WO2021025086A1 - ＳｉＣ基板の製造方法 - Google Patents

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WO2021025086A1
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sic
substrate
etching
crystal growth
original substrate
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忠昭 金子
小島　清
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学校法人関西学院
豊田通商株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a SiC substrate.
  • SiC silicon carbide
  • GaAs gallium arsenide
  • a SiC substrate (SiC wafer) is manufactured by forming a SiC ingot in which single crystal SiC is crystal-grown on a seed crystal substrate by a sublimation method or the like and slicing it.
  • Patent Document 1 describes a technique for manufacturing SiC wafers one by one by growing an epitaxial layer and a SiC substrate on a seed crystal substrate and removing them from the seed crystal substrate.
  • Patent Document 1 it is necessary to perform CMP polishing on the growth surface of the seed crystal substrate every time one SiC substrate is manufactured. Therefore, there is a problem that the cost (cost) of CMP polishing increases.
  • the SiC substrate described in Patent Document 1 is grown by using a solution method, a high temperature CVD method, or a sublimation method.
  • a solution method a high temperature CVD method
  • a sublimation method a problem that it is difficult to increase the diameter and the defect density is high.
  • An object of the present invention is to provide a method for manufacturing a novel SiC substrate. Another object of the present invention is to provide a method for manufacturing a SiC substrate capable of manufacturing a large-diameter SiC substrate.
  • the present invention that solves the above problems includes an etching process for etching a SiC original substrate and A crystal growth step of growing a SiC substrate layer on the SiC original substrate to obtain a SiC substrate, A peeling step of peeling a part of the SiC substrate body to obtain a SiC substrate is included.
  • the etching step and the crystal growth step are steps in which the SiC raw substrate and the SiC material are arranged so as to face each other and heated so that a temperature gradient is formed between the SiC raw substrate and the SiC material. This is a method for manufacturing a SiC substrate.
  • the SiC substrate can be manufactured without performing CMP polishing. Further, in the etching step and the crystal growth step, the SiC raw substrate can be heat-treated in the same environment (equipment system). Therefore, the processing alteration layer can be removed and the SiC substrate layer can be crystal-grown with one device system, and it is not necessary to introduce a plurality of devices, so that the cost can be significantly reduced. Furthermore, the life of the SiC material of the present invention can be extended by including the etching step and the crystal growth step.
  • the etching step and the crystal growth step are steps of heating the SiC raw substrate and the SiC material in an atmosphere containing Si element and C element. As described above, since the etching step and the crystal growth step are steps of heating in an atmosphere containing Si element and C element, a higher quality SiC substrate can be produced.
  • the etching step and the crystal growth step are steps of heating the SiC raw substrate and the SiC material in a semi-closed space. As described above, since the etching step and the crystal growth step are steps of heating in the semi-closed space, a higher quality SiC substrate can be manufactured.
  • the etching step and the crystal growth step are steps of arranging and heating the SiC raw substrate in a main body container containing the SiC material.
  • the etching step and the crystal growth step can easily form a semi-closed space having an atmosphere containing Si element and C element by using the main body container containing the SiC material.
  • the etching step is a step of arranging the SiC original substrate and the SiC material so as to face each other and heating the SiC original substrate so as to be on the high temperature side and the SiC material on the low temperature side. .. Further, in a preferred embodiment of the present invention, in the etching step, the SiC original substrate and the SiC material are arranged relative to each other in a semi-closed space having an atomic number ratio Si / C of more than 1, and the SiC original substrate is formed. The step of heating so that the SiC material is on the high temperature side and the low temperature side is included.
  • the SiC original substrate By etching the SiC original substrate using the temperature gradient as a driving force in this way, it is possible to remove or reduce the work-altered layer and macrostep bunching, and to manufacture a higher quality SiC substrate. Further, since the surface of the SiC original substrate is etched by providing the temperature gradient between the SiC original substrate and the SiC material in this way, the in-plane temperature distribution of the SiC original substrate differs greatly depending on the position. Can be suppressed. Therefore, it is possible to manufacture a high-quality and large-diameter (6 inches or more, further 8 inches or more) substrate.
  • the crystal growth step is a step of arranging the SiC raw substrate and the SiC material so as to face each other and heating the SiC raw substrate so as to be on the low temperature side and the SiC material on the high temperature side. is there.
  • the SiC original substrate and the SiC material are arranged relative to each other in a semi-closed space having an atomic number ratio of Si / C of more than 1, and the SiC original substrate is arranged. Includes a step of heating so that the temperature is on the low temperature side and the SiC material is on the high temperature side.
  • the SiC original substrate and the SiC material are arranged relative to each other in a semi-closed space having an atomic number ratio of Si / C of 1 or less, and the SiC original substrate is arranged.
  • the SiC substrate layer is grown by providing the temperature gradient between the SiC original substrate and the SiC material in this way, the in-plane temperature distribution of the SiC original substrate differs greatly depending on the position. It can be suppressed. Therefore, it is possible to manufacture a high-quality and large-diameter (6 inches or more, further 8 inches or more) substrate.
  • the peeling step includes a laser irradiation step of introducing a damage layer into the SiC substrate body and a separation step of separating the damage layer as a starting point.
  • the material loss can be reduced by including the laser irradiation step and the separation step. Therefore, there is no limitation on the thickness of the SiC substrate, and it is not necessary to form the SiC substrate thick.
  • a peeling step of peeling the portion is further included.
  • etching step of etching the peeled SiC substrate layer there are an etching step of etching the peeled SiC substrate layer, a crystal growth step of growing another SiC substrate layer on the SiC substrate layer to obtain a SiC substrate, and the SiC substrate. Further includes a peeling step of peeling a part of the above.
  • the present invention it is possible to provide a new method for manufacturing a SiC substrate. Further, according to the present invention, it is possible to provide a method for manufacturing a SiC substrate capable of manufacturing a large-diameter SiC substrate.
  • the present invention is a method of manufacturing a new SiC substrate 30 from the SiC original substrate 10, as shown in FIGS. 1 and 2, and includes an etching step S10 for removing the work-altered layer 12 of the SiC original substrate 10 by etching. , A crystal growth step S20 in which the SiC substrate layer 13 is grown on the SiC original substrate 10 to obtain the SiC substrate body 20, and a peeling step S30 in which a part of the SiC substrate body 20 is peeled off to obtain the SiC substrate 30. Including.
  • the SiC raw substrate 10 and the SiC material 40 are arranged so as to face each other, and a temperature gradient is formed between the SiC raw substrate 10 and the SiC material 40. It is a process of heating. By heating in this way, the processing alteration layer 12 can be removed in the etching step S10, and the SiC substrate layer 13 can be grown in the crystal growth step S20.
  • each step of the present invention will be described in detail.
  • the SiC raw substrate 10 and the SiC material 40 are arranged and heated so as to face each other, so that the raw materials (Si element, C element and dopant) are transferred from the SiC raw substrate 10 to the SiC material 40. ) Is transported and the surface of the SiC original substrate 10 is etched.
  • the SiC original substrate 10 and the SiC material 40 are arranged in a semi-closed space and heated.
  • This semi-closed space can be formed, for example, by accommodating it in the main body container 50 described later.
  • the term "quasi-closed space” as used herein refers to a space in which the inside of the container can be evacuated, but at least a part of the vapor generated in the container can be confined.
  • SiC original substrate As the SiC original substrate 10, a plate-shaped single crystal SiC can be exemplified. Specifically, a SiC wafer or the like sliced into a disk shape from a SiC ingot produced by a sublimation method or the like can be exemplified. As the crystal polymorphism of single crystal SiC, any polymorphism can be adopted. It is also possible to use the SiC substrate 30 manufactured by the method for manufacturing a SiC substrate according to the present invention as a SiC original substrate.
  • the SiC original substrate 10 that has undergone mechanical processing (for example, slicing, grinding / polishing) or laser processing has a processing alteration layer 12 in which processing damage such as scratches, latent scratches, and distortions has been introduced, and such processing. It has a bulk layer 11 to which no damage has been introduced (see FIG. 2).
  • the presence or absence and depth of the processed altered layer 12 can be confirmed by the SEM-EBSD method, TEM, ⁇ XRD, Raman spectroscopy, or the like.
  • This step-terrace structure is confirmed on the surfaces of the SiC original substrate 10 and the SiC substrate 30 flattened at the atomic level.
  • This step-terrace structure is a staircase structure in which steps, which are stepped portions of one or more molecular layers, and terraces, which are flat portions with exposed ⁇ 0001 ⁇ surfaces, are alternately arranged.
  • one molecular layer (0.25 nm) is the minimum height (minimum unit), and various step heights are formed by overlapping a plurality of the single molecular layers.
  • a step that is bundled (bunching) and becomes huge and has a height exceeding one unit cell of each polytype is called a macro step bunching (MSB).
  • the MSB refers to a step of bunching beyond 4 molecular layers (5 or more molecular layers). Further, in the case of 6H-SiC, it refers to a step of bunching beyond 6 molecular layers (7 or more molecular layers).
  • this MSB is not formed on the surface of the SiC original substrate 10 because defects caused by the MSB may occur when the crystal is grown.
  • the dopant may be any element that is generally doped into the SiC substrate. Specifically, nitrogen (N), phosphorus (P), aluminum (Al), boron (B) and the like are preferable.
  • the doping concentration of the SiC raw substrate 10 is preferably higher than 1 ⁇ 10 17 cm -3 , more preferably 1 ⁇ 10 18 cm -3 or more, and further preferably 1 ⁇ 10 19 cm -3 or more. is there.
  • the SiC material 40 is composed of SiC capable of supplying the SiC element, the C element, and the dopant to the SiC original substrate 10 by heating it relative to the SiC original substrate 10.
  • a container made of SiC (main body container 50) and a substrate made of SiC are included.
  • the SiC material 40 is formed of the SiC material 40, or the SiC substrate to be the SiC material 40 is formed.
  • the SiC material 40 is preferably single crystal SiC or polycrystalline SiC.
  • any polymorphic type can be adopted.
  • the same elements as the SiC original substrate 10 can be adopted. Specifically, nitrogen (N), phosphorus (P), aluminum (Al), boron (B) and the like are preferable.
  • the doping concentration of the SiC material 40 may be set to the doping concentration of the SiC substrate 30 to be manufactured.
  • the doping concentration of the SiC material 40 is preferably higher than 1 ⁇ 10 17 cm -3 , and more preferably 1 ⁇ 10 18 cm -3. The above can be adopted, and more preferably 1 ⁇ 10 19 cm -3 or more can be adopted.
  • 1 ⁇ 10 17 cm -3 or less is preferably adopted, more preferably 1 ⁇ 10 16 cm -3 or less is adopted, and even more preferably. 1 ⁇ 10 15 cm -3 or less can be adopted.
  • the semi-closed space may be configured so that the atomic number ratio Si / C is 1 or less.
  • the SiC original substrate 10 satisfying the stoichiometric ratio 1: 1 is arranged in the main body container 50 made of SiC satisfying the stoichiometric ratio 1: 1, the atomic number ratio Si / in the main body container 50. C is 1 (see FIG. 7).
  • a C steam supply source (C pellet or the like) may be arranged to set the atomic number ratio Si / C to 1 or less.
  • the semi-closed space may be configured so that the atomic number ratio Si / C exceeds 1.
  • a SiC original substrate 10 satisfying a stoichiometric ratio 1: 1 and a Si steam supply source 55 (Si pellets or the like) are arranged in a main body container 50 made of SiC satisfying a stoichiometric ratio 1: 1.
  • the atomic number ratio Si / C in the main body container 50 exceeds 1 (see FIG. 6).
  • FIG. 3 is an explanatory diagram showing an outline of the etching step S10.
  • the SiC original substrate 10 is placed in a semi-closed space where the SiC material 40 is exposed and heated in a temperature range of 1400 ° C. or higher and 2300 ° C. or lower, whereby the reactions 1) to 5) below are sustained. It is considered that the etching proceeds as a result.
  • the Si atom sublimation step of thermally sublimating the Si atom from the surface of the SiC original substrate 10 and the C atom remaining on the surface of the SiC original substrate 10 react with the Si vapor in the semi-closed space.
  • the etching step S10 is a step of arranging the SiC raw substrate 10 and the SiC material 40 so as to face each other and heating the SiC raw substrate 10 so as to be on the high temperature side and the SiC material 40 on the low temperature side.
  • an etching space X is formed between the SiC original substrate 10 and the SiC material 40, and the surface of the SiC original substrate 10 can be etched by using the temperature gradient as a driving force.
  • the SiC original substrate 10 and the SiC material 40 are arranged so as to face each other in a semi-closed space in which the atomic number ratio Si / C exceeds 1, the SiC original substrate 10 is on the high temperature side, and the SiC material 40 is placed. Includes a step of heating to the low temperature side. In this way, by etching the surface of the SiC original substrate 10 in the semi-closed space where the atomic number ratio Si / C exceeds 1, the work-altered layer 12 can be removed and the MSB can be removed.
  • the SiC raw substrate 10 and the SiC material 40 are arranged and heated so as to face each other, so that the raw materials (Si element, C element, etc.) are transferred from the SiC material 40 to the SiC raw substrate 10. This is a step of transporting the dopant) to grow the SiC substrate layer 13.
  • the SiC substrate body 20 in which the SiC substrate layer 13 is grown on the SiC original substrate 10 is obtained.
  • this crystal growth step S20 it is preferable that the SiC raw substrate 10 and the SiC material 40 are arranged in a semi-closed space and heated in the same manner as in the etching step S10.
  • This semi-closed space is formed, for example, by accommodating it in the main body container 50.
  • FIG. 4 is an explanatory diagram showing an outline of the crystal growth step S20.
  • the SiC raw substrate 10 is placed in the semi-closed space where the SiC material 40 is exposed and heated in a temperature range of 1400 ° C. or higher and 2300 ° C. or lower, whereby the reactions 1) to 5) below are carried out. It is considered that it is carried out continuously, and as a result, crystal growth progresses.
  • the Si atom sublimation step of thermally sublimating the Si atom from the surface of the SiC material 40 and the C atom remaining on the surface of the SiC material 40 by reacting with the Si vapor in the semi-closed space As described above, in the crystal growth step S20, the Si atom sublimation step of thermally sublimating the Si atom from the surface of the SiC material 40 and the C atom remaining on the surface of the SiC material 40 by reacting with the Si vapor in the semi-closed space.
  • a C atom sublimation process that sublimates the carbide a raw material transport process that transports the raw material to the surface of the SiC raw substrate 10 using a temperature gradient or a chemical potential difference as a driving force, and a step flow in which the raw material reaches the step of the SiC raw substrate 10 and grows. Including the growth process.
  • the raw material referred to here includes a Si element, a C element, and a dopant. Therefore, the dopant of the SiC material 40 is transported together with the Si element and the C element. As a result, the SiC substrate layer 13 grows by attracting the doping concentration of the SiC material 40. Therefore, when it is desired to obtain the SiC substrate 30 having a specific doping concentration, the SiC substrate 30 having the desired doping concentration can be produced by adopting the SiC material 40 having a desired doping concentration.
  • the crystal growth step S20 is a step of arranging the SiC raw substrate 10 and the SiC material 40 so as to face each other and heating the SiC raw substrate 10 so as to be on the low temperature side and the SiC material 40 on the high temperature side. As a result, a crystal growth space Y is formed between the SiC original substrate 10 and the SiC material 40, and the SiC original substrate 10 can be crystal-grown by using the temperature gradient as a driving force.
  • the SiC raw substrate 10 and the SiC material 40 are arranged so as to face each other in a semi-closed space having an atomic number ratio Si / C of more than 1, and the SiC raw substrate 10 is on the low temperature side and the SiC material 40. Includes a step of heating so that is on the high temperature side. As described above, by growing the crystal in the semi-closed space having the atomic number ratio Si / C exceeding 1, it is possible to suppress the formation of MSB on the surface of the SiC substrate layer 13.
  • the SiC raw substrate 10 and the SiC material 40 are arranged so as to face each other in a semi-closed space having an atomic number ratio of Si / C of 1 or less, and the SiC raw substrate 10 is on the low temperature side and the SiC material 40. Includes a step of heating so that is on the high temperature side.
  • basal plane dislocations (BPDs) in the SiC substrate layer 13 can be removed or reduced.
  • the partial pressure difference (chemical potential difference) generated on the surfaces of the polycrystalline SiC and the single crystal SiC is transported as a raw material. Crystals can be grown as a driving force for.
  • the peeling step S30 is a step of peeling a part of the SiC substrate body 20 obtained in the crystal growth step S20 to obtain the SiC substrate 30.
  • a multi-wire saw cutting method in which a plurality of wires are reciprocated to cut, an electric discharge machining method in which plasma discharge is intermittently generated and cut, and a laser is irradiated in the crystal. Examples thereof include a method of cutting using a laser that collects light to form a layer that serves as a base point for cutting.
  • the peeling step S30 includes a laser irradiation step S31 for introducing the damage layer 14 into the SiC substrate body 20 and a separation step S32 for separating the damage layer 14 from the starting point.
  • the laser irradiation step S31 is a step of positioning a focusing point of a laser beam having a wavelength that is transparent to single crystal SiC inside the SiC substrate body 20 and irradiating the SiC substrate body 20 with the laser beam to form a damage layer 14. (See FIG. 2).
  • the laser irradiation means L used in the laser irradiation step S31 includes, for example, a laser light source L1 that pulse-oscillates the laser light and a condensing lens L2 for condensing the laser light. By scanning this laser beam, the damage layer 14 is introduced into the SiC substrate body 20.
  • the separation step S32 is a step of peeling the SiC substrate 30 from the SiC substrate body 20 along the damage layer 14 by the wafer peeling means P.
  • the wafer peeling means P as shown in FIG. 2, a method of adsorbing the front surface and the back surface of the SiC substrate 20 to a pedestal or the like to separate them can be exemplified. Further, it may be peeled off by reciprocating a thin wire along the damage layer 14, or it may be peeled off from the damage layer 14 by applying ultrasonic vibration.
  • Known techniques can be adopted for the laser irradiation step S31 and the separation step S32, and for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 2013-49161, Japanese Patent Application Laid-Open No. 2018-207834, Japanese Patent Application Laid-Open No. 2017-500725, The technique described in Kai 2017-526161A and the like can be adopted.
  • the SiC substrate 30 can be manufactured from the SiC original substrate 10 by going through the etching step S10, the crystal growth step S20, and the peeling step S30 described above. Further, in FIG. 2, one SiC substrate 30 is peeled off from one SiC original substrate 10, but a plurality of SiC substrates 30 may be peeled off by forming the SiC substrate layer 13 thickly.
  • the SiC substrate 30 can be repeatedly manufactured by performing the etching step S10 or the peeling step S30 on the SiC original substrate 10 from which the SiC substrate 30 has been peeled off.
  • a new SiC substrate 30 by using the SiC substrate 30 (SiC substrate layer 13) peeled off from the SiC substrate body 20. That is, in the method for manufacturing a SiC substrate according to another embodiment, the etching step S10 for removing the processed alteration layer of the peeled SiC substrate layer 13 and the other SiC substrate layer 13 are grown on the SiC substrate layer 13. A crystal growth step S20 for obtaining the SiC substrate body 20 and a peeling step S30 for peeling a part of the SiC substrate body 20 are further included.
  • the manufactured SiC substrate 30 As the SiC original substrate 10 in this way, it is possible to further manufacture the SiC substrate 30.
  • the damage layer 14 remains on the SiC original substrate 10 and the SiC substrate 30 after peeling. Therefore, as shown in FIG. 2, the damaged layer 14 (processed alteration layer) may be removed by performing an etching step S10 on the peeled SiC original substrate 10 and the SiC substrate 30.
  • the waviness when waviness is formed on the surfaces of the SiC original substrate 10 and the SiC substrate 30 after peeling, the waviness may be removed by performing a mechanical polishing step such as a wrapping step.
  • the etching step S10 and the crystal growth step S20 heat-treat the SiC raw substrate 10 in the same environment (equipment system).
  • equipment system Conventionally, it has been necessary to separately introduce or outsource an apparatus for performing CMP polishing for removing the work-altered layer 12 and an apparatus for performing crystal growth.
  • the cost can be significantly reduced.
  • the etching step S10 and the crystal growth step S20 are performed using the same SiC material 40, the raw materials consumed in the crystal growth step S20 are filled in the etching step S10. Therefore, the life of the SiC material 40 can be extended.
  • the SiC substrates 30 having desired specifications can be manufactured one by one (or a small number of each). Therefore, a small number of SiC substrates 30 having a desired doping concentration can be produced. Furthermore, by selecting the SiC material 40, it is also possible to control the doping concentration one by one for production.
  • the crystal growth step S20 it is sufficient to grow the thickness of the SiC substrate layer 13, so that it is easy to maintain an environment for forming the high-quality SiC substrate 30. That is, as compared with the case of forming an ingot whose growth point changes each time the growth progresses (sublimation method), material loss can be reduced and a high-quality SiC substrate 30 can be manufactured. Further, since the temperature gradient is provided along the direction in which the SiC original substrate 10 and the SiC material 40 face each other, it is possible to easily control the temperature distribution in the plane of the SiC original substrate 10 to be substantially uniform. it can. Therefore, it is possible to manufacture a SiC substrate having a large diameter of 6 inches or more or 8 inches or more.
  • the SiC substrate manufacturing apparatus can accommodate the SiC original substrate 10 and is between the main body container 50 containing the SiC material 40 and the SiC original substrate 10 and the SiC material 40.
  • a heating furnace 60 capable of heating so as to form a temperature gradient is provided.
  • the main body container 50 is a fitting container including an upper container 51 and a lower container 52 that can be fitted to each other.
  • a minute gap 53 is formed in the fitting portion between the upper container 51 and the lower container 52, and the inside of the main container 50 can be exhausted (evacuated) from the gap 53.
  • the main body container 50 has a SiC material 40 arranged so as to face the SiC original substrate 10, and a raw material transportation space S1 for transporting a raw material between the SiC material 40 and the SiC original substrate 10.
  • the doping concentration of the SiC material 40 is preferably set to a doping concentration corresponding to the desired SiC substrate 30.
  • the upper container 51 and the lower container 52 according to the present embodiment are made of polycrystalline SiC. Therefore, the main body container 50 itself becomes the SiC material 40. It should be noted that only the portion of the main body container 50 facing the SiC original substrate 10 may be made of the SiC material 40. In that case, a refractory material (similar to the refractory container 70 described later) can be used for the portion other than the SiC material 40.
  • a high melting point material may be used for the entire main body container 50, and a substrate-shaped SiC material 40 may be separately housed.
  • a spacer (such as a substrate holder 54 described later) may be arranged between the substrate-like SiC material 40 and the SiC original substrate 10 to form an etching space X or a crystal growth space Y.
  • the main body container 50 is configured to generate an atmosphere containing Si element and C element in the internal space when the heat treatment is performed while the SiC original substrate 10 is housed.
  • the main body container 50 made of polycrystalline SiC is heated to form an atmosphere containing Si element and C element in the internal space.
  • the space inside the heat-treated main body container 50 be a vapor pressure environment of a mixed system of a gas phase species containing a Si element and a gas phase species containing a C element.
  • the gas phase species containing the Si element include Si, Si 2 , Si 3 , Si 2 C, SiC 2 , and SiC.
  • the gas phase species containing the C element include Si 2 C, SiC 2 , SiC and C. That is, it is preferable that the SiC gas is present in the semi-closed space.
  • the raw material transport space S1 is a space for transporting raw materials from the SiC raw substrate 10 to the SiC material 40 by using a temperature gradient provided between the SiC raw substrate 10 and the SiC material 40 as a driving force, and from the SiC material 40. This is a space for transporting raw materials to the SiC original substrate 10.
  • the temperature of the SiC raw substrate 10 side is high and the temperature of the upper container 51 is low so that the SiC raw substrate 51 is low.
  • the substrate 10 is arranged (see FIG. 6).
  • the SiC raw substrate 10 and the SiC material 40 are arranged so as to face each other and heated so that the SiC raw substrate 10 is on the high temperature side and the SiC material 40 is on the low temperature side, the SiC raw substrate 10 to the SiC material
  • the raw material is transported to 40, and the SiC original substrate 10 is etched. That is, by setting such a temperature gradient and heating, an etching space X is formed in the raw material transport space S1.
  • the main body container 50 may have a substrate holder 54 for arranging the SiC original substrate 10 on the high temperature side of the temperature gradient.
  • the SiC original substrate 10 can be arranged on the high temperature side of the temperature gradient formed by the heating furnace 60 to form the etching space X of the SiC original substrate 10. It is desirable that the substrate holder 54 is made of the same high melting point material as the high melting point container 70.
  • the temperature of the SiC original substrate 10 and the temperature of the SiC material 40 facing the surface are compared, the temperature of the SiC original substrate 10 side is low and the temperature of the upper container 51 is high.
  • the original substrate 10 is arranged (see FIG. 7).
  • the SiC raw substrate 10 and the SiC material 40 are arranged so as to face each other and heated so that the SiC raw substrate 10 is on the low temperature side and the SiC material 40 is on the high temperature side, the SiC raw substrate 40 to the SiC raw substrate are heated.
  • the raw material is transported to 10, and the SiC substrate layer 13 grows on the SiC original substrate 10. That is, by setting such a temperature gradient and heating, a crystal growth space Y is formed in the raw material transport space S1.
  • the configuration shown in FIG. 6 is the etching step S10 of the method for manufacturing the SiC substrate of the present invention
  • the configuration shown in FIG. 7 is the crystal growth step S20.
  • the SiC material 40 is crystal-grown in the etching step S10, and the SiC material 40 is etched in the crystal growth step S20. Therefore, in the etching step S10 and the crystal growth step S20, it is preferable that the SiC material 40 facing the SiC original substrate 10 is a portion.
  • the lower container 52 crystal grows. Therefore, in the crystal growth step S20 of FIG. 7, the lower container 52 is arranged on the high temperature side of the temperature gradient, and the SiC original substrate is used. It is preferable to supply the material to 10. As described above, the life of the SiC material 40 can be extended by etching the grown portion of the SiC material 40 in the etching step S10 in the crystal growth step S20. Although the example of reversing the main body container 50 is shown in FIGS. 6 and 7, the same portion of the SiC material 40 can be used by reversing the temperature gradient of the heating furnace 60.
  • the main body container 50 may be provided with a Si steam supply source 55 capable of supplying Si steam in the container.
  • a Si steam supply source 55 capable of supplying Si steam in the container.
  • the Si vapor supply source 55 include solid Si (Si pellets such as single crystal Si pieces and Si powder) and Si compounds.
  • the atomic number ratio Si / C in the main body container 50 can be set to 1 by arranging the Si vapor supply source 55. Exceed. Specifically, a SiC raw substrate 10 satisfying a stoichiometric ratio of 1: 1 and a Si steam supply source 55 (Si pellets or the like) are placed in a main body container 50 of a polycrystalline SiC having a stoichiometric ratio of 1: 1. When, is arranged, the atomic number ratio Si / C in the main body container 50 exceeds 1.
  • the atomic number ratio Si / C in the main body container 50 is 1 or 1 or less.
  • the SiC original substrate 10 satisfying the stoichiometric ratio 1: 1 is arranged in the main body container 50 of polycrystalline SiC satisfying the stoichiometric ratio 1: 1, the inside of the main body container 50.
  • the atomic number ratio Si / C of is 1.
  • the SiC-Si equilibrium vapor pressure environment and the SiC-C equilibrium vapor pressure environment in the present specification include a near thermal equilibrium vapor pressure environment that satisfies the relationship between the growth rate and the growth temperature derived from the theoretical thermal equilibrium environment.
  • the heating furnace 60 includes a main heating chamber 61 capable of heating an object to be processed (SiC original substrate 10 or the like) to a temperature of 1000 ° C. or higher and 2300 ° C. or lower, and a heating object at 500 ° C.
  • a preheating chamber 62 capable of preheating to the above temperature
  • a melting point container 70 capable of accommodating the main body container 50
  • a moving means 63 capable of moving the melting point container 70 from the preheating chamber 62 to the main heating chamber 61. It is equipped with a moving table).
  • the heating chamber 61 is formed in a regular hexagon in a plan sectional view, and the melting point container 70 is arranged inside the heating chamber 61.
  • a heater 64 (mesh heater) is provided inside the main heating chamber 61.
  • a multilayer heat-reflecting metal plate is fixed to the side wall or ceiling of the heating chamber 61 (not shown). The multilayer heat-reflecting metal plate is configured to reflect the heat of the heating heater 64 toward the substantially central portion of the main heating chamber 61.
  • the heating heater 64 is arranged so as to surround the melting point container 70 in which the object to be processed is housed, and further, the multilayer heat-reflecting metal plate is arranged outside the heating heater 64, whereby 1000 ° C.
  • the temperature can be raised to 2300 ° C. or lower.
  • a resistance heating type heater or a high frequency induction heating type heater can be used as the heating heater 64.
  • the heating heater 64 may adopt a configuration capable of forming a temperature gradient in the melting point container 70.
  • the heating heater 64 may be configured so that many heaters are arranged on the upper side. Further, the heating heater 64 may be configured so that the width increases toward the upper side. Alternatively, the heater 64 may be configured so that the electric power supplied can be increased toward the upper side.
  • a vacuum forming valve 65 for exhausting the inside of the main heating chamber 61
  • an inert gas injection valve 66 for introducing an inert gas into the main heating chamber 61
  • a vacuum gauge 67 for measuring the degree of vacuum inside is connected.
  • the vacuum forming valve 65 is connected to a vacuum drawing pump that exhausts the inside of the main heating chamber 61 to create a vacuum (not shown). With the vacuum forming valve 65 and the vacuum pulling pump, the degree of vacuum in the main heating chamber 61 can be adjusted to, for example, 10 Pa or less, more preferably 1 Pa or less, still more preferably 10 -3 Pa or less. As this evacuation pump, a turbo molecular pump can be exemplified.
  • the Inert gas injection valve 66 is connected to the Inactive gas supply source (not shown). With the inert gas injection valve 66 and the inert gas supply source, the inert gas can be introduced into the heating chamber 61 in the range of 10-5 to 10000 Pa. As the inert gas, Ar, He, N 2, or the like can be selected.
  • the inert gas injection valve 66 is a dopant gas supply means capable of supplying the dopant gas into the main body container 50. That is, the doping concentration of the SiC substrate layer 13 can be adjusted by selecting a dopant gas (for example, N 2 or the like) as the inert gas.
  • a dopant gas for example, N 2 or the like
  • the preheating chamber 62 is connected to the main heating chamber 61, and the melting point container 70 can be moved by the moving means 63.
  • the preheating chamber 62 of the present embodiment is configured so that the temperature can be raised by the residual heat of the heating heater 64 of the main heating chamber 61.
  • the temperature of the preheating chamber 62 is raised to about 1000 ° C., and the object to be treated (SiC original substrate 10, main body container 50, refractory container 70, etc.) Degassing treatment can be performed.
  • the moving means 63 is configured to be movable between the main heating chamber 61 and the preheating chamber 62 on which the melting point container 70 is placed. Since the transfer between the main heating chamber 61 and the preheating chamber 62 by the moving means 63 is completed in about 1 minute at the shortest, the temperature can be raised or lowered at 1 to 1000 ° C./min. Since the rapid temperature rise and the rapid temperature decrease can be performed in this way, it is possible to observe a surface shape having no history of low temperature growth during temperature rise and temperature reduction, which was difficult with conventional devices. Further, in FIG. 3, the preheating chamber 62 is arranged below the main heating chamber 61, but the present invention is not limited to this, and the preheating chamber 62 may be arranged in any direction.
  • the moving means 63 is a moving table on which the melting point container 70 is placed. A small amount of heat is released from the contact portion between the moving table and the melting point container 70. As a result, a temperature gradient can be formed in the high melting point container 70 (and in the main body container 50). That is, in the heating furnace 60 of the present embodiment, since the bottom of the melting point container 70 is in contact with the moving table, the temperature gradient is such that the temperature decreases from the upper container 71 to the lower container 72 of the melting point container 70. Provided. It is desirable that this temperature gradient is formed along the front and back directions of the SiC original substrate 10. Further, as described above, a temperature gradient may be formed by the configuration of the heater 64. Further, the heating heater 64 may be configured so that the temperature gradient can be reversed.
  • the heating furnace 60 forms an atmosphere containing a Si element, and the main body container 50 can be heated in this atmosphere.
  • the atmosphere containing the Si element in the heating furnace 60 according to the present embodiment is formed by using the high melting point container 70 and the Si steam supply source 74. It should be noted that any method that can form an atmosphere containing a Si element around the main body container 50 can be naturally adopted.
  • the high melting point container 70 is configured to contain a high melting point material.
  • a general purpose heat-resistant member C, W is a refractory metal, Re, Os, Ta, Mo , Ta 9 C 8 is a carbide, HfC, TaC, NbC, ZrC , Ta 2 C, TiC, WC, MoC, a nitride HfN, TaN, BN, Ta 2 N, ZrN, TiN, HfB 2, TaB 2, ZrB 2, NB 2, TiB 2 is a boride, it can be exemplified polycrystalline SiC.
  • the high melting point container 70 is a fitting container including an upper container 71 and a lower container 72 that can be fitted to each other, and is configured to be able to accommodate the main body container 50.
  • a minute gap 73 is formed in the fitting portion between the upper container 71 and the lower container 72, and the inside of the high melting point container 70 can be exhausted (evacuated) from the gap 73.
  • the high melting point container 70 preferably has a Si steam supply source 55 capable of supplying the vapor pressure of a vapor phase species containing a Si element in the high melting point container 70.
  • the Si vapor supply source 55 may have a configuration in which Si vapor is generated in the melting point container 70 during heat treatment, and examples thereof include solid Si (Si pellets such as single crystal Si pieces and Si powder) and Si compounds. can do.
  • the SiC substrate manufacturing apparatus employs TaC as the material of the melting point container 70 and tantalum Silicide as the Si vapor supply source 55. That is, as shown in FIG. 4, a tantalum Silicide layer is formed inside the melting point container 70, and Si vapor is supplied from the tantalum Silicide layer into the container during the heat treatment to form a Si vapor pressure environment. It is configured to be. In addition to this, any configuration can be adopted as long as the vapor pressure of the vapor phase species containing Si element is formed in the melting point container 70 during the heat treatment.
  • Example 1 is an example specifically explaining the removal or reduction of the work-altered layer 12 in the etching step S10.
  • the second embodiment is an embodiment that specifically describes the removal or reduction of the MSB in the etching step S10.
  • Example 3 is an example specifically illustrating the removal or reduction of MSB in the crystal growth step S20.
  • Example 4 is an example specifically illustrating the removal or reduction of BPD in the crystal growth step S20.
  • Examples 5 and 6 are examples for explaining the control of the doping concentration in the crystal growth step S20.
  • Example 1 Removal or reduction of processing alteration layer in etching process>
  • the SiC original substrate 10 was housed in the main body container 50 and the melting point container 70, and heat-treated under the following heat treatment conditions.
  • the lattice strain of the SiC original substrate 10 can be obtained by comparing with a reference crystal lattice as a reference.
  • the SEM-EBSD method can be used as a means for measuring this lattice strain.
  • the SEM-EBSD method is a method (Electron Backscattering Diffraction) that enables strain measurement of a minute region based on the Kikuchi line diffraction pattern obtained by electron backscattering in a scanning electron microscope (SEM). : EBSD).
  • SEM-EBSD method is a method (Electron Backscattering Diffraction) that enables strain measurement of a minute region based on the Kikuchi line diffraction pattern obtained by electron backscattering in a scanning electron microscope (SEM). : EBSD).
  • the amount of lattice strain can be obtained by comparing the diffraction pattern of the reference crystal lattice as a reference with the diffraction pattern of the measured crystal lattice.
  • a reference point is set in a region where lattice distortion is not considered to occur. That is, it is desirable to arrange the reference point in the region of the bulk layer 11. Normally, it is a well-established theory that the depth of the processed alteration layer 12 is about 10 ⁇ m. Therefore, the reference point may be set at a position having a depth of about 20 to 35 ⁇ m, which is considered to be sufficiently deeper than the processed alteration layer 12.
  • the diffraction pattern of the crystal lattice at this reference point is compared with the diffraction pattern of the crystal lattice in each measurement region measured at a pitch on the order of nanometers. As a result, the amount of lattice strain in each measurement region with respect to the reference point can be calculated.
  • the cross section of the SiC raw substrate 10 before and after the etching step S10 of Example 1 was measured using a scanning electron microscope under the following conditions.
  • FIG. 8A is a cross-sectional SEM-EBSD imaging image of the SiC original substrate 10 before the etching step S10 of Example 1. As shown in FIG. 8A, before the etching step S10, a lattice strain having a depth of 5 ⁇ m was observed in the SiC original substrate 10. This is a lattice strain introduced during machining, and it can be seen that it has a machining alteration layer 12. In FIG. 8A, compressive stress is observed.
  • FIG. 8B is a cross-sectional SEM-EBSD imaging image of the SiC original substrate 10 after the etching step S10 of Example 1. As shown in FIG. 8B, no lattice strain was observed in the SiC original substrate 10 after the etching step S10. That is, it can be seen that the processing alteration layer 12 was removed by the etching step S10. The MSB was formed on the surface of the SiC original substrate 10 after etching.
  • the SiC raw substrate 10 and the SiC material 40 are arranged so as to face each other, and the SiC raw substrate 10 is heated and etched so as to be on the high temperature side and the SiC material 40 on the low temperature side. Therefore, the processed alteration layer 12 can be removed or reduced. As a result, the SiC substrate layer 13 can be formed on the bulk layer 11 from which the processed alteration layer 12 has been reduced or removed, so that a high-quality SiC substrate 30 can be manufactured.
  • Example 2 Removal or reduction of MSB in the etching process>
  • the SiC original substrate 10 was housed in the main body container 50 and the melting point container 70, and heat-treated under the following heat treatment conditions.
  • the step height, terrace width, and presence / absence of MSB can be confirmed by an atomic force microscope (AFM) or a scanning electron microscope (SEM) image contrast evaluation method described in JP-A-2015-179802. ..
  • the atomic number ratio Si / C in the container exceeds 1.
  • Heating treatment conditions The SiC original substrate 10 arranged under the above conditions was heat-treated under the following conditions. Heating temperature: 1900 ° C Heating time: 60 min Temperature gradient: 1 ° C / mm Etching rate: 300 nm / min This heating chamber vacuum degree: 10-5 Pa
  • the steps on the surface of the SiC original substrate 10 of Example 2 before and after the etching step S10 were observed by SEM.
  • the results are shown in FIGS. 9 (a) and 9 (b).
  • the step height was measured by an atomic force microscope (AFM).
  • FIG. 9A is an SEM image of the surface of the SiC original substrate 10 before the etching step S10 of Example 2.
  • An MSB having a height of 3 nm or more is formed on the surface of the SiC original substrate 10 before the etching step S10. The step height was measured by AFM.
  • FIG. 9B is an SEM image of the surface of the SiC original substrate 10 after the etching step S10 of Example 2. It can be seen that no MSB is formed on the surface of the SiC original substrate 10 after the etching step S10 of Example 2, and the steps of 1.0 nm (full unit cell) are regularly arranged.
  • the MSB can be reduced or removed by etching the SiC original substrate 10 in the semi-closed space where the atomic number ratio Si / C exceeds 1.
  • the SiC substrate layer 13 can be formed on the bulk layer 11 in which the MSB is reduced / removed, and a high-quality SiC substrate 30 can be manufactured.
  • the processed alteration layer 12 was also removed from the SiC original substrate 10 after the etching step S10 of Example 2.
  • the atomic number ratio Si / C in the container exceeds 1.
  • Heating treatment conditions The SiC original substrate 10 arranged under the above conditions was heat-treated under the following conditions. Heating temperature: 1800 ° C Heating time: 60 min Temperature gradient: 1 ° C / mm Growth rate: 68 nm / min Main heating chamber 61 Vacuum degree: 10-5 Pa
  • the steps on the surface of the SiC original substrate 10 of Example 3 after the crystal growth step S20 were observed by SEM. The result is shown in FIG.
  • the step height was measured by an atomic force microscope (AFM), and the terrace width was measured by a scanning electron microscope (AFM).
  • FIG. 10 is an SEM image of the surface of the SiC original substrate 10 after the crystal growth step S20 of Example 3. Similar to FIG. 9A, MSB having a height of 3 nm or more was formed on the surface of the SiC original substrate 10 before the crystal growth step S20. As shown in FIG. 10, no MSB is formed on the surface of the SiC original substrate 10 after the crystal growth step S20 of Example 3, and steps of 1.0 nm (full unit cell) are regularly arranged. I understand.
  • the SiC substrate layer 13 in which the MSB is not formed is formed by crystal-growing the SiC original substrate 10 in a semi-closed space having an atomic number ratio Si / C of more than 1. can do.
  • the SiC substrate 30 in which the MSB is reduced / removed can be manufactured.
  • Heating treatment conditions The SiC original substrate 10 arranged under the above conditions was heat-treated under the following conditions. Heating temperature: 1700 ° C Heating time: 300 min Temperature gradient: 1 ° C / mm Growth rate: 5 nm / min Main heating chamber 61 Vacuum degree: 10-5 Pa
  • FIG. 11 is an explanatory diagram of a method for obtaining a conversion rate obtained by converting BPD into other defects / dislocations (TED or the like) in the SiC substrate layer 13.
  • FIG. 11A shows a state in which the SiC substrate layer 13 is grown by the crystal growth step S20. In this heating step, the BPD existing in the SiC original substrate 10 is converted into TED with a certain probability. Therefore, TED and BPD are mixed on the surface of the SiC substrate layer 13 unless 100% conversion is performed.
  • FIG. 11B shows how defects in the SiC substrate layer 13 were confirmed by using the KOH dissolution etching method.
  • a SiC substrate is immersed in a molten salt (KOH, etc.) heated to about 500 ° C. to form etch pits in dislocations and defective parts, and the type of dislocation is determined by the size and shape of the etch pits. It is a method to do. By this method, the number of BPDs existing on the surface of the SiC substrate layer 13 is obtained.
  • FIG. 11C shows how the SiC substrate layer 13 is removed after KOH dissolution etching. In this method, after flattening to the depth of the etch pit by mechanical polishing, CMP, or the like, the SiC substrate layer 13 is removed by thermal etching to expose the surface of the SiC original substrate 10.
  • 11D shows a state in which defects in the SiC original substrate 10 are confirmed by using the KOH dissolution etching method on the SiC original substrate 10 from which the SiC substrate layer 13 has been removed. By this method, the number of BPDs existing on the surface of the SiC original substrate 10 is obtained.
  • the number of BPDs present on the surface of the SiC substrate layer 13 (see FIG. 11B) and the number of BPDs present on the surface of the SiC original substrate 10 (FIG. 11D).
  • the BPD conversion rate converted from BPD to other defects / dislocations during the crystal growth step S20 can be obtained.
  • the number of BPDs present on the surface of the SiC substrate layer 13 of Example 4 was 0 cm- 2 , and the number of BPDs present in the bulk layer 11 was about 1000 cm- 2 . That is, it can be understood that BPD is reduced / removed by arranging the SiC original substrate 10 having no MSB on the surface in a semi-closed space having an atomic number ratio of Si / C of 1 or less and growing crystals.
  • the SiC substrate layer on the surface on which the BPD is reduced / removed by crystal growing the SiC original substrate 10 in the semi-closed space having an atomic number ratio Si / C of 1 or less. 13 can be formed. Thereby, the SiC substrate 30 having the SiC substrate layer 13 in which the BPD is reduced / removed can be manufactured.
  • Example 5 Control of doping concentration in crystal growth step>
  • the SiC original substrate 10 was housed in the main body container 50 and the melting point container 70, and heat-treated under the following heat treatment conditions.
  • the dopant and doping concentration of the SiC original substrate 10 were confirmed by Raman spectroscopy.
  • Heating treatment conditions The SiC original substrate 10 arranged under the above conditions was heat-treated under the following conditions. Heating temperature: 1700 ° C Heating time: 300 min Temperature gradient: 1 ° C / mm Growth rate: 5 nm / min Main heating chamber 61 Vacuum degree: 10-5 Pa
  • FIG. 12 is an SEM image obtained by observing the SiC substrate of Example 5 grown under the above conditions from a cross section at a magnification of 10000.
  • the thickness of the SiC substrate layer 13 of Example 5 was 1.5 ⁇ m.
  • the doping concentration of the SiC substrate layer 13 of Example 5 was 1 ⁇ 10 17 cm -3 or less, and the doping concentration of the SiC original substrate 10 was 3 ⁇ 10 18 cm -3 . From this, it can be seen that the SiC substrate layer 13 inherits the doping concentration of the SiC material 40. Further, as shown in FIG. 12, since the SiC substrate layer 13 has a brighter SEM image contrast than the SiC original substrate 10, it can be understood that the doping concentration of the SiC substrate layer 13 is lower than that of the SiC original substrate 10. ..
  • SiC original substrate 10 The same SiC original substrate 10 as in Example 5 was used.
  • High melting point container 70 The same high melting point container 70 as in Example 5 was used.
  • FIG. 13 is an SEM image of the SiC substrate 30 of Example 6 grown under the above conditions, observed from a cross section at a magnification of ⁇ 10000.
  • the thickness of the SiC substrate layer 13 of Example 6 was 3 ⁇ m.
  • the doping concentration of the SiC substrate layer 13 of Example 6 was 2 ⁇ 10 19 cm -3 , and the doping concentration of the bulk layer 11 was 3 ⁇ 10 18 cm -3 . That is, the doping concentration of the SiC substrate layer 13 is higher than the doping concentration of the SiC original substrate 10. This can be confirmed from the fact that the SiC substrate layer 13 has a darker SEM image contrast than the bulk layer 11 as shown in FIG.
  • the manufacturing method of the SiC substrate according to the present invention and selecting the doping concentration of the SiC material 40, the N 2 gas introduction o'clock crystal growth process S20, it is possible to control the doping concentration of the SiC substrate layer 13 .. As a result, the SiC substrate 30 having a desired doping concentration can be produced.
  • FIG. 14A is a graph showing the relationship between the heating temperature and the etching rate in the etching process of the present invention.
  • the horizontal axis of this graph is the reciprocal of temperature, and the vertical axis of this graph shows the etching rate logarithmically.
  • FIG. 14B is a graph showing the relationship between the heating temperature and the growth rate in the crystal growth step of the present invention.
  • the horizontal axis of this graph is the reciprocal of temperature
  • the vertical axis of this graph is the logarithmic growth rate.
  • thermodynamic calculation in the SiC-Si equilibrium vapor pressure environment is shown by a broken line (Arrhenius plot), and the result of the thermodynamic calculation in the SiC-C equilibrium vapor pressure environment is shown by the alternate long and short dash line (Arrhenius plot). It is shown in.
  • the thermodynamic calculation of the etching process and the thermodynamic calculation of the crystal growth process will be described in detail separately.
  • thermodynamic calculation of etching process the amount of vapor (gas phase species containing Si element and vapor phase species containing C element) generated from the SiC original substrate 10 when the main body container 50 is heated can be converted into the etching amount. .. In that case, the etching rate of the SiC original substrate 10 is obtained by the following equation 1.
  • T is the temperature of the SiC raw substrate 10
  • k is Boltzmann's constant.
  • P i is that value obtained by adding the vapor pressure generated in the main vessel 50 by SiC raw substrate 10 is heated.
  • vapor-phase species of P i SiC, Si 2 C , SiC 2 and the like is contemplated.
  • the broken line in FIG. 14A shows the heat generated when single crystal SiC is etched in a vapor pressure environment when SiC (solid) and Si (liquid phase) are in phase equilibrium via a gas phase. It is the result of mechanical calculation. Specifically, the thermodynamic calculation was performed under the following conditions (i) to (iv) using Equation 1.
  • (ii) the etching driving force is a temperature gradient in the main body container 50, and
  • the raw material gas is SiC, Si 2 C, SiC. 2.
  • the desorption coefficient at which the raw material sublimates from the step is 0.001.
  • the two-point chain line in FIG. 14A is a single crystal SiC etched in a vapor pressure environment when SiC (solid phase) and C (solid phase) are in a phase equilibrium state via a gas phase.
  • This is the result of the thermodynamic calculation.
  • the thermodynamic calculation was performed under the following conditions (i) to (iv) using Equation 1.
  • (I) it is a constant volume of SiC-C equilibrium vapor pressure environment, (ii) etching the driving force, it is the temperature gradient in the main container 50, (iii) a raw material gas, SiC, Si 2 C, SiC 2.
  • the desorption coefficient at which the raw material sublimates from the step is 0.001.
  • the values in the JANAF thermochemical table were used for the data of each chemical species used in the thermodynamic calculation.
  • the SiC raw substrate 10 is arranged in a space (inside the main body container 50) in which the atomic number ratio Si / C exceeds 1, and the SiC raw substrate 10 is etched (marked with ⁇ ). ) Shows that the tendency is in agreement with the result of thermodynamic calculation of single crystal SiC etching in the SiC-Si equilibrium vapor pressure environment. Further, the result of etching the SiC original substrate 10 by arranging the SiC original substrate 10 in a space (inside the main body container 50) in which the atomic number ratio Si / C is 1 or less (x mark) is the SiC-C equilibrium vapor pressure. It can be seen that the tendency is in agreement with the result of thermodynamic calculation of single crystal SiC etching in the environment.
  • thermodynamic calculation of crystal growth process the partial pressure difference between the SiC raw material and the steam generated from the SiC substrate when the inside of the main body container 50 is heated can be converted into the growth amount.
  • a chemical potential difference and a temperature gradient can be assumed.
  • this chemical potential difference can be assumed to be the partial pressure difference of gas phase species generated on the surfaces of polycrystalline SiC (SiC material 40) and single crystal SiC (SiC original substrate 10).
  • the growth rate of SiC is obtained by the following equation 2.
  • T is the temperature of the SiC raw material side
  • k is Boltzmann's constant.
  • P feedstock -P substrate, source gas becomes supersaturated state, a growth amount deposited as SiC, as a raw material gas SiC, Si 2 C, SiC 2 is assumed.
  • the broken line in FIG. 14B shows a single crystal using polycrystalline SiC as a raw material in a vapor pressure environment when SiC (solid) and Si (liquid phase) are in a phase equilibrium state via a gas phase.
  • This is the result of thermodynamic calculation when SiC is grown.
  • the thermodynamic calculation was performed under the following conditions (i) to (iv) using Equation 2.
  • (I) It is a SiC-Si equilibrium vapor pressure environment with a constant volume, and (ii) the growth driving force is the temperature gradient in the main body container 50 and the vapor pressure difference (chemical potential difference) between the polycrystalline SiC and the single crystal SiC. That is, (iii) the raw material gas is SiC, SiC 2 C, SiC 2 , and (iv) the adsorption coefficient that the raw material adsorbs to the step of the SiC raw substrate 10 is 0.001.
  • the two-point chain line in FIG. 14B uses polycrystalline SiC as a raw material in a vapor pressure environment when SiC (solid phase) and C (solid phase) are in a phase equilibrium state via a gas phase.
  • This is the result of thermodynamic calculation when the single crystal SiC is grown. Specifically, the thermodynamic calculation was performed under the following conditions (i) to (iv) using Equation 2.
  • the raw material gas is SiC, SiC 2 C, SiC 2
  • the adsorption coefficient that the raw material adsorbs to the step of the SiC raw substrate 10 is 0.001.
  • the values in the JANAF thermochemical table were used for the data of each chemical species used in the thermodynamic calculation.
  • the SiC original substrate 10 is arranged in a space (inside the main body container 50) in which the atomic number ratio Si / C exceeds 1, and the SiC substrate layer 13 is grown on the SiC original substrate 10. It can be seen that the results (marked with ⁇ ) are in agreement with the results of the thermodynamic calculation of SiC growth in the SiC-Si equilibrium vapor pressure environment. Further, the result (x mark) of arranging the SiC original substrate 10 in a space (inside the main body container 50) in which the atomic number ratio Si / C is 1 or less and growing the SiC substrate layer 13 on the SiC original substrate 10 is shown. It can be seen that the tendency is in agreement with the result of thermodynamic calculation of SiC growth in the SiC-C equilibrium vapor pressure environment.
  • SiC original substrate 11
  • Bulk layer 12
  • Processed alteration layer 13
  • SiC substrate layer 20
  • SiC substrate body 30
  • SiC substrate 40
  • SiC material 50
  • Main body container 51
  • Upper container 52
  • Lower container 53
  • Gap 54
  • Substrate holder 55
  • Si steam supply source 60
  • Heating furnace 61
  • Heating chamber 62
  • Pre-heating chamber 63
  • Transportation means 64
  • Heating heater Vacuum forming valve
  • Inactive gas injection valve 67
  • Vacuum meter 70
  • High melting point container 71
  • Upper container 72
  • Lower container 73
  • Gap 74
  • Si Steam supply source S1
  • Raw material transportation space X Etching Space Y Crystal growth space
  • S10 Etching process
  • S20 Crystal growth process
  • S30 Peeling process S31
  • Laser irradiation process S32 Separation process

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Abstract

新規なＳｉＣ基板の製造方法を提供することを課題とする。 本発明に係る、ＳｉＣ基板の製造方法は、ＳｉＣ原基板１０をエッチングするエッチング工程Ｓ１０と、ＳｉＣ原基板１０上にＳｉＣ基板層１３を成長させてＳｉＣ基板体２０を得る結晶成長工程Ｓ２０と、ＳｉＣ基板体２０の一部を剥離してＳｉＣ基板３０を得る剥離工程Ｓ３０と、を含み、 エッチング工程Ｓ１０及び結晶成長工程Ｓ２０は、ＳｉＣ原基板１０とＳｉＣ材料４０とを相対させて配置し、ＳｉＣ原基板１０とＳｉＣ材料４０との間に温度勾配が形成されるよう加熱する工程であることを特徴とする。

Description

ＳｉＣ基板の製造方法
　本発明は、ＳｉＣ基板の製造方法に関する。
　ＳｉＣ（炭化珪素）半導体デバイスは、Ｓｉ（シリコン）やＧａＡｓ（ガリウムヒ素）半導体デバイスに比べて高耐圧及び高効率、そして高温動作が可能であるため、産業化に向けて開発が進められている。
　一般的に、ＳｉＣ基板（ＳｉＣウエハ）は、昇華法等により種結晶基板上に単結晶ＳｉＣを結晶成長させたＳｉＣインゴットを形成しスライスすることで製造されている。
　この他、エピタキシャル層を有するＳｉＣウエハを１枚ずつ製造することができる手法が提案されている。特許文献１には、種結晶基板上にエピタキシャル層及びＳｉＣ基板を成長させて前記種結晶基板から取り外すことで、１枚ずつＳｉＣウエハを製造する技術が記載されている。
特開２０１５－２４９３２号公報
　しかしながら、特許文献１においては、ＳｉＣ基板を１枚製造する度、種結晶基板の成長面に対してＣＭＰ研磨を施す必要があった。そのため、ＣＭＰ研磨の費用（コスト）が増大してしまうという問題があった。
　また、特許文献１に記載のＳｉＣ基板は、溶液法、高温ＣＶＤ法、又は昇華法を用いて成長されることが記載されている。特に、「溶液法を用いてＳｉＣ基板を成長させることにより、速い成長速度で成長させることができ、また熱平衡に近い状態での結晶成長が行われるため、欠陥が少ない高品質な基板を得ることができる」ことが記載されている。ところが、溶液法は大口径なＳｉＣ基板を得ることが難しいという問題があった。
　また、高温ＣＶＤ法は、大口径化が難しいことに加えて、生産性が低いという問題があった。また、昇華法は、大口径化が難しいことに加えて、欠陥密度が高いという問題があった。
　本発明は、新規なＳｉＣ基板の製造方法を提供することを課題とする。
　また、本発明は、大口径なＳｉＣ基板を製造可能なＳｉＣ基板の製造方法を提供することを課題とする。
　上記課題を解決する本発明は、ＳｉＣ原基板をエッチングするエッチング工程と、
　前記ＳｉＣ原基板上にＳｉＣ基板層を成長させてＳｉＣ基板体を得る結晶成長工程と、
　前記ＳｉＣ基板体の一部を剥離してＳｉＣ基板を得る剥離工程と、を含み、
　前記エッチング工程及び前記結晶成長工程は、前記ＳｉＣ原基板とＳｉＣ材料とを相対させて配置し、前記ＳｉＣ原基板と前記ＳｉＣ材料との間に温度勾配が形成されるよう加熱する工程である、ＳｉＣ基板の製造方法である。
　このように、エッチング工程と結晶成長工程を含むことにより、ＣＭＰ研磨を施すことなくＳｉＣ基板を製造することができる。
　また、エッチング工程と結晶成長工程は、同様の環境（装置系）でＳｉＣ原基板を熱処理することができる。そのため、１つの装置系で加工変質層の除去とＳｉＣ基板層の結晶成長とを行うことができ、複数の装置を導入する必要がないため費用を大幅に削減することができる。
　さらには、エッチング工程と結晶成長工程を含むことにより、本発明のＳｉＣ材料の寿命を延命することができる。
　本発明の好ましい形態では、前記エッチング工程及び前記結晶成長工程は、前記ＳｉＣ原基板及び前記ＳｉＣ材料をＳｉ元素及びＣ元素を含む雰囲気下で加熱する工程である。
　このように、エッチング工程及び前記結晶成長工程が、Ｓｉ元素及びＣ元素を含む雰囲気下で加熱する工程であることにより、より高品質なＳｉＣ基板を製造することができる。
　本発明の好ましい形態では、前記エッチング工程及び前記結晶成長工程は、前記ＳｉＣ原基板及び前記ＳｉＣ材料を準閉鎖空間内で加熱する工程である。
　このように、エッチング工程及び前記結晶成長工程が、準閉鎖空間内で加熱する工程であることにより、より高品質なＳｉＣ基板を製造することができる。
　本発明の好ましい形態では、前記エッチング工程及び前記結晶成長工程は、前記ＳｉＣ材料を含む本体容器内に前記ＳｉＣ原基板を配置して加熱する工程である。
　このように、エッチング工程及び前記結晶成長工程が、ＳｉＣ材料を含む本体容器を用いることにより、容易にＳｉ元素及びＣ元素を含む雰囲気の準閉鎖空間を形成することができる。
　本発明の好ましい形態では、前記エッチング工程は、前記ＳｉＣ原基板と前記ＳｉＣ材料とを相対させて配置し、前記ＳｉＣ原基板が高温側、前記ＳｉＣ材料が低温側となるよう加熱する工程である。
　また、本発明の好ましい形態では、前記エッチング工程は、原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える準閉鎖空間内に前記ＳｉＣ原基板と前記ＳｉＣ材料とを相対させて配置し、前記ＳｉＣ原基板が高温側、前記ＳｉＣ材料が低温側となるよう加熱する工程を含む。
　このように、温度勾配を駆動力としてＳｉＣ原基板をエッチングすることにより、加工変質層やマクロステップバンチングを除去ないし低減し、より高品質なＳｉＣ基板を製造することができる。
　また、このように、ＳｉＣ原基板とＳｉＣ材料との間に温度勾配を設けることで、ＳｉＣ原基板表面をエッチングする態様であるため、ＳｉＣ原基板の面内の温度分布が位置によって大きく異なることを抑制することができる。そのため、高品質かつ大口径（６インチ以上、さらには８インチ以上）な基板を製造することが可能である。
　本発明の好ましい形態では、前記結晶成長工程は、前記ＳｉＣ原基板と前記ＳｉＣ材料とを相対させて配置し、前記ＳｉＣ原基板が低温側、前記ＳｉＣ材料が高温側となるよう加熱する工程である。
　また、本発明の好ましい形態では、前記結晶成長工程は、原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える準閉鎖空間内に前記ＳｉＣ原基板と前記ＳｉＣ材料とを相対させて配置し、前記ＳｉＣ原基板が低温側、前記ＳｉＣ材料が高温側となるよう加熱する工程を含む。
　また、本発明の好ましい形態では、前記結晶成長工程は、原子数比Ｓｉ／Ｃが１以下の準閉鎖空間内に前記ＳｉＣ原基板と前記ＳｉＣ材料とを相対させて配置し、前記ＳｉＣ原基板が低温側、前記ＳｉＣ材料が高温側となるよう加熱する工程を含む。
　このように、温度勾配を駆動力としてＳｉＣ基板層を成長させることにより、基底面転位やマクロステップバンチングを除去ないし低減し、より高品質なＳｉＣ基板を製造することができる。
　また、このように、ＳｉＣ原基板とＳｉＣ材料との間に温度勾配を設けることで、ＳｉＣ基板層を成長させる態様であるため、ＳｉＣ原基板の面内の温度分布が位置によって大きく異なることを抑制することができる。そのため、高品質かつ大口径（６インチ以上、さらには８インチ以上）な基板を製造することが可能である。
　本発明の好ましい形態では、前記剥離工程は、前記ＳｉＣ基板体にダメージ層を導入するレーザー照射工程と、前記ダメージ層を起点に分離する分離工程と、を有する。
　このように、レーザー照射工程及び分離工程を含むことにより、素材ロスを低減することができる。そのため、ＳｉＣ基板体の厚みに制限がなく、ＳｉＣ基板体を厚く形成する必要がない。
　本発明の好ましい形態では、剥離された前記ＳｉＣ原基板をエッチングするエッチング工程と、前記ＳｉＣ原基板上にＳｉＣ基板層を成長させてＳｉＣ基板体を得る結晶成長工程と、前記ＳｉＣ基板体の一部を剥離する剥離工程と、をさらに含む。
　本発明の好ましい形態では、剥離された前記ＳｉＣ基板層をエッチングするエッチング工程と、前記ＳｉＣ基板層上に他のＳｉＣ基板層を成長させてＳｉＣ基板体を得る結晶成長工程と、前記ＳｉＣ基板体の一部を剥離する剥離工程と、をさらに含む。
　本発明によれば、新規なＳｉＣ基板の製造方法を提供することができる。
　また、本発明によれば、大口径なＳｉＣ基板を製造可能なＳｉＣ基板の製造方法を提供することができる。
　他の課題、特徴及び利点は、図面及び特許請求の範囲と共に取り上げられる際に、以下に記載される発明を実施するための形態を読むことにより明らかになるであろう。
一実施の形態に係るＳｉＣ基板の製造工程の概略図である。 一実施の形態に係るＳｉＣ基板の製造工程の説明図である。 本発明のエッチング工程の概要を示す説明図である。 本発明の結晶成長工程の概要を示す説明図である。 一実施の形態に係るＳｉＣ基板の製造装置の説明図である。 一実施の形態に係る本体容器及び高融点容器の概略図である。 一実施の形態に係る本体容器及び高融点容器の概略図である。 本発明のエッチング工程にて得られるＳｉＣ原基板の説明図である。 本発明のエッチング工程にて得られるＳｉＣ原基板表面の説明図である。 本発明の結晶成長工程にて得られるＳｉＣ基板層表面の説明図である。 本発明の結晶成長工程のＢＰＤ変換率を求める手法の説明図である。 本発明の結晶成長工程で形成したＳｉＣ基板層の説明図である。 本発明の結晶成長工程で形成したＳｉＣ基板層の説明図である。 本発明のエッチング工程及び結晶成長工程のアレニウスプロットである。
　以下、本発明の好ましい実施形態について、図を用いて詳細に説明する。本発明の技術的範囲は、添付図面に示した実施形態に限定されるものではなく、特許請求の範囲に記載された範囲内において、適宜変更が可能である。
《ＳｉＣ基板の製造方法》
　本発明は、図１及び図２に示すように、ＳｉＣ原基板１０から新たなＳｉＣ基板３０を製造する方法であって、ＳｉＣ原基板１０の加工変質層１２をエッチングにより除去するエッチング工程Ｓ１０と、ＳｉＣ原基板１０の上にＳｉＣ基板層１３を成長させてＳｉＣ基板体２０を得る結晶成長工程Ｓ２０と、ＳｉＣ基板体２０の一部を剥離してＳｉＣ基板３０を得る剥離工程Ｓ３０と、を含む。
　そして、本発明に係るエッチング工程Ｓ１０と結晶成長工程Ｓ２０は、ＳｉＣ原基板１０とＳｉＣ材料４０とを相対させて配置し、ＳｉＣ原基板１０とＳｉＣ材料４０との間に温度勾配が形成されるよう加熱する工程である。このように加熱することで、エッチング工程Ｓ１０では加工変質層１２を除去し、また、結晶成長工程Ｓ２０ではＳｉＣ基板層１３を成長させることができる。
　以下、本発明の各工程について詳細に説明する。
〈エッチング工程〉
　エッチング工程Ｓ１０は、図３に示すように、ＳｉＣ原基板１０とＳｉＣ材料４０とを相対させて配置し加熱することで、ＳｉＣ原基板１０からＳｉＣ材料４０へ原料（Ｓｉ元素、Ｃ元素及びドーパント）を輸送し、ＳｉＣ原基板１０の表面をエッチングする工程である。
　このエッチング工程Ｓ１０は、ＳｉＣ原基板１０とＳｉＣ材料４０を準閉鎖空間に配置して加熱することが好ましい。この準閉鎖空間は、例えば、後述する本体容器５０内に収容することで形成することができる。
　なお、本明細書における「準閉鎖空間」とは、容器内の真空引きは可能であるが、容器内に発生した蒸気の少なくとも一部を閉じ込め可能な空間のことをいう。
（ＳｉＣ原基板）
　ＳｉＣ原基板１０としては、単結晶ＳｉＣを板状に加工したものを例示することができる。具体的には、昇華法等で作製したＳｉＣインゴットから円盤状にスライスしたＳｉＣウエハ等を例示できる。なお、単結晶ＳｉＣの結晶多型としては、何れのポリタイプのものも採用することができる。
　また、本発明に係るＳｉＣ基板の製造方法により製造したＳｉＣ基板３０を、ＳｉＣ原基板として用いることも可能である。
　通常、機械的な加工（例えば、スライスや研削・研磨）やレーザー加工を経たＳｉＣ原基板１０は、傷や潜傷、歪み等の加工ダメージが導入された加工変質層１２と、このような加工ダメージが導入されていないバルク層１１と、を有している（図２参照）。
　この加工変質層１２の有無や深さは、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法やＴＥＭ、μＸＲＤ、ラマン分光法等で確認することができる。なお、高品質なＳｉＣ原基板１０を製造するためには、加工変質層１２を除去し、加工ダメージが導入されていないバルク層１１を表出させることが好ましい。
　また、原子レベルで平坦化されたＳｉＣ原基板１０やＳｉＣ基板３０の表面には、ステップ－テラス構造が確認される。このステップ－テラス構造は、１分子層以上の段差部位であるステップと、{０００１}面が露出した平坦部位であるテラスと、が交互に並んだ階段構造となっている。
　ステップは、１分子層（０．２５ｎｍ）が最小高さ（最小単位）であり、この１分子層が複数層重なることで、様々なステップ高さを形成している。本明細書中の説明においては、ステップが束化（バンチング）して巨大化し、各ポリタイプの１ユニットセルを超えた高さを有するものをマクロステップバンチング（Ｍａｃｒｏ　Ｓｔｅｐ　Ｂｕｎｃｈｉｎｇ：ＭＳＢ）という。
　すなわち、ＭＳＢとは、４Ｈ-ＳｉＣの場合には４分子層を超えて（５分子層以上）バンチングしたステップのことを言う。また、６Ｈ-ＳｉＣの場合には６分子層を超えて（７分子層以上）バンチングしたステップのことを言う。
　このＭＳＢは、結晶成長させた際にＭＳＢ起因の欠陥が発生する場合があるため、ＳｉＣ原基板１０の表面に形成されていないことが望ましい。
　ドーパントは、一般的にＳｉＣ基板にドープされる元素であればよい。具体的には、窒素（Ｎ）やリン（Ｐ）、アルミニウム（Ａｌ）やボロン（Ｂ）などが好ましい。
　ＳｉＣ原基板１０のドーピング濃度は、好ましくは１×１０１７ｃｍ－３より高濃度であり、より好ましくは１×１０１８ｃｍ－３以上であり、更に好ましくは１×１０１９ｃｍ－３以上である。
　ドーパント及びドーピング濃度は、ラマン分光法や二次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）により確認することができる。
（ＳｉＣ材料）
　ＳｉＣ材料４０は、ＳｉＣ原基板１０と相対させて加熱することで、ＳｉＣ原基板１０にＳｉ元素と、Ｃ元素と、ドーパントと、を供給可能なＳｉＣで構成される。例えば、ＳｉＣ製の容器（本体容器５０）やＳｉＣ製の基板を含む。具体的には、ＳｉＣ原基板１０を収容する容器の少なくとも一部（特に、ＳｉＣ原基板１０と相対する部分）をＳｉＣ材料４０で形成することや、ＳｉＣ材料４０となるＳｉＣ製の基板を、容器内においてＳｉＣ原基板１０と相対させるように配置することを例示できる。
　すなわち、ＳｉＣ材料４０は、単結晶ＳｉＣ又は多結晶ＳｉＣであることが好ましい。なお、ＳｉＣ材料４０の結晶多形としては、何れのポリタイプのものも採用することができる。
　ドーパントは、ＳｉＣ原基板１０と同様の元素を採用することができる。具体的には、窒素（Ｎ）やリン（Ｐ）、アルミニウム（Ａｌ）やボロン（Ｂ）などが好ましい。
　ＳｉＣ材料４０のドーピング濃度は、製造したいＳｉＣ基板３０のドーピング濃度に設定すればよい。例えば、ドーピング濃度の高いＳｉＣ基板３０を製造したい場合には、ＳｉＣ材料４０のドーピング濃度は、好ましくは１×１０１７ｃｍ－３より高濃度を採用し、より好ましくは１×１０１８ｃｍ－３以上を採用し、更に好ましくは１×１０１９ｃｍ－３以上を採用することができる。
　一方で、ドーピング濃度の高いＳｉＣ基板３０を製造したい場合には、好ましくは、１×１０１７ｃｍ－３以下を採用し、より好ましくは１×１０１６ｃｍ－３以下を採用し、更に好ましくは１×１０１５ｃｍ－３以下を採用することができる。
　ドーパント及びドーピング濃度は、ラマン分光法や二次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）により確認することができる。
（準閉鎖空間）
　準閉鎖空間は、原子数比Ｓｉ／Ｃが１以下となるよう構成しても良い。例えば、化学量論比１：１を満たすＳｉＣ製の本体容器５０内に、化学量論比１：１を満たすＳｉＣ原基板１０を配置した場合には、本体容器５０内の原子数比Ｓｉ／Ｃは１となる（図７参照）。また、Ｃ蒸気供給源（Ｃペレット等）を配置して原子数比Ｓｉ／Ｃを１以下としても良い。
　また、準閉鎖空間は、原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超えるよう構成しても良い。例えば、化学量論比１：１を満たすＳｉＣ製の本体容器５０内に、化学量論比１：１を満たすＳｉＣ原基板１０と、Ｓｉ蒸気供給源５５（Ｓｉペレット等）と、を配置した場合には、本体容器５０内の原子数比Ｓｉ／Ｃは１を超える（図６参照）。
（エッチング工程の概要）
　図３は、エッチング工程Ｓ１０の概要を示す説明図である。このエッチング工程Ｓ１０においては、ＳｉＣ材料４０が露出した準閉鎖空間にＳｉＣ原基板１０を配置し、１４００℃以上２３００℃以下の温度範囲で加熱することで、以下１）～５）の反応が持続的に行われ、結果としてエッチングが進行すると考えられる。
　１）　ＳｉＣ（ｓ）→Ｓｉ（ｖ）＋Ｃ（ｓ）
　２）　２Ｃ（ｓ）＋Ｓｉ（ｖ）→ＳｉＣ２（ｖ）
　３）　Ｃ（ｓ）＋２Ｓｉ（ｖ）→Ｓｉ２Ｃ（ｖ）
　４）　Ｓｉ（ｖ）＋ＳｉＣ２（ｖ）→２ＳｉＣ（ｓ）
　５）　Ｓｉ２Ｃ（ｖ）→Ｓｉ（ｖ）＋ＳｉＣ（ｓ）
　１）の説明:ＳｉＣ原基板１０（ＳｉＣ（ｓ））が加熱されることで、熱分解によってＳｉＣ原基板１０表面からＳｉ原子（Ｓｉ（ｖ））が脱離する（Ｓｉ原子昇華工程）。
　２）及び３）の説明:Ｓｉ原子（Ｓｉ（ｖ））が脱離することで、ＳｉＣ原基板１０表面に残存したＣ（Ｃ（ｓ））は、準閉鎖空間内のＳｉ蒸気（Ｓｉ（ｖ））と反応する。その結果、Ｃ（Ｃ（ｓ））は、Ｓｉ２Ｃ又はＳｉＣ２等となってＳｉＣ原基板１０表面から昇華する（Ｃ原子昇華工程）。
　４）及び５）の説明:昇華したＳｉ２Ｃ又はＳｉＣ２等が、温度勾配によって準閉鎖空間内のＳｉＣ材料４０に到達し、結晶成長する。
　このように、エッチング工程Ｓ１０は、ＳｉＣ原基板１０の表面からＳｉ原子を熱昇華させるＳｉ原子昇華工程と、ＳｉＣ原基板１０の表面に残存したＣ原子と準閉鎖空間内のＳｉ蒸気を反応させることでＳｉＣ原基板１０の表面から昇華させるＣ原子昇華工程と、含む。
　エッチング工程Ｓ１０は、ＳｉＣ原基板１０とＳｉＣ材料４０とを相対させて配置し、ＳｉＣ原基板１０が高温側、ＳｉＣ材料４０が低温側となるよう加熱する工程である。これにより、ＳｉＣ原基板１０とＳｉＣ材料４０との間にエッチング空間Ｘが形成され、温度勾配を駆動力としてＳｉＣ原基板１０の表面をエッチングすることができる。
　また、エッチング工程Ｓ１０は、原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える準閉鎖空間内にＳｉＣ原基板１０とＳｉＣ材料４０とを相対させて配置し、ＳｉＣ原基板１０が高温側、ＳｉＣ材料４０が低温側となるよう加熱する工程を含む。
　このように、原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える準閉鎖空間内で、ＳｉＣ原基板１０表面をエッチングすることにより、加工変質層１２を除去すると共に、ＭＳＢを除去することができる。
〈結晶成長工程〉
　結晶成長工程Ｓ２０は、図４に示すように、ＳｉＣ原基板１０とＳｉＣ材料４０とを相対させて配置し加熱することで、ＳｉＣ材料４０からＳｉＣ原基板１０へ原料（Ｓｉ元素、Ｃ元素、ドーパント）を輸送し、ＳｉＣ基板層１３を成長させる工程である。この結晶成長工程Ｓ２０により、ＳｉＣ原基板１０の上にＳｉＣ基板層１３を成長させたＳｉＣ基板体２０を得る。
　この結晶成長工程Ｓ２０は、エッチング工程Ｓ１０と同様に、ＳｉＣ原基板１０とＳｉＣ材料４０を準閉鎖空間に配置して加熱することが好ましい。この準閉鎖空間は、例えば、本体容器５０内に収容することで形成される。
（結晶成長工程の概要）
　図４は、結晶成長工程Ｓ２０の概要を示す説明図である。この結晶成長工程Ｓ２０においては、ＳｉＣ材料４０が露出した準閉鎖空間にＳｉＣ原基板１０を配置し、１４００℃以上２３００℃以下の温度範囲で加熱することで、以下１）～５）の反応が持続的に行われ、結果として結晶成長が進行すると考えられる。
　１）　Ｐｏｌｙ-ＳｉＣ（ｓ）→Ｓｉ（ｖ）＋Ｃ（s）
　２）　２Ｃ（ｓ）＋Ｓｉ（ｖ）→ＳｉＣ２（ｖ）
　３）　Ｃ（ｓ）＋２Ｓｉ（ｖ）→Ｓｉ２Ｃ（ｖ）
　４）　Ｓｉ（ｖ）＋ＳｉＣ２（ｖ）→２ＳｉＣ（ｓ）
　５）　Ｓｉ２Ｃ（ｖ）→Ｓｉ（ｖ）＋ＳｉＣ（ｓ）
　１）の説明:ＳｉＣ材料（Ｐｏｌｙ-ＳｉＣ（ｓ））が加熱されることで、熱分解によってＳｉＣからＳｉ原子（Ｓｉ（ｖ））が脱離する。
　２）及び３）の説明:Ｓｉ原子（Ｓｉ（ｖ））が脱離することで残存したＣ（Ｃ（ｓ））は、準閉鎖空間内のＳｉ蒸気（Ｓｉ（ｖ））と反応する。その結果、Ｃ（Ｃ（ｓ））は、Ｓｉ２Ｃ又はＳｉＣ２等となって準閉鎖空間内に昇華する。
　４）及び５）の説明:昇華したＳｉ２Ｃ又はＳｉＣ２等が、温度勾配（又は化学ポテンシャル差）によってＳｉＣ原基板１０のテラスに到達・拡散しステップに到達することで、下地のＳｉＣ原基板１０の多型を引き継いで成長する（ステップフロー成長）。
　このように、結晶成長工程Ｓ２０は、ＳｉＣ材料４０の表面からＳｉ原子を熱昇華させるＳｉ原子昇華工程と、準閉鎖空間内のＳｉ蒸気と反応させることでＳｉＣ材料４０の表面に残存したＣ原子を昇華させるＣ原子昇華工程と、温度勾配や化学ポテンシャル差を駆動力として原料をＳｉＣ原基板１０表面まで輸送する原料輸送工程と、ＳｉＣ原基板１０のステップに原料が到達して成長するステップフロー成長工程と、を含む。
　なお、ここでいう原料とは、Ｓｉ元素、Ｃ元素及びドーパントを含む。そのため、ＳｉＣ材料４０のドーパントがＳｉ元素及びＣ元素と共に輸送される。その結果、ＳｉＣ基板層１３は、ＳｉＣ材料４０のドーピング濃度を引きついで成長する。
　そのため、特定のドーピング濃度のＳｉＣ基板３０を得たい場合には、所望のドーピング濃度のＳｉＣ材料４０を採用することで、得たいドーピング濃度のＳｉＣ基板３０を製造することができる。
　結晶成長工程Ｓ２０は、ＳｉＣ原基板１０とＳｉＣ材料４０とを相対させて配置し、ＳｉＣ原基板１０が低温側、ＳｉＣ材料４０が高温側となるよう加熱する工程である。これにより、ＳｉＣ原基板１０とＳｉＣ材料４０との間に結晶成長空間Ｙが形成され、温度勾配を駆動力としてＳｉＣ原基板１０を結晶成長させることができる。
　また、結晶成長工程Ｓ２０は、原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える準閉鎖空間内にＳｉＣ原基板１０とＳｉＣ材料４０とを相対させて配置し、ＳｉＣ原基板１０が低温側、ＳｉＣ材料４０が高温側となるよう加熱する工程を含む。
　このように、原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える準閉鎖空間内で結晶成長させることにより、ＳｉＣ基板層１３の表面にＭＳＢが形成されることを抑制することができる。
　また、結晶成長工程Ｓ２０は、原子数比Ｓｉ／Ｃが１以下の準閉鎖空間内にＳｉＣ原基板１０とＳｉＣ材料４０とを相対させて配置し、ＳｉＣ原基板１０が低温側、ＳｉＣ材料４０が高温側となるよう加熱する工程を含む。
　このように、原子数比Ｓｉ／Ｃが１以下の準閉鎖空間内で結晶成長させることにより、ＳｉＣ基板層１３中の基底面転位（Ｂａｓａｌ　Ｐｌａｎｅ　Ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ:ＢＰＤ）を除去ないしは低減することができる。
　なお、ＳｉＣ原基板１０に単結晶ＳｉＣを、ＳｉＣ材料４０に多結晶ＳｉＣを、それぞれ採用する場合には、多結晶ＳｉＣと単結晶ＳｉＣの表面で発生する分圧差（化学ポテンシャル差）を原料輸送の駆動力として、結晶成長させることができる。
〈剥離工程〉
　剥離工程Ｓ３０は、結晶成長工程Ｓ２０で得られたＳｉＣ基板体２０の一部を剥離し、ＳｉＣ基板３０を得る工程である。ＳｉＣ基板３０を剥離する手段としては、複数本のワイヤーを往復運動させることで切断するマルチワイヤーソー切断や、プラズマ放電を断続的に発生させて切断する放電加工法、結晶中にレーザーを照射・集光させて切断の基点となる層を形成するレーザーを用いて切断する手法、等を例示できる。
　中でも、材料のロスが少ないレーザーを用いた手法を採用することが好ましい。以下、レーザーを用いて剥離する手法について、詳細に説明する。
　本実施形態に係る剥離工程Ｓ３０は、ＳｉＣ基板体２０にダメージ層１４を導入するレーザー照射工程Ｓ３１と、このダメージ層１４を起点に分離する分離工程Ｓ３２と、を有する。
　レーザー照射工程Ｓ３１は、単結晶ＳｉＣに対して透過性を有する波長のレーザー光線の集光点をＳｉＣ基板体２０の内部に位置づけ、ＳｉＣ基板体２０にレーザー光線を照射してダメージ層１４を形成する工程である（図２参照）。
　レーザー照射工程Ｓ３１で用いるレーザー照射手段Ｌは、例えば、レーザー光をパルス発振するレーザー光源Ｌ１と、レーザー光を集光するための集光用レンズＬ２と、を備えている。このレーザー光を走査することにより、ＳｉＣ基板体２０内にダメージ層１４を導入する。
　分離工程Ｓ３２は、ウエハ剥離手段Ｐにより、ダメージ層１４に沿ってＳｉＣ基板体２０からＳｉＣ基板３０を剥離する工程である。このウエハ剥離手段Ｐとしては、図２に示すように、ＳｉＣ基板体２０の表面と裏面を台座等に吸着させて分離する手法を例示できる。また、ダメージ層１４に沿って細いワイヤーを往復運動させることで剥離してもよいし、超音波振動を付与してダメージ層１４を起点に剥離させてもよい。
　なお、このレーザー照射工程Ｓ３１及び分離工程Ｓ３２は、公知の技術を採用することができ、例えば、特開２０１３－４９１６１号公報、特開２０１８－２０７０３４号公報、特表２０１７－５００７２５号公報、特開２０１７－５２６１６１号公報等に記載の技術を採用することができる。
　上述した、エッチング工程Ｓ１０、結晶成長工程Ｓ２０、剥離工程Ｓ３０を経ることにより、ＳｉＣ原基板１０からＳｉＣ基板３０を製造することができる。また、図２においては、１枚のＳｉＣ原基板１０から、１枚のＳｉＣ基板３０を剥離したが、ＳｉＣ基板層１３を厚く形成して複数枚のＳｉＣ基板３０を剥離しても良い。
　また、ＳｉＣ基板３０を剥離したＳｉＣ原基板１０に対して、エッチング工程Ｓ１０ないし剥離工程Ｓ３０を施すことにより、繰り返しＳｉＣ基板３０を製造することができる。
　さらに、ＳｉＣ基板体２０より剥離されたＳｉＣ基板３０（ＳｉＣ基板層１３）を用いて、新たなＳｉＣ基板３０を製造することも可能である。
　すなわち、他の実施形態に係るＳｉＣ基板の製造方法は、剥離されたＳｉＣ基板層１３の加工変質層を除去するエッチング工程Ｓ１０と、ＳｉＣ基板層１３上に他のＳｉＣ基板層１３を成長させてＳｉＣ基板体２０を得る結晶成長工程Ｓ２０と、このＳｉＣ基板体２０の一部を剥離する剥離工程Ｓ３０と、をさらに含む。
　このように、製造したＳｉＣ基板３０をＳｉＣ原基板１０として用いることで、ＳｉＣ基板３０をさらに製造することが可能である。
　また、剥離後のＳｉＣ原基板１０及びＳｉＣ基板３０には、ダメージ層１４が残存している。そのため、図２に示すように、剥離後のＳｉＣ原基板１０及びＳｉＣ基板３０に、エッチング工程Ｓ１０を施して、ダメージ層１４（加工変質層）を除去しても良い。
　また、剥離後のＳｉＣ原基板１０及びＳｉＣ基板３０の表面にうねりが形成されている場合には、ラッピング工程等の機械研磨工程を施して、うねりを除去しても良い。
　本発明に係るＳｉＣ基板の製造方法によれば、エッチング工程Ｓ１０と結晶成長工程Ｓ２０とが、同様の環境（装置系）でＳｉＣ原基板１０を熱処理している。従来は、加工変質層１２を除去するためのＣＭＰ研磨を行う装置と、結晶成長を行う装置とを、別途導入・外注する必要があった。本発明によれば、１つの装置系で複数の工程を施すことができるため、費用を大幅に削減することができる。
　また、エッチング工程Ｓ１０及び結晶成長工程Ｓ２０を同様のＳｉＣ材料４０を用いて行う場合には、結晶成長工程Ｓ２０にて消費される原料が、エッチング工程Ｓ１０にて充填される。そのため、ＳｉＣ材料４０の寿命を延命することができる。
　また、本発明に係る結晶成長工程Ｓ２０によれば、所望のスペックのＳｉＣ基板３０を１枚ずつ（若しくは、少数枚ずつ）製造することができる。そのため、所望のドーピング濃度のＳｉＣ基板３０を少数枚ずつ製造することができる。さらには、ＳｉＣ材料４０を選択することにより、１枚ずつドーピング濃度を制御して製造することも可能である。
　また、本発明に係る結晶成長工程Ｓ２０によれば、ＳｉＣ基板層１３の厚み分を成長させればよいので、高品質なＳｉＣ基板３０を形成する環境を維持しやすい。すなわち、成長が進行する毎に、成長ポイントが変化するインゴットを形成する場合（昇華法）と比較して、材料ロスを少なくし、高品質なＳｉＣ基板３０を製造することができる。
　また、ＳｉＣ原基板１０とＳｉＣ材料４０とが相対する方向に沿って温度勾配が設けられていることにより、ＳｉＣ原基板１０の面内の温度分布が略均一となるよう容易に制御することができる。そのため、６インチ以上や８インチ以上といった大口径なＳｉＣ基板を製造することができる。
《ＳｉＣ基板の製造装置》
　以下、本発明に係るＳｉＣ基板の製造方法を実現する製造装置について詳細に説明する。なお、この実施形態において、先の製造方法に示した構成と基本的に同一の構成要素については、同一の符号を付してその説明を簡略化する。
　本実施形態に係るＳｉＣ基板の製造装置は、図５に示すように、ＳｉＣ原基板１０を収容可能でありＳｉＣ材料４０を含む本体容器５０と、ＳｉＣ原基板１０とＳｉＣ材料４０との間に温度勾配が形成されるよう加熱可能な加熱炉６０と、を備える。
（本体容器）
　本体容器５０は、互いに嵌合可能な上容器５１及び下容器５２と、を備える嵌合容器である。上容器５１と下容器５２の嵌合部には、微小な間隙５３が形成されており、この間隙５３から本体容器５０内の排気（真空引き）が可能なよう構成されている。
　また、本体容器５０は、ＳｉＣ原基板１０と相対するように配置されるＳｉＣ材料４０と、このＳｉＣ材料４０とＳｉＣ原基板１０間で原料を輸送するための原料輸送空間Ｓ１と、を有する。そして、このＳｉＣ材料４０のドーピング濃度は、所望のＳｉＣ基板３０に対応したドーピング濃度に設定されていることが好ましい。
　本実施形態に係る上容器５１及び下容器５２は、多結晶ＳｉＣで構成されている。そのため、本体容器５０自体がＳｉＣ材料４０となる。なお、本体容器５０のＳｉＣ原基板１０と相対する部分のみがＳｉＣ材料４０で構成されていても良い。その場合、ＳｉＣ材料４０以外の部分は高融点材料（後述する高融点容器７０と同様の材料）を採用することができる。
　また、図示はしていないが、本体容器５０全体に高融点材料を採用し、基板状のＳｉＣ材料４０を別途収容する構成を採用しても良い。その場合には、基板状のＳｉＣ材料４０とＳｉＣ原基板１０の間にスペーサー（後述する基板保持具５４等）を配置して、エッチング空間Ｘ又は結晶成長空間Ｙを形成しても良い。
　すなわち、本体容器５０は、ＳｉＣ原基板１０を収容した状態で熱処理した際に、内部空間にＳｉ元素及びＣ元素を含む雰囲気を発生させる構成となっている。本実施形態においては、多結晶ＳｉＣで構成された本体容器５０を加熱することで、内部空間内にＳｉ元素及びＣ元素を含む雰囲気を形成している。
　また、加熱処理された本体容器５０内の空間は、Ｓｉ元素を含む気相種及びＣ元素を含む気相種の混合系の蒸気圧環境となることが望ましい。このＳｉ元素を含む気相種としては、Ｓｉ，Ｓｉ２，Ｓｉ３，Ｓｉ２Ｃ，ＳｉＣ２，ＳｉＣが例示できる。また、Ｃ元素を含む気相種としては、Ｓｉ２Ｃ，ＳｉＣ２，ＳｉＣ，Ｃが例示できる。すなわち、ＳｉＣ系ガスが準閉鎖空間に存在している状態となるのが好ましい。
　原料輸送空間Ｓ１は、ＳｉＣ原基板１０とＳｉＣ材料４０との間に設けられる温度勾配を駆動力として、ＳｉＣ原基板１０からＳｉＣ材料４０へ原料を輸送する空間であり、また、ＳｉＣ材料４０からＳｉＣ原基板１０へ原料を輸送する空間である。
　例えば、ＳｉＣ原基板１０の表面の温度と、この表面に相対するＳｉＣ材料４０の温度を比較した際に、ＳｉＣ原基板１０側の温度が高く、上容器５１の温度が低くなるよう、ＳｉＣ原基板１０を配置した場合を考える（図６参照）。このように、ＳｉＣ原基板１０とＳｉＣ材料４０とを相対させて配置し、ＳｉＣ原基板１０が高温側、ＳｉＣ材料４０が低温側となるよう加熱した場合には、ＳｉＣ原基板１０からＳｉＣ材料４０へ原料が輸送され、ＳｉＣ原基板１０がエッチングされる。すなわち、このような温度勾配を設定して加熱することにより、原料輸送空間Ｓ１にはエッチング空間Ｘが形成される。
　また、本体容器５０は、図６に示すように、ＳｉＣ原基板１０を温度勾配の高温側に配置する基板保持具５４を有していても良い。このように、基板保持具５４を設けることにより、加熱炉６０が形成する温度勾配の高温側にＳｉＣ原基板１０を配置して、ＳｉＣ原基板１０のエッチング空間Ｘを形成することができる。なお、この基板保持具５４は、高融点容器７０と同様の高融点材料で構成されていることが望ましい。
　一方で、ＳｉＣ原基板１０の表面の温度と、この表面に相対するＳｉＣ材料４０の温度を比較した際に、ＳｉＣ原基板１０側の温度が低く、上容器５１の温度が高くなるよう、ＳｉＣ原基板１０を配置した場合を考える（図７参照）。このように、ＳｉＣ原基板１０とＳｉＣ材料４０とを相対させて配置し、ＳｉＣ原基板１０が低温側、ＳｉＣ材料４０が高温側となるよう加熱した場合には、ＳｉＣ材料４０からＳｉＣ原基板１０へ原料が輸送され、ＳｉＣ原基板１０上にＳｉＣ基板層１３が成長する。すなわち、このような温度勾配を設定して加熱することにより、原料輸送空間Ｓ１には結晶成長空間Ｙが形成される。
　すなわち、図６に示した構成は、本発明のＳｉＣ基板の製造方法のエッチング工程Ｓ１０であり、図７に示した構成は、結晶成長工程Ｓ２０である。このとき、エッチング工程Ｓ１０ではＳｉＣ材料４０は結晶成長し、結晶成長工程Ｓ２０ではＳｉＣ材料４０はエッチングされることとなる。そのため、エッチング工程Ｓ１０と結晶成長工程Ｓ２０で、ＳｉＣ原基板１０と相対されるＳｉＣ材料４０が部分であることが好ましい。
　具体的には、図６のエッチング工程Ｓ１０においては、下容器５２が結晶成長するため、図７の結晶成長工程Ｓ２０においては、下容器５２を温度勾配の高温側に配置して、ＳｉＣ原基板１０に材料を供給することが好ましい。このように、エッチング工程Ｓ１０においてＳｉＣ材料４０の成長させた部分を、結晶成長工程Ｓ２０においてエッチングさせることにより、ＳｉＣ材料４０の寿命を延命させることができる。
　図６及び図７においては、本体容器５０を逆転させる例を示したが、加熱炉６０の温度勾配を逆転させることで、同じＳｉＣ材料４０の部分を用いることも可能である。
　また、本体容器５０は、図６に示すように、容器内にＳｉ蒸気を供給可能なＳｉ蒸気供給源５５を設けても良い。このＳｉ蒸気供給源５５としては、固体のＳｉ（単結晶Ｓｉ片やＳｉ粉末等のＳｉペレット）やＳｉ化合物を例示することができる。
　例えば、本実施形態のように本体容器５０の全体が多結晶ＳｉＣで構成されている場合には、Ｓｉ蒸気供給源５５を配置することで、本体容器５０内の原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える。
　具体的には、化学量論比１：１を満たす多結晶ＳｉＣの本体容器５０内に、化学量論比１：１を満たすＳｉＣ原基板１０と、Ｓｉ蒸気供給源５５（Ｓｉペレット等）と、を配置した場合には、本体容器５０内の原子数比Ｓｉ／Ｃは１を超えることとなる。
　このように、原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える空間を加熱することで、ＳｉＣ（固体）とＳｉ（液相）とが気相を介して相平衡状態となっているときの蒸気圧の環境（ＳｉＣ－Ｓｉ平衡蒸気圧環境）に近づけることができる。
　一方、本体容器５０内にＳｉ蒸気供給源を設けない場合には、本体容器５０内の原子数比Ｓｉ／Ｃは１若しくは１以下となる。
　具体的には、化学量論比１：１を満たす多結晶ＳｉＣの本体容器５０内に、化学量論比１：１を満たすＳｉＣ原基板１０と、を配置した場合には、本体容器５０内の原子数比Ｓｉ／Ｃは１となる。
　このように、原子数比Ｓｉ／Ｃが１、若しくは１以下の空間を加熱することで、ＳｉＣ（固相）とＣ（固相）とが気相を介して相平衡状態となっているときの蒸気圧の環境（ＳｉＣ－Ｃ平衡蒸気圧環境）に近づけることができる。
　なお、本明細書におけるＳｉＣ－Ｓｉ平衡蒸気圧環境及びＳｉＣ－Ｃ平衡蒸気圧環境とは、理論的な熱平衡環境から導かれた成長速度と成長温度の関係を満たす近熱平衡蒸気圧環境を含む。
（加熱炉）
　加熱炉６０は、図５に示すように、被処理物（ＳｉＣ原基板１０等）を１０００℃以上２３００℃以下の温度に加熱することが可能な本加熱室６１と、被処理物を５００℃以上の温度に予備加熱可能な予備加熱室６２と、本体容器５０を収容可能な高融点容器７０と、この高融点容器７０を予備加熱室６２から本加熱室６１へ移動可能な移動手段６３（移動台）と、を備えている。
　本加熱室６１は、平面断面視で正六角形に形成されており、その内側に高融点容器７０が配置される。
　本加熱室６１の内部には、加熱ヒータ６４（メッシュヒーター）が備えられている。また、本加熱室６１の側壁や天井には多層熱反射金属板が固定されている（図示せず。）。この多層熱反射金属板は、加熱ヒータ６４の熱を本加熱室６１の略中央部に向けて反射させるように構成されている。
　これにより、本加熱室６１内において、被処理物が収容される高融点容器７０を取り囲むように加熱ヒータ６４が配置され、更にその外側に多層熱反射金属板が配置されることで、１０００℃以上２３００℃以下の温度まで昇温させることができる。
　なお、加熱ヒータ６４としては、例えば、抵抗加熱式のヒータや高周波誘導加熱式のヒータを用いることができる。
　また、加熱ヒータ６４は、高融点容器７０内に温度勾配を形成可能な構成を採用しても良い。例えば、加熱ヒータ６４は、上側に多くのヒータが配置されるよう構成しても良い。また、加熱ヒータ６４は、上側に向かうにつれて幅が大きくなるように構成しても良い。あるいは、加熱ヒータ６４は、上側に向かうにつれて供給される電力を大きくすることが可能なよう構成しても良い。
　また、本加熱室６１には、本加熱室６１内の排気を行う真空形成用バルブ６５と、本加熱室６１内に不活性ガスを導入する不活性ガス注入用バルブ６６と、本加熱室６１内の真空度を測定する真空計６７と、が接続されている。
　真空形成用バルブ６５は、本加熱室６１内を排気して真空引きする真空引ポンプと接続されている（図示せず。）。この真空形成用バルブ６５及び真空引きポンプにより、本加熱室６１内の真空度は、例えば、１０Ｐａ以下、より好ましくは１Ｐａ以下、さらに好ましくは１０－３Ｐａ以下に調整することができる。この真空引きポンプとしては、ターボ分子ポンプを例示することができる。
　不活性ガス注入用バルブ６６は、不活性ガス供給源と接続されている（図示せず。）。この不活性ガス注入用バルブ６６及び不活性ガス供給源により、本加熱室６１内に不活性ガスを１０－５～１００００Ｐａの範囲で導入することができる。この不活性ガスとしては、ＡｒやＨｅ、Ｎ２等を選択することができる。
　また、不活性ガス注入用バルブ６６は、本体容器５０内にドーパントガスを供給可能なドーパントガス供給手段である。すなわち、不活性ガスにドーパントガス（例えば、Ｎ２等）を選択することにより、ＳｉＣ基板層１３のドーピング濃度を調整することができる。
　予備加熱室６２は、本加熱室６１と接続されており、移動手段６３により高融点容器７０を移動可能に構成されている。なお、本実施形態の予備加熱室６２には、本加熱室６１の加熱ヒータ６４の余熱により昇温可能なよう構成されている。例えば、本加熱室６１を２０００℃まで昇温した場合には、予備加熱室６２は１０００℃程度まで昇温され、被処理物（ＳｉＣ原基板１０や本体容器５０、高融点容器７０等）の脱ガス処理を行うことができる。
　移動手段６３は、高融点容器７０を載置して、本加熱室６１と予備加熱室６２を移動可能に構成されている。この移動手段６３による本加熱室６１と予備加熱室６２間の搬送は、最短１分程で完了するため、１～１０００℃／ｍｉｎでの昇温・降温を実現することができる。
　このように急速昇温及び急速降温が行えるため、従来の装置では困難であった、昇温中及び降温中の低温成長履歴を持たない表面形状を観察することが可能である。
　また、図３においては、本加熱室６１の下方に予備加熱室６２を配置しているが、これに限られず、何れの方向に配置しても良い。
　また、本実施形態に係る移動手段６３は、高融点容器７０を載置する移動台である。この移動台と高融点容器７０の接触部から、微小な熱を逃がしている。これにより、高融点容器７０内（及び本体容器５０内）に温度勾配を形成することができる。
　すなわち、本実施形態の加熱炉６０は、高融点容器７０の底部が移動台と接触しているため、高融点容器７０の上容器７１から下容器７２に向かって温度が下がるように温度勾配が設けられる。この温度勾配は、ＳｉＣ原基板１０の表裏方向に沿って形成されていることが望ましい。
　また、上述したように、加熱ヒータ６４の構成により、温度勾配を形成してもよい。また、この加熱ヒータ６４により、温度勾配を逆転可能に構成しても良い。
（高融点容器）
　加熱炉６０は、Ｓｉ元素を含む雰囲気を形成し、この雰囲気内で本体容器５０を加熱可能であることが好ましい。本実施形態に係る加熱炉６０内のＳｉ元素を含む雰囲気は、高融点容器７０及びＳｉ蒸気供給源７４を用いて形成している。
　なお、本体容器５０の周囲にＳｉ元素を含む雰囲気を形成可能な方法であれば、当然に採用することができる。
　高融点容器７０は、高融点材料を含んで構成されている。例えば、汎用耐熱部材であるＣ、高融点金属であるＷ，Ｒｅ，Ｏｓ，Ｔａ，Ｍｏ、炭化物であるＴａ９Ｃ８，ＨｆＣ，ＴａＣ，ＮｂＣ，ＺｒＣ，Ｔａ２Ｃ，ＴｉＣ，ＷＣ，ＭｏＣ、窒化物であるＨｆＮ，ＴａＮ，ＢＮ，Ｔａ２Ｎ，ＺｒＮ，ＴｉＮ、ホウ化物であるＨｆＢ２，ＴａＢ２，ＺｒＢ２，ＮＢ２，ＴｉＢ２，多結晶ＳｉＣ等を例示することができる。
　この高融点容器７０は、本体容器５０と同様に、互いに嵌合可能な上容器７１と下容器７２とを備える嵌合容器であり、本体容器５０を収容可能に構成されている。上容器７１と下容器７２の嵌合部には、微小な間隙７３が形成されており、この間隙７３から高融点容器７０内の排気（真空引き）が可能なよう構成されている。
　高融点容器７０は、高融点容器７０内にＳｉ元素を含む気相種の蒸気圧を供給可能なＳｉ蒸気供給源５５を有していることが好ましい。Ｓｉ蒸気供給源５５は、加熱処理時にＳｉ蒸気を高融点容器７０内に発生させる構成であれば良く、例えば、固体のＳｉ（単結晶Ｓｉ片やＳｉ粉末等のＳｉペレット）やＳｉ化合物を例示することができる。
　本実施形態に係るＳｉＣ基板の製造装置は、高融点容器７０の材料としてＴａＣを採用し、Ｓｉ蒸気供給源５５としてタンタルシリサイドを採用している。すなわち、図４に示すように、高融点容器７０の内側にタンタルシリサイド層が形成されており、加熱処理時にタンタルシリサイド層からＳｉ蒸気が容器内に供給されることにより、Ｓｉ蒸気圧環境が形成されるように構成されている。
　この他にも、加熱処理時に高融点容器７０内にＳｉ元素を含む気相種の蒸気圧が形成される構成であれば採用することができる。
　以下、実施例１、実施例２、実施例３、実施例４、実施例５、実施例６を挙げて、本発明をより具体的に説明する。
　実施例１は、エッチング工程Ｓ１０における加工変質層１２の除去ないし低減を具体的に説明する実施例である。実施例２は、エッチング工程Ｓ１０におけるＭＳＢの除去ないし低減を具体的に説明する実施例である。実施例３は、結晶成長工程Ｓ２０におけるＭＳＢの除去ないし低減を具体的に説明する実施例である。実施例４は、結晶成長工程Ｓ２０におけるＢＰＤの除去ないし低減を具体的に説明する実施例である。実施例５及び実施例６は、結晶成長工程Ｓ２０におけるドーピング濃度の制御について説明する実施例である。
〈実施例１:エッチング工程における加工変質層の除去ないし低減〉
　ＳｉＣ原基板１０を本体容器５０及び高融点容器７０に収容し、以下の熱処理条件で熱処理した。
［ＳｉＣ原基板１０］
　多型:４Ｈ－ＳｉＣ
　基板サイズ:横幅１０ｍｍ×縦幅１０ｍｍ×厚み０．４５ｍｍ
　オフ方向及びオフ角:＜１１－２０＞方向４°オフ
　エッチング面:（０００１）面
　加工変質層１２深さ:５μｍ
　なお、加工変質層１２の深さはＳＥＭ－ＥＢＳＤ法にて確認した。また、この加工変質層１２は、ＴＥＭやμＸＲＤ、ラマン分光法で確認することもできる。
［本体容器５０］
　材料:多結晶ＳｉＣ
　容器サイズ:直径６０ｍｍ×高さ４ｍｍ
　基板保持具５４の材料:単結晶ＳｉＣ
　ＳｉＣ原基板１０と本体容器５０の底面の距離：２ｍｍ
　容器内の原子数比Ｓｉ／Ｃ:１以下
［高融点容器７０］
　材料:ＴａＣ
　容器サイズ:直径１６０ｍｍ×高さ６０ｍｍ
　Ｓｉ蒸気供給源７４（Ｓｉ化合物）:ＴａＳｉ２
［熱処理条件］
　上記条件で配置したＳｉＣ原基板１０を、以下の条件で加熱処理した。
　加熱温度：１８００℃
　加熱時間:２０ｍｉｎ
　エッチング量:５μｍ
　温度勾配:１℃／ｍｍ
　エッチング速度:０．２５μｍ／ｍｉｎ
　本加熱室真空度:１０－５Ｐａ
　［ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法による加工変質層の測定］
　ＳｉＣ原基板１０の格子歪みは、基準となる基準結晶格子と比較することにより求めることができる。この格子歪みを測定する手段としては、例えば、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法を用いることができる。ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法は、走査電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ:ＳＥＭ）の中で、電子線後方散乱により得られる菊池線回折図形をもとに、微小領域の歪み測定が可能な手法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ:ＥＢＳＤ）である。この手法では、基準となる基準結晶格子の回折図形と測定した結晶格子の回折図形を比較することで、格子歪み量を求めることができる。
　基準結晶格子としては、例えば、格子歪みが生じていないと考えられる領域に基準点を設定する。すなわち、バルク層１１の領域に基準点を配置することが望ましい。通常、加工変質層１２の深さは、１０μｍ程度となるのが定説である。そのため、加工変質層１２よりも十分に深いと考えられる深さ２０～３５μｍ程度の位置に、基準点を設定すればよい。
　次に、この基準点における結晶格子の回折図形と、ナノメートルオーダーのピッチで測定した各測定領域の結晶格子の回折図形とを比較する。これにより、基準点に対する各測定領域の格子歪み量を算出することができる。
　また、基準結晶格子として格子歪みが生じていないと考えられる基準点を設定する場合を示したが、単結晶ＳｉＣの理想的な結晶格子を基準とすることや、測定領域面内の大多数（例えば、過半数以上）を占める結晶格子を基準とすることも当然に可能である。
　このＳＥＭ－ＥＢＳＤ法により格子歪みが存在するか否かを測定することにより、加工変質層１２の有無を判断することができる。すなわち、傷や潜傷、歪み等の加工ダメージが導入されている場合には、ＳｉＣ原基板１０に格子歪みが生じるため、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法により応力が観察される。
　エッチング工程Ｓ１０の前後の実施例１のＳｉＣ原基板１０に存在する加工変質層１２をＳＥＭ－ＥＢＳＤ法により観察した。その結果を図８（ａ）及び図８（ｂ）に示す。
　なお、この測定においては実施例１のエッチング工程Ｓ１０前後のＳｉＣ原基板１０を劈開した断面について、走査型電子顕微鏡を用いて、以下の条件で測定を行った。
　ＳＥＭ装置：Ｚｅｉｓｓ製Ｍｅｒｌｉｎｅ
　ＥＢＳＤ解析：ＴＳＬソリューションズ製ＯＩＭ結晶方位解析装置
　加速電圧：１５ｋＶ
　プローブ電流：１５ｎＡ
　ステップサイズ：２００ｎｍ
　基準点Ｒ深さ:２０μｍ
　図８（ａ）は実施例１のエッチング工程Ｓ１０前のＳｉＣ原基板１０の断面ＳＥＭ－ＥＢＳＤイメージング画像である。
　この図８（ａ）に示すように、エッチング工程Ｓ１０の前においては、ＳｉＣ原基板１０内に深さ５μｍの格子歪みが観察された。これは、機械加工時により導入された格子歪みであり、加工変質層１２を有していることがわかる。なお、この図８（ａ）では圧縮応力が観測されている。
　図８（ｂ）は実施例１のエッチング工程Ｓ１０後のＳｉＣ原基板１０の断面ＳＥＭ－ＥＢＳＤイメージング画像である。
　この図８（ｂ）に示すように、エッチング工程Ｓ１０の後においては、ＳｉＣ原基板１０内に格子歪みは観察されなかった。すなわち、エッチング工程Ｓ１０により、加工変質層１２が除去されたことがわかる。
　なお、エッチング後のＳｉＣ原基板１０の表面には、ＭＳＢが形成されていた。
　このように、エッチング工程Ｓ１０によれば、ＳｉＣ原基板１０とＳｉＣ材料４０とを相対させて配置し、ＳｉＣ原基板１０が高温側、ＳｉＣ材料４０が低温側となるよう加熱してエッチングすることにより、加工変質層１２を除去ないし低減することができる。これにより、加工変質層１２が低減・除去されたバルク層１１上にＳｉＣ基板層１３を形成することができるため、高品質なＳｉＣ基板３０を製造することができる。
〈実施例２: エッチング工程におけるＭＳＢの除去ないし低減〉
　ＳｉＣ原基板１０を本体容器５０及び高融点容器７０に収容し、以下の熱処理条件で熱処理した。
［ＳｉＣ原基板１０］
　多型:４Ｈ－ＳｉＣ
　基板サイズ:横幅１０ｍｍ×縦幅１０ｍｍ×厚み０．３ｍｍ
　オフ方向及びオフ角:＜１１－２０＞方向４°オフ
　エッチング面:（０００１）面
　ＭＳＢの有無:有
　なお、ステップ高さやテラス幅、ＭＳＢの有無は、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）や特開２０１５－１７９０８２号公報に記載の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像コントラストを評価する手法により確認することができる。
［本体容器５０］
　材料:多結晶ＳｉＣ
　容器サイズ:直径６０ｍｍ×高さ４ｍｍ
　基板保持具５４の材料:単結晶ＳｉＣ
　ＳｉＣ原基板１０と本体容器５０の底面との距離：２ｍｍ
　Ｓｉ蒸気供給源５５:単結晶Ｓｉ片
　容器内の原子数比Ｓｉ／Ｃ:１を超える
　このように、本体容器５０内に、ＳｉＣ原基板１０と共にＳｉ片を収容することで、容器内の原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える。
　［高融点容器７０］
　材料:ＴａＣ
　容器サイズ:直径１６０ｍｍ×高さ６０ｍｍ
　Ｓｉ蒸気供給源７４（Ｓｉ化合物）:ＴａＳｉ２
　［熱処理条件］
　上記条件で配置したＳｉＣ原基板１０を、以下の条件で加熱処理した。
　加熱温度：１９００℃
　加熱時間:６０ｍｉｎ
　温度勾配:１℃／ｍｍ
　エッチング速度:３００ｎｍ／ｍｉｎ
　本加熱室真空度:１０－５Ｐａ
　エッチング工程Ｓ１０の前後の実施例２のＳｉＣ原基板１０表面のステップをＳＥＭにより観察した。その結果を図９（ａ）及び図９（ｂ）に示す。なお、ステップ高さは、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）により測定した。また、テラス幅は、ＳＥＭにより測定した。
　なお、テラス幅の値としては、撮影したＳＥＭ像のステップに対して垂直なラインを引き、このライン上に存在するステップ数をカウントすることで、テラス幅の平均値を算出し採用した（テラス幅＝ライン長さ／ライン上のステップ数）。
　図９（ａ）は実施例２のエッチング工程Ｓ１０前のＳｉＣ原基板１０表面のＳＥＭ像である。このエッチング工程Ｓ１０前のＳｉＣ原基板１０表面には、高さ３ｎｍ以上のＭＳＢが形成されている。なお、ステップ高さはＡＦＭにより測定した。
　図９（ｂ）は実施例２のエッチング工程Ｓ１０後のＳｉＣ原基板１０表面のＳＥＭ像である。この実施例２のエッチング工程Ｓ１０後のＳｉＣ原基板１０表面には、ＭＳＢは形成されておらず、１．０ｎｍ（フルユニットセル）のステップが規則正しく配列していることがわかる。
　このように、エッチング工程Ｓ１０によれば、原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える準閉鎖空間内でＳｉＣ原基板１０をエッチングすることにより、ＭＳＢを低減ないし除去することができる。これにより、ＭＳＢが低減・除去されたバルク層１１上にＳｉＣ基板層１３を形成することができ、高品質なＳｉＣ基板３０を製造することができる。
　また、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法により観察したところ、実施例２のエッチング工程Ｓ１０後のＳｉＣ原基板１０においても加工変質層１２は除去されていた。
〈実施例３:結晶成長工程におけるＭＳＢの除去ないし低減〉
　ＳｉＣ原基板１０を本体容器５０及び高融点容器７０に収容し、以下の熱処理条件で熱処理した。
［ＳｉＣ原基板１０］
　多型:４Ｈ－ＳｉＣ
　基板サイズ:横幅１０ｍｍ×縦幅１０ｍｍ×厚み０．３ｍｍ
　オフ方向及びオフ角:＜１１－２０＞方向４°オフ
　エッチング面:（０００１）面
　ＭＳＢの有無:有
［本体容器５０］
　材料:多結晶ＳｉＣ
　容器サイズ:直径６０ｍｍ×高さ４ｍｍ
　ＳｉＣ原基板１０と本体容器５０の底面との距離：２ｍｍ
　Ｓｉ蒸気供給源５５:単結晶Ｓｉ片
　容器内の原子数比Ｓｉ／Ｃ:１を超える
　このように、本体容器５０内にＳｉＣ原基板１０と共にＳｉ片を収容することで、容器内の原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える。
［高融点容器７０］
　材料:ＴａＣ
　容器サイズ:直径１６０ｍｍ×高さ６０ｍｍ
　Ｓｉ蒸気供給源７４（Ｓｉ化合物）:ＴａＳｉ２
［熱処理条件］
　上記条件で配置したＳｉＣ原基板１０を、以下の条件で加熱処理した。
　加熱温度：１８００℃
　加熱時間:６０ｍｉｎ
　温度勾配:１℃／ｍｍ
　成長速度:６８ｎｍ／ｍｉｎ
　本加熱室６１真空度:１０－５Ｐａ
　結晶成長工程Ｓ２０の後の実施例３のＳｉＣ原基板１０表面のステップをＳＥＭにより観察した。その結果を図１０に示す。なお、ステップ高さは原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）により、テラス幅はＳＥＭにより測定した。
　図１０は、実施例３の結晶成長工程Ｓ２０後のＳｉＣ原基板１０表面のＳＥＭ像である。結晶成長工程Ｓ２０前のＳｉＣ原基板１０表面には、図９（ａ）と同様に、高さ３ｎｍ以上のＭＳＢが形成されていた。図１０に示すように、実施例３の結晶成長工程Ｓ２０後のＳｉＣ原基板１０表面には、ＭＳＢは形成されておらず、１．０ｎｍ（フルユニットセル）のステップが規則正しく配列していることがわかる。
　このように、結晶成長工程Ｓ２０によれば、原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える準閉鎖空間内でＳｉＣ原基板１０を結晶成長させることにより、ＭＳＢが形成されていないＳｉＣ基板層１３を形成することができる。これにより、ＭＳＢが低減・除去されたＳｉＣ基板３０を製造することができる。
〈実施例４:結晶成長工程におけるＢＰＤの除去ないし低減〉
　ＳｉＣ原基板１０を本体容器５０及び高融点容器７０に収容し、以下の熱処理条件で熱処理した。
［ＳｉＣ原基板１０］
　多型:４Ｈ－ＳｉＣ
　基板サイズ:横幅１０ｍｍ×縦幅１０ｍｍ×厚み０．３ｍｍ
　オフ方向及びオフ角:＜１１－２０＞方向４°オフ
　成長面:（０００１）面
　ＭＳＢの有無:無し
　加工変質層１２の有無:無し
［本体容器５０］
　材料:多結晶ＳｉＣ
　容器サイズ:直径６０ｍｍ×高さ４ｍｍ
　ＳｉＣ原基板１０とＳｉＣ材料４０との距離：２ｍｍ
　容器内の原子数比Ｓｉ／Ｃ:１以下
［高融点容器７０］
　材料:ＴａＣ
　容器サイズ:直径１６０ｍｍ×高さ６０ｍｍ
　Ｓｉ蒸気供給源７４（Ｓｉ化合物）:ＴａＳｉ２
［熱処理条件］
　上記条件で配置したＳｉＣ原基板１０を、以下の条件で加熱処理した。
　加熱温度：１７００℃
　加熱時間:３００ｍｉｎ
　温度勾配:１℃／ｍｍ
　成長速度:５ｎｍ／ｍｉｎ
　本加熱室６１真空度:１０－５Ｐａ
(ＳｉＣ基板層中のＢＰＤ変換率)
　図１１は、ＳｉＣ基板層１３中において、ＢＰＤから他の欠陥・転位（ＴＥＤ等）に変換した変換率を求める手法の説明図である。
　図１１（ａ）は、結晶成長工程Ｓ２０によりＳｉＣ基板層１３を成長させた様子を示している。この加熱工程では、ＳｉＣ原基板１０に存在していたＢＰＤが、ある確率でＴＥＤに変換される。そのため、ＳｉＣ基板層１３の表面には、１００％変換されない限り、ＴＥＤとＢＰＤが混在していることとなる。
　図１１（ｂ）は、ＫＯＨ溶解エッチング法を用いてＳｉＣ基板層１３中の欠陥を確認した様子を示している。このＫＯＨ溶解エッチング法は、約５００℃に加熱した溶解塩（ＫＯＨ等）にＳｉＣ基板を浸し、転位や欠陥部分にエッチピットを形成し、そのエッチピットの大きさ・形状により転位の種類を判別する手法である。この手法により、ＳｉＣ基板層１３表面に存在しているＢＰＤ数を得る。
　図１１（ｃ）は、ＫＯＨ溶解エッチング後にＳｉＣ基板層１３を除去する様子を示している。本手法では、エッチピット深さまで機械研磨やＣＭＰ等により平坦化した後、熱エッチングによりＳｉＣ基板層１３を除去して、ＳｉＣ原基板１０の表面を表出させている。
　図１１（ｄ）は、ＳｉＣ基板層１３を除去したＳｉＣ原基板１０に対し、ＫＯＨ溶解エッチング法を用いてＳｉＣ原基板１０中の欠陥を確認した様子を示している。この手法により、ＳｉＣ原基板１０表面に存在しているＢＰＤ数を得る。
　図１１に示した一連の順序により、ＳｉＣ基板層１３表面に存在するＢＰＤの数（図１１（ｂ）参照）と、ＳｉＣ原基板１０表面に存在するＢＰＤの数（図１１（ｄ））と、を比較することで、結晶成長工程Ｓ２０中にＢＰＤから他の欠陥・転位に変換したＢＰＤ変換率を得ることができる。
　実施例４のＳｉＣ基板層１３表面に存在するＢＰＤの数は０個ｃｍ－２であり、バルク層１１中に存在するＢＰＤの数は約１０００個ｃｍ－２であった。
　すなわち、表面にＭＳＢが存在しないＳｉＣ原基板１０を、原子数比Ｓｉ／Ｃが１以下である準閉鎖空間に配置して結晶成長させることにより、ＢＰＤが低減・除去されることが把握できる。
　このように、結晶成長工程Ｓ２０によれば、原子数比Ｓｉ／Ｃが１以下の準閉鎖空間内でＳｉＣ原基板１０を結晶成長させることにより、ＢＰＤが低減・除去された表面のＳｉＣ基板層１３を形成することができる。これにより、ＢＰＤが低減・除去されたＳｉＣ基板層１３を有するＳｉＣ基板３０を製造することができる。
〈実施例５:結晶成長工程におけるドーピング濃度の制御〉
　ＳｉＣ原基板１０を本体容器５０及び高融点容器７０に収容し、以下の熱処理条件で熱処理した。
［ＳｉＣ原基板１０］
　多型:４Ｈ－ＳｉＣ
　基板サイズ:横幅１０ｍｍ×縦幅１０ｍｍ×厚み０．３ｍｍ
　オフ方向及びオフ角:＜１１－２０＞方向４°オフ
　成長面:（０００１）面
　ドーパント:Ｎ
　ドーピング濃度:３×１０１８ｃｍ－３
　ＭＳＢの有無:無し
　加工変質層１２の有無:無し
　なお、ＳｉＣ原基板１０のドーパント及びドーピング濃度は、ラマン分光法により確認した。
［本体容器５０］
　材料:多結晶ＳｉＣ
　容器サイズ:直径６０ｍｍ×高さ４ｍｍ
　ＳｉＣ原基板１０とＳｉＣ材料４０との距離：２ｍｍ
　ドーパント:Ｎ
　ドーピング濃度:１×１０１７ｃｍ－３以下（ラマン分光法検出限界以下）
　容器内の原子数比Ｓｉ／Ｃ:１以下
［高融点容器７０］
　材料:ＴａＣ
　容器サイズ:直径１６０ｍｍ×高さ６０ｍｍ
　Ｓｉ蒸気供給源７４（Ｓｉ化合物）:ＴａＳｉ２
［熱処理条件］
　上記条件で配置したＳｉＣ原基板１０を、以下の条件で加熱処理した。
　加熱温度：１７００℃
　加熱時間:３００ｍｉｎ
　温度勾配:１℃／ｍｍ
　成長速度:５ｎｍ／ｍｉｎ
　本加熱室６１真空度:１０－５Ｐａ
　図１２は、上記条件で成長させた実施例５のＳｉＣ基板を断面から倍率×１００００で観察したＳＥＭ像である。この実施例５のＳｉＣ基板層１３の厚みは１．５μｍであった。
　この実施例５のＳｉＣ基板層１３のドーピング濃度は１×１０１７ｃｍ－３以下であり、ＳｉＣ原基板１０のドーピング濃度は３×１０１８ｃｍ－３であった。これにより、ＳｉＣ基板層１３においては、ＳｉＣ材料４０のドーピング濃度を引き継いでいることがわかる。また、図１２に表れているように、ＳｉＣ基板層１３がＳｉＣ原基板１０よりもＳＥＭ像コントラストが明るいことからも、ＳｉＣ基板層１３のドーピング濃度はＳｉＣ原基板１０よりも低いことが把握できる。
〈実施例６:結晶成長工程におけるドーピング濃度の制御〉
　以下の条件で、ＳｉＣ原基板１０を本体容器５０及び高融点容器７０に収容した。
［ＳｉＣ原基板１０］
　実施例５と同様のＳｉＣ原基板１０を用いた。
［本体容器５０］
　実施例５と同様の本体容器５０を用いた。
［高融点容器７０］
　実施例５と同様の高融点容器７０を用いた。
　［熱処理条件］
　上記条件で配置したＳｉＣ原基板１０を、以下の条件で加熱処理した。
　加熱温度：１８００℃
　加熱時間:６０ｍｉｎ
　温度勾配:１℃／ｍｍ
　成長速度:５０ｎｍ／ｍｉｎ
　エッチング速度:５０ｎｍ／ｍｉｎ
　本加熱室６１真空度:１３Ｐａ（Ｎ２ガス導入）
　図１３は、上記条件で成長させた実施例６のＳｉＣ基板３０を断面から倍率×１００００で観察したＳＥＭ像である。
　この実施例６のＳｉＣ基板層１３厚みは３μｍであった。
　また、この実施例６のＳｉＣ基板層１３のドーピング濃度は２×１０１９ｃｍ－３であり、バルク層１１のドーピング濃度は３×１０１８ｃｍ－３であった。すなわち、ＳｉＣ基板層１３のドーピング濃度は、ＳｉＣ原基板１０のドーピング濃度よりも高い。これは、図１３に示すように、ＳｉＣ基板層１３がバルク層１１よりもＳＥＭ像コントラストが暗いことからも確認することができる。
　本発明に係るＳｉＣ基板の製造方法によれば、ＳｉＣ材料４０のドーピング濃度を選択することや、結晶成長工程Ｓ２０時のＮ２ガス導入により、ＳｉＣ基板層１３のドーピング濃度を制御することができる。これにより、所望のドーピング濃度のＳｉＣ基板３０を製造することができる。
〈熱力学計算〉
　図１４（ａ）は、本発明のエッチング工程における、加熱温度とエッチング速度の関係を示すグラフである。このグラフの横軸は温度の逆数であり、このグラフの縦軸はエッチング速度を対数で表示している。
　図１４（ｂ）は、本発明の結晶成長工程における、加熱温度と成長速度の関係を示すグラフである。このグラフの横軸は温度の逆数であり、このグラフの縦軸は成長速度を対数で表示している。
　これら図１４のグラフにおいては、ＳｉＣ原基板１０を原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える空間（本体容器５０内）に配置して、ＳｉＣ原基板１０を熱処理した結果を〇印で示す。また、ＳｉＣ原基板１０を原子数比Ｓｉ／Ｃが１以下である空間（本体容器５０内）に配置して、ＳｉＣ原基板１０を熱処理した結果を×印で示す。
　なお、○印箇所のＳｉＣ原基板１０表面では、何れもＭＳＢが形成されておらず、ステップは１ユニットセルの高さであった。一方、×印箇所のＳｉＣ原基板１０表面は何れもＭＳＢが形成されていた。
　また、図１４のグラフでは、ＳｉＣ-Ｓｉ平衡蒸気圧環境における熱力学計算の結果を破線（アレニウスプロット）で、ＳｉＣ-Ｃ平衡蒸気圧環境における熱力学計算の結果を二点鎖線（アレニウスプロット）にて示している。
　以下、エッチング工程の熱力学計算と、結晶成長工程の熱力学計算に分けて詳細に説明する。
（エッチング工程の熱力学計算）
　エッチング工程の熱力学計算においては、本体容器５０を加熱した際に、ＳｉＣ原基板１０から発生する蒸気量（Ｓｉ元素を含む気相種及びＣ元素を含む気相種）をエッチング量に換算できる。その場合、ＳｉＣ原基板１０のエッチング速度は、以下の数１で求められる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　ここで、ＴはＳｉＣ原基板１０の温度、ｍｉは気相種（ＳｉxＣｙ）の１分子の質量、ｋはボルツマン定数である。
　また、Ｐｉは、ＳｉＣ原基板１０が加熱されることで本体容器５０内に発生する蒸気圧を足し合わせた値のことである。なお、Ｐｉの気相種としては、ＳｉＣ，Ｓｉ２Ｃ，ＳｉＣ２等が想定される。
　図１４（ａ）の破線は、ＳｉＣ（固体）とＳｉ（液相）とが気相を介して相平衡状態となっているときの蒸気圧の環境において、単結晶ＳｉＣをエッチングした際の熱力学計算の結果である。具体的には、数１を用いて、以下の条件（ｉ）～（ｉｖ）で熱力学計算を行った。（ｉ）体積一定のＳｉＣ-Ｓｉ平衡蒸気圧環境であること、（ｉｉ）エッチング駆動力は、本体容器５０内の温度勾配であること、（ｉｉｉ）原料ガスは、ＳｉＣ，Ｓｉ２Ｃ，ＳｉＣ２であること、（ｉｖ）原料がステップから昇華する脱離係数は０．００１であること。
　図１４（ａ）の二点鎖線は、ＳｉＣ（固相）とＣ（固相）とが気相を介して相平衡状態となっているときの蒸気圧の環境において、単結晶ＳｉＣをエッチングした際の熱力学計算の結果である。具体的には、数１を用いて、以下の条件（ｉ）～（ｉｖ）で熱力学計算を行った。（ｉ）体積一定のＳｉＣ-Ｃ平衡蒸気圧環境であること、（ｉｉ）エッチング駆動力は、本体容器５０内の温度勾配であること、（ｉｉｉ）原料ガスは、ＳｉＣ，Ｓｉ２Ｃ，ＳｉＣ２であること、（ｉｖ）原料がステップから昇華する脱離係数は０．００１であること。
　なお、熱力学計算に用いた各化学種のデータはＪＡＮＡＦ熱化学表の値を採用した。
　この図１４（ａ）のグラフによれば、ＳｉＣ原基板１０を原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える空間（本体容器５０内）に配置して、ＳｉＣ原基板１０をエッチングした結果（〇印）は、ＳｉＣ-Ｓｉ平衡蒸気圧環境における単結晶ＳｉＣエッチングの熱力学計算の結果と傾向が一致していることがわかる。
　また、ＳｉＣ原基板１０を原子数比Ｓｉ／Ｃが１以下である空間（本体容器５０内）に配置して、ＳｉＣ原基板１０をエッチングした結果（×印）は、ＳｉＣ-Ｃ平衡蒸気圧環境における単結晶ＳｉＣエッチングの熱力学計算の結果と傾向が一致していることがわかる。
　なお、ＳｉＣ-Ｓｉ平衡蒸気圧環境下でエッチングされた○印箇所の条件においては、ＭＳＢの形成が分解・抑制されており、ＳｉＣ原基板１０表面に１ｎｍ（１ユニットセル）高さのステップが整列していることがわかる。
　一方で、ＳｉＣ-Ｃ平衡蒸気圧環境下でエッチングされた×印箇所の条件においては、ＭＳＢが形成されていることがわかる。
（結晶成長工程の熱力学計算）
　次に、結晶成長工程の熱力学計算においては、本体容器５０内の加熱した際に、ＳｉＣ原料とＳｉＣ基板から発生する蒸気の分圧差を成長量に換算できる。この時の成長駆動力としては、化学ポテンシャル差や温度勾配を想定できる。なお、この化学ポテンシャル差は、多結晶ＳｉＣ（ＳｉＣ材料４０）と単結晶ＳｉＣ（ＳｉＣ原基板１０）の表面で発生する気相種の分圧差を想定できる。その場合、ＳｉＣの成長速度は以下の数２で求められる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
　ここで、ＴはＳｉＣ原料側の温度、ｍｉは気相種（ＳｉxＣｙ）の１分子の質量、ｋはボルツマン定数である。
　また、Ｐ原料－Ｐ基板は、原料ガスが過飽和な状態となって、ＳｉＣとして析出した成長量であり、原料ガスとしてはＳｉＣ，Ｓｉ２Ｃ，ＳｉＣ２が想定される。
　すなわち、図１４（ｂ）の破線は、ＳｉＣ（固体）とＳｉ（液相）とが気相を介して相平衡状態となっているときの蒸気圧環境において、多結晶ＳｉＣを原料として単結晶ＳｉＣを成長させた際の熱力学計算の結果である。
　具体的には、数２を用いて、以下の条件（ｉ）～（ｉｖ）で熱力学計算を行った。（ｉ）体積一定のＳｉＣ-Ｓｉ平衡蒸気圧環境であること、（ｉｉ）成長駆動力は、本体容器５０内の温度勾配と、多結晶ＳｉＣと単結晶ＳｉＣの蒸気圧差（化学ポテンシャル差）であること、（ｉｉｉ）原料ガスは、ＳｉＣ，Ｓｉ２Ｃ，ＳｉＣ２であること、（ｉｖ）原料がＳｉＣ原基板１０のステップに吸着する吸着係数は０．００１であること。
　また、図１４（ｂ）の二点鎖線は、ＳｉＣ（固相）とＣ（固相）とが気相を介して相平衡状態となっているときの蒸気圧環境において、多結晶ＳｉＣを原料として単結晶ＳｉＣを成長させた際の熱力学計算の結果である。
　具体的には、数２を用いて、以下の条件（ｉ）～（ｉｖ）で熱力学計算を行った。（ｉ）体積一定のＳｉＣ-Ｃ平衡蒸気圧環境であること、（ｉｉ）成長駆動力は、本体容器５０内の温度勾配と、多結晶ＳｉＣと単結晶ＳｉＣの蒸気圧差（化学ポテンシャル差）であること、（ｉｉｉ）原料ガスは、ＳｉＣ，Ｓｉ２Ｃ，ＳｉＣ２であること、（ｉｖ）原料がＳｉＣ原基板１０のステップに吸着する吸着係数は０．００１であること。
　なお、熱力学計算に用いた各化学種のデータはＪＡＮＡＦ熱化学表の値を採用した。
　この図１４（ｂ）のグラフによれば、ＳｉＣ原基板１０を原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える空間（本体容器５０内）に配置して、ＳｉＣ原基板１０にＳｉＣ基板層１３を成長させた結果（〇印）は、ＳｉＣ-Ｓｉ平衡蒸気圧環境におけるＳｉＣ成長の熱力学計算の結果と傾向が一致していることがわかる。
　また、ＳｉＣ原基板１０を原子数比Ｓｉ／Ｃが１以下である空間（本体容器５０内）に配置して、ＳｉＣ原基板１０にＳｉＣ基板層１３を成長させた結果（×印）は、ＳｉＣ-Ｃ平衡蒸気圧環境におけるＳｉＣ成長の熱力学計算の結果と傾向が一致していることがわかる。
　ＳｉＣ-Ｓｉ平衡蒸気圧環境下においては、１９６０℃の加熱温度で１．０μｍ／ｍｉｎ以上の成長速度を達成することが推定される。また、２０００℃以上の加熱温度で２．０μｍ／ｍｉｎ以上の成長速度を達成することが推定される。
　一方、ＳｉＣ-Ｃ平衡蒸気圧環境下においては、２０００℃の加熱温度で１．０μｍ／ｍｉｎ以上の成長速度を達成することが推定される。また、２０３０℃以上の加熱温度で２．０μｍ／ｍｉｎ以上の成長速度を達成することが推定される。
　１０　ＳｉＣ原基板
　１１　バルク層
　１２　加工変質層
　１３　ＳｉＣ基板層
　２０　ＳｉＣ基板体
　３０　ＳｉＣ基板
　４０　ＳｉＣ材料
　５０　本体容器
　５１　上容器
　５２　下容器
　５３　間隙
　５４　基板保持具
　５５　Ｓｉ蒸気供給源
　６０　加熱炉
　６１　本加熱室
　６２　予備加熱室
　６３　移動手段
　６４　加熱ヒータ
　６５　真空形成用バルブ
　６６　不活性ガス注入用バルブ
　６７　真空計
　７０　高融点容器
　７１　上容器
　７２　下容器
　７３　間隙
　７４　Ｓｉ蒸気供給源
　Ｓ１　原料輸送空間
　Ｘ　エッチング空間
　Ｙ　結晶成長空間
　Ｓ１０　エッチング工程
　Ｓ２０　結晶成長工程
　Ｓ３０　剥離工程
　Ｓ３１　レーザー照射工程
　Ｓ３２　分離工程

 

Claims (12)

  1. 　ＳｉＣ原基板をエッチングするエッチング工程と、
    　前記ＳｉＣ原基板の上にＳｉＣ基板層を成長させてＳｉＣ基板体を得る結晶成長工程と、
    　前記ＳｉＣ基板体の一部を剥離してＳｉＣ基板を得る剥離工程と、を含み、
    　前記エッチング工程及び前記結晶成長工程は、前記ＳｉＣ原基板とＳｉＣ材料とを相対させて配置し、前記ＳｉＣ原基板と前記ＳｉＣ材料との間に温度勾配が形成されるよう加熱する工程である、ＳｉＣ基板の製造方法。
  2. 　前記エッチング工程及び前記結晶成長工程は、前記ＳｉＣ原基板及び前記ＳｉＣ材料をＳｉ元素及びＣ元素を含む雰囲気下で加熱する工程である、請求項１に記載のＳｉＣ基板の製造方法。
  3. 　前記エッチング工程及び前記結晶成長工程は、前記ＳｉＣ原基板及び前記ＳｉＣ材料を準閉鎖空間内で加熱する工程である、請求項１又は請求項２に記載のＳｉＣ基板の製造方法。
  4. 　前記エッチング工程及び前記結晶成長工程は、前記ＳｉＣ材料を含む本体容器内に前記ＳｉＣ原基板を配置して加熱する工程である、請求項１～３の何れか一項に記載のＳｉＣ基板の製造方法。
  5. 　前記エッチング工程は、前記ＳｉＣ原基板と前記ＳｉＣ材料とを相対させて配置し、前記ＳｉＣ原基板が高温側、前記ＳｉＣ材料が低温側となるよう加熱する工程である、請求項１～４の何れか一項に記載のＳｉＣ基板の製造方法。
  6. 　前記エッチング工程は、原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える準閉鎖空間内に前記ＳｉＣ原基板と前記ＳｉＣ材料とを相対させて配置し、前記ＳｉＣ原基板が高温側、前記ＳｉＣ材料が低温側となるよう加熱する工程を含む、請求項１～５の何れか一項に記載のＳｉＣ基板の製造方法。
  7. 　前記結晶成長工程は、前記ＳｉＣ原基板と前記ＳｉＣ材料とを相対させて配置し、前記ＳｉＣ原基板が低温側、前記ＳｉＣ材料が高温側となるよう加熱する工程である、請求項１～６の何れか一項に記載のＳｉＣ基板の製造方法。
  8. 　前記結晶成長工程は、原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える準閉鎖空間内に前記ＳｉＣ原基板と前記ＳｉＣ材料とを相対させて配置し、前記ＳｉＣ原基板が低温側、前記ＳｉＣ材料が高温側となるよう加熱する工程を含む、請求項１～７の何れか一項に記載のＳｉＣ基板の製造方法。
  9. 　前記結晶成長工程は、原子数比Ｓｉ／Ｃが１以下の準閉鎖空間内に前記ＳｉＣ原基板と前記ＳｉＣ材料とを相対させて配置し、前記ＳｉＣ原基板が低温側、前記ＳｉＣ材料が高温側となるよう加熱する工程を含む、請求項１～８の何れか一項に記載のＳｉＣ基板の製造方法。
  10. 　前記剥離工程は、前記ＳｉＣ基板体にダメージ層を導入するレーザー照射工程と、
    　前記ダメージ層を起点に分離する分離工程と、を有する、請求項１～９の何れか一項に記載のＳｉＣ基板の製造方法。
  11. 　剥離された前記ＳｉＣ原基板をエッチングするエッチング工程と、
    　前記ＳｉＣ原基板の上にＳｉＣ基板層を成長させてＳｉＣ基板体を得る結晶成長工程と、
    　前記ＳｉＣ基板体の一部を剥離する剥離工程と、をさらに含む、請求項１～１０の何れか一項に記載のＳｉＣ基板の製造方法。
  12. 　剥離された前記ＳｉＣ基板層をエッチングするエッチング工程と、
    　前記ＳｉＣ基板層の上に他のＳｉＣ基板層を成長させてＳｉＣ基板体を得る結晶成長工程と、
    　前記ＳｉＣ基板体の一部を剥離する剥離工程と、をさらに含む、請求項１～１１の何れか一項に記載のＳｉＣ基板の製造方法。

     
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