JP2017197396A - ＳｉＣ単結晶の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】成長の初期段階においてもインクルージョンを含まないＳｉＣ単結晶の製造方法を提供する。
【解決手段】内部から液面に向けて温度低下する温度勾配を有するＳｉ−Ｃ溶液に、種結晶保持軸に保持した種結晶基板を接触させてＳｉＣ単結晶を結晶成長させる、ＳｉＣ単結晶の製造方法であって、結晶成長の開始時から、種結晶基板とＳｉ−Ｃ溶液との間に第１の高さを有するメニスカスを形成して、凹形状の成長面を有するＳｉＣ単結晶を成長させること、及び第１の高さよりも小さい第２の高さを有するメニスカスを形成して、凹形状の成長面を有するＳｉＣ単結晶から、さらにＳｉＣ単結晶を成長させることを含む、ＳｉＣ単結晶の製造方法。
【選択図】図１

Description

本開示は、ＳｉＣ単結晶の製造方法に関する。

ＳｉＣ単結晶は、熱的、化学的に非常に安定であり、機械的強度に優れ、放射線に強く、しかもＳｉ単結晶に比べて高い絶縁破壊電圧、高い熱伝導率などの優れた物性を有する。そのため、Ｓｉ単結晶やＧａＡｓ単結晶などの既存の半導体材料では実現できない高出力、高周波、耐電圧、耐環境性等を実現することが可能であり、大電力制御や省エネルギーを可能とするパワーデバイス材料、高速大容量情報通信用デバイス材料、車載用高温デバイス材料、耐放射線デバイス材料等、といった広い範囲における、次世代の半導体材料として期待が高まっている。

従来、ＳｉＣ単結晶の成長法としては、代表的には気相法、アチソン（Ａｃｈｅｓｏｎ）法、及び溶液法が知られている。気相法のうち、例えば昇華法では、成長させた単結晶にマイクロパイプ欠陥と呼ばれる中空貫通状の欠陥や積層欠陥等の格子欠陥が生じやすい等の欠点を有するが、従来、ＳｉＣバルク単結晶の多くは昇華法により製造されており、成長結晶の欠陥を低減する試みも行われている。アチソン法では原料として珪石とコークスを使用し電気炉中で加熱するため、原料中の不純物等により結晶性の高い単結晶を得ることは不可能である。

溶液法は、黒鉛坩堝中でＳｉ融液またはＳｉ以外の金属を融解したＳｉ融液を形成し、その融液中にＣを溶解させ、低温部に設置した種結晶基板上にＳｉＣ結晶層を析出させて成長させる方法である。溶液法は気相法に比べ熱平衡に近い状態での結晶成長が行われるため、低欠陥化が期待できる。このため、最近では、溶液法によるＳｉＣ単結晶の製造方法がいくつか提案されている（特許文献１）。

特開２０１４−０１９６１４号公報

ＳｉＣ単結晶の成長においては、ステップが横方向に成長することにより、結晶成長が進行する。このようなステップフロー成長をする単結晶では、上段のステップの成長が下段のステップの成長に追いつくことにより、ステップバンチングが発生する。ステップバンチングが進行すると、インクルージョンが発生する。

特許文献１に記載されるように、溶液法によるＳｉＣ単結晶成長において、種結晶基板とＳｉ−Ｃ溶液との間にメニスカスを形成すると、種結晶基板の結晶成長面の外周部の温度を低くすることができる。メニスカスの形成により結晶成長面の外周部の温度を低くすることは、成長結晶の成長面が凹形状を有するように結晶成長させることができ、ステップバンチング及びインクルージョンの発生を抑制する上で効果的である。しかしながら、特許文献１等の従来技術においても、成長の初期段階でインクルージョンが発生し得ることが分かった。

凹形状の成長面を有するように結晶成長させるためには、結晶成長界面直下の中心部から外周部に向かって温度が低下する水平方向の温度分布が必要である。このような温度分布を形成することにより、結晶成長界面直下の外周部のＳｉ−Ｃ溶液の過飽和度を、結晶成長界面直下の中央部のＳｉ−Ｃ溶液の過飽和度よりも大きくすることができる。しかしながら、結晶成長の初期段階では、種結晶保持軸を介した抜熱や種結晶基板の成長面端部のメルトバックによって、種結晶基板の成長面の中央部から凸面成長が生じることがあり、このような凸面成長が起きると、ステップバンチングが発生し、さらにはインクルージョンが発生することが分かった。

そのため、成長の初期段階においてもインクルージョンが発生しないＳｉＣ単結晶の製造方法が望まれている。

本開示は、内部から液面に向けて温度低下する温度勾配を有するＳｉ−Ｃ溶液に、種結晶保持軸に保持した種結晶基板を接触させてＳｉＣ単結晶を結晶成長させる、ＳｉＣ単結晶の製造方法であって、
前記結晶成長の開始時から、前記種結晶基板と前記Ｓｉ−Ｃ溶液との間に第１の高さを有するメニスカスを形成して、凹形状の成長面を有するＳｉＣ単結晶を成長させること、及び
前記第１の高さよりも小さい第２の高さを有するメニスカスを形成して、前記凹形状の成長面を有するＳｉＣ単結晶から、さらにＳｉＣ単結晶を成長させること
を含む、ＳｉＣ単結晶の製造方法を対象とする。

本開示によれば、成長の初期段階においてもインクルージョンを含まないＳｉＣ単結晶を成長させることができる。

図１は、種結晶基板とＳｉ−Ｃ溶液との間に形成されるメニスカスの断面模式図である。 図２は、凹形状の成長面を有するＳｉＣ単結晶の断面模式図である。 図３は、成長結晶中のインクルージョンの有無を検査するときの、成長結晶の切り出し箇所を示した模式図である。 図４は、本開示の方法に用いられ得るＳｉＣ単結晶製造装置の一例を表す断面模式図である。 図５は、実施例で成長させたＳｉＣ結晶の成長面の観察写真である。 図６は、実施例で成長させたＳｉＣ結晶の断面の透過顕微鏡写真である。 図７は、比較例で成長させたＳｉＣ結晶の成長面の観察写真である。 図８は、比較例で成長させたＳｉＣ結晶の断面の透過顕微鏡写真である。 図９は、参考例で成長させたＳｉＣ結晶の成長面の観察写真である。 図１０は、参考例で成長させたＳｉＣ結晶の成長面の観察写真である。

本明細書において、（０００−１）面等の表記における「−１」は、本来、数字の上に横線を付して表記するところを「−１」と表記したものである。

本開示は、内部から液面に向けて温度低下する温度勾配を有するＳｉ−Ｃ溶液に、種結晶保持軸に保持した種結晶基板を接触させてＳｉＣ単結晶を結晶成長させる、ＳｉＣ単結晶の製造方法であって、前記結晶成長の開始時から、前記種結晶基板と前記Ｓｉ−Ｃ溶液との間に第１の高さを有するメニスカスを形成して、凹形状の成長面を有するＳｉＣ単結晶を成長させること、及び前記第１の高さよりも小さい第２の高さを有するメニスカスを形成して、前記凹形状の成長面を有するＳｉＣ単結晶から、さらにＳｉＣ単結晶を成長させることを含む、ＳｉＣ単結晶の製造方法を対象とする。

本開示の製造方法によれば、結晶成長の初期段階からインクルージョンを発生させずにＳｉＣ単結晶を成長させることができる。

インクルージョンとは、ＳｉＣ単結晶成長に使用するＳｉ−Ｃ溶液の、成長結晶中の巻き込みである。成長結晶にインクルージョンが発生する場合、インクルージョンとして、例えば、Ｓｉ−Ｃ溶液として用いる溶媒中に含まれ得るＣｒやＮｉ等の溶媒成分を検出することができる。

本開示の方法において、種結晶基板とＳｉ−Ｃ溶液との間にメニスカスを形成する。メニスカスを形成することによって、結晶成長面直下の中央部よりも外周部のＳｉ−Ｃ溶液の温度が低くなる水平方向の温度分布をより形成しやすくなる。

メニスカスとは、図１に示すように、表面張力によって種結晶基板１４に濡れ上がったＳｉ−Ｃ溶液２４の液面（表面）に形成される凹状の曲面３４をいう。種結晶基板１４とＳｉ−Ｃ溶液２４との間にメニスカスを形成しながら、ＳｉＣ単結晶を成長させることができる。種結晶基板をＳｉ−Ｃ溶液に接触させた後、種結晶基板の下面がＳｉ−Ｃ溶液の液面よりも高くなる位置に種結晶基板を引き上げて保持することによって、メニスカスを形成することができる。

メニスカスの高さ１５とは、凹状の曲面３４の鉛直方向の高さ、すなわち、種結晶基板１４の成長面となる下面とＳｉ−Ｃ溶液２４の液面との間の鉛直方向の高さである。

本開示の方法において、結晶成長の開始時から、種結晶基板とＳｉ−Ｃ溶液との間に第１の高さを有するメニスカスを形成して、凹形状の成長面を有するＳｉＣ単結晶を成長させる。次いで、第１の高さよりも小さい第２の高さを有するメニスカスを形成して、第１の高さを有するメニスカスを形成して成長させた凹形状の成長面を有するＳｉＣ単結晶から、さらにＳｉＣ単結晶を成長させる。

成長面の外周部に形成されるメニスカス部分は輻射抜熱により温度が低下しやすいので、メニスカスを形成することによって、結晶成長面の界面直下の中央部よりも外周部のＳｉ−Ｃ溶液の温度が低くなる温度勾配を形成して、凹形状の成長面を有するＳｉＣ単結晶を成長させることができる。

成長開始時のメニスカスの高さ１５を大きくすることにより、種結晶基板の成長面の中央部から凸面成長が生じることを抑制して、成長初期に凹形状の成長面を有するＳｉＣ単結晶を成長させることができる。成長初期に凹形状の成長面を有するＳｉＣ単結晶を成長させた後、メニスカスの高さを、第１の高さよりも小さい第２の高さに変更することにより、過度な凹面化を抑制しながら凹形状の成長面を有するＳｉＣ単結晶の成長を継続することができる。

第１の高さは、第２の高さよりも大きい範囲で、成長結晶の口径等に応じて適宜調整すればよいが、好ましくは２．０〜５．０ｍｍ、より好ましくは２．０〜４．０ｍｍ、さらに好ましくは２．０〜３．０ｍｍである。結晶成長の開始時から上記範囲の第１の高さを有するメニスカスを形成することによって、より安定して凹形状の成長面を有するＳｉＣ単結晶を成長させることができる。

第２の高さは、第１の高さよりも小さい範囲で、成長結晶の口径等に応じて適宜調整すればよいが、好ましくは０．３〜１．５ｍｍ、より好ましくは０．５〜１．５ｍｍ、さらに好ましくは１．０〜１．５ｍｍである。上記範囲の第２の高さを有するメニスカスを形成することによって、第１の高さを有するメニスカスを形成して成長させた凹形状の成長面を有するＳｉＣ単結晶から、より安定して凹形状の成長面を有するＳｉＣ単結晶を成長させることができる。

凹形状の成長面とは、結晶成長ジャスト面に対して、中央部の一部がほぼ平行であり、成長面の外周部ほど傾きが大きくなる凹形状の結晶成長面をいう。図２に、種結晶基板１４のジャスト面１６を成長面として、ジャスト面１６から成長した凹形状の成長面２０を有するＳｉＣ単結晶４０の断面模式図を示す。ジャスト面とは、例えば種結晶基板の成長面がフラットであり（０００１）面または（０００−１）面を有する場合、成長面の（０００１）面または（０００−１）面からのずれ角度が実質的にゼロである面をいう。

凹形状の成長面が得られているかどうかの判断は、成長結晶の中央部と外周部の厚みを測定して行うことができる。ジャスト面１６を有するフラットな成長面を有する種結晶基板を用いれば、単に成長結晶の中央部と外周部の厚みの大小関係を測定して、凹形状の成長面が得られているかどうかを判断することができる。

凹形状の成長面が得られるタイミングが事前に分かっていれば、所定時間経過後にメニスカスの高さを、第１の高さから第２の高さに変更してもよい。シードタッチ直後にメニスカスの高さを第１の高さにして、例えば３０分保持して結晶成長させ、次いでメニスカスの高さを第２の高さに変更してもよい。メニスカスの高さを第１の高さに保持して結晶成長させる時間は、例えば１０分〜６０分または２０分〜４０分であることができる。

メニスカスの高さを第２の高さに保持して結晶成長させる時間は、所望の結晶成長厚みに応じて決定すればよく、例えば２時間〜１００時間、または５時間〜５０時間であることができる。

ジャスト面１６に対する凹形状の成長面の傾き最大角θは、好ましくは０＜θ≦８°の範囲内にあり、より好ましくは１≦θ≦８°の範囲内にあり、さらに好ましくは２≦θ≦８°の範囲内にあり、さらにより好ましくは４≦θ≦８°の範囲内にある。凹形状の結晶成長面の傾き最大角θが上記範囲内にあることによって、ステップバンチング及びインクルージョンの発生を抑制しやすくなる。

傾き最大角θは、任意の方法で測定され得る。例えば、図２に示すように、ジャスト面１６を有する種結晶基板１４を用いて、凹形状の結晶成長面２０を有するＳｉＣ単結晶を成長させた場合、種結晶基板１４のジャスト面１６に対する凹形状の結晶成長面２０の最外周部の接線の傾きを最大角θとして測定することができる。

本開示の方法は溶液法を用いる。溶液法とは、内部から液面に向けて温度低下する温度勾配を有するＳｉ−Ｃ溶液に、種結晶保持軸の下端面に保持したＳｉＣ種結晶基板を接触させてＳｉＣ単結晶を成長させる、ＳｉＣ単結晶の製造方法である。Ｓｉ−Ｃ溶液の内部から溶液の液面（表面）に向けて温度低下する温度勾配を形成することによってＳｉ−Ｃ溶液の表面領域を過飽和にして、Ｓｉ−Ｃ溶液に接触させた種結晶基板から、ＳｉＣ単結晶を成長させることができる。

本開示の方法に用いられ得る種結晶基板として、例えば昇華法で一般的に作成したＳｉＣ単結晶を用いることができる。種結晶基板は、成長面がフラットであり（０００１）ジャスト面または（０００−１）ジャスト面を有するＳｉＣ単結晶であることができる。種結晶基板の全体形状は、例えば板状、円盤状、円柱状、角柱状、円錐台状、または角錐台状等の任意の形状であることができる。

種結晶保持軸１２に種結晶基板１４を保持させることは、接着剤等を用いて種結晶基板１４の上面を種結晶保持軸１２の下端面に接着させることによって行うことができる。

インクルージョン有無の検査方法としては、特に限定されないが、図３（ａ）に示すように成長結晶４０を成長方向に対して平行にスライスして、図３（ｂ）に示すような成長結晶４２を切り出し、成長結晶４２の全面が連続した結晶であるかどうかを透過画像から観察してインクルージョンの有無を検査することができる。成長結晶４０を実質的に同心円状に成長させた場合、切り出した成長結晶４２の中央部にて、さらに半分に切断して、半分に切断した成長結晶４２について、同様の方法でインクルージョンの有無を検査してもよい。また、成長結晶を成長方向に対して垂直にスライスして、切り出した成長結晶について、同様の方法でインクルージョンの有無を検査してもよい。あるいは、上記のように成長結晶を切り出して、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）や波長分散型Ｘ線分析法（ＷＤＸ）等により、切り出した成長結晶内のＳｉ−Ｃ溶液成分について定性分析または定量分析を行って、インクルージョンを検出することもできる。

透過画像観察によれば、インクルージョンが存在する部分は可視光が透過しないため、可視光が透過しない部分をインクルージョンとして検出することができる。ＥＤＸやＷＤＸ等による元素分析法によれば、例えばＳｉ−Ｃ溶液としてＳｉ／Ｃｒ系溶媒、Ｓｉ／Ｃｒ／Ｎｉ系溶媒等を用いる場合、成長結晶内にＣｒやＮｉ等のＳｉ及びＣ以外の溶媒成分が存在するか分析し、ＣｒやＮｉ等のＳｉ及びＣ以外の溶媒成分を、インクルージョンとして検出することができる。

ステップバンチング有無の検査方法としては、光学顕微鏡を用いて成長結晶の成長面を外観観察して、バンチングの有無を確認することができる。

ＳｉＣ単結晶の成長面は、（０００１）面（Ｓｉ面ともいう）または（０００−１）面（Ｃ面ともいう）であることができる。

本開示の方法により得られるＳｉＣ成長単結晶の直径は、好ましくは３０ｍｍ以上、より好ましくは４０ｍｍ以上、さらに好ましくは４５ｍｍ以上、さらにより好ましくは５０ｍｍ以上である。本開示の方法によれば、上記直径の範囲の全体にわたってインクルージョンを含まないＳｉＣ単結晶を得ることができる。

本開示の方法により得られるＳｉＣ成長単結晶の成長厚みは、好ましくは１ｍｍ以上、より好ましくは２ｍｍ以上、さらに好ましくは３ｍｍ以上、さらにより好ましくは４ｍｍ以上、さらにより好ましくは５ｍｍ以上である。本開示の方法によれば、上記厚みの範囲の全体にわたってインクルージョンを含まないＳｉＣ単結晶を得ることができる。

なお、上記厚み及び／または直径を超える厚み及び／または直径を有するＳｉＣ単結晶を成長させてもよく、上記厚み及び／または直径を超える結晶領域においてもインクルージョンを含まないことがさらに好ましい。ただし、本開示は、上記厚み及び／または直径を有する領域の全体にてインクルージョンを含まないＳｉＣ単結晶が得られれば、上記厚み及び／または直径を超える結晶領域にインクルージョンを含むＳｉＣ単結晶を排除するものではない。したがって、凹形状の結晶成長面の傾き最大角θは、例えば結晶成長面２０内の所望の直径が得られる位置におけるジャスト面１６に対する角度として測定してもよい。

本願において、Ｓｉ−Ｃ溶液とは、ＳｉまたはＳｉ／Ｘ（ＸはＳｉ以外の１種以上の金属）の融液を溶媒とするＣが溶解した溶液をいう。Ｘは一種類以上の金属であり、ＳｉＣ（固相）と熱力学的に平衡状態となる液相（溶液）を形成できれば特に制限されない。適当な金属Ｘの例としては、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｅ、Ｃｏ、Ｖ、Ｆｅ等が挙げられる。

Ｓｉ−Ｃ溶液はＳｉ／Ｃｒ／Ｘ（ＸはＳｉ及びＣｒ以外の１種以上の金属）の融液を溶媒とするＳｉ−Ｃ溶液が好ましい。さらに、原子組成百分率でＳｉ：Ｃｒ：Ｘ＝３０〜８０：２０〜６０：０〜１０の融液を溶媒とするＳｉ−Ｃ溶液が、Ｃの溶解量の変動が少なく好ましい。例えば、坩堝内にＳｉに加えて、Ｃｒ、Ｎｉ等を投入し、Ｓｉ−Ｃｒ溶液、Ｓｉ−Ｃｒ−Ｎｉ溶液等を形成することができる。

Ｓｉ−Ｃ溶液は、その液面（表面）温度が、Ｓｉ−Ｃ溶液へのＣの溶解量の変動が少ない１８００〜２２００℃が好ましい。

Ｓｉ−Ｃ溶液の温度測定は、熱電対、放射温度計等を用いて行うことができる。熱電対に関しては、高温測定及び不純物混入防止の観点から、ジルコニアやマグネシア硝子を被覆したタングステン−レニウム素線を黒鉛保護管の中に入れた熱電対が好ましい。

図４に、本開示の方法を実施し得るＳｉＣ単結晶製造装置の一例を示す。図示したＳｉＣ単結晶製造装置１００は、ＳｉまたはＳｉ／Ｘの融液中にＣが溶解してなるＳｉ−Ｃ溶液２４を収容した坩堝１０を備え、Ｓｉ−Ｃ溶液の内部から溶液の液面に向けて温度低下する温度勾配を形成し、昇降可能な種結晶保持軸１２の先端に保持された種結晶基板１４をＳｉ−Ｃ溶液２４に接触させて、種結晶基板１４を基点としてＳｉＣ単結晶を成長させることができる。

Ｓｉ−Ｃ溶液２４は、原料を坩堝に投入し、加熱融解させて調製したＳｉまたはＳｉ／Ｘの融液にＣを溶解させることによって調製される。坩堝１０を、黒鉛坩堝などの炭素質坩堝またはＳｉＣ坩堝とすることによって、坩堝１０の溶解によりＣが融液中に溶解し、Ｓｉ−Ｃ溶液を形成することができる。こうすると、Ｓｉ−Ｃ溶液２４中に未溶解のＣが存在せず、未溶解のＣへのＳｉＣ単結晶の析出によるＳｉＣの浪費が防止できる。Ｃの供給は、例えば、炭化水素ガスの吹込み、または固体のＣ供給源を融液原料と一緒に投入するといった方法を利用してもよく、またはこれらの方法と坩堝の溶解とを組み合わせてもよい。

保温のために、坩堝１０の外周は、断熱材１８で覆われている。これらが一括して、石英管２６内に収容されている。石英管２６の外周には、加熱用の高周波コイル２２が配置されている。高周波コイル２２は、上段コイル２２Ａ及び下段コイル２２Ｂから構成されてもよく、上段コイル２２Ａ及び下段コイル２２Ｂはそれぞれ独立して制御可能である。

坩堝１０、断熱材１８、石英管２６、及び高周波コイル２２は、高温になるので、水冷チャンバーの内部に配置される。水冷チャンバーは、装置内の雰囲気調整を可能にするために、ガス導入口とガス排気口とを備える。

Ｓｉ−Ｃ溶液の温度は、通常、輻射等のためＳｉ−Ｃ溶液の内部よりも液面の温度が低い温度分布となるが、さらに、高周波コイル２２の巻数及び間隔、高周波コイル２２と坩堝１０との高さ方向の位置関係、並びに高周波コイルの出力を調整することによって、Ｓｉ−Ｃ溶液２４に種結晶基板１４が接触する溶液上部が低温、溶液下部（内部）が高温となるようにＳｉ−Ｃ溶液２４の液面に垂直方向の温度勾配を形成することができる。例えば、下段コイル２２Ｂの出力よりも上段コイル２２Ａの出力を小さくして、Ｓｉ−Ｃ溶液２４に溶液上部が低温、溶液下部が高温となる温度勾配を形成することができる。温度勾配は、例えば溶液の液面からの深さがおよそ１ｃｍまでの範囲で１０〜５０℃／ｃｍにすることができる。

Ｓｉ−Ｃ溶液２４中に溶解したＣは、拡散及び対流により分散される。種結晶基板１４の下面近傍は、加熱装置の出力制御、Ｓｉ−Ｃ溶液２４の液面からの放熱、及び種結晶保持軸１２を介した抜熱等によって、Ｓｉ−Ｃ溶液２４の内部よりも低温となる温度勾配が形成され得る。高温で溶解度の大きい溶液内部に溶け込んだＣが、低温で溶解度の低い種結晶基板付近に到達すると過飽和状態となり、この過飽和度を駆動力として種結晶基板１４上にＳｉＣ結晶を成長させることができる。

いくつかの態様において、ＳｉＣ単結晶の成長前に、種結晶基板の表面層をＳｉ−Ｃ溶液中に溶解させて除去するメルトバックを行ってもよい。溶解する厚みは、種結晶基板の表面の加工状態によって変わるが、加工変質層や自然酸化膜を十分に除去するために、およそ５〜５０μｍが好ましい。

メルトバックは、Ｓｉ−Ｃ溶液の内部から溶液の液面に向けて温度が増加する温度勾配、すなわち、ＳｉＣ単結晶成長とは逆方向の温度勾配をＳｉ−Ｃ溶液に形成することにより行うことができる。高周波コイルの出力を制御することによって上記逆方向の温度勾配を形成することができる。

（実施例１）
直径１２ｍｍ及び厚み０．７ｍｍの円盤状の４Ｈ−ＳｉＣ単結晶であって、下面が（０００−１）面（ジャスト面）を有する昇華法により作製したＳｉＣ単結晶を用意して種結晶基板として用いた。種結晶基板の上面を、円柱形状の黒鉛軸の端面の略中央部に、黒鉛の接着剤を用いて接着した。

図４に示す単結晶製造装置を用い、Ｓｉ−Ｃ溶液２４を収容する黒鉛坩堝に、Ｓｉ／Ｃｒを原子組成百分率で６０：４０の割合で融液原料として仕込んだ。単結晶製造装置の内部の空気をヘリウムで置換した。黒鉛坩堝１０の周囲に配置された高周波コイル２２に通電して加熱により黒鉛坩堝１０内の原料を融解し、Ｓｉ／Ｃｒ合金の融液を形成した。そしてＳｉ／Ｃｒ合金の融液に黒鉛坩堝１０から十分な量のＣを溶解させて、Ｓｉ−Ｃ溶液２４を形成した。

上段コイル２２Ａ及び下段コイル２２Ｂの出力を調節して黒鉛坩堝１０を加熱し、Ｓｉ−Ｃ溶液２４の内部から溶液の液面に向けて温度低下する温度勾配を形成した。所定の温度勾配が形成されていることの確認は、昇降可能な熱電対を用いて、Ｓｉ−Ｃ溶液２４の温度を測定することによって行った。高周波コイル２２Ａ及び２２Ｂの出力制御により、Ｓｉ−Ｃ溶液２４の液面における温度を２０００℃まで昇温させ、並びに溶液の液面から３ｍｍの範囲で溶液内部から溶液の液面に向けて温度低下する温度勾配が２０℃／ｃｍとなるように高周波コイル２２の出力を調節した。

黒鉛軸に接着した種結晶基板の（０００−１）面である下面をＳｉ−Ｃ溶液面に平行に保ちながら、種結晶基板の下面の位置を、Ｓｉ−Ｃ溶液の液面に一致する位置に配置して、Ｓｉ−Ｃ溶液に種結晶基板の下面を接触させるシードタッチを行った。シードタッチの直後に、種結晶基板の下面の位置がＳｉ−Ｃ溶液の液面よりも２．０ｍｍ上方に位置するように、鉛直方向上方に黒鉛軸を引き上げてメニスカスを形成した。２．０ｍｍ引き上げた位置でメニスカスを形成しながら３０分間保持してＳｉＣ結晶を成長させた。

次いで、種結晶基板の下面の位置がＳｉ−Ｃ溶液の液面よりも１．５ｍｍ上方に位置するように、黒鉛軸に保持した種結晶基板を鉛直方向下方に移動させた。この位置でさらにメニスカスを形成しながら９．５時間保持してＳｉＣ結晶を成長させた。

結晶成長後、黒鉛軸を上昇させて、種結晶基板及び種結晶基板から成長させたＳｉＣ結晶を、Ｓｉ−Ｃ溶液及び黒鉛軸から切り離して回収した。

得られた成長結晶の成長面の外観を観察した。また、図３に示すように、成長させたＳｉＣ単結晶を種結晶基板とともに、成長方向に平行方向に成長面の中心部分が含まれるように１ｍｍ厚に切り出し、さらに中央部にて半分に切断し、鏡面研磨を行い、切り出した成長結晶の断面について、透過モードで光学顕微鏡観察を行った。

得られた成長結晶の成長面の外観写真を図５に、成長結晶の断面の透過顕微鏡写真を図６に示す。得られたＳｉＣ結晶は単結晶であり、凹形状の成長面を有しており、ステップバンチング及びインクルージョンを含んでいなかった。

（比較例１）
シードタッチの直後に、種結晶基板の下面の位置がＳｉ−Ｃ溶液の液面よりも１．５ｍｍ上方に位置するように、鉛直方向上方に黒鉛軸を引き上げ、１．５ｍｍ引き上げた位置でメニスカスを形成しながら１０時間保持してＳｉＣ結晶を成長させ、成長結晶を回収したこと以外は、実施例１と同じ条件でＳｉＣ結晶を成長させて、成長面及び断面の観察を行った。すなわち、成長途中でメニスカスの高さを変更せずにＳｉＣ結晶の成長を行った。

得られた成長結晶の成長面の外観写真を図７に、成長結晶の断面の透過顕微鏡写真を図８に示す。得られたＳｉＣ結晶は単結晶であり、凹形状の成長面を有しており、成長面は良好なモルフォロジーを有しておりステップバンチングはみられなかったが、図８に示すように、断面観察から、成長初期にインクルージョンが混入していることが分かった。

（参考例１）
比較例１で成長させたＳｉＣ結晶にインクルージョンが発生した原因を調査するために、結晶成長の保持時間を３０分にしてＳｉＣ結晶を成長させたこと以外は、比較例１と同じ条件でＳｉＣ結晶を成長させて、成長面及び断面の観察を行った。

得られた成長結晶の成長面の外観写真を図９に示す。得られた成長結晶は凸形状の成長面を有しており、成長面にステップバンチングが発生していた。これにより、比較例１で成長させたＳｉＣ結晶においては、成長初期には成長面が凸形状でありインクルージョンが発生しており、その後の成長中に成長面が凹形状に変化し、成長面の平坦性が回復したということが分かった。

（参考例２）
メニスカス高さを２．０ｍｍにしてＳｉＣ結晶を成長させたこと以外は、参考例１と同じ条件でＳｉＣ結晶を成長させて、成長面及び断面の観察を行った。

得られた成長結晶は凹形状の成長面を有しており、成長面にバンチングが発生しておらず、成長結晶にインクルージョンは含まれていなかった。

（参考例３）
結晶成長の保持時間を１０時間にしてＳｉＣ結晶を成長させたこと以外は、参考例２と同じ条件でＳｉＣ結晶を成長させて、成長面及び断面の観察を行った。

得られた成長結晶の成長面の外観写真を図１０に示す。得られた成長結晶は凹形状の成長面を有しており、インクルージョンを含んでいなかったが、成長面にバンチングが発生していた。

１００ 単結晶製造装置
１０ 坩堝
１２ 種結晶保持軸
１４ 種結晶基板
１５ メニスカスの高さ
１６ 種結晶基板のジャスト面
１８ 断熱材
２０ 成長面
２２ 高周波コイル
２２Ａ 上段高周波コイル
２２Ｂ 下段高周波コイル
２４ Ｓｉ−Ｃ溶液
２６ 石英管
３４ メニスカス
４０ ＳｉＣ成長結晶
４２ 切り出した成長結晶

Claims (1)

1. 内部から液面に向けて温度低下する温度勾配を有するＳｉ−Ｃ溶液に、種結晶保持軸に保持した種結晶基板を接触させてＳｉＣ単結晶を結晶成長させる、ＳｉＣ単結晶の製造方法であって、
   前記結晶成長の開始時から、前記種結晶基板と前記Ｓｉ−Ｃ溶液との間に第１の高さを有するメニスカスを形成して、凹形状の成長面を有するＳｉＣ単結晶を成長させること、及び
   前記第１の高さよりも小さい第２の高さを有するメニスカスを形成して、前記凹形状の成長面を有するＳｉＣ単結晶から、さらにＳｉＣ単結晶を成長させること
   を含む、ＳｉＣ単結晶の製造方法。