JP4992821B2

JP4992821B2 - ＳｉＣ単結晶の製造方法

Info

Publication number: JP4992821B2
Application number: JP2008126039A
Authority: JP
Inventors: 良智新谷
Original assignee: Toyota Motor Corp
Current assignee: Toyota Motor Corp
Priority date: 2008-05-13
Filing date: 2008-05-13
Publication date: 2012-08-08
Anticipated expiration: 2028-05-13
Also published as: JP2009274894A

Description

この発明は、溶液法による新規なＳｉＣ単結晶の製造方法に関し、さらに詳しくは特定の融液（溶液ということもある）と特定の結晶成長面とを組合せることによって結晶性の高いＳｉＣ単結晶の製造方法に関するものである。

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（シリコン）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し、不純物の添加によってｐ、ｎ伝導型の電子制御も容易にできるとともに、広い禁制帯幅（６Ｈ型の単結晶ＳｉＣで約３．０ｅＶ、４Ｈ型の単結晶ＳｉＣで約３．３ｅＶ）を有するという特徴を備えている。従って、Ｓｉ（シリコン）単結晶やＧａＡｓ（ガリウム砒素）単結晶などの既存の半導体材料では実現できない高温、高周波、耐電圧・耐環境性を実現することが可能であり、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）法および溶液法が知られている。
気相法の代表例である昇華法および化学気相法（ＣＶＤ）のうち昇華法は結晶に種々の欠陥が生じまた多結晶化しやすく、ＣＶＤ法は原料供給がガスに限定されることから生成する結晶が薄膜であり、いずれもバルク単結晶の製造が困難である。
また、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。

そして、溶液法は、黒鉛坩堝中でＳｉ融液又はＳｉ融液に合金を融解し、その融液中に黒鉛坩堝からＣを溶解させ、低温部に設置した種結晶基板上にＳｉＣ結晶層を溶液析出によって成長させる方法である。そして、溶液法は気相法に比べ熱平衡に近い状態での結晶成長のため、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単結晶の製造法について提案されている。
しかし、溶液法によるＳｉＣ単結晶の製造法では、結晶の成長速度および得られたＳｉＣ単結晶の結晶性を高めることが必要となり、材料を構成するＣ、Ｓｉ以外の金属の種類および割合を検討する試みが提案されている（特許文献１〜２）。

特開２０００−２６４７９０号公報特開２００７−２６１８４４号公報

上記の特許文献１には、遷移金属のうちの少なくとも１種の元素と、Ｓｉと、Ｃとを含む原料を溶融して融液とし、融液に単結晶の炭化珪素種結晶を接触させるとともに、融液の温度を融液の液相線よりも低い温度の融液の状態に冷却して、炭化珪素単結晶を析出成長させる炭化珪素単結晶の製造方法が記載されている。そして、具体的に例示されている遷移金属はＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ（以上ＶIII族）、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ（以上IＶｂ族）、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ（以上Ｖｂ族）、Ｃｒ、ＭｏおよびＷ（以上ＶＩｂ族）であるが、具体的に開示されている組成は遷移金属がＭｏ、Ｃｒ、Ｃｏである場合のみであり、さらにＳｉＣ単結晶の結晶性を制御することについては記載されていない。

上記の特許文献２には、ＳｉとＣとＣｒとを含み、Ｃｒのモル濃度を［Ｃｒ］、Ｓｉのモル濃度を［Ｓｉ］として、［Ｃｒ］／（［Ｃｒ］＋［Ｓｉ］）の値が０．２以上、０．６以下である融液に、ＳｉＣ成長用の種結晶基板を接触させ、少なくとも前記種結晶基板周辺において前記融液をＳｉＣの過飽和状態とすることによって、前記種結晶基板上にＳｉＣ単結晶を成長させるＳｉＣ単結晶の製造方法が記載されている。

しかし、この公知の溶液法によって得られるＳｉＣ単結晶には、溶液中のＳｉ、Ｃ以外の溶液に添加した金属を含む溶液成分が微量の不純物（介在物）として含まれ、結晶性の高いＳｉＣ単結晶を得ることが困難である。
従って、この発明の目的は、溶液法により結晶性の高いＳｉＣ単結晶の製造方法を提供することである。

この発明は、種結晶を前記融液面と接触させる溶液法において、Ｓｉ、Ｃ、ＣｒおよびＮｉを含むＳｉ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃ融液により、種結晶として４Ｈ又は６ＨのＳｉＣを用い種結晶の成長面をＳｉ面としてＳｉＣ結晶を成長させることを特徴とするＳｉＣ単結晶の製造方法に関する。

また、この発明は、種結晶を前記融液面と接触させる溶液法において、Ｓｉ、ＣおよびＣｒを含むＳｉ−Ｃｒ−Ｃ融液により、種結晶として４Ｈ又は６ＨのＳｉＣを用い種結晶の成長面をＳｉ面としてＳｉＣ結晶を成長させることを特徴とするＳｉＣ単結晶の製造方法に関する。
この発明において、ＳｉＣ単結晶の結晶性は、後述の実施例の欄に詳細に記載されるＸ線解析による測定で得られる半値幅によって判断され、結晶性が高いＳｉＣ単結晶とは半値幅が５０ａｒｃｓｅｃ未満であるものをいう。

この発明によれば、溶液法により結晶性の高いＳｉＣ単結晶を得ることができる。

この発明における好適な態様を次に示す。
１）融液中のＮｉとＣｒとの割合（原子比）（Ｎｉ／Ｃｒ）が０．２以下である前記の製造方法。
２）融液が、さらに前記Ｓｉ、Ｃｒ、ＮｉおよびＣ以外の元素であって希土類元素、遷移金属元素およびアルカリ土類金属元素のうちから選ばれるいずれか１種の元素を含む前記の製造方法。
３）前記の元素が、Ｃｅである前記の製造方法。

一般的に、同一種の結晶においてはＸ線解析により求められる半値幅が小さいほど結晶性が高く、半値幅が大きいほど結晶性が低いことが知られており、半値幅を知ることができれば結晶性が高いか低いかを判断することが可能となる。
そして、この発明における溶液法によって得られるＳｉＣ単結晶の結晶性は、半値幅によって数値的に規定される。

この発明においては、融液としてＳｉ、Ｃ、ＣｒおよびＮｉを含むＳｉ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃ融液を使用すること、およびこの融液により、種結晶の成長面をＳｉ面としてＳｉＣ結晶を成長させることが必要である。
前記のＳｉ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃ融液において、融液中のＣｒは３０ａｔ．％（原子％）以上で７０ａｔ．％以下であることが好ましく、特にＣｒとＮｉとの割合（原子比）を示すＮｉ／Ｃｒが０．２以下、その中でも０．０４以上で０．２以下であることが好ましく、融液中のＮｉは２〜１０ａｔ．％であることが好ましい。
前記のＳｉ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃ融液として、さらに前記Ｓｉ、Ｃｒ、ＮｉおよびＣ以外の元素であって希土類元素、遷移金属元素およびアルカリ土類金属元素のうちから選ばれるいずれか１種の元素、好適にはＣｅを、融液中１〜１０ａｔ．％の割合で含ませてもよい。
あるいは、この発明においては、溶液としてＳｉＣおよびＣｒを含むＳｉ−Ｃｒ−Ｃ融液を使用すること、およびこの溶液により、種結晶の成長面をＳｉ面としてＳｉＣ結晶を成長させることが必要である。

この発明においては、前記の融液により、種結晶の成長面をＳｉ面としてＳｉＣ結晶を成長させることが必要である。
この発明について、この発明の方法を実施するための製造装置の１実施態様の概略図である図１を用いて説明する。
図１において、ＳｉＣ単結晶成長は、例えば加熱装置として高周波の誘電コイルによって加熱された融液にＳｉＣ種結晶支持部材の１例である黒鉛棒（黒鉛軸ともいう）の先端にＳｉＣ単結晶からなる種結晶を、種結晶の成長面がＳｉ面となるように接着・固定し、これを溶液（融液）に接触させ、このとき、種結晶直下の融液が潜熱を奪われ、その温度差勾配の差によって種結晶上にＳｉＣ結晶を成長させることによって達成することができる。

この発明のＳｉ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃ融液と種結晶の成長面をＳｉ面とする組合せの構成について、この発明の実施態様を用いて説明する。
この発明のＳｉ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃ融液を用いた実施態様である１２例は、融液組成を前記の範囲内で変化させ、融液の加熱温度を１９８０〜２０２０℃の範囲内で変化させ、種結晶の成長面をＳｉ面としてＳｉＣ結晶を成長させて得られたＳｉＣ単結晶の半値幅が１４．４〜２７．０ａｒｃｓｅｃで、平均で１９．７ａｒｃｓｅｃであるのに対して、比較の態様である４例は、融液組成および加熱温度を前記の範囲内で変化させて種結晶の成長面をＣ面に変えてＳｉＣ結晶を成長させて得られたＳｉＣ単結晶の半値幅が６０．８〜１８２．９ａｒｃｓｅｃで、平均で１０９．５ａｒｃｓｅｃである。従って、種結晶の成長面をＳｉ面としてＳｉＣ結晶を成長させる実施態様は、種結晶の成長面をＣ面としてＳｉＣ結晶を成長させる比較の態様に比べて、得られたＳｉＣ単結晶の半値幅が小さく、結晶性が高いことが理解される。

特に、この発明の前記実施態様の１２例のうち融液組成と加熱温度とを前記の範囲内で固定して成長面をＳｉ面としてＳｉＣ結晶を成長させて得られたＳｉＣ単結晶の半値幅が２７．０ａｒｃｓｅｃであるのに対して、前記の比較の態様４例のうち融液組成と加熱温度とを実施態様と同じ条件にして種結晶の成長面のみを変えてＣ面としてＳｉＣ結晶を成長させて得られたＳｉＣ単結晶の半値幅は１３０．７ａｒｃｓｅｃであり、種結晶の成長面をＳｉ面とすることによって、得られるＳｉＣ単結晶の結晶性が高くなることが理解される。

また、この発明のＳｉ−Ｃｒ−Ｃ融液と種結晶の成長面をＳｉ面とする組合せの構成について、この発明の実施態様を用いて説明することができる。
すなわち、同一の融液組成を用いた実施態様の１例では、種結晶の成長面をＳｉ面としてＳｉＣ結晶を成長させて得られたＳｉＣ単結晶の半値幅が１９．１ａｒｃｓｅｃであるのに対し、比較の態様の１例では、種結晶の成長面をＣ面としてＳｉＣ結晶を成長させて得られたＳｉＣ単結晶の半値幅が１０４．８ａｒｃｓｅｃである。
このように、この発明におけるＳｉ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃ融液あるいはＳｉ−Ｃｒ−Ｃ融液と種結晶の成長面をＳｉ面とする組合せによって結晶性の高いＳｉＣ単結晶を得ることができるのである。

この発明の方法における前記組成のＳｉ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃ融液を調製する方法としては特に制限はなく、例えば、先ずＳｉ融液に、ＣｒおよびＮｉを原料として反応容器である黒鉛坩堝に加え、原料を融解させ、生成した合金の固相線温度より高温に加熱してＳｉ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃ融液を形成する。前記のＳｉ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃ融液におけるＣの少なくとも一部は黒鉛坩堝から融液中に溶解させたものであり、特にＣの全部を黒鉛坩堝からの溶解によって供給することが好ましい。また、Ｃの一部を炭化物や炭素を原料として仕込んでもよい。さらに、Ｃの一部をメタンなどの炭素含有ガスを融液中に吹き込むことによって供給する方法も挙げられる。

融液の加熱を続けて、ＳｉとＣｒとＮｉとからなる原料およびＣが十分に溶解し、生成した融液中の炭素濃度が融液を溶媒とするＳｉＣ飽和濃度に近くなり一定になれば、好適にはＳｉＣ成長用のＳｉＣ種結晶面をＳｉ面として融液に接触させ、例えば融液に５〜５０℃／ｃｍ程度の温度勾配を設ける温度勾配法又は加熱装置を操作して融液を冷却する冷却法によって種結晶基板周辺の融液を２１００℃以下、特に１９００〜２０２０℃の温度に過冷却させて融液に溶解しているＳｉＣを過飽和状態とすることによって、ＳｉＣ種結晶のＳｉ面上にＳｉＣ単結晶を成長させる。
前記の種結晶としては、目的とするＳｉＣと同じ結晶形のものを使用することが好ましい。特に、ポリタイプが４Ｈ又は６ＨのＳｉＣ種結晶とすることが好ましい。

この発明の方法においては、溶液法におけるそれ自体公知の製造法、例えば黒鉛坩堝の形状、加熱方法、加熱時間、雰囲気、昇温速度および冷却速度を適用することができる。
例えば、加熱方法としては高周波誘導加熱が挙げられ、加熱時間（原料の仕込みからＳｉＣ飽和濃度に達するまでの凡その時間）としては坩堝の大きさにもよるが数時間〜１０時間程度（例えば３〜７時間程度）で、雰囲気としては希ガス、例えばＨｅ、Ｎｅ、Ａｒなどの不活性ガスやそれらの一部をＮ_２やメタンガスで置き換えたものが挙げられる。

この発明の方法によって、多結晶を実質的に含まず、結晶中のマクロ的欠陥を低減して結晶性の高い、Ｘ線解析による測定で得られる半値幅が５０ａｒｃｓｅｃ未満、好適には４０ａｒｃｓｅｃ以下、特に３０ａｒｃｓｅｃ以下の高結晶性のＳｉＣ単結晶を得ることができる。
この発明の好適な態様として、黒鉛坩堝中のＳｉ融液にＮｉおよびＣｒを添加して得られる、前期のＮｉ／Ｃｒが０．２以下、その中でも０．０４以上、０．２以下で、融液中のＮｉが２〜１０ａｔ．％であり、Ｃｒは３０ａｔ．％以上、７０ａｔ．％以下であり、融液温度が１９８０〜２０２０℃であるＳｉ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃ融液又はＳｉ−Ｃｒ−Ｃ融液により、種結晶の成長面をＳｉ面としてＳｉＣ結晶を成長させることによって、前記のＸ線解析による測定で得られる半値幅が３０ａｒｃｓｅｃ以下で検出限界値以上（Ｘ線解析による測定で得られる半値幅の検出限界値は約５ａｒｃｓｅｃである。）の高結晶性のＳｉＣ単結晶を得ることができる。
この明細書において、数値によって規定される範囲は、その値の均等の範囲を含むことを意図して規定されていることを理解すべきである。

以下、この発明の実施例を示す。
以下の各例において、ＳｉＣ単結晶の成長実験を図１に概略図で示される黒鉛坩堝を反応容器とする装置を用いて行った。
以下の各例において、得られたＳｉＣ単結晶の結晶性は以下のＸ線解析により行った。Ｘ線解析：Ｐｈｉｌｉｐｓ社の薄膜Ｘ線回折装置であるＸ’ＰｅｒｔＭＲＤを用いて、常法により測定を行った。

以下の各例において、黒鉛坩堝のＳｉ融液に、ＣｒおよびＮｉを加え、加熱を続けて設定温度を１９８０〜２０２０℃の範囲内の温度に維持し、黒鉛坩堝からＣが溶解してＳｉＣ飽和濃度に達したＳｉ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃ融液に、種結晶としてポリタイプが４ＨのＳｉＣを用い、種結晶の成長面をＳｉ面としてＳｉＣ種結晶を接触させ、ＳｉＣ種結晶上にＳｉＣ単結晶を成長させた。成長時間経過後、坩堝を室温まで徐冷して、成長したＳｉＣ単結晶を得た。
各例で得られたＳｉＣ単結晶の断面を薄膜Ｘ線回折装置によって測定し、半値幅を求めた。

実施例１〜３
Ｃｒ／Ｎｉが４５ａｔ．％／５ａｔ．％の組成割合で、温度が１９８０〜２０２０℃のＳｉ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃ融液に、種結晶として４Ｈ−ＳｉＣを用い、種結晶の成長面をＳｉ面としてＳｉＣ種結晶を接触させて、ＳｉＣ種結晶上にＳｉＣ単結晶を成長させた。成長時間経過後、坩堝を室温まで徐冷して、成長したＳｉＣ単結晶を得た。なお、実施例１〜３では、融液温度を１９８０〜２０２０℃の範囲内で実施例２が実施例１より１℃低く、実施例３が実施例１よりも９℃高く設定した。
各例で得られたＳｉＣ単結晶の断面を薄膜Ｘ線回折装置によって測定し、半値幅を求めた。結果をまとめて以下に示す。
実施例１半値幅＝１９．１ａｒｃｓｅｃ
実施例２半値幅＝２２．７ａｒｃｓｅｃ
実施例３半値幅＝２５．２ａｒｃｓｅｃ

実施例４
Ｃｒ／Ｎｉが４０ａｔ．％／５ａｔ．％の組成割合のＳｉ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃ融液に、融液温度を１９８０〜２０２０℃の範囲内で実施例１より２７℃高く設定した他は実施例１と同様にしてＳｉＣ種結晶上にＳｉＣ単結晶を成長させて、成長したＳｉＣ単結晶を得た。
得られたＳｉＣ単結晶の断面を薄膜Ｘ線回折装置によって測定し、半値幅を求めたところ、１４．４ａｒｃｓｅｃであった。

実施例５〜６
Ｃｒ／Ｎｉが３８ａｔ．％／５ａｔ．％の組成割合のＳｉ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃ融液に、実施例６では、融液温度を１９８０〜２０２０℃の範囲内で実施例５よりも２０℃低く設定した他は実施例１と同様にしてＳｉＣ種結晶上にＳｉＣ単結晶を成長させて、成長したＳｉＣ単結晶を得た。
各例で得られたＳｉＣ単結晶の断面を薄膜Ｘ線回折装置によって測定し、半値幅を求めた。結果をまとめて以下に示す。
実施例５半値幅＝１２．２ａｒｃｓｅｃ
実施例６半値幅＝２４．１ａｒｃｓｅｃ

実施例７〜８
Ｃｒ／Ｎｉが４０ａｔ．％／３ａｔ．％の組成割合のＳｉ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃ融液に、実施例８では、融液温度を１９８０〜２０２０℃の範囲内で実施例７よりも７℃高く設定した他は実施例１と同様にしてＳｉＣ種結晶上にＳｉＣ単結晶を成長させて、成長したＳｉＣ単結晶を得た。
得られたＳｉＣ単結晶の断面を薄膜Ｘ線回折装置によって測定し、半値幅を求めた。結果をまとめて以下に示す。
実施例７半値幅＝１６．６ａｒｃｓｅｃ
実施例８半値幅＝２７．０ａｒｃｓｅｃ

実施例９〜１１
Ｃｒ／Ｎｉが４０ａｔ．％／４ａｔ．％の組成割合のＳｉ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃ融液に、実施例１０および１１では、融液温度を１９８０〜２０２０℃の範囲内で実施例９よりも、各々３℃低く（実施例１０）、１℃高く（実施例１１）設定した他は実施例１と同様にしてＳｉＣ種結晶上にＳｉＣ単結晶を成長させて、成長したＳｉＣ単結晶を得た。
得られたＳｉＣ単結晶の断面を薄膜Ｘ線回折装置によって測定し、半値幅を求めた。結果をまとめて以下に示す。
実施例９半値幅＝２４．５ａｒｃｓｅｃ
実施例１０半値幅＝１８．４ａｒｃｓｅｃ
実施例１１半値幅＝１８．４ａｒｃｓｅｃ

実施例１２
Ｃｒの一部をＣｅ（６ａｔ．％）に置き換えたＳｉ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃｅ−Ｃ融液で、実施例３と同様にしてＳｉＣ種結晶上にＳｉＣ単結晶を成長させて、成長したＳｉＣ単結晶を得た。
得られたＳｉＣ単結晶の断面を薄膜Ｘ線回折装置によって測定し、半値幅を求めたところ、１４．０ａｒｃｓｅｃであった。

比較例１
Ｃｒ／Ｎｉが４０ａｔ．％／３ａｔ．％の組成割合のＳｉ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃ融液に、種結晶の成長面をＣ面とした他は実施例８と同様にして、ＳｉＣ種結晶上にＳｉＣ単結晶を成長させて、成長したＳｉＣ単結晶を得た。
得られたＳｉＣ単結晶の断面を薄膜Ｘ線回折装置によって測定し、半値幅を求めたところ、１３０．７ａｒｃｓｅｃであった。

比較例２
Ｃｒ／Ｎｉが４０ａｔ．％／３ａｔ．％の組成割合のＳｉ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃ融液に、種結晶の成長面をＣ面とし、融液温度を１９８０〜２０２０℃の範囲内で実施例８よりも４℃高く設定した他は実施例８と同様にして、ＳｉＣ種結晶上にＳｉＣ単結晶を成長させて、成長したＳｉＣ単結晶を得た。
得られたＳｉＣ単結晶の断面を薄膜Ｘ線回折装置によって測定し、半値幅を求めたところ、６３．４ａｒｃｓｅｃであった。

比較例３
Ｃｒ／Ｎｉが４０ａｔ．％／４ａｔ．％の組成割合のＳｉ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃ融液に、種結晶の成長面をＣ面とし、融液温度を１９８０〜２０２０℃の範囲内で実施例９よりも１０℃高く設定した他は実施例９と同様にして、ＳｉＣ種結晶上にＳｉＣ単結晶を成長させて、成長したＳｉＣ単結晶を得た。
得られたＳｉＣ単結晶の断面を薄膜Ｘ線回折装置によって測定し、半値幅を求めたところ、１８２．９ａｒｃｓｅｃであった。

比較例４
Ｃｒ／Ｎｉが４０ａｔ．％／４ａｔ．％の組成割合のＳｉ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃ融液に、種結晶の成長面をＣ面とし、融液温度を１９８０〜２０２０℃の範囲内で比較例１よりも７℃高く設定した他は実施例９と同様にして、ＳｉＣ種結晶上にＳｉＣ単結晶を成長させて、成長したＳｉＣ単結晶を得た。
得られたＳｉＣ単結晶の断面を薄膜Ｘ線回折装置によって測定し、半値幅を求めたところ、６０．８ａｒｃｓｅｃであった。

以上の各実施例の結果と各比較例の結果から、この発明の方法による実施例１〜１２で得られたＳｉＣ単結晶は半値幅が１４．４〜２７．０ａｒｃｓｅｃで、結晶性が高く結晶性の優れたＳｉＣ単結晶であったが、結晶成長面をＣ面に変えてＳｉＣ結晶を成長させて得られた比較例１〜４のＳｉＣ単結晶は半値幅が６０．８〜１８２．９ａｒｃｓｅｃであり、結晶性が低いＳｉＣ単結晶であった。

実施例１３
Ｃｒが５０ａｔ．％の組成割合で、温度が１９９２℃のＳｉ−Ｃｒ−Ｃ融液に種結晶として６Ｈ−ＳｉＣを用いた他は実施例１と同様にして、種結晶の成長面をＳｉ面としてＳｉＣ種結晶を接触させて、ＳｉＣ種結晶上にＳｉＣ単結晶を成長させて、成長したＳｉＣ単結晶を得た。
得られたＳｉＣ単結晶の断面を薄膜Ｘ線回折装置によって測定し、半値幅を求めたところ、１９．１ａｒｃｓｅｃであった。

実施例１４
Ｃｒが６０ａｔ．％の組成割合で、温度が１９６０℃のＳｉ−Ｃｒ−Ｃ融液を用いた他は実施例１３と同様にしてＳｉＣ種結晶上にＳｉＣ単結晶を成長させて、成長したＳｉＣ単結晶を得た。
得られたＳｉＣ単結晶の断面を薄膜Ｘ線回折装置によって測定し、半値幅を求めたところ、４６．１ａｒｃｓｅｃであった。

比較例５
Ｃｒが５０ａｔ．％の組成割合で、温度が１９７７℃のＳｉ−Ｃｒ−Ｃ融液に種結晶の成長面をＣ面としてＳｉＣ種結晶を接触させた他は実施例１３と同様にしてＳｉＣ種結晶上にＳｉＣ単結晶を成長させて、成長したＳｉＣ単結晶を得た。
得られたＳｉＣ単結晶の断面を薄膜Ｘ線回折装置によって測定し、半値幅を求めたところ、１０４．８ａｒｃｓｅｃであった。

図１は、この発明の方法を実施するための製造装置の１実施態様の概略図を示す。

Claims

種結晶を前記融液面と接触させる溶液法において、Ｓｉ、Ｃ、ＣｒおよびＮｉを含むＳｉ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃ融液により、種結晶として４Ｈ又は６ＨのＳｉＣを用い種結晶の成長面をＳｉ面としてＳｉＣ結晶を成長させることを特徴とするＳｉＣ単結晶の製造方法。
融液中のＮｉとＣｒとの割合（原子比）（Ｎｉ／Ｃｒ）が０．２以下である請求項１に記載の製造方法。
融液が、さらに前記Ｓｉ、Ｃｒ、ＮｉおよびＣ以外の元素であって希土類元素、遷移金属元素およびアルカリ土類金属元素のうちから選ばれるいずれか１種の元素を含む請求項１又は２に記載の製造方法。
前記の元素が、Ｃｅである請求項３に記載の製造方法。
種結晶を前記融液面と接触させる溶液法において、Ｓｉ、ＣおよびＣｒを含むＳｉ−Ｃｒ−Ｃ融液により、種結晶として４Ｈ又は６ＨのＳｉＣを用い種結晶の成長面をＳｉ面としてＳｉＣ結晶を成長させることを特徴とするＳｉＣ単結晶の製造方法。