WO2020195197A1 - 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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潔 松島
吉川　潤
守道 渡邊
里紗 宮風
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日本碍子株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a SiC composite substrate and a composite substrate for a semiconductor device.
  • SiC silicon carbide
  • SiC power devices power semiconductor devices using SiC materials are expected to be used in various applications because they are superior in miniaturization, low power consumption and high efficiency to those using Si semiconductors.
  • SiC power device it is possible to reduce the size of converters, inverters, in-vehicle chargers, etc. for electric vehicles (EV) and plug-in hybrid vehicles (PHEV) and improve efficiency.
  • EV electric vehicles
  • PHEV plug-in hybrid vehicles
  • Patent Document 1 Japanese Patent No. 2961522 discloses a substrate for a semiconductor electronic device in which a thin SiC single crystal wafer and a base substrate portion are joined and integrated via an oxide layer, and the base substrate is disclosed. It is described that it is preferable to use a SiC polycrystalline substrate portion as a portion from the viewpoint of improving heat dissipation. In this document, the bonding and integration of the SiC single crystal wafer and the base substrate portion is performed at room temperature via the oxide layer.
  • Patent Document 2 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2018-014372 discloses a semiconductor substrate in which a single crystal SiC substrate and a polycrystalline SiC support substrate are bonded to each other, and includes a single crystal SiC substrate and a polycrystalline SiC substrate. The bonding is carried out by irradiating a neutral atom beam of argon to bring the surfaces of the substrates in an active state into contact with each other in a vacuum.
  • the conventional SiC composite substrate obtained by joining the SiC single crystal substrate and the SiC polycrystalline substrate as in Patent Documents 1 and 2 has a residue due to polishing when the surface of the single crystal SiC substrate is polished. Due to the influence of stress, peeling (delamination), cracking and cracking of the joint surface may occur.
  • the present inventors have recently performed processing such as grinding and polishing by providing a predetermined uneven shape at the bonding interface between the two layers in a SiC composite substrate provided with a biaxially oriented SiC layer and a SiC polycrystalline layer. It was found that even if it is applied, delamination, cracking and cracking of the substrate can be prevented from occurring.
  • an object of the present invention is to provide a SiC composite substrate in which delamination, cracking and cracking of the substrate are unlikely to occur even if processing such as grinding and polishing is performed.
  • a biaxially oriented SiC layer in which SiC is oriented in both the c-axis direction and the a-axis direction The SiC polycrystalline layer provided on one surface side of the biaxially oriented SiC layer and It is a SiC composite substrate equipped with Provided is a SiC composite substrate in which the bonding interface between the biaxially oriented SiC layer and the SiC polycrystalline layer has a concavo-convex shape, and the amount of concavo-convex shape of the concavo-convex shape is 1 to 200 ⁇ m.
  • a functional layer for a semiconductor device provided on the biaxially oriented SiC layer of the SiC composite substrate, and A composite substrate for a semiconductor device is provided.
  • FIG. 5 is a schematic cross-sectional view showing an uneven shape (grooving pattern) applied to a single crystal SiC substrate in Example 7 (comparison).
  • FIG. 1 schematically shows an example of the SiC composite substrate of the present invention.
  • the SiC composite substrate 10 includes a biaxially oriented SiC layer 12 and a SiC polycrystalline layer 14.
  • the biaxially oriented SiC layer 12 is a layer in which SiC is oriented in both the c-axis direction and the a-axis direction.
  • the SiC polycrystalline layer 14 is provided on one surface side of the biaxially oriented SiC layer 12.
  • the bonding interface between the biaxially oriented SiC layer 12 and the SiC polycrystalline layer 14 has a concavo-convex shape, and the amount of concavo-convex shape is 1 to 200 ⁇ m.
  • the SiC composite substrate 10 including the biaxially oriented SiC layer 12 and the SiC polycrystalline layer 14 even if processing such as grinding and polishing is performed by providing a predetermined uneven shape at the bonding interface of the two layers. , It is possible to prevent delamination, cracking and cracking of the substrate from occurring.
  • the conventional SiC composite substrate obtained by joining the SiC single crystal substrate and the SiC polycrystalline substrate as in Patent Documents 1 and 2 is used when polishing the surface of the single crystal SiC substrate. Due to the influence of residual stress caused by polishing, peeling (delamination), cracking and cracking of the joint surface may occur. According to the SiC composite substrate 10 of the present invention, these defects can be preferably eliminated. It is considered that this is because a high bonding strength is realized at the bonding interface between the biaxially oriented SiC layer 12 and the SiC polycrystalline layer 14 due to the uneven shape satisfying the uneven amount.
  • the SiC composite substrate 10 according to the present invention is extremely advantageous in that processing such as grinding and polishing can be easily performed when manufacturing a semiconductor device.
  • the biaxially oriented SiC layer 12 is a layer in which SiC is oriented in both the c-axis direction and the a-axis direction, and may include both a polycrystalline layer containing grain boundaries and a single crystal layer having no grain boundaries in the layer. That is, the biaxially oriented SiC layer 12 may be a single crystal, or may be polycrystalline as long as it is oriented in the biaxial directions of the c-axis and the a-axis, or has a clear grain boundary. However, it may be a mosaic crystal in which the orientation orientation of the crystals is a group of crystals whose c-axis, a-axis, or both are slightly different.
  • the biaxially oriented SiC layer 12 preferably has a defect density of 1.0 ⁇ 10 1 / cm 2 or less, more preferably 1.0 ⁇ 10 0 / cm 2 or less, more preferably 1.0 ⁇ 10 -1 / Cm 2 or less. Since the defect density is better the lower the, lower limit value should not be particularly limited and may be 0, typically at 1.0 ⁇ 10 0 / cm 2 or more. Defects include penetrating spiral dislocations (TSDs), basal plane dislocations (BPDs), and micropipes (MPs).
  • TSDs penetrating spiral dislocations
  • BPDs basal plane dislocations
  • MPs micropipes
  • the SiC polycrystalline layer 14 is provided on one surface side of the biaxially oriented SiC layer 12.
  • the SiC polycrystalline layer 14 may be composed of a SiC polycrystalline body, and may be an unoriented polycrystalline body or an oriented polycrystalline body. That is, the SiC polycrystalline layer 14 may be inferior in orientation to the biaxially oriented SiC layer 12. It is assumed that the SiC composite substrate 10 exclusively utilizes the high orientation of the biaxially oriented SiC layer 12, and the SiC polycrystalline layer 14 can serve as a support for the biaxially oriented SiC layer 12. This is enough. Therefore, the SiC composite substrate 10 can be manufactured or provided at a lower cost than the substrate composed of only the biaxially oriented SiC layer 12.
  • the bonding interface between the biaxially oriented SiC layer 12 and the SiC polycrystalline layer 14 has an uneven shape (not shown).
  • the amount of unevenness of the uneven shape is 1 to 200 ⁇ m, preferably 1 to 180 ⁇ m, more preferably 2 to 160 ⁇ m, further preferably 10 to 160 ⁇ m, and particularly preferably 60 to 160 ⁇ m.
  • the amount of unevenness is preferably 1 to 110 ⁇ m, more preferably 10 to 110 ⁇ m.
  • the uneven shape of the uneven amount provides sufficient bonding strength at the bonding interface of the biaxially oriented SiC layer 12 and the SiC polycrystalline layer 14, contributes to suppression of delamination, cracking and cracking of the substrate, and biaxially oriented SiC.
  • the amount of unevenness of the uneven shape is determined by the following procedure. 1) SEM observation of the polished cross section of the SiC composite substrate 10 and 500 times the reflected electron image at any location including the junction interface between the biaxially oriented SiC layer 12 and the SiC polycrystalline layer 14 for 10 fields (size of 1 field). 178 ⁇ m ⁇ 256 ⁇ m) Take a picture. 2) As shown in FIG.
  • the maximum value L1 and the minimum value L2 of the distance from the outermost surface of the biaxially oriented SiC layer 12 to the bonding interface are measured, and the difference ⁇ L between L1 and L2 is calculated.
  • the average value of the difference ⁇ L for 10 fields of view is calculated and used as the amount of unevenness at the bonding interface between the biaxially oriented SiC layer 12 and the SiC polycrystalline layer 14.
  • pores are present at the junction interface between the biaxially oriented SiC layer 12 and the SiC polycrystalline layer 14.
  • the pore diameter of the pores is preferably smaller than the amount of irregularities of the uneven shape described above, but this is not always the case.
  • the pore diameter of the pores is preferably 1 to 70 ⁇ m, more preferably 5 to 70 ⁇ m, and even more preferably 50 to 65 ⁇ m from the viewpoint of reducing the defect density.
  • the pore diameter is determined by the following procedure. A backscattered electron image including the biaxially oriented SiC layer 12 and the SiC polycrystalline layer 14 was photographed at 500 times for 10 visual fields (size of 1 visual field: 178 ⁇ m ⁇ 256 ⁇ m), and the biaxially oriented SiC layer 12 and the SiC polycrystalline layer 14 were photographed. The longest side length of each pore existing within 2 ⁇ m from the bonding interface is measured. The pore diameter shall be a value obtained by multiplying the average value of the longest side lengths of each pore for 10 fields of view by 1.5.
  • the SiC composite substrate of the present invention is preferably incorporated into a composite substrate for semiconductor devices. Therefore, according to a preferred embodiment of the present invention, as shown in FIG. 2, a SiC composite substrate 10 and a functional layer 16 for a semiconductor device provided on the biaxially oriented SiC layer 12 of the SiC composite substrate 10 are provided. , A composite substrate 18 for a semiconductor device is provided. Examples of semiconductor devices include Schottky barrier diodes (SBDs), IGBTs, MOSFETs, and the like.
  • SBDs Schottky barrier diodes
  • IGBTs IGBTs
  • MOSFETs MOSFETs
  • the structure and manufacturing method of the functional layer 16 for the semiconductor device and the composite substrate 18 for the semiconductor device may be any known one depending on the type of the semiconductor device to be adopted, and are not particularly limited.
  • the SiC composite substrate of the present invention can be manufactured by various manufacturing methods. Specifically, it is as follows.
  • the method for manufacturing the SiC composite substrate is not particularly limited.
  • the SiC single crystal is used as a seed crystal and the biaxially oriented SiC precursor layer is single.
  • a part of the interface side with the crystal may be formed as a biaxially oriented SiC layer for crystal growth.
  • the SiC single crystal is used as a seed crystal and the biaxially oriented SiC is used.
  • Concavities and convexities may be formed by crystal growth of a part of the precursor layer or the molded product on the interface side with the single crystal as a biaxially oriented SiC layer.
  • the portion of the biaxially oriented SiC precursor layer or the biaxially oriented SiC layer of the molded product that has not undergone crystal growth remains as a SiC polycrystalline layer.
  • the method of forming irregularities on the SiC single crystal substrate in advance is not particularly limited, but known methods such as chemical etching, thermal etching, plasma etching, blasting, and laser processing can be adopted. Further, even when a biaxially oriented SiC precursor layer is formed on a SiC single crystal substrate having irregularities formed on the surface in advance, the amount of irregularities may be further increased by performing a heat treatment after the film formation.
  • the SiC composite substrate can be produced by removing the SiC single crystal layer by grinding or the like, or by separating the interface between the SiC single crystal layer and the biaxially oriented SiC layer by a laser process or the like.
  • Patent Document 3 Patent No. 6429715 discloses a method of separating wafers using a pulse laser as a laser process.
  • a separately prepared polycrystalline SiC is directly bonded to a SiC single crystal and then heat-treated to grow a biaxially oriented SiC layer using the SiC single crystal as a seed crystal to grow a biaxially oriented SiC. It can also be produced by forming irregularities at the bonding interface between the layer and the SiC polycrystalline layer.
  • the method of direct bonding is not particularly limited, but for example, each surface is washed with acetone, ion-exchanged water, or the like, and the surfaces to be bonded are overlapped and heat-treated at a desired temperature. Just do it.
  • This heat treatment may be carried out after being activated by a hydrophilic or hydrophobic treatment in advance, or may be carried out by pressurizing with a hot press or the like in order to further enhance the adhesion.
  • the method for forming a biaxially oriented SiC precursor layer on a SiC single crystal substrate is particularly limited as long as irregularities are formed at the bonding interface between the biaxially oriented SiC layer and the SiC polycrystalline layer after film formation or heat treatment.
  • a known method can be adopted.
  • solid phase deposition methods such as AD (aerosol deposition) method and HPPD (supersonic plasma particle deposition) method, sputtering method, vapor deposition method, sublimation method, and various CVD (chemical vapor deposition) methods. It is possible to form the biaxially oriented SiC precursor layer directly on the SiC single crystal substrate by using a liquid phase deposition method such as a film method or a solution growth method.
  • the CVD method for example, a thermal CVD method, a plasma CVD method, a mist CVD method, an MO (organic metal) CVD method and the like can be used.
  • a thermal CVD method for example, a thermal CVD method, a plasma CVD method, a mist CVD method, an MO (organic metal) CVD method and the like can be used.
  • the biaxially oriented SiC precursor layer a polycrystal prepared in advance by a sublimation method, various CVD methods, sintering, etc. is used, and a method of placing the polycrystal on a SiC single crystal substrate is also used. Can be done.
  • a method may be used in which a molded product of a biaxially oriented SiC precursor is prepared in advance and the molded product is placed on a SiC single crystal substrate.
  • Such a biaxially oriented SiC precursor layer may be a tape molded product produced by tape molding, a green compact produced by pressure molding such as a uniaxial press, or a tape.
  • the SiC polycrystalline material may be laminated on the molded product or the green compact.
  • the biaxially oriented SiC precursor layer is in a non-oriented state at the time of its production, that is, it is an amorphous or non-oriented polycrystal, and it is preferable that SiC is used as a seed crystal to cause crystal rearrangement during the heat treatment step. .. By doing so, it is possible to effectively reduce the crystal defects that reach the surface of the biaxially oriented SiC layer.
  • the surface of the polycrystal is sufficiently smoothed. is necessary. Therefore, from the viewpoint of cost, a method of directly forming a biaxially oriented SiC precursor layer is preferable. Further, a method of placing the molded product prepared in advance on SiC is also preferable as a simple method, but since the biaxially oriented SiC precursor layer is composed of powder, a process of sintering in a heat treatment step described later is performed. Needs.
  • the AD method is a technology in which fine particles and fine particle raw materials are mixed with a gas to form an aerosol, and this aerosol is jetted at high speed from a nozzle to collide with a substrate to form a film, which is said to be able to form a densified film at room temperature. It has characteristics.
  • FIG. 3 shows an example of a film forming apparatus (aerosol deposition (AD) apparatus) used in such an AD method.
  • the film forming apparatus 20 shown in FIG. 3 is configured as an apparatus used in the AD method of injecting raw material powder onto a substrate in an atmosphere of atmospheric pressure lower than atmospheric pressure.
  • the film forming apparatus 20 comprises an aerosol generation unit 22 that generates an aerosol of a raw material powder containing a raw material component, and a film forming unit 30 that injects the raw material powder onto a SiC single crystal substrate 21 to form a film containing the raw material component.
  • the aerosol generation unit 22 includes an aerosol generation chamber 23 that houses raw material powder and receives a carrier gas supply from a gas cylinder (not shown) to generate an aerosol, and a raw material supply pipe 24 that supplies the generated aerosol to the film forming unit 30.
  • the aerosol generation chamber 23 and the aerosol in the aerosol are provided with a vibration exciter 25 that applies vibration at a frequency of 10 to 100 Hz.
  • the film-forming unit 30 attaches a film-forming chamber 32 that injects aerosols onto the SiC single crystal substrate 21, a substrate holder 34 that is arranged inside the film-forming chamber 32 and fixes the SiC single crystal substrate 21, and a substrate holder 34. It is provided with an XY stage 33 that moves in the axis-Y axis direction. Further, the film forming section 30 includes an injection nozzle 36 in which a slit 37 is formed at the tip thereof to inject aerosol into the SiC single crystal substrate 21, and a vacuum pump 38 for reducing the pressure in the film forming chamber 32.
  • the AD method causes pores in the film depending on the film forming conditions, or the film becomes a green compact.
  • the form of the AD film is easily affected by the collision rate of the raw material powder with the substrate, the particle size of the raw material powder, the aggregated state of the raw material powder in the aerosol, the injection amount per unit time, and the like.
  • the collision speed of the raw material powder with the substrate is affected by the differential pressure between the film forming chamber and the injection nozzle, the opening area of the injection nozzle, and the like. Therefore, in order to control the number of pores in the biaxially oriented SiC precursor layer, it is necessary to appropriately control these factors.
  • the thermal CVD method can be performed by using a known method such as a commercially available film forming apparatus.
  • the raw material gas is not particularly limited, but the source of Si is silicon tetrachloride (SiCl 4 ) gas, silane (SiH 4 ) gas, etc., and the source of C is methane (CH 4 ) gas or propane. (C 3 H 8 ) Gas or the like can be used.
  • Si silicon tetrachloride
  • SiH 4 silane
  • C methane
  • C 3 H 8 propane
  • the film formation temperature is preferably 1000 to 2200 ° C., more preferably 1100 to 2000 ° C., still more preferably 1200 to 1900 ° C.
  • the biaxially oriented SiC precursor layer is in a non-oriented state at the time of its production, that is, it is an amorphous or non-oriented polycrystal, and it is preferable that SiC is used as a seed crystal to cause crystal rearrangement during the heat treatment step. ..
  • the deposition temperature, the gas flow rate of the Si source and the C source, their ratios, the deposition pressure, etc. have an effect.
  • the film forming temperature is preferably low, more preferably less than 1700 ° C., further preferably 1500 ° C. or lower, and particularly preferably 1400 ° C. or lower.
  • the thermal CVD method is known as a method for forming a dense film regardless of whether it is an epitaxial film or a polycrystalline film.
  • pores can be formed in the film by controlling the gas flow rate ratio of the Si source and the C source and the film forming pressure.
  • Si / C ratio which is the ratio of the Si source to the C source
  • Si aggregates are formed in the film and evaporate during the film formation or the heat treatment in the subsequent process to form pores.
  • Si / C ratio the ratio of the Si source to the C source
  • pores are also formed in the SiC film. Therefore, in order to form a polycrystalline or amorphous biaxially oriented SiC precursor layer containing pores by the thermal CVD method, factors such as film formation temperature, Si / C ratio, and total pressure are appropriately set. Need to control.
  • the raw material powder of the biaxially oriented SiC precursor can be molded to prepare a molded product.
  • the biaxially oriented SiC precursor layer is a press molded body.
  • the press-molded product can be produced by press-molding the raw material powder of the biaxially oriented SiC precursor based on a known method.
  • the raw material powder is placed in a mold, preferably 100 to 400 kgf / cm 2 , and more. It may be preferably produced by pressing at a pressure of 150 to 300 kgf / cm 2 .
  • the molding method is not particularly limited, and in addition to press molding, tape molding, extrusion molding, casting molding, doctor blade method, and any combination thereof can be used.
  • additives such as a binder, a plasticizer, a dispersant, and a dispersion medium are appropriately added to the raw material powder to form a slurry, and the slurry is passed through a narrow slit-shaped discharge port to form a sheet. It is preferable to discharge and mold.
  • the thickness of the molded product formed into a sheet is not limited, but is preferably 5 to 500 ⁇ m from the viewpoint of handling. When a thick biaxially oriented SiC precursor layer is required, a large number of these sheet molded products may be stacked and used as a desired thickness.
  • the portion near the SiC single crystal substrate becomes a biaxially oriented SiC layer by the subsequent heat treatment on the SiC single crystal substrate.
  • the biaxially oriented SiC precursor layer may contain a component that controls the electrical characteristics of the biaxially oriented SiC layer.
  • the biaxially oriented SiC precursor layer may contain nitrogen.
  • the biaxially oriented SiC precursor layer may contain B and / or Al.
  • the biaxially oriented SiC precursor layer may contain nitrogen and at least one of B and Al.
  • a biaxially oriented SiC layer is generated by heat-treating a laminate in which a biaxially oriented SiC precursor layer is laminated or placed on a SiC single crystal layer.
  • the heat treatment method is not particularly limited as long as epitaxial growth using the SiC single crystal substrate as a seed occurs, and the heat treatment method can be carried out in a known heat treatment furnace such as a tube furnace or a hot plate. Further, in addition to these heat treatments under normal pressure (pressless), pressure heat treatments such as hot press and HIP, and combinations of normal pressure heat treatments and pressure heat treatments can also be used.
  • the heat treatment atmosphere can be selected from vacuum, nitrogen and an inert gas atmosphere.
  • the heat treatment temperature is preferably 1700 to 2700 ° C.
  • the heat treatment temperature is preferably 1700 ° C. or higher, more preferably 1850 ° C. or higher, still more preferably 2000 ° C. or higher, and particularly preferably 2200 ° C. or higher.
  • the heat treatment temperature is preferably 2700 ° C. or lower, more preferably 2500 ° C. or lower.
  • the heat treatment temperature and holding time are related to the thickness of the biaxially oriented SiC layer generated by epitaxial growth and can be appropriately adjusted.
  • the surface pressure is preferably 50 kgf / cm 2 or more, more preferably 100 kgf / cm 2 or more, particularly preferably 200 kgf / cm 2 or more, there is no particular upper limit.
  • the firing temperature is not particularly limited as long as sintering and epitaxial growth occur, and is preferably 1700 ° C. or higher, more preferably 1800 ° C. or higher, further preferably 2000 ° C. or higher, and particularly preferably 2200 ° C. or higher.
  • the atmosphere during firing can be selected from vacuum, nitrogen, an inert gas atmosphere, or a mixed gas of nitrogen and an inert gas.
  • the SiC powder as a raw material may be either ⁇ -SiC or ⁇ -SiC.
  • the SiC powder is preferably composed of SiC particles having an average particle size of 0.01 to 5 ⁇ m.
  • the average particle size refers to the average value obtained by observing the powder with a scanning electron microscope and measuring the maximum diameter in the constant direction for 100 primary particles.
  • the crystals in the biaxially oriented SiC precursor layer grow while being oriented from the crystal growth plane of the SiC single crystal layer to the c-axis and the a-axis, so that the biaxially oriented SiC precursor layer is the crystal growth plane.
  • the biaxially oriented SiC layer thus generated has a defect density of 1 ⁇ 10 1 / cm 2 or less. The reason why the defect density is remarkably low is considered as follows.
  • the thermal stress in the biaxially oriented SiC layer is considered to contribute to the occurrence of dislocations, but since pores are present in the biaxially oriented SiC precursor layer, when forming the biaxially oriented SiC layer, It is considered that the thermal stress is relaxed and the dislocation caused by the thermal stress can be suppressed.
  • defects in the SiC single crystal layer also propagate to the biaxially oriented SiC layer, but the propagated defects collide with pores in the biaxially oriented SiC precursor layer and disappear, or are biaxially oriented. It is considered that the number of defects is reduced by causing pair annihilation between defects due to the small thermal stress in the SiC layer.
  • the SiC composite substrate of the present invention can be obtained by grinding and removing the seed crystals of the fired body thus obtained to expose the surface of the biaxially oriented SiC layer. It is preferable that the surface of the exposed biaxially oriented SiC layer is smoothed by polishing with CMP (chemical mechanical polishing) or the like.
  • CMP chemical mechanical polishing
  • Example 1 (1) Preparation of SiC composite substrate (1a) Preparation of biaxially oriented SiC precursor Commercially available fine ⁇ -SiC powder (volume standard D50: 0.7 ⁇ m) as raw material powder, commercially available SiC single crystal substrate (n) as substrate By the aerosol deposition (AD) apparatus shown in FIG. 3 using a mold 4H-SiC, diameter 50.8 mm (2 inches), Si surface, (0001) surface, off angle 4 °, thickness 0.35 mm, no orientation flare). An AD film was formed on a SiC single crystal substrate.
  • AD aerosol deposition
  • the AD film formation conditions were as follows. First, the carrier gas was N 2, and a film was formed using a ceramic nozzle having a slit having a long side of 5 mm and a short side of 0.4 mm.
  • the scanning conditions of the nozzle are 0.5 mm / s, movement of 55 mm in the direction perpendicular to the long side of the slit and in the forward direction, movement of 5 mm in the direction of the long side of the slit, and vertical and return to the long side of the slit.
  • the SiC composite substrate 10 produced in (1) above was used as an evaluation sample.
  • the evaluation sample was placed in a nickel crucible together with KOH crystals and etched in an electric furnace at 500 ° C. for 10 minutes.
  • the evaluation sample after the etching treatment was washed, the surface was observed with an optical microscope, and the number of pits was counted.
  • a field of view of 2.3 mm in length ⁇ 3.6 mm in width was photographed for 100 images at a magnification of 50 times, the total number of pits was counted, and the total number of counted pits was counted.
  • the defect density was calculated by dividing by the total area of 8.05 cm 2 . The results were as shown in Table 1.
  • Example 2 The SiC composite substrate 10 was prepared and evaluated in the same manner as in Example 1 except that the heat treatment temperature in (1b) was set to 2250 ° C. The results were as shown in Table 1.
  • Example 3 The SiC composite substrate 10 was prepared and evaluated in the same manner as in Example 1 except that the heat treatment temperature in (1b) was set to 2150 ° C. The results were as shown in Table 1.
  • Example 4 The SiC composite substrate 10 was prepared and evaluated in the same manner as in Example 1 except that the heat treatment temperature in (1b) was set to 2400 ° C. The results were as shown in Table 1.
  • Example 5 The SiC composite substrate 10 was prepared and evaluated in the same manner as in Example 1 except that the heat treatment temperature in (1b) was set to 2450 ° C. The results were as shown in Table 1.
  • Example 6 The same as in Example 1 except that the biaxially oriented SiC precursor layer was formed by using the thermal CVD method instead of the above (1a) and (1b) regarding the AD method, and the subsequent heat treatment was performed as follows.
  • the SiC composite substrate 10 was prepared and evaluated. The results were as shown in Table 1.
  • SiCl 4 Silicon tetrachloride
  • CH 4 methane
  • a biaxially oriented SiC precursor layer was prepared by forming a film to the thickness of. This SiC biaxially oriented SiC precursor / SiC single crystal was heat-treated at 2500 ° C. for 5 hours to prepare a biaxially oriented SiC layer 12.
  • Example 7 (comparison) In the above (1b), a groove having an uneven shape as shown in FIG. 6 on a commercially available single crystal SiC substrate (n-type 4H-SiC, diameter 50.8 mm (2 inches), Si surface, 0001 surface, off angle 4 °).
  • the SiC composite substrate 10 was prepared and evaluated in the same manner as in Example 6 except that the processing pattern was applied in advance. The results were as shown in Table 1.
  • the uneven amount of the bonding interface between the biaxially oriented SiC layer 12 and the SiC polycrystalline layer 14 is less than 200 ⁇ m, and processing is possible without delamination, cracking, cracking, and warpage. there were.
  • the bonding strength between the biaxially oriented SiC layer 12 and the SiC polycrystalline layer 14 is improved by keeping the uneven amount or pore diameter of the bonding interface within an appropriate range, and during processing. It is considered that this is due to the moderate relaxation of the stress in.
  • the defect density decreases as the amount of unevenness increases.
  • an island-shaped crystal growth layer is initially formed on the crystal growth plane, and then in the in-plane direction (for example, the a-axis direction). It is estimated that the growth of the crystal growth layer progresses. Therefore, it is considered that the larger the amount of unevenness, the more the penetration defect bends in the in-plane direction as the crystal grows in the in-plane direction, and the defect does not propagate in the thickness direction.
  • the amount of unevenness becomes excessive to 150 ⁇ m or more, distortion occurs near the interface between the biaxially oriented SiC layer 12 and the SiC polycrystalline layer 14, and it is considered that new defects have occurred.
  • the pore diameter is less than 70 ⁇ m, it is considered that the larger the pore diameter, the more appropriately the thermal stress between the biaxially oriented SiC layer 12 and the SiC polycrystalline layer 14 is relaxed, and the defect density is reduced.
  • the pore diameter is 70 ⁇ m or more, it is considered that local stress concentration occurs at a portion where the biaxially oriented SiC layer 12 and the SiC polycrystalline layer 14 are insufficiently bonded, and the defect density increases.

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Abstract

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複合基板が提供される。このＳｉＣ複合基板は、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、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ものであり、二軸配向ＳｉＣ層及び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。

Description

ＳｉＣ複合基板及び半導体デバイス用複合基板
　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 JPOXMLDOC01-appb-T000001
　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 (6)

  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１～２００μｍである、ＳｉＣ複合基板。
  2. 　前記凹凸量が１～１８０μｍである、請求項１に記載のＳｉＣ複合基板。
  3. 　前記凹凸量が１～１１０μｍである、請求項１に記載のＳｉＣ複合基板。
  4. 　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１～３のいずれか一項に記載のＳｉＣ複合基板。
  5. 　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１～４のいずれか一項に記載のＳｉＣ複合基板。
  6. 　請求項１～５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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