、酸化等されず活性状態を保持することができる。
　ステップＳ２において、接触工程が行われる。接触工程では、図５に示すように、支持基板１１の非晶質層１１ｂと、単結晶層１３の非晶質層１３ｂとを、チャンバー１０１内で、真空中で接触させる。また、接触後に支持基板１１と単結晶層１３とが離反しないように、不図示のジグ等を用いて固定してもよい。
　ステップＳ３において、図６に示すように、レーザ照射装置５０のステージ５２に、接触工程で形成された接合基板１０を固定する。ステップＳ４において、接合基板１０の表面からレーザ光発生部５１のレーザ出力部までの距離Ｈが、予め定められた所定の距離となるように、ステージ５２のＺ方向の高さを調整する。
　ステップＳ５において、熱処理工程が行われる。レーザ光発生部５１からレーザ光６０を出力させる。レーザ光６０は、接合基板１０の上面側から接合基板１０の内部に照射される。熱処理工程で用いられるレーザ光６０の波長は、単結晶層１３のバンドギャップにより定まる吸収波長の上限よりも長く、非晶質層１３ｂおよび１１ｂに吸収される波長である。具体的には、レーザ光６０の波長は、４Ｈ－ＳｉＣ単結晶の吸収波長の上限値（例えば２４０ナノメートル）以上、非晶質層１３ｂおよび１１ｂの吸収波長の上限値（例えば６００ナノメートル）以下であることが好ましい。
　このような波長のレーザ光６０を用いることにより、図６に示すように、接合基板１０の内部に照射されたレーザ光６０を、単結晶層１３を透過させるとともに、単結晶層１３の下層である非晶質層１３ｂおよび１１ｂに吸収させることができる。すなわち、非晶質層１３ｂおよび１１ｂを、レーザ光６０の集光層として機能させることができる。これにより、レーザ光６０をレンズ等を用いて集光する処理を行うことなく、非晶質層１３ｂおよび１１ｂを選択的に発熱させることが可能となる。そして、最大で１０００℃／秒以上の温度上昇傾きを有するように、非晶質層１３ｂおよび１１ｂを急速に加熱することができる。
　また、レーザ光６０をパルス状で照射するため、照射は短時間で終了する。照射が終了すると、加熱されていない単結晶層１３や支持基板１１が放熱板として機能するため、非晶質層１３ｂおよび１１ｂは急速に冷却される。
　また熱処理工程では、ステージ５２をＸおよびＹ方向へ移動させることによって、レーザ光６０を接合基板１０に対して相対的に走査させる。これにより、非晶質層１３ｂおよび１１ｂの全面を、急速加熱することができる。なお、接合基板１０へのレーザ光６０の照射は、大気雰囲気で行われてもよい。
＜比較例＞
　比較例を、図７、図８、図１０、図１１を用いて説明する。比較例では、図７に示す接合基板１０を、ファーネスやランプアニールを用いて熱処理を行う場合を説明する。図７は、熱処理工程前における、非晶質層１１ｂと非晶質層１３ｂとの接合界面近傍の部分拡大図である。図８は、図７のVIII－VIII部分の断面図である。すなわち図８は、非晶質層１１ｂの表面を接合基板１０に垂直な方向から観察した図である。図１０は、熱処理工程後における、図７と同一部分の部分拡大図である。図１１は、熱処理工程後における、図８と同一部分の断面図である。なお、図７～図１１では、アルゴン原子を白抜きの丸印で擬似的に示している。
　図７に示すように、非晶質層１１ｂおよび１３ｂ内には、ステップＳ１の非晶質層形成工程によって、アルゴン原子が注入されている。熱処理工程前においては、アルゴン原子の深さ方向（すなわち図７の上下方向）の分布プロファイルは、ガウス分布に従った状態である。したがって、非晶質層１１ｂおよび１３ｂでは、その深さ方向の全体に、アルゴン原子が分散している状態である。また図８に示すように、熱処理工程前においては、非晶質層１１ｂの表面を観察したときのアルゴン原子の面内分布プロファイルは均一である。換言すると、熱処理工程前においては、アルゴン原子の面内密度は一定である。これは、ステップＳ１において、アルゴンの中性原子ビームを、表面１１ａおよび表面１３ａに均一に照射しているためである。
　ファーネスやランプアニールでは、接合基板１０内部の非晶質層１１ｂおよび１３ｂを加熱するために、接合基板１０の全体を加熱する必要がある。また支持基板１１や単結晶層１３を構成しているＳｉＣは、Ｓｉ等に比べて熱伝導率が高いため、非晶質層１１ｂおよび１３ｂの温度を上昇させにくいという特性を有する。従って、本明細書に開示されているレーザアニールを用いる方法に比して、非晶質層１１ｂおよび１３ｂの温度上昇傾きが小さくなる。例えば比較例では、非晶質層１１ｂや１３ｂを、最大で数十度～百数十度／秒の温度上昇傾きでしか加熱することができない。
　そして、比較例のような比較的小さい温度上昇傾きで非晶質層１１ｂおよび１３ｂを熱処理する場合には、非晶質層１１ｂおよび１３ｂを、原子配列に規則性がない状態から、原子配列に規則性を有する状態へ再結晶化させることができる。非晶質層１３ｂの再結晶化は、非晶質層１３ｂと単結晶層１３との界面Ｆ１（図７参照）から非晶質層１３ｂの内部側（すなわち図７の下側。矢印Ｙ１参照）へ向かって、単結晶層１３の結晶構造（単結晶ＳｉＣ）に倣った原子配列となるように行われる。また非晶質層１１ｂの再結晶化は、非晶質層１１ｂと支持基板１１との界面Ｆ２（図７参照）から非晶質層１１ｂの内部側（すなわち図７の上側。矢印Ｙ２参照）へ向かって、支持基板１１の結晶構造（多結晶ＳｉＣ）に倣った原子配列となるように行われる。従って再結晶化が完了すると、図１０に示すように、非晶質層１１ｂおよび１３ｂが消滅し、単結晶層１３と支持基板１１とが直接に接合している接合基板１０が形成される。非晶質層１１ｂと１３ｂとが一体となって再結晶化するため、単結晶層１３と支持基板１１とを共有結合によって強固に接合させることができる。
　そしてアルゴンは、非晶質層１１ｂおよび１３ｂの再結晶化の反応に関与しない原子である。すると、非晶質層１３ｂの再結晶化が進むにつれて、非晶質層１３ｂ内のアルゴン原子は、再結晶化が行われていない領域に移動する。すなわち、図７の矢印Ｙ１方向へ移動する。同様に、非晶質層１１ｂの再結晶化が進むにつれて、非晶質層１１ｂ内のアルゴン原子は、再結晶化が行われていない領域に移動する。すなわち、図７の矢印Ｙ２方向へ移動する。その結果、非晶質層１１ｂおよび１３ｂの再結晶化が完了すると、図１０に示すように、支持基板１１と単結晶層１３との接合界面１２の近傍にアルゴン原子が凝集することになる。また図１１に示すように、熱処理工程後において、アルゴン原子が面内方向に移動して部分的に凝集することで、凝集部分が島状に点在する場合がある。この場合に、アルゴン原子の面内分布プロファイルは不均一となる。換言すると、熱処理工程後において、アルゴン原子の面内密度に面内バラつきが発生する場合がある。
　以上より、比較例では、アルゴン原子の面内の分布プロファイルが、熱処理工程によって不均一な状態に変化する場合がある。すると、接合基板１０を用いて各種のデバイスを作成したときに、デバイス特性の面内バラつきが発生する原因となる場合があるため、好ましくない。また比較例では、アルゴン原子の深さ方向の分布プロファイルにおいて、接合界面１２の近傍にアルゴン原子が凝集する場合がある。すると、接合界面１２を横切るように電流経路が形成される縦型のデバイスを作成した場合に、Ｉ－Ｖ特性が変化してしまう原因となる場合があるため、好ましくない。
＜本明細書の開示技術の効果＞
　本明細書の開示技術では、ステップＳ５の熱処理工程においてレーザアニールを用いることで、接合基板１０の内部の非晶質層１１ｂおよび１３ｂを選択的に直接加熱することができる。これにより、支持基板１１や単結晶層１３を含んだ接合基板１０全体を加熱する場合に比して、加熱する部位の体積を減少させることができる。よって、前述したように非晶質層１１ｂおよび１３ｂの温度を上昇させにくいという特性が存在する場合においても、高効率で非晶質層１１ｂおよび１３ｂを加熱することができる。従って、比較例で説明したファーネスやランプアニールを用いて熱処理工程を行う場合に比して、非晶質層１１ｂおよび１３ｂの温度上昇傾きを大きくすることができる。例えば、非晶質層１１ｂや１３ｂを、最大で１０００度／秒以上の温度上昇傾きで急速加熱し、その後に急速冷却することができる。
　そして、本明細書の開示技術のように、非晶質層１１ｂおよび１３ｂを急速加熱および急速冷却熱する場合には、非晶質層１１ｂおよび１３ｂを、ＳｉＣの多結晶層１１ｃおよび１３ｃに再結晶化させることができる（図９参照）。多結晶層１３ｃの再結晶化は、レーザ光６０が照射された領域において、多結晶層１３ｃの深さ方向の全体に対して行われる。換言すると、比較例のように、界面Ｆ１（図７参照）から矢印Ｙ１方向へ除々に再結晶化が進むことはない。同様に、多結晶層１１ｃの再結晶化は、レーザ光６０が照射された領域において、多結晶層１１ｃの深さ方向の全体に対して行われる。なお、アルゴン原子は、多結晶層１１ｃおよび１３ｃの結晶粒界に存在していてもよい。
　これにより、アルゴン原子の移動速度よりも、多結晶層１１ｃおよび１３ｃの再結晶化が行われる速度を大きくすることができる。従って、熱処理工程時のアルゴン原子の移動を抑制することができる。その結果、多結晶層１１ｃおよび１３ｃの再結晶化が完了した場合のアルゴン原子の深さ方向の分布プロファイル（図９参照）を、熱処理工程前の分布プロファイル（図７参照）と同様に、ガウス分布に従った状態に維持することができる。また、多結晶層１１ｃおよび１３ｃの再結晶化が完了した場合のアルゴン原子の面内分布プロファイルを、熱処理工程前の分布プロファイル（図８参照）と同様に、均一な状態に維持することができる。
　以上より、本明細書の開示技術では、アルゴン原子の面内の分布プロファイルが、熱処理工程によって不均一な状態に変化してしまうことを防止することができる。接合基板１０を用いて各種のデバイスを作成したときに、デバイス特性の面内バラつきが発生してしまう事態や、Ｉ－Ｖ特性が変化してしまう事態を抑制することができる。
　接触工程（ステップＳ２）では、非晶質層形成工程（ステップＳ１）で酸化膜や吸着層が除去された表面１１ａと表面１３ａとを、真空中において接触させるため、清浄な面同士を接合させることができる。これにより、余計な中間層が存在せず、多結晶ＳｉＣと単結晶ＳｉＣとが原子レベルで直接に接合している構造を形成することができる。従って、接合基板１０を用いて縦型デバイスを作成する場合に、支持基板１１と単結晶層１３との界面を横切るように電流経路上が形成される場合においても、当該界面の存在によってデバイスの性能が低下（例：オン抵抗の増加）してしまうことを防止することができる。本明細書に記載されている接合方法では、縦型デバイスの製造に適した接合基板１０を製造することが可能となる。
　以上、本発明の実施例について詳細に説明したが、これらは例示に過ぎず、特許請求の範囲を限定するものではない。特許請求の範囲に記載の技術には、以上に例示した具体例を様々に変形、変更したものが含まれる。
＜変形例＞
　非晶質層形成工程（ステップＳ１）において、非晶質層を形成する方法は、アルゴンの中性原子ビーム照射に限られない。例えば、Ｈｅ、水素、Ａｒ、Ｓｉ、Ｃなどの、原子または分子またはイオンなどを注入する方法であってもよい。
　単結晶層１３は、４Ｈ－ＳｉＣの単結晶に限られない。３Ｃ－ＳｉＣや６Ｈ－ＳｉＣなど、様々なポリタイプの単結晶ＳｉＣを単結晶層１３として用いることができる。
　単結晶層１３を形成するために、水素原子のアブレーションによる剥離技術（スマートカット（登録商標）とも呼ばれる）を用いてもよい。
　支持基板１１に使用される材料は、多結晶ＳｉＣに限られない。単結晶層１３に適用される各種の熱プロセスに対する耐性を有する材料であれば、何れの材料であってもよい。例えば、セラミック材料の混合材料によって形成されている焼結体であってもよい。使用するセラミック材料は、各種の材料でよく、例えば、ＳｉＣ、Ｓｉ、ＡｌＮ、Ａｌ２Ｏ３、ＧａＮ、Ｓｉ３Ｎ４、ＳｉＯ２、Ｔａ２Ｏ５、などのうちの少なくとも１種類の材料であってもよい。
　本明細書または図面に説明した技術要素は、単独であるいは各種の組合せによって技術的有用性を発揮するものであり、出願時請求項記載の組合せに限定されるものではない。また、本明細書または図面に例示した技術は複数目的を同時に達成し得るものであり、そのうちの一つの目的を達成すること自体で技術的有用性を持つものである。
　１０：接合基板、１１：支持基板、１１ｂおよび１３ｂ：非晶質層、１３：単結晶層、５０：レーザ照射装置、１０１：チャンバー、１０２：ＦＡＢガン

Claims (6)

  1. 　半導体基板の製造方法であって、
    　支持基板の表面に真空中で１種類以上の特定原子を照射することで第１の非晶質層を形成するとともに、半導体の単結晶層の表面に真空中で前記１種類以上の特定原子を照射することで第２の非晶質層を形成する非晶質層形成工程と、
    　前記非晶質層形成工程が行われた真空中において、前記第１の非晶質層と前記第２の非晶質層とを接触させ、接合界面を有する接合基板を生成する接触工程と、
    　前記接合基板に対して略垂直な方向から前記接合基板の内部にレーザ光を照射し、前記第１の非晶質層および前記第２の非晶質層を熱処理する熱処理工程と、
    　を備えることを特徴とする半導体基板の製造方法。
  2. 　前記熱処理工程で用いられる前記レーザ光の波長は、前記半導体の単結晶層のバンドギャップにより定まる吸収波長の上限よりも長く、前記第１の非晶質層および前記第２の非晶質層に吸収される波長であることを特徴とする請求項１に記載の基板製造方法。
  3. 　前記熱処理工程で用いられる前記レーザ光の波長は、２４０ナノメートル以上６００ナノメートル以下であることを特徴とする請求項２に記載の基板製造方法。
  4. 　前記熱処理工程では、最大で１０００℃／秒以上の温度勾配を有して前記第１の非晶質層および前記第２の非晶質層が加熱されることを特徴とする請求項１～３の何れか１項に記載の半導体基板の製造方法。
  5. 　前記半導体の単結晶層は単結晶ＳｉＣであり、
    　前記支持基板は、多結晶ＳｉＣであることを特徴とする請求項１～４の何れか１項に記載の半導体基板の製造方法。
  6. 　前記１種類以上の特定原子はアルゴンを含むことを特徴とする請求項１～５の何れか１項に記載の半導体基板の製造方法。
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