WO2021149598A1 - 二軸配向ＳｉＣ複合基板及び半導体デバイス用複合基板 - Google Patents

二軸配向ＳｉＣ複合基板及び半導体デバイス用複合基板 Download PDF

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守道 渡邊
潔 松島
吉川　潤
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Definitions

  • the present invention relates to a biaxially oriented SiC composite substrate and a composite substrate for a semiconductor device.
  • SiC Silicon Carbide
  • SiC Silicon Carbide
  • all the dislocation density of the current commercially available SiC single crystal substrate is approximately 10 3 ⁇ 10 4 cm It is said to be -2 (for example, Patent Document 1). Therefore, in contrast to Si, in which dislocation-free crystals are industrially realized, SiC is a single crystal material in which an element must be manufactured from a region having a constant dislocation density. It is also known that these dislocations have different effects on device performance.
  • Patent Document 2 discloses a SiC single crystal substrate produced by using a method of forming a macro step on a seed crystal during film formation, and the height of the SiC single crystal on the crystal growth surface of the seed crystal is high. It is said that by forming a macrostep having a large size, a SiC single crystal having few penetrating spiral dislocations can be obtained by crystal growth due to the subsequent progress of the macrostep.
  • the method disclosed in Patent Document 2 has a feature that the stacking defects propagate in the progress direction of the macrosteps because the penetrating spiral dislocations are converted into stacking defects and discharged to the outside of the crystal as the macrostep progresses.
  • 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.
  • Patent Document 2 the SiC single crystal produced by the method of Patent Document 2 has a problem that the warp becomes large. The cause of this is not clear, but it is probable that the warpage occurred as a result of some stress distribution occurring inside the substrate due to the stacking defects lining up in one direction (the direction in which the macrosteps propagated). Further, Patent Document 2 focuses on the reduction of the penetrating spiral dislocations by converting the penetrating spiral dislocations into stacking defects, and has not made a concrete study on the reduction of the basal plane dislocations. If there are many through-helical dislocations, the long-term reliability of the insulating film is lowered and leak fracture is likely to occur, so that the life of the device is shortened.
  • the present invention has been made to solve such a problem, and an object of the present invention is to provide a biaxially oriented SiC composite substrate having a low defect density reaching the surface and a small warp.
  • the biaxially oriented SiC composite substrate of the present invention is A first biaxially oriented SiC layer containing penetrating spiral dislocations and basal plane dislocations, Second biaxial orientation A second biaxial orientation that is continuously formed on one surface of the first biaxially oriented SiC layer and contains rare earth elements of 1 ⁇ 10 16 atoms / cm 3 or more and 1 ⁇ 10 19 atoms / cm 3 or less. SiC layer and With The defect density on the surface of the second biaxially oriented SiC layer is smaller than the defect density of the first biaxially oriented SiC layer. It is a thing.
  • the second biaxially oriented SiC layer has a rare earth element concentration set within the range of 1 ⁇ 10 16 atoms / cm 3 or more and 1 ⁇ 10 19 atoms / cm 3 or less. There is. Therefore, the defect density reaching the surface of the second biaxially oriented SiC layer can be reduced as compared with the first biaxially oriented SiC layer. Since such a biaxially oriented SiC composite substrate has a small warp and a low defect density reaching the surface of the second biaxially oriented SiC layer, a functional layer is formed on the surface by epitaxial growth or the like to manufacture a semiconductor device. Suitable for. Further, since the second biaxially oriented SiC layer 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 biaxially oriented SiC layer is a SiC layer whose orientations are aligned on two axes, the a-axis and the c-axis.
  • the defect density is the sum of the density of penetrating spiral dislocations (TSD) and the density of basal plane dislocations (BPD).
  • the first cause of defect formation is the case where defects existing in the underlying layer propagate. That is, when the second biaxially oriented SiC layer is formed on the first biaxially oriented SiC layer, the defects existing in the first biaxially oriented SiC layer propagate to the second biaxially oriented SiC layer. there is a possibility.
  • the effect of suppressing the propagation of defects can be considered. Although this mechanism is not clear, the formation of the biaxially oriented SiC layer around the defect is suppressed by the accumulation of rare earth elements, Al, and N in the defect propagated in the biaxially oriented SiC layer, and a healthy region without defects.
  • the biaxially oriented SiC layer from the above grows preferentially, and as a result, the defects reaching the surface of the second biaxially oriented SiC layer are reduced. Further, it is also considered that the defects propagated in the second biaxially oriented SiC layer are likely to cause pair annihilation between the defects at an early stage by containing a predetermined amount and a predetermined ratio of rare earth elements, Al, and N.
  • the second cause of defect formation is considered to be a lattice mismatch with the base substrate for forming the first biaxially oriented SiC layer.
  • lattice mismatch may occur.
  • the stress of lattice mismatch in the film can be relaxed and the defect density can be reduced by containing a predetermined amount and a predetermined ratio of rare earth elements, Al, and N in the second biaxially oriented SiC layer.
  • pair annihilation between defects is likely to occur.
  • the second biaxially oriented SiC layer contains a predetermined amount and a predetermined ratio of rare earth elements, Al and N, so that the stress of the lattice mismatch is relaxed and the second biaxially oriented SiC layer has desired characteristics (for example, electrical characteristics).
  • a biaxially oriented SiC layer can be obtained.
  • the third cause of defect formation is considered to be thermal stress due to the temperature distribution when the second biaxially oriented SiC layer is formed or when the temperature is lowered to room temperature after the formation. At this time, it is considered that the thermal stress is relaxed and the generation of new defects can be suppressed by containing the rare earth elements, Al and N in a predetermined amount and a predetermined ratio in the second biaxially oriented SiC layer.
  • the rare earth elements contained in the second biaxially oriented SiC layer are Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, It contains at least one element selected from the group consisting of 17 elements of Ho, Er, Tm, Yb, and Lu.
  • the rare earth element is preferably at least one selected from the group consisting of Y, Sm, Ho, Dy and Yb. In this way, the defect density reaching the surface of the second biaxially oriented SiC layer can be further reduced.
  • the defect density reaching the surface of the second biaxially oriented SiC layer is not particularly limited, but the defect density is preferably 1.0 ⁇ 10 2 / cm 2 or less. more preferably 0 ⁇ 10 1 / cm 2 or less, more preferably 1.0 ⁇ 10 0 / cm 2 or less.
  • the second biaxially oriented SiC layer preferably contains Al, and the concentration of Al in the second biaxially oriented SiC layer is 1 ⁇ 10. It is preferably 16 atoms / cm 3 or more and 1 ⁇ 10 21 atoms / cm 3 or less. In this way, the defect density reaching the surface of the second biaxially oriented SiC layer can be further reduced. It is preferred second biaxially oriented SiC layer of the (concentration of Al) / (concentration of rare earth elements) is 1 ⁇ 10 5 or less 1 ⁇ 10 -2 or more.
  • the second biaxially oriented SiC layer preferably contains N in addition to Al, and the concentration of N in the second biaxially oriented SiC layer is It is preferably 1 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 or more and 1 ⁇ 10 22 atoms / cm 3 or less. In this way, the defect density reaching the surface of the second biaxially oriented SiC layer can be further reduced. It is preferred second biaxially oriented SiC layer of the (concentration of N) / (concentration of rare earth elements) is 1 ⁇ 10 5 or less 1 ⁇ 10 -2 or more.
  • the (N concentration) / (Al concentration) in the second biaxially oriented SiC layer is preferably 3 or more and 5 or less, and the second biaxial orientation is described. It is preferable that the concentrations of rare earth elements, Al and N in the oriented SiC layer have a relationship of N> Al> rare earth elements, and the concentrations of rare earth elements, Al and N in the second biaxially oriented SiC layer are the first. It is preferably higher than in the biaxially oriented SiC layer of.
  • the first biaxially oriented SiC layer and the second biaxially oriented SiC layer It is preferable that Ar is contained in the vicinity of the interface between the two, and the defect density of the first biaxially oriented SiC layer is preferably low.
  • the composite substrate for a semiconductor device of the present invention With any of the above-mentioned biaxially oriented SiC composite substrates, A functional layer for a semiconductor device provided on the second biaxially oriented SiC composite substrate of the biaxially oriented SiC composite substrate, and a functional layer for a semiconductor device. It is equipped with.
  • Examples of such a composite substrate for a semiconductor device include MOSFETs, IGBTs, LEDs, HEMTs, and the like.
  • FIG. 3 is a manufacturing process diagram of a biaxially oriented SiC composite substrate 10.
  • FIG. 1 is a schematic view of the biaxially oriented SiC composite substrate 10 of the present embodiment.
  • the biaxially oriented SiC composite substrate 10 includes a first biaxially oriented SiC layer 20 and a second biaxially oriented SiC layer 30.
  • the biaxially oriented SiC layer means a layer having the same orientation on both the a-axis and the c-axis.
  • the first biaxially oriented SiC layer 20 contains penetrating spiral dislocations (TSD) and basal plane dislocations (BPD).
  • the second biaxially oriented SiC layer 30 is continuously formed on one surface of the first biaxially oriented SiC layer 20 and contains rare earth elements of 1 ⁇ 10 16 atoms / cm 3 or more and 1 ⁇ 10 19 atoms / cm. Contains 3 or less.
  • the defect density of the second biaxially oriented SiC layer is smaller than the defect density of the first biaxially oriented SiC layer 20.
  • the substrate surface refers to the surface of the second biaxially oriented SiC layer 30 opposite to the surface in contact with the first biaxially oriented SiC layer 20.
  • the rare earth element is at least selected from the group consisting of 17 kinds of elements Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb and Lu. Contains one or more elements.
  • the rare earth element is preferably at least one selected from the group consisting of Y, Sm, Ho, Dy and Yb.
  • the first biaxially oriented SiC layer 20 has a crystal growth plane.
  • the first biaxially oriented SiC layer 20 is preferably a layer composed of a SiC single crystal.
  • 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 SiC single crystal.
  • the temperature is preferably °, and the surface on which the second biaxially oriented SiC layer 30 is formed is preferably a Si surface. It is more preferable that the polytype is 4H, the off angle is 1 to 5 ° from the [0001] axis of the SiC single crystal, and the surface on which the second biaxially oriented SiC layer 30 is formed is the Si surface.
  • the second biaxially oriented SiC layer 30 is formed on the crystal growth plane of the first biaxially oriented SiC layer 20.
  • the second biaxially oriented SiC layer 30 is a SiC layer oriented in the biaxial directions of the a-axis and the c-axis.
  • 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. good.
  • 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 for example, 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 second biaxially oriented SiC layer 30 has a defect density of 1.0 ⁇ 10 2 / cm 2 or less, which is defined as the number of basal plane dislocations and penetrating spiral dislocations reaching the surface per unit area. is typical, preferably 1.0 ⁇ 10 1 / cm 2 or less, more preferably 1.0 ⁇ 10 0 / cm 2 or less.
  • the lower limit of the defect density is not particularly limited, but is typically 1.0 ⁇ 10 -3 / cm 2 or more, and more typically 1.0 ⁇ 10 ⁇ 2 / cm 2 or more.
  • a known etch pit evaluation by KOH melt etching shall be used. When etch pit evaluation by KOH melt etching is not possible, PL mapping, X-ray topography, CL mapping, etc. may be performed. The defect density can also be evaluated by using such a method.
  • the density of crystal defects propagating to the surface of the second biaxially oriented SiC layer 30 can be significantly reduced.
  • the biaxially oriented SiC composite substrate 10 of the present embodiment has a low crystal defect density and can also reduce the warpage. The reason for this is not clear, but it is considered that the in-plane distribution of crystal defects inside the second biaxially oriented SiC layer 30 is small or absent, and there is no stress bias in the substrate surface.
  • the first biaxially oriented SiC layer 20 and the second biaxially oriented SiC layer 30 are preferably layers having a low resistivity. It is typically 20 m ⁇ cm or less.
  • the low-resistance biaxially oriented SiC layer a layer made of n-type SiC is preferable.
  • a biaxially oriented SiC composite substrate provided with such a conductive biaxially oriented SiC layer has conductivity in the thickness direction and can be used as a substrate for a vertical device (for example, a power device). Further, depending on the application, the biaxially oriented SiC composite substrate may be a p-type SiC.
  • the first biaxially oriented SiC layer 20 and the second biaxially oriented SiC layer 30 are preferably layers having high resistivity. Typically, it is 1 ⁇ 10 7 ⁇ cm or more.
  • some high-resistance biaxially oriented SiC layers do not contain a doping element. Further, such a high resistance can be obtained even when both the n-type dopant and the p-type dopant are contained.
  • the biaxially oriented SiC composite substrate provided with the biaxially oriented SiC layer imparted with such insulating properties has insulating properties, and a horizontal device (for example, a GaN layer, an AlGaN layer, etc. are formed on the biaxially oriented SiC composite substrate). It can be used as a base substrate for a filmed high-frequency power device).
  • the biaxially oriented SiC composite substrate 10 of the present embodiment can be manufactured by various manufacturing methods, but here, a SiC single crystal layer is used as the first biaxially oriented SiC layer 20, and a second silicon single crystal layer is used on the surface thereof. The case where the biaxially oriented SiC layer 30 is produced will be described.
  • the method for forming the second biaxially oriented SiC layer is particularly limited as long as a second biaxially oriented SiC layer containing a rare earth element and having a smaller defect density than the first biaxially oriented SiC layer can be obtained. do not have.
  • a vapor phase method such as CVD or sublimation method may be used, a liquid phase method such as a solution method may be used, or a solid phase method may be used.
  • the process of forming the orientation precursor layer and obtaining the biaxially oriented SiC layer by the heat treatment step will be described below. Specifically, it 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 the second biaxially oriented SiC layer 30 by the heat treatment described later.
  • these steps will be described in order with reference to FIG.
  • (A) Formation step of orientation precursor layer 40 (see FIG. 2A)
  • a SiC single crystal layer is used as the first biaxially oriented SiC layer 20, and the alignment precursor layer 40 is formed on the crystal growth surface of the SiC single crystal layer.
  • the SiC single crystal layer it is preferable to use a 4H or 6H polytype.
  • the crystal growth plane of the SiC single crystal layer 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 first biaxially oriented SiC layer 20 is not particularly limited to the SiC single crystal layer, and any SiC layer oriented in the biaxial directions of the a-axis and the c-axis can be used.
  • 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, in which the alignment precursor layer 40 is directly formed on the first biaxially oriented SiC 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 first biaxially oriented SiC layer 20 can also be used. .. Alternatively, a method may be used in which a molded body of the alignment precursor layer 40 is prepared in advance and the molded body is placed on the first biaxially oriented SiC 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 contains a rare earth compound according to the concentration of the rare earth element in the second biaxially oriented 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 second biaxially oriented SiC layer 30
  • the Al compound is contained in the raw material powder of the oriented precursor layer 40 according to the Al concentration in the second biaxially oriented 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 second biaxially oriented SiC layer 30, a nitrogen compound is contained in the raw material powder of the oriented precursor layer 40 according to the N concentration in the second biaxially oriented 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 is also contained by synthesizing a second biaxially oriented SiC layer from the raw material powder of the oriented precursor layer 40 in a nitrogen atmosphere, or by annealing the synthesized second biaxially oriented SiC layer in a nitrogen atmosphere. Can be made to.
  • the first method does not go through the heat treatment step described later.
  • Epitaxial growth may occur on the biaxially oriented SiC layer 20 of the above, and a second biaxially oriented SiC layer 30 may be formed.
  • 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 second biaxially oriented SiC layer 30.
  • a method of forming a direct orientation precursor layer 40 on the first biaxially oriented SiC 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 first.
  • the method of placing on the biaxially oriented SiC layer 20 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 in order to improve the adhesion between the polycrystal and the first biaxially oriented SiC layer 20.
  • 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 first biaxially oriented SiC layer 20 is also preferable as a simple method, but since the orientation precursor layer 40 is composed of powder, in the heat treatment step described later. Requires a sintering process.
  • known conditions can be used for any of the methods, in the following, a method of directly forming the orientation precursor layer 40 on the first biaxially oriented SiC layer 20 by the AD method or the thermal CVD method and a prefabricated molded product. Will be described on the method of placing the above on the first biaxially oriented SiC layer 20.
  • 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 the raw material powder containing the raw material component, and a film forming unit that injects the raw material powder onto the first biaxially oriented SiC 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 first biaxially oriented SiC layer 20, and a substrate holder that is arranged inside the film forming chamber 62 and fixes the first biaxially oriented SiC layer 20.
  • the film forming section 60 includes an injection nozzle 66 in which a slit 67 is formed at the tip thereof and ejects an aerosol to the first biaxially oriented SiC 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.
  • 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.
  • the portion near the first biaxially oriented SiC layer 20 becomes the second biaxially oriented SiC layer 30 by the subsequent heat treatment on the first biaxially oriented SiC layer 20.
  • the second biaxially oriented SiC layer 30 is generated by heat-treating the laminated body in which the oriented precursor layer 40 is laminated or placed on the first biaxially oriented SiC layer 20.
  • the heat treatment method is not particularly limited as long as epitaxial growth using the first biaxially oriented SiC 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 excessively high, a part of SiC may be lost due to sublimation, or the SiC may be plastically deformed to cause problems such as warpage.
  • 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 second biaxially oriented 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 first biaxially oriented SiC layer 20 to the c-axis and the a-axis, so that the alignment precursor layer 40 is a crystal. From the growth surface, it gradually changes to the second biaxially oriented SiC layer 30.
  • the generated second biaxially oriented SiC layer 30 has a low defect density (for example, 1 ⁇ 10 2 / cm 2 or less).
  • the method for growing the SiC epitaxial layer is not particularly limited, and a known method can be adopted.
  • a biaxially oriented SiC composite substrate 10 is arranged on a susceptor in a CVD apparatus so that the surface of the second biaxially oriented SiC layer 30 faces up, silane and propane are used as raw material gases, and hydrogen is used as a carrier gas. May be supplied to carry out epitaxial growth.
  • 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 second biaxially oriented SiC layer 30 has a rare earth element concentration of 1 ⁇ 10 16 atoms / cm 3 or more and 1 ⁇ 10 19 atoms /. It is set within the range of cm 3 or less. Therefore, the defect density reaching the surface of the second biaxially oriented SiC layer 30 can be reduced as compared with the first biaxially oriented SiC layer 20. Since such a biaxially oriented SiC composite substrate 10 has a small warp and a low defect density reaching the surface of the second biaxially oriented SiC layer 30, a functional layer is formed on the surface by epitaxial growth or the like to manufacture a semiconductor device. Suitable for Further, since the second biaxially oriented 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 element contained in the second biaxially oriented SiC layer 30 is preferably at least one selected from the group consisting of Y, Sm, Ho, Dy and Yb. In this way, the defect density reaching the surface of the second biaxially oriented SiC layer 30 can be further reduced.
  • the defect density reaching the surface of the second biaxially oriented SiC layer 30 is preferably 1.0 ⁇ 10 2 / cm 2 or less, more preferably 1.0 ⁇ 10 1 / cm 2 or less, and 1.0. ⁇ more preferably 10 0 / cm 2 or less.
  • the second biaxially oriented SiC layer 30 preferably contains Al, and the concentration of Al in the second biaxially oriented SiC layer 30 is 1 ⁇ 10 16 atoms / cm 3 or more 1 ⁇ . It is preferably 10 21 atoms / cm 3 or less. In this way, the defect density reaching the surface of the second biaxially oriented SiC layer 30 can be further reduced. It is preferred second biaxially oriented SiC layer 30 in the (concentration of Al) / (concentration of rare earth elements) is 1 ⁇ 10 5 or less 1 ⁇ 10 -2 or more.
  • the second biaxially oriented SiC layer 30 preferably contains N in addition to Al, and the concentration of N in the second biaxially oriented SiC layer 30 is 1 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 or more. It is preferably 1 ⁇ 10 22 atoms / cm 3 or less. In this way, the defect density reaching the surface of the second biaxially oriented SiC layer 30 can be further reduced. It is preferred second biaxially oriented SiC layer 30 in the (concentration of N) / (concentration of rare earth elements) is 1 ⁇ 10 5 or less 1 ⁇ 10 -2 or more.
  • the (concentration of N) / (concentration of Al) in the second biaxially oriented SiC layer 30 is preferably 3 or more and 5 or less, and the rare earth element in the second biaxially oriented SiC layer 30. It is preferable that the concentrations of Al and N are N> Al> rare earth elements, and the concentrations of the rare earth elements in the second biaxially oriented SiC layer 30 and the concentrations of Al and N are higher than those in the first biaxially oriented SiC layer. High is preferable.
  • the defect density reaching the surface of the second biaxially oriented SiC layer 30 near the interface between the first biaxially oriented SiC layer 20 and the second biaxially oriented SiC layer 30. It is preferable that Ar is contained, and the defect density of the first biaxially oriented SiC layer 20 is preferably low.
  • the biaxially oriented SiC composite substrate 10 is made into a semiconductor device composite substrate by providing a functional layer for semiconductor devices on the second biaxially oriented SiC composite substrate 30 of the biaxially oriented SiC composite substrate 10. You can also do it.
  • the functional layer for semiconductor devices include a SiC epitaxial layer.
  • the SiC epitaxial layer is formed by supplying a raw material gas for producing SiC to the surface of the second biaxially oriented SiC layer 30 (the surface opposite to the surface in contact with the first biaxially oriented SiC layer 20). , Formed on its surface.
  • the composite substrate for a semiconductor device include MOSFETs, IGBTs, LEDs, HEMTs, and the like.
  • the orientation precursor layer 40 is laminated on the second biaxially oriented SiC layer 30 of the biaxially oriented SiC composite substrate 10, and heat treatment, annealing, and grinding are performed in this order to perform the second biaxially oriented SiC layer 30.
  • a second biaxially oriented SiC layer 30 as a second layer can be provided on the SiC layer 30.
  • a commercially available SiC single crystal substrate (n-type 4H-SiC, diameter 50.8 mm (2 inches), Si plane, (0001) plane, off angle 4 °, thickness 0.35 mm, orientation flat None) 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
  • Example 2 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 second biaxially oriented SiC layer. Table 1 shows the concentrations of Y and Al in the second biaxially oriented SiC layer, the Al / Y concentration ratio, and the defect density on the surface of the biaxially oriented SiC layer.
  • Example 3 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 second biaxially oriented SiC layer. Table 1 shows the concentrations of Y and N in the second biaxially oriented SiC layer, the N / Y concentration ratio, and the defect density on the surface of the biaxially oriented SiC layer.
  • the present invention can be used, for example, in semiconductor devices.
  • biaxially oriented SiC composite substrate 20 first biaxially oriented SiC layer, 30 second biaxially oriented SiC layer, 40 oriented precursor layer, 50 AD device, 52 aerosol generator, 53 aerosol generator, 54 raw materials Supply pipe, 55 shaker, 60 film forming part, 62 film forming chamber, 63 XY stage, 64 substrate holder, 66 injection nozzle, 67 slit, 68 vacuum pump.

Abstract

二軸配向ＳｉＣ複合基板１０は、貫通らせん転位及び基底面転位を含む第１の二軸配向ＳｉＣ層２０と、第１の二軸配向ＳｉＣ層２０に連続して形成され、希土類元素を１×１０16ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上１×１０19ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下含有する、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０と、を備える。第２の二軸配向ＳｉＣ層３０の表面の欠陥密度は、第１の二軸配向ＳｉＣ層２０の欠陥密度よりも小さい。

Description

二軸配向ＳｉＣ複合基板及び半導体デバイス用複合基板
　本発明は、二軸配向ＳｉＣ複合基板及び半導体デバイス用複合基板に関する。
　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。ＳｉＣ単結晶中に存在する代表的な転位には、基底面転位、貫通らせん転位、貫通刃状転位等があり、現在市販のＳｉＣ単結晶基板の全転位密度は、およそ１０3～１０4ｃｍ-2に上るといわれている（例えば特許文献１）。したがって、無転位結晶が工業的にも実現されているＳｉとは対照的に、ＳｉＣは一定の転位密度を有する領域から素子を作製せざるを得ない単結晶材料である。また、これらの転位は、素子性能への影響がそれぞれ異なることが分かっている。
　溶液法を用いて製造された貫通らせん転位が少ないＳｉＣ単結晶が提案されている。例えば、特許文献２には、成膜中に種結晶上にマクロステップを形成する手法を用いて作製したＳｉＣ単結晶基板が開示されており、種結晶の結晶成長面においてＳｉＣ単結晶からなる高さの大きいマクロステップが形成されることで、その後のマクロステップの進展による結晶成長によって貫通らせん転位の少ないＳｉＣ単結晶が得られるとされている。特許文献２に開示される手法は、マクロステップの進展に伴って、貫通らせん転位を積層欠陥に変換して結晶外に排出するため、マクロステップの進展方向に積層欠陥が伝搬するという特徴を有している。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。
特許第６１９７７２２号公報 特開２０１４－４３３６９号公報 特開２０１９－２１８２２９号公報
　しかしながら、特許文献２の手法で作製したＳｉＣ単結晶は反りが大きくなるという問題があった。この原因は定かではないが、積層欠陥が一方向（マクロステップの進展方向）に並ぶことで基板内部に何らかの応力分布が生じた結果、反りが生じたものと考えられる。また、特許文献２では、貫通らせん転位の積層欠陥への変換による貫通らせん転位の低減に主眼が置かれており、基底面転位の低減についての具体的な検討はなされていない。貫通らせん転位が多いと、絶縁膜の長期信頼性が低下しリーク破壊が起こりやすくなるため、デバイスの寿命が短くなる。基底面転位が多いと、オン抵抗が大きくなりやすくデバイス動作時の電力損失が大きくなるため、デバイスの省エネ性能が低下する。したがって、貫通らせん転位及び基底面転位の両方の転位を少なくすることが望まれる。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、表面に到達する欠陥密度が低く、反りが小さい二軸配向ＳｉＣ複合基板を提供することを主目的とする。
　本発明の二軸配向ＳｉＣ複合基板は、
　貫通らせん転位及び基底面転位を含む第１の二軸配向ＳｉＣ層と、
　前記第１の二軸配向ＳｉＣ層の一方の面に連続して形成され、希土類元素を１×１０16ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上１×１０19ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下含有する、第２の二軸配向ＳｉＣ層と、
　を備え、
　前記第２の二軸配向ＳｉＣ層表面の欠陥密度が前記第１の二軸配向ＳｉＣ層の欠陥密度よりも小さい、
　ものである。
　この二軸配向ＳｉＣ複合基板のうち、第２の二軸配向ＳｉＣ層は、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、この第２の二軸配向層の表面に到達する欠陥密度を第１の二軸配向ＳｉＣ層より低減させることができる。こうした二軸配向ＳｉＣ複合基板は、反りが小さく、第２の二軸配向ＳｉＣ層の表面に到達する欠陥密度が低いため、表面上にエピタキシャル成長等によって機能層を形成して半導体デバイスを作製するのに適している。また、第２の二軸配向ＳｉＣ層は、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。
　ここで、二軸配向ＳｉＣ層とは、ａ軸及びｃ軸の二つの軸に方位が揃ったＳｉＣ層である。欠陥密度とは、貫通らせん転位（ＴＳＤ）の密度と基底面転位（ＢＰＤ）の密度の総和である。
　第２の二軸配向ＳｉＣ層の表面に到達する欠陥密度が小さい理由は定かではないが、以下のようなメカニズムが考えられる。
　欠陥が形成される１つ目の原因として、下地となる層に存在する欠陥が伝搬する場合が考えられる。すなわち、第２の二軸配向ＳｉＣ層を第１の二軸配向ＳｉＣ層上へ形成する場合、第１の二軸配向ＳｉＣ層中に存在する欠陥が第２の二軸配向ＳｉＣ層へ伝搬する可能性がある。第２の二軸配向ＳｉＣ層に希土類元素を所定量含むことで、欠陥の伝搬を抑制する効果が考えられる。このメカニズムも定かではないが、二軸配向ＳｉＣ層内に伝搬した欠陥に希土類元素やＡｌ、Ｎが集積することで欠陥周囲の二軸配向ＳｉＣ層の形成が抑制され、欠陥の無い健全な領域からの二軸配向ＳｉＣ層が優先的に成長して、結果的に第２の二軸配向ＳｉＣ層表面に到達する欠陥が低減すると推定される。また、第２の二軸配向ＳｉＣ層中に伝搬した欠陥が、希土類元素やＡｌ、Ｎを所定量、所定比率含有することで、早期に欠陥同士の対消滅を生じやすくなるとも考えられる。
　欠陥が形成される２つ目の原因として、第１の二軸配向ＳｉＣ層成膜用下地基板との格子ミスマッチが考えられる。第１の二軸配向ＳｉＣ層と第２の二軸配向ＳｉＣ層の不純物含有量が異なるとき、格子ミスマッチが生じる場合がある。このとき、第２の二軸配向ＳｉＣ層中に所定量、所定比率の希土類元素、Ａｌ、Ｎを含有することで膜中の格子ミスマッチの応力を緩和して欠陥密度が低減できると考えられる。あるいは欠陥同士の対消滅が生じやすくなると考えられる。また、第２の二軸配向ＳｉＣ層が所定量、所定比率の希土類元素、Ａｌ、Ｎを含有することで格子ミスマッチの応力を緩和しつつ、所望の特性（例えば電気特性）を有する第２の二軸配向ＳｉＣ層を得ることができる。
　欠陥が形成される３つ目の原因として、第２の二軸配向ＳｉＣ層の形成時や形成後に室温まで降温するときの温度分布による熱応力が考えられる。このとき、第２の二軸配向ＳｉＣ層が所定量、所定比率の希土類元素、Ａｌ、Ｎを含有することで熱応力が緩和され、新たな欠陥の生成を抑制できると考えられる。
　本発明の二軸配向ＳｉＣ複合基板において、第２の二軸配向ＳｉＣ層に含まれる希土類元素は、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの１７種類の元素からなる群より選ばれた少なくとも１種類以上の元素を含む。希土類元素としては、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以上であることが好ましい。こうすれば、第２の二軸配向ＳｉＣ層の表面に到達する欠陥密度を、より低減させることができる。
　本発明の二軸配向ＳｉＣ複合基板において、第２の二軸配向ＳｉＣ層の表面に到達する欠陥密度は特に限定がないが、欠陥密度１．０×１０2／ｃｍ2以下が好ましく、１．０×１０1／ｃｍ2以下が更に好ましく、１．０×１０0／ｃｍ2以下が更に好ましい。
　本発明の二軸配向ＳｉＣ複合基板において、前記第２の二軸配向ＳｉＣ層は、Ａｌを含有していることが好ましく、前記第２の二軸配向ＳｉＣ層中の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、第２の二軸配向ＳｉＣ層の表面に到達する欠陥密度を、より低減させることができる。第２の二軸配向ＳｉＣ層中の（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。
　本発明の二軸配向ＳｉＣ複合基板において、前記第２の二軸配向ＳｉＣ層はＡｌの他にＮを含有していることが好ましく、前記第２の二軸配向ＳｉＣ層中の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、第２の二軸配向ＳｉＣ層の表面に到達する欠陥密度を、更に低減させることができる。第２の二軸配向ＳｉＣ層中の（Ｎ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。
　本発明の二軸配向ＳｉＣ複合基板において、前記第２の二軸配向ＳｉＣ層中の（Ｎの濃度）／（Ａｌの濃度）が３以上５以下であることが好ましく、前記第２の二軸配向ＳｉＣ層中の希土類元素、Ａｌ、Ｎの濃度が、Ｎ＞Ａｌ＞希土類元素の関係にあることが好ましく、前記第２の二軸配向ＳｉＣ層中の希土類元素、Ａｌ、Ｎ濃度が第１の二軸配向ＳｉＣ層中より高いことが好ましい。
　本発明の二軸配向ＳｉＣ複合基板において、第２の二軸配向ＳｉＣ層の表面に到達する欠陥密度を低減する観点から、第１の二軸配向ＳｉＣ層と第２の二軸配向ＳｉＣ層との界面付近にはＡｒが含まれていることが好ましく、第１の二軸配向ＳｉＣ層の欠陥密度は低い方が好ましい。
　本発明の半導体デバイス用複合基板は、
　上述したいずれかの二軸配向ＳｉＣ複合基板と、
　前記二軸配向ＳｉＣ複合基板の前記第２の二軸配向ＳｉＣ層上に設けられる半導体デバイス用機能層と、
　を備えたものである。
　こうした半導体デバイス用複合基板としては、例えば、ＭＯＳＦＥＴ、ＩＧＢＴ、ＬＥＤ、ＨＥＭＴ等が挙げられる。
二軸配向ＳｉＣ複合基板１０の模式図。 二軸配向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は本実施形態の二軸配向ＳｉＣ複合基板１０の模式図である。
　図１に示されるように、二軸配向ＳｉＣ複合基板１０は、第１の二軸配向ＳｉＣ層２０と、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０とを備える。ここで、二軸配向ＳｉＣ層とは、ａ軸及びｃ軸共に方位が揃った層を意味する。第１の二軸配向ＳｉＣ層２０は、貫通らせん転位（ＴＳＤ）及び基底面転位（ＢＰＤ）を含む。第２の二軸配向ＳｉＣ層３０は、第１の二軸配向ＳｉＣ層２０の一方の面に連続して形成され、希土類元素を１×１０16ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上１×１０19ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下含有する。第２の二軸配向ＳｉＣ層の欠陥密度は第１の二軸配向ＳｉＣ層２０の欠陥密度よりも小さい。このような２層構成を採用することで、基板表面に到達する貫通らせん転位及び基底面転位が少なく、かつ、反りが小さい、二軸配向ＳｉＣ複合基板を提供することができる。ここで、基板表面とは、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０のうち第１の二軸配向ＳｉＣ層２０と接している面とは反対側の面をいう。希土類元素は、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの１７種類の元素からなる群より選ばれた少なくとも１種類以上の元素を含む。希土類元素としては、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以上であることが好ましい。
　第１の二軸配向ＳｉＣ層２０は、結晶成長面を有する。第１の二軸配向ＳｉＣ層２０は、ＳｉＣ単結晶で構成される層であることが好ましい。また、ＳｉＣ単結晶のポリタイプ、オフ角、及び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ＳｉＣ単結晶の［０００１］軸から０．１～１２°であることが好ましく、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０が形成される面はＳｉ面であることが好ましい。ポリタイプは４Ｈ、オフ角はＳｉＣ単結晶の［０００１］軸から１～５°、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０が形成される面はＳｉ面であることがより好ましい。
　第２の二軸配向ＳｉＣ層３０は、第１の二軸配向ＳｉＣ層２０の結晶成長面上に形成される。第２の二軸配向ＳｉＣ層３０は、ａ軸及びｃ軸の２軸方向に配向したＳｉＣ層である。この二軸配向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線極点図等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、二軸配向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。二軸配向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二軸配向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、二軸配向ＳｉＣ層の結晶性の観点では、傾斜角度分布は略法線方向及び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。
　第２の二軸配向ＳｉＣ層３０は、その表面まで到達する基底面転位及び貫通らせん転位の単位面積当たりの数として定義される欠陥密度が１．０×１０2／ｃｍ2以下であるのが典型的であり、好ましくは１．０×１０1／ｃｍ2以下、より好ましくは１．０×１０0／ｃｍ2以下である。欠陥密度の下限値は特に限定されないが、典型的には１．０×１０-3／ｃｍ2以上、より典型的には１．０×１０-2／ｃｍ2以上である。欠陥密度の評価方法には、公知のＫＯＨ融液エッチングによるエッチピット評価を用いるものとする。ＫＯＨ融液エッチングによるエッチピット評価が不可能な場合にはＰＬマッピング、Ｘ線トポグラフィー、ＣＬマッピング等を実施してもよい。このような手法を用いても欠陥密度の評価が可能である。
　前述のとおり、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０の表面へ伝搬する結晶欠陥の密度を著しく低減することができる。さらに、本実施形態の二軸配向ＳｉＣ複合基板１０は、結晶欠陥密度が低い上、反りを小さくすることもできる。この理由は定かではないが、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０の内部での結晶欠陥の面内分布が小さい、或いはなく、基板面内の応力の偏りがないためと考えられる。
　二軸配向ＳｉＣ複合基板に厚み方向の導電性を付与する観点では、第１の二軸配向ＳｉＣ層２０及び第２の二軸配向ＳｉＣ層３０は、抵抗率が低い層であることが好ましく、典型的には２０ｍΩｃｍ以下である。低抵抗な二軸配向ＳｉＣ層としては、ｎ型ＳｉＣからなる層が好ましい。このような導電性を有する二軸配向ＳｉＣ層を備えた二軸配向ＳｉＣ複合基板は、厚み方向に導電性を有し、縦型デバイス（例えばパワーデバイス）の基板として用いることができる。また、用途によっては二軸配向ＳｉＣ複合基板をｐ型ＳｉＣとしてもよい。
　二軸配向ＳｉＣ複合基板１０に厚み方向の絶縁性を付与する観点では、第１の二軸配向ＳｉＣ層２０及び第２の二軸配向ＳｉＣ層３０は抵抗率が高い層であることが好ましく、典型的には１×１０7Ωｃｍ以上である。例えば、高抵抗な二軸配向ＳｉＣ層としては、ドーピング元素が含まれていないものがある。また、ｎ型ドーパントとｐ型ドーパントが共に含まれる場合においてもこのような高抵抗を得ることができる。このような絶縁性を付与した二軸配向ＳｉＣ層を備えた二軸配向ＳｉＣ複合基板は、絶縁性を有し、横型デバイス（例えば二軸配向ＳｉＣ複合基板上にＧａＮ層、ＡｌＧａＮ層等を成膜した高周波用パワーデバイス）の下地基板として用いることができる。
　次に、二軸配向ＳｉＣ複合基板１０の製造方法について説明する。本実施形態の二軸配向ＳｉＣ複合基板１０は様々な製造方法により製造することができるが、ここでは第１の二軸配向ＳｉＣ層２０としてＳｉＣ単結晶層を使用し、その表面上に第２の二軸配向ＳｉＣ層３０を作製する場合について説明する。
　なお、第２の二軸配向ＳｉＣ層の形成方法については、希土類元素を含有し、第１の二軸配向ＳｉＣ層より欠陥密度が小さい第２の二軸配向ＳｉＣ層が得られる限り特に限定はない。ＣＶＤや昇華法などの気相法でもよいし、溶液法などの液相法でもよいし、固相法を用いてもよい。
　以下では配向前駆体層を形成し、熱処理工程によって二軸配向ＳｉＣ層が得られる工程について説明する。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第２の二軸配向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。このような（ａ）～（ｃ）工程でＳｉＣ複合基板を製造することで、第１の二軸配向ＳｉＣ層（ＳｉＣ単結晶層）に対する第２の二軸配向ＳｉＣ層の欠陥密度の低減効果をより一層高めることができる 。
（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、第１の二軸配向ＳｉＣ層２０としてＳｉＣ単結晶層を使用し、ＳｉＣ単結晶層の結晶成長面に配向前駆体層４０を形成する。ＳｉＣ単結晶層としては、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。なお、第１の二軸配向ＳｉＣ層２０は、特にＳｉＣ単結晶層に限定されるものではなく、ａ軸及びｃ軸の２軸方向に配向したＳｉＣ層であれば使用可能である。
　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、第１の二軸配向ＳｉＣ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、第１の二軸配向ＳｉＣ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、この成形体を第１の二軸配向ＳｉＣ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、第２の二軸配向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、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０にＡｌが含有される場合には、第２の二軸配向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、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０にＮが含有される場合には、第２の二軸配向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、第２の二軸配向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の原料粉末から第２の二軸配向ＳｉＣ層を窒素雰囲気下で合成するか、あるいは合成された第２の二軸配向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、第１の二軸配向ＳｉＣ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第１の二軸配向ＳｉＣ層２０上にエピタキシャル成長を生じ、第２の二軸配向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、第２の二軸配向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法で第１の二軸配向ＳｉＣ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第１の二軸配向ＳｉＣ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、多結晶体と第１の二軸配向ＳｉＣ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第１の二軸配向ＳｉＣ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法により第１の二軸配向ＳｉＣ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第１の二軸配向ＳｉＣ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、原料粉末を第１の二軸配向ＳｉＣ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、第１の二軸配向ＳｉＣ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の内部に配設され第１の二軸配向ＳｉＣ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第１の二軸配向ＳｉＣ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法を用いて第１の二軸配向ＳｉＣ層２０上に成膜する場合、第１の二軸配向ＳｉＣ層２０上にエピタキシャル成長を生じ、第２の二軸配向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第１の二軸配向ＳｉＣ層２０上での熱処理により第１の二軸配向ＳｉＣ層２０近くの部分が、第２の二軸配向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、多結晶体として第１の二軸配向ＳｉＣ層２０と一体となる工程を経たのちに、第２の二軸配向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、第１の二軸配向ＳｉＣ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第２の二軸配向ＳｉＣ層３０を生成させる。熱処理方法は、第１の二軸配向ＳｉＣ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、第１の二軸配向ＳｉＣ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第２の二軸配向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内の結晶は第１の二軸配向ＳｉＣ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第２の二軸配向ＳｉＣ層３０に変わっていく。生成した第２の二軸配向ＳｉＣ層３０は、欠陥密度の低い（例えば１×１０2／ｃｍ2以下）のものになる。
（ｃ）研削工程（図２（ｃ）参照）
　研削工程では、アニール工程後に第２の二軸配向ＳｉＣ層３０上に残った配向前駆体層４０を研削除去して、第２の二軸配向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、二軸配向ＳｉＣ複合基板１０を得る。
　次に、二軸配向ＳｉＣ複合基板１０の第２の二軸配向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、二軸配向ＳｉＣ複合基板１０を第２の二軸配向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。
　以上詳述した本実施形態では、二軸配向ＳｉＣ複合基板１０のうち、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０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、この第２の二軸配向ＳｉＣ層３０の表面に到達する欠陥密度を第１の二軸配向ＳｉＣ層２０より低減させることができる。こうした二軸配向ＳｉＣ複合基板１０は、反りが小さく、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０の表面に到達する欠陥密度が低いため、表面上にエピタキシャル成長等によって機能層を形成して半導体デバイスを作製するのに適している。また、第２の二軸配向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、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０に含まれる希土類元素としては、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以上であることが好ましい。こうすれば、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０の表面に到達する欠陥密度を、より低減させることができる。
　更に、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０の表面に到達する欠陥密度は、１．０×１０2／ｃｍ2以下が好ましく、１．０×１０1／ｃｍ2以下が更に好ましく、１．０×１０0／ｃｍ2以下が更に好ましい。
　更にまた、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０は、Ａｌを含有していることが好ましく、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０中の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、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０の表面に到達する欠陥密度を、より低減させることができる。第２の二軸配向ＳｉＣ層３０中の（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。
　そして、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０はＡｌの他にＮを含有していることが好ましく、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０中の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、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０の表面に到達する欠陥密度を、更に低減させることができる。第２の二軸配向ＳｉＣ層３０中の（Ｎ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。
　そしてまた、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０中の（Ｎの濃度）／（Ａｌの濃度）は３以上５以下であることが好ましく、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０中の希土類元素、Ａｌ、Ｎの濃度が、Ｎ＞Ａｌ＞希土類元素の関係にあることが好ましく、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０中の希土類元素、Ａｌ、Ｎ濃度が第１の二軸配向ＳｉＣ層中より高いことが好ましい。
　そして更に、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０の表面に到達する欠陥密度を低減する観点から、第１の二軸配向ＳｉＣ層２０と第２の二軸配向ＳｉＣ層３０との界面付近にはＡｒが含まれていることが好ましく、第１の二軸配向ＳｉＣ層２０の欠陥密度は低い方が好ましい。
　そして更にまた、二軸配向ＳｉＣ複合基板１０は、その二軸配向ＳｉＣ複合基板１０の第２の二軸配向ＳｉＣ層３０上に半導体デバイス用機能層を設けることにより、半導体デバイス用複合基板とすることもできる。半導体デバイス用機能層としては、例えばＳｉＣエピタキシャル層が挙げられる。ＳｉＣエピタキシャル層は、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０の表面（第１の二軸配向ＳｉＣ層２０と接する面とは反対側の面）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。半導体デバイス用複合基板としては、例えば、ＭＯＳＦＥＴ、ＩＧＢＴ、ＬＥＤ、ＨＥＭＴ等が挙げられる。
　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、第１の二軸配向ＳｉＣ層２０上に第２の二軸配向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、二軸配向ＳｉＣ複合基板１０の第２の二軸配向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、第２の二軸配向ＳｉＣ層３０の上に２層目の第２の二軸配向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１～４が本発明の実施例に相当する。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。第１の二軸配向ＳｉＣ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）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）二軸配向性
　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、熱処理層は第１の二軸配向ＳｉＣ層であるＳｉＣ単結晶基板上に形成され、ｃ軸とａ軸に配向した第２の二軸配向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）二軸配向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、第２の二軸配向ＳｉＣ層中のＹ、Ａｌ、Ｎの含有量（最大値）を求めた。また、Ａｌ／Ｙ濃度比やＮ／Ｙ濃度比、Ｎ／Ａｌ濃度比も求めた。得られた結果を表１に記載した。
（３）第２の二軸配向ＳｉＣ層の欠陥密度
　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、表面の欠陥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、ＴＳＤ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欠陥密度を算出した。また第１の二軸配向層として使用したＳｉＣ単結晶基板の欠陥密度も同様の方法で算出した。結果は表１に示される通りであった。
［実験例２］
　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第２の二軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。第２の二軸配向ＳｉＣ層中のＹ、Ａｌの濃度、Ａｌ／Ｙ濃度比、二軸配向ＳｉＣ層表面の欠陥密度は表１の通りとなった。
［実験例３］
　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第２の二軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。第２の二軸配向ＳｉＣ層中のＹ、Ｎの濃度、Ｎ／Ｙ濃度比、二軸配向ＳｉＣ層表面の欠陥密度は表１の通りとなった。
［実験例４］
　β－ＳｉＣ粉末を８８．１６重量％、酸化サマリウム粉末（体積基準Ｄ５０：０．１μｍ）を１０．６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第２の二軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。第２の二軸配向ＳｉＣ層中のＳｍ、Ａｌ、Ｎの濃度、Ａｌ／Ｓｍ濃度比、Ｎ／Ｓｍ濃度比、Ｎ／Ａｌ濃度比、第２の二軸配向ＳｉＣ層表面の欠陥密度は表１の通りとなった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
［考察］
　実験例１～４より、第２の二軸配向ＳｉＣ層の表面のＴＳＤ及びＢＰＤの欠陥密度を効果的に減少させるためには、第２の二軸配向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、アルミニウムを適量含有していると、より欠陥密度の低減効果が高められ、更に窒素を適量で含有していると、より一層効果的であることが分かった。
  本出願は、２０２０年１月２４日に出願された日本国特許出願第２０２０－００９６４９号を優先権主張の基礎としており、引用によりその内容の全てが本明細書に含まれる。
　本発明は、例えば半導体デバイスに利用可能である。
１０　二軸配向ＳｉＣ複合基板、２０　第１の二軸配向ＳｉＣ層、３０　第２の二軸配向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 (11)

  1. 　貫通らせん転位及び基底面転位を含む第１の二軸配向ＳｉＣ層と、
    　前記第１の二軸配向ＳｉＣ層に連続して形成され、希土類元素を１×１０16ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上１×１０19ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下含有する、第２の二軸配向ＳｉＣ層と、
    　を備え、
    　前記第２の二軸配向ＳｉＣ層表面の欠陥密度が前記第１の二軸配向ＳｉＣ層の欠陥密度よりも小さい、
    　二軸配向ＳｉＣ複合基板。
  2. 　前記第２の二軸配向ＳｉＣ層中に含まれる前記希土類元素は、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に記載の二軸配向ＳｉＣ複合基板。
  3. 　前記第２の二軸配向ＳｉＣ層は、その表面まで到達する欠陥密度が１．０×１０1／ｃｍ2以下である、
    　請求項１又は２に記載の二軸配向ＳｉＣ複合基板。
  4. 　前記第２の二軸配向ＳｉＣ層はＡｌを含有し、前記第２の二軸配向ＳｉＣ層中のＡｌの濃度は１×１０16ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上１×１０21ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下である、
    　請求項１～３のいずれか１項に記載の二軸配向ＳｉＣ複合基板。
  5. 　前記第２の二軸配向ＳｉＣ層中の（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４に記載の二軸配向ＳｉＣ複合基板。
  6. 　前記第２の二軸配向ＳｉＣ層はＮを含有し、前記第２の二軸配向ＳｉＣ層中のＮの濃度は１×１０17ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以上１×１０22ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下である、
    　請求項４又は５に記載の二軸配向ＳｉＣ複合基板。
  7. 　前記第２の二軸配向ＳｉＣ層中の（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６に記載の二軸配向ＳｉＣ複合基板。
  8. 　前記第２の二軸配向ＳｉＣ層中の（Ｎの濃度）／（Ａｌの濃度）が３以上５以下である、
    　請求項６又は７に記載の二軸配向ＳｉＣ複合基板。
  9. 　前記第２の二軸配向ＳｉＣ層中の希土類元素、Ａｌ、Ｎの濃度が、Ｎ＞Ａｌ＞希土類元素の関係にある、
    　請求項６～８のいずれか１項に記載の二軸配向ＳｉＣ複合基板。
  10. 　前記第２の二軸配向ＳｉＣ層中の希土類元素、Ａｌ、Ｎ濃度が第１の二軸配向ＳｉＣ層中より高い、
    　請求項６～９のいずれか１項に記載の二軸配向ＳｉＣ複合基板。
  11. 　請求項１～１０のいずれか１項に記載の二軸配向ＳｉＣ複合基板と、
    　前記二軸配向ＳｉＣ複合基板の前記第２の二軸配向ＳｉＣ層上に設けられる半導体デバイス用機能層と、
    　を備えた半導体デバイス用複合基板。
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