WO2021149235A1 - 希土類含有ＳｉＣ基板及びＳｉＣエピタキシャル層の製法 - Google Patents

希土類含有ＳｉＣ基板及びＳｉＣエピタキシャル層の製法 Download PDF

Info

Publication number
WO2021149235A1
WO2021149235A1 PCT/JP2020/002447 JP2020002447W WO2021149235A1 WO 2021149235 A1 WO2021149235 A1 WO 2021149235A1 JP 2020002447 W JP2020002447 W JP 2020002447W WO 2021149235 A1 WO2021149235 A1 WO 2021149235A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
sic
layer
rare earth
single crystal
concentration
Prior art date
Application number
PCT/JP2020/002447
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
潔 松島
守道 渡邊
吉川　潤
Original Assignee
日本碍子株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本碍子株式会社 filed Critical 日本碍子株式会社
Priority to CN202080089055.8A priority Critical patent/CN114901875B/zh
Priority to PCT/JP2020/002447 priority patent/WO2021149235A1/ja
Priority to JP2021572228A priority patent/JP7282214B2/ja
Publication of WO2021149235A1 publication Critical patent/WO2021149235A1/ja
Priority to US17/805,234 priority patent/US20220328310A1/en

Links

Images

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02367—Substrates
    • H01L21/0237—Materials
    • H01L21/02373—Group 14 semiconducting materials
    • H01L21/02378—Silicon carbide
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B25/00—Single-crystal growth by chemical reaction of reactive gases, e.g. chemical vapour-deposition growth
    • C30B25/02—Epitaxial-layer growth
    • C30B25/18—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate
    • C30B25/20—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate the substrate being of the same materials as the epitaxial layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/36—Carbides
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02367—Substrates
    • H01L21/02433—Crystal orientation
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02518—Deposited layers
    • H01L21/02521—Materials
    • H01L21/02524—Group 14 semiconducting materials
    • H01L21/02529—Silicon carbide
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02518—Deposited layers
    • H01L21/0257—Doping during depositing
    • H01L21/02573—Conductivity type
    • H01L21/02581—Transition metal or rare earth elements
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02518—Deposited layers
    • H01L21/02609—Crystal orientation
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02612—Formation types
    • H01L21/02617—Deposition types
    • H01L21/0262—Reduction or decomposition of gaseous compounds, e.g. CVD
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02656—Special treatments
    • H01L21/02664—Aftertreatments
    • H01L21/02667—Crystallisation or recrystallisation of non-monocrystalline semiconductor materials, e.g. regrowth

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a rare earth-containing SiC substrate and a SiC epitaxial layer.
  • SiC Silicon Carbide
  • SiC power devices power semiconductor devices (SiC power devices) using SiC materials are expected to be used in various applications because they are superior in miniaturization, low power consumption, and high efficiency to those using Si semiconductors.
  • SiC power devices converters, inverters, in-vehicle chargers and the like for electric vehicles (EV) and plug-in hybrid vehicles (PHEV) can be miniaturized and efficiency can be improved.
  • EV electric vehicles
  • PHEV plug-in hybrid vehicles
  • Patent Documents 1 and 2 study a method of converting harmful BPD into harmless blade-shaped dislocations (TED) when SiC is epitaxially grown on a SiC single crystal substrate.
  • Patent Document 3 by adding a predetermined amount of Nb, Ta, Mo, W, Ir to the SiC single crystal, dislocations due to thermal stress generated during the growth of the SiC single crystal are less likely to occur, and SiC is generated by epitaxial growth. It is disclosed that dislocations are less likely to occur when a SiC layer is formed on a single crystal.
  • JP-A-2018-113303 Japanese Patent No. 6122704 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2019-218229
  • Patent Documents 1 and 2 the conversion rate from BPD to TED is still insufficient, and it cannot be said that the quality of the SiC epitaxial layer is high. Further, in Patent Document 3, when the components such as Nb and Ta added to the SiC single crystal have an unfavorable effect on the characteristics of the semiconductor, Nb and Ta and the like could not be added.
  • the present invention has been made to solve such a problem, and an object of the present invention is to provide a SiC substrate capable of growing a high-quality SiC epitaxial layer.
  • the rare earth-containing SiC substrate of the present invention It contains a rare earth element, and the concentration of the rare earth element is 1 ⁇ 10 16 atoms / cm 3 or more and 1 ⁇ 10 19 atoms / cm 3 or less. It is a thing.
  • the concentration of the rare earth element is set within the range of 1 ⁇ 10 16 atoms / cm 3 or more and 1 ⁇ 10 19 atoms / cm 3 or less. Therefore, the BPD density of the SiC epitaxial growth layer grown on the rare earth-containing SiC substrate can be sufficiently reduced as compared with the BPD density of the rare earth-containing SiC substrate.
  • the SiC epitaxial growth layer thus obtained is suitable for manufacturing a SiC device (for example, SiC-MOSFET, SiC-SBD, etc.) by laminating a functional layer on the surface thereof. Further, since the rare earth-containing SiC substrate does not contain Nb, Ta, etc., it can be used even in a situation where components such as Nb, Ta, etc. affect the semiconductor characteristics.
  • the rare earth-containing SiC substrate of the present invention preferably contains Al, and the concentration of Al in that case is preferably 1 ⁇ 10 16 atoms / cm 3 or more and 1 ⁇ 10 21 atoms / cm 3 or less. In this way, the BPD density of the SiC epitaxial growth layer grown on the rare earth-containing SiC substrate can be further reduced. (Concentration of rare earth elements) (Al concentration) / is preferably not 1 ⁇ 10 5 or less 1 ⁇ 10 -2 or more.
  • the rare earth-containing SiC substrate of the present invention preferably contains N in addition to Al, and the concentration of N in that case is 1 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 or more and 1 ⁇ 10 22 atoms / cm 3 or less. Is preferable. In this way, the BPD density of the SiC epitaxial growth layer grown on the rare earth-containing SiC substrate can be further reduced.
  • the concentration of rare earth elements) (N concentrations) / is preferably not 1 ⁇ 10 5 or less 1 ⁇ 10 -2 or more.
  • the rare earth element is preferably at least one selected from the group consisting of Y, Sm, Ho, Dy and Yb.
  • the rare earth-containing SiC substrate of the present invention is preferably oriented in both the c-axis direction and the a-axis direction.
  • the variation in the depth direction of the rare earth element is 0.9 or more in terms of coefficient of variation. In this way, the BPD density of the SiC epitaxial growth layer grown on the rare earth-containing SiC substrate can be further reduced.
  • the method of obtaining the coefficient of variation of the variation in the depth direction of the rare earth element will be described in Example (Experimental Example 1) described later.
  • the method for producing a SiC epitaxial layer of the present invention is By supplying a raw material gas for producing SiC to the surface of any of the above-mentioned rare earth-containing SiC substrates, a SiC epitaxial layer is formed on the surface. It is a thing.
  • the BPD density of the SiC epitaxial growth layer grown on the rare earth-containing SiC substrate can be sufficiently reduced.
  • FIG. 3 is a manufacturing process diagram of the SiC composite substrate 10.
  • FIG. 1 is a vertical cross-sectional view of the SiC composite substrate 10 (a cross-sectional view when the SiC composite substrate 10 is cut on a surface including the central axis of the SiC composite substrate 10), and
  • FIG. 2 is a manufacturing process diagram of the SiC composite substrate 10.
  • the SiC composite substrate 10 of the present embodiment includes a SiC single crystal layer 20 and a rare earth-containing SiC layer 30 (corresponding to the rare earth-containing SiC substrate of the present invention).
  • the SiC single crystal layer 20 is a layer made of a SiC single crystal and has a crystal growth surface.
  • the polytype, off-angle, and polarity of the SiC single crystal are not particularly limited, but the polytype is preferably 4H or 6H, and the off-angle is 0.1 to 12 ° from the [0001] axis of the single crystal SiC. It is preferable that the polarity is Si surface. More preferably, the polytype is 4H, the off angle is 1 to 5 ° from the [0001] axis of single crystal SiC, and the polarity is the Si plane.
  • the rare earth-containing SiC layer 30 is provided on the crystal growth surface of the SiC single crystal layer 20, and the SiC is oriented in both the c-axis direction and the a-axis direction. That is, the rare earth-containing SiC layer 30 is preferably a biaxially oriented SiC layer.
  • the biaxially oriented SiC layer may be a SiC single crystal, a SiC polycrystal, or a mosaic crystal as long as it is oriented in the biaxial directions of the c-axis and the a-axis. ..
  • a mosaic crystal is a group of crystals that do not have clear grain boundaries but have slightly different orientations of the crystals on one or both of the c-axis and the a-axis.
  • the method for evaluating the orientation is not particularly limited, but a known analysis method such as an EBSD (Electron Backscatter Diffraction Patterns) method or an X-ray pole figure can be used.
  • EBSD Electro Backscatter Diffraction Patterns
  • X-ray pole figure the reverse pole figure mapping of the surface (plate surface) of the biaxially oriented SiC layer or the cross section orthogonal to the plate surface is measured.
  • the obtained reverse pole map mapping (A) it is oriented in a specific direction (first axis) in the approximate normal direction of the plate surface, and (B) it is orthogonal to the first axis and is approximately inward to the plate surface.
  • the orientation is oriented in two axes, the normal normal direction and the substantially plate surface direction. In other words, when the above four conditions are satisfied, it is determined that the orientation is in the two axes of the c-axis and the a-axis.
  • the direction in the plate surface may be oriented in a specific direction (for example, the a-axis) orthogonal to the c-axis.
  • the biaxially oriented SiC layer may be oriented in two axes, a substantially normal direction and a substantially in-plane direction, but it is preferable that the substantially normal direction is oriented in the c-axis.
  • the smaller the inclination angle distribution in the substantially normal direction and / or the substantially in-plane direction of the plate the smaller the mosaic property of the biaxially oriented SiC layer, and the closer to zero, the closer to a single crystal.
  • the inclination angle distribution is preferably small in both the substantially normal direction and the substantially plate surface direction, for example, ⁇ 5 ° or less, and more preferably ⁇ 3 ° or less.
  • the SiC single crystal layer 20 contains BPD.
  • the BPD density of the SiC single crystal layer 20 is not particularly limited , but is preferably 1 ⁇ 10 5 / cm 2 or less, and more preferably 1 ⁇ 10 3 / cm 2 or less.
  • the rare earth-containing SiC layer 30 contains a rare earth element, and the concentration of the rare earth element is in the range of 1 ⁇ 10 16 atoms / cm 3 or more and 1 ⁇ 10 19 atoms / cm 3 or less. Since the concentration of the rare earth element is set within this range, the BPD density of the SiC epitaxial layer grown on the rare earth-containing SiC layer 30 can be sufficiently reduced as compared with the BPD density of the rare earth-containing SiC layer 30.
  • the rare earth-containing SiC layer 30 contains 17 types of rare earth elements such as scandium, ytterbium, lantern, cerium, praseodymium, neodymium, promethium, samarium, urobium, gadolinium, terbium, disprosium, formium, erbium, thulium, ytterbium and lutetium. It contains at least one element selected from the group consisting of elements. As the rare earth element, at least one of Y and Yb is preferable.
  • the rare earth-containing SiC layer 30 preferably contains Al.
  • the concentration of Al is preferably in the range of 1 ⁇ 10 16 atoms / cm 3 or more and 1 ⁇ 10 21 atoms / cm 3 or less.
  • the BPD density of the SiC epitaxial layer grown on the rare earth-containing SiC layer 30 can be further reduced.
  • Al concentration (Al concentration) / is preferably at 1 ⁇ 10 5 or less 1 ⁇ 10 -2 or more.
  • the rare earth-containing SiC layer 30 preferably contains N in addition to Al. In that case, the concentration of N is preferably 1 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 or more and 1 ⁇ 10 22 atoms / cm 3 or less.
  • the concentration of rare earth elements (N concentrations) / is preferably not 1 ⁇ 10 5 or less 1 ⁇ 10 -2 or more.
  • the SiC composite substrate 10 includes (a) a step of forming the orientation precursor layer 40, (b) a heat treatment step, and (c) a grinding step.
  • the orientation precursor layer 40 becomes a rare earth-containing SiC layer 30 by the heat treatment described later.
  • the method for producing the SiC composite substrate 10 is not limited, and is not particularly limited as long as the SiC layer 30 containing a rare earth element can be obtained.
  • it may be a vapor phase method such as CVD or sublimation method, or a liquid phase method such as a solution method.
  • the alignment precursor layer 40 is formed on the crystal growth surface of the SiC single crystal layer 20.
  • the SiC single crystal layer 20 it is preferable to use a 4H or 6H polytype.
  • the crystal growth plane of the SiC single crystal layer 20 a Si plane having an off angle of 0.1 to 12 ° from the SiC [0001] axis is preferable. The off angle is more preferably 1 to 5 °.
  • the method for forming the alignment precursor layer 40 includes, for example, a solid phase deposition method such as an AD (aerosol deposition) method and an HPPD (supersonic plasma particle deposition) method, a sputtering method, a vapor deposition method, a sublimation method, and various CVD methods.
  • a solid phase deposition method such as an AD (aerosol deposition) method and an HPPD (supersonic plasma particle deposition) method
  • a sputtering method a vapor deposition method, a sublimation method, and various CVD methods.
  • Examples include a vapor phase deposition method such as a chemical vapor deposition method and a liquid phase deposition method such as a solution growth method, and a method of directly forming the alignment precursor layer 40 on the SiC single crystal layer 20 can be used. ..
  • the CVD method for example, a thermal CVD method, a plasma CVD method, a mist CVD method, an MO (organic metal) CVD method and the like can be used.
  • the orientation precursor layer 40 a method of using a polycrystalline material prepared in advance by a sublimation method, various CVD methods, sintering, or the like and placing it on the SiC single crystal layer 20 can also be used.
  • a method may be used in which a molded product of the orientation precursor layer 40 is prepared in advance and the molded product is placed on the SiC single crystal layer 20.
  • Such an orientation precursor layer 40 may be a tape molded product produced by tape molding, or a green compact produced by pressure molding such as a uniaxial press.
  • the raw material powder of the alignment precursor layer 40 is made to contain a rare earth compound according to the concentration of the rare earth element in the rare earth-containing SiC layer 30.
  • the rare earth compound is not particularly limited, and examples thereof include oxides, nitrides, carbides, and fluorides of at least one of the 17 types of rare earth elements described above.
  • Al is contained in the rare earth-containing SiC layer 30
  • the Al compound is contained in the raw material powder of the orientation precursor layer 40 according to the Al concentration in the rare earth-containing SiC layer 30.
  • the Al compound is not particularly limited, and examples thereof include aluminum oxide, aluminum nitride, aluminum carbide, and aluminum fluoride.
  • N when N is contained in the rare earth-containing SiC layer 30, a nitrogen compound is contained in the raw material powder of the orientation precursor layer 40 according to the N concentration in the rare earth-containing SiC layer 30.
  • the nitrogen compound is not particularly limited, and examples thereof include aluminum nitride.
  • N can be added by the following method.
  • N can also be contained by synthesizing a rare earth-containing SiC layer from the raw material powder of the orientation precursor layer 40 in a nitrogen atmosphere, or by annealing the synthesized rare earth-containing SiC layer in a nitrogen atmosphere.
  • the SiC single crystal layer 20 is laid on the SiC single crystal layer 20 without going through the heat treatment step described later.
  • the orientation precursor layer 40 is in a non-oriented state at the time of formation, that is, an amorphous or non-oriented polycrystal, and it is preferable to orient the SiC single crystal as a seed in the subsequent heat treatment step. By doing so, it is possible to effectively reduce the crystal defects that reach the surface of the rare earth-containing SiC layer 30.
  • a method of forming the orientation precursor layer 40 directly on the SiC single crystal layer 20 by an AD method or various CVD methods or a polycrystal separately prepared by a sublimation method, various CVD methods, or sintering is formed on the SiC single crystal layer 20.
  • the method of placing in is preferable.
  • the AD method is particularly preferable because it does not require a high vacuum process and the film formation rate is relatively high.
  • the surface of the polycrystal is sufficiently smoothed. is necessary.
  • the method of directly forming the orientation precursor layer 40 is preferable. Further, a method of placing the molded product prepared in advance on the SiC single crystal layer 20 is also preferable as a simple method, but since the alignment precursor layer 40 is composed of powder, a process of sintering in a heat treatment step described later. Needs. Although known conditions can be used for any of the methods, in the following, a method of forming the orientation precursor layer 40 directly on the SiC single crystal layer 20 by an AD method or a thermal CVD method and a prefabricated molded product are used as a SiC single crystal. The method of placing on the layer 20 will be described.
  • the AD method is a technology in which fine particles and fine particle raw materials are mixed with a gas to form an aerosol, and this aerosol is jetted at high speed from a nozzle to collide with a substrate to form a film.
  • FIG. 3 shows an example of a film forming apparatus (AD apparatus) used in such an AD method.
  • the AD device 50 shown in FIG. 3 is configured as a device used in the AD method of injecting raw material powder onto a substrate in an atmosphere having a pressure lower than atmospheric pressure.
  • the AD device 50 includes an aerosol generation unit 52 that generates an aerosol of a raw material powder containing a raw material component, and a film forming unit 60 that injects the raw material powder onto a SiC single crystal layer 20 to form a film containing the raw material component.
  • the aerosol generation unit 52 includes an aerosol generation chamber 53 that stores raw material powder and receives a carrier gas from a gas cylinder (not shown) to generate an aerosol, and a raw material supply pipe 54 that supplies the generated aerosol to the film forming unit 60.
  • the aerosol generation chamber 53 and the aerosol in the aerosol are provided with a vibration exciter 55 that vibrates at a frequency of 10 to 100 Hz.
  • the film forming section 60 includes a film forming chamber 62 that injects aerosol into the SiC single crystal layer 20, a substrate holder 64 that is arranged inside the film forming chamber 62 and fixes the SiC single crystal layer 20, and a substrate holder 64. It is provided with an XY stage 63 that moves in the axis-Y axis direction.
  • the film forming section 60 includes an injection nozzle 66 in which a slit 67 is formed at the tip thereof to inject aerosol into the SiC single crystal layer 20, and a vacuum pump 68 for reducing the pressure in the film forming chamber 62.
  • the injection nozzle 66 is attached to the tip of the raw material supply pipe 54.
  • the AD method causes pores in the film depending on the film forming conditions, or the film becomes a green compact. For example, it is easily affected by the collision rate of the raw material powder with the substrate, the particle size of the raw material powder, the aggregated state of the raw material powder in the aerosol, the injection amount per unit time, and the like.
  • the collision speed of the raw material powder with the substrate is affected by the differential pressure between the film forming chamber 62 and the injection nozzle 66, the opening area of the injection nozzle, and the like. Therefore, it is necessary to appropriately control these factors in order to obtain a densely oriented precursor layer.
  • the raw material gas is not particularly limited, but the source of Si is silicon tetrachloride (SiCl 4 ) gas or silane (SiH 4 ) gas, and the source of C is methane (CH 4 ) gas or propane (C). 3 H 8 ) Gas or the like can be used.
  • the film formation temperature is preferably 1000 to 2200 ° C, more preferably 1100 to 2000 ° C, and even more preferably 1200 to 1900 ° C.
  • the orientation precursor layer 40 is in a non-oriented state at the time of its production, that is, it is an amorphous or non-oriented polycrystal, and the SiC single crystal may be used as a seed crystal to cause crystal rearrangement during the heat treatment step. preferable.
  • the film formation temperature, Si source, gas flow rate of C source and their ratio, film formation pressure, etc. have an effect. It has been known.
  • the film forming temperature is preferably low, preferably less than 1700 ° C., further preferably 1500 ° C. or lower, and particularly preferably 1400 ° C. or lower.
  • the film formation temperature is too low, the film formation rate itself also decreases, so that the film formation temperature is preferably high from the viewpoint of the film formation rate.
  • the raw material powder of the orientation precursor can be molded and prepared.
  • the orientation precursor layer 40 is a press molded product.
  • the press-molded product can be produced by press-molding the raw material powder of the orientation precursor based on a known method.
  • the raw material powder is placed in a mold, preferably 100 to 400 kgf / cm 2 , more preferably 150. It may be produced by pressing at a pressure of about 300 kgf / cm 2.
  • the molding method is not particularly limited, and in addition to press molding, tape molding, extrusion molding, cast molding, doctor blade method and any combination thereof can be used.
  • additives such as a binder, a plasticizer, a dispersant, and a dispersion medium are appropriately added to the raw material powder to form a slurry, and the slurry is passed through a narrow slit-shaped discharge port to form a sheet. It is preferable to discharge and mold.
  • the thickness of the molded product formed into a sheet is not limited, but is preferably 5 to 500 ⁇ m from the viewpoint of handling. Further, when a thick orientation precursor layer is required, a large number of these sheet molded products may be stacked and used as a desired thickness. In these molded bodies, the portion near the SiC single crystal layer 20 becomes the rare earth-containing SiC layer 30 by the subsequent heat treatment on the SiC single crystal layer 20.
  • the molded product it is necessary to sinter the molded product in the heat treatment step described later. It is preferable to form the rare earth-containing SiC layer 30 after the molded product is sintered and undergoes a step of being integrated with the SiC single crystal layer 20 as a polycrystal. If the molded product does not pass through the sintered state, epitaxial growth using the SiC single crystal as a seed may not occur sufficiently. Therefore, the molded product may contain additives such as a sintering aid in addition to the SiC raw material.
  • (B) Heat treatment step (see FIG. 2 (b))
  • the rare earth-containing SiC layer 30 is generated by heat-treating the laminate in which the orientation precursor layer 40 is laminated or placed on the SiC single crystal layer 20.
  • the heat treatment method is not particularly limited as long as epitaxial growth using the SiC single crystal layer 20 as a seed occurs, and the heat treatment method can be carried out in a known heat treatment furnace such as a tube furnace or a hot plate. Further, in addition to these heat treatments under normal pressure (pressless), pressure heat treatments such as hot press and HIP, and combinations of normal pressure heat treatments and pressure heat treatments can also be used.
  • the atmosphere of the heat treatment can be selected from vacuum, nitrogen, and an inert gas atmosphere.
  • the heat treatment temperature is preferably 1700 to 2700 ° C.
  • the temperature is preferably 1700 ° C. or higher, more preferably 1850 ° C. or higher, still more preferably 2000 ° C. or higher, and particularly preferably 2200 ° C. or higher.
  • the temperature is preferably 2700 ° C. or lower, more preferably 2500 ° C. or lower.
  • the heat treatment temperature and holding time are related to the thickness of the rare earth-containing SiC layer 30 generated by epitaxial growth and can be appropriately adjusted.
  • the orientation precursor layer 40 when a molded product prepared in advance is used as the orientation precursor layer 40, it is necessary to sinter during heat treatment, and atmospheric firing at high temperature, hot pressing, HIP, or a combination thereof is suitable.
  • the surface pressure is preferably 50 kgf / cm 2 or more, more preferably 100 kgf / cm 2 or more, particularly preferably preferably 200 kgf / cm 2 or more, there is no particular upper limit.
  • the firing temperature is not particularly limited as long as sintering and epitaxial growth occur. 1700 ° C. or higher is preferable, 1800 ° C. or higher is more preferable, 2000 ° C. or higher is further preferable, and 2200 ° C. or higher is particularly preferable.
  • the atmosphere at the time of firing can be selected from vacuum, nitrogen, an inert gas atmosphere, or a mixed gas of nitrogen and an inert gas.
  • the SiC powder as a raw material may be either ⁇ -SiC or ⁇ -SiC.
  • the SiC powder is preferably composed of SiC particles having an average particle size of 0.01 to 5 ⁇ m.
  • the average particle size refers to the average value obtained by observing the powder with a scanning electron microscope and measuring the maximum diameter in the constant direction for 100 primary particles.
  • the crystals in the alignment precursor layer 40 grow while being oriented from the crystal growth plane of the SiC single crystal layer 20 to the c-axis and the a-axis, so that the orientation precursor layer 40 gradually grows from the crystal growth plane. It changes to the rare earth-containing SiC layer 30.
  • the generated rare earth-containing SiC layer 30 has a low BPD density (for example, 1 ⁇ 10 2 / cm 2 or less). The reason why the BPD density decreases in this way is unknown, but it is thought that it is related to the bending of defects due to crystal growth, the conversion to laminated defects that extend in the direction orthogonal to the c-axis, and the pair annihilation of defects. ..
  • the BPD density is measured by etch pit evaluation using known KOH melt etching.
  • the method for growing the SiC epitaxial layer is not particularly limited, and a known method can be adopted.
  • a SiC composite substrate 10 is arranged on a susceptor in a CVD apparatus so that the surface of the rare earth-containing SiC layer 30 faces up, silane and propane are used as raw material gases, and hydrogen is supplied as a carrier gas for epitaxial growth. You may do so.
  • the growth temperature is preferably set within the range of 1570 ° C. or higher and 1610 ° C. or lower.
  • the concentration ratio C / Si is preferably set within the range of 0.7 or more and 1.2 or less.
  • the concentration of the rare earth element is set within the range of 1 ⁇ 10 16 atoms / cm 3 or more and 1 ⁇ 10 19 atoms / cm 3 or less.
  • the BPD density of the SiC epitaxial growth layer grown on the rare earth-containing SiC layer 30 can be sufficiently reduced as compared with the BPD density of the rare earth-containing SiC layer 30.
  • the SiC epitaxial growth layer thus obtained is suitable for manufacturing a SiC device (for example, SiC-MOSFET, SiC-SBD, etc.) by laminating a functional layer on the surface thereof.
  • the rare earth-containing SiC layer 30 does not contain Nb, Ta, etc., it can be used even in a situation where components such as Nb, Ta, etc. affect the semiconductor characteristics.
  • the rare earth-containing SiC layer 30 preferably contains Al, and the concentration of Al in that case is preferably 1 ⁇ 10 16 atoms / cm 3 or more and 1 ⁇ 10 21 atoms / cm 3 or less. In this way, the BPD density of the SiC epitaxial growth layer grown on the rare earth-containing SiC layer 30 can be further reduced.
  • the rare earth-containing SiC layer 30 preferably contains N in addition to Al, and the concentration of N in that case is 1 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 or more and 1 ⁇ 10 22 atoms / cm 3 or less. Is preferable. In this way, the BPD density of the SiC epitaxial growth layer grown on the rare earth-containing SiC layer 30 can be further reduced.
  • the SiC epitaxial layer is formed on the surface of the rare earth-containing SiC layer 30 by supplying a raw material gas for producing SiC. According to this production method, the BPD density of the SiC epitaxial growth layer grown on the rare earth-containing SiC layer 30 can be sufficiently reduced as compared with the BPD density of the rare earth-containing SiC layer 30.
  • argon is contained in the vicinity of the interface between the SiC single crystal layer 20 and the rare earth-containing SiC layer 30 from the viewpoint of reducing the BPD density in the SiC epitaxial growth layer.
  • the orientation precursor layer 40 is laminated on the rare earth-containing SiC layer 30 of the SiC composite substrate 10, and heat treatment, annealing, and grinding are performed in this order to obtain a second layer of rare earth on the rare earth-containing SiC layer 30.
  • the containing SiC layer 30 can be provided.
  • SiC single crystal substrate as a SiC single crystal layer (n-type 4H-SiC, diameter 50.8 mm (2 inches), Si plane, (0001) plane, off angle 4 °, thickness 0.35 mm, no orientation, BPD density 1.0 ⁇ 10 5 / cm 2 ) was prepared, and the mixed powder was sprayed onto the SiC single crystal substrate by the AD apparatus 50 shown in FIG. 1 to form an AD film (alignment precursor layer).
  • the AD film formation conditions were as follows. First, the carrier gas was N 2, and a film was formed using a ceramic nozzle having slits having a long side of 5 mm and a short side of 0.4 mm.
  • the scanning conditions of the nozzle are 0.5 mm / s, movement of 55 mm perpendicular to the long side of the slit and in the forward direction, movement of 5 mm in the direction of the long side of the slit, and vertical and return to the long side of the slit. Repeated scanning of moving 55 mm in the direction, moving 5 mm in the long side direction of the slit and in the direction opposite to the initial position, and when moving 55 mm from the initial position in the long side direction of the slit, scan in the opposite direction. The cycle of returning to the initial position was set as one cycle, and this was repeated for 1200 cycles.
  • the thickness of the AD film thus formed was about 120 ⁇ m.
  • polishing part 1 After polishing with diamond abrasive grains so that the entire surface of the obtained heat-treated layer is parallel to the back surface (bottom surface of the SiC single crystal substrate), a chemical mechanical polishing (CMP) finish is performed to obtain a composite substrate. rice field.
  • CMP chemical mechanical polishing
  • Polishing part 2 A sample separately prepared by the same method as in (1) and (2) was prepared and cut so as to pass through the center of the substrate in the direction orthogonal to the plate surface. The cross section of the cut sample was smoothed by lapping with diamond abrasive grains, and mirror-finished by chemical mechanical polishing (CMP).
  • CMP chemical mechanical polishing
  • the average value of a total of 224 points of data in a range of 10 ⁇ m in the direction) was determined.
  • the Y / Al concentration ratio and the N / Y concentration ratio were also determined.
  • the coefficient of variation was calculated in order to represent the concentration variation in the range of 10 ⁇ m in the depth direction of Y. That is, after calculating the standard deviation and the average value of the total number of data of 224 points in the depth direction of 10 ⁇ m, the coefficient of variation was obtained by dividing the standard deviation by the average value. The results obtained are shown in Table 1.
  • SiC epitaxial layer 1 The composite substrate produced by the same method as in (1) to (3) (3-1) is placed in the CVD apparatus, silane and propane are used as the raw material gas, and hydrogen is supplied as the carrier gas to supply the composite substrate. Epitaxial growth was carried out on the biaxially oriented SiC layer. At this time, the growth temperature was 1600 ° C. and the concentration ratio C / Si was 1.2. A SiC epitaxial layer (single crystal layer) was formed on the biaxially oriented SiC layer until the film thickness became 10 ⁇ m to obtain a SiC epitaxial substrate.
  • the surface BPD density of the SiC epitaxial substrate obtained in 1 was evaluated by the following method.
  • the composite substrate was placed in a nickel crucible together with KOH crystals and etched at 500 ° C. for 10 minutes in an electric furnace.
  • the evaluation sample after the etching treatment was washed, observed with an optical microscope, and the number of pits showing BPD was counted by a known method.
  • a field of view of 2.3 mm in length ⁇ 3.6 mm in width was photographed for 100 images at a magnification of 50 times, the total number of pits was counted, and the total number of counted pits was counted.
  • the BPD density was calculated by dividing by the total area of 8.05 cm 2. The results were as shown in Table 1.
  • the obtained heat treatment layer was a biaxially oriented SiC layer.
  • Table 1 shows the concentrations of Y, Al, and N in the biaxially oriented SiC layer, the variation in the depth direction of Y, the Al / Y concentration ratio, the N / Y concentration ratio, and the BPD density on the surface of the SiC epitaxial layer.
  • Example 3 Using a raw material powder containing 99.95% by weight of ⁇ -SiC powder, 0.05% by weight of yttrium oxide powder, and 0.0002% by weight of aluminum nitride powder, and annealing at 1950 ° C. in an N 2 atmosphere. The experiment was carried out in the same manner as in Experimental Example 1 except that it was not carried out. It was confirmed that the obtained heat treatment layer was a biaxially oriented SiC layer. Table 1 shows the concentrations of Y, Al, and N in the biaxially oriented SiC layer, the variation in the depth direction of Y, the Al / Y concentration ratio, the N / Y concentration ratio, and the BPD density on the surface of the SiC epitaxial layer.
  • Example 4 The experiment was carried out in the same manner as in Experimental Example 1 except that a raw material powder containing 98.65% by weight of ⁇ -SiC powder, 0.05% by weight of yttrium oxide powder and 1.3% by weight of aluminum nitride powder was used. carried out. It was confirmed that the obtained heat treatment layer was a biaxially oriented SiC layer. Table 1 shows the concentrations of Y, Al, and N in the biaxially oriented SiC layer, the variation in the depth direction of Y, the Al / Y concentration ratio, the N / Y concentration ratio, and the BPD density on the surface of the SiC epitaxial layer.
  • Example 5 Using a raw material powder containing 92.90% by weight of ⁇ -SiC powder, 7.1% by weight of yttrium oxide powder, and 0.0002% by weight of aluminum nitride powder, and annealing at 1950 ° C. in an N 2 atmosphere. The experiment was carried out in the same manner as in Experimental Example 1 except that it was not carried out. It was confirmed that the obtained heat treatment layer was a biaxially oriented SiC layer.
  • Table 1 shows the concentrations of Y, Al, and N in the biaxially oriented SiC layer, the variation in the depth direction of Y, the Al / Y concentration ratio, the N / Y concentration ratio, and the BPD density on the surface of the SiC epitaxial layer.
  • Example 6 Using a raw material powder containing 89.1% by weight of ⁇ -SiC powder, 7.1% by weight of yttrium oxide powder, and 3.8% by weight of aluminum oxide powder, and annealing at 1950 ° C. in an N 2 atmosphere. The experiment was carried out in the same manner as in Experimental Example 1 except that it was not carried out. It was confirmed that the obtained heat treatment layer was a biaxially oriented SiC layer. Table 1 shows the concentrations of Y, Al, and N in the biaxially oriented SiC layer, the variation in the depth direction of Y, the Al / Y concentration ratio, and the BPD density on the surface of the SiC epitaxial layer.
  • Example 7 Using a raw material powder containing 99.95% by weight of ⁇ -SiC powder, 0.05% by weight of yttrium oxide powder, and 0.0003% by weight of aluminum oxide powder, and annealing at 1950 ° C. in an N 2 atmosphere. The experiment was carried out in the same manner as in Experimental Example 1 except that it was not carried out. It was confirmed that the obtained heat treatment layer was a biaxially oriented SiC layer. Table 1 shows the concentrations of Y, Al, and N in the biaxially oriented SiC layer, the variation in the depth direction of Y, the Al / Y concentration ratio, and the BPD density on the surface of the SiC epitaxial layer.
  • Example 8 The experiment was carried out in the same manner as in Experimental Example 1 except that the raw material powder containing 92.9% by weight of ⁇ -SiC powder and 7.1% by weight of yttrium oxide powder was used. It was confirmed that the obtained heat treatment layer was a biaxially oriented SiC layer. Table 1 shows the concentrations of Y, Al, and N in the biaxially oriented SiC layer, the variation in the depth direction of Y, the N / Y concentration ratio, and the BPD density on the surface of the SiC epitaxial layer.
  • Table 1 shows the concentrations of Y, Al, and N in the biaxially oriented SiC layer, the variation in the depth direction of Y, the Al / Y concentration ratio, the N / Y concentration ratio, and the BPD density on the surface of the SiC epitaxial layer.
  • Example 12 Using a raw material powder containing 99.92% by weight of ⁇ -SiC powder, 0.08% by weight of samarium oxide powder, and 0.0002% by weight of aluminum nitride powder, and annealing at 1950 ° C. in an N 2 atmosphere. The experiment was carried out in the same manner as in Experimental Example 1 except that it was not carried out. It was confirmed that the obtained heat treatment layer was a biaxially oriented SiC layer. Table 1 shows the concentrations of Sm, Al, and N in the biaxially oriented SiC layer, the variation in the depth direction of Y, the Al / Sm concentration ratio, the N / Sm concentration ratio, and the BPD density on the surface of the SiC epitaxial layer.
  • Example 15 Using a raw material powder containing 99.995% by weight of ⁇ -SiC powder, 0.005% by weight of yttrium oxide powder, and 0.0001% by weight of aluminum oxide powder, and annealing at 1950 ° C. in an N 2 atmosphere. The experiment was carried out in the same manner as in Experimental Example 1 except that it was not carried out. It was confirmed that the obtained heat treatment layer was a biaxially oriented SiC layer. Table 1 shows the concentrations of Y, Al, and N in the biaxially oriented SiC layer, the variation in the depth direction of Y, the Al / Y concentration ratio, and the BPD density on the surface of the SiC epitaxial layer.
  • Example 16 Using a raw material powder containing 60.0% by weight of ⁇ -SiC powder, 20.0% by weight of yttrium oxide powder, and 20.0% by weight of aluminum oxide powder, and annealing at 1950 ° C. in an N 2 atmosphere. The experiment was carried out in the same manner as in Experimental Example 1 except that it was not carried out. It was confirmed that the obtained heat treatment layer was a biaxially oriented SiC layer. Table 1 shows the concentrations of Y, Al, and N in the biaxially oriented SiC layer, the variation in the depth direction of Y, the Al / Y concentration ratio, and the BPD density on the surface of the SiC epitaxial layer.
  • Example 17 Using a raw material powder containing 99.995% by weight of ⁇ -SiC powder, 0.005% by weight of yttrium oxide powder, and 0.0001% by weight of aluminum nitride powder, and annealing at 1950 ° C. in an N 2 atmosphere. The experiment was carried out in the same manner as in Experimental Example 1 except that it was not carried out. It was confirmed that the obtained heat treatment layer was a biaxially oriented SiC layer. Table 1 shows the concentrations of Y, Al, and N in the biaxially oriented SiC layer, the variation in the depth direction of Y, the Al / Y concentration ratio, the N / Y concentration ratio, and the BPD density on the surface of the SiC epitaxial layer.
  • Example 18 The experiment was carried out in the same manner as in Experimental Example 1 except that a raw material powder containing 60.0% by weight of ⁇ -SiC powder, 20.0% by weight of yttrium oxide powder and 20.0% by weight of aluminum nitride powder was used. did. It was confirmed that the obtained heat treatment layer was a biaxially oriented SiC layer.
  • Table 1 shows the concentrations of Y, Al, and N in the biaxially oriented SiC layer, the variation in the depth direction of Y, the Al / Y concentration ratio, the N / Y concentration ratio, and the BPD density on the surface of the SiC epitaxial layer.
  • the concentration of rare earth elements such as yttrium and samarium in the biaxially oriented SiC layer is 1 ⁇ 10 16
  • a range of ⁇ 1 ⁇ 10 19 atoms / cm 3 was found to be suitable.
  • aluminum is contained in the range of 1 ⁇ 10 16 to 1 ⁇ 10 21 atoms / cm 3 , the effect of reducing BPD is further enhanced, and nitrogen is further increased to 1 ⁇ 10.
  • the (Al concentration) / (rare earth element concentration) is preferably 1 ⁇ 10 ⁇ 2 to 1 ⁇ 10 5 (Experimental Examples 1 to 7), and (N concentration) / (rare earth element concentration) is 1. It was found that ⁇ 10 ⁇ 2 to 1 ⁇ 10 5 is preferable (Experimental Examples 1 to 5 and Experimental Example 8). On the other hand, from Experimental Examples 13 to 18, it was found that when the contents of yttrium, aluminum and nitrogen were out of the above range, the BPD density in the SiC epitaxial layer was clearly increased.
  • the present invention can be used, for example, in a power semiconductor device (SiC power device).
  • SiC power device SiC power device
  • SiC composite substrate 10 SiC composite substrate, 20 SiC single crystal layer, 30 rare earth-containing SiC layer, 40 orientation precursor layer, 50 AD device, 52 aerosol generator, 53 aerosol generation chamber, 54 raw material supply pipe, 55 vibrator, 60 film formation Part, 62 film forming chamber, 63 XY stage, 64 substrate holder, 66 injection nozzle, 67 slit, 68 vacuum pump.

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Computer Hardware Design (AREA)
  • Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)

Abstract

ＳｉＣ複合基板１０は、ＳｉＣ単結晶層２０と、希土類含有ＳｉＣ層３０とを備えている。希土類含有ＳｉＣ層３０は、希土類元素を含有し、その希土類元素の濃度が１×１０16ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上１×１０19ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下の範囲内である。希土類元素の濃度をこの範囲内に設定したため、希土類含有ＳｉＣ層３０の上に成長させたＳｉＣエピタキシャル層のＢＰＤ密度を、十分に低減させることができる。

Description

希土類含有ＳｉＣ基板及びＳｉＣエピタキシャル層の製法
　本発明は、希土類含有ＳｉＣ基板及びＳｉＣエピタキシャル層の製法に関する。
　ＳｉＣ（炭化珪素）は大電圧及び大電力を低損失で制御できるワイドバンドギャップ材料として注目を集めている。特に近年、ＳｉＣ材料を用いたパワー半導体デバイス（ＳｉＣパワーデバイス）は、Ｓｉ半導体を用いたものよりも、小型化、低消費電力化及び高効率化に優れるため、様々な用途における利用が期待されている。例えば、ＳｉＣパワーデバイスを採用することで、電気自動車（ＥＶ）やプラグインハイブリッド車（ＰＨＥＶ）向けのコンバータ、インバータ、車載充電器等を小型化して効率を高めることができる。
　ＳｉＣパワーデバイスを作製するには、下地基板であるＳｉＣ単結晶基板上に、ＳｉＣエピタキシャル層を成長させる必要があるが、ＳｉＣ単結晶基板に存在する基底面転位（ＢＰＤ）がそのままＳｉＣエピタキシャル層へ引き継がれると、ＳｉＣデバイスに致命的な欠陥を引き起こすことがあるため、好ましくない。そこで、特許文献１，２では、ＳｉＣ単結晶基板上にＳｉＣをエピタキシャル成長させる際に、有害なＢＰＤを無害な刃状転位（ＴＥＤ）へ変換する手法が検討されている。また、特許文献３には、ＳｉＣ単結晶中にＮｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｉｒを所定量添加することで、ＳｉＣ単結晶の成長中に生じる熱応力による転位が発生しにくく、エピタキシャル成長によってＳｉＣ単結晶上にＳｉＣ層を形成する際にも転位が発生しにくくなることが開示されている。
特開２０１８－１１３３０３号公報 特許第６１２２７０４号公報 特開２０１９－２１８２２９号公報
　しかしながら、特許文献１，２では、ＢＰＤからＴＥＤへの変換率が未だ不十分であり、ＳｉＣエピタキシャル層の品質が高いとはいえなかった。また、特許文献３では、ＳｉＣ単結晶に添加されるＮｂ、Ｔａ等の成分が半導体の特性に好ましくない影響を与える場合には、Ｎｂ、Ｔａ等を添加することができなかった。
　本発明はこのような課題を解決するためになされたものであり、高品質なＳｉＣエピタキシャル層を成長させることができるＳｉＣ基板を提供することを主目的とする。
　本発明の希土類含有ＳｉＣ基板は、
　希土類元素を含有し、前記希土類元素の濃度が１×１０16ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上１×１０19ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下である、
　ものである。
　この希土類含有ＳｉＣ基板は、希土類元素の濃度が１×１０16ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上１×１０19ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下の範囲内に設定されている。そのため、この希土類含有ＳｉＣ基板上に成長させたＳｉＣエピタキシャル成長層のＢＰＤ密度を、希土類含有ＳｉＣ基板のＢＰＤ密度に比べて十分に低減させることができる。このようにして得られるＳｉＣエピタキシャル成長層は、その表面に機能層を積層してＳｉＣデバイス（例えばＳｉＣ－ＭＯＳＦＥＴやＳｉＣ－ＳＢＤなど）を作製するのに適している。また、希土類含有ＳｉＣ基板は、Ｎｂ、Ｔａ等を含有していないため、Ｎｂ、Ｔａ等の成分が半導体特性に影響を与える状況下であっても使用することができる。
　本発明の希土類含有ＳｉＣ基板は、Ａｌを含有していることが好ましく、その場合のＡｌの濃度は１×１０16ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上１×１０21ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下であることが好ましい。こうすれば、希土類含有ＳｉＣ基板上に成長させたＳｉＣエピタキシャル成長層のＢＰＤ密度を、より低減させることができる。（Ａｌの濃度）／（希土類元素の濃度）が１×１０-2以上１×１０5以下であることが好ましい。
　本発明の希土類含有ＳｉＣ基板は、Ａｌの他にＮを含有していることが好ましく、その場合のＮの濃度は１×１０17ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上１×１０22ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下であることが好ましい。こうすれば、希土類含有ＳｉＣ基板上に成長させたＳｉＣエピタキシャル成長層のＢＰＤ密度を、更に低減させることができる。（Ｎの濃度）／（希土類元素の濃度）が１×１０-2以上１×１０5以下であることが好ましい。
　本発明の希土類含有ＳｉＣ基板において、前記希土類元素は、Ｙ，Ｓｍ，Ｈｏ，Ｄｙ及びＹｂからなる群より選ばれた少なくとも一つであることが好ましい。
　本発明の希土類含有ＳｉＣ基板は、ｃ軸方向及びａ軸方向の両方に配向していることが好ましい。
　本発明の希土類含有ＳｉＣ基板は、前記希土類元素の深さ方向ばらつきが変動係数で０．９以上であることが好ましい。こうすれば、希土類含有ＳｉＣ基板上に成長させたＳｉＣエピタキシャル成長層のＢＰＤ密度を、更に低減させることができる。なお、希土類元素の深さ方向ばらつきの変動係数の求め方は、後述する実施例（実験例１）で説明する。
　本発明のＳｉＣエピタキシャル層の製法は、
　上述したいずれかの希土類含有ＳｉＣ基板の表面にＳｉＣを作製するための原料ガスを供給することにより、前記表面にＳｉＣエピタキシャル層を形成する、
　ものである。
　このＳｉＣエピタキシャル層の製法によれば、希土類含有ＳｉＣ基板上に成長させたＳｉＣエピタキシャル成長層のＢＰＤ密度を十分に低減させることができる。
ＳｉＣ複合基板１０の縦断面図。 ＳｉＣ複合基板１０の製造工程図。 ＡＤ装置５０の概念図。
　本発明の好適な実施形態を、図面を参照しながら以下に説明する。図１はＳｉＣ複合基板１０の縦断面図（ＳｉＣ複合基板１０の中心軸を含む面でＳｉＣ複合基板１０を切断したときの断面図）、図２はＳｉＣ複合基板１０の製造工程図である。
　本実施形態のＳｉＣ複合基板１０は、ＳｉＣ単結晶層２０と、希土類含有ＳｉＣ層３０（本発明の希土類含有ＳｉＣ基板に相当）とを備えている。
　ＳｉＣ単結晶層２０は、ＳｉＣ単結晶からなる層であり、結晶成長面を有する。ＳｉＣ単結晶のポリタイプ、オフ角、極性は特に限定されるものではないが、ポリタイプは４Ｈ又は６Ｈが好ましく、オフ角は単結晶ＳｉＣの［０００１］軸から０．１～１２°であることが好ましく、極性はＳｉ面であることが好ましい。ポリタイプは４Ｈ、オフ角は単結晶ＳｉＣの［０００１］軸から１～５°、極性はＳｉ面であることがより好ましい。
　希土類含有ＳｉＣ層３０は、ＳｉＣ単結晶層２０の結晶成長面上に設けられ、ＳｉＣがｃ軸方向及びａ軸方向の両方に配向していることが好ましい。すなわち、希土類含有ＳｉＣ層３０は、２軸配向ＳｉＣ層であることが好ましい。２軸配向ＳｉＣ層は、ｃ軸及びａ軸の２軸方向に配向している限り、ＳｉＣ単結晶であってもよいし、ＳｉＣ多結晶であってもよいし、モザイク結晶であってもよい。モザイク結晶とは、明瞭な粒界は有しないが、結晶の配向方位がｃ軸及びａ軸の一方又は両方がわずかに異なる結晶の集まりになっているものをいう。配向の評価方法は、特に限定されるものではないが、例えばＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎｓ）法やＸ線極点図などの公知の分析手法を用いることができる。例えば、ＥＢＳＤ法を用いる場合、２軸配向ＳｉＣ層の表面（板面）又は板面と直交する断面の逆極点図マッピングを測定する。得られた逆極点図マッピングにおいて、（Ａ）板面の略法線方向の特定方位（第１軸）に配向していること、（Ｂ）第１軸に直交する、略板面内方向の特定方位（第２軸）に配向していること、（Ｃ）第１軸からの傾斜角度が±１０°以内に分布していること、（Ｄ）第２軸からの傾斜角度が±１０°以内に分布していること、という４つの条件を満たすときに略法線方向と略板面方向の２軸に配向していると定義できる。言い換えると、上記４つの条件を満たしている場合に、ｃ軸及びａ軸の２軸に配向していると判断する。例えば板面の略法線方向がｃ軸に配向している場合、略板面内方向がｃ軸と直交する特定方位（例えばａ軸）に配向していればよい。２軸配向ＳｉＣ層は、略法線方向と略板面内方向の２軸に配向していればよいが、略法線方向がｃ軸に配向していることが好ましい。略法線方向及び／又は略板面内方向の傾斜角度分布は小さい方が２軸配向ＳｉＣ層のモザイク性が小さくなり、ゼロに近づくほど単結晶に近くなる。このため、２軸配向ＳｉＣ層の結晶性の観点では、傾斜角度分布は略法線方向、略板面方向共に小さいほうが好ましく、例えば±５°以下が好ましく、±３°以下がさらに好ましい。
　ＳｉＣ単結晶層２０は、ＢＰＤを含んでいる。ＳｉＣ単結晶層２０のＢＰＤ密度は、特に限定されるものではないが、１×１０5／ｃｍ2以下であることが好ましく、１×１０3／ｃｍ2以下であることがより好ましい。希土類含有ＳｉＣ層３０は、希土類元素を含有し、その希土類元素の濃度が１×１０16ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上１×１０19ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下の範囲内である。希土類元素の濃度をこの範囲内に設定したため、希土類含有ＳｉＣ層３０の上に成長させたＳｉＣエピタキシャル層のＢＰＤ密度を、希土類含有ＳｉＣ層３０のＢＰＤ密度に比べて十分に低減させることができる。希土類含有ＳｉＣ層３０は、希土類元素として、スカンジウム、イットリウム、ランタン、セリウム、プラセオジム、ネオジム、プロメチウム、サマリウム、ユウロビウム、ガドリニウム、テルビウム、ディスプロシウム、ホルミウム、エルビウム、ツリウム、イッテルビウム及びルテチウムの１７種類の元素からなる群より選ばれた少なくとも１種類の元素を含む。希土類元素としては、Ｙ及びＹｂの少なくとも一方が好ましい。希土類含有ＳｉＣ層３０は、Ａｌを含有する方が好ましい。その場合、Ａｌの濃度は、１×１０16ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上１×１０21ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下の範囲内であることが好ましい。こうすれば、希土類含有ＳｉＣ層３０の上に成長させたＳｉＣエピタキシャル層のＢＰＤ密度を、より低減させることができる。（Ａｌの濃度）／（希土類元素の濃度）は１×１０-2以上１×１０5以下であることが好ましい。希土類含有ＳｉＣ層３０は、Ａｌに加えてＮを含有する方が好ましい。その場合、Ｎの濃度は１×１０17ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上１×１０22ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下が好ましい。こうすれば、希土類含有ＳｉＣ層３０の上に成長させたＳｉＣエピタキシャル層のＢＰＤ密度を、更に低減させることができる。（Ｎの濃度）／（希土類元素の濃度）が１×１０-2以上１×１０5以下であることが好ましい。
　次に、ＳｉＣ複合基板１０の製造方法について説明する。ここでは、ＳｉＣ単結晶層２０上に希土類含有ＳｉＣ層３０を作製する場合について説明する。具体的には、（ａ）配向前駆体層４０の形成工程、（ｂ）熱処理工程、（ｃ）研削工程、を含む。配向前駆体層４０は、後述の熱処理により希土類含有ＳｉＣ層３０となるものである。以下、これらの工程を図２を用いて順に説明する。なお、ＳｉＣ複合基板１０の製造方法には限定がなく、希土類元素を含有するＳｉＣ層３０を得られる限り特に限定はない。例えば、ＣＶＤや昇華法のような気相法でもよいし、溶液法のような液相法でもよい。
（ａ）配向前駆体層４０の形成工程（図２（ａ）参照）
　配向前駆体層４０の形成工程では、ＳｉＣ単結晶層２０の結晶成長面に配向前駆体層４０を形成する。ＳｉＣ単結晶層２０としては、４Ｈ又は６Ｈポリタイプを用いることが好ましい。また、ＳｉＣ単結晶層２０の結晶成長面としては、ＳｉＣ［０００１］軸から０．１～１２°のオフ角を有するＳｉ面が好ましい。オフ角は１～５°であることがより好ましい。
　配向前駆体層４０の形成方法は、公知の手法が採用可能である。配向前駆体層４０の形成方法は、例えば、ＡＤ（エアロゾルデポジション）法、ＨＰＰＤ（超音速プラズマ粒子堆積法）法などの固相成膜法、スパッタリング法、蒸着法、昇華法、各種ＣＶＤ（化学気相成長）法などの気相成膜法、溶液成長法などの液相成膜法が挙げられ、配向前駆体層４０を直接ＳｉＣ単結晶層２０上に形成する手法が使用可能である。ＣＶＤ法としては、例えば熱ＣＶＤ法、プラズマＣＶＤ法、ミストＣＶＤ法、ＭＯ（有機金属）ＣＶＤ法などを用いることができる。また、配向前駆体層４０として、予め昇華法や各種ＣＶＤ法、焼結などで作製した多結晶体を使用し、ＳｉＣ単結晶層２０上に載置する方法も用いることができる。あるいは、配向前駆体層４０の成形体を予め作製し、この成形体をＳｉＣ単結晶層２０上に載置する手法であってもよい。このような配向前駆体層４０は、テープ成形により作製されたテープ成形体でもよいし、一軸プレス等の加圧成形により作製された圧粉体でもよい。
　これらの配向前駆体層４０を形成するにあたり、配向前駆体層４０の原料粉末に、希土類含有ＳｉＣ層３０の希土類元素の濃度に応じた希土類化合物が含まれるようにする。希土類化合物としては、特に限定されるものではないが、上述した１７種類の希土類元素のうちの少なくとも１種類の元素の酸化物、窒化物、炭化物、フッ化物などが挙げられる。また、希土類含有ＳｉＣ層３０にＡｌが含有される場合には、希土類含有ＳｉＣ層３０中のＡｌ濃度に応じてＡｌ化合物を配向前駆体層４０の原料粉末に含有させる。Ａｌ化合物としては、特に限定されるものではないが、例えば酸化アルミニウム、窒化アルミニウム、炭化アルミニウム、フッ化アルミニウムなどが挙げられる。更に、希土類含有ＳｉＣ層３０にＮが含有される場合には、希土類含有ＳｉＣ層３０中のＮ濃度に応じて窒素化合物を配向前駆体層４０の原料粉末に含有させる。窒素化合物としては、特に限定されるものではないが、例えば窒化アルミニウムなどが挙げられる。また、希土類含有ＳｉＣ層３０にＮが含有される場合には次のような方法でもＮを添加することができる。配向前駆体層４０の原料粉末から希土類含有ＳｉＣ層を窒素雰囲気下で合成するか、あるいは合成された希土類含有ＳｉＣ層を窒素雰囲気下でアニールすることでもＮを含有させることができる。
　なお、ＳｉＣ単結晶層２０上に直接配向前駆体層４０を形成する手法において、各種ＣＶＤ法や昇華法、溶液成長法などを用いる場合、後述する熱処理工程を経ることなくＳｉＣ単結晶層２０上にエピタキシャル成長を生じ、希土類含有ＳｉＣ層３０が成膜される場合がある。しかし、配向前駆体層４０は、形成時には配向していない状態、即ち非晶質や無配向の多結晶であり、後段の熱処理工程でＳｉＣ単結晶を種として配向させることが好ましい。このようにすることで、希土類含有ＳｉＣ層３０の表面に到達する結晶欠陥を効果的に低減することができる。この理由は定かではないが、一旦成膜された固相の配向前駆体層がＳｉＣ単結晶を種として結晶構造の再配列を生じることも結晶欠陥の消滅に効果があるのではないかと考えている。従って、各種ＣＶＤ法や昇華法、溶液成長法などを用いる場合は、配向前駆体層４０の形成工程においてエピタキシャル成長が生じない条件を選択することが好ましい。
　しかしながら、ＡＤ法、各種ＣＶＤ法でＳｉＣ単結晶層２０上に直接配向前駆体層４０を形成する手法又は昇華法、各種ＣＶＤ法、焼結で別途作製した多結晶体をＳｉＣ単結晶層２０上に載置する手法が好ましい。これらの方法を用いることで配向前駆体層４０を比較的短時間で形成することが可能となる。ＡＤ法は高真空のプロセスを必要とせず、成膜速度も相対的に速いため、特に好ましい。配向前駆体層４０として、予め作製した多結晶体を用いる手法では、多結晶体とＳｉＣ単結晶層２０の密着性を高めるため、多結晶体の表面を十分に平滑にしておくなどの工夫が必要である。このため、コスト的な観点では配向前駆体層４０を直接形成する手法が好ましい。また、予め作製した成形体をＳｉＣ単結晶層２０上に載置する手法も簡易な手法として好ましいが、配向前駆体層４０が粉末で構成されているため、後述する熱処理工程において焼結させるプロセスを必要とする。いずれの手法も公知の条件を用いることができるが、以下ではＡＤ法又は熱ＣＶＤ法によりＳｉＣ単結晶層２０上に直接配向前駆体層４０を形成する方法及び予め作製した成形体をＳｉＣ単結晶層２０上に載置する手法について述べる。
　ＡＤ法は、微粒子や微粒子原料をガスと混合してエアロゾル化し、このエアロゾルをノズルから高速噴射して基板に衝突させ、被膜を形成する技術であり、常温で被膜を形成できるという特徴を有している。このようなＡＤ法で用いられる成膜装置（ＡＤ装置）の一例を図３に示す。図３に示されるＡＤ装置５０は、大気圧より低い気圧の雰囲気下で原料粉末を基板上に噴射するＡＤ法に用いられる装置として構成されている。このＡＤ装置５０は、原料成分を含む原料粉末のエアロゾルを生成するエアロゾル生成部５２と、原料粉末をＳｉＣ単結晶層２０に噴射して原料成分を含む膜を形成する成膜部６０とを備えている。エアロゾル生成部５２は、原料粉末を収容し図示しないガスボンベからのキャリアガスの供給を受けてエアロゾルを生成するエアロゾル生成室５３と、生成したエアロゾルを成膜部６０へ供給する原料供給管５４と、エアロゾル生成室５３及びその中のエアロゾルに１０～１００Ｈｚの振動数で振動が付与する加振器５５とを備えている。成膜部６０は、ＳｉＣ単結晶層２０にエアロゾルを噴射する成膜チャンバ６２と、成膜チャンバ６２の内部に配設されＳｉＣ単結晶層２０を固定する基板ホルダ６４と、基板ホルダ６４をＸ軸－Ｙ軸方向に移動するＸ－Ｙステージ６３とを備えている。また、成膜部６０は、先端にスリット６７が形成されエアロゾルをＳｉＣ単結晶層２０へ噴射する噴射ノズル６６と、成膜チャンバ６２を減圧する真空ポンプ６８とを備えている。噴射ノズル６６は、原料供給管５４の先端に取り付けられている。
　ＡＤ法は、成膜条件によって膜中に気孔を生じる場合や、膜が圧粉体となることが知られている。例えば、原料粉末の基板への衝突速度や原料粉末の粒径、エアロゾル中の原料粉末の凝集状態、単位時間当たりの噴射量などに影響を受けやすい。原料粉末の基板への衝突速度に関しては、成膜チャンバ６２と噴射ノズル６６内の差圧や、噴射ノズルの開口面積などに影響を受ける。このため、緻密な配向前駆体層中を得るには、これらのファクターを適切に制御することが必要である。
　熱ＣＶＤ法では、成膜装置は市販のものなど公知のものを利用することができる。原料ガスは特に限定されるものではないが、Ｓｉの供給源としては四塩化ケイ素（ＳｉＣｌ4）ガスやシラン（ＳｉＨ4）ガス、Ｃの供給源としてはメタン（ＣＨ4）ガスやプロパン（Ｃ3Ｈ8）ガス等を用いることができる。成膜温度は１０００～２２００℃が好ましく、１１００～２０００℃がさらに好ましく、１２００～１９００℃が好ましい。
　熱ＣＶＤ法を用いてＳｉＣ単結晶層２０上に成膜する場合、ＳｉＣ単結晶層２０上にエピタキシャル成長を生じ、希土類含有ＳｉＣ層３０を形成する場合があることが知られている。しかし、配向前駆体層４０は、その作製時には配向していない状態、即ち非晶質や無配向の多結晶であり、熱処理工程時にＳｉＣ単結晶を種結晶として結晶の再配列を生じさせることが好ましい。熱ＣＶＤ法を用いてＳｉＣ単結晶上に非晶質や多結晶の層を形成するには、成膜温度やＳｉ源、Ｃ源のガス流量及びそれらの比率、成膜圧力などが影響することが知られている。成膜温度の影響は大きく、非晶質又は多結晶層を形成する観点では成膜温度は低い方が好ましく、１７００℃未満が好ましく、１５００℃以下がさらに好ましく、１４００℃以下が特に好ましい。しかし、成膜温度が低すぎると成膜レート自体も低下するため、成膜レートの観点では成膜温度は高い方が好ましい。
　配向前駆体層４０として予め作製した成形体を用いる場合、配向前駆体の原料粉末を成形して作製することができる。例えば、プレス成形を用いる場合、配向前駆体層４０は、プレス成形体である。プレス成形体は、配向前駆体の原料粉末を公知の手法に基づきプレス成形することで作製可能であり、例えば、原料粉末を金型に入れ、好ましくは１００～４００ｋｇｆ／ｃｍ2、より好ましくは１５０～３００ｋｇｆ／ｃｍ2の圧力でプレスすることにより作製すればよい。また、成形方法に特に限定はなく、プレス成形の他、テープ成形、押出し成形、鋳込み成形、ドクターブレード法及びこれらの任意の組合せを用いることができる。例えば、テープ成形を用いる場合、原料粉末にバインダー、可塑剤、分散剤、分散媒等の添加物を適宜加えてスラリー化し、このスラリーをスリット状の細い吐出口を通過させることにより、シート状に吐出及び成形するのが好ましい。シート状に成形した成形体の厚さに限定はないが、ハンドリングの観点では５～５００μｍであるのが好ましい。また、厚い配向前駆体層が必要な場合はこのシート成形体を多数枚積み重ねて、所望の厚さとして使用すればよい。これらの成形体はその後のＳｉＣ単結晶層２０上での熱処理によりＳｉＣ単結晶層２０近くの部分が、希土類含有ＳｉＣ層３０となるものである。このような手法では、後述する熱処理工程において成形体を焼結させる必要がある。成形体が焼結し、多結晶体としてＳｉＣ単結晶層２０と一体となる工程を経たのちに、希土類含有ＳｉＣ層３０を形成することが好ましい。成形体が焼結した状態を経ない場合、ＳｉＣ単結晶を種としたエピタキシャル成長が十分に生じない場合がある。このため、成形体はＳｉＣ原料の他に、焼結助剤等の添加物を含んでいてもよい。
（ｂ）熱処理工程（図２（ｂ）参照）
　熱処理工程では、ＳｉＣ単結晶層２０上に配向前駆体層４０が積層又は載置された積層体を熱処理することにより希土類含有ＳｉＣ層３０を生成させる。熱処理方法は、ＳｉＣ単結晶層２０を種としたエピタキシャル成長が生じるかぎり特に限定されず、管状炉やホットプレートなど、公知の熱処理炉で実施することができる。また、これらの常圧（プレスレス）での熱処理だけでなく、ホットプレスやＨＩＰなどの加圧熱処理や、常圧熱処理と加圧熱処理の組み合わせも用いることができる。熱処理の雰囲気は真空、窒素、不活性ガス雰囲気から選択することができる。熱処理温度は、好ましくは１７００～２７００℃である。温度を高くすることで、ＳｉＣ単結晶層２０を種結晶として配向前駆体層４０がｃ軸及びａ軸に配向しながら成長しやすくなる。したがって、温度は、好ましくは１７００℃以上、より好ましくは１８５０℃以上、さらに好ましくは２０００℃以上、特に好ましくは２２００℃以上である。一方、温度が過度に高いと、ＳｉＣの一部が昇華により失われたり、ＳｉＣが塑性変形して反り等の不具合が生じたりする可能性がある。したがって、温度は、好ましくは２７００℃以下、より好ましくは２５００℃以下である。熱処理温度や保持時間はエピタキシャル成長で生じる希土類含有ＳｉＣ層３０の厚みと関係しており、適宜調整できる。
　但し、配向前駆体層４０として予め作製した成形体を用いる場合、熱処理中に焼結させる必要があり、高温での常圧焼成やホットプレスやＨＩＰ又はそれらの組み合わせが好適である。例えば、ホットプレスを用いる場合、面圧は５０ｋｇｆ／ｃｍ2以上が好ましく、より好ましくは１００ｋｇｆ／ｃｍ2以上、特に好ましくは２００ｋｇｆ／ｃｍ2以上が好ましく、特に上限はない。また、焼成温度も焼結とエピタキシャル成長が生じる限り、特に限定はない。１７００℃以上が好ましく、１８００℃以上がさらに好ましく、２０００℃以上がさらに好ましく、２２００℃以上が特に好ましい。焼成時の雰囲気は真空、窒素、不活性ガス雰囲気又は窒素と不活性ガスの混合ガスから選択することができる。原料となるＳｉＣ粉末は、α－ＳｉＣ、β－ＳｉＣのいずれでもよい。ＳｉＣ粉末は、好ましくは０．０１～５μｍの平均粒径を有するＳｉＣ粒子で構成される。なお、平均粒径は走査型電子顕微鏡にて粉末を観察し、１次粒子１００個分の定方向最大径を計測した平均値を指す。
　熱処理工程では、配向前駆体層４０内の結晶はＳｉＣ単結晶層２０の結晶成長面からｃ軸及びａ軸に配向しながら成長していくため、配向前駆体層４０は、結晶成長面から徐々に希土類含有ＳｉＣ層３０に変わっていく。生成した希土類含有ＳｉＣ層３０は、ＢＰＤ密度の低い（例えば１×１０2／ｃｍ2以下）のものになる。このようにＢＰＤ密度が低くなる理由は不明だが、結晶成長に伴う欠陥の屈曲やｃ軸と直交する方向に進展する積層欠陥への転換、欠陥同士の対消滅等が関係していると考えられる。ＢＰＤ密度は、公知のＫＯＨ融液エッチングを用いたエッチピット評価によって測定される。
（ｃ）研削工程（図２（ｃ）参照）
　研削工程では、アニール工程後に希土類含有ＳｉＣ層３０上に残った配向前駆体層４０を研削除去して、希土類含有ＳｉＣ層３０の表面を露出させ、露出した表面をダイヤモンド砥粒を用いて研磨加工し、更にＣＭＰ（化学機械研磨）仕上げを行う。こうすることにより、ＳｉＣ複合基板１０を得る。
　次に、ＳｉＣ複合基板１０の希土類含有ＳｉＣ層３０の表面に、ＳｉＣエピタキシャル層を成長させる方法について説明する。ＳｉＣエピタキシャル層を成長させる方法は、特に限定するものではなく、公知の方法を採用することができる。例えば、ＣＶＤ装置内のサセプタに、ＳｉＣ複合基板１０を希土類含有ＳｉＣ層３０の表面が上になるように配置し、原料ガスとしてシラン及びプロパンを用い、キャリアガスとして水素を供給してエピタキシャル成長を行うようにしてもよい。この際、成長温度は１５７０℃以上１６１０℃以下の範囲内で設定するのが好ましい。また、濃度比Ｃ／Ｓｉは０．７以上１．２以下の範囲内で設定するのが好ましい。
　以上説明した本実施形態のＳｉＣ複合基板１０の希土類含有ＳｉＣ層３０は、希土類元素の濃度を１×１０16ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上１×１０19ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下の範囲内に設定したため、この希土類含有ＳｉＣ層３０上に成長させたＳｉＣエピタキシャル成長層のＢＰＤ密度を、希土類含有ＳｉＣ層３０のＢＰＤ密度に比べて十分に低減させることができる。このようにして得られるＳｉＣエピタキシャル成長層は、その表面に機能層を積層してＳｉＣデバイス（例えばＳｉＣ－ＭＯＳＦＥＴやＳｉＣ－ＳＢＤなど）を作製するのに適している。また、希土類含有ＳｉＣ層３０は、Ｎｂ、Ｔａ等を含有していないため、Ｎｂ、Ｔａ等の成分が半導体特性に影響を与える状況下であっても使用することができる。
　また、希土類含有ＳｉＣ層３０は、Ａｌを含有していることが好ましく、その場合のＡｌの濃度は１×１０16ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上１×１０21ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下であることが好ましい。こうすれば、希土類含有ＳｉＣ層３０上に成長させたＳｉＣエピタキシャル成長層のＢＰＤ密度を、より低減させることができる。
　更に、希土類含有ＳｉＣ層３０は、Ａｌの他にＮを含有していることが好ましく、その場合のＮの濃度は１×１０17ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上１×１０22ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下であることが好ましい。こうすれば、希土類含有ＳｉＣ層３０上に成長させたＳｉＣエピタキシャル成長層のＢＰＤ密度を、更に低減させることができる。
　更にまた、ＳｉＣエピタキシャル層は、希土類含有ＳｉＣ層３０の表面にＳｉＣを作製するための原料ガスを供給することにより、その表面に形成される。この製法によれば、希土類含有ＳｉＣ層３０上に成長させたＳｉＣエピタキシャル成長層のＢＰＤ密度を、希土類含有ＳｉＣ層３０のＢＰＤ密度に比べて十分に低減させることができる。
　加えて、ＳｉＣ単結晶層２０と希土類含有ＳｉＣ層３０との界面付近にはアルゴンを含有していた方が、ＳｉＣエピタキシャル成長層中のＢＰＤ密度を低減させる観点から好ましい。
　なお、本発明は上述した実施形態に何ら限定されることはなく、本発明の技術的範囲に属する限り種々の態様で実施し得ることはいうまでもない。
　例えば、上述した実施形態では、ＳｉＣ単結晶層２０上に希土類含有ＳｉＣ層３０を１層のみ設けたが、２層以上設けてもよい。具体的には、ＳｉＣ複合基板１０の希土類含有ＳｉＣ層３０に配向前駆体層４０を積層し、熱処理、アニール及び研削をこの順に行うことにより、希土類含有ＳｉＣ層３０の上に２層目の希土類含有ＳｉＣ層３０を設けることができる。
　以下に、本発明の実施例について説明する。以下の実験例１～１２が本発明の実施例、実験例１３～１８が比較例に相当する。なお、以下の実施例は本発明を何ら限定するものではない。
［実験例１］
１. ＳｉＣ複合基板の作製
（１）配向前駆体層の作製
　市販の微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０：０．７μｍ）を９１．６重量％、酸化イットリウム粉末（体積基準Ｄ５０：０．１μｍ）を７．１重量％、窒化アルミニウム粉末（体積基準Ｄ５０：０．５μｍ）を１．３重量％含む原料粉体を、ＳｉＣボールを使用してエタノール中で２４時間ボールミル混合し、乾燥することで混合粉末を得た。ＳｉＣ単結晶層として市販のＳｉＣ単結晶基板（ｎ型４Ｈ－ＳｉＣ、直径５０．８ｍｍ（２インチ）、Ｓｉ面、（０００１）面、オフ角４°、厚み０．３５ｍｍ、オリフラなし、ＢＰＤ密度１．０×１０5／ｃｍ2）を用意し、図１に示すＡＤ装置５０によりＳｉＣ単結晶基板上に混合粉末を噴射してＡＤ膜（配向前駆体層）を形成した。
　ＡＤ成膜条件は以下のとおりとした。まずキャリアガスはＮ2とし、長辺５ｍｍ×短辺０．４ｍｍのスリットが形成されたセラミックス製のノズルを用いて成膜した。ノズルのスキャン条件は、０．５ｍｍ／ｓのスキャン速度で、スリットの長辺に対して垂直且つ進む方向に５５ｍｍ移動、スリットの長辺方向に５ｍｍ移動、スリットの長辺に対して垂直且つ戻る方向に５５ｍｍ移動、スリットの長辺方向且つ初期位置とは反対方向に５ｍｍ移動、とのスキャンを繰り返し、スリットの長辺方向に初期位置から５５ｍｍ移動した時点で、それまでとは逆方向にスキャンを行い、初期位置まで戻るサイクルを１サイクルとし、これを１２００サイクル繰り返した。このようにして形成したＡＤ膜の厚みは約１２０μｍであった。
（２）配向前駆体層の熱処理
　配向前駆体層であるＡＤ膜を形成したＳｉＣ単結晶基板をＡＤ装置から取り出し、Ｎ2雰囲気中で１９５０℃にて６時間アニールし、 その後アルゴン雰囲気中で２４５０℃にて５時間アニールした。すなわち、配向前駆体層を熱処理して熱処理層とした。
（３）研削及び研磨
（３－１）研磨その１
　得られた熱処理層の表面全域が裏面（ＳｉＣ単結晶基板の底面）と平行となるように、ダイヤモンド砥粒を用いて研磨加工した後、化学機械研磨（ＣＭＰ）仕上げをして複合基板を得た。
（３－２）研磨その２
　（１）、（２）と同様の方法で別途作製した試料を準備し、板面と直交する方向で基板の中心部を通るように切断した。切断した試料に対してダイヤモンド砥粒を用いたラップ加工にて断面を平滑化し、化学機械研磨（ＣＭＰ）により鏡面仕上げとした。
２．熱処理層の評価
（１）２軸配向性
　ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎｓ）法を用いて、（３－１）及び（３－２）にて作製した熱処理層の表面（板面）及び板面と直交する断面の逆極点図マッピングを測定したところ、傾斜角度分布は略法線方向・略板面方向ともに０．０１°以下だったため、熱処理層はｃ軸とａ軸に配向した２軸配向ＳｉＣ層であると判断した。
［ＥＢＳＤ測定条件］
・加速電圧：１５ｋｖ
・スポット強度：７０
・ワーキングディスタンス：２２．５ｍｍ
・ステップサイズ：０．５μｍ
・試料傾斜角：７０°
・測定プログラム：Ａｚｔｅｃ（ｖｅｒｓｉｏｎ　３．３）
（２）２軸配向ＳｉＣ層内のＹ、Ａｌ、Ｎの含有量
　１．（１）～（３）（３－１）と同様の方法にて作製した複合基板の研磨面に対してダイナミック二次イオン質量分析（Ｄ－ＳＩＭＳ）を行った。Ｙ、Ａｌの分析装置はＣＡＭＥＣＡ社製ＩＭＦ－６ｆを用い、一次イオン種Ｏ2 +、加速電圧８ｋｖにて測定を実施した。Ｎの分析装置はＣＡＭＥＣＡ 社製ＩＭＦ－７ｆを用い、一次イオン種Ｃｓ+、加速電圧１４．５ｋｖにて測定を実施し、２軸配向ＳｉＣ層中のＹ、Ａｌ、Ｎの含有量（深さ方向１０μｍ範囲中データ総数２２４点の平均値）を求めた。また、Ｙ／Ａｌ濃度比やＮ／Ｙ濃度比も求めた。また、Ｙの深さ方向１０μｍ範囲の濃度ばらつきを表すため、変動係数を算出した。すなわち、深さ方向１０μｍ範囲中データ総数２２４点の標準偏差と平均値を算出した後、標準偏差を平均値で除することで変動係数を求めた。得られた結果を表１に記載した。
３．ＳｉＣエピタキシャル層のＣＶＤ成膜
　１．（１）～（３）（３－１）と同様の方法にて作製した複合基板をＣＶＤ装置内に配置し、原料ガスとしてシラン及びプロパンを用い、キャリアガスとして水素を供給して複合基板の２軸配向ＳｉＣ層の上にエピタキシャル成長を行った。この際、成長温度は１６００℃、濃度比Ｃ／Ｓｉは１．２とした。膜厚が１０μｍとなるまでＳｉＣエピタキシャル層（単結晶層）を２軸配向ＳｉＣ層上に形成して、ＳｉＣエピタキシャル基板を得た。
４．ＳｉＣエピタキシャル層の評価
　３．で得られたＳｉＣエピタキシャル基板に対し、表面のＢＰＤ密度を以下の方法で評価した。ニッケル製のるつぼに、複合基板をＫＯＨ結晶と共に入れ、５００℃で１０分間、電気炉にてエッチング処理を行った。エッチング処理後の評価サンプルを洗浄し、光学顕微鏡にて観察し、公知の方法にてＢＰＤを示すピットの数を数えた。具体的には、評価サンプル表面の任意の箇所の部位について、縦２．３ｍｍ×横３．６ｍｍの視野を倍率５０倍で１００枚分撮影してピットの総数を数え、数えたピットの総数をトータル面積である８．０５ｃｍ2で除することによりＢＰＤ密度を算出した。結果は表１に示される通りであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
［実験例２］
　（Ａ）β－ＳｉＣ粉末を９１．６重量％、酸化イットリウム粉末を７．１重量％、窒化アルミニウム粉末を１．３重量％含む原料粉体、（Ｂ）β－ＳｉＣ粉末を９８．５重量％、酸化イットリウム粉末を０．０５重量％、窒化アルミニウム粉末を１．４重量％含む原料粉体をＡＤ法にて（Ａ）組成層→（Ｂ）組成層→（Ａ）組成層・・・となるように１２０μｍ厚みとなるまで交互に２μｍずつ成膜したこと以外は、実験例１と同様にして実験を実施した。得られた熱処理層は２軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。２軸配向ＳｉＣ層中のＹ、Ａｌ、Ｎの濃度及びＹの深さ方向ばらつき、Ａｌ／Ｙ濃度比、Ｎ／Ｙ濃度比、ＳｉＣエピタキシャル層表面のＢＰＤ密度は表１の通りとなった。
［実験例３］
　β－ＳｉＣ粉末を９９．９５重量％、酸化イットリウム粉末を０．０５重量％、窒化アルミニウム粉末を０．０００２重量％含む原料粉体を用いたこと、及びＮ2雰囲気中での１９５０℃アニールを実施しなかったこと以外は、実験例１と同様にして実験を実施した。得られた熱処理層は２軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。２軸配向ＳｉＣ層中のＹ、Ａｌ、Ｎの濃度及びＹの深さ方向ばらつき、Ａｌ／Ｙ濃度比、Ｎ／Ｙ濃度比、ＳｉＣエピタキシャル層表面のＢＰＤ密度は表１の通りとなった。
［実験例４］
　β－ＳｉＣ粉末を９８．６５重量％、酸化イットリウム粉末を０．０５重量％、窒化アルミニウム粉末を１．３重量％含む原料粉体を用いたこと以外は、実験例１と同様にして実験を実施した。得られた熱処理層は２軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。２軸配向ＳｉＣ層中のＹ、Ａｌ、Ｎの濃度及びＹの深さ方向ばらつき、Ａｌ／Ｙ濃度比、Ｎ／Ｙ濃度比、ＳｉＣエピタキシャル層表面のＢＰＤ密度は表１の通りとなった。
［実験例５］
　β－ＳｉＣ粉末を９２．９０重量％、酸化イットリウム粉末を７．１重量％、窒化アルミニウム粉末を０．０００２重量％含む原料粉体を用いたこと、及びＮ2雰囲気中での１９５０℃アニールを実施しなかったこと以外は、実験例１と同様にして実験を実施した。得られた熱処理層は２軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。２軸配向ＳｉＣ層中のＹ、Ａｌ、Ｎの濃度及びＹの深さ方向ばらつき、Ａｌ／Ｙ濃度比、Ｎ／Ｙ濃度比、ＳｉＣエピタキシャル層表面のＢＰＤ密度は表１の通りとなった。
［実験例６］
　β－ＳｉＣ粉末を８９．１重量％、酸化イットリウム粉末を７．１重量％、酸化アルミニウム粉末を３．８重量％含む原料粉体を用いたこと、及びＮ2雰囲気中での１９５０℃アニールを実施しなかったこと以外は、実験例１と同様にして実験を実施した。得られた熱処理層は２軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。２軸配向ＳｉＣ層中のＹ、Ａｌ、Ｎの濃度及びＹの深さ方向ばらつき、Ａｌ／Ｙ濃度比、ＳｉＣエピタキシャル層表面のＢＰＤ密度は表１の通りとなった。
［実験例７］
　β－ＳｉＣ粉末を９９．９５重量％、酸化イットリウム粉末を０．０５重量％、酸化アルミニウム粉末を０．０００３重量％含む原料粉体を用いたこと、及びＮ2雰囲気中での１９５０℃アニールを実施しなかったこと以外は、実験例１と同様にして実験を実施した。得られた熱処理層は２軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。２軸配向ＳｉＣ層中のＹ、Ａｌ、Ｎの濃度及びＹの深さ方向ばらつき、Ａｌ／Ｙ濃度比、ＳｉＣエピタキシャル層表面のＢＰＤ密度は表１の通りとなった。
［実験例８］
　β－ＳｉＣ粉末を９２．９重量％、酸化イットリウム粉末を７．１重量％含む原料粉体を用いたこと以外は、実験例１と同様にして実験を実施した。得られた熱処理層は２軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。２軸配向ＳｉＣ層中のＹ、Ａｌ、Ｎの濃度及びＹの深さ方向ばらつき、Ｎ／Ｙ濃度比、ＳｉＣエピタキシャル層表面のＢＰＤ密度は表１の通りとなった。
［実験例９］
　β－ＳｉＣ粉末を９２．９重量％、酸化イットリウム粉末を７．１重量％含む原料粉体を用いたこと、及びＮ2雰囲気中での１９５０℃アニールを実施しなかったこと以外は、実験例１と同様にして実験を実施した。得られた熱処理層は２軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。２軸配向ＳｉＣ層中のＹ、Ａｌ、Ｎの濃度及びＹの深さ方向ばらつき、ＳｉＣエピタキシャル層表面のＢＰＤ密度は表１の通りとなった。
［実験例１０］
　β－ＳｉＣ粉末を９９．９５重量％、酸化イットリウム粉末を０．０５重量％含む原料粉体を用いたこと、及びＮ2雰囲気中での１９５０℃アニールを実施しなかったこと以外は、実験例１と同様にして実験を実施した。得られた熱処理層は２軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。２軸配向ＳｉＣ層中のＹ、Ａｌ、Ｎの濃度及びＹの深さ方向ばらつき、ＳｉＣエピタキシャル層表面のＢＰＤ密度は表１の通りとなった。
［実験例１１］
　（Ａ）β－ＳｉＣ粉末を９１．６重量％、酸化イットリウム粉末を７．１重量％、窒化アルミニウム粉末を１．３重量％含む原料粉体、（Ｂ）β－ＳｉＣ粉末を９８．６重量％、酸化イットリウム粉末を０．００５重量％、窒化アルミニウム粉末を１．４重量％含む原料粉体としたこと以外は、実験例２と同様にして実験を実施した。得られた熱処理層は２軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。２軸配向ＳｉＣ層中のＹ、Ａｌ、Ｎの濃度及びＹの深さ方向ばらつき、Ａｌ／Ｙ濃度比、Ｎ／Ｙ濃度比、ＳｉＣエピタキシャル層表面のＢＰＤ密度は表１の通りとなった。
［実験例１２］
　β－ＳｉＣ粉末を９９．９２重量％、酸化サマリウム粉末を０．０８重量％、窒化アルミニウム粉末を０．０００２重量％含む原料粉体を用いたこと、及びＮ2雰囲気中での１９５０℃アニールを実施しなかったこと以外は、実験例１と同様にして実験を実施した。得られた熱処理層は２軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。２軸配向ＳｉＣ層中のＳｍ、Ａｌ、Ｎの濃度及びＹの深さ方向ばらつき、Ａｌ／Ｓｍ濃度比、Ｎ／Ｓｍ濃度比、ＳｉＣエピタキシャル層表面のＢＰＤ密度は表１の通りとなった。
［実験例１３］
　β－ＳｉＣ粉末を９９．９９５重量％、酸化イットリウム粉末を０．００５重量％含む原料粉体を用いたこと、及びＮ2雰囲気中での１９５０℃アニールを実施しなかったこと以外は、実験例１と同様にして実験を実施した。得られた熱処理層は２軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。２軸配向ＳｉＣ層中のＹ、Ａｌ、Ｎの濃度及びＹの深さ方向ばらつき、ＳｉＣエピタキシャル層表面のＢＰＤ密度は表１の通りとなった。
［実験例１４］
　β－ＳｉＣ粉末を８０．０重量％、酸化イットリウム粉末を２０．０重量％含む原料粉体を用いたこと、及びＮ2雰囲気中での１９５０℃アニールを実施しなかったこと以外は、実験例１と同様にして実験を実施した。得られた熱処理層は２軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。２軸配向ＳｉＣ層中のＹ、Ａｌ、Ｎの濃度及びＹの深さ方向ばらつき、ＳｉＣエピタキシャル層表面のＢＰＤ密度は表１の通りとなった。
［実験例１５］
　β－ＳｉＣ粉末を９９．９９５重量％、酸化イットリウム粉末を０．００５重量％、酸化アルミニウム粉末を０．０００１重量％含む原料粉体を用いたこと、及びＮ2雰囲気中での１９５０℃アニールを実施しなかったこと以外は、実験例１と同様にして実験を実施した。得られた熱処理層は２軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。２軸配向ＳｉＣ層中のＹ、Ａｌ、Ｎの濃度及びＹの深さ方向ばらつき、Ａｌ／Ｙ濃度比、ＳｉＣエピタキシャル層表面のＢＰＤ密度は表１の通りとなった。
［実験例１６］
　β－ＳｉＣ粉末を６０．０重量％、酸化イットリウム粉末を２０．０重量％、酸化アルミニウム粉末を２０．０重量％含む原料粉体を用いたこと、及びＮ2雰囲気中での１９５０℃アニールを実施しなかったこと以外は、実験例１と同様にして実験を実施した。得られた熱処理層は２軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。２軸配向ＳｉＣ層中のＹ、Ａｌ、Ｎの濃度及びＹの深さ方向ばらつき、Ａｌ／Ｙ濃度比、ＳｉＣエピタキシャル層表面のＢＰＤ密度は表１の通りとなった。
［実験例１７］
　β－ＳｉＣ粉末を９９．９９５重量％、酸化イットリウム粉末を０．００５重量％、窒化アルミニウム粉末を０．０００１重量％含む原料粉体を用いたこと、及びＮ2雰囲気中での１９５０℃アニールを実施しなかったこと以外は、実験例１と同様にして実験を実施した。得られた熱処理層は２軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。２軸配向ＳｉＣ層中のＹ、Ａｌ、Ｎの濃度及びＹの深さ方向ばらつき、Ａｌ／Ｙ濃度比、Ｎ／Ｙ濃度比、ＳｉＣエピタキシャル層表面のＢＰＤ密度は表１の通りとなった。
［実験例１８］
　β－ＳｉＣ粉末を６０．０重量％、酸化イットリウム粉末を２０．０重量％、窒化アルミニウム粉末を２０．０重量％含む原料粉体を用いたこと以外は実験例１と同様にして実験を実施した。得られた熱処理層は２軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。２軸配向ＳｉＣ層中のＹ、Ａｌ、Ｎの濃度及びＹの深さ方向ばらつき、Ａｌ／Ｙ濃度比、Ｎ／Ｙ濃度比、ＳｉＣエピタキシャル層表面のＢＰＤ密度は表１の通りとなった。
［考察］
　実験例１～１２より、原因は不明であるが、ＳｉＣエピタキシャル層中でＢＰＤを効果的に減少させるためには、２軸配向ＳｉＣ層中のイットリウムやサマリウム等の希土類元素濃度は１×１０16～１×１０19ａｔｏｍｓ／ｃｍ3の範囲が好適であることが分かった。また、この濃度範囲の希土類元素に加え、アルミニウムを１×１０16～１×１０21ａｔｏｍｓ／ｃｍ3の範囲で含有していると、よりＢＰＤの低減効果が高められ、更に窒素を１×１０17～１×１０22ａｔｏｍｓ／ｃｍ3の範囲で含有していると、より一層効果的であることが分かった（実験例１～７及び実験例１１，１２）。また、（Ａｌの濃度）／（希土類元素の濃度）は１×１０-2～１×１０5が好ましいこと（実験例１～７）、（Ｎの濃度）／（希土類元素の濃度）は１×１０-2～１×１０5が好ましいことがわかった（実験例１～５及び実験例８）。一方、実験例１３～１８より、イットリウム、アルミニウム及び窒素の含有量が前述の範囲を外れると、明確にＳｉＣエピタキシャル層中のＢＰＤ密度が増加することが分かった。
　本発明は、例えば、パワー半導体デバイス（ＳｉＣパワーデバイス）に利用可能である。
１０　ＳｉＣ複合基板、２０　ＳｉＣ単結晶層、３０　希土類含有ＳｉＣ層、４０　配向前駆体層、５０　ＡＤ装置、５２　エアロゾル生成部、５３　エアロゾル生成室、５４　原料供給管、５５　加振器、６０　成膜部、６２　成膜チャンバ、６３　Ｘ－Ｙステージ、６４　基板ホルダ、６６　噴射ノズル、６７　スリット、６８　真空ポンプ。

Claims (9)

  1. 　希土類元素を含有し、前記希土類元素の濃度が１×１０16ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上１×１０19ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下である、
    　希土類含有ＳｉＣ基板。
  2. 　Ａｌを含有し、Ａｌの濃度が１×１０16ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上１×１０21ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下である、
    　請求項１に記載の希土類含有ＳｉＣ基板。
  3. 　（Ａｌの濃度）／（希土類元素の濃度）が１×１０-2以上１×１０5以下である、
    　請求項２に記載の希土類含有ＳｉＣ基板。
  4. 　Ｎを含有し、Ｎの濃度が１×１０17ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上１×１０22ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下である、
    　請求項２又は３に記載の希土類含有ＳｉＣ基板。
  5. 　（Ｎの濃度）／（希土類元素の濃度）が１×１０-2以上１×１０5以下である、
    　請求項４に記載の希土類含有ＳｉＣ基板。
  6. 　前記希土類元素は、Ｙ，Ｓｍ，Ｈｏ，Ｄｙ及びＹｂからなる群より選ばれた少なくとも一つである、
    　請求項１～５のいずれか１項に記載の希土類含有ＳｉＣ基板。
  7. 　ｃ軸方向及びａ軸方向の両方に配向している、
    　請求項１～６のいずれか１項に記載の希土類含有ＳｉＣ基板。
  8. 　前記希土類元素の深さ方向ばらつきが変動係数で０．９以上である、
    　請求項１～７のいずれか１項に記載の希土類含有ＳｉＣ基板。
  9. 　請求項１～８のいずれか１項に記載の希土類含有ＳｉＣ基板の表面にＳｉＣを作製するための原料ガスを供給することにより、前記表面にＳｉＣエピタキシャル層を形成する、
    　ＳｉＣエピタキシャル層の製法。
PCT/JP2020/002447 2020-01-24 2020-01-24 希土類含有ＳｉＣ基板及びＳｉＣエピタキシャル層の製法 WO2021149235A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202080089055.8A CN114901875B (zh) 2020-01-24 2020-01-24 含有稀土的SiC基板和SiC外延层的制造方法
PCT/JP2020/002447 WO2021149235A1 (ja) 2020-01-24 2020-01-24 希土類含有ＳｉＣ基板及びＳｉＣエピタキシャル層の製法
JP2021572228A JP7282214B2 (ja) 2020-01-24 2020-01-24 希土類含有ＳｉＣ基板及びＳｉＣエピタキシャル層の製法
US17/805,234 US20220328310A1 (en) 2020-01-24 2022-06-03 RARE EARTH-CONTAINING SiC SUBSTRATE AND METHOD FOR PRODUCING SiC EPITAXIAL LAYER

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2020/002447 WO2021149235A1 (ja) 2020-01-24 2020-01-24 希土類含有ＳｉＣ基板及びＳｉＣエピタキシャル層の製法

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
US17/805,234 Continuation US20220328310A1 (en) 2020-01-24 2022-06-03 RARE EARTH-CONTAINING SiC SUBSTRATE AND METHOD FOR PRODUCING SiC EPITAXIAL LAYER

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2021149235A1 true WO2021149235A1 (ja) 2021-07-29

Family

ID=76993173

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2020/002447 WO2021149235A1 (ja) 2020-01-24 2020-01-24 希土類含有ＳｉＣ基板及びＳｉＣエピタキシャル層の製法

Country Status (4)

Country Link
US (1) US20220328310A1 (ja)
JP (1) JP7282214B2 (ja)
CN (1) CN114901875B (ja)
WO (1) WO2021149235A1 (ja)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7104266B1 (ja) * 2021-10-12 2022-07-20 日本碍子株式会社 希土類含有ＳｉＣ基板及びＳｉＣ複合基板
WO2022168372A1 (ja) * 2021-02-05 2022-08-11 日本碍子株式会社 希土類含有ＳｉＣ基板及びそれを用いたＳｉＣ複合基板
WO2023062850A1 (ja) * 2021-10-12 2023-04-20 日本碍子株式会社 希土類含有ＳｉＣ基板及びＳｉＣ複合基板

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11268995A (ja) * 1998-03-20 1999-10-05 Denso Corp 炭化珪素単結晶の製造方法
JP2007277049A (ja) * 2006-04-07 2007-10-25 Toyota Motor Corp ＳｉＣ単結晶の製造方法
WO2014189008A1 (ja) * 2013-05-20 2014-11-27 日立化成株式会社 炭化珪素単結晶及びその製造方法
JP2017008369A (ja) * 2015-06-22 2017-01-12 トヨタ自動車株式会社 ＳｉＣ結晶の製造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SU1266253A1 (ru) * 1984-04-25 1996-10-10 Дагестанский Государственный Университет Им.В.И.Ленина СПОСОБ ПОЛУЧЕНИЯ ЭПИТАКСИАЛЬНЫХ СЛОЕВ SiC
US8038807B2 (en) * 2006-01-31 2011-10-18 Hitachi Metals, Ltd. R-Fe-B rare-earth sintered magnet and process for producing the same
JP6419414B2 (ja) * 2013-03-22 2018-11-07 株式会社東芝 ＳｉＣエピタキシャルウェハおよび半導体装置
US9657409B2 (en) * 2013-05-02 2017-05-23 Melior Innovations, Inc. High purity SiOC and SiC, methods compositions and applications
CN105705685A (zh) * 2013-11-12 2016-06-22 新日铁住金株式会社 SiC单晶的制造方法
WO2016038845A1 (ja) * 2014-09-11 2016-03-17 新日鐵住金株式会社 ｐ型ＳｉＣ単結晶の製造方法
JP6748572B2 (ja) * 2016-12-28 2020-09-02 昭和電工株式会社 ｐ型ＳｉＣエピタキシャルウェハ及びその製造方法
JP6935738B2 (ja) * 2017-12-14 2021-09-15 トヨタ自動車株式会社 ＳｉＣ単結晶の製造方法
JP6945858B2 (ja) * 2018-04-26 2021-10-06 国立研究開発法人産業技術総合研究所 炭化珪素エピタキシャルウェハ及び炭化珪素半導体装置

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11268995A (ja) * 1998-03-20 1999-10-05 Denso Corp 炭化珪素単結晶の製造方法
JP2007277049A (ja) * 2006-04-07 2007-10-25 Toyota Motor Corp ＳｉＣ単結晶の製造方法
WO2014189008A1 (ja) * 2013-05-20 2014-11-27 日立化成株式会社 炭化珪素単結晶及びその製造方法
JP2017008369A (ja) * 2015-06-22 2017-01-12 トヨタ自動車株式会社 ＳｉＣ結晶の製造方法

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022168372A1 (ja) * 2021-02-05 2022-08-11 日本碍子株式会社 希土類含有ＳｉＣ基板及びそれを用いたＳｉＣ複合基板
JP7104266B1 (ja) * 2021-10-12 2022-07-20 日本碍子株式会社 希土類含有ＳｉＣ基板及びＳｉＣ複合基板
WO2023062850A1 (ja) * 2021-10-12 2023-04-20 日本碍子株式会社 希土類含有ＳｉＣ基板及びＳｉＣ複合基板

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2021149235A1 (ja) 2021-07-29
JP7282214B2 (ja) 2023-05-26
US20220328310A1 (en) 2022-10-13
CN114901875B (zh) 2024-05-10
CN114901875A (zh) 2022-08-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2021149235A1 (ja) 希土類含有ＳｉＣ基板及びＳｉＣエピタキシャル層の製法
WO2021149598A1 (ja) 二軸配向ＳｉＣ複合基板及び半導体デバイス用複合基板
US20210384145A1 (en) SiC COMPOSITE SUBSTRATE AND COMPOSITE SUBSTRATE FOR SEMICONDUCTOR DEVICE
US20210301422A1 (en) SiC COMPOSITE SUBSTRATE AND SEMICONDUCTOR DEVICE
US20210404090A1 (en) Ground substrate and method for producing same
US20210384300A1 (en) SiC COMPOSITE SUBSTRATE AND COMPOSITE SUBSTRATE FOR SEMICONDUCTOR DEVICE
CN113614292A (zh) 半导体膜
WO2021100564A1 (ja) ＳｉＣ基板及びその製法
JP7104266B1 (ja) 希土類含有ＳｉＣ基板及びＳｉＣ複合基板
WO2022168372A1 (ja) 希土類含有ＳｉＣ基板及びそれを用いたＳｉＣ複合基板
WO2023062850A1 (ja) 希土類含有ＳｉＣ基板及びＳｉＣ複合基板
WO2024042591A1 (ja) ＳｉＣ基板及びＳｉＣ複合基板
WO2023068309A1 (ja) ＳｉＣ基板及びＳｉＣ複合基板
US20240186380A1 (en) SiC SUBSTRATE SiC COMPOSITE SUBSTRATE
JP7265624B2 (ja) 半導体膜
JP2022131919A (ja) ＳｉＣ複合基板
JP7320070B2 (ja) 下地基板及びその製造方法
JP7124207B2 (ja) 下地基板
JP7439117B2 (ja) 下地基板及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 20914893

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021572228

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 20914893

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1