单晶3C-SiC基板的制造方法以及通过该方法获得的单晶3C-SiC基板技术领域
本发明涉及能够大幅度减少表面缺陷的单晶3C(立方晶系)-SiC基
板的制造方法以及通过该方法获得的单晶3C-SiC基板。
背景技术
由于单晶SiC(炭化硅)与Si相比，具有化学稳定性较优异，机械
强度也较强，对于辐射线的照射也难以受损伤这些特性，因此作为下一代
的半导体器件材料而备受瞩目。并且，由于单晶SiC与GaN的晶格常数
相近，因此还能够作为用于让GaN生长的基底基板使用。
至今为止，作为获得单晶SiC的方法，存在有通过升华法获得SiC
块体基板(bulk substrate)的方法、在Si基板和SOI基板上让单晶3C-SiC
异质外延生长的方法。作为在Si基板和SOI基板上外延生长的方法，设
计出了如下手法：通过对Si基板和SOI基板进行炭化处理，使其变成薄
膜SiC，且使用硅烷系气体和烃气体让单晶3C-SiC生长，来抑制SiC的
非晶化和多晶化。
若在单晶SiC存在缺陷，则会使作为半导体器件时的性能下降，同
时也会成为作为GaN层的基底基板时的GaN层质量下降的原因。因此，
需要缺陷尽可能较少的高质量单晶SiC基板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1 日本特开2003-212694号公报
专利文献2 日本特开2004-039766号公报
专利文献3 日本特开2006-228763号公报
专利文献4 日本特开2007-284298号公报
专利文献5 日本特开2009-256138号公报
非专利文献
非专利文献1中嶋一雄(编著)、外延生长的机制、共立出版株式
会社(2002)
发明内容发明要解决的问题
但是，存在有如下问题：当通过外延生长让单晶SiC生长时，在外
延生长的过程中很容易在单晶SiC的表面产生缺陷。
图1是表示一般在外延生长反应中，使反应气体的流量、反应压力
为同一条件时，生长速度依存于温度的关系的线图。另外，在图中，横轴
为绝对温度的倒数，图的右侧是低温侧，图的左侧是高温侧。并且，纵轴
为外延生长速度，图的下侧是低速侧，图的上侧是高速侧。
从图中可知，若外延生长的流量和压力条件固定，则在低温区域中，
存在有生长速度伴随温度上升而急剧加快的表面反应速率控制区域，在比
表面反应速率控制区域高温的一侧，存在有生长速度伴随温度上升而增加
极小(换句话说，温度依存性较小)的输送速率控制区域，以及在比所述
输送速率控制区域高温的一侧，存在有生长速度伴随温度上升而急剧下降
的脱离速率控制区域(所述非专利文献1)。
在所述表面反应速率控制区域中，化学反应速度支配生长速度。在
用反应速率控制使单晶3C-SiC生长时，单晶3C-SiC的结晶性较差，表面
状态也变得极其粗糙，实际上不能获得适于制造半导体器件的质量。并且，
在脱离速率控制区域中，原料分子附着于基板之外的地方，使得原料供给
效率下降，或者到达基板表面的原料分子不结晶而脱离的比率较高。故而，
在以脱离速率控制使单晶3C-SiC生长时，虽然与表面反应速率控制区域
相比，改善了结晶性，但是结晶核的一部分异常生长，在表面生长出很多
突起，结果造成表面状态粗糙，还是不能获得适于制造半导体器件的质量。
因此，通过使供给气体的流量条件以及成膜压力固定并上下调整成
膜温度，能够任意选择成膜的速率控制阶段。
并且，众所周知，当使成膜温度以及成膜压力固定并降低供给气体
的流量时，与提高所述成膜温度时一样，速率控制阶段从反应速率控制变
为输送速率控制，再变为脱离速率控制(所述非专利文献1)。通过利用
该点，使成膜温度以及成膜压力固定并上下调整供给气体的流量，也能够
任意选择成膜的速率控制阶段。
并且，本案发明人们发现了当在3C-SiC生长中，使成膜温度以及供
给气体的流量条件固定，降低成膜压力时，与提高所述成膜温度时一样，
速率控制阶段从反应速率控制变为输送速率控制，再变为脱离速率控制。
通过利用该点，使成膜温度以及供给气体的流量条件固定并上下调整成膜
压力，也能够任意选择成膜的速率控制阶段。
另一方面，在中温区域的输送速率控制区域中，原料分子扩散的过
程主导生长进行，反应速度足够快，而生长速度的温度依存性较小。
因此，在将单晶3C-SiC基板制造为半导体器件、GaN的基底基板时，
作为外延生长的条件，至今为止，不得不使用所述输送速率控制区域。
但是，在所述输送速率控制区域中不能避免如下问题：虽然不会如
表面反应速率控制区域那样产生由结晶性所引起的表面粗糙，也不会如脱
离速率控制区域那样产生表面突起，但是却在表面形成有很多微小的微孔
缺陷。
当如上述那样在外延生长的过程中在单晶3C-SiC基板的表面产生微
小的微孔缺陷时，根据情况不同，有时需要除去这些微孔的研磨工序那样
的后工序。增加工序不可避免地会使所增加的工序的成本上升，使影响质
量的要因增加，也不利于质量稳定性和成品率等方面。
虽然在所述各个专利文献中公开了用多个阶段的温度来进行外延生
长的内容，但是无论在哪个专利文献中都没有提及在上述那样的外延生长
过程中产生微孔的内容，不能充分防止由微孔产生的表面缺陷。
本发明是鉴于上述内容的发明，目的在于：提供一种能够大幅度减
少外延生长过程中所产生的表面缺陷，能够简化后工序，同时确保作为半
导体器件的质量的单晶3C-SiC基板的制造方法以及通过该方法所获得的
单晶3C-SiC基板。
用于解决问题的手段
为了达到所述目的，本发明的单晶3C-SiC基板的制造方法是通过在
基础基板上外延生长形成单晶3C-SiC层的单晶3C-SiC基板的制造方法，
其特征在于，进行第一生长阶段和第二生长阶段，在该第一生长阶段中，
以成为由平坦性较高的表面和散布在该表面中的表面微孔构成的表面状
态的方式来形成所述单晶3C-SiC层，在该第二生长阶段中，以掩埋所述
表面微孔的方式使在所述第一生长阶段中所获得的单晶3C-SiC层进一步
外延生长。
为了达到所述目的，本发明的单晶3C-SiC基板是通过在基础基板上
外延生长形成有单晶3C-SiC层的单晶3C-SiC基板，其特征在于，存在于
单晶3C-SiC层的表面的表面微孔所产生的缺陷数目在紧接外延生长之后
的状态下为8×106个/cm2以下。
发明效果
即，本发明的单晶3C-SiC基板的制造方法进行第一生长阶段和第二
生长阶段，在该第一生长阶段中，以成为在平坦性较高的表面中形成有表
面微孔的表面状态的方式来外延生长所述单晶3C-SiC层，在该第二生长
阶段中，以掩埋表面的所述表面微孔的方式使在所述第一生长阶段中所获
得的单晶3C-SiC层进一步外延生长。如上述那样，虽然在第一生长阶段
中形成表面微孔，但是在表面微孔之外的部分形成确保了平坦性的表面性
状的单晶3C-SiC层，而在第二生长阶段中，一边维持表面的平坦性，一
边掩埋所述表面微孔，以使表面微孔减少，来形成表面平坦的单晶3C-SiC
层。这样一来，由于在外延生长的过程中由在单晶3C-SiC层的表面产生
的表面微孔所带来的缺陷变少，因此能够简化后工序，谋求该简化后工序
所带来的成本下降，减少影响质量的要因，也有利于质量稳定性和成品率
等方面，确保作为半导体器件等用途的质量。
并且，在本发明的单晶3C-SiC基板中，存在于单晶3C-SiC层的表
面的表面微孔所产生的缺陷的数目在紧接外延生长之后的状态下为8×106
个/cm2以下。这样一来，由于在外延生长的过程中由在单晶3C-SiC层
的表面产生的表面微孔所带来的缺陷较少，因此能够简化后工序，谋求该
简化后工序所带来的成本降低，减少影响质量的要因，也有利于质量稳定
性和成品率等方面，确保作为半导体器件等用途的质量。
在本发明中，当所述第一生长阶段是在输送速率控制区域中进行外
延生长，所述第二生长阶段是在脱离速率控制区域中进行外延生长时，能
够在输送速率控制区域中，抑制成为缺陷原因的结晶核的异常生长，在表
面微孔分散于平坦面中的表面性状下以较高的生长速度稳定地获得结晶
性良好的单晶3C-SiC层。并且，在脱离速率控制中，代替了以往的突起
生长的情况，单晶3C-SiC以掩埋在输送速率控制的生长中所形成的表面
微孔的方式进行生长，同时，也维持了平坦面的平坦性。这样一来，能够
进行在掩埋表面微孔的同时维持平坦性的生长，能够大幅度减少表面微
孔，获得平坦性良好的单晶3C-SiC层。
在本发明中，当通过降低原料气体流量、降低成膜压力、提高基板
温度中的至少之一来进行从所述第一生长阶段向第二生长阶段的切换时，
通过降低原料气体流量来进行从所述第一生长阶段向第二生长阶段的切
换，能够在不使设定变更时较花时间的压力和温度发生变化的情况下，仅
通过降低流量来迅速进行切换。
通过降低成膜压力来进行从所述第一生长阶段向第二生长阶段的切
换，能够在不使设定变更时较花时间的温度发生变化的情况下，仅通过降
低压力来进行切换。并且，由于不使原料气体的流量发生变化，因此能够
使进行外延生长的气氛更稳定，稳定地进行单晶3C-SiC层的生长。
通过提高基板温度来进行从所述第一生长阶段向第二生长阶段的切
换，由于不改变原料气体的流量，因此能够使进行外延生长的气氛更稳定，
稳定地进行单晶3C-SiC层的生长。
在本发明中，当使用由至少表层部分含有Si的半导体结晶构成的基
础基板时，对于由至少表层部分含有Si的半导体结晶构成的基础基板，
形成结晶性良好且大幅度减少了表面缺陷的单晶3C-SiC层，能够以低价
格制造确保了作为半导体器件的质量的单晶3C-SiC基板。
在本发明中，当使用至少表层部分由Si构成的基础基板，对所述基
础基板的表层部的Si进行炭化处理而变成SiC层，并以所述SiC层作为
种子层进行所述第一生长阶段以及第二生长阶段的外延生长时，对于至少
表层部分由Si构成的基础基板，形成结晶性良好且大幅度减少了表面缺
陷的单晶3C-SiC层，能够以低价格制造确保了作为半导体器件的质量的
单晶3C-SiC基板。
在本发明中，当在所述第一生长阶段中所形成的单晶3C-SiC层的厚
度在500nm以上，在所述第二生长阶段中所形成的单晶3C-SiC层的厚度
在500nm以上时，如果在第一生长阶段中所形成的单晶3C-SiC层的厚度
未满500nm，则在分散形成在平坦面中的表面微孔的部分中，不能充分
形成3C-SiC，基础基板成为露出的状态，即使经过其后的第二生长阶段，
仍不能用3C-SiC掩埋表面微孔。故而，通过使在所述第一生长阶段所形
成的单晶3C-SiC层的厚度在500nm以上，能够在其后的第二生长阶段中
掩埋表面微孔，使缺陷消失，获得在确保平坦性的同时缺陷较少的单晶
3C-SiC层。
如果在所述第二生长阶段中所形成的单晶3C-SiC层的厚度未满
500nm，则在第二生长阶段中不能充分掩埋在第一生长阶段中分散形成在
平坦面中的表面微孔。故而，通过使在所述第二生长阶段所形成的单晶
3C-SiC层的厚度在500nm以上，能够掩埋在第一生长阶段中所形成的表
面微孔，使缺陷消失，获得在确保平坦性的同时缺陷较少的单晶3C-SiC
层。
在本发明中，当在所述第一生长阶段中所形成的单晶3C-SiC层的厚
度在900～2900nm，在所述第二生长阶段中所形成的单晶3C-SiC层的厚
度在700～3700nm时，在第一生长阶段中能够以可在第二生长阶段中消
失的表面微孔分散在足够平坦的平坦面中的方式来形成单晶3C-SiC层，
获得在确保平坦性的同时缺陷较少的单晶3C-SiC层。
在第二生长阶段中，掩埋在第一生长阶段中所形成的表面微孔，使
缺陷消失，获得在确保平坦性的同时缺陷较少的单晶3C-SiC层。
在本发明中，当通过在所述基础基板上外延生长形成单晶3C-SiC层
时的原料气体的主要成份是甲基硅甲烷时，在如下方面具有显著优点：甲
基硅甲烷是爆炸等危险性较少的气体，在成膜中操作气体供给阀、操作排
气阀或者操作加热器输出时危险性也较小。
在本发明中，当在所述第一生长阶段中，基板温度在970℃以上
1120℃以下，含在所述原料气体中的每片晶片的甲基硅甲烷的流量在
1.0sccm以上30.0sccm以下，成膜压力超过9×10-6Torr且在4×10-1Torr以
下，在所述第二生长阶段中，含在所述原料气体中的每片晶片的甲基硅甲
烷的流量在6.0sccm以下，基板温度在1100℃以上且未满基础基板的熔
点，成膜压力在1×10-7Torr以上且6×10-5Torr以下时，能够生产性良好地
制造确保外延生长的生长效率，大幅度减少了表面缺陷的单晶3C-SiC层。
并且，能够通过如上述那样使第一生长阶段中的成膜压力在4×10-1Torr以
下，来抑制加热生长室的电阻式加热器的放电劣化。
在本发明中，当通过在所述基础基板上外延生长形成单晶3C-SiC层
时所供给的原料气体仅是甲基硅甲烷，在所述第一生长阶段中，基板温度
在990℃以上1100℃以下，每片晶片的甲基硅甲烷的流量在2.0sccm以上
10.0sccm以下，成膜压力在3×10-5Torr以上1×10-1Torr以下，在所述第二
生长阶段中，每片晶片的甲基硅甲烷的流量在3.0sccm以下时，能够生产
性良好地制造确保外延生长的生长效率，大幅度减少了表面缺陷的单晶
3C-SiC层。
在本发明中，当在所述第一生长阶段中，成膜压力在1×10-4Torr以下，
通过降低原料气体流量、提高基板温度中的至少之一来进行从所述第一生
长阶段向第二生长阶段的切换时，能够生产性良好地制造确保外延生长的
生长效率，大幅度减少了表面缺陷的单晶3C-SiC层。
在本发明中，当在所述第一生长阶段中，成膜压力在1×10-1Torr以上，
通过至少降低成膜压力来进行从所述第一生长阶段向第二生长阶段的切
换时，能够生产性良好地制造确保外延生长的生长效率、大幅度减少了表
面缺陷的单晶3C-SiC层。
在本发明中，当通过在基础基板上外延生长所形成的单晶3C-SiC层
的主面方位是(111)时，能够在主面方位是(111)的面获得在确保平坦
性的同时缺陷较少的单晶3C-SiC层，能够以低价格制造确保了作为半导
体器件的质量的单晶3C-SiC基板。
这里，在本发明以及其说明中，“输送速率控制”、“脱离速率控制”、
“反应速率控制”各自的定义如下。
输送速率控制：在将原料气体、气氛、流量、压力的条件设为相同
的外延生长中能够获得可得到的最大成膜速度的90％以上的成膜速度的
基板温度区域。
脱离速率控制：在将原料气体、气氛、流量、压力的条件设为相同
的外延生长中能够获得可得到的最大成膜速度的未满90％的成膜速度的
基板温度区域中、比输送速率控制更高温的一侧的基板温度区域。
反应速率控制：在将原料气体、气氛、流量、压力的条件设为相同
的外延生长中能够获得可得到的最大成膜速度的未满90％的成膜速度的
基板温度区域中、比输送速率控制更低温的一侧的基板温度区域。
附图说明
图1为表示外延生长反应中的生长速度的温度依存关系的线图。
图2为表示本发明的单晶3C-SiC基板的制造方法的工序图。
图3为说明基础基板的调整工序的一个例子的图。
图4为实施例1的表面、剖面SEM照片。
图5为实施例2的表面、剖面SEM照片。
图6为实施例3的表面、剖面SEM照片。
图7为实施例4的表面、剖面SEM照片。
图8为实施例5的表面、剖面SEM照片。
图9为实施例6的表面、剖面SEM照片。
图10为实施例7的表面、剖面SEM照片。
图11为比较例8的表面、剖面SEM照片。
图12为比较例9的表面、剖面SEM照片。
图13为比较例10的表面、剖面SEM照片。
图14为比较例11的表面、剖面SEM照片。
图15为比较例12的表面、剖面SEM照片。
图16为比较例13的表面、剖面SEM照片。
图17为比较例14的表面、剖面SEM照片。
图18为比较例15的表面、剖面SEM照片。
图19为比较例16的表面、剖面SEM照片。
图20为实施例17的表面、剖面SEM照片。
图21为实施例18的表面、剖面SEM照片。
图22为实施例19的表面、剖面SEM照片。
图23为表示处理室压力相对于原料气体流量的变化的校正曲线。
符号说明
1 SOI基板
2 SI母材
3 表面Si层
4 埋入绝缘层(氧化物层)
5 种子层(单晶3C-SiC层)
6 一次单晶3C-SiC层
7 二次单晶3C-SiC层
具体实施方式
下面，对实施本发明的方式进行说明。
图2为表示本发明的单晶3C-SiC基板的制造方法的一个实施方式的
工序图。
本发明的方法是如下单晶3C-SiC基板的制造方法：首先，调整成为
用于通过外延生长形成单晶3C-SiC层的基础的基础基板，再通过在所述
基础基板上外延生长形成单晶3C-SiC层。
并且，所述外延生长进行第一生长阶段和第二生长阶段，在该第一
生长阶段中，以成为由平坦性较高的表面和散布在该表面中的表面微孔构
成的表面状态的方式来外延生长单晶3C-SiC层，在该第二生长阶段中，
以掩埋表面的所述表面微孔的方式使在所述第一生长阶段中所获得的单
晶3C-SiC层进一步外延生长。
作为基础基板，只要是通过外延生长形成3C-SiC层的基板即可，并
没有特别限定，能够使用各种基板。在本发明中，当将单晶Si基板、SOI
基板用作基础基板时，能够获得特别好的效果。并且，当将MgO基板、
利用升华法获得的六方晶体SiC块体基板、BP基板、蓝宝石基板、3C-SiC
自立基板、GaN基板、GaAs基板、AlN基板、InN基板、SiGe基板、绝
缘体上SiGe基板(SiGe on Insulator substrate)等用作基础基板时，也能
够获得本发明的效果。
在基础基板的调整工序时，在后述的变成工序、退火工序、外延工
序之前，能够根据需要适当组合例如氨水-过氧化氢-纯水混合溶液(APM)
清洗、盐酸-过氧化氢-纯水混合溶液(HPM)清洗、硫酸-过氧化氢-纯水
混合溶液(SPM)清洗、稀释HF(DHF)清洗、超声波丙酮清洗、超声
波甲醇清洗等周知清洗，来对基础基板的基板表面进行净化。并且，对于
在表层部分含有Si的基础基板除去表面氧化膜。虽然在将MgO基板、蓝
宝石基板、BP基板、GaN基板、GaAs基板、AlN基板、InN基板等用作
基础基板时，通常不需要上述那样的清洗工序，但是也可以根据需要进行
上述清洗。
当将用升华法获得的六方晶体SiC块体基板和3C-SiC自立基板用作
基础基板时，在调整基础基板的工序中，例如，在外延生长炉内且基板温
度在1000℃以上、压力未满1Torr的真空气氛下对基础基板进行10分钟
左右的退火。或者，例如，在基板温度1000℃以上、常压或减压下的氢
气气氛中进行10分钟左右的退火。调整基础基板的工序到此结束，接着
在外延生长炉内进行第一成膜工序。
在将MgO基板、蓝宝石基板、BP基板、GaN基板、GaAs基板、A1N
基板、InN基板等用作基础基板时，在基础基板的调整工序中，例如，首
先，在外延生长炉内且基板温度1000℃以上、压力未满1Torr的真空气氛
下对基础基板进行10分钟左右的退火。或者，例如，在基板温度1100℃
以上、常压或减压下的氢气气氛中进行10分钟左右的退火。此时，也可
以结束基础基板的调整工序，接着在外延生长炉内进行第一成膜工序。或
者，例如，接着在基板温度700℃以上且未满基础基板的熔点、常压或减
压下且硅烷系气体气氛或硅烷系气体与氢气的混合气氛中，在基础基板表
面生长6～40nm厚度左右的单晶硅层。接着通过后述的与使用SOI基板
时一样的工序，将形成在基板表面的单晶硅层变成单晶3C-SiC层。这里，
结束基础基板的调整工序，接着在外延生长炉内进行第一成膜工序。
例如，当将Si基板、SOI基板、SiGe基板、SiGe on Insulator基板等
的至少表层部分由Si构成或以Si为主要成份的半导体基板用作所述基础
基板时，能够对所述基础基板的表层部的Si或以Si为主要成份的半导体
结晶进行炭化处理，使其变成3C-SiC层，且以所述3C-SiC层为种子层，
来进行所述第一生长阶段以及第二生长阶段的外延生长。这样一来，能够
对于至少表层部分由Si构成的基础基板，形成结晶性良好且大幅度减少
了表面缺陷的单晶3C-SiC层，以低价格制造确保了作为半导体器件的质
量的单晶3C-SiC基板。
更具体地说，能够将Si基板或SOI基板用作至少表层部分由Si构成
的基础基板。
图3为对将SOI基板用作基础基板时的基础基板的调整工序进行说
明的图。
首先，准备好具有规定厚度的表面Si层3和埋入绝缘层4的SOI基
板1。其次，相应于作为目标的基板结构，对所述SOI基板1的表面Si
层3的厚度进行薄膜化，直到6nm以上的规定厚度为止。另外，也可以
不进行该薄膜化工序。接着，在烃系气体气氛中对所述SOI基板1进行
加热，将所述表面Si层3变成单晶3C-SiC层5。然后，以所述单晶3C-SiC
层5为种子层5，进行外延生长工序。
所述SOI基板1是在Si母材2的表面附近将规定厚度的SiO2层形成
为埋入绝缘层4，在表面形成有规定厚度的表面Si层3的基板。所述埋
入绝缘层4的厚度被设定为大约1～20nm左右的厚度。
其次，相应于作为目标的基板结构，对所述SOI基板1的表面Si层
3的厚度进行薄膜化，直到6nm以上的规定厚度为止。该薄膜化如下进
行：例如，通过在氧气气氛下对SOI基板1进行加热处理，以在与埋入
绝缘层4的界面附近残存有期望厚度的Si层的方式，从表面Si层3的表
面氧化规定的深度，然后，用氢氟酸等对生成在表面的氧化物层进行蚀刻
来将其除去。另外，也可以不进行该薄膜化工序。
此时，优选使已薄膜化的表面Si层3的厚度在6nm以上。这是因为
实际上难以实现跨越整个2英寸口径以上的基础基板来使所述薄膜化后
的表面Si层3的厚度未满6nm，很多情况下会在基板的一部分产生表面
Si层3的缺损之故。
其次，在烃系气体气氛中对SOI基板1进行加热，将所述表面Si层
3变成单晶3C-SiC层5。
所述变成工序能够如下进行：例如，在可进行气氛控制的加热炉中，
一边切换导入到加热炉内的气氛气体(氢气体以及烃气体)，一边调节温
度。
通过所述那样的装置，将所述SOI基板1设置在加热炉内，在将氢
气体和烃气体的混合气体供给到所述加热炉内的同时，使加热炉内的气氛
的温度上升，将所述SOI基板1的表面Si层3变成单晶3C-SiC层5。
具体而言，将所述SOI基板1设置在加热炉内，且将对氢气体以1
体积％的比例混合了烃系气体的混合气体供给到加热炉内。并且，在供给
该混合气体的同时，将加热炉内的气氛温度加热到1100～1405℃。更优
选加热到1150～1300℃。通过该加热将SOI基板1的表面Si层3变成单
晶3C-SiC层5。
这里，所述氢气体是载体气体，例如，能够将丙烷气体用作烃气体。
例如，若氢气体的来自储气瓶的供给量是1000cc/分钟，则使烃气体的
来自储气瓶的供给量为10cc/分钟。
为了减少单晶3C-SiC层5的缺损缺陷以及抑制三维生长所带来的结
晶性劣化，优选使通过所述变成工序形成的单晶3C-SiC层5的厚度设定
为3nm～20nm左右，更优选的是4～10nm，进一步优选的是5nm～7nm
左右。
当变成后的单晶3C-SiC层5的厚度超过20nm时，在单晶3C-SiC层
5上部的局部发生核生长，形成粒块，使得表面状态粗糙，成为不理想状
态。故而，为了防止因所述表面粗糙的影响而造成变成处理后的外延生长
形成的单晶3C-SiC膜的质量劣化，必须使单晶3C-SiC层5的厚度设定为
20nm以下，更优选的是10nm以下，进一步优选的是7nm以下。
另一方面，当使变成后的单晶3C-SiC层5的厚度设定为3nm时，单
晶3C-SiC层5在变成处理后的单晶3C-SiC层5的外延生长的初期升华，
成为不理想状态。故而，为了防止因所述升华的影响而造成变成处理后的
外延生长的单晶3C-SiC膜的质量劣化，必须使单晶3C-SiC层5的厚度设
定为3nm以上，更优选的是4nm以上，进一步优选的是5nm以上。
通过对进行了所述炭化处理的SOI基板1，以所述单晶3C-SiC层5
为种子层进行外延生长，来使单晶3C-SiC层在所述种子层上生长。
并且，也可不将SOI基板用作基础基板，而将Si基板用作基础基板，
通过进行所述炭化处理，来在其表层部形成成为种子层的单晶3C-SiC层，
通过在所述种子层上进行外延生长，来使单晶3C-SiC层生长。
所述外延生长工序是通过例如在处理室内配置形成有单晶3C-SiC层
5的基础基板，并以规定的流量(例如，大约1sccm左右)向所述处理室
内供给含有甲基硅甲烷气体的原料气体，同时在规定的生长温度下进行处
理，来以所述单晶3C-SiC层5为种子层使单晶3C-SiC外延生长的。另外，
无论是在供给硅烷气体以及丙烷等原料气体时，或者是进一步将氢气等作
为载体气体进行添加时，均能够同样获得本发明的效果。
此时，在本发明中，进行第一生长阶段和第二生长阶段，在该第一
生长阶段中，以成为由平坦性较高的表面和散布在该表面中的表面微孔构
成的表面状态的方式来使生长的单晶3C-SiC层进行外延生长，在该第二
生长阶段中，以掩埋在所述第一生长阶段中所获得的单晶3C-SiC层中的
所述表面微孔的方式进一步进行外延生长。
这里，所述平坦性较高的表面是通过外延生长所获得的单晶3C-SiC
层的表面中的除去表面微孔的光滑表面，也可以含有由相对于基板表面的
最小二乘平面为10°以下的缓和倾斜所构成的表面波纹。所述最小二乘平
面是对单晶3C-SiC表面进行AFM(atomic force microscope，原子力显微
镜)测量，且对所获得的面的形状数据进行最小二乘拟合而得到的标准平
面。AFM测量是在1～50μm角度的范围内进行的。
通过所述第一生长阶段在种子层5上形成第一单晶3C-SiC层6，在
所述第二生长阶段进一步形成第二单晶3C-SiC层7。
具体而言，所述第一生长阶段是在外延生长的输送速率控制区域中
进行外延生长，所述第二生长阶段是在外延生长的脱离速率控制区域中进
行外延生长。
更具体地说，如图1所述，一般在外延生长反应中，当使反应气体
的流量和反应压力为同一条件时，生长速度表示依存于温度的关系。
即，若外延生长的流量和压力的条件固定，则在低温区域中，存在
有生长速度伴随温度上升而急剧加快的表面反应速率控制区域，在比表面
反应速率控制区域高温的一侧，存在有生长速度伴随温度上升而增加极小
(换句话说，温度依存性较小)的输送速率控制区域，以及在比所述输送
速率控制区域高温的一侧，存在有生长速度伴随着温度上升而急剧下降的
脱离速率控制区域。
在所述表面反应速率控制区域中，化学反应速度支配生长速度。当
以反应速率控制让单晶3C-SiC生长时，单晶3C-SiC的结晶性较差，表面
状态也变得极其粗糙，实际上不能获得适于制造半导体器件的质量。并且，
在脱离速率控制区域中，原料分子附着于基板之外的地方，造成原料供给
效率下降，或者到达基板表面的原料分子不结晶而脱离的比率变高。因此，
在以脱离速率控制让单晶3C-SiC生长时，虽然与反应速率控制区域相比，
结晶性得到了改善，但是结晶核的一部分异常生长，在表面生长出很多突
起，结果造成表面状态变得粗糙，还是不能获得适于制造半导体器件的质
量。
因此，如上所述，至今为止，当将单晶3C-SiC基板制造为半导体器
件或GaN的基底基板时，作为外延生长的条件，不得不仅使用所述输送
速率控制区域。
但是，在所述输送速率控制区域中，虽然不会如表面反应速率控制
区域那样产生因结晶性所引起的表面粗糙，也不会如脱离速率控制区域那
样产生表面突起，但是在表面形成很多微小的表面微孔，不能避免表面微
孔带来的表面缺陷。
本案发明人们认识到仅通过像以往那样单纯地将基板温度从低温逐
渐上升到高温，并不能充分减少表面微孔来进行外延生长。并且，针对在
单晶3C-SiC层生长的过程中是否存在能够减少在表面产生的表面微孔的
外延生长的特殊条件设定，进行了锐意研究。在该过程中，根据是否可以
通过将以往仅在输送速率控制区域中进行的外延生长与在其它速率控制
区域中进行的外延生长复合起来，来谋求减少表面微孔这一想法，反复进
行了试验。
结果发现进行第一阶段和第二阶段，能够获得表面平坦、表面微孔
较少、及结晶性良好的单晶3C-SiC层，从而完成了本发明，此时，第一
阶段是在外延生长的输送速率控制区域中进行外延生长，使单晶3C-SiC
层的表面成为所述平坦性较高的表面和散布在该表面中的表面微孔构成
的表面状态，然后，第二阶段是通过利用外延生长中的脱离速率控制区域，
来以掩埋所述表面微孔的方式使单晶3C-SiC进一步外延生长。
这里，在第一生长阶段所形成的表面微孔的平面形状是由生长的单
晶3C-SiC层的结晶结构与配置在表面的结晶面(即，结晶的方位)之间
的关系决定的。例如，当生长的单晶3C-SiC的主面方位是(111)时，形
成平面视三角形状的表面微孔。或者，例如，当生长的单晶3C-SiC的主
面方位是(100)时，形成平面视四角形状的表面微孔。
并且，优选使在所述第一生长阶段中形成的单晶3C-SiC层的厚度在
500nm以上，使在所述第二生长阶段中形成的单晶3C-SiC层的厚度在
500nm以上。
即，当在所述第一生长阶段中形成的单晶3C-SiC层的厚度未满
500nm时，在平坦性较高的面中分散形成的表面微孔的部分中，不能充
分形成3C-SiC，基础基板成为露出的状态，即使经过其后的第二生长阶
段，也不能用3C-SiC掩埋表面微孔。故而，通过使在所述第一生长阶段
中所形成的单晶3C-SiC层的厚度在500nm以上，能够在其后的第二生长
阶段中掩埋表面微孔，使缺陷消失，获得在确保平坦性的同时缺陷较少的
单晶3C-SiC层。
并且，当在所述第二生长阶段中所形成的单晶3C-SiC层的厚度未满
500nm时，不能在第二生长阶段中充分掩埋在第一生长阶段中分散形成
在平坦性较高的面中的表面微孔。故而，通过使在所述第二生长阶段中所
形成的单晶3C-SiC层的厚度在500nm以上，能够掩埋在第一生长阶段中
形成的表面微孔，使缺陷消失，获得在确保平坦性的同时缺陷较少的单晶
3C-SiC层。
尤其是当生长的单晶3C-SiC的主面方位为(111)时，具有如下倾向：
形成平面视三角形状的表面微孔，以未满500nm的厚度无法充分形成表
面平坦性良好的3C-SiC层，不能在第二生长阶段中充分掩埋表面微孔。
并且，优选使在所述第一生长阶段所形成的单晶3C-SiC层的厚度为
900～2900nm，使在所述第二生长阶段所形成的单晶3C-SiC层的厚度为
700～3700nm。
即，在第一生长阶段中，能够以可在第二生长阶段中消失的表面微
孔分散在平坦性足够高的面中的方式形成单晶3C-SiC层，获得在确保平
坦性较高的同时缺陷较少的单晶3C-SiC层。
并且，在第二生长阶段中，能够掩埋在第一生长阶段中所形成的表
面微孔，使缺陷消失，获得在确保平坦性较高的同时缺陷较少的单晶
3C-SiC层。
这里，在第一生长阶段中，只要能够在所述输送速率控制区域中进
行外延生长即可。为了在第一生长阶段中在输送速率控制区域中进行外延
生长，虽然并不必限定以原料气体、气氛、流量、压力、温度为首的各种
条件，但是大概能够采用下述条件下的处理。
气氛：甲基硅甲烷作为主要成份的原料气体
基板温度：970～1120℃
流量：1.0～30.0sccm(含在所述原料气体中的每片晶片的甲基硅甲
烷的流量)
压力：1×10-4Torr～4×10-1Torr
后述的根据图23的校正后的压力条件为下述值。
压力：9×10-6Torr～4×10-1Torr
并且，在第二生长阶段中同样也是只要能够在所述脱离速率控制区
域中进行外延生长即可，并不必限定以原料气体、气氛、流量、压力、温
度为首的各种条件。为了在第二生长阶段中在脱离速率控制区域中进行外
延生长，大概能够采用下述条件下的处理。
气氛：甲基硅甲烷作为主要成份的原料气体
基板温度：1100℃以上且未满基础基板的熔点
流量：0.1～6.0sccm(含在所述原料气体中的每片晶片的甲基硅甲烷
的流量)
压力：1×10-5～5×10-4Torr
后述的根据图23的校正后的压力条件为下述值。
压力：1×10-7～6×10-5Torr
另外，通过使第一生长阶段中的成膜压力为上述那样的4×10-1Torr
以下，能够抑制加热生长室的电阻式加热器的放电劣化。但是，当采用感
应加热等其它加热方式时，能够解除该制约，即使在进一步提高成膜压力
且在输送速率控制区域中进行成膜时，仍然能够获得本发明的效果。
这里，作为所述成膜压力的下限值的1×10-5Torr(在后述的校正后，
为1×10-7Torr)仅表示在实验中使用的生长室排气用涡轮分子泵的最大能
力，即使在进一步降低成膜压力的脱离速率控制区域中进行成膜时，仍然
能够获得本发明的效果。
这里，甲基硅甲烷是爆炸等危险性较少的气体，尤其像在本发明中
这样，在成膜中需要操作气体供给阀、操作排气阀或者操作加热器输出的
成膜时，具有危险性较小这一显著优点。但是，本发明的SiC质量改善效
果自身即使在使用硅烷气体以及丙烷气体等其它原料气体时，也同样能够
得到。
在第一生长阶段以及第二生长阶段中，能够利用处理时间的长短来
调节各个外延生长的单晶3C-SiC的厚度。
能够通过降低原料气体流量、降低成膜压力、提高基板温度中的至
少之一来进行从第一生长阶段向第二生长阶段的切换，并不是如现有技术
那样，单纯地从低温生长切换到高温生长。
即，能够通过使原料气体的组成或原料气体与载体气体的组成和混
合比例、压力、温度固定，并降低原料气体的流量，来从第一生长阶段的
输送速率控制切换到第二生长阶段的脱离速率控制。
如上述那样，能够通过降低原料气体流量来进行从所述第一生长阶
段向第二生长阶段的切换，来在不使设定变更时较花时间的压力和温度发
生变化的情况下，仅通过降低流量来迅速进行切换。
并且，也能够通过使原料气体的组成或原料气体与载体气体的组成
和混合比例、流量、温度固定，并降低成膜压力，来从第一生长阶段的输
送速率控制切换到第二生长阶段的脱离速率控制。
如上述那样，能够通过降低成膜压力来进行从所述第一生长阶段向
第二生长阶段的切换，来在不使设定变更时较花时间的温度发生变化的情
况下，仅通过降低压力来进行切换。并且，由于不使原料气体的流量发生
变化，因此能够使进行外延生长的气氛更加稳定，使单晶3C-SiC层的生
长稳定地进行。
并且，也能够通过使原料气体的组成或原料气体与载体气体的组成
和混合比例、流量、压力固定，并提高基板温度，来从第一生长阶段的输
送速率控制切换到第二生长阶段的脱离速率控制。
如上述那样，通过提高基板温度来进行从所述第一生长阶段向第二
生长阶段的切换，由于不使原料气体的流量发生变化，因此能够使进行外
延生长的气氛更加稳定，使单晶3C-SiC层的生长稳定地进行。另外，也
可以通过将改变所述原料气体的流量、改变成膜压力、改变基板温度进行
组合来进行从第一阶段的输送速率控制向第二阶段的脱离速率控制的切
换。
这样得到的单晶3C-SiC基板能够在基础基板上通过外延生长形成单
晶3C-SiC层，且使存在于单晶3C-SiC层的表面的表面微孔缺陷的数目在
紧接外延生长之后的状态下为8×106个/cm2以下。
这样一来，由于在外延生长过程中产生在单晶3C-SiC层的表面的表
面微孔缺陷较少，因此能够简化后工序，谋求该简化后工序所带来的成本
降低，减少影响质量的要因，也有利于质量稳定性和成品率等方面，确保
作为半导体器件等用途的质量。
并且，也可以根据需要在通过外延生长所形成的单晶3C-SiC层上进
一步通过外延生长形成GaN层等其它半导体膜。即，例如，能够通过在
处理室内配置利用外延生长所获得的单晶3C-SiC基板，一边以100～
10000sccm左右的气体流量向所述处理室内供给氨气体，以大约1sccm左
右的气体流量供给三乙基镓或者三甲基镓等有机Ga系气体、或者有机
Al系气体，一边以800～1405℃的温度进行处理，来在所述单晶3C-SiC
层上形成AlN层、GaN层、AlGaN层等中之一或者它们的层叠结构的氮
化物半导体层。
如上所述，本实施方式的单晶3C-SiC基板的制造方法进行第一生长
阶段和第二生长阶段，在所述第一生长阶段中，以成为由平坦性较高的表
面和散布在该表面中的表面微孔构成的表面状态的方式来形成所述单晶
3C-SiC层，在该第二生长阶段中，以掩埋所述表面微孔的方式使在所述
第一生长阶段中所获得的单晶3C-SiC层进一步外延生长。这样一来，虽
然在第一生长阶段中形成有表面微孔，但是在表面微孔之外的部分形成确
保了平坦性的表面性状的单晶3C-SiC层，在第二生长阶段中，在维持表
面平坦性的同时，掩埋所述表面微孔，使表面微孔减少，形成表面平坦的
单晶3C-SiC层。因此，减少了由在外延生长的过程中产生在单晶3C-SiC
层的表面的表面微孔所带来的缺陷，能够简化后工序，谋求该简化后工序
所带来的成本降低，减少影响质量的要因，也有利于质量稳定性和成品率
等方面，确保作为半导体器件等用途的质量。
实施例
下面，对本发明的单晶3C-SiC基板的制法的实施例进行说明。
准备SOI基板以及Si基板作为基础基板，分别以下述条件进行处理，
来调整基础基板。
◆SOI基板
基板厚度：725μm
表面Si层厚度：11～25μm
埋入绝缘层厚度：100～200nm
炭化处理条件：气氛气体丙烷、氢气(载体气体)
温度1200～1405℃、时间10～30分钟
单晶3C-SiC种子层厚度：5～7nm
◆Si基板
基板厚度：500～1000μm
炭化处理条件：气氛气体丙烷、氢气(载体气体)
丙烷∶氢气＝1∶100
温度1200～1405℃、时间10～30分钟
单晶3C-SiC种子层厚度：5～7nm
接着，通过在如上述那样调整的基础基板上外延生长来使单晶
3C-SiC层生长。在本实施例中，在所述外延生长中，使用了每进行一次
处理就可使一张基础基板进行外延生长的装置。但是，本发明并不限定于
这样的单叶式外延装置。
下述表1是对于如上述那样调整的基础基板，通过外延生长来使单
晶3C-SiC层生长的处理条件的一览表。
在实施例1～实施例3中，以SOI基板为基础基板，使压力条件以及
每片晶片的甲基硅甲烷的流量固定，通过让温度条件发生变化，来进行第
一生长阶段(输送速率控制)→第二生长阶段(脱离速率控制)的切换，
分别进行外延生长。
在实施例4中，以SOI基板为基础基板，使压力条件固定，通过让
温度条件以及每片晶片的甲基硅甲烷的流量发生变化，来进行第一生长阶
段(输送速率控制)→第二生长阶段(脱离速率控制)的切换，分别进行
外延生长。
在实施例5～实施例6中，以Si基板为基础基板，使压力条件以及
每片晶片的甲基硅甲烷的流量固定，通过让温度条件发生变化，来进行第
一生长阶段(输送速率控制)→第二生长阶段(脱离速率控制)的切换，
分别进行外延生长。
在实施例7中，以Si基板为基础基板，使压力条件固定，通过让温
度条件以及每片晶片的甲基硅甲烷的流量发生变化，来进行第一生长阶段
(输送速率控制)→第二生长阶段(脱离速率控制)的切换，分别进行外
延生长。
在实施例17中，以SOI基板为基础基板，使温度条件固定，将压力
条件大致固定为5×10-4～9×10-4Torr(在后述的校正后，为3×10-5～
1×10-4Torr)，通过让每片晶片的甲基硅甲烷的流量发生变化，来进行第一
生长阶段(输送速率控制)→第二生长阶段(脱离速率控制)的切换，分
别进行外延生长。
在实施例18中，以SOI基板为基础基板，使温度条件固定，通过让
压力以及每片晶片的甲基硅甲烷的流量发生变化，来进行第一生长阶段
(输送速率控制)→第二生长阶段(脱离速率控制)的切换，分别进行外
延生长。
在实施例19中，以Si基板为基础基板，将压力条件大致固定为
2×10-4～5×10-4Torr(在后述的校正后，为1×10-5～3×10-5Torr)，通过让温
度条件以及每片晶片的甲基硅甲烷的流量发生变化，来进行第一生长阶段
(输送速率控制)→第二生长阶段(脱离速率控制)的切换，分别进行外
延生长。
即，在所述第一生长阶段中，成膜压力在9×10-4Torr(在后述的校正
后，为1×10-4Torr)以下，通过降低原料气体流量、提高基板温度中的至
少之一进行了从所述第一生长阶段向第二生长阶段的切换。
并且，在所述第一生长阶段中，成膜压力在1×10-1Torr以上，通过至
少降低成膜压力进行了从所述第一生长阶段向第二生长阶段的切换。
另外，如下述那样决定了速率控制阶段。
即，使原料气体、气氛、流量、压力、温度固定，在3C-SiC种子层
上生长大约厚度为1μm的3C-SiC外延层。此时，将原料气体、气氛、流
量、压力设为实施例以及比较例中所述的第一生长阶段和第二生长阶段中
所用的各个条件，以每10～50℃刻度的各种基板温度进行了生长。
接着，对各个成膜条件，通过用保持时间除以SiC层的厚度算出了
平均生长速度。基板温度是事先使用带有热电对的基板等取得基板温度和
加热器温度的校正曲线，再根据生长时的加热器温度，使用所述校正曲线
针对各个生长条件求出的。根据所获得的平均生长速度和基板温度的数
据，制作了图1所示的判断速率控制阶段的曲线。对所制作的曲线和实施
例以及比较例中所述的第一生长阶段和第二生长阶段的条件进行比较，利
用在“发明效果”一项中所述的速率控制判断条件决定了各个生长条件的
速率控制阶段。
比较例都是将SOI基板用作基础基板的例子。
比较例8是仅在输送速率控制的第一阶段中进行了外延生长的例子。
比较例9是仅在脱离速率控制的第一阶段中进行了外延生长的例子。
比较例10是以反应速率控制在第一阶段进行外延生长，以脱离速率
控制在第二阶段进行外延生长的例子。
比较例11是以输送速率控制在第一阶段进行外延生长之后，让甲基
硅甲烷的流量发生变化，再在第二阶段中也以输送速率控制进行外延生长
的例子。
比较例12是以脱离速率控制在第一阶段进行外延生长，以输送速率
控制在第二阶段进行外延生长，使第一阶段结束后的单晶3C-SiC层的厚
度未满500nm的例子。
比较例13是仅在输送速率控制的第一阶段以高压力条件进行了外延
生长的例子。
比较例14是以脱离速率控制在第一阶段进行外延生长，以输送速率
控制在第二阶段进行外延生长，使第一阶段结束后的单晶3C-SiC层的厚
度未满500nm的例子。
比较例15、比较例16是仅以脱离速率控制进行外延生长的例子。
表1
◎：微孔密度＜8*106(个/cm2)
○：微孔密度＞8*106，＜1*107(个/cm2)
△：微孔密度＞1*107，＜1*108(个/cm2)
×：微孔密度＞1*108(个/cm2)
××：表面粗燥，没有平坦面
这里，所述表1的成膜压力是利用非稳定波形磁控管(Baratron)真
空计读取的值，精度的可靠性并不太高，尤其是在低压侧该倾向较强。于
是，对成膜压力取得校正曲线，进行了值的校正。
校正曲线是这样取得的：通过并用测量值的可靠性较高的热阴极真
空计，在950℃～1100℃的规定温度下，测量以各个流量向处理室内供给
原料气体时的处理室出口的压力，以各个温度作为基板温度，绘制相对于
原料气体的流量的压力变化而取得的。
图23是如上述那样取得的结构曲线。
根据这样取得的校正曲线，对于表1的成膜压力进行了所需的校正
的数据如下述表2所示。
表2
◎：表面微孔密度＜8*106(个/cm2)
○：表面微孔密度＞8*106，＜1*107(个/cm2)
△：表面微孔密度＞1*107，＜1*108(个/cm2)
×：表面微孔密度＞1*108(个/cm2)
××：表面粗燥，没有平坦面
图4～图10分别表示在实施例1、实施例2、实施例3、实施例4、
实施例5、实施例6、实施例7中所获得的单晶3C-SiC基板的表面状态以
及表层部的3C-SiC层的剖面SEM照片。
图11～图19分别表示在比较例8、比较例9、比较例10、比较例11、
比较例12、比较例13、比较例14、比较例15、比较例16中所获得的单
晶3C-SiC基板的表面状态以及表层部的3C-SiC层的剖面SEM照片。
图20～图22表示在实施例17～实施例19中所获得的单晶3C-SiC
基板的表面状态以及表层部的3C-SiC层的剖面SEM照片。
所述表1及表2示出了针对所述各个条件下的实施例1～实施例7、
实施例17～实施例19、比较例8～比较例16，对第一阶段的单晶3C-SiC
层的膜厚(X)、第二阶段的单晶3C-SiC层的膜厚(Y)、它们的总膜厚
(X+Y)、表面的三角形状缺陷(表面微孔)的密度(个/cm2)、单晶3C-SiC
基板的表面状态进行了质量判断的结果。
另外，单晶3C-SiC层的膜厚是从剖面SEM照片测量求出的。单晶
3C-SiC层的表面微孔密度是从表面SEM照片测量每个单位面积的微孔数
目求出的。
观察实施例1～实施例7、实施例17～实施例19的结果，可知无论
是将SOI基板用作基础基板，还是将Si基板用作基础基板，表面微孔的
数目、表面微孔的密度都得到了减少，能够获得结晶性良好且具有足够膜
厚的单晶3C-SiC层。
而观察比较例8～比较例16的结果，可知无论是在哪一比较例中SiC
层的表面都存在很多表面微孔和突起，表面状态明显变差，结晶性也较差。
产业上的可利用性
本发明能够适用于制造大规模集成电路等中所使用的半导体基板
等。
权利要求书(按照条约第19条的修改)
1.一种单晶3C-SiC基板的制造方法，通过在基础基板上外延生长
形成单晶3C-SiC层，其特征在于，
进行第一生长阶段和第二生长阶段，在该第一生长阶段中，以成为
由平坦性较高的表面和散布在该表面中的表面微孔构成的表面状态的方
式来形成所述单晶3C-SiC层，在该第二生长阶段中，以掩埋所述表面微
孔的方式使在所述第一生长阶段中所获得的单晶3C-SiC层进一步外延生
长。
2.根据权利要求1所述的单晶3C-SiC基板的制造方法，其特征在
于，
所述第一生长阶段在输送速率控制的区域中外延生长，所述第二生长
阶段在脱离速率控制的区域中外延生长。
3.根据权利要求1或2所述的单晶3C-SiC基板的制造方法，其特
征在于，
通过降低原料气体流量、降低成膜压力、提高基板温度中的至少之
一来进行从所述第一生长阶段向第二生长阶段的切换。
4.根据权利要求1～3中任意一项所述的单晶3C-SiC基板的制造方
法，其特征在于，
使用由至少表层部分含有Si的半导体结晶构成的基础基板。
5.根据权利要求1～4中任意一项所述的单晶3C-SiC基板的制造方
法，其特征在于，
使用至少表层部分由Si构成的基础基板，对所述基础基板的表层部
的Si进行炭化处理而变成SiC层，并以所述SiC层为种子层进行所述第
一生长阶段以及第二生长阶段的外延生长。
6.根据权利要求1～5中任意一项所述的单晶3C-SiC基板的制造方
法，其特征在于，
通过在所述基础基板上外延生长形成单晶3C-SiC层时的原料气体的
主要成份是甲基硅甲烷。
7.根据权利要求6所述的单晶3C-SiC基板的制造方法，其特征在
于，
在所述第一生长阶段中，基板温度在970℃以上1120℃以下，含在
所述原料气体中的每片晶片的甲基硅甲烷的流量在1.0sccm以上
30.0sccm以下，成膜压力超过9×10-6Torr且在4×10-1Torr以下，
在所述第二生长阶段中，含在所述原料气体中的每片晶片的甲基硅
甲烷的流量在6.0sccm以下，基板温度在1100℃以上且未满基础基板的
熔点，成膜压力在1×10-7Torr以上且在6×10-5Torr以下。
8.根据权利要求1～7中任意一项所述的单晶3C-SiC基板的制造方
法，其特征在于，
通过在基础基板上外延生长所形成的单晶3C-SiC层的主面方位是
(111)。
9.(修改后)一种单晶3C-SiC基板，通过在基础基板上外延生长形成
有单晶3C-SiC层，其特征在于，
存在于单晶3C-SiC层的表面的表面微孔所产生的缺陷的数目在紧接
外延生长之后的状态下为8×106个/cm2以下，主面方位是(100)之外。
10.(追加)根据权利要求9所述的单晶3C-SiC基板，其特征在于，
通过在基础基板上外延生长所形成的单晶3C-SiC层的主面方位是
(111)。