WO2022168372A1 - 希土類含有ＳｉＣ基板及びそれを用いたＳｉＣ複合基板 - Google Patents

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WO2022168372A1
WO2022168372A1 PCT/JP2021/037793 JP2021037793W WO2022168372A1 WO 2022168372 A1 WO2022168372 A1 WO 2022168372A1 JP 2021037793 W JP2021037793 W JP 2021037793W WO 2022168372 A1 WO2022168372 A1 WO 2022168372A1
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WO
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sic
substrate
rare earth
layer
single crystal
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Application number
PCT/JP2021/037793
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English (en)
French (fr)
Inventor
史恭 野崎
潔 松島
潤 吉川
Original Assignee
日本碍子株式会社
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    • 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
    • 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
    • C30B33/00—After-treatment of single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure

Definitions

  • the present invention relates to a rare earth-containing SiC substrate and a SiC composite substrate using the same.
  • SiC silicon carbide
  • SiC power devices power semiconductor devices using SiC materials
  • SiC power devices are superior to those using Si semiconductors in terms of miniaturization, low power consumption, and high efficiency, so they are expected to be used in various applications.
  • SiC power devices converters, inverters, on-board chargers, etc. for electric vehicles (EV) and plug-in hybrid vehicles (PHEV) can be made smaller and more efficient.
  • EV electric vehicles
  • PHEV plug-in hybrid vehicles
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2019-19037
  • the crystal growth surface of a seed crystal made of SiC is brought into contact with a solution containing Si, Y and C, and SiC is grown on the crystal growth surface of the seed crystal.
  • a method for producing a silicon carbide single crystal is disclosed.
  • Y is added at a concentration of 10 14 /cm 3 or more and 10 15 /cm 3 or less for the purpose of improving the crystal growth rate of the single crystal and reducing the concentration of metal impurities.
  • Patent Document 2 Japanese Patent No. 5850489
  • a seed crystal of SiC is immersed in a solution containing Si and C, and SiC is deposited and grown by a solution growth method.
  • a SiC single crystal produced by maintaining an angle formed by a line vector and a normal vector to the surface of the solution at 90° or less and having a void density of 1000/cm 3 or less in the crystal growth portion. ing. It is described that inclusion of a transition metal element and/or a rare earth element in this solution significantly suppresses voids. In addition, there is no description that the rare earth element remained in the obtained SiC single crystal.
  • JP 2019-19037 A Japanese Patent No. 5850489
  • the present inventors recently produced a rare earth-containing SiC substrate provided with a biaxially oriented SiC layer containing a rare earth element and oxygen (O) at a predetermined concentration, thereby producing a rare earth-containing SiC substrate or a SiC composite using the same.
  • the inventors have found that the amount of warpage of the substrate can be reduced.
  • an object of the present invention is to provide a rare earth-containing SiC substrate capable of reducing the amount of substrate warpage.
  • the rare earth element is contained at a concentration of 1.0 ⁇ 10 15 to 1.0 ⁇ 10 19 atoms/cm 3 and oxygen (O) is contained at 9.0 ⁇ 10 15 to 1.0 ⁇ 10 15 atoms/cm 3 .
  • a rare earth-containing SiC substrate is provided with a biaxially oriented SiC layer comprising a concentration of 0x10 19 atoms/cm 3 .
  • Another aspect of the present invention provides a SiC composite substrate comprising a SiC single crystal substrate and the rare earth-containing SiC substrate on the SiC single crystal substrate.
  • FIG. 1 is a longitudinal sectional view of a SiC composite substrate 10;
  • FIG. 4 is a manufacturing process diagram of the SiC composite substrate 10.
  • FIG. 1 is a conceptual diagram showing the configuration of an aerosol deposition (AD) device 50;
  • FIG. 2 is a top view of SiC composite substrate 10 for explaining a method of measuring the amount of warpage of SiC composite substrate 10;
  • FIG. 3 is a schematic cross-sectional view of the SiC composite substrate 10 for explaining a method for measuring the amount of warpage of the SiC composite substrate 10;
  • FIG. 3 is a schematic cross-sectional view of the SiC composite substrate 10 for explaining a method for measuring the amount of warpage of the SiC composite substrate 10;
  • a rare earth-containing SiC substrate according to the present invention comprises a biaxially oriented SiC layer containing a rare earth element and oxygen (O).
  • the biaxially oriented SiC layer contains a rare earth element at a concentration of 1.0 ⁇ 10 15 to 1.0 ⁇ 10 19 atoms/cm 3 and oxygen (O) at 9.0 ⁇ 10 15 to 1.0 ⁇ 1.0 ⁇ 10 15 atoms/cm 3 . Contained at a concentration of 10 19 atoms/cm 3 .
  • the warpage amount of the rare earth-containing SiC substrate or the SiC composite substrate using the same can be reduced.
  • the quality of the SiC single crystal can be improved by using a rare earth element. is desired to be reduced.
  • a rare earth-containing SiC substrate or SiC using the same is manufactured by manufacturing a rare earth-containing SiC substrate having a biaxially oriented SiC layer containing a rare earth element and oxygen (O) at a predetermined concentration.
  • the amount of warpage of the composite substrate can be reduced. Although the cause of this is not clear, it is thought that the presence of the rare earth element and O inside the substrate relaxes the strain in the SiC crystal, and as a result, the warpage amount of the substrate is reduced.
  • the biaxially oriented SiC layer included in the rare earth element-containing SiC substrate 30 of the present invention contains a rare earth element at a concentration of 1.0 ⁇ 10 15 to 1.0 ⁇ 10 19 atoms/cm 3 and oxygen (O) of 9 atoms/cm 3 . It is contained at a concentration of 0.0 ⁇ 10 15 to 1.0 ⁇ 10 19 atoms/cm 3 .
  • the rare earth element concentration C RE is preferably 1.0 ⁇ 10 15 to 1.0 ⁇ 10 18 atoms/cm 3 , more preferably 1.0 ⁇ 10 15 to 1.0 ⁇ 10 17 atoms/cm 3 . 3 .
  • the O concentration C 2 O is preferably 9.0 ⁇ 10 15 to 1.0 ⁇ 10 18 atoms/cm 3 , more preferably 9.0 ⁇ 10 15 to 1.0 ⁇ 10 17 atoms/cm 3 . is.
  • the ratio C RE /C O of the rare earth element concentration C RE to the O concentration C O is preferably 1.0 ⁇ 10 ⁇ 2 to 1.0 ⁇ 10 2 , more preferably It is preferably 2.0 ⁇ 10 ⁇ 2 to 6.0 ⁇ 10 1 .
  • Rare earth elements contained in the biaxially oriented SiC layer are scandium, yttrium, lanthanum, cerium, praseodymium, neodymium, promethium, samarium, eurobium, gadolinium, terbium, dysprosium, holmium, erbium, thulium, ytterbium and lutetium. is at least one element selected from the group consisting of the elements This rare earth element is preferably yttrium (Y) and/or samarium (Sm), more preferably Y.
  • the biaxially oriented SiC layer is preferably oriented in the c-axis direction and the a-axis direction. It is also preferred that the rare earth-containing SiC substrate is composed of a biaxially oriented SiC layer.
  • the biaxially oriented SiC layer may be SiC single crystal, SiC polycrystal, or mosaic crystal as long as it is oriented in the c-axis and a-axis biaxial directions. .
  • Mosaic crystals are aggregates of crystals that do not have distinct grain boundaries but have slightly different crystal orientations in one or both of the c-axis and a-axis.
  • the orientation evaluation method is not particularly limited, but for example, a known analysis method such as an EBSD (Electron Back Scatter Diffraction Patterns) method or an X-ray pole figure can be used.
  • EBSD Electro Back Scatter Diffraction Patterns
  • X-ray pole figure inverse pole figure mapping of the surface (plate surface) of the biaxially oriented SiC layer or a cross section perpendicular to the plate surface is measured.
  • the substantially in-plane direction of the plate 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 biaxially in the substantially normal direction and the substantially in-plane direction, but the substantially normal direction is preferably oriented in the c-axis. The smaller the tilt angle distribution in the substantially normal direction and/or the substantially in-plane direction, the smaller the mosaic property of the biaxially oriented SiC layer.
  • the tilt angle distribution is preferably small both in the normal direction and in the plate surface direction, for example ⁇ 5° or less, and more preferably ⁇ 3° or less. .
  • the rare earth-containing SiC substrate of the present invention is preferably in the form of a SiC composite substrate. That is, it is preferably a SiC composite substrate comprising a SiC single crystal substrate and a rare earth-containing SiC substrate on the SiC single crystal substrate.
  • the rare earth-containing SiC substrate provided with the biaxially oriented SiC layer containing the rare earth element and oxygen (O) at a predetermined concentration for the SiC composite substrate the amount of warpage of the SiC composite substrate can be reduced. .
  • a SiC single crystal substrate is typically a layer composed of 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 single crystal SiC.
  • the polarity is the Si face. More preferably, the polytype is 4H, the off angle is 1 to 5° from the [0001] axis of the single crystal SiC, and the polarity is the Si plane.
  • the rare earth-containing SiC substrate of the present invention may be in the form of a self-supporting substrate with a single biaxially oriented SiC layer, or may be in the form of a SiC composite substrate accompanied by a SiC single crystal substrate. Therefore, if desired, the biaxially oriented SiC layer may finally be separated from the SiC single crystal substrate. Separation of the SiC single crystal substrate may be performed by a known technique, and is not particularly limited. For example, a method of separating the biaxially oriented SiC layer by applying a mechanical impact, a method of applying heat and using thermal stress to separate the biaxially oriented SiC layer, and a method of applying vibration such as ultrasonic waves to separate the biaxially oriented SiC layer.
  • a method of separating the layers a method of separating the biaxially oriented SiC layer by etching the unnecessary part, a method of separating the biaxially oriented SiC layer by laser lift-off, a method of separating the biaxially oriented SiC layer by mechanical processing such as cutting and polishing.
  • a method of separation can be mentioned.
  • the biaxially oriented SiC layer may be placed on another support substrate after separating the SiC single crystal substrate.
  • the material of the other support substrate is not particularly limited, but a suitable material may be selected from the viewpoint of material properties.
  • metal substrates such as Cu, ceramic substrates such as SiC and AlN, and the like can be used.
  • a SiC composite substrate comprising a rare earth-containing SiC substrate of the present invention is produced by (a) forming a predetermined orientation precursor layer on a SiC single crystal substrate, and (b) forming an orientation precursor layer on the SiC single crystal substrate.
  • Heat treatment of the body layer to convert at least a portion near the SiC single crystal substrate to a rare earth-containing SiC substrate (biaxially oriented SiC layer), and optionally (c) processing such as grinding and polishing to form a biaxially oriented SiC layer can be preferably produced by exposing the surface of
  • the method for producing the SiC composite substrate is not limited as long as the SiC substrate containing a rare earth element can be obtained.
  • a gas phase method such as CVD or sublimation, or a liquid phase method such as a solution method may be used.
  • concentration of O in the biaxially oriented SiC layer can be adjusted by controlling the heat treatment conditions in (b) above, or by controlling oxides (e.g., yttrium oxide, silicon dioxide, etc.) during the formation of the oriented precursor layer in (a) above. (silicon oxide, etc.) or by calcining the raw material powder (eg, SiC powder) in an air atmosphere (to oxidize the raw material powder surface to SiO 2 ).
  • a rare earth-containing SiC substrate provided with a biaxially oriented SiC layer in which the concentrations of rare earth elements and O are controlled can be produced, and a rare earth-containing SiC substrate or a SiC composite substrate using the same can be manufactured. can significantly reduce the amount of warpage.
  • FIG. 1 is a vertical cross-sectional view of SiC composite substrate 10 (a cross-sectional view when SiC composite substrate 10 is cut vertically along a plane including the central axis of SiC composite substrate 10), and FIG. It is a diagram.
  • the SiC composite substrate 10 of the present embodiment includes a SiC single crystal substrate 20 and a rare earth-containing SiC substrate 30 on the SiC single crystal substrate (corresponding to the rare earth-containing SiC substrate of the present invention).
  • Step of forming an alignment precursor layer (see FIG. 2(a))
  • the oriented precursor layer 40 becomes the rare earth-containing SiC substrate (biaxially oriented SiC layer) 30 by heat treatment described later.
  • the orientation precursor layer 40 is formed on the crystal growth surface of the SiC single crystal substrate 20 .
  • a known method can be adopted as a method for forming the alignment precursor layer 40 .
  • the method of forming the alignment precursor layer 40 includes, for example, solid-phase deposition methods such as AD (aerosol deposition) method and HPPD (supersonic plasma particle deposition method) method, sputtering method, vapor deposition method, sublimation method, various CVD ( Chemical vapor deposition) method and other vapor deposition methods, and solution deposition methods and other liquid phase deposition methods can be mentioned, and a method of directly forming the orientation precursor layer 40 on the SiC single crystal substrate 20 can be used. .
  • solid-phase deposition methods such as AD (aerosol deposition) method and HPPD (supersonic plasma particle deposition method) method
  • sputtering method vapor deposition method, sublimation method
  • various CVD ( Chemical vapor deposition) method and other vapor deposition methods and solution deposition methods and other liquid phase deposition methods can be mentioned
  • the CVD method for example, a thermal CVD method, a plasma CVD method, a mist CVD method, an MO (organometal) CVD method, or the like can be used.
  • the orientation precursor layer 40 a polycrystalline body previously prepared by sublimation, various CVD methods, sintering, or the like may be used and placed on the SiC single crystal substrate 20.
  • a method of preparing a molded body of the orientation precursor layer 40 in advance and placing the molded body on the SiC single crystal substrate 20 may be used.
  • Such an orientation precursor layer 40 may be a tape compact produced by tape molding, or may be a powder compact produced by pressure molding such as uniaxial pressing.
  • the raw material powder of the alignment precursor layers 40 contains a rare earth compound.
  • rare earth compounds include, but are not limited to, oxides, nitrides, carbides, fluorides, and the like of at least one of the 17 rare earth elements described above.
  • oxides of rare earth elements are preferable, and oxides of Y (yttrium oxide) and oxides of Sm (samarium oxide) are more preferable.
  • the concentration of O in the finally obtained biaxially oriented SiC layer can be controlled by controlling the amount of these oxides added and by calcining the raw material powder in an air atmosphere. .
  • the SiC single crystal substrate 20 can be formed without going through the heat treatment process described later.
  • epitaxial growth occurs in the substrate, and a rare earth-containing SiC substrate 30 is formed.
  • the orientation precursor layer 40 is in an unoriented state at the time of formation, that is, amorphous or non-oriented polycrystal, and is preferably oriented using a SiC single crystal as a seed in a subsequent heat treatment step. By doing so, crystal defects reaching the surface of the rare earth-containing SiC substrate 30 can be effectively reduced.
  • a method of forming the directly oriented precursor layer 40 on the SiC single crystal substrate 20 by the AD method or various CVD methods, or a polycrystalline body separately prepared by a sublimation method, various CVD methods, sintering or the like is used as the SiC single crystal substrate. 20 is preferred.
  • the alignment precursor layer 40 can be formed in a relatively short time.
  • the AD method is particularly preferred because it does not require a high-vacuum process and has a relatively high deposition rate.
  • it is necessary to sufficiently smooth the surface of the polycrystal. is necessary.
  • the technique of directly forming the alignment precursor layer 40 is preferable.
  • a method of placing a prefabricated compact on the SiC single crystal substrate 20 is also preferable as a simple method. need.
  • known conditions can be used for any of the methods, a method for forming a directly oriented precursor layer 40 on a SiC single crystal substrate 20 by an AD method or a thermal CVD method and a prefabricated molded body are described below as a SiC single crystal.
  • a method of mounting on the substrate 20 will be described.
  • the AD method is a technique in which fine particles or fine particle raw materials are mixed with gas to form an aerosol, and the aerosol is sprayed at high speed from a nozzle to collide with a substrate to form a coating, and is characterized by being able to form a coating at room temperature.
  • FIG. 3 shows an example of a film forming apparatus (AD apparatus) used in such an AD method.
  • the AD apparatus 50 shown in FIG. 3 is configured as an apparatus used for the AD method in which raw material powder is jetted onto a substrate under an atmosphere of pressure lower than the atmospheric pressure.
  • the AD device 50 includes an aerosol generating section 52 that generates an aerosol of raw material powder containing raw material components, and a film forming section 60 that injects the raw material powder onto the SiC single crystal substrate 20 to form a film containing the raw material components.
  • the aerosol generation unit 52 includes an aerosol generation chamber 53 that contains raw material powder and receives carrier gas supplied from a gas cylinder (not shown) to generate an aerosol, a raw material supply pipe 54 that supplies the generated aerosol to the film formation unit 60, It has an aerosol generation chamber 53 and a vibrator 55 for applying vibrations to the aerosol therein at a frequency of 10 to 100 Hz.
  • the film forming section 60 includes a film forming chamber 62 for injecting an aerosol onto the SiC single crystal substrate 20, a substrate holder 64 arranged inside the film forming chamber 62 for fixing the SiC single crystal substrate 20, and the substrate holder 64 being arranged in an X direction. and an XY stage 63 that moves in the axis-Y axis direction.
  • the film forming section 60 also includes an injection nozzle 66 having a slit 67 formed at its tip for injecting an aerosol onto the SiC single crystal substrate 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 it is known that depending on the film formation conditions, pores may be generated in the film, or the film may become a powder compact. For example, it is easily affected by the collision speed of the raw material powder against the substrate, the particle size of the raw material powder, the aggregation 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 against the substrate is affected by the differential pressure between the film formation 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 dense alignment precursor layer.
  • the raw material gas is not particularly limited, but silicon tetrachloride (SiCl 4 ) gas and silane (SiH 4 ) gas are used as Si supply sources, and methane (CH 4 ) gas and propane (C 3 H 8 ) gas or the like can be used.
  • the film formation temperature is preferably 1000 to 2200.degree. C., more preferably 1100 to 2000.degree. C., even more preferably 1200 to 1900.degree.
  • the orientation precursor layer 40 is not oriented at the time of its fabrication, that is, is amorphous or non-oriented polycrystal, and crystal rearrangement may occur during the heat treatment process using a SiC single crystal as a seed crystal. preferable.
  • the film formation temperature, Si source and C source gas flow rates and their ratios, film formation pressure, etc. are affected. It has been known.
  • the film formation temperature is preferably low, preferably less than 1700° C., more preferably 1500° C. or less, and even more preferably 1400° C. or less.
  • the film formation temperature is too low, the film formation rate itself will also decrease, so from the viewpoint of the film formation rate, a higher film formation temperature is preferable.
  • the orientation precursor layer 40 can be produced by molding raw material powder of the orientation precursor.
  • the orientation precursor layer 40 is a press molding.
  • the press-formed body can be produced by press - molding the raw material powder of the orientation precursor based on a known technique. It may be produced by pressing with a pressure of up to 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 thin slit-shaped discharge port to form a sheet.
  • Dispensing and molding are preferred.
  • the thickness of the sheet-shaped molding is not limited, it is preferably 5 to 500 ⁇ m from the viewpoint of handling.
  • a thick orientation precursor layer is required, a large number of such sheet moldings may be stacked to obtain a desired thickness.
  • the compact may contain additives such as a sintering aid in addition to the SiC raw material.
  • a rare earth-containing SiC substrate 30 is produced by heat-treating a laminate in which the orientation precursor layer 40 is laminated or placed on the SiC single crystal substrate 20 .
  • the heat treatment method is not particularly limited as long as epitaxial growth occurs using the SiC single crystal substrate 20 as a seed, and a known heat treatment furnace such as a tubular furnace or a hot plate can be used.
  • a known heat treatment furnace such as a tubular furnace or a hot plate
  • pressure heat treatments such as hot pressing and HIP, and combinations of normal pressure heat treatments and pressure heat treatments can also be used.
  • the heat treatment atmosphere can be selected from vacuum, nitrogen, and inert gas atmospheres.
  • the heat treatment temperature is preferably 1700-2700°C.
  • the heat treatment temperature is preferably 1700° C. or higher, more preferably 1850° C. or higher, still more preferably 2000° C. or higher, and particularly preferably 2200° C. or higher.
  • the heat treatment temperature is preferably 2700° C. or lower, more preferably 2500° C. or lower.
  • the heat treatment temperature is preferably 2000 to 2700°C, more preferably 2200 to 2600°C, still more preferably 2400 to 2500°C.
  • the retention time is preferably 2 to 30 hours, more preferably 4 to 20 hours, still more preferably 6 to 14 hours.
  • the heat treatment temperature and holding time are also related to the thickness of the rare earth-containing SiC substrate 30 produced by epitaxial growth, and can be appropriately adjusted.
  • the alignment precursor layer 40 when using a pre-fabricated molded body as the alignment precursor layer 40, it is necessary to sinter it during the heat treatment, and high-temperature normal pressure firing, 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, still more preferably 200 kgf/cm 2 or more, with no particular upper limit.
  • the sintering temperature is not particularly limited as long as sintering and epitaxial growth occur.
  • the firing conditions affect the content of rare earth elements and O (especially O) in the biaxially oriented SiC layer, it is preferable to appropriately control the conditions (for example, firing temperature and holding time).
  • the firing temperature is preferably 1700 to 2700°C.
  • the retention time is preferably 2 to 18 hours.
  • the atmosphere during firing can be selected from vacuum, nitrogen, inert gas atmosphere, or mixed gas of nitrogen and inert gas.
  • SiC powder as a raw material may be either ⁇ -SiC or ⁇ -SiC.
  • the SiC powder preferably consists of SiC particles with an average particle size of 0.01 to 5 ⁇ m. Note that the average particle diameter refers to the average value obtained by observing the powder with a scanning electron microscope and measuring the unidirectional maximum diameter of 100 primary particles.
  • the crystals in the orientation precursor layer 40 grow from the crystal growth surface of the SiC single crystal substrate 20 while being oriented along the c-axis and the a-axis. Then, the SiC substrate 30 containing the rare earth element is formed. A SiC composite substrate including the produced rare earth-containing SiC substrate 30 has a reduced amount of warpage. The reason for this is unknown, but it is believed that the presence of the rare earth element and O inside the substrate relaxes the strain in the SiC crystal, resulting in a reduction in the amount of warpage of the substrate.
  • the present invention is by no means limited to the above-described embodiments, and can be implemented in various forms as long as they fall within the technical scope of the present invention.
  • only one layer of rare earth-containing SiC substrate 30 is provided on SiC single crystal substrate 20, but two or more layers may be provided.
  • the orientation precursor layer 40 is laminated on the rare earth-containing SiC substrate 30 of the SiC composite substrate 10 , and heat treatment and grinding are performed in this order to obtain a second layer of rare earth-containing SiC on the rare earth-containing SiC substrate 30 .
  • a substrate 30 may be provided.
  • Example 1 Preparation of Orientation Precursor Layer 98.5% by weight of commercially available fine ⁇ -SiC powder (volume-based D50 particle size: 0.7 ⁇ m) and yttrium oxide powder (volume-based D50 particle size: 0.1 ⁇ m)1.
  • a mixed powder was obtained by ball mill mixing 5% by weight in ethanol for 24 hours using SiC balls and drying.
  • Prepare a commercially available SiC single crystal substrate (n-type 4H—SiC, diameter of about 100 mm (4 inches), Si plane, (0001) plane, off angle 4°, thickness 0.35 mm, no orientation flat) as the SiC single crystal layer.
  • the AD device 50 shown in FIG. 3 sprayed the mixed powder onto the SiC single crystal substrate to form an AD film (orientation precursor layer).
  • AD film forming conditions were as follows. First, N2 was used as a carrier gas, and a film was formed using a ceramic nozzle having a slit with a long side of 5 mm and a short side of 0.4 mm.
  • the nozzle scanning conditions were a scan speed of 0.5 mm/s, a movement of 105 mm in the forward direction perpendicular to the long side of the slit, a 5 mm movement in the long side of the slit, and a return perpendicular to the long side of the slit.
  • the thickness of the AD film thus formed was about 120 ⁇ m.
  • IMF-6f manufactured by CAMECA was used as an analyzer for rare earth elements, and measurement was performed with a primary ion species O 2 + and an acceleration voltage of 8 kv.
  • IMF-7f manufactured by CAMECA was used as an analyzer for O, and the measurement was carried out with the primary ion species Cs + and an acceleration voltage of 14.5 kv. This measurement was performed at 10 points on the polished surface of the biaxially oriented SiC layer. At each of these 10 locations, the maximum concentration of rare earth elements and the maximum concentration of O were measured, and the average value of the maximum values at these 10 locations was calculated.
  • the line segment CD becomes perpendicular to A point R on the curve CD that has the longest distance among the line segments extended in the above manner is determined (for example, in FIG. 6, points R, O, etc. are arbitrary points on the curve CD However, the longest line segment among the line segments extended from each point so as to be perpendicular to the line segment CD is the line segment extended from the point R).
  • the distance between the line segment CD and the point R was defined as the amount of warpage ⁇ .
  • the average value of these warp amounts ⁇ and ⁇ was taken as the warp amount of the SiC composite substrate. The results were as shown in Table 1.
  • Example 2 A SiC composite substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that in (1) above, a raw material powder containing 85% by weight of ⁇ -SiC powder and 15% by weight of yttrium oxide powder was used. It was confirmed that the obtained heat-treated layer was a biaxially oriented SiC layer. The results were as shown in Table 1.
  • Example 3 In (1) above, raw material powder containing 92% by weight of ⁇ -SiC powder and 8.0% by weight of yttrium oxide powder was used, and in (2) above, the orientation precursor layer was formed in an argon atmosphere at 2480°C. A SiC composite substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that the substrate was annealed for 10 hours. It was confirmed that the obtained heat-treated layer was a biaxially oriented SiC layer. The results were as shown in Table 1.
  • Example 4 Raw material powder containing 89.6% by weight of ⁇ -SiC powder, 8.0% by weight of yttrium oxide powder, and 2.4% by weight of silicon dioxide powder (volume-based D50 particle diameter: 0.6 ⁇ m) in (1) above.
  • a SiC composite substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that the substrate was used. It was confirmed that the obtained heat-treated layer was a biaxially oriented SiC layer. The results were as shown in Table 1.
  • Example 1 except that raw material powder containing 88.4% by weight of ⁇ -SiC powder, 6.0% by weight of yttrium oxide powder, and 5.6% by weight of silicon dioxide powder was used in (1) above. SiC composite substrates were produced and evaluated in the same manner. It was confirmed that the obtained heat-treated layer was a biaxially oriented SiC layer. The results were as shown in Table 1.
  • Example 6 In (1) above, raw material powder containing 85% by weight of ⁇ -SiC powder and 15% by weight of yttrium oxide powder is used, and in (2) above, the orientation precursor layer is formed in an argon atmosphere at 2480° C. for 10 hours.
  • a SiC composite substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1 except that the substrate was annealed. It was confirmed that the obtained heat-treated layer was a biaxially oriented SiC layer. The results were as shown in Table 1.
  • Example 7 Example 1 except that raw material powder containing 92.0% by weight of ⁇ -SiC powder and 8.0% by weight of samarium oxide powder (volume-based D50 particle size: 0.3 ⁇ m) was used in (1) above. A SiC composite substrate was produced and evaluated in the same manner as in the above. It was confirmed that the obtained heat-treated layer was a biaxially oriented SiC layer. The results were as shown in Table 1.
  • Example 8 Comparison Preparation and evaluation of a SiC composite substrate in the same manner as in Example 1, except that in (1) above, a raw material powder containing 99.5% by weight of ⁇ -SiC powder and 0.5% by weight of yttrium oxide powder was used. did It was confirmed that the obtained heat-treated layer was a biaxially oriented SiC layer. The results were as shown in Table 1.
  • Example 9 (Comparison) A SiC composite substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that in (1) above, a raw material powder containing 80% by weight of ⁇ -SiC powder and 20% by weight of yttrium oxide powder was used. It was confirmed that the obtained heat-treated layer was a biaxially oriented SiC layer. The results were as shown in Table 1.
  • Example 10 (Comparison) In (1) above, raw material powder containing 92% by weight of ⁇ -SiC powder and 8.0% by weight of yttrium oxide powder was used, and in (2) above, the orientation precursor layer was formed in an argon atmosphere at 2480°C. A SiC composite substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that the substrate was annealed for 12 hours. It was confirmed that the obtained heat-treated layer was a biaxially oriented SiC layer. The results were as shown in Table 1.
  • Example 11 (Comparison) In the above (1), 83% by weight of ⁇ -SiC powder, 8.0% by weight of yttrium oxide powder, and 9.0% by weight of silicon dioxide powder, which were crushed by a pot mill after calcining in an air atmosphere at 600 ° C. for 5 hours.
  • a SiC composite substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that the raw material powder containing It was confirmed that the obtained heat-treated layer was a biaxially oriented SiC layer. The results were as shown in Table 1.
  • Example 12 (Comparison) Example 1 except that in (1) above, a raw material powder containing 96.6% by weight of ⁇ -SiC powder, 0.9% by weight of yttrium oxide powder, and 2.5% by weight of silicon dioxide powder was used. SiC composite substrates were produced and evaluated in the same manner. It was confirmed that the obtained heat-treated layer was a biaxially oriented SiC layer. The results were as shown in Table 1.
  • Example 13 (Comparison) In (1) above, raw material powder containing 85% by weight of ⁇ -SiC powder and 15% by weight of yttrium oxide powder is used, and in (2) above, the orientation precursor layer is formed in an argon atmosphere at 2480° C. for 12 hours. A SiC composite substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1 except that the substrate was annealed. It was confirmed that the obtained heat-treated layer was a biaxially oriented SiC layer. The results were as shown in Table 1.
  • the reduction in the amount of warpage of the SiC composite substrate is due to the fact that the rare earth element concentration C RE in the biaxially oriented SiC layer is 1.0 ⁇ 10 15 to 1.0 ⁇ 10 19 atoms. /cm 3 and the oxygen element (O) concentration C 2 O in the range of 9.0 ⁇ 10 15 to 1.0 ⁇ 10 19 atoms/cm 3 . Further, it was found that the ratio C RE /C O of the rare earth element concentration C RE to the O concentration C O is preferably 1.0 ⁇ 10 ⁇ 2 to 1.0 ⁇ 10 2 .

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Abstract

基板の反り量を低減することができる希土類含有ＳｉＣ基板が提供される。この希土類含有ＳｉＣ基板は、希土類元素を１．０×１０１５～１．０×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３の濃度で含み、かつ、酸素（Ｏ）を９．０×１０１５～１．０×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３の濃度で含む、二軸配向ＳｉＣ層を備える。

Description

希土類含有ＳｉＣ基板及びそれを用いたＳｉＣ複合基板
　本発明は、希土類含有ＳｉＣ基板及びそれを用いたＳｉＣ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。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、ＳｉＣ単結晶基板上にＳｉＣ単結晶をエピタキシャル成長させる必要がある。また、より高性能なパワーデバイスを作製するには、ＳｉＣ単結晶基板の転位の数や反り等を低減する必要がある。そこで、特許文献１（特開２０１９－１９０３７号公報）には、ＳｉとＹとＣを含む溶液にＳｉＣからなる種結晶の結晶成長面を接触させ、種結晶の結晶成長面にＳｉＣを結晶成長させる炭化ケイ素単結晶の製造方法が開示されている。単結晶の結晶成長速度の向上と金属不純物の濃度低減を両立させることを目的として１０１４／ｃｍ３以上１０１５／ｃｍ３以下の濃度のＹを添加していることが記載されている。また、特許文献２（特許第５８５０４８９号公報）には、Ｓｉ及びＣを含む溶液中に、ＳｉＣの種結晶を浸漬し、溶液成長法によりＳｉＣを析出及び成長させるにあたり、種結晶の成長面法線ベクトルと溶液表面の法線ベクトルとのなす角度を９０°以下に保持して製造して結晶成長部分のボイド密度を１０００個／ｃｍ３以下としたことを特徴とするＳｉＣ単結晶が開示されている。この溶液中に遷移金属元素及び／又は希土類元素を含むことにより、ボイドを大幅に抑制することが記載されている。なお、得られたＳｉＣ単結晶に希土類元素が残留したとの記載はない。
特開２０１９－１９０３７号公報 特許第５８５０４８９号公報
　上述のように希土類元素を使用することによりＳｉＣ単結晶の品質を向上させることが記載されているものの、それだけでは十分ではない。すなわち、ＳｉＣ基板に反りが生じていると、基板を構成するＳｉＣの結晶中にモザイク性が生じ、エピタキシャル層の品質低下の原因となるため、基板の反り量を低減することが望まれる。
　本発明者らは、今般、希土類元素及び酸素（Ｏ）を所定の濃度で含む二軸配向ＳｉＣ層を備えた希土類含有ＳｉＣ基板を作製することで、希土類含有ＳｉＣ基板ないしそれを用いたＳｉＣ複合基板の反り量を低減することができるとの知見を得た。
　したがって、本発明の目的は、基板の反り量を低減することができる希土類含有ＳｉＣ基板を提供することにある。
　本発明の一態様によれば、希土類元素を１．０×１０１５～１．０×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３の濃度で含み、かつ、酸素（Ｏ）を９．０×１０１５～１．０×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３の濃度で含む、二軸配向ＳｉＣ層を備えた、希土類含有ＳｉＣ基板が提供される。
　本発明の他の一態様によれば、ＳｉＣ単結晶基板と、前記ＳｉＣ単結晶基板上の前記希土類含有ＳｉＣ基板とを備えた、ＳｉＣ複合基板が提供される。
ＳｉＣ複合基板１０の縦断面図である。 ＳｉＣ複合基板１０の製造工程図である。 エアロゾルデポジション（ＡＤ）装置５０の構成を示す概念図である。 ＳｉＣ複合基板１０の反り量の測定方法を説明するためのＳｉＣ複合基板１０の上面図である。 ＳｉＣ複合基板１０の反り量の測定方法を説明するためのＳｉＣ複合基板１０の模式断面図である。 ＳｉＣ複合基板１０の反り量の測定方法を説明するためのＳｉＣ複合基板１０の模式断面図である。
　希土類含有ＳｉＣ基板
　本発明による希土類含有ＳｉＣ基板は、希土類元素及び酸素（Ｏ）を含む二軸配向ＳｉＣ層を備える。二軸配向ＳｉＣ層は、希土類元素を１．０×１０１５～１．０×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３の濃度で含み、かつ、酸素（Ｏ）を９．０×１０１５～１．０×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３の濃度で含む。このように、希土類元素及び酸素（Ｏ）を所定の濃度で含む二軸配向ＳｉＣ層を備えた希土類含有ＳｉＣ基板を作製することで、希土類含有ＳｉＣ基板ないしそれを用いたＳｉＣ複合基板の反り量を低減することができる。
　前述したように、希土類元素を使用することによりＳｉＣ単結晶の品質を向上させることができるが、ＳｉＣ基板に反りが生じていると、エピタキシャル層の品質低下の原因となるため、基板の反り量を低減することが望まれる。この点、本発明によれば、希土類元素及び酸素（Ｏ）を所定の濃度で含む二軸配向ＳｉＣ層を備えた希土類含有ＳｉＣ基板を作製することで、希土類含有ＳｉＣ基板ないしそれを用いたＳｉＣ複合基板の反り量を低減することができる。この原因は定かでないが、基板内部に希土類元素及びＯが存在することでＳｉＣ結晶内の歪みが緩和された結果、基板の反り量が低減すると考えられる。
　本発明の希土類含有ＳｉＣ基板３０が備える二軸配向ＳｉＣ層は、希土類元素を１．０×１０１５～１．０×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３の濃度で含み、かつ、酸素（Ｏ）を９．０×１０１５～１．０×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３の濃度で含む。この希土類元素の濃度ＣＲＥは１．０×１０１５～１．０×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３であるのが好ましく、より好ましくは１．０×１０１５～１．０×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３である。このＯの濃度ＣＯは９．０×１０１５～１．０×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３であるのが好ましく、より好ましくは９．０×１０１５～１．０×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３である。このような希土類元素及びＯの濃度とすることで、より効果的に基板の反り量を低減することができる。
　二軸配向ＳｉＣ層において、希土類元素の濃度ＣＲＥの、Ｏの濃度ＣＯに対する比ＣＲＥ／ＣＯが、１．０×１０－２～１．０×１０２であるのが好ましく、より好ましくは２．０×１０－２～６．０×１０１である。このように、希土類元素及びＯの濃度を制御することで、より効果的に基板の反り量を低減することができる。
　二軸配向ＳｉＣ層に含まれる希土類元素は、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る少なくとも１種類の元素である。この希土類元素は、イットリウム（Ｙ）及び／又はサマリウム（Ｓｍ）であるのが好ましく、より好ましくはＹである。
　二軸配向ＳｉＣ層は、ｃ軸方向及びａ軸方向に配向しているのが好ましい。また、希土類含有ＳｉＣ基板が二軸配向ＳｉＣ層で構成されるのが好ましい。二軸配向ＳｉＣ層は、ｃ軸及びａ軸の二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、及び（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方が好ましく、例えば±５°以下がより好ましく、±３°以下がさらに好ましい。
　ＳｉＣ複合基板
　本発明の希土類含有ＳｉＣ基板はＳｉＣ複合基板の形態であるのが好ましい。すなわち、ＳｉＣ単結晶基板と、ＳｉＣ単結晶基板上の希土類含有ＳｉＣ基板とを備えた、ＳｉＣ複合基板であるのが好ましい。このように、希土類元素及び酸素（Ｏ）を所定の濃度で含む二軸配向ＳｉＣ層を備えた希土類含有ＳｉＣ基板をＳｉＣ複合基板に用いることで、ＳｉＣ複合基板の反り量を低減することができる。
　ＳｉＣ単結晶基板は、典型的にはＳｉＣ単結晶で構成される層であり、結晶成長面を有する。ＳｉＣ単結晶のポリタイプ、オフ角、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。
　本発明の希土類含有ＳｉＣ基板は、二軸配向ＳｉＣ層単独の自立基板の形態であってもよいし、ＳｉＣ単結晶基板を伴ったＳｉＣ複合基板の形態であってもよい。したがって、必要に応じて、二軸配向ＳｉＣ層は最終的にＳｉＣ単結晶基板から分離されてもよい。ＳｉＣ単結晶基板の分離は、公知の手法により行えばよく、特に限定されない。例えば、機械的衝撃を加えて二軸配向ＳｉＣ層を分離する手法、熱を加えて熱応力を利用して二軸配向ＳｉＣ層を分離する手法、超音波等の振動を加えて二軸配向ＳｉＣ層を分離する手法、不要部分をエッチングして二軸配向ＳｉＣ層を分離する手法、レーザーリフトオフにより二軸配向ＳｉＣ層を分離する手法、切削や研磨等の機械的加工により二軸配向ＳｉＣ層を分離する手法等が挙げられる。また、ＳｉＣ単結晶基板上に二軸配向ＳｉＣ層をエピタキシャル成長させる形態の場合、ＳｉＣ単結晶基板を分離後、二軸配向ＳｉＣ層を別の支持基板に設置してもよい。別の支持基板の材質は特に限定はないが、材料物性の観点から好適なものを選択すればよい。例えば熱伝導率の観点では、Ｃｕ等の金属基板、ＳｉＣ、ＡｌＮ等のセラミックス基板等が挙げられる。
　ＳｉＣ複合基板の製造方法
　本発明の希土類含有ＳｉＣ基板を備えるＳｉＣ複合基板は、（ａ）ＳｉＣ単結晶基板上に所定の配向前駆体層を形成し、（ｂ）ＳｉＣ単結晶基板上で配向前駆体層を熱処理してその少なくともＳｉＣ単結晶基板近くの部分を希土類含有ＳｉＣ基板（二軸配向ＳｉＣ層）に変換し、所望により（ｃ）研削や研磨等の加工を施して二軸配向ＳｉＣ層の表面を露出させることにより好ましく製造することができる。しかしながら、ＳｉＣ複合基板の製造方法には限定がなく、希土類元素を含有するＳｉＣ基板を得ることができればよい。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。二軸配向ＳｉＣ層中のＯの濃度は、上記（ｂ）の熱処理条件を制御することや、上記（ａ）の配向前駆体層形成の際に、酸化物（例えば酸化イットリウムや、二酸化ケイ素等のケイ素酸化物等）の添加量を制御することや原料粉末（例えばＳｉＣ粉末）を大気雰囲気で仮焼すること（原料粉末表面を酸化させＳｉＯ２とするため）により、制御することができる。このような製造方法によれば、希土類元素やＯの濃度が制御された二軸配向ＳｉＣ層を備えた希土類含有ＳｉＣ基板を作製することができ、希土類含有ＳｉＣ基板ないしそれを用いたＳｉＣ複合基板の反り量を有意に低減することができる。
　以下、ＳｉＣ複合基板の好ましい製造方法を説明する。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を縦に切断したときの断面図）であり、図２はＳｉＣ複合基板１０の製造工程図である。
　図１に示すように、本実施形態のＳｉＣ複合基板１０は、ＳｉＣ単結晶基板２０と、ＳｉＣ単結晶基板上の希土類含有ＳｉＣ基板３０（本発明の希土類含有ＳｉＣ基板に相当）とを備えている。
（ａ）配向前駆体層の形成工程（図２（ａ）参照）
　配向前駆体層４０は、後述の熱処理により希土類含有ＳｉＣ基板（二軸配向ＳｉＣ層）３０となるものである。配向前駆体層４０の形成工程では、ＳｉＣ単結晶基板２０の結晶成長面に配向前駆体層４０を形成する。
　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）法等の固相成膜法、スパッタリング法、蒸着法、昇華法、各種ＣＶＤ（化学気相成長）法等の気相成膜法、溶液成長法等の液相成膜法が挙げられ、配向前駆体層４０を直接ＳｉＣ単結晶基板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法等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、焼結等で作製した多結晶体を使用し、ＳｉＣ単結晶基板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単結晶基板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化合物が含まれるようにするのが好ましい。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、及びフッ化物等が挙げられる。希土類化合物として希土類元素の酸化物が好ましく、より好ましくはＹの酸化物（酸化イットリウム）やＳｍの酸化物（酸化サマリウム）である。前述したように、最終的に得られる二軸配向ＳｉＣ層中のＯの濃度は、これら酸化物の添加量を制御することや原料粉末を大気雰囲気で仮焼することにより、制御することができる。
　なお、ＳｉＣ単結晶基板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、溶液成長法等を用いる場合、後述する熱処理工程を経ることなくＳｉＣ単結晶基板２０上にエピタキシャル成長を生じ、希土類含有ＳｉＣ基板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基板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、溶液成長法等を用いる場合は、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単結晶基板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、焼結等で別途作製した多結晶体をＳｉＣ単結晶基板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単結晶基板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等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単結晶基板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単結晶基板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単結晶基板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単結晶基板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単結晶基板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単結晶基板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単結晶基板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等に影響を受けやすい。原料粉末の基板への衝突速度に関しては、成膜チャンバ６２と噴射ノズル６６内の差圧や、噴射ノズルの開口面積等に影響を受ける。このため、緻密な配向前駆体層を得るには、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等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℃がより好ましく、１２００～１９００℃がさらに好ましい。
　熱ＣＶＤ法を用いてＳｉＣ単結晶基板２０上に成膜する場合、ＳｉＣ単結晶基板２０上にエピタキシャル成長を生じ、希土類含有ＳｉＣ基板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、成膜圧力等が影響することが知られている。成膜温度の影響は大きく、非晶質又は多結晶層を形成する観点では成膜温度は低い方が好ましく、１７００℃未満が好ましく、１５００℃以下がより好ましく、１４００℃以下がさらに好ましい。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単結晶基板２０上での熱処理によりＳｉＣ単結晶基板２０近くの部分が、希土類含有ＳｉＣ基板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単結晶基板２０と一体となる工程を経たのちに、希土類含有ＳｉＣ基板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単結晶基板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基板３０を生成させる。熱処理方法は、ＳｉＣ単結晶基板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等、公知の熱処理炉で実施することができる。また、これらの常圧（プレスレス）での熱処理だけでなく、ホットプレスやＨＩＰ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、及び不活性ガス雰囲気から選択することができる。熱処理温度は、好ましくは１７００～２７００℃である。温度を高くすることで、ＳｉＣ単結晶基板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、熱処理温度は、好ましくは１７００℃以上、より好ましくは１８５０℃以上、さらに好ましくは２０００℃以上、特に好ましくは２２００℃以上である。一方、温度が過度に高いと、ＳｉＣの一部が昇華により失われたり、ＳｉＣが塑性変形して反り等の不具合が生じたりする可能性がある。したがって、熱処理温度は、好ましくは２７００℃以下、より好ましくは２５００℃以下である。しかしながら、熱処理条件は、二軸配向ＳｉＣ層中の希土類元素やＯ（特にＯ）の含有量に影響を与えるため、その条件（例えば熱処理温度や保持時間）を適宜制御するのが好ましい。このような観点から、熱処理温度は、好ましくは２０００～２７００℃、より好ましくは２２００～２６００℃、さらに好ましくは２４００～２５００℃である。また、その保持時間は２～３０時間が好ましく、より好ましくは４～２０時間、さらに好ましくは６～１４時間である。また、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基板３０の厚さにも関係しており、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、さらに好ましくは２００ｋｇｆ／ｃｍ２以上であり、特に上限はない。また、焼成温度も焼結とエピタキシャル成長が生じる限り、特に限定はない。しかしながら、焼成条件は、二軸配向ＳｉＣ層中の希土類元素やＯ（特にＯ）の含有量に影響を与えるため、その条件（例えば焼成温度や保持時間）を適宜制御するのが好ましい。このような観点から、焼成温度は、好ましくは１７００～２７００℃である。また、その保持時間は２～１８時間が好ましい。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単結晶基板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基板３０に変わっていく。生成した希土類含有ＳｉＣ基板３０を備えるＳｉＣ複合基板は、反り量が低減されたのものになる。この理由は不明だが、基板内部に希土類元素及びＯが存在することでＳｉＣ結晶内の歪みが緩和された結果、基板の反り量が低減すると考えられる。
（ｃ）研削工程（図２（ｃ）参照）
　研削工程では、熱処理工程後に希土類含有ＳｉＣ基板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基板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。
　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単結晶基板２０上に希土類含有ＳｉＣ基板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基板３０に配向前駆体層４０を積層し、熱処理及び研削をこの順に行うことにより、希土類含有ＳｉＣ基板３０の上に２層目の希土類含有ＳｉＣ基板３０を設けることができる。
　本発明を以下の例によってさらに具体的に説明する。
　例１
（１）配向前駆体層の作製
　市販の微細α－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０粒径：０．７μｍ）を９８．５重量％、酸化イットリウム粉末（体積基準Ｄ５０粒径：０．１μｍ）１．５重量％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、直径約１００ｍｍ（４インチ）、Ｓｉ面、（０００１）面、オフ角４°、厚さ０．３５ｍｍ、オリフラなし）を用意し、図３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１０５ｍｍ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１０５ｍｍ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１０５ｍｍ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膜の厚さは約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、アルゴン雰囲気中で２４８０℃にて８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ＳｉＣ複合基板を得た。
（３－２）研磨その２
　上記（１）及び（２）と同様の方法で別途作製した試料（ＳｉＣ複合基板）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。
（４）ＳｉＣ複合基板の評価
（４－１）二軸配向性
　ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎｓ）法を用いて、以下に示す条件により、上記（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及び略板面方向ともに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）
（４－２）二軸配向ＳｉＣ層内の希土類元素及びＯの含有量
　上記（１）～（３－１）と同様の方法にて作製したＳｉＣ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。希土類元素の分析装置はＣＡＭＥＣＡ社製のＩＭＦ－６ｆを用い、一次イオン種Ｏ２ ＋及び加速電圧８ｋｖにて測定を実施した。Ｏの分析装置はＣＡＭＥＣＡ社製のＩＭＦ－７ｆを用い、一次イオン種Ｃｓ＋及び加速電圧１４．５ｋｖにて測定を実施した。この測定は、二軸配向ＳｉＣ層の研磨面上で１０箇所実施した。この１０箇所の各箇所において、希土類元素の濃度の最大値及びＯの濃度の最大値を測定し、これら１０箇所の各最大値の平均値を算出した。この平均値を、二軸配向ＳｉＣ層中の希土類元素の濃度ＣＲＥ（ａｔｏｍｓ／ｃｍ３）及びＯの濃度ＣＯ（ａｔｏｍｓ／ｃｍ３）とした。また、希土類元素の濃度ＣＲＥのＯの濃度ＣＯに対する比ＣＲＥ／ＣＯも求めた。得られた結果を表１に示す。
（４－３）複合基板の反り測定
　上記（１）～（３－１）と同様の方法にて作製したＳｉＣ複合基板の研磨面に対し、高精度レーザ測定器（株式会社キーエンス製、ＬＴ－９０１０Ｍ）を用いて、反り量を測定した。図４に示すように、ＳｉＣ複合基板１０の表面（二軸配向ＳｉＣ層３０）を平面視したときの平面視図形において、その平面視図形の重心である点Ｇを通り互いに直交する２つの直線Ｘ及びＹを引き、直線Ｘ上で点Ｇからそれぞれ４５ｍｍ離れた２点Ａ及びＢと、直線Ｙ上で点Ｇからそれぞれ４５ｍｍ離れた２点Ｃ及びＤとを定めた。続いて、図５に示すように、ＳｉＣ複合基板１０の表面（二軸配向ＳｉＣ層３０）における点Ａと点Ｂとの間の曲線ＡＢ上の任意の点から線分ＡＢに対して垂直になるように延ばした線分のうち、その線分の距離が最長となるような曲線ＡＢ上の点Ｐを定めた（例えば、図５において、曲線ＡＢ上の任意の点として点Ｐや点Ｏ等があるが、それぞれの点から線分ＡＢに対して垂直になるように延ばした線分のうち最長の線分となるのは点Ｐから伸ばした線分となる）。そして、線分ＡＢと点Ｐとの距離を反り量αとした。また、図６に示すように、ＳｉＣ複合基板１０の表面（二軸配向ＳｉＣ層３０）における点Ｃと点Ｄとの間の曲線ＣＤ上の任意の点から線分ＣＤに対して垂直になるように延ばした線分のうち、その線分の距離が最長となるような曲線ＣＤ上の点Ｒを定めた（例えば、図６において、曲線ＣＤ上の任意の点として点Ｒや点Ｏ等があるが、それぞれの点から線分ＣＤに対して垂直になるように延ばした線分のうち最長の線分となるのは点Ｒから伸ばした線分となる）。そして、線分ＣＤと点Ｒとの距離を反り量βとした。これらの反り量α及びβの平均値をＳｉＣ複合基板の反り量とした。結果は表１に示されるとおりであった。
　例２
　上記（１）において、α－ＳｉＣ粉末を８５重量％、酸化イットリウム粉末を１５重量％含む原料粉体を用いたこと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ複合基板の作製及び評価を行った。得られた熱処理層は二軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。結果は表１に示されるとおりであった。
　例３
　上記（１）において、α－ＳｉＣ粉末を９２重量％、酸化イットリウム粉末を８．０重量％含む原料粉体を用い、上記（２）において、配向前駆体層をアルゴン雰囲気中で２４８０℃にて１０時間アニールしたこと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ複合基板の作製及び評価を行った。得られた熱処理層は二軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。結果は表１に示されるとおりであった。
　例４
　上記（１）において、α－ＳｉＣ粉末を８９．６重量％、酸化イットリウム粉末を８．０重量％、二酸化ケイ素粉末（体積基準Ｄ５０粒径：０．６μｍ）を２．４重量％含む原料粉体を用いたこと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ複合基板の作製及び評価を行った。得られた熱処理層は二軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。結果は表１に示されるとおりであった。
　例５
　上記（１）において、α－ＳｉＣ粉末を８８．４重量％、酸化イットリウム粉末を６．０重量％、二酸化ケイ素粉末を５．６重量％含む原料粉体を用いたこと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ複合基板の作製及び評価を行った。得られた熱処理層は二軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。結果は表１に示されるとおりであった。
　例６
　上記（１）において、α－ＳｉＣ粉末を８５重量％、酸化イットリウム粉末を１５重量％含む原料粉体を用い、上記（２）において、配向前駆体層をアルゴン雰囲気中で２４８０℃にて１０時間アニールしたこと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ複合基板の作製及び評価を行った。得られた熱処理層は二軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。結果は表１に示されるとおりであった。
　例７
　上記（１）において、α－ＳｉＣ粉末を９２．０重量％、酸化サマリウム粉末（体積基準Ｄ５０粒径：０．３μｍ）を８．０重量％含む原料粉体を用いたこと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ複合基板の作製及び評価を行った。得られた熱処理層は二軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。結果は表１に示されるとおりであった。
　例８（比較）
　上記（１）において、α－ＳｉＣ粉末を９９．５重量％、酸化イットリウム粉末を０．５重量％含む原料粉体を用いたこと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ複合基板の作製及び評価を行った。得られた熱処理層は二軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。結果は表１に示されるとおりであった。
　例９（比較）
　上記（１）において、α－ＳｉＣ粉末を８０重量％、酸化イットリウム粉末を２０重量％含む原料粉体を用いたこと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ複合基板の作製及び評価を行った。得られた熱処理層は二軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。結果は表１に示されるとおりであった。
　例１０（比較）
　上記（１）において、α－ＳｉＣ粉末を９２重量％、酸化イットリウム粉末を８．０重量％含む原料粉体を用い、上記（２）において、配向前駆体層をアルゴン雰囲気中で２４８０℃にて１２時間アニールしたこと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ複合基板の作製及び評価を行った。得られた熱処理層は二軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。結果は表１に示されるとおりであった。
　例１１（比較）
　上記（１）において、６００℃の大気雰囲気で５時間仮焼後にポットミルで解砕したα－ＳｉＣ粉末を８３重量％、酸化イットリウム粉末を８．０重量％、二酸化ケイ素粉末を９．０重量％含む原料粉体を用いたこと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ複合基板の作製及び評価を行った。得られた熱処理層は二軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。結果は表１に示されるとおりであった。
　例１２（比較）
　上記（１）において、α－ＳｉＣ粉末を９６．６重量％、酸化イットリウム粉末を０．９重量％、二酸化ケイ素粉末を２．５重量％含む原料粉体を用いたこと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ複合基板の作製及び評価を行った。得られた熱処理層は二軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。結果は表１に示されるとおりであった。
　例１３（比較）
　上記（１）において、α－ＳｉＣ粉末を８５重量％、酸化イットリウム粉末を１５重量％含む原料粉体を用い、上記（２）において、配向前駆体層をアルゴン雰囲気中で２４８０℃にて１２時間アニールしたこと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ複合基板の作製及び評価を行った。得られた熱処理層は二軸配向ＳｉＣ層であることが確認された。結果は表１に示されるとおりであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　例１～７より、原因は不明であるが、ＳｉＣ複合基板の反り量の減少は、二軸配向ＳｉＣ層中の希土類元素濃度ＣＲＥを１．０×１０１５～１．０×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３の範囲とし、酸素元素（Ｏ）濃度ＣＯを９．０×１０１５～１．０×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３の範囲とすることにより達成されることが分かった。また、希土類元素の濃度ＣＲＥのＯの濃度ＣＯに対する比ＣＲＥ／ＣＯは１．０×１０－２～１．０×１０２が好ましいことが分かった。一方、例８～１３（比較）より、希土類元素濃度及び酸素濃度が前述の範囲を外れると、ＳｉＣ複合基板の反り量が増大することが分かった。また、希土類元素の濃度のＯの濃度に対する比ＣＲＥ／ＣＯが前述の範囲を外れると、ＳｉＣ複合基板の反り量がより増大することが分かった。

Claims (8)

  1. 　希土類元素を１．０×１０１５～１．０×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３の濃度で含み、かつ、酸素（Ｏ）を９．０×１０１５～１．０×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３の濃度で含む、二軸配向ＳｉＣ層を備えた、希土類含有ＳｉＣ基板。
  2. 　前記希土類元素の濃度ＣＲＥが１．０×１０１５～１．０×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３である、請求項１に記載の希土類含有ＳｉＣ基板。
  3. 　前記Ｏの濃度ＣＯが９．０×１０１５～１．０×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３である、請求項１又は２に記載の希土類含有ＳｉＣ基板。
  4. 　前記希土類元素の濃度ＣＲＥの、前記Ｏの濃度ＣＯに対する比ＣＲＥ／ＣＯが、１．０×１０－２～１．０×１０２である、請求項１～３のいずれか一項に記載の希土類含有ＳｉＣ基板。
  5. 　前記希土類元素が、Ｙ及び／又はＳｍである、請求項１～４のいずれか一項に記載の希土類含有ＳｉＣ基板。
  6. 　前記希土類元素がＹである、請求項１～５のいずれか一項に記載の希土類含有ＳｉＣ基板。
  7. 　前記二軸配向ＳｉＣ層が、ｃ軸方向及びａ軸方向に配向している、請求項１～６のいずれか一項に記載の希土類含有ＳｉＣ基板。
  8. 　ＳｉＣ単結晶基板と、前記ＳｉＣ単結晶基板上の請求項１～７のいずれか一項に記載の希土類含有ＳｉＣ基板とを備えた、ＳｉＣ複合基板。
    　
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