外延碳化硅晶片的制造方法与流程

本发明涉及外延碳化硅晶片的制造方法。

背景技术：

碳化硅(以下标记为SiC)的耐热性以及机械强度优良，物理、化学上稳定，因此作为耐环境性半导体材料受到瞩目。而且，近年来，作为高频高耐压电子器件等的基板，外延SiC晶片的需求得以增高。

在使用SiC单晶基板(以下有时称为SiC基板)制作电力器件、高频器件等的情况下，一般是：通常在SiC基板上利用热CVD法(热化学蒸镀法)使SiC薄膜外延生长；或者，通过离子注入法直接注入掺杂物。在后者的情况下，由于在注入后需要进行高温下的退火，因此多采用利用外延生长来进行薄膜形成。

在SiC的外延膜上除了三角形缺陷、胡萝卜型缺陷、彗星型缺陷等外延缺陷以外，还存在表面的微细凹凸、所谓的台阶聚并(step bunching)。该台阶聚并通过台阶流动(step flow)进行外延生长时，各台阶的进行速度不相同，因此通过速度快的台阶追赶上速度慢的台阶，产生台阶的高度增大的结果。如果台阶聚并存在，则例如在其上制作MOS器件时，通过氧化膜与SiC的界面的凹凸使电子的迁移率降低，器件特性变差。因此，为了提高器件的特性以及成品率，外延缺陷同样需要该台阶聚并也降低。

已知上述台阶聚并在通常在生长前进行的SiC基板的蚀刻处理的时刻已经发生，正在对不发生台阶聚并的蚀刻处理条件进行研究。作为一个例子，示出了通过使用氢与硅烷的混合气体作为蚀刻处理气体，蚀刻处理后的台阶聚并与仅使用了氢的蚀刻处理的情况相比能够大幅降低(参考非专利文献1)。

图1中，将以往的进行外延膜生长时的典型热CVD法所得到的生长次序与气体的导入时刻一同示出。首先，在外延生长炉中安装SiC基板，将外延生长炉内真空排气后，导入氢气载气来将压力调节至2×10³～2×10⁴Pa。然后，在将压力保持恒定的同时升高外延生长炉的温度，达到1550～1600℃左右后，导入SiH₄开始蚀刻处理(氢气载气为流入的状态)。此时的SiH₄流量为每分钟1～2cm³，氢气载气流量为每分钟100～200L。蚀刻处理结束后，使外延生长炉的温度变化至外延生长温度即1600～1650℃左右，但此期间，停止SiH₄的导入，外延生长炉的温度稳定后，在再次导入作为硅系材料气体的SiH₄的同时，导入作为碳系材料气体的C₃H₈以及作为掺杂气体的N₂，开始外延生长。此时的SiH₄流量为每分钟100～150cm³、C₃H₈流量为每分钟50～70cm³(C/Si比为1.0～2.0左右)，外延生长速度为每小时10μm左右。关于该外延生长速度，由于通常利用的外延层的膜厚为10μm左右，因此考虑生产率来确定。在得到期望膜厚的时刻，停止SiH₄、C₃H₈以及N₂的导入，在仅氢气流入的状态下降低温度。温度降低至常温后，停止氢气的导入，将外延生长室内真空排气，将不活泼气体导入外延生长室，并将外延生长室恢复至大气压，然后取出SiC基板。

但是，即使使用上述氢与硅烷的混合气体，通过以往方法，以相当的频率观察到在外延生长后发生台阶聚并，这暗示了蚀刻处理后的表面状态的不稳定性。因此，进一步公开了用于抑制台阶聚并的尝试。

专利文献1中提出了在氢与硅烷的混合气体中导入三氯硅烷等硅-氯系气体。其公开了在硅烷分解时生成多种化合物，但在硅-氯系气体的情况下，即使分解也变成SiCl₂，得到稳定的蚀刻速度。

专利文献2中公开了控制成膜中的Si/C比来抑制原子台阶的技术。提出了此时从蚀刻开始在成膜初期中使Si/C比率恒定。

专利文献3中公开了通过使由氢蚀刻产生的蚀刻深度在一定值(1nm)以下来抑制由基底面位错(BPD)引起的巨型台阶聚并(GSB；Giant Step Bunching)的技术。此时，提出了瞬间进行向蚀刻工序和外延生长层形成工序的过渡。具体而言，提出了在与停止导入蚀刻气体的大致同时导入外延生长用的原料气体或者持续导入蚀刻气体的状态下，追加导入对形成外延生长层所必需的气体作为原料气体。

因此，虽然是今后期待应用于器件中的外延SiC晶片，但如果使蚀刻处理后的表面状态稳定、使外延生长后的台阶聚并稳定而不降低，则难以以高成品率制作特性优良的电子器件。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：国际公开公报WO2012/67112号

专利文献2：日本特开2007-326743号公报

专利文献3：日本特开2014-189436号公报

非专利文献

非专利文献1：K.Kojima et al.：Materials Science Forum Vols.556-557(2007)pp 85-88.

技术实现要素：

发明所要解决的问题

作为抑制台阶聚并的技术，有例如专利文献1～3中公开的技术，报道发挥了一定的效果。

但是，专利文献1中记载的技术虽然是向蚀刻气体中导入三氯硅烷等硅-氯系气体，有助于蚀刻的稳定化，但与台阶聚并的稳定的减少无关。

另外，专利文献2中记载的技术是在外延生长条件正在发生变动的过程中开始外延生长，因此对于台阶聚并的减少效果产生批次间的偏差，不能得到再现性。

专利文献3中，提倡瞬间切换蚀刻工序与外延生长工序，但在现实情况下很困难。公开了在切换时，在持续导入蚀刻气体的状态下，追加导入对外延生长层的形成所必需的气体作为原料气体，与专利文献2同样地在外延生长条件正在发生变动的过程中开始外延生长，因此在台阶聚并的减少效果方面产生批次间的偏差，不能得到再现性。

如上所述，即使进行这些技术，台阶聚并也并不是稳定地减少，此外产生批次间的偏差，存在不能得到再现性的问题。另一方面，器件技术已经进一步高度化，要求台阶聚并的进一步稳定的降低。

本发明的课题在于，在不伴随有设备的大幅改造的情况下制造抑制台阶聚并、具有再现性良好且高品质的外延膜(SiC单晶薄膜)的外延SiC晶片。此外，本发明中，作为台阶聚并的指标使用表面粗糙度Ra，以表面粗糙度Ra为1.0nm以下作为目标。

用于解决问题的手段

本发明者们为了解决上述课题进行了深入的研究，结果得到以下见解。

(a)

以往，蚀刻结束后，虽然是流入作为载气的氢气(以下称为氢气载气)的状态，但材料气体停止，变更炉内温度和压力等用于外延生长的条件(以下称为外延生长条件)。外延生长条件稳定后，导入外延生长用的材料气体，开始外延生长。从蚀刻结束到外延生长开始的期间通常需要5～10分钟。此期间发现：好不容易通过蚀刻形成的洁净的SiC基板的表面状态紊乱，这是使台阶聚并的再现性变差的原因之一。

(b)

因此发现了：在外延生长前，与氢气载气一起流入硅系材料气体，进行SiC基板的蚀刻处理，从该蚀刻处理工序向生长工序变更气体流量、温度、压力等外延生长条件时，持续流入硅系材料气体和氢气载气直到各条件的稳定化完成，在条件稳定后导入碳系材料气体，开始生长，由此能够使台阶聚并降低了的外延膜稳定地生长。由此，能够在保持表面能量低且稳定的SiC基板表面的同时开始外延生长，因此发现不仅台阶聚并被抑制，而且批次间的偏差也降低，可以得到稳定且高品质的外延SiC晶片。

此外，外延生长条件主要是指外延生长温度、外延生长压力、氢气载气的流量、硅系材料气体的流量或碳系的各材料气体的流量中的至少任意一种。另外，外延生长条件的变更是指从蚀刻处理时的条件变更(变化)为外延生长时的条件。

(c)

另外，上述见解确认了在蚀刻气体中导入三氯硅烷等硅-氯系气体的情况下也得到同样的效果。

本发明是基于上述见解而进行的，其主旨如下。

即，本发明为：

[1]一种外延碳化硅晶片的制造方法，其是在外延生长炉内的碳化硅单晶基板上通过热CVD法使碳化硅外延生长，其特征在于，在外延生长炉内，导入作为载气的氢气和相对于上述载气为10^-4体积％以上且10^-2体积％以下的硅系材料气体，对碳化硅单晶基板的表面进行超过0.05μm且0.5μm以下蚀刻处理后，在供给上述载气和上述硅系材料气体的状态下变更上述外延生长炉内的外延生长条件，在上述外延生长条件稳定后，在供给上述载气和上述硅系材料气体的状态下进一步供给碳系材料气体，开始碳化硅的外延生长。

[2]根据[1]所述的外延碳化硅晶片的制造方法，其特征在于，上述外延生长条件为外延生长温度、外延生长压力、载气的流量、硅系材料气体的流量或碳系材料气体的流量中的任意一种以上。

[3]根据[1]或[2]所述的外延碳化硅晶片的制造方法，其特征在于，上述硅系材料气体为硅烷系气体、氯硅烷系气体以及四氯化硅气体中的一种或二种以上的混合气体。

[4]根据[1]～[3]中任一项所述的外延碳化硅晶片的制造方法，其特征在于，上述碳系材料气体为C₃H₈气体、C₂H₄气体以及CH₄气体中的一种或二种以上的混合气体。

[5]根据[1]～[4]中任一项所述的外延碳化硅晶片的制造方法，其特征在于，所得到的外延碳化硅晶片表面的表面粗糙度Ra为1.0nm以下。

[6]根据[1]～[5]中任一项所述的外延碳化硅晶片的制造方法，其特征在于，上述碳化硅单晶基板相对于(0001)面向<11-20>方向倾斜的偏斜角度为4°以下。

发明效果

根据本发明，能够稳定地提供具有与以往相比更进一步降低了台阶聚并的高品质外延膜的外延SiC晶片。

另外，本发明的制造方法由于使用热CVD法，因此可以得到装置构成容易且控制性也优良、均匀性、再现性高的外延膜。另外，可以在不进行大幅改造的情况下运用已知的外延生长炉。

另外，如果使用本发明的外延SiC晶片，则能够在降低了台阶聚并的高品质外延膜上形成器件，因此其特性以及成品率提高。

附图说明

图1是表示以往的进行外延生长时的典型的生长次序的图。

图2是表示通过本发明的一个方法进行外延生长时的生长次序的图。

图3是表示通过本发明的一个方法进行外延生长后的膜的表面状态的光学显微镜照片。

图4是表示通过本发明的其他一个方法进行外延生长时的生长次序的图。

图5是表示通过本发明的其他一个方法进行外延生长时的生长次序的图。

具体实施方式

以下，对本发明详细地进行说明。

如图1所说明的那样，以往，导入作为载气的氢气和硅系材料气体，在1550～1600℃下对碳化硅单晶基板的表面进行蚀刻处理后，在氢气流入的状态下停止硅系材料气体的导入，在氢气载气流入的状态下使炉内的温度、压力变更为外延生长温度、压力。另外，温度、压力稳定后，导入硅系以及碳系的各材料气体，开始外延生长。因此据认为，从蚀刻处理结束到开始外延生长的期间(通常5～10分钟左右)，碳化结晶单晶基板处于约1600℃气氛下，所以通过蚀刻处理形成的洁净度高的SiC基板的表面状态紊乱，无法再现性良好地降低台阶聚并。

因此，本发明的特征在于，从蚀刻处理结束到开始外延生长的期间，维持氢气载气和硅系材料气体的导入，在保持表面能量低且稳定的SiC基板表面的同时，外延生长条件稳定后，开始外延生长，通过该方法能够再现性良好地降低台阶聚并。

关于本发明的具体的内容，首先，对向SiC基板上的外延生长进行描述。外延生长所使用的装置(外延生长炉)为热CVD装置。CVD法的装置构成简单，通过气体的开/关可以控制外延生长的膜厚，因此是外延膜的控制性、再现性优良的生长方法。

本发明中，将进行外延膜生长时的次序的一个例子示于图2。该次序是针对在开始外延生长时从蚀刻处理的条件中改变外延生长温度的情况来示出的。首先，与如图1所示的以往例同样地在外延生长炉内安装SiC基板，将外延生长炉内真空排气后，导入氢气载气，将压力调节至2×10³～2×10⁴Pa。然后，在将压力保持恒定的同时升高外延生长炉的温度，达到1550～1600℃左右后，导入SiH₄，从而开始蚀刻处理(氢气载气为流入的状态)。此时的SiH₄流量为每分钟1～2cm³、氢气载气流量为每分钟100～200L。蚀刻处理结束后，使温度变化至外延生长温度即1600～1650℃左右，但此期间(时间t)在SiH₄为流入的状态下，等待温度稳定(该次序例子中为5～10分钟左右)。温度稳定后，SiH₄已经流入，但如果需要，则调节流量，导入C₃H₈以及作为掺杂气体的N₂，开始外延生长。之后的工序与如图1所示的以往法同样。这样，在SiC基板的蚀刻处理后，将温度等外延生长炉内的条件调节(变更)成外延生长条件。此时，通过设定成使SiH₄这样的硅系材料气体流入的状态，保持使用了SiH₄的蚀刻处理的特长、即稳定的表面状态。因此，可以在SiC基板的洁净的表面状态下直接实施外延生长。其结果，能够稳定地降低结束外延生长后的外延膜表面上的台阶聚并。

使用了SiH₄的蚀刻处理通常使SiC基板的表面能量下降，因此能够降低蚀刻处理后的台阶聚并。另外，在开始外延生长时容易促进台阶流动，因此据认为通过两者的效果对抑制外延生长后的台阶聚并是有效的。但是，蚀刻处理条件和外延生长条件中，在多数情况下温度、压力、各种气体流量等工序条件不同，在将条件从蚀刻处理向外延生长改变时，对条件变更以及稳定化所需的时间(相当于图2所示的时间t)是必需的。以往技术中，上述条件变更以及稳定化的时间期间，在氢气载气流入的状态下停止SiH₄是为了保持由蚀刻处理形成的表面状态而进行的。但是，本发明者们发现，在此期间也使SiH₄持续流入对保持SiC的表面状态的稳定是有效的，与抑制再现性良好的台阶聚并相关。

上述例子中，以作为外延生长条件的温度为例子进行了说明，但作为外延生长条件，在开始SiC的外延生长时，也有时使外延生长温度、外延生长压力、氢气载气的流量或硅系以及碳系的各材料气体的流量中的任意一种或一种以上从蚀刻处理时的条件发生变化即可。关于从蚀刻处理到开始外延生长的条件变更以及稳定化所需的时间t，使载气和各材料的流量发生变化的情况下大约为1～2分钟左右。另外，使外延生长温度发生变化的情况下大约为5～10分钟左右，使外延生长压力发生变化的情况下大约为3～5分钟左右。

此外，在此所说的外延生长条件稳定是指各条件(温度、压力、流量等)集中于特定的目标值。例如，只要1分钟的变动以目标值为中心在±3％以内即可，如果优选为±1％以内，则可以判断为稳定。

蚀刻处理中的硅系材料气体能够以相对于载气达到10^-4体积％以上且10^-2体积％以下(1E-4体积％以上且1E-2体积％以下)的方式向外延生长炉内导入载气和硅系材料气体。硅系材料气体相对于载气少于10^-4体积％时，由蚀刻处理产生的SiC基板的表面能量的降低效果减少。另一方面，硅系材料气体相对于载气多于10^-2体积％时，硅系材料气体的浓度高而导致Si微滴的产生会成为问题。

此外，上述说明中硅系材料气体使用SiH₄，碳系材料气体使用C₃H₈，但无需特别限于这些。

作为硅系材料气体，可以使用硅烷(也称为SiH₄、单硅烷)、乙硅烷(Si₂H₆)、丙硅烷(Si₃H₈)等硅烷系气体、以及三氯硅烷、四氯硅烷等氯硅烷系气体、四氯化硅气体。当然也可以为硅烷系气体、氯硅烷系气体以及四氯化硅气体中的1种或2种以上的混合气体。

作为碳系材料气体，可以使用C₃H₈、C₂H₄或CH₄等烃化合物的气体。

此外，在图2的次序例子中以N₂作为n型掺杂气体，但作为p型掺杂也可以使用包含B、Al的气体等。或者，也可以通过没有导入掺杂气体而使其外延生长。

另外，通过蚀刻处理对SiC基板的表面以超过0.05μm且0.5μm以下、优选0.1μm以上且0.5μm以下的量进行蚀刻。这是由于，如果蚀刻量达到0.05μm以下，则SiC基板表面的研磨损伤层的除去不充分，因此容易诱发台阶聚并以及外延缺陷，而如果蚀刻量大于0.5μm，则变得过度蚀刻，表面粗糙度增大。

因此，在台阶聚并的评价中，通常使用表面粗糙度Ra。在无台阶聚并的情况下，Ra为0.3～0.5nm，如果超过该值的2倍左右，则台阶聚并变显著。因此，适当地将外延SiC晶片表面的表面粗糙度Ra抑制为1.0nm以下即可。此外，表面粗糙度Ra是基于JIS B0601：2001的算术平均粗糙度。可以优选为0.8nm以下，进一步优选为0.6nm以下。

在制造外延SiC晶片时，关于SiC基板的偏斜角度，其值越小，来自晶锭的收率越大而越有利。偏斜角度过小时，表面的台阶密度减少，阶梯宽度增大，因此阻碍台阶流动生长，台阶聚并和外延缺陷增加。鉴于这些情况，目前以4度的偏斜角度为主流。为了充分地得到本发明的效果，相对于(0001)面向<11-20>方向倾斜的偏斜角度为4度以下即可，更确切地说偏斜角度优选为0.5～4度。即，根据本发明，对于具有4°以下的偏斜角度的SiC基板上的外延膜，稳定地得到台阶聚并少的高品质的外延膜。

作为在这样地外延生长后的外延SiC晶片上适宜形成的器件，没有特别限制，例如为肖特基势垒二极管、PIN二极管、MOS二极管、MOS晶体管等这样的特别在电力控制用中使用的器件。

实施例

以下，基于实施例以及比较例，在SiC单晶基板上使SiC膜外延生长，对制造外延SiC晶片的方法进行说明。此外，本发明不限于以下的内容。

(实施例1)从4英寸(100mm)晶片用SiC单晶锭以约400μm的厚度进行切割，实施粗加工和利用金刚石磨粒进行的通常的研磨以及利用CMP(化学机械研磨)进行的精研磨，由此得到SiC单晶基板。对该SiC单晶基板的Si面实施外延生长。在此，SiC单晶基板的多型为4H，另外，相对于(0001)面向<11-20>方向倾斜的SiC单晶基板的偏斜角度为4°(以下的实施例、比较例中偏斜角度的偏斜方向均与此相同)。

作为外延生长的顺序，在热CVD的外延生长炉内安装SiC单晶基板，将外延生长炉内真空排气后，以每分钟150L导入氢气载气的同时，将压力调节至3×10³Pa。然后，将压力保持恒定的同时升高外延生长炉的温度至1630℃，在温度稳定了的时刻将SiH₄(硅系材料气体)以每分钟15cm³导入，开始蚀刻处理。此时，在氢气载气流入的状态下，SiH₄相对于氢气载气的比例为10^-2体积％。另外，将蚀刻时间设定为60分钟，利用该蚀刻处理进行的SiC单晶基板的表面的蚀刻量为0.2μm。此外，蚀刻量的调节可以通过蚀刻时间来进行，预先通过使用了FTIR(傅里叶变换红外光谱；Fourier Transform InfraredSpectroscopy)法的厚度测定来求出蚀刻速度。

蚀刻处理后，在使氢气载气以及SiH₄气体的流量不发生变化地流入的同时，升高外延生长炉的温度至1650℃。在温度稳定了的时刻将SiH₄气体的流量变更至每分钟125cm³的同时，使C₃H₈(碳系材料气体)的流量为每分钟54cm³，使N₂(掺杂气体)的流量为每分钟30cm³，导入外延生长炉内，开始向SiC单晶基板上的外延生长。此时，从蚀刻结束后至开始外延生长的时间大约为3分钟。另外，使外延层生长10μm后，停止SiH₄、C₃H₈以及N₂的导入，在仅氢气流入的状态下降低温度。下降至常温后，停止氢气的导入，将外延生长室内真空排气，将不活泼气体导入外延生长室中，并使外延生长室恢复至大气压之后，取出SiC单晶基板。

将这样地进行了外延生长后的膜的光学显微镜照片示于图3。由图3可知，得到台阶聚并少的良好的膜。另外，表面粗糙度Ra小至0.4nm。这据认为是，在蚀刻处理结束后还在使SiH₄持续流入的同时使外延生长条件稳定化，过渡至外延生长工序，由此SiC基板表面由于在保持表面能量低的稳定状态的情况下直接开始外延生长，因此降低了台阶聚并。

(实施例2)在与实施例1同样地进行了切割、粗加工、通常研磨以及精研磨后的具有4H型的多型的4英寸(100mm)的SiC单晶基板的Si面上实施了外延生长。SiC单晶基板的偏斜角度为4°。作为蚀刻处理的顺序与实施例1同样，但使蚀刻处理时的SiH₄流量为每分钟1.5cm³地进行导入(SiH₄相对于氢气载气的比例为10^-3体积％)，由蚀刻处理产生的蚀刻量为0.2μm(蚀刻时间为40分钟)。之后的外延生长顺序、气体流量、温度等与实施例1同样，外延生长膜厚为10μm。在这样地进行了外延生长后的膜的表面粗糙度Ra小至0.5nm。这是由于，通过在蚀刻处理结束后还在使SiH₄持续流入的同时过渡至外延生长工序，由此SiC基板表面在保持表面能量低的稳定状态的情况下直接开始外延生长，降低了台阶聚并。

(实施例3)在与实施例1同样地进行了切割、粗加工、通常研磨以及精研磨后的具有4H型的多型的4英寸(100mm)的SiC单晶基板的Si面上实施了外延生长。SiC单晶基板的偏斜角度为4°。作为蚀刻处理的顺序与实施例1同样，但使蚀刻处理时的SiH₄流量为每分钟0.15cm³地进行导入(SiH₄相对于氢气载气的比例为10^-4体积％)，由蚀刻处理产生的蚀刻量为0.2μm(蚀刻时间为30分钟)。之后的外延生长顺序、气体流量、温度等与实施例1同样，外延生长膜厚为10μm。在这样地进行了外延生长后的膜的表面粗糙度Ra小至0.7nm。这是由于，通过在蚀刻处理结束后还在使SiH₄持续流入的同时过渡至外延生长工序，由此在保持表面能量低的稳定状态的情况下直接开始外延生长，降低了台阶聚并。

(实施例4)在与实施例1同样地进行了切割、粗加工、通常研磨以及精研磨后的具有4H型的多型的4英寸(100mm)的SiC单晶基板的Si面上实施了外延生长。SiC单晶基板的偏斜角度为4°。作为蚀刻处理的顺序与实施例1同样，但使蚀刻处理时的SiH₄流量为每分钟15cm³地进行导入(SiH₄相对于氢气载气的比例为10^-2体积％)，由蚀刻处理产生的蚀刻量为0.1μm(蚀刻时间为30分钟)。之后的外延生长顺序、气体流量、温度等与实施例1同样，外延生长膜厚为10μm。在这样地进行了外延生长后的膜的表面粗糙度Ra小至0.6nm。这是由于，通过在蚀刻处理结束后还在使SiH₄持续流入的同时过渡至外延生长工序，由此SiC基板表面在保持表面能量低的稳定状态的情况下直接开始外延生长，降低了台阶聚并。

(实施例5)在与实施例1同样地进行了切割、粗加工、通常研磨以及精研磨后的具有4H型的多型的4英寸(100mm)的SiC单晶基板的Si面上实施了外延生长。SiC单晶基板的偏斜角度为4°。作为蚀刻处理的顺序与实施例1同样，但使蚀刻处理时的SiH₄流量为每分钟15cm³地进行导入(SiH₄相对于氢气载气的比例为10^-2体积％)，由蚀刻处理产生的蚀刻量为0.5μm(蚀刻时间为150分钟)。之后的外延生长顺序、气体流量、温度等与实施例1同样，外延生长膜厚为10μm。在这样地进行了外延生长后的膜的表面粗糙度Ra小至0.5nm。这是由于，通过在蚀刻处理结束后还在使SiH₄持续流入的同时过渡至外延生长工序，由此SiC基板表面在保持表面能量低的稳定状态的情况下直接开始外延生长，降低了台阶聚并。

(实施例6)在与实施例1同样地进行了切割、粗加工、通常研磨以及精研磨后的具有4H型的多型的4英寸(100mm)的SiC单晶基板的Si面上实施了外延生长。SiC单晶基板的偏斜角度为2°。作为蚀刻处理的顺序与实施例1同样，但使蚀刻处理时的SiH₄流量为每分钟15cm³地进行导入(SiH₄相对于氢气载气的比例为10^-2体积％)，由蚀刻处理产生的蚀刻量为0.2μm(蚀刻时间为60分钟)。之后的外延生长顺序、气体流量、温度等与实施例1同样，外延生长膜厚为10μm。在这样地进行了外延生长后的膜的表面粗糙度Ra小至0.8nm。这是由于，通过在蚀刻处理结束后还在使SiH₄持续流入的同时过渡至外延生长工序，由此SiC基板表面在保持表面能量低的稳定状态的情况下直接开始外延生长，降低了台阶聚并。

(实施例7)在与实施例1同样地进行了切割、粗加工、通常研磨以及精研磨后的具有4H型的多型的4英寸(100mm)的SiC单晶基板的Si面上实施了外延生长。SiC单晶基板的偏斜角度为0.5°。作为蚀刻处理的顺序与实施例1同样，但使蚀刻处理时的SiH₄流量为每分钟15cm³地进行导入(SiH₄相对于氢气载气的比例为10^-2体积％)，由蚀刻处理产生的蚀刻量为0.2μm(蚀刻时间为60分钟)。之后的外延生长顺序、气体流量、温度等与实施例1同样，外延生长膜厚为10μm。在这样地进行了外延生长后的膜的表面粗糙度Ra小至0.9nm。这是由于，通过在蚀刻处理结束后还在使SiH₄持续流入的同时过渡至外延生长工序，由此SiC基板表面在保持表面能量低的稳定状态的情况下直接开始外延生长，降低了台阶聚并。

(实施例8)在与实施例1同样地进行了切割、粗加工、通常研磨以及精研磨后的具有4H型的多型的4英寸(100mm)的SiC单晶基板的Si面上实施了外延生长。SiC单晶基板的偏斜角度为4°。作为蚀刻处理的顺序与实施例1同样，但使用SiHCl₃代替SiH₄，使蚀刻处理时的SiHCl₃流量为每分钟15cm³地进行导入(SiHCl₃相对于氢气载气的比例为10^-2体积％)，由蚀刻处理产生的蚀刻量为0.2μm(蚀刻时间为60分钟)。之后的外延生长顺序、气体流量、温度等与实施例1同样，外延生长膜厚为10μm。在这样地进行了外延生长后的膜的表面粗糙度Ra小至0.5nm。这是由于，通过在蚀刻处理结束后还在使SiHCl₃持续流入的同时过渡至外延生长工序，由此SiC基板表面在保持表面能量低的稳定状态的情况下直接开始外延生长，降低了台阶聚并。

(实施例9)在与实施例1同样地进行了切割、粗加工、通常研磨以及精研磨后的具有4H型的多型的4英寸(100mm)的SiC单晶基板的Si面上实施了外延生长。SiC单晶基板的偏斜角度为4°。作为蚀刻处理的顺序与实施例1同样，但使用SiCl₄代替SiH₄，使蚀刻处理时的SiCl₄流量为每分钟15cm³地进行导入(SiCl₄相对于氢气载气的比例为10^-2体积％)，由蚀刻处理产生的蚀刻量为0.2μm(蚀刻时间为60分钟)。之后的外延生长顺序、气体流量、温度等与实施例1同样，外延生长膜厚为10μm。在这样地进行了外延生长后的膜的表面粗糙度Ra小至0.45nm。这是由于，通过在蚀刻处理结束后还在使SiCl₄持续流入的同时过渡至外延生长工序，由此SiC基板表面在保持表面能量低的稳定状态的情况下直接开始外延生长，降低了台阶聚并。

(实施例10)在与实施例1同样地进行了切割、粗加工、通常研磨以及精研磨后的具有4H型的多型的4英寸(100mm)的SiC单晶基板的Si面上实施了外延生长。SiC单晶基板的偏斜角度为4°。实施例1～9中作为外延生长开始的条件变更了外延温度，但在该实施例中变更了外延压力，将这种情况下的外延生长次序示于图4。

作为外延生长的顺序，在外延生长炉内安装SiC单晶基板，将外延生长炉内真空排气后，在使氢气载气以每分钟150L导入的同时将压力调节至3×10³Pa。然后，将压力保持恒定的同时升高外延生长炉的温度至1630℃，在温度稳定了的时刻使SiH₄流量为每分钟15cm³进行导入，开始蚀刻处理。SiH₄相对于氢气载气的比例为10^-2体积％，由蚀刻处理产生的蚀刻量为0.2μm(蚀刻时间为60分钟)。

蚀刻处理后，在温度不改变并且SiH₄流量也不发生变化地进行流入的同时将压力升高至7×10³Pa，在压力稳定了的时刻在使SiH₄流量改变至每分钟125cm³的同时，使C₃H₈流量为每分钟54cm³、N₂流量为每分钟30cm³导入外延生长炉内，开始外延生长。此时，从蚀刻结束后至开始外延生长的时间大约为3分钟。之后的顺序、外延生长膜厚与实施例1同样。在这样地进行了外延生长后的膜的表面粗糙度Ra小至0.55nm。这是由于，通过在蚀刻处理结束后还在使SiH₄持续流入的同时过渡至外延生长工序，由此SiC基板表面在保持表面能量低的稳定状态的情况下直接开始外延生长，降低了台阶聚并。

(实施例11)在与实施例1同样地进行了切割、粗加工、通常研磨以及精研磨后的具有4H型的多型的4英寸(100mm)的SiC单晶基板的Si面上实施了外延生长。SiC单晶基板的偏斜角度为4°。在该实施例中作为外延生长开始的条件的载气流量发生变更，将此时的外延生长次序示于图5。

作为外延生长的顺序，在外延生长炉内安置基板，将外延生长炉内真空排气后，在使氢气载气以每分钟150L导入的同时将压力调节至3×10³Pa。然后，将压力保持恒定的同时升高外延生长炉的温度至1630℃，在温度稳定了的时刻使SiH₄流量为每分钟15cm³进行导入，开始蚀刻处理。SiH₄相对于氢气载气的比例为10^-2体积％，由蚀刻处理产生的蚀刻量为0.2μm(蚀刻时间为60分钟)。

蚀刻处理后，在温度不改变并且SiH₄流量也不发生变化地进行流入的同时使氢气载气的流量降低至每分钟100L，在载气的流量稳定了的时刻在使SiH₄流量改变至每分钟125cm³的同时，使C₃H₈流量为每分钟54cm³、N₂流量为每分钟30cm³导入外延生长炉内，开始外延生长。此时，从蚀刻结束后至开始外延生长的时间大约为4分钟。之后的顺序、外延生长膜厚与实施例1同样。在这样地进行了外延生长后的膜的表面粗糙度Ra小至0.6nm。这是由于，通过在蚀刻处理结束后还在使SiH₄持续流入的同时过渡至外延生长工序，由此SiC基板表面在保持表面能量低的稳定状态的情况下直接开始外延生长，降低了台阶聚并。

(实施例12)在与实施例1同样地进行了切割、粗加工、通常研磨以及精研磨后的具有4H型的多型的4英寸(100mm)的SiC单晶基板的Si面上实施了外延生长。SiC单晶基板的偏斜角度为0°。作为蚀刻处理的顺序与实施例1同样，但使蚀刻处理时的SiH₄流量为每分钟15cm³地进行导入(SiH₄相对于氢气载气的比例为10^-2体积％)，由蚀刻处理产生的蚀刻量为0.2μm(蚀刻时间为60分钟)。之后的外延生长顺序、气体流量、温度等与实施例1同样，外延生长膜厚为10μm。在这样地进行了外延生长后的膜的表面粗糙度Ra小至0.98nm。这是由于，通过在蚀刻处理结束后还在使SiH₄持续流入的同时过渡至外延生长工序，由此SiC基板表面在保持表面能量低的稳定状态的情况下直接开始外延生长，降低了台阶聚并。

(比较例1)在与实施例1同样地进行了切割、粗加工、通常研磨以及精研磨后的具有4H型的多型的4英寸(100mm)的SiC单晶基板的Si面上实施了外延生长。基板的偏斜角度为4°。作为蚀刻处理的顺序与实施例1同样，但使蚀刻处理时的SiH₄流量为每分钟15cm³地进行导入(SiH₄相对于氢气载气的比例为10^-2体积％)，由蚀刻处理产生的蚀刻量为0.2μm(蚀刻时间为60分钟)，但在蚀刻处理后，停止SiH₄的导入，在仅氢气载气流入的状态下使外延生长炉的温度升高至1650℃，在温度稳定了的时刻流入SiH₄、C₃H₈、以及N₂，开始外延生长。外延生长时的气体流量、温度等与实施例1同样，外延生长膜厚为10μm。在这样地进行了外延生长后的膜的表面粗糙度Ra大至2.5nm，从蚀刻处理结束至开始外延生长停止SiH₄的导入，由此表面状态变得不稳定，据认为受到由此引起的台阶聚并增大的影响。

(比较例2)在与实施例1同样地进行了切割、粗加工、通常研磨以及精研磨后的具有4H型的多型的4英寸(100mm)的SiC单晶基板的Si面上实施了外延生长。基板的偏斜角度为4°。作为蚀刻处理的顺序与实施例1同样，但使蚀刻处理时的SiH₄流量为每分钟30cm³地进行导入(SiH₄相对于氢气载气的比例为2×10^-2体积％)，由蚀刻处理产生的蚀刻量为0.2μm(蚀刻时间为60分钟)。之后的外延生长顺序、气体流量、温度等与实施例1同样，外延生长膜厚为10μm。在这样地进行了外延生长后的膜的表面粗糙度Ra大至2.8nm，据认为受到由SiH₄的流量多而引起的Si微滴发生的影响。

(比较例3)在与实施例1同样地进行了切割、粗加工、通常研磨以及精研磨后的具有4H型的多型的4英寸(100mm)的SiC单晶基板的Si面上实施了外延生长。基板的偏斜角度为4°。作为蚀刻处理的顺序与实施例1同样，但使蚀刻处理时的SiH₄流量为每分钟0.1cm³地进行导入(SiH₄相对于氢气载气的比例为6.7×10^-5体积％)，由蚀刻处理产生的蚀刻量为0.1μm(蚀刻时间为15分钟)。之后的外延生长顺序、气体流量、温度等与实施例1同样，外延生长膜厚为10μm。在这样地进行了外延生长后的膜的表面粗糙度Ra大至1.8nm，由于蚀刻处理中的SiH₄流量少，未观察到抑制台阶聚并的效果。

(比较例4)在与实施例1同样地进行了切割、粗加工、通常研磨以及精研磨后的具有4H型的多型的4英寸(100mm)的SiC单晶基板的Si面上实施了外延生长。基板的偏斜角度为4°。作为蚀刻处理的顺序与实施例1同样，但使蚀刻处理时的SiH₄流量为每分钟15cm³地进行导入(SiH₄相对于氢气载气的比例为10^-2体积％)，由蚀刻处理产生的蚀刻量为0.05μm(蚀刻时间为15分钟)。之后的外延生长顺序、气体流量、温度等与实施例1同样，外延生长膜厚为10μm。在这样地进行了外延生长后的膜的表面粗糙度Ra大至2.1nm，由于蚀刻量少，在外延生长前表面的研磨损伤层的除去变得不充分，未观察到抑制台阶聚并的效果。

(比较例5)在与实施例1同样地进行了切割、粗加工、通常研磨以及精研磨后的具有4H型的多型的4英寸(100mm)的SiC单晶基板的Si面上实施了外延生长。基板的偏斜角度为4°。作为蚀刻处理的顺序与实施例1同样，但使蚀刻处理时的SiH₄流量为每分钟15cm³地进行导入(SiH₄相对于氢气载气的比例为10^-2体积％)，由蚀刻处理产生的蚀刻量为1.0μm(蚀刻时间为300分钟)。之后的外延生长顺序、气体流量、温度等与实施例1同样，外延生长膜厚为10μm。在这样地进行了外延生长后的膜的表面粗糙度Ra大至2.3nm，由于蚀刻量过多，外延生长前表面的粗糙度过度增大，未观察到抑制台阶聚并的效果。

以上的实施例中，分别改变外延温度、外延压力、气体流量等外延生长条件，但在使氢气载气和硅系材料气体流入的同时，也可以同时改变这些条件，使外延生长开始。另外，各材料气体使用SiH₄气体和C₃H₈气体，但也可以作为硅系材料气体使用例如Si₂H₆和氯硅烷气体等，或者作为碳系材料气体使用C₂H₄等。另外，也可以在没有流入掺杂气体的状态下进行外延生长。

产业上的可利用性

根据本发明，能够稳定地制作在向SiC单晶基板上的外延生长中特别是降低了台阶聚并的具有高品质外延膜的外延SiC晶片。因此，如果在这样的晶片上形成电子器件，则可以期待器件的特性以及成品率提高。