CN101001978B - 衬托器 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种通过保持晶片周边的Si和C的浓度恒定且抑制颗粒的产生，可获得高品质SiC半导体晶体的衬托器。本发明的衬托器是载置晶片的部分的至少一部分为碳化钽或碳化钽包覆石墨材料的、碳化硅包覆石墨材料的衬托器。载置上述晶片的部分也可是自由分离的部件。又，载置上述晶片的部分的周边部也可以是自由分离的碳化硅包覆石墨材料。

Description

衬托器
技术领域
本发明涉及由碳化硅(以下称为SiC)包覆石墨材料构成的、用于半导体制造工序中的外延生长以及热处理的衬托器。
背景技术
以往，SiC半导体制造用的衬托器已众所周知。例如，有下述专利文献1公开的衬托器。该专利文献1中公开的，是由碳基材和上述碳基材的表面上形成的碳化钽(以下称为TaC)覆膜构成的碳复合材料，其特征在于，在对构成上述TaC覆膜的晶体进行的X射线衍射分析中，相当于(200)面的峰值与相当于(111)面的峰值的峰值强度比I(200)/I(111)为0.2～0.5，或者，相当于(111)面的峰值与相当于(200)面的峰值的峰值强度比I(111)/I(200)为0.2～0.5。
专利文献1：特开2004-84057号公报。
一般来说，SiC的外延生长是在1500℃以上进行的。在该温度范围中，以SiC包覆石墨材料作为衬托器使用时，构成衬托器的SiC覆膜会升华而损耗。存在下述问题，即，升华、蒸发的SiC覆膜附着在晶片的背面侧，而导致晶片与衬托器粘贴在一起。又，当以TaC包覆石墨材料作为衬托器时，在外延生长中若在TaC覆膜上堆积SiC层，则由于与TaC覆膜之间存在热膨胀差异，堆积的SiC层容易剥落，往往成为产生颗粒的原因。
在外延生长或热处理中，在SiC外延生长时，为了获得高质量的SiC半导体晶体，必须将晶片周边的气体环境中的Si和C的浓度始终保持恒定。但是，专利文献1的方案中，例如随着外延生长的进行，气体环境中的Si和C的浓度变化，所以随之往往导致晶片周边的包含Si和C的环境气体浓度发生较大变化。
发明内容
因此，本发明的目的在于提供一种衬托器，利用该衬托器，即使在进行外延生长后，晶片与衬托器也不会粘贴，通过保持晶片周边的Si和C的浓度恒定，且抑制颗粒的产生，可获得高品质的SiC半导体晶体。
本发明是SiC包覆石墨材料的衬托器，其特征在于，载置晶片的部分的至少一部分是TaC或TaC包覆石墨材料。另外，将TaC覆膜包覆在石墨上时，优选该TaC覆膜的膜厚是10～100μm。优选10μm以上的膜厚是因为，这是完全包覆石墨基材的表面所需最低限度的厚度，希望在30μm以上。优选100μm以下的膜厚，是出于包覆时间及成本、产品尺寸精度的考虑。又，载置上述晶片的部分优选是自由分离的部件。又，载置上述晶片的部分的周边部优选是自由分离的SiC包覆石墨材料。
如果利用上述结构的本发明的衬托器，则通过保持晶片周边的Si和C的浓度恒定，且抑制颗粒的产生，可获得高品质的SiC半导体晶体。又，由于载置上述晶片的部分、或载置晶片的部分及其周边部是自由分离的，所以例如即使进行多次外延生长或热处理后劣化时，也可容易地交换。其结果，可多次使用载置上述晶片的部分或载置晶片的部分及其周边部以外的、由SiC包覆石墨材料构成的部件，还可抑制成本。
将现有的衬托器用于外延生长等时，衬托器的SiC覆膜会升华并附着在SiC晶片的背面，为了去除该附着的SiC覆膜，必须在外延生长后或热处理后进行晶片的背面研磨。但是，如果利用本发明的衬托器，则由于载置晶片的部分及其周边部是TaC覆膜，所以不会发生在SiC晶片的背面上附着SiC覆膜或TaC覆膜的问题，因此具有可省略SiC晶片背面的研磨工序的优点。
又，本发明的衬托器，优选地，构成上述SiC包覆石墨材料或TaC包覆石墨材料的石墨基材，在1000℃的标准温度下气体排放为10-4Pa/g以下，而且，利用SIMS分析法测定的氮含量是5×1018atoms/cm3以下。另外，此处的气体排放，是指N2、H2、H2O、CO、CO2、以及C2H4和C3H8等碳氢化合物气体的排放，这些气体中，除碳氢化合物以外的N2、H2、H2O、CO、CO2排放越多，则利用热CVD形成覆膜时覆膜的致密性越低。又，在石墨基材中包含较多上述气体时，还会使TaC覆膜或SiC覆膜的致密性劣化。并且，在石墨基材中包含较多N2等气体时，在TaC覆膜以及SiC覆膜中也会摄入N(氮)和O(氧)。其结果，在外延生长或热处理中，会透过致密性低的覆膜排放出石墨基材中的气体，并且因覆膜消耗而排放出内部的杂质，从而往往在生成的半导体晶体中摄入杂质而导致纯度不良。
根据上述方案，使用的是降低了气体排放，且氮气的含有量也降低了的石墨基材，所以可提供能抑制导致上述半导体晶体纯度不良的因素的衬托器。
又，本发明的衬托器，优选地，构成上述SiC包覆石墨材料或TaC包覆石墨材料的石墨基材，灰分为10ppm以下，而且，利用SIMS分析法测定的硼含量为5×1016atoms/cm3以下。另外，石墨基材中所含的灰分越多，利用热CVD形成覆膜时覆膜的致密性越低。并且，在石墨基材中包含较多硼时，在TaC覆膜或SiC覆膜中也会摄入硼。从而往往在外延生长或热处理中，在生成的半导体晶体中摄入杂质而导致纯度不良。
如果根据上述方案，则由于使用石墨基材中所含的灰分少且硼含有量降低了的石墨基材，所以可提供能抑制导致上述半导体晶体纯度不良的因素的衬托器。
另外，本发明的衬托器，可用于外延生长、热处理、碳化硅半导体制造或氮化物半导体制造。
附图说明
图1中，上图是本发明第1实施方式的衬托器的立体图，下图是本发明第1实施方式的衬托器的剖面图。
图2是表示图1衬托器上的圆盘状部件的变形例的示意剖面图。
图3是本发明第2实施方式的衬托器的剖面图。
图4是比较例的衬托器的示意剖面图。
图5是表示利用诺马斯基光学显微镜观察的晶片背面的表面形态的照片，(a)是表示外延生长前的晶片背面的表面形态的照片，(b)是表示使用比较例3的衬托器时的晶片背面的表面形态的照片，(c)是表示使用实施例3的衬托器时的晶片背面的表面形态的照片。
图6是表示使用比较例3的衬托器时的晶片背面的剖面SEM照片。
图7是表示利用诺马斯基光学显微镜观察的、使用比较例4的衬托器时外延生长出的SiC层的表面与晶片之间的界面状态的表面照片，(a)是表示以透射模式拍摄的照片，(b)是表示以反射模式拍摄的照片。
图8是气体透过率测定装置的概略结构图。
附图标记说明
1、7、10  衬托器
2  衬托器主体
3、4、8  部件
3a、8a、11  沉孔部
5  TaC覆膜
12  SiC覆膜或TaC覆膜
6、13  石墨
9  环状部件
21  一次侧真空计
22  二次侧真空计
23  电离真空计
24、29  旋转泵
25  一次侧配管
26  透过室
27  二次侧罐
28  涡轮分子泵
30  截止阀
31、33、34  排气阀
具体实施方式
32  闸阀
参照附图说明本发明的衬托器。首先，说明本发明第1实施方式的衬托器。图1中，上图是本发明第1实施方式的衬托器的立体图，下图是本发明第1实施方式的衬托器的剖面图。
第1实施方式的衬托器1包括：衬托器主体2，由包覆有SiC的石墨构成；和部件3，与该衬托器主体2一起形成沉孔部3a，而且是在上部载置晶片的部分。
衬托器主体2在其中心具有用于嵌合部件3的阶梯状的孔。另外，包覆在衬托器主体2表面上的SiC覆膜的厚度优选为10～300μm。之所以优选10μm以上的厚度，是因为这是完全包覆石墨基材的表面所需最低限度的厚度，但更希望在30μm以上。优选300μm以下的厚度，是出于包覆时间和成本、产品尺寸精度的考虑。
部件3是由TaC构成的圆盘状部件，其剖面形成为大致T字型，嵌合在衬托器主体2上时，在衬托器1上可形成具有最适合载置晶片的形状的沉孔部3a。该沉孔部3a，不必是与载置的晶片同样大小的平面形状，也可具有稍大的平面形状。另外，部件3，如图2所示，也可是在石墨6表面上包覆有TaC覆膜5的TaC包覆石墨材料构成的部件4。此时，TaC覆膜的厚度优选10～100μm，更优选30～100μm。
这样构成的衬托器1，具有由包覆了SiC的石墨构成的衬托器主体2，所以，可保持晶片周边的Si和C的浓度恒定。又，外延生长时，即使在衬托器主体2上堆积SiC层时也不会产生热膨胀差，所以SiC层不会剥离，因此可抑制颗粒的产生。又，由于作为载置晶片的部分的部件3是自由分离的，所以例如即使进行多次的外延生长或热处理后劣化时，也可容易地更换。其结果，可多次使用衬托器主体2，从而抑制成本。反之，在仅衬托器主体2劣化的情况下，可容易更换该衬托器主体2，而部件3则可以多次使用。
下面说明本发明的第2实施方式的衬托器。图3是本发明第2实施方式的衬托器的剖面图。另外，对于与上述第1实施方式的衬托器1一样的部分，省略说明。
第2实施方式的衬托器7包括：由包覆有SiC的石墨构成的衬托器主体2、作为在上部载置晶片的部分的部件8、和以沿着部件8的上部外周接合的方式设置的由SiC构成的环状部件9，由这些衬托器主体2、部件8、环状部件9形成沉孔部8a。
部件8是由TaC构成的圆盘状部件，其剖面形成为大致T字型，与环状部件9一起嵌合在衬托器主体2上时，在衬托器7上可形成具有最适合于载置晶片的形状的沉孔部8a。该沉孔部8a，不必是与载置的晶片同样大小的平面形状，也可具有稍大的平面形状。另外，该部件8也与上述部件3一样，如图2所示，也可是在石墨6表面上包覆有TaC覆膜5的TaC包覆石墨材料构成的部件4。此时，TaC覆膜的厚度优选10～100μm，更优选30～100μm。
这样构成的衬托器7，具有由包覆着SiC的石墨构成的衬托器主体2以及由SiC构成的环状部件9，所以可保持晶片周边的Si和C的浓度恒定。又，外延生长时，即使在衬托器主体2及环状部件9上堆积SiC层时也不会产生热膨胀差，所以SiC层不会剥离，因此可抑制颗粒的产生。又，由于作为载置晶片的部分的部件8及环状部件9是自由分离的，所以例如即使进行多次的外延生长或热处理后劣化时，也可容易地更换。其结果，可多次使用衬托器主体2，从而抑制成本。反之，在仅衬托器主体2劣化的情况下，可容易更换该衬托器主体2，而部件8及环状部件9则可以多次使用。
实施例
(实施例1)
实施例1的衬托器，与图1所示第1实施方式的衬托器1结构一样。衬托器主体的SiC覆膜厚度为100μm，TaC部件中央的厚度设为2mm。
这样的实施例1的衬托器利用以下的方法制作。作为衬托器主体2的石墨基材，使用硼浓度降低到2×1016atoms/cm3以下，氮浓度降低到1×1017atoms/cm3以下的各向同性石墨。该各向同性石墨如下制作。首先，使用常压石墨化以及高纯度化炉，制作作为本发明的高纯度碳系材料的基材的碳材料。然后，将石墨化的、东洋炭素株式会社制造的各向同性碳材料加工成衬托器主体2的形状。将成型为衬托器主体2的形状的上述石墨基材安装在石墨化以及高纯度化炉内，一面慢慢加热发热体，以1atm加热到2450℃，一面供给8小时左右(流量根据填充在容器内的被加热碳材料的量增减，例如1～7NLM左右)卤素或其化合物的气体，例如二氯二氟甲烷(高纯度化工序)。然后，继续在减压条件下将高纯度化工序中获得的高纯度化碳材料在炉内保持2250℃，并再次供给卤素或其化合物的气体，例如二氯二氟甲烷。维持将容器内压力减压到1000Pa的状态处理5小时(超高纯度化工序)。之后，维持容器内压力减压到10Pa的状态冷却到1450℃，在1450℃下保持48小时[脱(氮)气工序]。脱氮气工序后，一面向炉内导入氢一面保持100Pa1小时(氢化处理)。然后，向容器内导入氩气作为稀有气体，冷却到室温。冷却到室温后，与氩气一起封入并保管在聚乙烯树脂薄膜构成的袋内，以便不暴露于大气。将其作为衬托器主体的石墨基材。
下面，将成型为图1所示衬托器主体2的剖面形状的上述石墨基材安装在CVD炉内，减压并以1450℃充分加热、脱气。之后，利用氢气使炉内(容积300升)为常压，保持为1300℃，原料气体使用CH3SiCl3，载气使用H2，以15SLM的流量导入该混合气体(CH3SiCl3的浓度：CH3SiCl3/H2＝10.0vol％)，在1300℃下包覆SiC。这样制作实施例1的衬托器主体。嵌合以与该衬托器主体嵌合的方式形成的、由TaC构成的圆盘状部件，得到实施例1的衬托器。
(实施例2)
实施例2的衬托器，除使用图2所示的包覆了TaC的圆盘状部件以外，结构与第1实施方式的衬托器1一样。衬托器主体的SiC覆膜的厚度为100μm，圆盘状部件的TaC覆膜的厚度设为50μm。
这样的实施例2的衬托器利用以下的方法制作。衬托器主体的SiC覆膜，通过采用与实施例1一样的方法包覆在与实施例1同样的石墨基材表面上而形成。作为圆盘状部件的石墨基材，使用了与实施例1的衬托器主体使用的材料一样的、进行了高纯度处理的各向同性石墨基材。将形成为图2所示石墨6的形状的石墨基材安装在CVD炉内，减压并在1450℃下充分加热、脱气。之后，将炉内(容积300升)保持1200℃，原料气体使用TaCl5和CH4，载气使用氢气，以15SLM的流量导入该混合气体(TaCl5∶CH4∶H2＝10.0vol％∶20.0vol％∶70.0vol％)，包覆TaC覆膜。这样制作实施例2的圆盘状部件。将该圆盘状部件嵌合在衬托器主体上而得到实施例2的衬托器。
(比较例1)
如图4所示，比较例1的衬托器10具有沉孔部11，是由在整个表面上形成有SiC覆膜12的石墨13构成的。比较例1的衬托器10的SiC覆膜12厚度是100μm。
比较例1的这种衬托器，通过用与实施例1的衬托器主体一样的方法在与实施例1一样的石墨基材表面上包覆SiC覆膜而形成、制作。
(比较例2)
比较例2的衬托器，与比较例1的衬托器形状一样，具有沉孔部，不过是由在整个表面上形成有TaC覆膜的石墨构成的。比较例2的衬托器的TaC覆膜厚度是50μm。
比较例2的这种衬托器，通过用与实施例2的圆盘状部件一样的方法在与实施例1一样的石墨基材表面包覆TaC覆膜而形成、制作。
然后，使用这些实施例1、2以及比较例1、2的衬托器，以SiH4(240sccm)以及C3H8(180sccm)为原料气体，以H2(1000sccm)为载气，在1600℃的气体环境中尝试SiC外延生长，观察、测定衬托器以及晶片的状态。另外，SiC晶片，使用斜角(off angle)为8度的4H-SiC(0001)晶片。
首先，SiC外延生长后，确认有无晶片与衬托器的粘贴。在晶片背面存在TaC覆膜或TaC部件的实施例1、2以及比较例2的衬托器的情况下，没有发现与晶片的粘贴，但在比较例1中发现了与晶片的粘贴。
然后，针对实施例1、2以及比较例1、2的各衬托器，进行5次上述外延生长。另外，载置于衬托器的沉孔部的晶片每次都更换。将测定该外延生长出的SiC层的硼浓度的结果示于下表1。测定使用的是SIMS(次级离子质谱法)分析法。SIMS分析法是下述分析法，即，利用加速到数百～20kV的离子(通常是O2 +、Cs+、Ga+)溅射材料表面，测定飞出的正或负带电粒子的质量，来分析材料的组成。SIMS分析法的最大优点是可检测出材料中含有的1H～238U的所有元素。
表1
  实施例1   实施例2   比较例1   比较例2
 第1次   2.4×10<sup>14</sup>   3.1×10<sup>14</sup>   2.4×10<sup>14</sup>   4.4×10<sup>14</sup>
 第2次   7.3×10<sup>13</sup>   3.4×10<sup>14</sup>   3.2×10<sup>14</sup>   2.8×10<sup>14</sup>
 第3次   2.2×10<sup>14</sup>   8.8×10<sup>13</sup>   4.3×10<sup>14</sup>   1.3×10<sup>14</sup>
 第4次   3.4×10<sup>14</sup>   3.8×10<sup>14</sup>   2.5×10<sup>15</sup>   9.3×10<sup>13</sup>
 第5次   3.2×10<sup>14</sup>   3.6×10<sup>14</sup>   1.2×10<sup>16</sup>   4.0×10<sup>14</sup>
                                                         (atoms/cm3)
根据表1可知，使用实施例1、2的衬托器时，外延生长出的SiC层的特性稳定。与之相比，使用比较例1的衬托器时，第4次外延生长中杂质浓度增大。观察到了下述现象：载置着晶片的、正下方的SiC覆膜蒸发，石墨基材开始剥出。包覆着TaC覆膜的比较例2的衬托器没有这样的问题。
然后，针对实施例1、2以及比较例1、2的各衬托器，进行5次外延生长，观察有没有SiC层从衬托器的覆膜上剥离的现象。其结果示于下表2。另外，载置于衬托器的沉孔部的晶片每次都更换。如下表2所示，在由包覆着TaC覆膜的石墨构成的衬托器、即比较例2的情况下，从第2次起在TaC覆膜上观察到了外延生长中堆积的SiC层的剥离。该剥离成为颗粒的产生源，会使外延生长出的SiC层的特性劣化。而实施例1、2以及比较例1没有观察到SiC层的剥离。
表2
 实施例1  实施例2  比较例1  比较例2
  第1次  无  无  无  无
  第2次  无  无  无  有
  第3次  无  无  无  有
  第4次  无  无  无  有
  第5次  无  无  无  有
因此可知，利用实施例1、2，可提供能在进行外延生长时获得高品质SiC半导体晶体的衬托器。
(实施例3、4以及比较例3、4)
在实施例3、4以及比较例3、4中，为了更容易观察SiC晶片背面的附着物，对各衬托器使用以下的SiC晶片。即，对与实施例1、2以及比较例1、2中使用的晶片一样的各SiC晶片，进一步将背面加工平滑，将这样得到的两面研磨晶片[4H-SiC(0001)斜角8度]分别用在实施例3、4以及比较例3、4的衬托器上。外延生长前晶片背面的表面均方根粗糙度RMS是0.5～0.7nm。
然后，使用这些实施例3、4以及比较例3、4的衬托器，以SiH4(240sccm)以及C3H8(180sccm)为原料气体，以H2(1000sccm)为载气，在1600℃的气体环境中尝试进行10小时的外延生长，观察、测定衬托器以及晶片的状态。
首先，SiC外延生长后，确认有没有与衬托器粘贴。图5是表示利用诺马斯基(Nomarski)光学显微镜观察的晶片背面的表面形态的照片，(a)是表示外延生长前的晶片背面的表面形态的照片，(b)是表示使用比较例3的衬托器时的晶片背面的表面形态的照片，(c)是表示使用实施例3的衬托器时的晶片背面的表面形态的照片。图5(a)是外延生长前的晶片背面的状态，与之相比，在有SiC覆膜接触的比较例3的衬托器的情况下，如图5(b)所示，发现了与晶片的粘贴和晶片背面的表面粗糙，SiC覆膜升华并附着在了晶片上。但是，在TaC覆膜与晶片背面接触的实施例3的衬托器的情况下，如图5(c)所示，没有与晶片的粘贴或TaC覆膜的升华以及附着，晶片背面是平坦的。另外，在实施例4以及比较例4中也是与5(c)一样的表面形态。
然后，对于实施例3、4以及比较例3、4的各衬托器，进行5次上述外延生长。载置于衬托器的沉孔部的晶片每次都更换。将该外延生长中的晶片背面的附着物厚度、晶片背面的表面粗糙度以及载置着晶片的正下方的SiC覆膜以及TaC覆膜的厚度示于表3。另外，对于晶片背面的附着物厚度，是使用扫描式电子显微镜(SEM，日立制造，S-3200N)对外延生长后的晶片的劈开断面进行观察。将外延生长后的、用比较例3处理时的晶片的断面SEM照片示于图6。尽管晶片和附着物都是SiC，但由于杂质的浓度不同，所以观察到SEM的二次电子像的对比度不同。附着在晶片背面的SiC的厚度是2～3μm。另一方面，在实施例3、4以及比较例4的晶片背面上没有观察到附着物。
表3
Figure G05824815220070124D000101
然后，使用原子力显微镜(AFM、Digital Instruments制造，Nanoscope IIIa)测定表面均方根粗糙度RMS。根据表3可知，外延生长后的、用比较例3处理的晶片背面的表面粗糙度是103～121nm，表面粗糙，是需要对晶片背面再进行研磨加工的状态。另一方面，实施例3、4以及比较例4的晶片背面的表面粗糙度是0.7～0.9nm，极其平坦，与外延生长前晶片背面的表面粗糙度大致一样。
然后，测定载置着晶片的、正下方的SiC覆膜以及TaC覆膜的厚度。5次外延生长后，对衬托器进行破坏分析而测定覆膜的厚度。测定使用扫描式电子显微镜(SEM，日立制造，S-3200N)进行。劈开载置过晶片的正下方的TaC以及SiC覆膜，观察断面而测定膜厚。根据表3可知，在比较例3中5次外延生长后损耗了14μm的SiC覆膜。另一方面，在实施例3、4以及比较例4中，没有发现TaC覆膜的损耗。
然后，对于实施例3、4以及比较例3、4的各衬托器，进行5次上述外延生长，观察SiC层有没有从衬托器的覆膜上剥离。其结果示于下表4。另外，载置于衬托器的沉孔部的晶片每次都更换。如下表4所示，在由包覆有TaC的石墨构成的衬托器、即比较例4中，在TaC覆膜上从第2次起观察到了在外延生长过程中堆积的SiC层的剥离。该剥离成为颗粒的产生源，使外延生长出的SiC层的特性劣化。而实施例3、4以及比较例3没有观察到SiC层的剥离。
表4
另外，使用诺马斯基光学显微镜的反射模式和透射模式观察外延生长出的SiC层的表面与晶片之间的界面的状态。图7(a)是表示以透射模式观察的比较例4的外延生长出的SiC层与晶片的界面的照片，图7(b)是表示以反射模式观察的SiC层表面的照片。箭头所示的黑点是混入的颗粒。根据图7(b)，在观察到颗粒的表面存在叫做浅麻点或波状麻点的凸状表面缺陷。评价由于颗粒的混入而产生的麻点密度，则实施例3、实施例4以及比较例3中是12～133个/cm2的麻点密度。另一方面，在比较例4中，是高一数量级的241～1360个/cm2的麻点密度。在比较例4中，剥离的SiC片散布在气体环境中并被摄入SiC层，从而缺陷增大。
因此可知，根据实施例3、4，也可提供能在进行外延生长时获得高品质SiC半导体晶体的衬托器。
(实施例5)
实施例5的衬托器形状如图1所示。首先，以下述石墨材料作为基材，该石墨材料，利用与实施例1一样的方法，经过高纯度化以及超高纯度化工序、脱(氮)气工序、氢化工序，在1000℃的标准温度下气体排放为10-4Pa/g以下，灰分为2ppm以下，氮浓度降低到了1×1017atoms/cm3以下，硼浓度降低到了2×1016atoms/cm3以下。然后，使用热CVD法在上述衬托器主体2石墨基材的表面包覆100μm的SiC覆膜。又，使用热CVD法在上述部件3石墨基材的表面包覆50μm的TaC覆膜。
(比较例5)
比较例5的衬托器形状如图4所示。首先，以下述石墨材料作为基材，该石墨材料，利用与实施例1一样的方法完成高纯度化工序后，不进行石墨材料的超高纯度化工序、脱(氮)气工序、氢化工序，而是利用氮气冷却，在大气中保管。将在1000℃的标准温度下气体排放为10-5Pa/g以上，灰分为300ppm，氮浓度在5×1019atoms/cm3以上，硼浓度在1×1019atoms/cm3以上的石墨材料作为基材。然后，使用热CVD法在上述衬托器石墨基材13的表面包覆100μm的SiC覆膜。
(比较例6)
比较例6的衬托器形状如图4所示。首先，以下述石墨材料作为基材，该石墨材料，利用与实施例1一样的方法完成高纯度化工序后，不进行石墨材料的超高纯度化工序、脱(氮)气工序、氢化工序，而是利用氮气冷却，在大气中保管。将在1000℃的标准温度下气体排放为10-5Pa/g以上，灰分为300ppm，氮浓度在5×1019atoms/cm3以上，硼浓度在1×1019atoms/cm3以上的石墨材料作为基材。然后，使用热CVD法在上述衬托器石墨基材13的表面包覆50μm的TaC覆膜。
然后，对于实施例5、比较例5以及比较例6的各衬托器，实施上述外延生长并评价各衬托器的SiC覆膜以及TaC覆膜的气体透过率。将其结果示于下表5。覆膜的氮气透过率，根据文献[上山峰宏、曾我部敏明、碳、151(1992年)、p8.]的记载测定。图8表示测定装置的概要。
另外，以下所谓一次侧，指由一次侧配管25(在途中具有图未示的罐)、室26、截止阀30、排气阀31、闸阀32封闭的空间，将该空间的真空度叫做一次侧真空。所谓二次侧，指由室26、闸阀32、排气阀33封闭的空间，将该空间的真空度叫做二次侧真空。
表5
  实施例5   比较例5   比较例6
  覆膜的种类   碳化硅/  碳化钽   碳化硅   碳化钽
  碳化硅覆膜的气体透过率  (cm<sup>2</sup>/s)   1.5×10<sup>-9</sup>   4.5×10<sup>-4</sup>   -
  碳化钽覆膜的气体透过率  (cm<sup>2</sup>/s)   8.7×10<sup>-10</sup>   -   5.1×10<sup>-4</sup>
  SiC外延生长层的氮浓度  (atoms/cm<sup>3</sup>)   5.2×10<sup>15</sup>   5.6×10<sup>18</sup>   2.8×10<sup>18</sup>
  SiC外延生长层的硼浓度  (atoms/cm<sup>3</sup>)   3.4×10<sup>14</sup>   7.2×10<sup>17</sup>   5.8×10<sup>17</sup>
下面说明图8所示测定装置的动作以及衬托器的气体透过率的测定方法。作为测定样品，使用加工成直径30mm以上的圆板状且测定前充分干燥了的衬托器。将测定样品设置于室26内，打开闸阀32和排气阀31，利用旋转式真空泵24粗抽。抽真空到100Pa以下后，关闭排气阀31而打开排气阀33、34，利用旋转式真空泵29以及涡轮分子泵28将室一次侧配管25以及二次侧罐27减压到一定的高真空值。接着，利用电离真空针23确认达到高真空后，关闭排气阀33、34和闸阀32，然后停止涡轮分子泵28以及旋转式真空泵29。一面打开截止阀30而在一次侧配管25中利用一次侧真空针21确认，一面以恒定的试验压力增加N2气。N2气从一次侧透过室26内的测定样品而向二次侧罐27移动，二次侧罐27的压力开始上升。利用二次侧压力计22测定其压力上升率。这样使测定装置动作后，根据下式(1)、(2)算出测定样品的气体透过率(K)。
K＝(QL)/(ΔPA)…(1)
Q＝{(p2-p1)V0}/t…(2)
在此，K是氮气透过率，Q是通气量，ΔP是一次侧罐与二次侧罐的压力差，A是透过面积，L是测定样品的厚度，p1是二次侧罐的初始压力，p2是二次侧罐的最终压力，V0是二次侧罐的容积，t是测定时间。
要求出覆膜的氮气透过率(K2)，首先测定在石墨基材上设置有覆膜的SiC以及TaC包覆石墨材料的氮气透过率(K0)，然后通过研磨除去上述覆膜，仅测定石墨基材的氮气透过率(K1)。然后根据下面的关系式(3)算出K2。
(L1+L2)/K0＝L1/K1+L2/K2…(3)
在此，L1是石墨基材的厚度，L2是SiC以及TaC覆膜的厚度。
利用上述各式求出的实施例5的SiC覆膜和TaC覆膜的气体透过率分别是1.5×10-9和8.7×10-10cm2/s，表明这些覆膜是致密的，具有能充分抑制从石墨基材放出气体的特性。但是，利用上述各式求出的比较例5和比较例6的覆膜的气体透过率是4.5×10-4和5.1×10-4cm2/s，比较大，石墨基材中含有的气体会透过覆膜排放到气体环境中。又，在比较例5和比较例6中，利用热CVD形成覆膜时会从石墨基材放出大量的气体，阻碍覆膜的形成，覆膜的致密性劣化。
另外，测定各外延生长出的SiC层的氮和硼浓度。将其结果示于表5。测定使用的是SIMS分析法。使用实施例5的衬托器时SiC层的氮浓度和硼浓度分别是5.2×1015和3.4×1014atoms/cm3，是高纯度的。但是，使用比较例5的衬托器时SiC层的氮浓度和硼浓度增大，这是因为从石墨基材放出气体，而导致了杂质浓度的增大。又，使用比较例5和比较例6的衬托器时外延生长出的SiC层的氮浓度和硼浓度增大到5.8×1017～5.6×1018atoms/cm3，从石墨基材透过TaC覆膜放出的气体导致杂质浓度增大。
因此可知，根据实施例5，可提供进行外延生长时能获得高品质的SiC半导体晶体的衬托器。
另外，本发明可在不超出权利要求书所记载的技术思想的范围内变更设计，而不限于上述实施方式和实施例。

Claims (11)

1.一种碳化硅包覆石墨材料的衬托器，具有由衬托器主体和载置晶片的部件形成的沉孔部，其特征在于，
载置上述晶片的部件是自由分离的碳化钽或碳化钽包覆石墨材料，
在将上述晶片载置在载置上述晶片的部件上时，载置上述晶片的部件被上述晶片覆盖而不露出。
2.如权利要求1所述的衬托器，其特征在于，上述衬托器主体是碳化硅包覆石墨材料。
3.如权利要求1所述的衬托器，其特征在于，构成上述碳化硅包覆石墨材料或碳化钽包覆石墨材料的石墨基材，在1000℃的标准温度下气体排放为10-4Pa/g以下，而且，利用SIMS分析法测定的氮含量是5×1018atoms/cm3以下。
4.如权利要求1所述的衬托器，其特征在于，构成上述碳化硅包覆石墨材料或碳化钽包覆石墨材料的石墨基材，灰分为10ppm以下，而且，利用SIMS分析法测定的硼含量为5×1016atoms/cm3以下。
5.如权利要求1所述的衬托器，其特征在于，所述衬托器用于外延生长或热处理。
6.如权利要求1所述的衬托器，其特征在于，所述衬托器用于碳化硅半导体制造或氮化物半导体制造。
7.一种碳化硅包覆石墨材料的衬托器，具有由衬托器主体，载置晶片的部件，和沿着载置上述晶片的部件的上部外周接合的环状部件形成的沉孔部，其特征在于，
载置上述晶片的部件是自由分离的碳化钽或碳化钽包覆石墨材料，
上述衬托器主体是碳化硅包覆石墨材料，
上述环状部件是碳化硅。
8.如权利要求7所述的衬托器，其特征在于，构成上述碳化硅包覆石墨材料或碳化钽包覆石墨材料的石墨基材，在1000℃的标准温度下气体排放为10-4Pa/g以下，而且，利用SIMS分析法测定的氮含量是5×1018atoms/cm3以下。
9.如权利要求7所述的衬托器，其特征在于，构成上述碳化硅包覆石墨材料或碳化钽包覆石墨材料的石墨基材，灰分为10ppm以下，而且，利用SIMS分析法测定的硼含量为5×1016atoms/cm3以下。
10.如权利要求7所述的衬托器，其特征在于，所述衬托器用于外延生长或热处理。
11.如权利要求7所述的衬托器，其特征在于，所述衬托器用于碳化硅半导体制造或氮化物半导体制造。
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