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WO2024202200A1 - ＳｉＣ基板及びＳｉＣ複合基板 - Google Patents

ＳｉＣ基板及びＳｉＣ複合基板 Download PDF

Info

Publication number
WO2024202200A1
WO2024202200A1 PCT/JP2023/040962 JP2023040962W WO2024202200A1 WO 2024202200 A1 WO2024202200 A1 WO 2024202200A1 JP 2023040962 W JP2023040962 W JP 2023040962W WO 2024202200 A1 WO2024202200 A1 WO 2024202200A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
sic
substrate
layer
biaxially oriented
single crystal
Prior art date
Application number
PCT/JP2023/040962
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
真也 松川
陽平 岡田
潔 松島
Original Assignee
日本碍子株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本碍子株式会社 filed Critical 日本碍子株式会社
Publication of WO2024202200A1 publication Critical patent/WO2024202200A1/ja

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Classifications

    • 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
    • C30B1/00—Single-crystal growth directly from the solid state
    • C30B1/02—Single-crystal growth directly from the solid state by thermal treatment, e.g. strain annealing
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to SiC substrates and SiC composite substrates.
  • SiC silicon carbide
  • SiC power devices power semiconductor devices using SiC materials
  • SiC power devices are smaller, consume less power, and are more efficient than those using Si semiconductors, and are therefore expected to be used in a variety of applications.
  • the adoption of SiC power devices can make it possible to miniaturize converters, inverters, on-board chargers, etc. for electric vehicles (EVs) and plug-in hybrid vehicles (PHEVs) and increase their efficiency.
  • EVs electric vehicles
  • PHEVs plug-in hybrid vehicles
  • the resulting SiC single crystal substrate contains many dislocations, which are roughly divided into three types: basal plane dislocations (BPDs), threading screw dislocations (TSDs), and edge dislocations (TEDs).
  • BPDs basal plane dislocations
  • TSDs threading screw dislocations
  • TEDs edge dislocations
  • basal plane dislocations are inherited by the epitaxially grown film, and if they are present in the driving region of the device, they expand into stacking faults by current application, adversely affecting the reliability of the SiC device.
  • Patent Document 1 Japanese Patent No.
  • Patent Document 2 Japanese Patent No. 5750363 discloses a SiC single crystal including a low dislocation density region in which the volume density of dislocations (mainly basal plane dislocations and threading edge dislocations) having a Burgers vector in the ⁇ 0001 ⁇ in-plane direction is 3700 cm/ cm3 or less. It is also known that breaks and cracks occur when processing a SiC single crystal substrate.
  • Non-Patent Document 1 Y.
  • Non-Patent Document 1 SiC is extremely hard and difficult to process, and reduced yields due to fractures and cracks that occur during grinding, polishing, cutting, etc. of wafers are an issue. Although the direct cause has not been clarified, it is possible that distortion within the crystal, such as plastic deformation due to dislocations, is involved. In this regard, the dislocations present in SiC single crystals as disclosed in Patent Documents 1 and 2, are thought to be distributed unevenly, in which case fractures and cracks are more likely to occur during substrate processing such as grinding, polishing, and cutting of SiC substrates.
  • the inventors have now discovered that by providing a SiC substrate with a biaxially oriented SiC layer with few regions with extremely high BPDs (i.e., a uniform distribution of BPDs), the distortion within the crystals in the SiC substrate is reduced, and fractures and cracks during substrate processing such as grinding, polishing, and cutting can be reduced.
  • the object of the present invention is therefore to provide a SiC substrate that can reduce breakage and cracks during substrate processing.
  • a SiC substrate having a biaxially textured SiC layer A SiC substrate in which, when an entire area of an XRT image obtained by XRT measurement of the biaxially oriented SiC layer is partitioned into a lattice pattern with each square being an area of 4 mm length ⁇ 4 mm width ⁇ 28 ⁇ m depth, and when the average value of the volume density of basal plane dislocations (BPDs) per square is X (cm/ cm3 ), there are no areas with a density of 5X (cm/ cm3 ) or more per square that are consecutive in a straight line vertically or horizontally for 10 squares or more.
  • BPDs basal plane dislocations
  • Aspect 3 The SiC substrate according to aspect 1 or 2 , wherein when the entire area of the XRT image is divided into a lattice shape with each square being an area of 4 mm in length and 4 mm in width, and the average number density of threading screw dislocations (TSDs) per square is Y (/ cm2 ), there are no areas with 10 or more consecutive squares in a straight line in either the vertical or horizontal direction.
  • FIG. 2 is a longitudinal sectional view of the SiC composite substrate 10.
  • 1 is a manufacturing process diagram of a SiC composite substrate 10.
  • FIG. 1 is a conceptual diagram showing the configuration of an aerosol deposition (AD) device 50.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing regions in the sample of Example 1 where one square has a density of 5X (cm/cm 3 ) or more, analyzed from the XRT image, and the regions are displayed with black squares.
  • the SiC substrate according to the present invention includes a biaxially oriented SiC layer.
  • an XRT image obtained by measuring the biaxially oriented SiC layer with an XRT when the entire XRT image is divided into a lattice shape with an area of 4 mm length x 4 mm width x 28 ⁇ m depth per square, the average value of the volume density of basal plane dislocations (BPDs) per square is X (cm/cm 3 ).
  • BPDs basal plane dislocations
  • no consecutive areas of 10 squares or more in either direction refers to counting only the number of squares consecutive in a straight line vertically and the number of squares consecutive in a straight line horizontally, and not the number of squares consecutive in a straight line diagonally.
  • SiC is extremely hard and difficult to process, and the reduction in yield due to fractures and cracks that occur during grinding, polishing, cutting, etc. of the wafer is an issue.
  • the dislocations present in the SiC substrate are unevenly distributed, fractures and cracks are likely to occur during substrate processing such as grinding, polishing, and cutting of the SiC substrate.
  • the present invention conveniently solves such problems, and as a result, it is possible to improve the yield during the manufacture of SiC substrates.
  • the region with 5X (cm/cm 3 ) or more per square does not extend vertically or horizontally in a straight line for 10 or more squares, preferably 5 or more squares, more preferably 2 or more squares.
  • the region with 3X (cm/cm 3 ) or more per square does not extend vertically or horizontally in a straight line for 5 or more squares, more preferably 4 or more squares, even more preferably 3 or more squares.
  • the average value X of the volume density of BPDs per square is preferably 200 to 5000 cm/cm 3 .
  • the average value of the number density of TSDs per square is Y (/cm 2 )
  • the number of consecutive squares with a density of 2Y (/cm 2 ) or more per square does not extend in a straight line of 10 squares or more vertically and horizontally, and more preferably does not extend in a straight line of 6 squares or more.
  • the average value Y of the number density of TSDs per square is preferably 100 to 800/cm 2 .
  • the average value of the number density of TEDs per square is Z (/cm 2 )
  • the number of consecutive squares with a density of 2Z (/cm 2 ) or more per square does not extend in a straight line of 10 squares or more vertically and horizontally, and more preferably does not extend in a straight line of 4 squares or more.
  • the average value Z of the number density of TEDs per square is preferably 1000 to 8000/cm 2 .
  • the SiC substrate or the biaxially oriented SiC layer may have an off-angle, in which case the off-angle is preferably 0.1 to 12°, more preferably 1 to 5°, from the [0001] axis of the SiC substrate or the biaxially oriented SiC layer.
  • the biaxially oriented SiC layer preferably contains a rare earth element, examples of which include Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu, Sc, and combinations thereof. From the standpoint of reducing breakage and cracking, the rare earth element is preferably Y.
  • the rare earth element concentration in the biaxially textured SiC layer is preferably 2.0 ⁇ 10 14 to 5.0 ⁇ 10 15 atoms/cm 3 , and more preferably 5.0 ⁇ 10 14 to 2.0 ⁇ 10 15 atoms/cm 3.
  • the rare earth element concentration in the biaxially textured SiC layer is preferably 2.0 ⁇ 10 14 to 5.0 ⁇ 10 15 atoms/cm 3 , and more preferably 5.0 ⁇ 10 14 to 2.0 ⁇ 10 15 atoms/cm 3.
  • the biaxially oriented SiC layer is preferably oriented in the c-axis direction and the a-axis direction.
  • the SiC substrate is preferably composed of a biaxially oriented SiC layer.
  • the biaxially oriented SiC layer may be a SiC single crystal, a SiC polycrystal, or a mosaic crystal, as long as it is oriented in the two axes of the c-axis and the a-axis.
  • a mosaic crystal is a collection of crystals that do not have clear grain boundaries but have slightly different orientations in either or both of the c-axis and the a-axis.
  • the method for evaluating the orientation is not particularly limited, but known analytical methods such as the EBSD (Electron Back Scatter Diffraction Patterns) method and X-ray pole figures can be used.
  • EBSD Electro Back Scatter Diffraction Patterns
  • X-ray pole figures can be used.
  • the EBSD method 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 SiC layer when the following four conditions are satisfied, (A) the SiC layer is oriented in a specific direction (first axis) approximately normal to the plate surface, (B) the SiC layer is oriented in a specific direction (second axis) approximately in the plate surface direction perpendicular to the first axis, (C) the inclination angle from the first axis is distributed within ⁇ 10°, and (D) the inclination angle from the second axis is distributed within ⁇ 10°, the SiC layer can be defined as being oriented in two axes, the approximately normal direction and the approximately plate surface direction.
  • the SiC layer is determined to be oriented in two axes, the c-axis and the a-axis.
  • the approximately normal direction of the plate surface is oriented to the c-axis
  • the approximately in-plane direction may be oriented in a specific direction (e.g., the a-axis) perpendicular to the c-axis.
  • the biaxially oriented SiC layer may be oriented in two axes, the approximately normal direction and the approximately in-plane direction, but it is preferable that the approximately normal direction is oriented to the c-axis.
  • the tilt angle distribution in the approximately normal direction and/or the approximately in-plane direction the smaller the mosaic property of the biaxially oriented SiC layer, and the closer it is to zero, the closer it is to a single crystal. Therefore, from the viewpoint of the crystallinity of the biaxially oriented SiC layer, it is preferable that the tilt angle distribution is small in both the approximately normal direction and the approximately in-plane direction, for example, ⁇ 5° or less is more preferable, and ⁇ 3° or less is even more preferable.
  • the SiC substrate of the present invention is preferably in the form of a SiC composite substrate. That is, according to a preferred embodiment of the present invention, there is provided a SiC composite substrate comprising a SiC single crystal substrate and the above-mentioned SiC substrate on the SiC single crystal substrate. In this way, by providing the SiC composite substrate with a SiC substrate having a biaxially oriented SiC layer with few regions with extremely high BPDs (i.e., with a uniform distribution of BPDs), it is possible to reduce breakage and cracks during substrate processing.
  • the SiC single crystal substrate is typically a layer composed of a SiC single crystal, and has a crystal growth surface.
  • the SiC single crystal substrate preferably has an off angle.
  • the polytype, off angle, and polarity of the SiC single crystal are not particularly limited, but the polytype is preferably 4H or 6H, the off angle is preferably 0.1 to 12° from the [0001] axis of the single crystal SiC, and the polarity may be either the Si face or the C face. It is more preferable that the polytype is 4H, the off angle is 1 to 5° from the [0001] axis of the single crystal SiC, and the polarity may be either the Si face or the C face.
  • the SiC substrate of the present invention may be in the form of a free-standing substrate of a biaxially oriented SiC layer alone, or in the form of a SiC composite substrate accompanied by a SiC single crystal substrate. Therefore, if necessary, the biaxially oriented SiC layer may finally be separated from the SiC single crystal substrate.
  • the separation of the SiC single crystal substrate may be performed by a known method, and is not particularly limited. For example, a method of separating the biaxially oriented SiC layer using a wire saw, a method of separating the biaxially oriented SiC layer using electric discharge machining, a method of separating the biaxially oriented SiC layer using a laser, etc. may be mentioned.
  • the biaxially oriented SiC layer may be placed on another support substrate.
  • the material of the other support substrate is not particularly limited, and a suitable one may be selected from the viewpoint of material properties.
  • a metal substrate such as Cu, a ceramic substrate such as SiC or AlN, etc. may be mentioned.
  • the SiC composite substrate having the SiC substrate of the present invention can be preferably manufactured by (a) forming a predetermined oriented precursor layer on a SiC single crystal substrate, (b) heat-treating the oriented precursor layer on the SiC single crystal substrate to convert at least the portion near the SiC single crystal substrate into a SiC substrate (biaxially oriented SiC layer), and optionally (c) performing processing such as grinding or polishing to expose the surface of the biaxially oriented SiC layer.
  • processing such as grinding or polishing to expose the surface of the biaxially oriented SiC layer.
  • there is no limitation on the manufacturing method of the SiC composite substrate and it is sufficient to obtain a SiC substrate having a biaxially oriented SiC layer with few regions with extremely high BPD as described above.
  • a gas phase method such as CVD or sublimation method or a liquid phase method such as a solution method may be used.
  • a gas phase method such as CVD or sublimation method
  • a liquid phase method such as a solution method
  • this manufacturing method it is possible to preferably produce a SiC substrate having a biaxially oriented SiC layer with few regions with extremely high BPDs, and it is possible to effectively reduce breakage and cracks during processing of the SiC substrate or a SiC composite substrate using the same.
  • Figure 1 is a longitudinal cross-sectional view of a SiC composite substrate 10 (a cross-sectional view of the SiC composite substrate 10 cut longitudinally along a plane including the central axis of the SiC composite substrate 10), and Figure 2 is a manufacturing process diagram for the SiC composite substrate 10.
  • the SiC composite substrate 10 of this embodiment includes a SiC single crystal substrate 20 and a SiC substrate 30 (corresponding to the SiC substrate of the present invention) on the SiC single crystal substrate.
  • the textured precursor layer 40 becomes the SiC substrate (biaxially textured SiC layer) 30 by a heat treatment described later.
  • the textured precursor layer 40 is formed on the crystal growth surface of the SiC single crystal substrate 20.
  • the method of forming the oriented precursor layer 40 can employ known methods.
  • the method of forming the oriented precursor layer 40 can be, for example, a solid-phase film formation method such as an AD (aerosol deposition) method or an HPPD (supersonic plasma particle deposition) method, a gas-phase film formation method such as a sputtering method, a vapor deposition method, a sublimation method, or various CVD (chemical vapor deposition) methods, or a liquid-phase film formation method such as a solution growth method.
  • a method of forming the oriented precursor layer 40 directly on the SiC single crystal substrate 20 can be used.
  • a thermal CVD method for example, a thermal CVD method, a plasma CVD method, a mist CVD method, an MO (metal organic) CVD method, or the like can be used.
  • a method of using a polycrystalline body prepared in advance by a sublimation method, various CVD methods, sintering, or the like as the oriented precursor layer 40 and placing it on the SiC single crystal substrate 20 can also be used.
  • a method of preparing a molded body of the oriented precursor layer 40 in advance and placing this molded body on the SiC single crystal substrate 20 may be used.
  • Such an orientation precursor layer 40 may be a tape molded body produced by tape casting, or a green compact produced by pressure molding such as a uniaxial press.
  • the raw material of the oriented precursor layer 40 contains a rare earth compound.
  • the rare earth compound is not particularly limited, but includes oxides, nitrides, carbides, and fluorides of at least one element of the above-mentioned 17 types of rare earth elements.
  • oxides of rare earth elements are preferable, and oxides of Y (yttrium oxide) are more preferable.
  • the flow rate of the carrier gas (e.g., N 2 ) used when forming the oriented precursor layer 40 can effectively control the distribution of dislocations in the biaxially oriented SiC layer.
  • the oriented precursor layer 40 In the method of forming the oriented precursor layer 40 directly on the SiC single crystal substrate 20, when various CVD methods, sublimation methods, solution growth methods, etc. are used, epitaxial growth may occur on the SiC single crystal substrate 20 without going through the heat treatment process described below, and the SiC substrate 30 may be formed.
  • the oriented precursor layer 40 is in an unoriented state when formed, that is, it is an amorphous or unoriented polycrystal, and it is preferable to orient it using the SiC single crystal as a seed in the subsequent heat treatment process. In this way, it is possible to effectively reduce crystal defects that reach the surface of the SiC substrate 30.
  • the re-arrangement of the crystal structure of the solid-phase oriented precursor layer once formed using the SiC single crystal as a seed may also be effective in eliminating crystal defects. Therefore, when various CVD methods, sublimation methods, solution growth methods, etc. are used, it is preferable to select conditions that do not cause epitaxial growth in the formation process of the oriented precursor layer 40.
  • the method of forming the oriented precursor layer 40 directly on the SiC single crystal substrate 20 by the AD method or various CVD methods, or the method of placing a polycrystalline body separately prepared by sublimation, various CVD methods, sintering, etc. on the SiC single crystal substrate 20 is preferable.
  • the AD method is particularly preferable because it does not require a high vacuum process and the film formation speed is relatively fast.
  • the method of directly forming the oriented precursor layer 40 is preferable.
  • the method of placing a pre-prepared molded body on the SiC single crystal substrate 20 is also preferable as a simple method, but since the oriented precursor layer 40 is made of powder, a sintering process is required in the heat treatment step described later. Both methods can use known conditions, but below we will describe a method of forming an orientation precursor layer 40 directly on a SiC single crystal substrate 20 by the AD method or thermal CVD method, and a method of placing a previously prepared molded body on a SiC single crystal substrate 20.
  • the AD method is a technique in which fine particles or fine particle raw material is mixed with a 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 has the characteristic that a coating can be formed at room temperature.
  • An example of a film forming apparatus (AD apparatus) used in such an AD method is shown in FIG. 3.
  • the AD apparatus 50 shown in FIG. 3 is configured as an apparatus used in the AD method in which raw material powder is sprayed onto a substrate under an atmosphere with a pressure lower than atmospheric pressure.
  • This AD apparatus 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 sprays the raw material powder onto a SiC single crystal substrate 20 to form a film containing the raw material components.
  • the aerosol generating section 52 includes an aerosol generating chamber 53 that contains raw material powder and generates an aerosol by receiving a carrier gas from a gas cylinder (not shown), a raw material supply pipe 54 that supplies the generated aerosol to the film forming section 60, and a vibrator 55 that applies vibrations at a frequency of 10 to 100 Hz to the aerosol generating chamber 53 and the aerosol therein.
  • the carrier gas include N2 .
  • the film forming section 60 includes a film forming chamber 62 that sprays an aerosol onto the SiC single crystal substrate 20, a substrate holder 64 that is disposed inside the film forming chamber 62 and fixes the SiC single crystal substrate 20, and an XY stage 63 that moves the substrate holder 64 in the X-axis and Y-axis directions.
  • the film forming unit 60 also includes an injection nozzle 66 having a slit 67 formed at its tip for injecting the 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 may cause pores in the film or the film may become a compact depending on the deposition conditions. For example, it is easily affected by the impact speed of the raw material powder with the substrate, the particle size of the raw material powder, the agglomeration state of the raw material powder in the aerosol, the amount sprayed per unit time, etc.
  • the impact speed of the raw material powder with the substrate is affected by the pressure difference between the deposition chamber 62 and the spray nozzle 66, the opening area of the spray nozzle, etc. Therefore, in order to obtain a dense oriented precursor layer, it is necessary to appropriately control these factors. In particular, in order to effectively control the distribution of dislocation density in the biaxially oriented SiC layer, it is preferable to control, for example, the opening area of the spray nozzle (nozzle size).
  • the source gas is not particularly limited, but silicon tetrachloride (SiCl 4 ) gas or silane (SiH 4 ) gas can be used as a Si source, and methane (CH 4 ) gas or propane (C 3 H 8 ) gas can be used as a C source.
  • the film forming temperature is preferably 1000 to 2200°C, more preferably 1100 to 2000°C, and even more preferably 1200 to 1900°C.
  • the oriented precursor layer 40 is not oriented when it is produced, that is, it is amorphous or unoriented polycrystalline, and it is preferable to use a SiC single crystal as a seed crystal during the heat treatment process to cause crystal rearrangement. It is known that the film formation temperature, the gas flow rate of the Si source and the C source and their ratio, the film formation pressure, etc. have an effect on the formation of an amorphous or polycrystalline layer on a SiC single crystal using a thermal CVD method.
  • the film formation temperature has a large effect, and from the viewpoint of forming an amorphous or polycrystalline layer, a low film formation temperature is preferable, preferably less than 1700°C, more preferably 1500°C or less, and even more preferably 1400°C or less. However, if the film formation temperature is too low, the film formation rate itself also decreases, so from the viewpoint of the film formation rate, a high film formation temperature is preferable.
  • the orientation precursor layer 40 can be prepared by molding the raw material powder of the orientation precursor.
  • the orientation precursor layer 40 is a press molded body.
  • the press molded body can be prepared by press molding the raw material powder of the orientation precursor based on a known method, for example, by putting the raw material powder into a mold and pressing it at a pressure of preferably 100 to 400 kgf/cm 2 , more preferably 150 to 300 kgf/cm 2.
  • there is no particular limitation on the molding method and in addition to press molding, tape molding, extrusion molding, casting molding, doctor blade method, and any combination thereof can be used.
  • additives such as binders, plasticizers, dispersants, and dispersion media are appropriately added to the raw material powder to make a slurry, and the slurry is preferably discharged and molded into a sheet by passing it through a thin slit-shaped discharge port.
  • the thickness of the molded body molded into a sheet there is no limitation on the thickness of the molded body molded into a sheet, but from the viewpoint of handling, it is preferable that it is 5 to 500 ⁇ m.
  • a number of these sheet molded bodies may be stacked and used to obtain the desired thickness. These molded bodies are then heat-treated on the SiC single crystal substrate 20, and the portions near the SiC single crystal substrate 20 become the SiC substrate 30.
  • the molded body it is necessary to sinter the molded body in the heat treatment process described below. It is preferable to form the SiC substrate 30 after the molded body is sintered and integrated with the SiC single crystal substrate 20 as a polycrystalline body. If the molded body does not go through the sintered state, epitaxial growth using the SiC single crystal as a seed may not occur sufficiently. For this reason, the molded body may contain additives such as sintering aids in addition to the SiC raw material.
  • the SiC substrate 30 is generated 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 can be performed in a known heat treatment furnace such as a tubular furnace or a hot plate. In addition to these normal pressure (pressless) heat treatments, pressurized heat treatments such as hot pressing and HIP, and combinations of normal pressure heat treatment and pressurized heat treatment can also be used.
  • the heat treatment atmosphere can be selected from vacuum, nitrogen, inert gas, and combinations thereof.
  • the heat treatment temperature is preferably 1700 to 2700° C.
  • the heat treatment temperature is preferably 1700°C or higher, more preferably 1800°C or higher, even more preferably 1900°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 conditions affect the concentration of rare earth elements in the biaxially oriented SiC layer and the distribution of dislocation density in the biaxially oriented SiC layer
  • the heat treatment temperature is preferably 2200 to 2600°C, more preferably 2390 to 2500°C, even more preferably 2400 to 2500°C, and particularly preferably 2400 to 2450°C.
  • the holding time is preferably 2 to 30 hours, more preferably 4 to 20 hours.
  • the heat treatment may be performed in multiple stages. Even in such a case, the heat treatment temperature and the total holding time are preferably within the above ranges.
  • the heat treatment temperature and the holding time are related to the thickness of the SiC substrate 30 produced by epitaxial growth, and can be appropriately adjusted.
  • the orientation precursor layer 40 when a molded body prepared in advance is used as the orientation precursor layer 40, it is necessary to sinter it during the heat treatment, and high-temperature atmospheric sintering, 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, and even more preferably 200 kgf/cm 2 or more, and there is no particular upper limit.
  • the sintering temperature is also not particularly limited as long as sintering and epitaxial growth occur.
  • the sintering conditions affect the concentration of rare earth elements in the biaxially oriented SiC layer and the distribution of dislocations in the biaxially oriented SiC layer
  • the conditions for example, the sintering temperature and holding time.
  • the sintering temperature is preferably 1700 to 2700 ° C.
  • the holding time is preferably 2 to 18 hours.
  • the atmosphere during sintering can be selected from vacuum, nitrogen, inert gas atmosphere, or a mixed gas of nitrogen and inert gas.
  • the firing may be performed in a plurality of stages, and the firing temperature and the total holding time are preferably within the above ranges.
  • the crystals in the oriented precursor layer 40 preferably grow from the crystal growth surface of the SiC single crystal substrate 20 while being oriented along the c-axis and a-axis, so that the oriented precursor layer 40 gradually changes from the crystal growth surface into the SiC substrate 30.
  • the SiC composite substrate including the resulting SiC substrate 30 has reduced breakage and cracks during substrate processing.
  • Example 1 (1) Preparation of Oriented Precursor Layer
  • Raw material powders containing 90.8% by weight of commercially available fine ⁇ -SiC powder (volume-based D50 particle size: 0.7 ⁇ m) and 9.2% by weight of yttrium oxide powder (volume-based D50 particle size: 0.1 ⁇ m) were prepared. These raw material powders were mixed in ethanol for 24 hours using SiC balls in a ball mill, and then dried to obtain a mixed powder.
  • the nozzle scan conditions were a scan speed of 0.5 mm/s, a 155 mm movement perpendicular to the long side of the slit in the forward direction, a 5 mm movement in the long side direction of the slit, a 155 mm movement perpendicular to the long side of the slit in the return direction, and a 5 mm movement in the long side direction of the slit in the opposite direction to the initial position, and a scan was repeated at the point where the slit moved 155 mm from the initial position in the long side direction, and a cycle of returning to the initial position was defined as one cycle, and this was repeated 4000 times.
  • the thickness of the AD film formed in this way was about 400 ⁇ m.
  • the occurrence rate P C (%) of cracks and cracks was calculated by determining the number of SiC substrates with cracks and cracks with a length of 100 ⁇ m or more among 100 SiC substrates produced under the same conditions as the SiC substrate produced as described above. The yield of the substrate was evaluated by determining this P C. The results are shown in Table 1.
  • Polishing (5-1) Surface Polishing
  • the (0001) surface of the SiC substrate obtained in (3) above was polished with diamond abrasive grains and then finished by chemical mechanical polishing (CMP) to achieve the target thickness and surface condition.
  • CMP chemical mechanical polishing
  • X-Ray Topography (XRT) Measurement of Heat-Treated Layer The SiC substrate produced in (5) above was used as an evaluation sample, and an XRT image of the evaluation sample was obtained under the conditions shown below.
  • basal plane dislocations BPDs
  • the entire XRT image of the entire surface of the obtained sample was partitioned into a grid pattern that gave an area of 4 mm length x 4 mm width x 28 ⁇ m depth per square.
  • the "depth” refers to the penetration depth of X-rays.
  • the entire length of the BPDs was measured using image processing software (manufactured by Rigaku Corporation) to determine the volume density (cm/cm 3 ) of the BPDs per square.
  • the average value of the volume density in the entire XRT image area was calculated to determine the average value X (cm/cm 3 ) of the volume density of the BPDs per square.
  • Example 1 In the sample of Example 1, the area where the density per cell is 5X (cm/cm 3 ) or more was analyzed from the XRT image, and a schematic diagram showing the area with blackened cells is shown in Figure 4. In Figure 4, the part A corresponding to C 5X is also shown.
  • TSDs threading screw dislocations
  • TEDs edge dislocations
  • the entire XRT image of the entire surface of the obtained sample was divided into a grid pattern with an area of 4 mm vertical x 4 mm horizontal per square.
  • the number of TEDs was measured using image processing software (manufactured by Rigaku Corporation), and the number density (/cm 2 ) of TEDs per square was obtained.
  • the average value of the number density in the entire XRT image area was calculated to obtain the average value Z (/cm 2 ) of the number density of TEDs per square.
  • the maximum number of squares C 2Z (mass) in which areas with 2Z or more per square are continuous in a straight line vertically and horizontally was also confirmed.
  • Example 3 (Comparison) In the above (1), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that the flow rate of the carrier gas N2 was set to 3.5 L/min. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 4 In the above (1), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that the flow rate of the carrier gas N2 was set to 6.5 L/min. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 5 In the above (1), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that the flow rate of the carrier gas N2 was set to 6.0 L/min. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 6 Comparison
  • a raw material powder containing 80.8% by weight of fine ⁇ -SiC powder (volume-based D50 particle size: 0.7 ⁇ m) and 19.2% by weight of yttrium oxide powder (volume-based D50 particle size: 0.1 ⁇ m) was used, and the flow rate of N2, which is a carrier gas, was set to 2.0 L/min.
  • N2 which is a carrier gas
  • a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1. It was confirmed that the obtained heat-treated layer was a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 7 In the above (1), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that the flow rate of the carrier gas N2 was set to 4.5 L/min. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 8 In the above (1), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that the flow rate of the carrier gas N2 was set to 5.0 L/min. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 10 (Comparative) In the above (1), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that the flow rate of the carrier gas N2 was set to 2.5 L/min. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 11 In the above (1), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that a ceramic nozzle with a slit of 5 mm long side x 0.5 mm short side was used for deposition. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 12 In the above (1), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that a ceramic nozzle with a slit of 5 mm long side x 0.6 mm short side was used for deposition. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 13 (Comparative) In the above (1), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that a ceramic nozzle with a slit of 5 mm long side x 0.9 mm short side was used for deposition. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 14 In the above (1), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that a ceramic nozzle with a slit of 5 mm long side x 0.2 mm short side was used for deposition. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 15 In the above (1), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that a ceramic nozzle with a slit of 5 mm long side x 0.3 mm short side was used for deposition. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 16 (Comparative) In the above (1), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that a ceramic nozzle with a slit of 5 mm long side x 1.0 mm short side was used for deposition. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 17 In the above (1), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that a ceramic nozzle with a slit of 5 mm long side x 0.8 mm short side was used for deposition. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 18 In the above (1), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that a ceramic nozzle with a slit of 5 mm long side x 0.7 mm short side was used for deposition. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 19 (Comparative) In the above (1), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that a ceramic nozzle with a slit of 5 mm long side x 1.1 mm short side was used for deposition. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 20 (Comparative) In the above (1), a raw material powder containing 80.8% by weight of fine ⁇ -SiC powder (volume-based D50 particle size: 0.7 ⁇ m) and 19.2% by weight of yttrium oxide powder (volume-based D50 particle size: 0.1 ⁇ m) was used, and a ceramic nozzle with a slit of 5 mm long side x 1.2 mm short side was used for deposition.
  • the SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1. It was confirmed that the obtained heat-treated layer was a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 21 In the above (2), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that annealing was performed in an argon atmosphere at 2410° C. for 10 hours. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 22 In the above (2), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that annealing was performed in an argon atmosphere at 2420° C. for 10 hours. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 23 (Comparative) In the above (2), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that annealing was performed in an argon atmosphere at 2370° C. for 10 hours. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 24 In the above (2), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that annealing was performed in an argon atmosphere at 2430° C. for 10 hours. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 25 In the above (2), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that annealing was performed in an argon atmosphere at 2440° C. for 10 hours. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 26 (Comparative) In the above (1), a raw material powder containing 94.9% by weight of fine ⁇ -SiC powder (volume-based D50 particle size: 0.7 ⁇ m) and 5.1% by weight of yttrium oxide powder (volume-based D50 particle size: 0.1 ⁇ m) was used, and in the above (2), annealing was performed for 10 hours at 2460° C. in an argon atmosphere. Except for this, a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 27 In the above (2), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that annealing was performed in an argon atmosphere at 2450° C. for 10 hours. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 28 In the above (2), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that annealing was performed in an argon atmosphere at 2390° C. for 10 hours. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 29 (Comparative) In the above (2), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that annealing was performed in an argon atmosphere at 2470° C. for 10 hours. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • Example 30 (Comparative) In the above (2), a SiC substrate was produced and evaluated in the same manner as in Example 1, except that annealing was performed in an argon atmosphere at 2480° C. for 10 hours. The obtained heat-treated layer was confirmed to be a biaxially oriented SiC layer. The results are shown in Table 1.
  • the distribution of BPDs and the like can be controlled by the film formation conditions (carrier gas flow rate, etc.) in the AD method and the rare earth element concentration in the SiC substrate.
  • the film formation conditions carrier gas flow rate, etc.
  • the rare earth element concentration in the SiC substrate when the entire XRT image of the biaxially oriented SiC layer is divided into a lattice shape that gives an area of 4 mm length x 4 mm width x 28 ⁇ m depth per square, when the average value of the volume density of BPDs per square is X (cm/cm 3 ), it was found that in a SiC substrate in which the area of 5X (cm/cm 3 ) or more per square is not continuous for 10 squares or more in a straight line vertically and horizontally, it is possible to reduce cracks and breakage during processing.

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Abstract

基板加工時の割れ及びクラックを低減可能なＳｉＣ基板が提供される。このＳｉＣ基板は、二軸配向ＳｉＣ層を備えており、二軸配向ＳｉＣ層をＸ線トポグラフ（ＸＲＴ）測定して得られるＸＲＴ像において、ＸＲＴ像全域を１マス当たり縦４ｍｍ×横４ｍｍ×深さ２８μｍの領域を与える格子状に区画した場合、１マス当たりの基底面転位（ＢＰＤ）の体積密度における平均値をＸ（ｃｍ／ｃｍ３）としたときに、１マス当たり５Ｘ（ｃｍ／ｃｍ３）以上となる領域が、縦横それぞれ一直線で１０マス以上連続しないものである。

Description

ＳｉＣ基板及びＳｉＣ複合基板
　本発明は、ＳｉＣ基板及び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。それ故に、ＳｉＣパワーデバイスの根幹を成すＳｉＣウェハの開発は非常に注目されている。
　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。得られるＳｉＣ単結晶基板には、多くの転位が存在しており、これらは基底面転位（ＢＰＤ）、螺旋転位（ＴＳＤ）及び刃状転位（ＴＥＤ）の３種類に大別される。これらの転位の内、基底面転位はエピタキシャル成長膜へ引き継がれ、デバイスの駆動領域に存在すると、通電によって基底面転位が積層欠陥に拡張し、ＳｉＣデバイスの信頼性に悪影響を与える。これら転位に関し、特許文献１（特許第６１９２９４８号公報）には、刃状転位が偏って分布する領域、及び基底面転位が偏って分布する領域を有するＳｉＣ単結晶が開示されている。このようなＳｉＣ単結晶は特定の転位種に起因する特性劣化を抑制できることが記載されている。特許文献２（特許第５７５０３６３号公報）には、｛０００１｝面内方向のバーガースベクトルを有する転位（主として基底面転位と貫通型刃状転位）の体積密度が３７００ｃｍ／ｃｍ３以下である低転位密度領域を含むＳｉＣ単結晶が開示されている。また、ＳｉＣ単結晶基板を加工する際に割れやクラックが発生することが知られている。これに関し、非特許文献１（Y. Qiusheng, C. Senkai and P. Jisheng, “Surface and subsurface cracks characteristics of single crystal SiC wafer in surface machining,” AIP Conference Proceedings 1653, 020091 (2015)）には、単結晶ＳｉＣウェハに様々な加工を行い、それによりウェハ表面に発生するクラック特性を分析したことが記載されている。
特許第６１９２９４８号公報 特許第５７５０３６３号公報
Y. Qiusheng, C. Senkai and P. Jisheng, "Surface and subsurface cracks characteristics of single crystal SiC wafer in surface machining," AIP Conference Proceedings 1653, 020091 (2015)
　非特許文献１の開示によれば、ＳｉＣは極めて硬いために加工が難しく、ウェハの研削、研磨、切断等の際に発生する割れやクラックによる歩留まりの低下が課題となっている。その直接的な原因は明らかにされていないが、転位による塑性変形等の結晶内の歪みが関与している可能性がある。この点、特許文献１及び２に開示されるようなＳｉＣ単結晶に存在する転位は偏りをもって分布していると考えられ、その場合、ＳｉＣ基板の研削、研磨、切断等の基板加工時に割れ及びクラックが発生しやすくなる。
　本発明者らは、今般、ＳｉＣ基板が、ＢＰＤが極度に多い領域が少ない（すなわち、ＢＰＤの分布が均一な）二軸配向ＳｉＣ層を備えることにより、ＳｉＣ基板における結晶内の歪みが小さくなり、研削、研磨、切断等の基板加工時の割れ及びクラックを低減できるとの知見を得た。
　したがって、本発明の目的は、基板加工時の割れ及びクラックを低減可能なＳｉＣ基板を提供することにある。
　本発明によれば、以下の態様が提供される。
［態様１］
　二軸配向ＳｉＣ層を備えたＳｉＣ基板であって、
　前記二軸配向ＳｉＣ層をＸ線トポグラフ（ＸＲＴ）測定して得られるＸＲＴ像において、前記ＸＲＴ像全域を１マス当たり縦４ｍｍ×横４ｍｍ×深さ２８μｍの領域を与える格子状に区画した場合、１マス当たりの基底面転位（ＢＰＤ）の体積密度における平均値をＸ（ｃｍ／ｃｍ３）としたときに、１マス当たり５Ｘ（ｃｍ／ｃｍ３）以上となる領域が、縦横それぞれ一直線で１０マス以上連続しない、ＳｉＣ基板。
［態様２］
　前記ＸＲＴ像において、１マス当たり３Ｘ（ｃｍ／ｃｍ３）以上となる領域が、縦横それぞれ一直線で５マス以上連続しない、態様１に記載のＳｉＣ基板。
［態様３］
　前記ＸＲＴ像全域を１マス当たり縦４ｍｍ×横４ｍｍの領域を与える格子状に区画した場合、１マス当たりの螺旋転位（ＴＳＤ）の個数密度における平均値をＹ（／ｃｍ２）としたときに、１マス当たり２Ｙ（／ｃｍ２）以上となる領域が、縦横それぞれ一直線で１０マス以上連続しない、態様１又は２に記載のＳｉＣ基板。
［態様４］
　前記ＸＲＴ像全域を１マス当たり縦４ｍｍ×横４ｍｍの領域を与える格子状に区画した場合、１マス当たりの刃状転位（ＴＥＤ）の個数密度における平均値をＺ（／ｃｍ２）としたときに、１マス当たり２Ｚ（／ｃｍ２）以上となる領域が、縦横それぞれ一直線で１０マス以上連続しない、態様１～３のいずれか一つに記載のＳｉＣ基板。
［態様５］
　前記Ｘが２００～５０００ｃｍ／ｃｍ３である、態様１～４のいずれか一つに記載のＳｉＣ基板。
［態様６］
　前記二軸配向ＳｉＣ層の希土類元素濃度が２．０×１０１４～５．０×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ３である、態様１～５のいずれか一つに記載のＳｉＣ基板。
［態様７］
　ＳｉＣ単結晶基板と、前記ＳｉＣ単結晶基板上の態様１～６のいずれか一つに記載のＳｉＣ基板とを備えた、ＳｉＣ複合基板。
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。 例１のサンプルにおいて、ＸＲＴ像から１マス当たり５Ｘ（ｃｍ／ｃｍ３）以上となる領域を解析し、当該領域を黒塗りのマス目で表示した模式図である。
　ＳｉＣ基板
　本発明によるＳｉＣ基板は、二軸配向ＳｉＣ層を備える。二軸配向ＳｉＣ層をＸ線トポグラフ（ＸＲＴ）測定して得られるＸＲＴ像において、ＸＲＴ像全域を１マス当たり縦４ｍｍ×横４ｍｍ×深さ２８μｍの領域を与える格子状に区画した場合、１マス当たりの基底面転位（ＢＰＤ）の体積密度における平均値をＸ（ｃｍ／ｃｍ３）とする。このとき、二軸配向ＳｉＣ層は、１マス当たり５Ｘ（ｃｍ／ｃｍ３）以上となる領域が、縦横それぞれ一直線で１０マス以上連続しない。なお、「縦横それぞれ一直線で１０マス以上連続しない」とは、縦一直線に連続するマス目の数と横一直線に連続するマス目の数のみをカウントし、斜め一直線に連続するマス目の数はカウントしないものである。このように、ＳｉＣ基板が、ＢＰＤが極度に多い領域が少ない（すなわち、ＢＰＤの分布が均一な）二軸配向ＳｉＣ層を備えることにより、ＳｉＣ基板における結晶内の歪みが小さくなり、研削、研磨、切断等の基板加工時の割れ及びクラックを低減できる。
　前述したように、ＳｉＣは極めて硬いために加工が難しく、ウェハの研削、研磨、切断等に発生する割れやクラックによる歩留まりの低下が課題となっている。この点、ＳｉＣ基板に存在する転位が偏りをもって分布している場合、ＳｉＣ基板の研削、研磨、切断等の基板加工時に割れ及びクラックが発生しやすくなる。この点、本発明によれば、かかる問題が好都合に解消される。これにより、ＳｉＣ基板製造時の歩留まりを改善することができる。
　本発明のＳｉＣ基板が備える二軸配向ＳｉＣ層は、ＸＲＴ測定して得られるＸＲＴ像において、ＸＲＴ像全域を１マス当たり縦４ｍｍ×横４ｍｍ×深さ２８μｍの領域を与える格子状に区画した場合、１マス当たりのＢＰＤの体積密度における平均値をＸ（ｃｍ／ｃｍ３）としたときに、１マス当たり５Ｘ（ｃｍ／ｃｍ３）以上となる領域が、縦横それぞれ一直線で１０マス以上連続せず、好ましくは５マス以上、より好ましくは２マス以上連続しない。また、上記ＸＲＴ像において、１マス当たり３Ｘ（ｃｍ／ｃｍ３）以上となる領域が、縦横それぞれ一直線で５マス以上連続しないのが好ましく、より好ましくは４マス以上、さらに好ましくは３マス以上連続しない。このようにＢＰＤが極度に多い領域を少なくすることで、より効果的に基板加工時の割れ及びクラックを低減することができる。また、１マス当たりのＢＰＤの体積密度における平均値Ｘは２００～５０００ｃｍ／ｃｍ３であるのが好ましい。
　二軸配向ＳｉＣ層は、ＸＲＴ測定して得られるＸＲＴ像において、ＸＲＴ像全域を１マス当たり縦４ｍｍ×横４ｍｍの領域を与える格子状に区画した場合、１マス当たりのＴＳＤの個数密度における平均値をＹ（／ｃｍ２）としたときに、１マス当たり２Ｙ（／ｃｍ２）以上となる領域が、縦横それぞれ一直線で１０マス以上連続しないのが好ましく、より好ましくは６マス以上連続しない。このようにＴＳＤが極度に多い領域も少なくすることで、より効果的に基板加工時の割れ及びクラックを低減することができる。また、１マス当たりのＴＳＤの個数密度における平均値Ｙは１００～８００／ｃｍ２であるのが好ましい。
　二軸配向ＳｉＣ層は、ＸＲＴ測定して得られるＸＲＴ像において、ＸＲＴ像全域を１マス当たり縦４ｍｍ×横４ｍｍの領域を与える格子状に区画した場合、１マス当たりのＴＥＤの個数密度における平均値をＺ（／ｃｍ２）としたときに、１マス当たり２Ｚ（／ｃｍ２）以上となる領域が、縦横それぞれ一直線で１０マス以上連続しないのが好ましく、より好ましくは４マス以上連続しない。このようにＴＥＤが極度に多い領域も少なくすることで、より効果的に基板加工時の割れ及びクラックを低減することができる。また、１マス当たりのＴＥＤの個数密度における平均値Ｚは１０００～８０００／ｃｍ２であるのが好ましい。
　ＳｉＣ基板ないし二軸配向ＳｉＣ層はオフ角を有していてもよく、その場合、オフ角はＳｉＣ基板ないし二軸配向ＳｉＣ層の［０００１］軸から０．１～１２°であるのが好ましく、より好ましくは１～５°である。
　二軸配向ＳｉＣ層は希土類元素を含むのが好ましく、希土類元素の例としては、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ｓｃ及びそれらの組合せが挙げられる。割れ及びクラック低減の観点からは、希土類元素はＹであるのが好ましい。
　二軸配向ＳｉＣ層が希土類元素を含む場合、二軸配向ＳｉＣ層の希土類元素濃度は２．０×１０１４～５．０×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ３であるのが好ましく、より好ましくは５．０×１０１４～２．０×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ３である。希土類元素を上記範囲内の濃度とすることで、効果的にＢＰＤが極度に多い領域が少ない二軸配向ＳｉＣ層とすることができる。
　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、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、本発明の好ましい態様によれば、ＳｉＣ単結晶基板と、ＳｉＣ単結晶基板上の上述したＳｉＣ基板とを備えた、ＳｉＣ複合基板が提供される。このように、ＢＰＤが極度に多い領域が少ない（すなわち、ＢＰＤの分布が均一な）二軸配向ＳｉＣ層を備えたＳｉＣ基板をＳｉＣ複合基板が備えることで、基板加工時の割れ及びクラック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単結晶基板は、オフ角を有するのが好ましい。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面でもＣ面でもよい。ポリタイプは４Ｈ、オフ角は単結晶ＳｉＣの［０００１］軸から１～５°であることがより好ましく、極性はＳｉ面でもＣ面でもよい。
　本発明の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、ワイヤーソーによって二軸配向ＳｉＣ層を分離する手法、放電加工によって二軸配向ＳｉＣ層を分離する手法、レーザーを利用して二軸配向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、上述したような、ＢＰＤが極度に多い領域が少ない二軸配向ＳｉＣ層を備える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。転位の分布が均一に制御された二軸配向ＳｉＣ層を得るためには、後述するように、配向前駆体層形成時の希土類元素の添加量、配向前駆体層形成時の成膜条件（キャリアガス流量やノズルサイズ）、配向前駆体層の熱処理条件等を制御するのが好ましい。このような製造方法によれば、ＢＰＤが極度に多い領域が少ない二軸配向ＳｉＣ層を備えるＳｉＣ基板を好ましく作製することができ、ＳｉＣ基板ないしそれを用いたＳｉＣ複合基板加工時の割れ及びクラックを効果的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ＳｉＣ基板３０（本発明の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）に示すように、配向前駆体層４０は、後述の熱処理により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の原料に希土類化合物が含まれるようにするのが好ましい。こうすることで、二軸配向ＳｉＣ層中の希土類化合物の濃度を制御し、二軸配向ＳｉＣ層における転位の分布を効果的に制御することができる。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、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）である。また、配向前駆体層４０形成時に使用するキャリアガス（例えばＮ２）の流量により、二軸配向ＳｉＣ層における転位の分布を効果的に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、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、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法や、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。キャリアガスとしては、例えば、Ｎ２等が挙げられる。また、二軸配向ＳｉＣ層における転位密度の分布を効果的に制御するために、キャリアガスの流量を制御することも好ましく、その流量は２．０～６．５Ｌ／ｍｉｎであるのが好ましく、４．０～６．５Ｌ／ｍｉｎであってもよい。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。特に、二軸配向ＳｉＣ層における転位密度の分布を効果的に制御するためには、例えば、噴射ノズルの開口面積（ノズルサイズ）を制御するのが好ましい。
　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、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、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、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）に示すように、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、不活性ガス、及びそれらの組合せの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１８００℃以上、さらに好ましくは１９００℃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層中の希土類元素の濃度、及び二軸配向ＳｉＣ層における転位密度の分布に影響を与えるため、その条件（例えば熱処理温度）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２２００～２６００℃、より好ましくは２３９０～２５００℃、さらに好ましくは２４００～２５００℃、特に好ましくは２４００～２４５０℃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時間である。また、熱処理は複数の段階に分けて行ってもよい。このような場合であっても、熱処理温度及び合計保持時間は、上記範囲内であることが好ましい。さらに、熱処理温度や保持時間はエピタキシャル成長で生じるＳｉＣ基板３０の厚さにも関係しており、適宜調整することができる。
　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層中の希土類元素の濃度、及び二軸配向ＳｉＣ層における転位の分布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。また、上記同様、焼成は複数の段階に分けて行ってもよく、焼成温度及び合計保持時間は、上記範囲内であることが好ましい。原料となるＳｉＣ粉末は、α－ＳｉＣ及びβ－ＳｉＣの少なくとも一方で構成されていてもよいが、β－ＳｉＣで構成されるのが好ましい。ＳｉＣ粉末は、好ましくは０．０１～１００μｍの体積基準Ｄ５０粒径を有するＳｉＣ粒子で構成される。
　熱処理工程では、配向前駆体層４０内の結晶は好ましくは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ＳｉＣ基板３０に変わっていく。生成したＳｉＣ基板３０を備えるＳｉＣ複合基板は、基板加工時の割れ及びクラックが低減されたものになる。
（ｃ）研削及び／又は研磨工程
　図２（ｃ）に示すように、研削工程では、熱処理工程後にＳｉＣ基板３０上に残った配向前駆体層４０を研削除去して、ＳｉＣ基板３０の表面を露出させ、露出した表面を研削及び／又は研磨する。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ＳｉＣ基板３０に配向前駆体層４０を積層し、熱処理した後に、研削及び／又は研磨をこの順に行うことにより、ＳｉＣ基板３０の上に２層目の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。なお、以下の例は本発明を何ら限定するものではない。
　例１
（１）配向前駆体層の作製
　市販の微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０粒径：０．７μｍ）９０．８重量％、酸化イットリウム粉末（体積基準Ｄ５０粒径：０．１μｍ）９．２重量％を含む原料粉末を用意した。これらの原料粉末を、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１５０ｍｍ（６インチ）、Ｓｉ面、（０００１）面、オフ角４°、厚さ０．３５ｍｍ、オリフラ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｆｌａｔ）なし）を用意し、図３に示すＡＤ装置５０において、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、流量は４．０Ｌ／ｍｉｎとした。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１５５ｍｍ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１５５ｍｍ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１５５ｍｍ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４０００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４００μｍ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、２４００℃にて１０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
（３－１）表面研削
　熱処理層を形成したＳｉＣ単結晶基板の（０００１）面を、グラインダ（１０００～６０００番手のダイヤモンドホイール）で所定の厚さまで平面研削し、目標の厚さ及び面状態にした。
（３－２）裏面研削
　熱処理層を形成したＳｉＣ単結晶基板の（０００－１）面を、グラインダ（１０００～６０００番手のダイヤモンドホイール）で所定の厚さまで平面研削し、目標の厚さ及び面状態にした。このようにしてＳｉＣ基板を得た。
（４）加工後の割れ及びクラックの発生抑制に関する評価
　工業用顕微鏡（ニコン製、ＥＣＬＩＰＳＥ　ＬＶ１５０Ｎ）を用いて、接眼レンズの倍率を１０倍、対物レンズの倍率を５倍とした。偏光モード及び微分干渉モードにて上記（３）で得られたＳｉＣ基板の表面全体を観察し、割れやクラックが確認された場合は割れやクラックが存在する基板とみなした。このとき、割れ及びクラックの長さが１００μｍ以上のもののみを、割れ及びクラックとしてカウントした。上記のように作製したＳｉＣ基板と同一条件で作製したＳｉＣ基板１００枚のうち、長さが１００μｍ以上の割れ及びクラックがあるＳｉＣ基板の数を求めることで、割れ及びクラックの発生率ＰＣ（％）を算出した。このＰＣを求めることで基板の歩留まりを評価した。結果を表１に示す。
（５）研磨
（５－１）表面研磨
　上記（３）で得られたＳｉＣ基板の（０００１）面をダイヤモンド砥粒で研磨加工した後、化学機械研磨（ＣＭＰ）仕上げをし、目標の厚さ及び面状態とした。
（５－２）裏面研磨
　上記（３）で得られたＳｉＣ基板の（０００－１）面をダイヤモンド砥粒で研磨加工し、目標の厚さ及び面状態とした。
（６）熱処理層の二軸配向性評価
　ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎｓ）法を用いて、以下に示す条件により、上記（３）で得られた熱処理層の表面（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°以下であったため、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＞
・測定装置：電子線後方散乱回折装置（ＥＢＳＤ）（オックスフォード・インストゥルメンツ社製Ｎｏｒｄｌｙｓ　Ｎａｎｏ）を取り付けたＳＥＭ（日立ハイテクノロジーズ社製、ＳＵ－５０００）
・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）
（７）熱処理層のＸ線トポグラフ（ＸＲＴ）測定
　上記（５）により作製したＳｉＣ基板を評価サンプルとして、以下に示す条件により、評価サンプルのＸＲＴ像を取得した。
＜ＸＲＴ測定条件＞
・測定装置：Ｘ線トポグラフイメージングシステム（株式会社リガク製、ＸＲＴｍｉｃｒｏｎ）
・観察モード：反射
・回折面：（１１－２８）面
・Ｘ線源：Ｃｕ、Ｋα
・管電圧／管電流：４０ｋＶ／３０ｍＡ
・検出器：ＸＴＯＰ　ＣＣＤカメラ
・撮影エリア：サンプル全面
　まず、基底面転位（ＢＰＤ）に関する評価を行った。得られたサンプル全面のＸＲＴ像全域を１マス当たり縦４ｍｍ×横４ｍｍ×深さ２８μｍの領域を与える格子状に区画した。なお、「深さ」とはＸ線の侵入深さを表す。区画した各領域において、画像処理ソフト（株式会社リガク製）を用いてＢＰＤの全長をそれぞれ測定し、１マス当たりのＢＰＤの体積密度（ｃｍ／ｃｍ３）を求めた。そして、ＸＲＴ像全領域における上記体積密度の平均値を算出することで、１マス当たりのＢＰＤの体積密度における平均値Ｘ（ｃｍ／ｃｍ３）を求めた。また、１マス当たり５Ｘ以上となる領域が、縦横それぞれ一直線で連続しているマス数の最大値Ｃ５Ｘ（マス）、及び１マス当たり３Ｘ以上となる領域が、縦横それぞれ一直線で連続しているマス数の最大値Ｃ３Ｘ（マス）も確認した。このとき、Ｃ５Ｘ及びＣ３Ｘには、縦一直線に連続するマス目の数と横一直線に連続するマス目の数のみをカウントし、斜め一直線に連続するマス目の数はカウントしない。結果を表１に示す。なお、例１のサンプルにおいて、ＸＲＴ像から１マス当たり５Ｘ（ｃｍ／ｃｍ３）以上となる領域を解析し、当該領域を黒塗りのマス目で表示した模式図を図４に示す。この図４においてＣ５Ｘに相当する箇所Ａも示す。
　螺旋転位（ＴＳＤ）に関する評価も行った。得られたサンプル全面のＸＲＴ像全域を１マス当たり縦４ｍｍ×横４ｍｍの領域を与える格子状に区画した。区画した各領域において、画像処理ソフト（株式会社リガク製）を用いてＴＳＤの個数をそれぞれ測定し、１マス当たりのＴＳＤの個数密度（／ｃｍ２）を求めた。そして、ＸＲＴ像全領域における上記個数密度の平均値を算出することで、１マス当たりのＴＳＤの個数密度における平均値Ｙ（／ｃｍ２）を求めた。また、１マス当たり２Ｙ以上となる領域が、縦横それぞれ一直線で連続しているマス数の最大値Ｃ２Ｙ（マス）も確認した。このとき、Ｃ２Ｙには、縦一直線に連続するマス目の数と横一直線に連続するマス目の数のみをカウントし、斜め一直線に連続するマス目の数はカウントしない。結果を表１に示す。
　刃状転位（ＴＥＤ）に関する評価も行った。得られたサンプル全面のＸＲＴ像全域を１マス当たり縦４ｍｍ×横４ｍｍの領域を与える格子状に区画した。区画した各領域において、画像処理ソフト（株式会社リガク製）を用いてＴＥＤの個数をそれぞれ測定し、１マス当たりのＴＥＤの個数密度（／ｃｍ２）を求めた。そして、ＸＲＴ像全領域における上記個数密度の平均値を算出することで、１マス当たりのＴＥＤの個数密度における平均値Ｚ（／ｃｍ２）を求めた。また、１マス当たり２Ｚ以上となる領域が、縦横それぞれ一直線で連続しているマス数の最大値Ｃ２Ｚ（マス）も確認した。このとき、Ｃ２Ｚには、縦一直線に連続するマス目の数と横一直線に連続するマス目の数のみをカウントし、斜め一直線に連続するマス目の数はカウントしない。結果を表１に示す。
（８）熱処理層内の希土類元素濃度
　上記（１）及び（２）と同様にして作製した基板を上記（３－１）と同様に研磨後、縦５ｍｍ×横６ｍｍ程度のチップ状に切断し、これを評価サンプルとした。この評価サンプルの研磨面である（０００１）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（本例ではＹ）の分析装置はＣＡＭＥＣＡ社製ＩＭＳ－７ｆを用い、一次イオン種Ｏ２ ＋、及び加速電圧１１．０ｋＶにて測定を実施した。こうして、希土類元素（Ｙ）濃度ＣＲＥ（ａｔｏｍｓ／ｃｍ３）を測定した。結果を表１に示す。
　例２
　上記（１）において、キャリアガスであるＮ２の流量を５．５Ｌ／ｍｉｎとしたこと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ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。結果を表１に示す。
　例３（比較）
　上記（１）において、キャリアガスであるＮ２の流量を３．５Ｌ／ｍｉｎとしたこと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ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。結果を表１に示す。
　例４
　上記（１）において、キャリアガスであるＮ２の流量を６．５Ｌ／ｍｉｎとしたこと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ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。結果を表１に示す。
　例５
　上記（１）において、キャリアガスであるＮ２の流量を６．０Ｌ／ｍｉｎとしたこと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ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。結果を表１に示す。
　例６（比較）
　上記（１）において、微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０粒径：０．７μｍ）８０．８重量％、酸化イットリウム粉末（体積基準Ｄ５０粒径：０．１μｍ）１９．２重量％を含む原料粉体を使用し、キャリアガスであるＮ２の流量を２．０Ｌ／ｍｉｎとしたこと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ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。結果を表１に示す。
　例７
　上記（１）において、キャリアガスであるＮ２の流量を４．５Ｌ／ｍｉｎとしたこと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ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。結果を表１に示す。
　例８
　上記（１）において、キャリアガスであるＮ２の流量を５．０Ｌ／ｍｉｎとしたこと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ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。結果を表１に示す。
　例９（比較）
　上記（１）において、キャリアガスであるＮ２の流量を３．０Ｌ／ｍｉｎとしたこと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ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。結果を表１に示す。
　例１０（比較）
　上記（１）において、キャリアガスであるＮ２の流量を２．５Ｌ／ｍｉｎとしたこと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ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。結果を表１に示す。
　例１１
　上記（１）において、長辺５ｍｍ×短辺０．５ｍｍ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こと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ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。結果を表１に示す。
　例１２
　上記（１）において、長辺５ｍｍ×短辺０．６ｍｍ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こと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ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。結果を表１に示す。
　例１３（比較）
　上記（１）において、長辺５ｍｍ×短辺０．９ｍｍ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こと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ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。結果を表１に示す。
　例１４
　上記（１）において、長辺５ｍｍ×短辺０．２ｍｍ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こと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ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。結果を表１に示す。
　例１５
　上記（１）において、長辺５ｍｍ×短辺０．３ｍｍ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こと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ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。結果を表１に示す。
　例１６（比較）
　上記（１）において、長辺５ｍｍ×短辺１．０ｍｍ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こと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ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。結果を表１に示す。
　例１７
　上記（１）において、長辺５ｍｍ×短辺０．８ｍｍ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こと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ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。結果を表１に示す。
　例１８
　上記（１）において、長辺５ｍｍ×短辺０．７ｍｍ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こと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ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。結果を表１に示す。
　例１９（比較）
　上記（１）において、長辺５ｍｍ×短辺１．１ｍｍ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こと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ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。結果を表１に示す。
　例２０（比較）
　上記（１）において、微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０粒径：０．７μｍ）８０．８重量％、酸化イットリウム粉末（体積基準Ｄ５０粒径：０．１μｍ）１９．２重量％を含む原料粉体を使用し、長辺５ｍｍ×短辺１．２ｍｍ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こと以外は、例１と同様にしてＳｉＣ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。結果を表１に示す。
　例２１
　上記（２）において、アルゴン雰囲気中で、２４１０℃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。結果を表１に示す。
　例２２
　上記（２）において、アルゴン雰囲気中で、２４２０℃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。結果を表１に示す。
　例２３（比較）
　上記（２）において、アルゴン雰囲気中で、２３７０℃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。結果を表１に示す。
　例２４
　上記（２）において、アルゴン雰囲気中で、２４３０℃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。結果を表１に示す。
　例２５
　上記（２）において、アルゴン雰囲気中で、２４４０℃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。結果を表１に示す。
　例２６（比較）
　上記（１）において、微細β－ＳｉＣ粉末（体積基準Ｄ５０粒径：０．７μｍ）９４．９重量％、酸化イットリウム粉末（体積基準Ｄ５０粒径：０．１μｍ）５．１重量％を含む原料粉体を使用し、上記（２）において、アルゴン雰囲気中で、２４６０℃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。結果を表１に示す。
　例２７
　上記（２）において、アルゴン雰囲気中で、２４５０℃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。結果を表１に示す。
　例２８
　上記（２）において、アルゴン雰囲気中で、２３９０℃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。結果を表１に示す。
　例２９（比較）
　上記（２）において、アルゴン雰囲気中で、２４７０℃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。結果を表１に示す。
　例３０（比較）
　上記（２）において、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。結果を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　原因は定かでないが、ＡＤ法における成膜条件（キャリアガス流量等）やＳｉＣ基板内の希土類元素濃度等により、ＢＰＤ等の分布を制御できることが分かった。具体的には、二軸配向ＳｉＣ層のＸＲＴ像全域を１マス当たり縦４ｍｍ×横４ｍｍ×深さ２８μｍの領域を与える格子状に区画した場合、１マス当たりのＢＰＤの体積密度における平均値をＸ（ｃｍ／ｃｍ３）としたときに、１マス当たり５Ｘ（ｃｍ／ｃｍ３）以上となる領域が、縦横それぞれ一直線で１０マス以上連続しないＳｉＣ基板では、加工時の割れやクラックを低減できることが分かった。特に、１マス当たり３Ｘ（ｃｍ／ｃｍ３）以上となる領域が、縦横それぞれ一直線で５マス以上連続しない基板では、効果的に加工時の割れやクラックを低減できることが分かった。

Claims (7)

  1. 　二軸配向ＳｉＣ層を備えたＳｉＣ基板であって、
    　前記二軸配向ＳｉＣ層をＸ線トポグラフ（ＸＲＴ）測定して得られるＸＲＴ像において、前記ＸＲＴ像全域を１マス当たり縦４ｍｍ×横４ｍｍ×深さ２８μｍの領域を与える格子状に区画した場合、１マス当たりの基底面転位（ＢＰＤ）の体積密度における平均値をＸ（ｃｍ／ｃｍ３）としたときに、１マス当たり５Ｘ（ｃｍ／ｃｍ３）以上となる領域が、縦横それぞれ一直線で１０マス以上連続しない、ＳｉＣ基板。
  2. 　前記ＸＲＴ像において、１マス当たり３Ｘ（ｃｍ／ｃｍ３）以上となる領域が、縦横それぞれ一直線で５マス以上連続しない、請求項１に記載のＳｉＣ基板。
  3. 　前記ＸＲＴ像全域を１マス当たり縦４ｍｍ×横４ｍｍの領域を与える格子状に区画した場合、１マス当たりの螺旋転位（ＴＳＤ）の個数密度における平均値をＹ（／ｃｍ２）としたときに、１マス当たり２Ｙ（／ｃｍ２）以上となる領域が、縦横それぞれ一直線で１０マス以上連続しない、請求項１又は２に記載のＳｉＣ基板。
  4. 　前記ＸＲＴ像全域を１マス当たり縦４ｍｍ×横４ｍｍの領域を与える格子状に区画した場合、１マス当たりの刃状転位（ＴＥＤ）の個数密度における平均値をＺ（／ｃｍ２）としたときに、１マス当たり２Ｚ（／ｃｍ２）以上となる領域が、縦横それぞれ一直線で１０マス以上連続しない、請求項１又は２に記載のＳｉＣ基板。
  5. 　前記Ｘが２００～５０００ｃｍ／ｃｍ３である、請求項１又は２に記載のＳｉＣ基板。
  6. 　前記二軸配向ＳｉＣ層の希土類元素濃度が２．０×１０１４～５．０×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ３である、請求項１又は２に記載のＳｉＣ基板。
  7. 　ＳｉＣ単結晶基板と、前記ＳｉＣ単結晶基板上の請求項１又は２に記載のＳｉＣ基板とを備えた、ＳｉＣ複合基板。
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