JP2013047159A - 炭化珪素単結晶の製造方法、炭化珪素単結晶インゴット、及び炭化珪素単結晶基板 - Google Patents
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Abstract
【課題】基底面転位の少ない結晶性に優れた炭化珪素単結晶基板を取り出せる炭化珪素単結晶の製造方法、得られた炭化珪素単結晶インゴット、及びそれから取り出した炭化珪素単結晶基板を提供する。
【解決手段】昇華再結晶法による結晶成長中に基底面転位を貫通刃状転位に構造変換させることで基底面転位を低減させることを特徴とする、基底面転位の少ない高品質炭化珪素単結晶の製造方法であり、また、これによって得られた炭化珪素単結晶インゴットであり、更にはこれから取り出した炭化珪素単結晶基板である。
【選択図】なし
【解決手段】昇華再結晶法による結晶成長中に基底面転位を貫通刃状転位に構造変換させることで基底面転位を低減させることを特徴とする、基底面転位の少ない高品質炭化珪素単結晶の製造方法であり、また、これによって得られた炭化珪素単結晶インゴットであり、更にはこれから取り出した炭化珪素単結晶基板である。
【選択図】なし
Description
本発明は、基底面転位の少ない、結晶品質の高い炭化珪素単結晶の製造方法、炭化珪素単結晶インゴット、及び炭化珪素単結晶基板に関するものである。本発明の製造方法により得られる炭化珪素単結晶から加工及び研磨工程を経て製造される炭化珪素単結晶基板は、主として各種の半導体電子デバイス、あるいはそれらの基板として用いられる。
炭化珪素(ＳｉＣ)は２．２〜３．３ｅＶの広い禁制帯幅を有するワイドバンドギャップ半導体である。従来、ＳｉＣは、その優れた物理的、化学的特性から耐環境性半導体材料としての研究開発が行われてきたが、近年は青色から紫外にかけての短波長光デバイス、高周波電子デバイス、高耐圧・高出力電子デバイス向けの材料としてＳｉＣが注目されており、活発に研究開発が行われている。しかし、これまで、ＳｉＣは良質な大口径単結晶の製造が難しいとされてきており、それがＳｉＣデバイスの実用化を妨げてきた。
従来、研究室程度の規模では、例えば昇華再結晶法(レーリー法)で半導体素子の作製が可能なサイズのＳｉＣ単結晶を得ていた。しかしながら、この方法では得られる単結晶の面積が小さく、その寸法、形状、さらには結晶多形(ポリタイプ)や不純物キャリア濃度の制御も容易ではない。一方、化学気相成長(Chemical Vapor Deposition、CVD)を用いて珪素(Ｓｉ)等の異種基板上にヘテロエピタキシャル成長させることにより、立方晶のＳｉＣ単結晶を成長させることも行われている。この方法では大面積の単結晶は得られるが、ＳｉＣとＳｉの格子不整合が約２０％もあること等により、多くの欠陥（〜１０7/ｃｍ2）を含むＳｉＣ単結晶しか成長させることができず、高品質のＳｉＣ単結晶は得られていない。これらの問題点を解決するために、ＳｉＣ単結晶ウェハを種結晶として用いて昇華再結晶を行う改良型のレーリー法が提案されている（特許文献１）。この改良レーリー法を用いれば、ＳｉＣ単結晶のポリタイプ(６Ｈ型、４Ｈ型、１５Ｒ型等)及び形状、キャリア型及び濃度を制御しながらＳｉＣ単結晶を成長させることができる。
現在、改良レーリー法で作製したＳｉＣ単結晶から、口径５１ｍｍ(２インチ)から１００ｍｍのＳｉＣ単結晶ウェハが切り出され、電力エレクトロニクス分野のデバイス作製等に供されている。ＳｉＣには２００種類以上のポリタイプがあるが、物性値及び結晶成長の安定性から、４Ｈポリタイプが電子デバイス用途として使用されることが多い。ＳｉＣ単結晶中には、マイクロパイプと呼ばれる成長方向に貫通した中空ホール状欠陥、転位欠陥（貫通刃状転位、基底面転位、らせん転位）、積層欠陥等の結晶欠陥が存在している。これらの結晶欠陥はデバイス性能を低下させるために、これらの結晶欠陥の低減がＳｉＣデバイス応用上の重要課題とされている。
現在市販されているＳｉＣ基板中にはらせん転位は８×１０2〜３×１０3（個／ｃｍ2）、貫通刃状転位は５×１０3〜２×１０4（個／ｃｍ2）、基底面転位は２×１０3〜２×１０4（個／ｃｍ2）存在している（非特許文献１）。
近年、結晶欠陥とデバイス性能に関する調査から、基底面転位がデバイスの酸化膜不良を生じ絶縁破壊の原因となることが報告されている。（非特許文献２）。また、バイポーラデバイスなどでは、基底面転位から積層欠陥が発生することが報告されており、デバイス特性の劣化の原因となることが知られている（非特許文献３）。高性能ＳｉＣデバイスの作製のために基底面転位の少ないＳｉＣ単結晶基板が求められている。
昇華再結晶法によって所定の成長圧力及び基板温度でおよそ２００μｍのＳｉＣ単結晶を初期成長層として成長させた後、基板温度及び圧力を徐々に減じながら結晶成長を行うことで、マイクロパイプやらせん転位の極めて少ない高品質なＳｉＣ単結晶を得る方法が報告されている（特許文献２参照）。しかしながら、基底面転位密度については言及されておらず、ＳｉＣデバイスへの応用を考えると基底面転位密度の低減化が必要である。同じく、所定の成長圧力及び基板温度で同程度のＳｉＣ単結晶を初期成長層として成長させた後、基板温度はそのままで減圧して成長速度を高めて結晶成長させて、マイクロパイプの発生を抑えて、かつ、らせん転位等の転位密度を少なくさせる方法が報告されているが（特許文献３参照）、この場合も高性能ＳｉＣデバイスの作製のために基底面転位密度の低減化が必要である。
なお、化学気相成長法（ＣＶＤ法）でのＳｉＣ薄膜のエピタキシャル成長において、鏡像力によって基底面転位が刃状転位に変換すること（非特許文献４）や、溶液成長法においてもほぼ同様の構造変換が起こること（非特許文献５）が報告されている。また、昇華再結晶法での報告例として、Ohtaniらは貫通刃状転位が基底面転位に変換することを報告している（非特許文献６）。しかしながら、これら先行技術において、ＳｉＣ単結晶を工業的に製造する上で、基底面転位を構造変換させて減らすための制御方法やその条件等については一切述べられていない。
大谷昇、ＳｉＣ及び関連ワイドギャップ半導体研究会第１７回講演会予稿集、２００８、ｐ８
J. Senzaki et al., Mater. Sci. Forum, 661, (2005) pp661-664
R. E. Stahlbush et al., Journal of Electronic Materials, 31, (2002), 370-375
S. Ha et al., Journal of Crystal Growth, 244, (2002), 257-266
K. Kamei et al., Journal of Crystal Growth, 311, (2009), 855-858
N. Ohtani et al., Journal of Crystal Growth, 286, (2006), 55-60
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、昇華再結晶法による炭化珪素単結晶の成長において、基底面転位が少なく、結晶品質の高く、抵抗率が制御されたＳｉＣ単結晶を得ることができる製造方法を提供するものである。また、この方法によって得られて、基底面転位の少ない高品質のＳｉＣ単結晶基板を提供するものである。
本発明は以下の構成より成るものである。
（１）種結晶を用いた昇華再結晶法による炭化珪素単結晶成長の製造方法において、成長雰囲気圧力を３．９ｋＰａ以上３９．９ｋＰａ以下、成長温度を２１００℃以上２３００℃未満にして、成長中の炭化珪素単結晶に存在する基底面転位の少なくとも一部を貫通刃状転位に構造変換させることを特徴とする炭化珪素単結晶の製造方法。
（２）前記構造変換の手段が、成長雰囲気圧力を４．０ｋＰａ以上１３．３ｋＰａ未満、成長温度を２１００℃以上２３００℃未満にすることである（１）に記載の炭化珪素単結晶の製造方法。
（３）種結晶を用いた昇華再結晶法による炭化珪素単結晶成長の製造方法において、成長雰囲気圧力を１．３ｋＰａ以上３．９ｋＰａ未満、成長温度を２１００℃以上２２００℃未満にして、成長中の炭化珪素単結晶に存在する基底面転位の少なくとも一部を貫通刃状転位に構造変換させることを特徴とする炭化珪素単結晶の製造方法。
（４）（１）〜（３）のいずれか１項に記載の方法で作製した炭化珪素単結晶インゴット。
（５）基底面転位密度が１０００個／ｃｍ2以下の部位を有する炭化珪素単結晶インゴット。
（６）基底面転位密度が５００個／ｃｍ2以下の部位を有する炭化珪素単結晶インゴット。
（７）基底面転位密度が２５０個／ｃｍ2以下の部位を有する炭化珪素単結晶インゴット。
（８）前記インゴットのポリタイプが４Ｈ型、６Ｈ型又は３Ｃ型のいずれかの単一ポリタイプである（４）〜（７）のいずれか１項に記載の方法で作製した炭化珪素単結晶インゴット。
（９）前記インゴットの口径が５０ｍｍ以上３００ｍｍ以下である（４）〜（８）のいずれか１項に記載の炭化珪素単結晶インゴット。
（１０）（４）〜（９）のいずれか１項に記載の炭化珪素単結晶インゴットから得られる単結晶基板であって、該基板表面の基底面転位密度が１０００個／ｃｍ2以下である炭化珪素単結晶基板。
（１１）前記基底面転位密度が５００個／ｃｍ2以下である（１０）に記載の炭化珪素単結晶基板。
（１２）前記基底面転位密度が２５０個／ｃｍ2以下である（１０）又は（１１）に記載の炭化珪素単結晶基板。
（１）種結晶を用いた昇華再結晶法による炭化珪素単結晶成長の製造方法において、成長雰囲気圧力を３．９ｋＰａ以上３９．９ｋＰａ以下、成長温度を２１００℃以上２３００℃未満にして、成長中の炭化珪素単結晶に存在する基底面転位の少なくとも一部を貫通刃状転位に構造変換させることを特徴とする炭化珪素単結晶の製造方法。
（２）前記構造変換の手段が、成長雰囲気圧力を４．０ｋＰａ以上１３．３ｋＰａ未満、成長温度を２１００℃以上２３００℃未満にすることである（１）に記載の炭化珪素単結晶の製造方法。
（３）種結晶を用いた昇華再結晶法による炭化珪素単結晶成長の製造方法において、成長雰囲気圧力を１．３ｋＰａ以上３．９ｋＰａ未満、成長温度を２１００℃以上２２００℃未満にして、成長中の炭化珪素単結晶に存在する基底面転位の少なくとも一部を貫通刃状転位に構造変換させることを特徴とする炭化珪素単結晶の製造方法。
（４）（１）〜（３）のいずれか１項に記載の方法で作製した炭化珪素単結晶インゴット。
（５）基底面転位密度が１０００個／ｃｍ2以下の部位を有する炭化珪素単結晶インゴット。
（６）基底面転位密度が５００個／ｃｍ2以下の部位を有する炭化珪素単結晶インゴット。
（７）基底面転位密度が２５０個／ｃｍ2以下の部位を有する炭化珪素単結晶インゴット。
（８）前記インゴットのポリタイプが４Ｈ型、６Ｈ型又は３Ｃ型のいずれかの単一ポリタイプである（４）〜（７）のいずれか１項に記載の方法で作製した炭化珪素単結晶インゴット。
（９）前記インゴットの口径が５０ｍｍ以上３００ｍｍ以下である（４）〜（８）のいずれか１項に記載の炭化珪素単結晶インゴット。
（１０）（４）〜（９）のいずれか１項に記載の炭化珪素単結晶インゴットから得られる単結晶基板であって、該基板表面の基底面転位密度が１０００個／ｃｍ2以下である炭化珪素単結晶基板。
（１１）前記基底面転位密度が５００個／ｃｍ2以下である（１０）に記載の炭化珪素単結晶基板。
（１２）前記基底面転位密度が２５０個／ｃｍ2以下である（１０）又は（１１）に記載の炭化珪素単結晶基板。
本発明のＳｉＣ単結晶の製造方法は、既存の製造装置に何ら改造を加えることなく、成長雰囲気圧力・温度を制御することで、簡便に基底面転位を大幅に低減した高品質のＳｉＣ単結晶を製造できる。また、本発明のＳｉＣ単結晶は、基底面転位が少なく、この単結晶から加工された基板は高品質であるため、電子デバイス向けの基板として高い性能を発揮する。
本発明により、ＳｉＣ単結晶中において基底面転位を貫通刃状転位へ構造変換させることで、基底面転位の少ない高品質ＳｉＣ単結晶の製造が可能となる。
本発明者らは種結晶を用いた昇華再結晶法による炭化珪素単結晶成長において、成長雰囲気圧力が３．９ｋＰａ以上３９．９ｋＰａ以下、かつ、成長温度を２１００℃以上２３００℃未満とすることで基底面転位密度が顕著に減少することを見つけた。この時、貫通刃状転位が増加していることから基底面転位が貫通刃状転位に構造変換してことが示唆された。
本発明者らは、成長雰囲気圧力を３．９ｋＰａ以上３９．９ｋＰａ以下、かつ、成長温度を２１００℃以上２３００℃未満とすることで、好ましくは、成長雰囲気圧力を３．９ｋＰａ以上１３．３ｋＰａ未満、成長温度を２１００℃以上２３００℃未満にすることで、結晶成長速度をＣＶＤ法及び溶液成長法並みの低速成長（数１０μｍ／ｈ）を実現することができ、この時に基底面転位の貫通刃状転位への構造変換が起きることを発見した。成長雰囲気圧力が高い場合、原料ガスの拡散が抑えられるため、結晶成長表面へ到達する原料ガス量が減るために成長速度が小さくなることにつながっているものと考えられる。すなわち、成長雰囲気圧力を３．９ｋＰａ以上３９．９ｋＰａ以下、かつ、成長温度を２１００℃以上２３００℃未満とすることで、結晶成長速度を５０μｍ／ｈ以下に抑えて、基底面転位を貫通刃状転位に構造変換させることができるようになる。
また、成長雰囲気圧力１．３ｋＰａ以上３．９ｋＰａ未満、かつ、成長温度が２１００℃以上２２００℃未満での結晶成長中にも基底面転位の貫通刃状転位の構造変換が起きることを見出した。これは、成長温度を２１００℃以上２２００℃未満にすることで、原料ガスの昇華量が少なくなるために成長速度が数１０μｍ／ｈ程度に低速化されるため、先の場合と同様にこの構造変換が起きると考えられる。
本発明によって作製されたＳｉＣ単結晶インゴットは基底面転位が少ないため、インゴットから切り出した基板からは、基底面転位起因のデバイス性能の劣化の少ない、高性能デバイスの作製が可能である。また、基底面転位はデバイス作製時の酸化膜不良を起こし、デバイス作製歩留りが低下する原因となると考えられるため、その密度は１０００個／ｃｍ2以下、更には５００個／ｃｍ2以下、更に望ましくは２５０個／ｃｍ2以下であることが好ましい。
本発明は、転位の構造変換を利用した基底面転位の低減化であることから、特にポリタイプによる制限はなく、代表的なポリタイプである４Ｈ型、６Ｈ型および３Ｃ型のＳｉＣ単結晶に適用可能である。特にパワーデバイス応用として有力視されている４Ｈ型にも適用可能である。
本発明のらせん転位の低減は、成長雰囲気圧力および成長温度を制御することで行われるため、適用範囲で結晶口径の制限は無く、口径５０ｍｍ以上、３００ｍｍ以下の結晶成長プロセスへの適用が可能である。
本発明のＳｉＣ単結晶の製造方法では、高純度ガス配管やマスフローコントローラ等を用いてＳｉＣ単結晶の成長雰囲気中に供給する窒素ガス量を制御することで、結晶中への窒素ドープが可能である。これによって結晶から得られる単結晶基板の抵抗率を制御することができる。
以下、本発明を実施例に基づき具体的に説明する。
図１は、本発明の実施例の結晶を製造するために用いた改良レーリー法による単結晶成長装置である。結晶成長は、昇華原料２を誘導加熱により昇華させ、種結晶１上に再結晶させることにより行われる。種結晶１は黒鉛蓋４の内面に取り付けられており、昇華原料２は黒鉛坩堝３の内部に充填される。この黒鉛坩堝３及び黒鉛蓋４は、熱シールドのために黒鉛製フェルト７で被膜され、二重石英管５内部の黒鉛支持棒６の上に設置される。石英管５の内部を真空排気装置１１によって真空排気した後、高純度Ａｒガスおよび窒素ガスを、配管９を介してマスフローコントローラ１０で制御しながら流入させ、石英管内圧力（成長雰囲気圧力）を真空排気装置１１で調整しながらワークコイル８に高周波電流を流し、黒鉛坩堝を加熱することで結晶成長を行った。成長温度は炭化珪素種結晶温度とした。
(実施例１)
予め成長しておいたＳｉＣ単結晶インゴットから、口径５０ｍｍの（０００１）面を主面とした、オフ角が〈１１−２０〉方向に４度傾いた４Ｈ型のＳｉＣ単結晶基板を切り出し、研磨後、種結晶とした。成長雰囲気圧力１３．３ｋＰａ、成長温度２２００℃の条件で結晶成長を行った。なお、得られた結晶の高さと成長時間から成長速度を算出すると、結晶成長速度は２０μｍ／ｈであった。
予め成長しておいたＳｉＣ単結晶インゴットから、口径５０ｍｍの（０００１）面を主面とした、オフ角が〈１１−２０〉方向に４度傾いた４Ｈ型のＳｉＣ単結晶基板を切り出し、研磨後、種結晶とした。成長雰囲気圧力１３．３ｋＰａ、成長温度２２００℃の条件で結晶成長を行った。なお、得られた結晶の高さと成長時間から成長速度を算出すると、結晶成長速度は２０μｍ／ｈであった。
得られた結晶より（０００１）面４度オフウェハを切り出し、鏡面研磨の後に、溶融ＫＯＨエッチングを行い、光学顕微鏡によって基底面転位密度および貫通刃状転位密度を計測した。ここではJ. Takahashi et al., Journal of Crystal Growth, 135, (1994), 61-70に記載されている方法に従って、５３０℃の溶融ＫＯＨに試料を１０分間浸漬し、貝殻型ピットを基底面転位、小型の６角形ピットを貫通刃状転位、中型・大型の６角形ピットをらせん転位として、エッチピット形状から転位欠陥を分類した。基底面転位密度が４．８×１０2（個／ｃｍ2）、貫通刃状転位密度が６．５×１０3（個／ｃｍ2）であった。成長に使用した種結晶の基底面転位密度は２．５×１０3（個／ｃｍ2）、貫通刃状転位密度は４．４×１０3（個／ｃｍ2）であった。これらの増減より結晶成長中に基底面転位が貫通刃状転位に構造変換しているものと示唆される。
(実施例２)
予め成長しておいたＳｉＣ単結晶インゴットから、口径５０ｍｍの（０００１）面を主面としたオフ角が〈１１−２０〉方向に４度傾いた４Ｈ型のＳｉＣ単結晶基板を切り出し、研磨後、種結晶とした。成長雰囲気圧力１３．３ｋPaで成長温度は２１５０℃の条件で結晶成長を行った。なお、このときの成長速度は１５μｍ／ｈであった。
予め成長しておいたＳｉＣ単結晶インゴットから、口径５０ｍｍの（０００１）面を主面としたオフ角が〈１１−２０〉方向に４度傾いた４Ｈ型のＳｉＣ単結晶基板を切り出し、研磨後、種結晶とした。成長雰囲気圧力１３．３ｋPaで成長温度は２１５０℃の条件で結晶成長を行った。なお、このときの成長速度は１５μｍ／ｈであった。
得られた結晶より（０００１）面４度オフウェハを切り出し、鏡面研磨の後に、溶融ＫＯＨエッチングを行い、光学顕微鏡によって基底面転位密度を計測した。基底面転位密度が１．５×１０2（個／ｃｍ2）であった。
(実施例３)
予め成長しておいたＳｉＣ単結晶インゴットから、口径８０ｍｍの（０００１）面を主面としたオフ角が〈１１−２０〉方向に４度傾いた４Ｈ型のＳｉＣ単結晶基板を切り出し、研磨後、種結晶とした。成長雰囲気圧力１．３ｋＰａで成長温度は２１００℃の条件で結晶成長を行った。なお、このときの成長速度は４０μｍ／ｈであった。
予め成長しておいたＳｉＣ単結晶インゴットから、口径８０ｍｍの（０００１）面を主面としたオフ角が〈１１−２０〉方向に４度傾いた４Ｈ型のＳｉＣ単結晶基板を切り出し、研磨後、種結晶とした。成長雰囲気圧力１．３ｋＰａで成長温度は２１００℃の条件で結晶成長を行った。なお、このときの成長速度は４０μｍ／ｈであった。
得られた結晶より（０００１）面４度オフウェハを切り出し、鏡面研磨の後に、溶融ＫＯＨエッチングを行い、光学顕微鏡によって基底面転位密度を計測した。基底面転位密度は２．０×１０2（個／ｃｍ2）であった。
（比較例１）
予め成長しておいたＳｉＣ単結晶インゴットから、口径５０ｍｍの（０００１）面を主面としたオフ角が〈１１−２０〉方向に４度傾いた４Ｈ型のＳｉＣ単結晶基板を切り出し、研磨後、種結晶とした。結晶成長は上記の通りに行い、真空排気装置で結晶成長中の雰囲気圧力を１．３ｋＰａに調整した。成長温度は２２５０℃になるようにコイル出力を調整した。
予め成長しておいたＳｉＣ単結晶インゴットから、口径５０ｍｍの（０００１）面を主面としたオフ角が〈１１−２０〉方向に４度傾いた４Ｈ型のＳｉＣ単結晶基板を切り出し、研磨後、種結晶とした。結晶成長は上記の通りに行い、真空排気装置で結晶成長中の雰囲気圧力を１．３ｋＰａに調整した。成長温度は２２５０℃になるようにコイル出力を調整した。
結晶の（０００１）面４度オフウェハを切り出し、鏡面研磨の後に、溶融ＫＯＨエッチングを行い、光学顕微鏡によって基底面転位密度を計測した。基底面転位密度は２×１０3（個／ｃｍ2）であった。基底面転位の著しい低減は見られなかった。
１ 種結晶(ＳｉＣ単結晶)
２ 昇華原料
３ 黒鉛坩堝
４ 黒鉛蓋
５ 二重石英管
６ 支持棒
７ 黒鉛製フェルト
８ ワークコイル
９ 高純度ガス配管
１０ 高純度ガス用マスフローコントローラ
１１ 真空排気装置
２ 昇華原料
３ 黒鉛坩堝
４ 黒鉛蓋
５ 二重石英管
６ 支持棒
７ 黒鉛製フェルト
８ ワークコイル
９ 高純度ガス配管
１０ 高純度ガス用マスフローコントローラ
１１ 真空排気装置
Claims (12)
- 種結晶を用いた昇華再結晶法による炭化珪素単結晶成長の製造方法において、成長雰囲気圧力を３．９ｋＰａ以上３９．９ｋＰａ以下、成長温度を２１００℃以上２３００℃未満にして、成長中の炭化珪素単結晶に存在する基底面転位の少なくとも一部を貫通刃状転位に構造変換させることを特徴とする炭化珪素単結晶の製造方法。
- 前記構造変換の手段が、成長雰囲気圧力を３．９ｋＰａ以上１３．３ｋＰａ未満、成長温度を２１００℃以上２３００℃未満にすることである請求項１に記載の炭化珪素単結晶の製造方法。
- 種結晶を用いた昇華再結晶法による炭化珪素単結晶成長の製造方法において、成長雰囲気圧力を１．３ｋＰａ以上３．９ｋＰａ未満、成長温度を２１００℃以上２２００℃未満にして、成長中の炭化珪素単結晶に存在する基底面転位の少なくとも一部を貫通刃状転位に構造変換させることを特徴とする炭化珪素単結晶の製造方法。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載の方法で作製した炭化珪素単結晶インゴット。
- 基底面転位密度が１０００個／ｃｍ2以下の部位を有する炭化珪素単結晶インゴット。
- 基底面転位密度が５００個／ｃｍ2以下の部位を有する炭化珪素単結晶インゴット。
- 基底面転位密度が２５０個／ｃｍ2以下の部位を有する炭化珪素単結晶インゴット。
- 前記インゴットのポリタイプが４Ｈ型、６Ｈ型又は３Ｃ型のいずれかの単一ポリタイプである請求項４〜７のいずれか１項に記載の方法で作製した炭化珪素単結晶インゴット。
- 前記インゴットの口径が５０ｍｍ以上３００ｍｍ以下である請求項４〜８のいずれか１項に記載の炭化珪素単結晶インゴット。
- 請求項４〜９のいずれか１項に記載の炭化珪素単結晶インゴットから得られる単結晶基板であって、該基板表面の基底面転位密度が１０００個／ｃｍ2以下である炭化珪素単結晶基板。
- 前記基底面転位密度が５００個／ｃｍ2以下である請求項１０に記載の炭化珪素単結晶基板。
- 前記基底面転位密度が２５０個／ｃｍ2以下である請求項１０又は１１に記載の炭化珪素単結晶基板。
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