JP2018140903A - 炭化珪素単結晶インゴットの製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】マイクロパイプ欠陥がより低減された炭化珪素単結晶インゴットを得ることができる炭化珪素単結晶インゴットの製造方法を提供する。【解決手段】炭化珪素単結晶からなる種結晶基板上に昇華再結晶法により炭化珪素単結晶を成長させる炭化珪素単結晶インゴットの製造方法であって、前記種結晶基板が｛０００１｝面から所定のオフ角方向に０．５°以下のオフ角を有しており、結晶成長速度が０．１ｍｍ／ｈ以下で少なくとも厚さ０．５ｍｍの炭化珪素単結晶を成長させる成長副工程を介して、結晶成長速度が０．２ｍｍ／ｈ超で主たる炭化珪素単結晶を成長させる成長主工程を行い、結晶成長端面が所定の凸面形状を呈するようにして、該結晶成長端面の中央部にファセットを形成する炭化珪素単結晶インゴットの製造方法である。【選択図】図２

Description

本発明は、炭化珪素単結晶からなる種結晶基板を用いた昇華再結晶法により、炭化珪素単結晶インゴットを製造する炭化珪素単結晶インゴットの製造方法に関する。

炭化珪素（SiC）は、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り、耐電圧性や耐熱性等で従来のシリコン（Si）をはるかに凌ぐ特性を有することから、次世代の半導体材料として研究開発が進められている。

炭化珪素単結晶（SiC単結晶）を成長させる技術のひとつとして、種結晶を用いた昇華再結晶法がある。すなわち、改良レーリー法とも呼ばれるこの方法は、坩堝の蓋体にＳｉＣからなる種結晶基板を取り付け、坩堝の容器本体（坩堝本体）にＳｉＣ原料を配置して、ＳｉＣ原料を昇華させることで、種結晶基板上にバルク状のＳｉＣ単結晶を成長させる。その際、成長する単結晶中への不純物ドーピングも可能であり、例えば、ｎ型ＳｉＣ単結晶の場合には、成長中の雰囲気ガスへ窒素（N₂）ガスを添加することができる。そして、略円柱状をしたバルク状のＳｉＣ単結晶（SiC単結晶インゴット）を得た後、一般には、３００〜６００μｍ程度の厚さに切り出した上で、ＳｉＣ単結晶基板（以下、単にSiC基板という）を製造し、パワーエレクトロニクス等の分野でＳｉＣデバイスの作製に供される。

この昇華再結晶法による結晶成長には、２０００℃を超える温度が必要であり、しかも、坩堝本体に配されたＳｉＣ原料と種結晶基板との間に温度勾配を設けて結晶成長を行うことから、得られるＳｉＣ単結晶には、如何しても転位欠陥、積層欠陥等の結晶欠陥が含まれてしまう。このうち、転位欠陥としては、貫通刃状転位、基底面転位、及び貫通らせん転位があるが、なかでも貫通らせん転位の集合体であるマイクロパイプ欠陥がデバイスキラー欠陥として知られている。

マイクロパイプ欠陥は貫通らせん転位の集合体である。デバイス用途としてよく用いられている４Ｈ−ＳｉＣの場合、バーガースベクトルが３ｃ以上のときに、１００ｎｍ以上の中空孔を形成することが報告されている（非特許文献１）。

炭化珪素には１００種類を超える結晶多形（ポリタイプ）があり、これらの結晶多形（ポリタイプ）のギブス自由エネルギー差がわずかであるため、結晶成長中に結晶多形が混在し易く（異種ポリタイプが発生し易く）、マイクロパイプの発生原因となっている。他にも、昇華させるＳｉＣ原料中の不純物元素が結晶中に取り込まれることなどでマイクロパイプの発生原因になる場合もある。

そこで、マイクロパイプ欠陥の少ない炭化珪素単結晶の製造方法として、ファセットが形成される部分でマイクロパイプ欠陥やらせん転位を発生させ、この領域で成長核を形成し、その他の領域でステップフロー成長を行うことで、異種多形が発生しないようにできる手法が報告されている（特許文献１）。

また、結晶成長中に不純物元素が取り込まれるインクルージョンの抑制方法として、黒鉛坩堝の内壁を黒鉛シートで被覆することでカーボンインクルージョンを低減できる炭化珪素単結晶製造用坩堝が報告されている（特許文献２）。

更には、ＳｉＣ粉末とＣ粉末、あるいは部分炭化させたＳｉＣ粉末を、原料粉末のシリコンに対する炭素の割合として１．０４〜１．１４とすることで、シリコンドロップレットを抑制してマイクロパイプなどの発生を抑える手法が報告されている（特許文献３）。

近年、ＳｉＣの結晶欠陥の低減化が進み、直径１００mm（４インチ）ではマイクロパイプ欠陥が０個/cm^２のＳｉＣ基板が、直径１５０mm（６インチ）では１個/cm^２以下のＳｉＣ基板が報告されているが、基板の口径が大きくなるとマイクロパイプの発生を抑制するのは難しくなる。このように、６インチの大口径基板においてマイクロパイプ密度が高い原因として、結晶が大口径化するにつれて、異種ポリタイプを抑制した安定的な結晶成長が困難となり、不可避的にマイクロパイプが発生していることを示唆していると考えられる。

特開２０１１−２０７６９１号公報 特開２０１４−１２２１４０号公報 特開２０１３−１０３８４８号公報

Materials Science Forum Vols. 264-268 (1998) pp 429-432

ＳｉＣの結晶欠陥の低減化は進んではいるものの、マイクロパイプはデバイスのキラー欠陥になることからこれを無くすことが必要となる。ところが、種結晶基板を用いた昇華再結晶法により製造する炭化珪素単結晶インゴットの口径が大型化するにつれて、マイクロパイプの発生を抑制するのは難しい。そのため、種結晶基板中に存在するマイクロパイプや、結晶成長において不可避的に発生するマイクロパイプを結晶成長中に低減することができれば、マイクロパイプの少ない炭化珪素単結晶インゴットを安定的に製造することができるようになる。

本発明の目的は、マイクロパイプ欠陥がより低減された炭化珪素単結晶インゴットを得ることができるＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法を提供することにある。

そこで、本発明者らは、上記の課題を解決するために鋭意検討した結果、種結晶基板を用いた昇華再結晶法により結晶成長端面の中央部にファセットが形成されるようにしながら、結晶成長中に所定のらせん転位を分解させることで、マイクロパイプ欠陥が効率的に低減された炭化珪素単結晶インゴットが得られるようになることを見出し、本発明を完成した。
すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。

(１) 炭化珪素単結晶からなる種結晶基板上に昇華再結晶法により炭化珪素単結晶を成長させる炭化珪素単結晶インゴットの製造方法であって、前記種結晶基板が｛０００１｝面から所定のオフ角方向に０．５°以下のオフ角を有しており、結晶成長速度が０．１ｍｍ／ｈ以下で少なくとも厚さ０．５ｍｍの炭化珪素単結晶を成長させる成長副工程を介して、結晶成長速度が０．２ｍｍ／ｈ超で主たる炭化珪素単結晶を成長させる成長主工程を行い、結晶成長端面が所定の凸面形状を呈するようにして、該結晶成長端面の中央部にファセットを形成することを特徴とする炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
(２) 前記成長副工程における成長雰囲気圧力が１.３ｋＰａ以上３９．９ｋＰａ以下である（１）に記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
(３) 得られる炭化珪素単結晶インゴットの高さの位置にあたる結晶成長端面の中心点Ｏとインゴットの外周端から中心方向５ｍｍ内側の位置にあたる結晶成長端面上の外周点Ｅとの高さの差（Ｏ−Ｅ）が、インゴットの半径ｒとの割合〔（Ｏ−Ｅ）／ｒ〕で０．０１以上０．１以下となる（１）又は（２）に記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
(４) 結晶成長端面におけるファセット以外の領域でのマイクロパイプ密度が、ファセット内でのマイクロパイプ密度の５０％以下である（１）〜（３）のいずれかに記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
(５) 結晶成長端面におけるファセット以外の領域でのマイクロパイプ密度が、ファセット内でのマイクロパイプ密度の２５％以下である（１）〜（３）のいずれかに記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。

本発明によれば、種結晶基板を用いた昇華再結晶法によるＳｉＣ単結晶インゴットの製造において、マイクロパイプを効率的に低減させることができる。そのため、マイクロパイプ密度の低いＳｉＣ単結晶基板を得ることが可能になり、特に、大口径のＳｉＣ単結晶基板においてもマイクロパイプ密度が低減されることから、高品質のＳｉＣデバイスを歩留まり良く製造することができるようになる。

図１は、実施例で用いた昇華再結晶法による単結晶成長装置の模式説明図である。 図２は、実施例で得られたＳｉＣ単結晶の縦断面にあたる（１−１００）面をＸ線トポグラフ測定により撮影したものである。 図３は、ＳｉＣ単結晶インゴットの形状を説明するための模式図である。

以下、本発明について詳しく説明する。
本発明では、所定の種結晶基板を用いた昇華再結晶法によるＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法において、結晶成長端面が所定の凸面形状を有して、この結晶成長端面の中央部にファセットが形成されるようにしながら、結晶成長速度が０．１ｍｍ／ｈ以下で少なくとも厚さ０．５ｍｍのＳｉＣ単結晶を成長させる成長副工程を介して、主たるＳｉＣ単結晶を成長させる成長主工程を行うことで、マイクロパイプを効率的に減らすようにする。このようにすることで、ファセット以外の領域において、マイクロパイプ欠陥がバーガースベクトル１ｃの貫通らせん転位に分解するため、本発明ではこれを利用することで、得られる炭化珪素単結晶インゴットのマイクロパイプ密度を低減する。

本発明においては、種結晶基板が｛０００１｝面から所定のオフ角方向に０．５°以下のオフ角を持つことで、得られるＳｉＣ単結晶インゴットの先端における結晶成長端面の中央部にファセットが形成されるようにする。オフ角は０°であってもよく、好ましくは０°以上０．１°以下であるのがよい。また、オフ角方向については特段の制限はないが、現状のデバイス作製の実情等を鑑みると、好ましくは、＜１１−２０＞方向又は＜１−１００＞方向のいずれかであるのがよい。

ここで、ファセットは、ＳｉＣ単結晶を成長させる際に、結晶のｃ軸である＜０００１＞方向に垂直な角度を持つ領域のみに発生する平滑面であり、ファセット｛０００１｝面とも表記される。本発明では、種結晶基板が上記のようなオフ角を有することから、結晶成長端面の中央部にファセットが形成されるようになる。結晶成長端面で確認されるファセットの具体的な位置や大きさについては、得られるＳｉＣ単結晶インゴットの口径によっても変わる可能性はあるが、例えば、口径が４インチ以上６インチ以下程度のＳｉＣ単結晶インゴットの場合には、インゴット先端方向からの結晶成長端面の平面視において、結晶成長端面の円相当径での直径比が１０％以上４０％以下の同心円からなる中央部の領域内に１００ｍｍ^２以上１６００ｍｍ^２以下程度の面積を有したファセットが形成される。そのため、ファセットの形成されない結晶成長端面の外周部においては、マイクロパイプを少なくすることができ、電子デバイスを歩留り良く作製することが可能となる。

一般に、昇華再結晶法で形成されたＳｉＣ単結晶インゴットでは、マイクロパイプ欠陥は種結晶基板から承継し、異種ポリタイプやインクルージョンなどの原因によって結晶成長中に発生してしまう。ここで、昇華再結晶法では、ポリタイプの安定したＳｉＣ単結晶を得る目的などから、成長結晶の周辺部に比べて中央部の方が低くなるような温度勾配を設けることで、凸形の結晶成長表面を維持しながらＳｉＣ単結晶インゴットを成長させることができ、ＳｉＣ単結晶インゴットの先端における結晶成長端面が凸面形状を有するようになる。詳しくは、成長結晶の周辺部における成長表面の任意の地点の温度ｔ_Ｐと、この点と種結晶基板からの距離が等しい結晶中央部の温度ｔ_Ｃとの差（Δｔ＝ｔ_Ｐ−ｔ_Ｃ）が正となるようにし、好ましくはΔｔが０℃超２０℃以下程度となるようにして、成長空間内で成長方向に向かって適度な凸形状の等温線を形成するのがよい。

このように、成長結晶の周辺部と中央部に温度差を設ける手法として、種結晶基板を設置する黒鉛部材（黒鉛製坩堝の蓋体）の外部に配置する断熱材の一部に抜熱孔を設けて、結晶中央部からの抜熱を促進させることで結晶中央部の温度を下げる手法、種結晶基板の設置面の黒鉛部材について中央部の黒鉛部材を熱伝導度の高い部材に変えることで抜熱を促進させ、結晶中央部の温度を下げる手法などが考えられる。好適には、図３に示したように、種結晶基板１の上にＳｉＣ単結晶２１が成長したＳｉＣ単結晶インゴットの先端における結晶成長端面が凸面形状を有して、インゴット高さの位置にあたる結晶成長端面の中心点Ｏと、インゴットの外周端から中心方向５ｍｍ内側の位置にあたる結晶成長端面上の外周点Ｅとの高さの差（Ｏ−Ｅ）が、インゴットの半径ｒとの割合〔（Ｏ−Ｅ）／ｒ〕で０．０１以上０．１以下となるようにするのがよい。

ことのきに、種結晶基板のオフ角を０．５°以下とすることで、種結晶基板上に成長する凸形状のＳｉＣ単結晶インゴットの頂点にファセットを形成することができ、種結晶基板の全面に亘ってポリタイプの安定的なステップフロー成長を行うことができるようになる。

加えて、本発明においては、主たる結晶成長を行う成長主工程に先駆けて、結晶成長速度を０．１ｍｍ／ｈ以下で少なくとも厚み０．５ｍｍのＳｉＣ単結晶を成長させる成長副工程を含めることで、ファセット以外の領域でマイクロパイプがらせん転位に分解することを見出した。好適には、結晶成長端面におけるファセット以外でのマイクロパイプ密度が、ファセット内でのマイクロパイプ密度の５０％以下、より好適には２５％以下になる。

ちなみに、マイクロパイプが貫通らせん転位に分解するメカニズムとしては、特開２００７−２６９６２７号公報に記載のように、ステップフロー成長が結晶中のマイクロパイプの伸展を阻害することが推定される。この先行技術文献は化学気相成長法での報告であるが、昇華再結晶法においては結晶成長速度が０．１ｍｍ／ｈ以下の場合に、同様の現象が起こり、ステップロー成長によってマイクロパイプが貫通らせん転位へ分解すると考えられる。

ファセットは成長の起点となる部分であり、マイクロパイプ欠陥を低減することはできないが、ＳｉＣ単結晶インゴットからＳｉＣ単結晶基板を切り出した場合にファセットは基板面積に対しておおよそ１０％未満の領域である。また、本発明のようにオフ角が０．５°以下の場合には、ファセットが形成される場所は基板中央部と予め分かっている。したがって、デバイス製造時には基板中央部の基板面積に対して１０％未満のファセット部を避けることで、歩留り良くデバイスを製造することができる。

本発明では、成長副工程において、結晶成長速度を０．１ｍｍ／ｈ以下に抑えるために、成長雰囲気圧力を高めるようにしてもよく、それ以外にも、例えば、坩堝本体に装填するＳｉＣ原料の原料温度を下げて原料昇華量を下げたり、ＳｉＣ原料と種結晶基板との間の温度差を小さくする方法などが挙げられる。なかでも、成長雰囲気圧力の制御が最も簡便な方法であり、好ましくは、成長雰囲気圧力を１．３ｋＰａ以上３９．９ｋＰａ以下で少なくとも結晶厚み０．５ｍｍの結晶成長を行うのがよい。成長雰囲気圧力が１．３ｋＰａを下回ると真空排気装置による精密な圧力制御が困難となり、反対に３９．９ｋＰａを超えると結晶成長速度が０．０１ｍｍ／ｈ未満と著しく低下してしまい、生産性に問題が出る。また、成長副工程での結晶厚みが５ｍｍを超える結晶成長を行うことは、成長時間が少なくとも５０時間を必要とするため、十分に効果が得られかつ生産性の観点から、成長副工程では０．５ｍｍ以上５ｍｍ以下の結晶成長を行うことが好ましい。

このような成長副工程により、ＳｉＣ単結晶中インゴットのマイクロパイプを貫通らせん転位に分解した上で、本発明では、主たる結晶成長を行う成長主工程により、ＳｉＣ単結晶インゴットを成長させる。ここで、主たる結晶成長を行う成長主工程とは、本発明の方法において主要な結晶成長を行う工程であり、具体的には、得られるＳｉＣ単結晶インゴットの５０％超の結晶厚みで結晶成長を行う工程である。

例えば、成長副工程において、成長雰囲気圧力を高めて結晶成長速度を０．１ｍｍ／ｈ以下に抑えた場合には、成長主工程では、成長副工程に比べて雰囲気圧力を下げることで、結晶成長速度を上げて、ＳｉＣ単結晶を主体的に成長させるようにする。具体的な成長条件については一般的な昇華再結晶法によるＳｉＣ単結晶の成長条件と同様にすることができるが、好ましくは、成長雰囲気圧力は０．１３ｋＰａ以上２．６ｋＰａ以下であるのがよい。

また、得られる結晶の抵抗率制御のために供給する窒素濃度については適宜設定可能であり、デバイス応用を考慮して体積電気抵抗率０．００５〜０．０５Ωｃｍ（5〜50mΩcm）程度のｎ型ＳｉＣ単結晶を得るには、結晶中の窒素濃度が２×１０^１８ｃｍ^−３以上１×１０^２０ｃｍ^−３以下となるようにするのがよく、場合によっては窒素供給を遮断して半絶縁性のＳｉＣ単結晶を得るようにしてもよい。

この成長主工程における結晶成長速度は０．２ｍｍ／ｈ超であるが、好ましくは０．３ｍｍ／ｈｒ以上であるのがよい。また、成長主工程で成長させるＳｉＣ単結晶の結晶厚みについては、本発明によってＳｉＣ単結晶インゴットを製造し、これよりＳｉＣ単結晶基板を取り出すことなどを勘案すれば、少なくとも結晶厚みは１０ｍｍとするのが望ましく、好適には結晶厚みは３０ｍｍ以上であるのがよい。なお、既存の設備を用いることなどを考慮すると、成長主工程における結晶成長速度は３ｍｍ／ｈ程度が上限であり、また、成長主工程で成長させるＳｉＣ単結晶の結晶厚みの上限は２００ｍｍ程度である。

また、成長副工程において、成長雰囲気圧力を高めて結晶成長速度を０．１ｍｍ／ｈ以下に抑えた場合には、成長副工程における成長雰囲気圧力から成長主工程における成長雰囲気圧力への切り替えに際しては、その間の結晶成長が不安定となって異種ポリタイプが混在するなどの結晶欠陥を生じるおそれがあることから、圧力変更速度は０．１３ｋＰａ／ｈ以上１３．３ｋＰａ／ｈ以下となるようにするのが好ましい。

本発明では、得られるＳｉＣ単結晶インゴットの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型及び３Ｃ型のいずれかの炭化珪素単結晶インゴットを得る方法として適用可能である。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点で有利である。加えて、本発明におけるマイクロパイプの低減は、昇華再結晶法による成長条件の制御により可能となることから、得られるＳｉＣ単結晶インゴットの結晶口径Ｒの制限もない。そして、本発明によって製造したＳｉＣ単結晶インゴットから所定のオフ角を持ったＳｉＣ単結晶基板を切り出すことができる。本発明においては、この基板においてマイクロパイプ密度の分布は既知であり、中央部に比べて周辺部のマイクロパイプ密度は低いことから、周辺部において高性能なＳｉＣデバイスを歩留り良く作製することができる。

次に、実施例に基づきながら本発明をより具体的に説明する。なお、本発明はこれらの内容に制限されるものではない。

図１は、本発明で用いたＳｉＣ単結晶インゴットを製造するための装置であって、改良レーリー法（昇華再結晶法）による単結晶成長装置の一例である。結晶成長は、ＳｉＣ原料２を誘導加熱により昇華させ、ＳｉＣからなる種結晶基板１上に再結晶させることにより行われる。種結晶基板１は黒鉛製坩堝５を形成する坩堝蓋体４の内面に取り付けられており、ＳｉＣ原料（昇華原料）２は同じく黒鉛製坩堝５を形成する坩堝本体３に充填される。この黒鉛製坩堝５は、坩堝本体３及び坩堝蓋体４ともに熱シールドのために黒鉛製フェルト（断熱材）６で被覆されており、二重石英管７内部の黒鉛支持棒８の上に設置される。そして、二重石英管７の内部を真空排気装置１２によって真空排気した後、高純度Ａｒガス及び窒素ガスを、配管１０を介してマスフローコントローラ１１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１２で調整しながら、ワークコイル９に高周波電流を流し、黒鉛製坩堝５を加熱することで結晶成長を行った。ここで、坩堝蓋体４の上部の断熱材６と坩堝本体３の下部の断熱材６とにそれぞれ直径２〜４ｍｍの光路を設けて輻射光が取り出せるようにし、二色温度計１３により温度を測定し、坩堝蓋体４の上部温度（外側温度）を種結晶基板温度とし、坩堝本体３の下部温度（外側温度）を原料温度とした。また、坩堝蓋体４を覆う断熱材６に設けた孔によって結晶中央部の抜熱が促進され、結晶中央部と周辺部の温度差（Δｔ＝ｔ_Ｐ−ｔ_Ｃ）は１０℃となるように調整した。

（実施例１）
先ず、予め得られたＳｉＣ単結晶インゴットより口径１００ｍｍの（０００１）面を主面とした、オフ角が０．５度の４Ｈ型のＳｉＣ単結晶基板を切り出し、鏡面研磨して種結晶基板を準備した。種結晶基板とするこの得られたＳｉＣ単結晶基板について、Ｘ線トポグラフ測定〔回折面(−１１００）〕を行い、マイクロパイプ欠陥を測定したところ、種結晶基板のマイクロパイプ密度は１個／ｃｍ^２であった。

次いで、このＳｉＣ単結晶基板を種結晶基板１とし、上記で説明した単結晶成長装置における坩堝蓋体４の内面に取り付け、ＳｉＣ原料２を充填した坩堝本体３にセットし、黒鉛製フェルト（断熱材）６で被覆した後、黒鉛支持棒８の上に載せて二重石英管７の内部に設置した。二重石英管７の内部を真空排気した後、雰囲気ガスとして高純度Ａｒガスを流入させ、石英管内圧力を約８０ｋＰａに保ちながら、ワークコイル９に電流を流して温度を上げ、種結晶基板１の温度が２２００℃になるまで上昇させた。また、原料側の温度は２４００℃とし、原料側と種結晶基板の温度差が１００℃となるようにした。その後に成長副工程として、石英管内圧力を６．６ｋＰａに減圧し、６．６ｋＰａで１０時間の結晶成長を行った。なお、この成長副工程に際して窒素を適量導入して、成長結晶中の窒素濃度が約１×１０^１９ｃｍ^−３となるようにした。

次いで、成長主工程として石英管内圧力を１．３ｋＰａにして、１．３ｋＰａで１００時間の結晶成長を行った。その際、成長主工程では窒素濃度が約１×１０^１９ｃｍ^−３となるようにした。また、成長副工程における成長雰囲気圧力から成長主工程における成長雰囲気圧力への切り替えには、圧力変化速度０．１３ｋＰａ／ｈで行った。このようにして得られたＳｉＣ単結晶の結晶口径は約１００ｍｍであり、結晶厚みは約３０．５ｍｍであった。また、別途行った結晶成長試験によれば、上記の成長副工程における結晶厚みは０．５ｍｍであり、結晶成長速度は０．０５ｍｍ／ｈと算出される。従って、成長主工程における結晶厚みは３０ｍｍであり、結晶成長速度は０．３ｍｍ／ｈである。なお、この実施例１では、低抵抗基板の作製のために成長主工程における窒素濃度を約１×１０^１９ｃｍ^−３としたが、この窒素濃度は適宜変更することが可能であり、例えば、窒素の供給を遮断することによって半絶縁性のＳｉＣ単結晶を作製することも可能である。

上記で得られたＳｉＣ単結晶インゴットは、先端の結晶成長端面が凸面形状を有しており、図３に示したように、インゴット高さの位置にあたる結晶成長端面の中心点Ｏと、インゴットの外周端から中心方向５ｍｍ内側の位置にあたる結晶成長端面上の外周点Ｅとの高さの差（Ｏ−Ｅ）は３ｍｍであり、半径ｒとの割合〔（Ｏ−Ｅ）／ｒ〕は０．０６であった。また、インゴット先端方向からの結晶成長端面を平面視で観察したところ、結晶成長端面の円相当径での直径比が２０％の同心円からなる中央部の領域内に４００ｍｍ^２の面積を有したファセットが形成されていた。

そこで、成長主工程で成長した位置（結晶成長端面から高さ１０ｍｍの位置）から（０００１）面基板を切り出し、ダイヤモンドポリッシュによって表面粗さＲａ＝１ｎｍ程度まで研磨して、厚さ４００μｍ、直径１００ｍｍのＳｉＣ単結晶基板を得た。そして、このＳｉＣ単結晶基板について、上記と同様にして、Ｘ線トポグラフ測定〔回折面(−１１００）〕によりマイクロパイプ密度を求めた。その結果、ファセットを除く領域のマイクロパイプ密度は０．４個／ｃｍ^２、ファセットのマイクロパイプ密度は１個／ｃｍ^２であり、ファセット外でのマイクロパイプ密度は、ファセット内でのマイクロパイプ密度の４０％であった。

また、上記で（０００１）面基板を切り出した位置より下部（種結晶基板側）のＳｉＣ単結晶より縦断面にあたる（１−１００）面の基板を切り出し、鏡面研磨の後に、Ｘ線トポグラフ測定〔回折面（０００４）〕を行った結果を図２に示す。太い筋状コントラストのマイクロパイプ欠陥が複数の細い筋状コントラストの貫通らせん転位に分解している様子が観察された。すなわち、成長副工程によりマイクロパイプ欠陥が貫通らせん転位に分解することで、マイクロパイプ欠陥が低減されたことを示していた。

（実施例２）
先ず、予め得られたＳｉＣ単結晶より口径１００ｍｍの（０００１）面を主面とした、オフ角０°の４Ｈ型のＳｉＣ単結晶基板を切り出し、鏡面研磨して種結晶基板を準備した。種結晶基板とするこの得られたＳｉＣ単結晶基板について、実施例１と同様にしてＸ線トポグラフ測定〔回折面(−１１００)〕によりマイクロパイプ密度を求めたところ、１個／ｃｍ^２であった。

次いで、このＳｉＣ単結晶基板を種結晶基板１とし、上記で説明した単結晶成長装置における坩堝蓋体４の内面に取り付け、実施例１で用いたものと同じＳｉＣ原料２を充填した坩堝本体３にセットし、黒鉛製フェルト（断熱材）６で被覆した後、黒鉛支持棒８の上に載せて二重石英管７の内部に設置した。二重石英管７の内部を真空排気した後、雰囲気ガスとして高純度Ａｒガスを流入させ、石英管内圧力を約８０ｋＰａに保ちながら、ワークコイル９に電流を流して温度を上げ、種結晶基板１の温度が２２００℃になるまで上昇させた。また、原料側の温度は２４００℃とし、原料と種結晶基板の温度差が２００℃となるようにした。その後に成長副工程として、石英管内圧力を１３．３ｋＰａに減圧し、１３．３ｋＰａで１００時間の結晶成長を行った。なお、この成長副工程に際して窒素を適量導入して、成長結晶中の窒素濃度が約１×１０^１９ｃｍ^−３となるようにした。

次いで、成長主工程として、石英管内圧力を１．３３ｋＰａにして、１．３３ｋＰａで１００時間の結晶成長を行った。その際、成長主工程では窒素濃度が約１×１０^１９ｃｍ^−３となるようにした。また、成長副工程における成長雰囲気圧力から成長主工程における成長雰囲気圧力への圧力変化速度は０．１３ｋＰａ／ｈとした。このようにして得られたＳｉＣ単結晶の結晶口径は約１００ｍｍ、結晶厚みは約３１ｍｍであった。また、別途行った結晶成長試験によれば、上記の成長副工程における結晶厚みは１ｍｍであり結晶成長速度は０．０１ｍｍ／ｈと算出される。従って、成長主工程における結晶厚みは３０ｍｍであり、結晶成長速度は０．３ｍｍ／ｈである。

上記で得られたＳｉＣ単結晶インゴットは、先端の結晶成長端面が凸面形状を有しており、図３に示したように、インゴット高さの位置にあたる結晶成長端面の中心点Ｏと、インゴットの外周端から中心方向５ｍｍ内側の位置にあたる結晶成長端面上の外周点Ｅとの高さの差（Ｏ−Ｅ）は３ｍｍであり、半径ｒとの割合〔（Ｏ−Ｅ）／ｒ〕は０．０６であった。また、インゴット先端方向からの結晶成長端面を平面視で観察したところ、結晶成長端面の円相当径での直径比が２５％の同心円からなる中央部の領域内に６２５ｍｍ^２の面積を有したファセットが形成されていた。

上記で得られたＳｉＣ単結晶インゴットについて、成長主工程で成長した位置（結晶成長端面から高さ１０ｍｍの位置）から（０００１）面基板を切り出し、ダイヤモンドポリッシュによって表面粗さＲａ＝１ｎｍ程度まで研磨して、厚さ４００μｍ、直径１００ｍｍのＳｉＣ単結晶基板を得た。そして、このＳｉＣ単結晶基板について、上記と同様にして、Ｘ線トポグラフ測定〔回折面(−１１００)〕によりマイクロパイプ密度を求めた。その結果、ファセットを除く領域のマイクロパイプ密度は０．１個／ｃｍ^２、ファセットのマイクロパイプ密度は１個／ｃｍ^２であり、ファセット外でのマイクロパイプ密度は、ファセット内でのマイクロパイプ密度の１０％であった。

（比較例１）
先ず、予め得られたＳｉＣ単結晶より口径１００ｍｍの（０００１）面を主面とした、オフ角が０度の４Ｈ型のＳｉＣ単結晶基板を切り出し、鏡面研磨して種結晶基板を準備した。種結晶基板とするこの得られたＳｉＣ単結晶基板について、実施例１と同様にしてＸ線トポグラフ法によりマイクロパイプ密度を求めたところ、マイクロパイプ密度は１個／ｃｍ^２であった。

次いで、このＳｉＣ単結晶基板を種結晶基板１とし、上記で説明した単結晶成長装置における坩堝蓋体４の内面に取り付け、実施例１で用いたものと同じＳｉＣ原料２を充填した坩堝本体３にセットし、黒鉛製フェルト（断熱材）６で被覆した後、黒鉛支持棒８の上に載せて二重石英管７の内部に設置した。二重石英管７の内部を真空排気した後、雰囲気ガスとして高純度Ａｒガスを流入させ、石英管内圧力を約８０ｋＰａに保ちながら、ワークコイル９に電流を流して温度を上げ、種結晶基板１の温度が２２００℃になるまで上昇させた。また、原料側の温度は２４００℃とし、原料側と種結晶基板の温度差は２００℃となるようにした。その後に、石英管内圧力を１．３３ｋＰａに減圧し、１．３３ｋＰａで１００時間の結晶成長を行った。その際に窒素を適量導入して、成長結晶中の窒素濃度が約１×１０^１９ｃｍ^−３となるようにした。

このようにして得られたＳｉＣ単結晶の結晶口径は約１００ｍｍであり、結晶厚みは約３０ｍｍであった。また、結晶成長速度は０．３ｍｍ／ｈであった。得られたＳｉＣ単結晶インゴットは、先端の結晶成長端面が凸面形状を有しており、図３に示したように、インゴット高さの位置にあたる結晶成長端面の中心点Ｏと、インゴットの外周端から中心方向５ｍｍ内側の位置にあたる結晶成長端面上の外周点Ｅとの高さの差（Ｏ−Ｅ）は３ｍｍであり、半径ｒとの割合〔（Ｏ−Ｅ）／ｒ〕は０．０６であった。また、インゴット先端方向からの結晶成長端面を平面視で観察したところ、結晶成長端面の円相当径での直径比が２５％の同心円からなる中央部の領域内に６２５ｍｍ^２の面積を有したファセットが形成されていた。

そして、得られたＳｉＣ単結晶インゴットについて、実施例１と同様に、結晶成長端から１０ｍｍの位置より（０００１）面基板を切り出し、ダイヤモンドポリッシュによって表面粗さＲａ＝１ｎｍ程度まで研磨して、厚さ４００μｍ、直径１００ｍｍのＳｉＣ単結晶基板を得て、Ｘ線トポグラフ測定によりマイクロパイプ密度を求めた。その結果、ファセットを除く領域のマイクロパイプ密度は１個／ｃｍ^２、ファセットのマイクロパイプ密度は１個／ｃｍ^２であった。

また、上記で（０００１）面基板を切り出した位置より下部（種結晶基板側）のＳｉＣ単結晶より縦断面にあたる（１−１００）面の基板を切り出し、鏡面研磨の後に、Ｘ線トポグラフ測定〔回折面（０００４）〕を行ったところ、マイクロパイプ欠陥は結晶中を貫通するように伸展しており、貫通らせん転位に分解する様子は観察されなかった。

（比較例２）
先ず、予め得られたＳｉＣ単結晶より口径１００ｍｍの（０００１）面を主面とした、オフ角が０度の４Ｈ型のＳｉＣ単結晶基板を切り出し、鏡面研磨して種結晶基板を準備した。種結晶基板とするこの得られたＳｉＣ単結晶基板について、実施例１と同様にしてＸ線トポグラフ法によりマイクロパイプ密度を求めたところ、マイクロパイプ密度は１個／ｃｍ^２であった。

次いで、このＳｉＣ単結晶基板を種結晶１とし、上記で説明した単結晶成長装置における坩堝蓋体４の内面に取り付け、実施例１で用いたものと同じＳｉＣ原料２を充填した坩堝本体３にセットし、黒鉛製フェルト（断熱材）６で被覆した後、黒鉛支持棒８の上に載せて二重石英管７の内部に設置した。二重石英管７の内部を真空排気した後、雰囲気ガスとして高純度Ａｒガスを流入させ、石英管内圧力を約８０ｋＰａに保ちながら、ワークコイル９に電流を流して温度を上げ、種結晶基板１の温度が２２００℃になるまで上昇させた。また、原料側の温度は２４００℃とし、原料と種結晶基板の温度差が２００℃となるようにした。その後に成長副工程として、石英管内圧力を１３．３ｋＰａに減圧し、１３．３ｋＰａで２０時間の結晶成長を行った。なお、この成長副工程に際して窒素を適量導入して、成長結晶中の窒素濃度が約１×１０^１９ｃｍ^−３となるようにした。

次いで、成長主工程として、石英管内圧力を１．３３ｋＰａにして、１．３３ｋＰａで１００時間の結晶成長を行った。その際、成長主工程では窒素濃度が約１×１０^１９ｃｍ^−３となるようにした。また、成長副工程における成長雰囲気圧力から成長主工程における成長雰囲気圧力への圧力変化速度は０．１３ｋＰａ／ｈとした。このようにして得られたＳｉＣ単結晶の結晶口径は約１００ｍｍ、結晶厚みは約３０．２ｍｍであった。また、別途行った結晶成長試験によれば、上記の成長副工程における結晶厚みは０．２ｍｍであり、結晶成長速度は０．０１ｍｍ／ｈと算出される。従って、成長主工程における結晶厚みは３０ｍｍであり、結晶成長速度は０．３ｍｍ／ｈである。

上記で得られたＳｉＣ単結晶インゴットは、先端の結晶成長端面が凸面形状を有しており、図３に示したように、インゴット高さの位置にあたる結晶成長端面の中心点Ｏと、インゴットの外周端から中心方向５ｍｍ内側の位置にあたる結晶成長端面上の外周点Ｅとの高さの差（Ｏ−Ｅ）は３ｍｍであり、半径ｒとの割合〔（Ｏ−Ｅ）／ｒ〕は０．０６であった。また、インゴット先端方向からの結晶成長端面を平面視で観察したところ、結晶成長端面の円相当径での直径比が２５％の同心円からなる中央部の領域内に６２５ｍｍ^２の面積を有したファセットが形成されていた。

上記で得られたＳｉＣ単結晶インゴットについて、成長主工程で成長した位置（結晶成長端面から高さ１０ｍｍの位置）から（０００１）面基板を切り出し、ダイヤモンドポリッシュによって表面粗さＲａ＝１ｎｍ程度まで研磨して、厚さ４００μｍ、直径１００ｍｍのＳｉＣ単結晶基板を得た。そして、このＳｉＣ単結晶基板について、上記と同様にして、Ｘ線トポグラフ測定〔回折面(−１１００)〕によりマイクロパイプ密度を求めた。その結果、ファセットを除く領域のマイクロパイプ密度は０．８個／ｃｍ^２、ファセットのマイクロパイプ密度は１個／ｃｍ^２であり、ファセット外でのマイクロパイプ密度が、ファセット内でのマイクロパイプ密度の８０％であった。これは、成長副工程での結晶厚みが０．２ｍｍであり、０．５ｍｍに達していなかったために、マイクロパイプのらせん転位への分解が発現せず、マイクロパイプの低減効果が得られていなかったと考えられる。

１：種結晶基板、２：ＳｉＣ原料、３：坩堝本体、４：坩堝蓋体、５：黒鉛製坩堝、６：断熱材、７：二重石英管、８：黒鉛支持棒、９：ワークコイル、１０：配管、１１：マスフローコントローラ、１２：真空排気装置、１３：二色温度計、２１：ＳｉＣ単結晶。

Claims (5)

1. 炭化珪素単結晶からなる種結晶基板上に昇華再結晶法により炭化珪素単結晶を成長させる炭化珪素単結晶インゴットの製造方法であって、前記種結晶基板が｛０００１｝面から所定のオフ角方向に０．５°以下のオフ角を有しており、結晶成長速度が０．１ｍｍ／ｈ以下で少なくとも厚さ０．５ｍｍの炭化珪素単結晶を成長させる成長副工程を介して、結晶成長速度が０．２ｍｍ／ｈ超で主たる炭化珪素単結晶を成長させる成長主工程を行い、結晶成長端面が所定の凸面形状を呈するようにして、該結晶成長端面の中央部にファセットを形成することを特徴とする炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
2. 前記成長副工程における成長雰囲気圧力が１.３ｋＰａ以上３９．９ｋＰａ以下である請求項１に記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
3. 得られる炭化珪素単結晶インゴットの高さの位置にあたる結晶成長端面の中心点Ｏとインゴットの外周端から中心方向５ｍｍ内側の位置にあたる結晶成長端面上の外周点Ｅとの高さの差（Ｏ−Ｅ）が、インゴットの半径ｒとの割合〔（Ｏ−Ｅ）／ｒ〕で０．０１以上０．１以下となる請求項１又は２に記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
4. 結晶成長端面におけるファセット以外の領域でのマイクロパイプ密度が、ファセット内でのマイクロパイプ密度の５０％以下である請求項１〜３のいずれかに記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
5. 結晶成長端面におけるファセット以外の領域でのマイクロパイプ密度が、ファセット内でのマイクロパイプ密度の２５％以下である請求項１〜３のいずれかに記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
   

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