JP5345499B2 - 化合物単結晶およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、半導体素子等の電子材料として利用できる低欠陥密度もしくは結晶格子歪みの少ない化合物半導体結晶、およびその製造方法に関する。特に、結晶の特定表面における構造欠陥密度が際立って低く、高効率かつ高耐圧のパワー半導体素子の材料として好ましく用いることの出来る化合物半導体結晶、およびその製造方法に関する。

高機能半導体素子の基板となる化合物半導体結晶として、炭化珪素（ＳｉＣ）や窒化ガリウム（ＧａＮ）が用いられ始めている。
上記化合物半導体結晶に含まれる格子欠陥は、半導体素子の性能に多大な影響を与える。たとえば、反位相領域境界面や積層欠陥などの構造欠陥は、電流漏洩や絶縁破壊をもたらし、電力用半導体素子の性能を著しく損なう。このため、半導体素子の基板として用いられる化合物半導体結晶に対しては、構造欠陥密度の低減が切望されている。

炭化珪素単結晶の成長方法としては、従来から、昇華法によるバルク成長と、基板上へのエピタキシャル成長による薄膜形成等が知られている。昇華法によるバルク結晶では、高温相の結晶多形である六方晶（６Ｈ、４Ｈ等）炭化珪素単結晶の成長が可能であり、かつ、炭化珪素自体の単結晶基板の作成が可能である。しかしながら、結晶内に導入される欠陥（特にマイクロパイプ）が極めて多く、かつ、基板面積の拡大が困難であった。

これに対し、単結晶基板上へのエピタキシャル成長法を用いると、不純物添加の制御性向上や基板面積の拡大、そして昇華法で問題となっていたマイクロパイプの解消が実現される。しかしながら、エピタキシャル成長法では、しばしば基板材料と炭化珪素の格子常数の違いによる積層欠陥密度の増大が問題となっていた。特に、被成長基板として一般に用いられている珪素は、炭化珪素との格子不整合が大きいことから、炭化珪素単結晶成長層内における反位相領域境界面（ＡＰＢ：ａｎｔｉ ｐｈａｓｅ ｂｏｕｎｄａｒｙ）や積層欠陥（ＳＦ：ｓｔａｃｋｉｎｇ ｆａｕｌｔ）の発生が著しく、これらが半導体デバイスを作成した際のリーク電流の原因の一つとなり、炭化珪素の電子素子としての特性を損なわせてきた。すなわち、（００１）珪素単結晶基板上にエピタキシャル成長法により炭化珪素を成長させると、基板上に位置・方位ともにランダムにＡＰＢやＳＦが発生してしまい、かつ、発生したＡＰＢやＳＦは膜厚増加によっても消滅せずに残存してしまう。

効果的にＡＰＢを低減する方法として、Ｋ．Ｓｈｉｂａｈａｒａらにより、（００１）珪素単結晶の表面法線軸を＜００１＞方向から＜１１０＞方向にわずかに傾けた（オフ角を導入した）珪素単結晶基板上への炭化珪素成長法が提案された（非特許文献１参照）。また、非特許文献１の応用として、本出願人は、珪素基板表面に一方向に平行して延在する起伏を具備する基板上に炭化珪素単結晶層をエピタキシャル成長させることで、炭化珪素単結晶層内に伝搬するＡＰＢを低減する技術を提案した（特許文献１）。

図１に、一方向に平行して延在する起伏を具備する基板の一例を模式的に示す。図１のＳｉ基板は、Ｓｉ（００１）基板上に形成されたそれぞれの起伏斜面が対向しており、それぞれの斜面の微視的形態は、テラス（平坦部）と原子レベルのステップ（段差部）で構成されている。起伏斜面が形成されていることにより、原子レベルのステップが一方向に等間隔で導入されるため、気相成長法ではステップフローによるエピタキシャル成長がもたらされ、導入されたステップに垂直な方向（ステップを横切る方向、すなわち起伏延在方向）への面欠陥の伝搬を抑制する効果がある（すなわち、炭化珪素単結晶層の膜厚増加に対して、膜中に含まれる直交する二方向の反位相領域のうち、導入されたステップに平
行な方向へ拡大する反位相領域が、ステップに垂直な方向に拡大する反位相領域に比べて優先的に拡大する）。さらに、起伏斜面が対向しているため、ステップに平行な方向へ拡大する反位相領域どうしが膜厚増加と共に互いに対向するように伝搬し、原理上、ＡＰＢは最終的に会合消滅する（図２）。

また、本出願人は、炭化珪素単結晶層内に伝搬する積層欠陥（ＳＦ）を低減させる技術を提案した（特許文献２）。これは、炭化珪素単結晶層内に伝搬する二種類の極性のＳＦについて、（１）それぞれの極性面が対向する関係にある点、及び（２）それぞれの極性面が、表面エネルギーに起因して成長速度が異なる点、を利用したものであり、ＳＢＥ（Ｓｗｉｔｃｈ Ｂａｃｋ Ｅｐｉｔａｘｙ）法と呼ばれている。図３に示すように、Ｓｉ極性面が露出したＳＦ（以後、Ｓｉ−ＳＦと記す）において、その基板の裏面側における露出面はＣ極性面である。ＳｉＣ成長にともない、Ｓｉ極性面は拡大伝搬する一方、Ｃ極性面は事故消滅することから、基板上に伝搬し続けるＳｉ−ＳＦを解消するためには、Ｓｉ−ＳＦの裏面側に３Ｃ−ＳｉＣをホモエピタキシャル成長させることにより、原理上はＳＦの完全解消が実現される。

特許第３５７６４３２号公報 特許第３７６１４１８号公報

Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．５０（１９８７）ｐｐ．１８８８−１８９０

しかしながら、本発明者の研究に寄れば、特許文献１および特許文献２の方法によっても、欠陥密度は減少するものの完全解消には至らないことが判明してきた。
この原因について発明者等が検討した結果、残存するＳＦは、炭化珪素単結晶層の成長過程において新たに発生したものであると推察した。さらに、新たなＳＦ発生を導く要因は、ＳＢＥ法における３Ｃ−ＳｉＣ基板とＳｉＣホモエピタキシャル層の間、及び／又はＳｉＣホモエピタキシャル層内部に存在する歪みによるものであると考えた。炭化珪素単結晶層の成長時に、基板面内の温度分布による熱歪や、ＳＦが会合消滅した際の格子整合に伴う歪、炭化珪素と珪素の熱膨張係数差による歪が発生し、この歪を緩和させるために炭化珪素単結晶内部に新たにＳＦが発生する、と考えた。
この仮定に基づけば、デバイス製造に適した低欠陥密度の化合物半導体結晶基板を製造するためには、化合物半導体結晶成長時に生じる歪を解消する必要がある。

本発明は上述の背景のもとでなされたものであり、欠陥のさらなる低減を実現し、半導体素子への適用が可能な低欠陥密度の化合物半導体結晶基板、およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、ＳＦおよびＡＰＢが効果的に低減されたＳｉＣ単結晶を得るために、従来技術の問題点について鋭意検討した。

まず、ＳＦについて検討した。ＳＦにはＣ極性を露出したＳＦ（以後、Ｃ−ＳＦと記す）とＳｉ−ＳＦの２種類が存在する。ＳｉＣ（００１）面との表面エネルギーとの差に起因して、ＳｉＣ成長膜厚の増加にともない、Ｓｉ−ＳＦは拡張する一方、Ｃ−ＳＦは縮小
して自己消滅する。また、ＳＦは、ＳＦ同士の会合や、ＳＦとＡＰＢとの会合により消滅（場合によっては一部消滅）することが判明した。

また、効果的にＡＰＢを解消可能な方法である、図１の基板上へのＳｉＣ成長において、発生しているＳｉ−ＳＦとＣ−ＳＦには方向依存性があることが判明した。これは、図１を用いた成長法の原点である「ステップフロー成長法」に起因するものであり、ステップに平行な方向とステップに垂直な方向（すなわち起伏延在方向）で、それぞれに平行に発生しているＳＦの極性が統一されている（換言すると、ステップフロー方向が一方向の場合においては、ＳＦ極性毎に、ＳＦ延伸方向に異方性がある）ことが判明した（図４）。ここで、上述の通りＣ−ＳＦは自己消滅し、Ｓｉ−ＳＦは会合しない限り拡大伝搬する性質がある。このため、図１のような一方向のみに起伏が延在した基板上にＳｉＣをエピタキシャル成長させた結果、Ｃ−ＳＦは残留せず、一方向にＳｉ−ＳＦのみが残留したＳｉＣ膜が形成されていた。なお、ＡＰＢは起伏斜面が対向していることから完全消滅していた。

本発明者らは、ＳＦが一方向のみで消滅、及び／又は一方向のみで残留する状況が、ＳｉＣ膜内部の「歪」に影響し、この歪に起因して、本来消滅するはずのＳＦを新たに発生すると推察した。これは、膜成長に伴い自己消滅するはずのＣ−ＳＦが残存していることからも裏付けられる。すなわち、図１の基板を用いた場合のように、ＳｉＣ成長初期に存在するＳＦ極性や、ＳｉＣ成長膜厚増加にともない残存するＳＦ極性の方向異方性が高いと、応力が方向異方性を有することになり、その結果、ＳｉＣ基板表面（ＳｉＣ成長後期）において存在する（露出する）ＳＦの効果的低減は困難である、と考えた。

ＳＦ極性の方向異方性を減少させる方法として、何ら加工されていないＳｉ（００１）基板（以下、ジャスト基板と記す）上へのＳｉＣ成長方法が考えられる。その予測通り、ジャスト基板上に十分な膜厚のＳｉＣを成長させた場合、Ｓｉ−ＳＦが一方向のみでなく直交方向にランダムに残留したＳｉＣ膜が形成された。しかしながら、図１の基板上への成長時とは異なり、ＳｉＣ成長膜厚が増加してもＡＰＢはあまり低減せず、ＡＰＢが多数残存していた。

なお、ＡＰＢによるＳｉ−ＳＦの伝搬阻止について、図５・図６を用いて説明する。３Ｃ−ＳｉＣ内に存在するＡＰＢは、Ｓｉ原子同士の結合で形成されている。ＳＦがＡＰＢを横切って伝搬する場合には、図５に示したようにＣ原子同士が結合したＡＰＢを新たに生成しなければならない。このようなＣ原子同士が結合したＡＰＢはエネルギーが高く、ＳｉＣでは存在しない。ＳＦとＡＰＢが交わる箇所においては、図６に示したように結晶を安定化させるためにダングリングボンドが形成され、その結果、ＳＦの伝搬が阻止される。

上記のような検討により、本発明者らは次のような構成に至った。すなわち、発生するＳＦ極性の伝搬方向異方性が低減されたＳｉＣに関するものであり、さらに、本来デバイス特性上は完全解消すべきＡＰＢを膜中に意図的に配置させることにより、ＳＦおよびＡＰＢの両者が効果的に低減されたＳｉＣに関するものである。ここで、「意図的に配置されたＡＰＢ」は、Ｃ−ＳＦのように自己消滅しないＳｉ−ＳＦと会合させることにより、Ｓｉ−ＳＦを消滅させるためのＡＰＢであり、かつ、最終的にはＡＰＢ同士が会合消滅可能なように発生させたＡＰＢである。

すなわち本発明は、
（構成１）
立方晶｛００１｝面を表面とする単結晶基板上に、エピタキシャル成長により２種類の元素Ａ、Ｂからなる化合物単結晶を成長させる化合物単結晶の製造方法において、
反位相領域境界面ならびに元素ＡおよびＢに起因する積層欠陥を、前記表面に平行な＜１１０＞方向にそれぞれ等価に生じさせながら前記化合物単結晶を成長させる工程（Ｉ）と、
前記工程（Ｉ）において生じた元素Ａに起因する積層欠陥を、前記反位相領域境界面と会合消滅させる工程（II）と、
前記工程（Ｉ）において生じた元素Ｂに起因する積層欠陥を、自己消滅させる工程（III）と、
前記反位相領域境界を完全に会合消滅させる工程（IV）と、
を有し、
前記工程（IV）は、
前記工程（II）および（III）と並行して、又は、前記工程（II）および（III）の後に行う化合物単結晶の製造方法、
（構成２）
前記工程（Ｉ）は、前記単結晶基板として、
その表面に、［１１０］方向に平行に伸びる複数の起伏が形成された領域と、［−１１０］方向に平行に伸びる複数の起伏が形成された領域が設けられている基板であって、前記起伏の両側面が斜面状である基板を用い、
この基板上に化合物単結晶をエピタキシャル成長させる工程である、構成１の化合物単結晶の製造方法、
（構成３）
前記工程（II）および工程（III）は、前記起伏上へのエピタキシャル成長工程である
、構成２の化合物単結晶の製造方法、
（構成４）
前記工程（IV）は、元素Ａおよび元素Ｂの原料比を変動させることにより、各領域における前記起伏の延伸方向と並行または垂直な方向へ優先的に成長させる工程である、構成２又は３の化合物単結晶の製造方法、
（構成５）
前記工程（Ｉ）（II）および（III）は、未加工｛００１｝面上へのエピタキシャル成
長工程であり、
前記工程（IV）は、
前記（Ｉ）〜（III）工程で得られた表面上に［１１０］方向に平行に伸びる複数の起
伏であって、その両側面が斜面状である起伏を形成し、前記起伏上に化合物単結晶をエピタキシャル成長させる工程である、構成１の化合物単結晶の製造方法、
（構成６）
立方晶｛００１｝面を表面とする単結晶基板上に、エピタキシャル成長により化合物単結晶を成長させる化合物単結晶の製造方法において、
前記基板の有効領域全面に対して、一方向に平行に伸びる複数の起伏が形成された領域（Ａ）と、前記起伏が伸びる方向に垂直な方向に伸びる複数の起伏が形成された領域（Ｂ）とを交互に設ける工程と、
前記領域（Ａ）および領域（Ｂ）を有する基板上に、前記化合物単結晶をエピタキシャル成長させる工程と、
を有し、前記起伏の両側面が斜面状である化合物単結晶の製造方法、
（構成７）
前記エピタキシャル成長させる工程は、原料比を変動させることにより、各領域における前記起伏の延伸方向と並行または垂直な方向へ優先的に成長させる工程を有する、構成６の化合物単結晶の製造方法、
（構成８）
前記領域（Ａ）と前記領域（Ｂ）のそれぞれの面積が、基板面内で略同等である、構成６又は７の化合物単結晶の製造方法、
（構成９）
立方晶｛００１｝面を表面とする単結晶基板上に、エピタキシャル成長により化合物単結晶を成長させる化合物単結晶の製造方法において、
前記基板である未加工｛００１｝面上に、前記化合物単結晶をエピタキシャル成長させる工程と、
前記エピタキシャル成長工程で得られた前記化合物単結晶表面上に、［１１０］方向に平行に伸びる複数の起伏を形成する工程と、
前記起伏上に、化合物単結晶をエピタキシャル成長させる工程と、
を有する化合物単結晶の製造方法、
（構成１０）
前記起伏は、前記基板となす角度が２〜５５度であり、前記起伏の斜面同士が対向するように形成されている、構成２〜９いずれかの化合物単結晶の製造方法、
（構成１１）
最表面｛００１｝面上に残存する積層欠陥が、単一極性であり、かつ、｛００１｝面全面において＜１１０＞方向にほぼ等価に存在している、構成１〜１０いずれかの化合物単結晶の製造方法、
（構成１２）
前記基板が立方晶Ｓｉ基板又は立方晶ＳｉＣ基板であり、前記化合物単結晶が立方晶ＳｉＣ結晶である、構成１〜１１いずれかの化合物単結晶の製造方法、
（構成１３）
２種類の元素Ａ、Ｂからなる化合物単結晶において、
前記化合物結晶は２種類の結晶成長領域を含み、
前記２種類の結晶成長領域は、結晶成長方向とは垂直な方向に、その種類毎に交互に形成されており、
前記結晶内部には、元素Ａの極性が露出した積層欠陥（Ａ−ＳＦ）と、元素Ｂの極性が露出した積層欠陥（Ｂ−ＳＦ）と、を有し、
特定の｛００１｝面においては、前記欠陥のうちＡ−ＳＦのみが存在し、かつ、前記特定の｛００１｝面におけるＡ−ＳＦが、前記｛００１｝面全面において＜１１０＞方向に統計学的に等価に延伸して存在しており、
前記２種類の結晶成長領域では、前記２種類の積層欠陥の伝搬方位が結晶成長領域毎に異なる面内に限定されており、
一方の結晶成長領域における面欠陥の伝搬方位は、もう一方の結晶成長領域における２種類の積層欠陥の伝搬方位を、前記特定の｛００１｝面に平行なまま９０度変化させた方位であり、
前記２種類の結晶成長領域が交互に形成されていく方向での、前記２種類の結晶成長領域からなる部分の断面において、一方の結晶成長領域では反位相領域境界（ＡＰＢ）が現出しておらず、もう一方の結晶成長領域ではＡＰＢが現出しかつ会合消滅されており、
前記結晶最表面では、ＡＰＢが消滅している化合物単結晶、
（構成１４）
前記化合物結晶が立方晶であり、その基底面が（００１）面であり、
前記２種類の結晶領域は、［１１０］方位および［−１１０］方位のうち少なくとも一方位に向けて、その種類毎に交互に形成されており、
前記化合物結晶の最表面における極性部分が、前記２種類の結晶成長領域毎に［１１０］方位と［−１１０］方位と交互の方位に形成されており、
前記化合物結晶の表面における前記２種類の結晶成長領域の面積比は３：７〜７：３である、構成１３の化合物単結晶、
（構成１５）
２種類の元素Ａ、Ｂからなる化合物単結晶において、
結晶内部には、欠陥として、元素Ａの極性が露出した積層欠陥（Ａ−ＳＦ）と、元素Ｂの極性が露出した積層欠陥（Ｂ−ＳＦ）と、反位相領域境界（ＡＰＢ）と、を有し、
前記ＡＰＢはすべて会合して消滅しており、かつ、
特定の｛００１｝面においては、前記欠陥のうちＡ−ＳＦのみが存在し、かつ、前記特定の｛００１｝面におけるＡ−ＳＦが、前記｛００１｝面全面において＜１１０＞方向に統計学的に等価に延伸している化合物単結晶、
（構成１６）
前記化合物単結晶が、立方晶炭化珪素である、構成１３〜１５いずれかの化合物単結晶、
（構成１７）
前記元素Ａが珪素であり、前記元素Ｂが炭素である、構成１６の化合物単結晶、
（構成１８）
前記化合物単結晶が膜状ないし板状であり、その｛００１｝面内における反り量が、面内＜１１０＞方向において略同等である、構成１３〜１７いずれかの化合物単結晶、
を実現したものである。

上記の手段によれば、構造欠陥密度の低減を実現し、高効率かつ高耐圧のパワー半導体素子材料への適用が可能な化合物結晶基板、およびその製造方法が実現可能となる。

一方向に平行して延在する起伏を具備する基板の模式図である。 成長膜厚の増加に伴う面欠陥の会合消滅機構を示す断面模式図である。 ３Ｃ−ＳｉＣにおけるＳＦの構造を示す図である。 ３Ｃ−ＳｉＣにおけるＳＦの構造を示す図である。 ＳＦの消滅機構を説明する図である。 ＳＦの消滅機構を説明する図である。 本発明の一実施形態に用いる基板の表面および断面形状を示す模式図である。 本発明の一実施形態を説明する結晶表面を示す模式図である。 本発明の一実施形態に用いる基板の模式図である。 実施例１におけるｘ値の膜厚依存性を示す図である。 実施例１におけるＳｉ−ＳＦ密度の膜厚依存性を示す図である。 実施例１におけるＣ−ＳＦ密度の膜厚依存性を示す図である。 比較例１におけるｘ値の膜厚依存性を示す図である。 比較例１におけるＳｉ−ＳＦ密度の膜厚依存性を示す図である。 比較例１におけるＣ−ＳＦ密度の膜厚依存性を示す図である。 実施例３におけるｘ値の膜厚依存性を示す図である。

以下、本発明の実施の形態について説明する。
＜形態１＞
形態１として、２種の構成元素Ａ、Ｂからなる立方晶の化合物単結晶について説明する。この化合物単結晶は、その主表面（結晶表面の中で、最も露出している面積が大きい面）が（００１）面に平行であり、これと平行な裏面（すなわち裏面も（００１）面に平行）を有する板状の結晶である。裏面側から主表面側にかけて、結晶内部に含まれるＡＰＢ密度が連続して減少している。ここでＡＰＢとは、「構成元素ＡとＢの積層順序が反転した領域の境界」と説明できる。ＡＰＢを挟んだそれぞれの領域の結晶構造は、［００１］方位を軸とした９０度回転の関係にある。

結晶内部において（００１）面を切片として（主表面に平行な面における）ＡＰＢの比率を定量化する場合、元素Ａからなる極性面が（１１１）面および（−１−１１）面に配向した領域の面積比をｘ（０≦ｘ≦１）とすると、元素Ｂからなる極性面が（１１１）面
および（−１−１１）面に配向した面積比は（１−ｘ）として表される。そして、ｘの値は、裏面側（膜成長初期に相当）において０．３〜０．７（好ましくは０．５）であり、基板最表面（膜成長後期に相当）では１又は０である。
上記を換言すれば、結晶内部においては、ＡＰＢは極性によらず等価に多数存在しており、基板最表面ではＡＰＢは解消しているような、化合物単結晶である。

さらに、結晶内部において（００１）面を切片として（主表面における平行な面における）ＳＦの比率を定量化する場合、元素Aからなる極性面を有するＳＦ（以下、Ａ−ＳＦ
と記す）が（１１１）面および（−１−１１）面に配向した数の割合をｙ（ａ）（ここで、０≦ｙ（ａ）≦１）とすると、Ａ−ＳＦが（−１１１）面および（１−１１）面に配向した数の割合は（１−ｙ（ａ））として表される。同様に、元素Bからなる極性面を有す
るＳＦ（以下、Ｂ−ＳＦと記す）が（１１１）面および（−１−１１）面に配向した数の割合をｙ（ｂ）（ここで、０≦ｙ（ｂ）≦１）とすると、Ｂ−ＳＦが（−１１１）面および（１−１１）面に配向した数の割合は（１−ｙ（ｂ））として表される。そして、ｙ（ａ）およびｙ（ｂ）の値は、ともに裏面側、基板最表面においては、ともに０．３〜０．７（好ましくは０．５）である。但し、基板最表面では、Ａ−ＳＦのみが存在し、Ｂ−ＳＦはほぼ消失している。
上記を換言すれば、結晶内部においてはＳＦが極性（Ａ−ＳＦ、Ｂ−ＳＦ）や方位によらず等価に存在しており、基板最表面では一方の極性のＳＦ（Ａ−ＳＦ）のみが、方位によらず等価に存在しているような、化合物単結晶である。なお、「方位によらず等価に存在するＳＦ」とは、4つの等価な｛１１１｝面（具体的には（１１１）面、（−１−１１
）面、（−１１１）面、（１−１１）面）に平行に伝搬するＳＦであり、単一の（００１）切片では４つの等価な＜１１０＞方向（具体的には［１１０］方向、［−１−１０］方向、［−１１０］方向、［１−１０］方向）に延伸するＳＦである。

本形態を具現化するための方法の一例として、以下の方法が挙げられる。（００１）基板（ここではＳｉまたはＳｉＣからなる基板について説明する）上において、２種類の結晶成長領域を形成する。具体的には、［１１０］方位（［−１−１０］方位を含む）および［−１１０］方位（［１−１０］方位を含む）に平行な尾根を有する斜面をそれぞれ形成する（例として図７、図９）。斜面の最大斜度は２〜９０度であり、かつ隣接し合う起伏の断面形状は連続している。すなわち、隣接する起伏同士の境界部（起伏底部）と起伏頂部においては斜度が０度となる部分があるが、この部分から斜面に向かって、斜度は０度から最大斜度まで連続的に変化する。これにより、斜面には微視的にステップとテラスが形成される。最大斜度が２度未満の場合には、極性面を発現させるための原子レベルのステップが、非極性面（（００１）面）であるテラスの面積に対して小さくなりすぎるため、ＡＰＢ密度を意図的に操作することができなくなってしまう。また、最大斜度が９０度を超えると、起伏の断面形状がオーバーハング状となり、単結晶成長が妨げられてしまう。基板と（１１１）面とのなす角（約５５度）より小さいことが好ましい。

成長にともなって急激にＡＰＢが減少すると、ＡＰＢ消滅後の成長時には結晶内部の残留歪等によりＳＦが再発しやすい。そのため、ＳＦ解消効果を最大限に発揮するには、成長膜厚の増加と共にＡＰＢ密度を徐々に減少させ、表面近傍で消滅させることが好ましい。しかし、ＡＰＢで囲まれた結晶領域（反位相領域：ＡＰＤ（Ａｎｔｉ Ｐｈａｓｅ Ｄｏｍａｉｎ））の大きさ、位置がランダムであると、結晶成長によってＡＰＤを消滅させることは困難である。ＡＰＢの解消は、ＡＰＤの大きさ、配置、およびその成長方向を成長することで具現化される。図７のような基板上に成長させることで、図８のように配向方位が異なる２種類の結晶領域がストライプ上に配置できる。結晶領域のうちどちらかの結晶領域を、（例えば、成長条件を調整することにより）選択的に横方向に成長させて、ＡＰＤを消滅することができる。

上記の起伏の尾根が［１１０］方位に沿った加工領域（１種類目の結晶成長領域）と［−１１０］方位に沿った加工領域（２種類目の結晶成長領域）の面積比は、７：３〜３：７の範囲であり、好ましくは１：１である。また、両者の加工領域は出来る限り混在していることが好ましく、さらに好ましくは、［１１０］方位に長辺を沿わせたストライプ領域として、幅１μｍ〜１ｍｍにて交互に全面に配置されていることが望ましい。

上記基板上において、本発明の効果が最大限に発揮される化合物半導体結晶を成長させる。ここでは、化合物半導体結晶として炭化珪素（ＳｉＣ）について説明する。
ＳｉＣの成長にあたっては、ＣＶＤ、ＭＢＥ、ＬＰＥなどを用いることができるが、いずれにしてもＳｉ源とＣ源の供給量を個々に調整出来ることが望ましく、さらにはガスとしてその流量を精密に調整してＳｉ源とＣ源の供給比率を変化させることが望ましい。
例えば、熱ＣＶＤにおいては、Ｓｉ源とＣ源の供給比率を成長開始時点より終了時点まで徐々に変化させる。この場合、Ｓｉ源の供給量が多いほどＣ極性面の成長速度が高く、Ｃ源の供給量が多いほど、Ｓｉ極性面の成長速度が高くなる。そこで、成長初期にはＳｉ面とＣ面の成長速度が同程度となる条件を選択することにより、起伏の尾根が［１１０］方位に沿った加工領域と［−１１０］方位に沿った加工領域の面積比に応じたＡＰＢ分布（ｘ＝０．３〜０．７）を形成することができる。この際、成長表面と平行な（００１）面において、尾根と平行な方向にＣ−ＳＦ、尾根と垂直な方向にＳｉ−ＳＦを表出しながら膜成長する。成長膜厚の増加に伴い、Ｃ−ＳＦは縮小伝搬して自己消失する。

さらに、成長につれて、例えば成長中のＳｉ源とＣ源の供給比を、Ｃ源の供給量を高くなるように変化させる（Ｃリッチとする）ことにより、Ｓｉ面の成長速度がＣ面の成長速度を上回り、ＡＰＢ分布におけるｘを１に早期に漸近させることが可能となる。一方、成長中のＳｉ源とＣ源の比を、Ｓｉ源の供給量を高くなるように変化させる（Ｓｉリッチとする）ことにより、Ｃ面の成長速度がＳｉ面の成長速度を上回り、ＡＰＢにおけるｘを早期に０に漸近させることが可能となり、本発明の形態１が具現化される。

形態１のように、２種類の結晶成長領域が、成長表面である（００１）面上において互いに直交する起伏（［１１０］方位に延伸する起伏と［−１１０］方位に延伸する起伏）上へ成長させたＳｉＣ成長である場合、それぞれの成長領域における面欠陥の伝搬方位は、（００１）面に平行なまま９０度変化させたものとなっている。

また、例えば図９の基板上へ成長させたＳｉＣ結晶を、［１１０］方位または［−１１０］方位の断面を見てみると、一方の結晶成長領域（起伏延伸方向に平行な断面）ではＡＰＢが現出せず、他方の結晶成長領域（起伏延伸方向に直交する断面）ではＡＰＢが現出しており、かつ、会合消滅していることになる。

＜形態２＞
形態２として、形態１と同形態の化合物単結晶を具現化する、形態１とは別の手段について記載する。
本形態を具現化するための方法の一例として、以下の方法が挙げられる。（００１）基板（ここではＳｉまたはＳｉＣの場合を説明する）上に、起伏を形成することなく化合物半導体結晶（ここではＳｉＣの場合を説明する）を成長させる。これにより、ＡＰＢ・ＳＦともに、極性（Ｓｉ極性、Ｃ極性）および方位によらず等価に多数存在しているＳｉＣ結晶が得られる。ここで、ＡＰＢに関しては、形態１のような斜面が対向する起伏を有する基板上に形成したＳｉＣとは異なり、会合消滅は生じない。ＳＦに関しては、Ｃ−ＳＦは自己消滅し、Ｓｉ−ＳＦはＳＦ同士もしくはＡＰＢとの会合により、成長膜厚の増加と共に数が減少する。

５０μｍ程度のＳｉＣを成長させた後、ＳｉＣ表面に一方向に延在する起伏を形成する
。膜厚５０μｍのＳｉＣでは、ＡＰＢ密度の減少は、ほぼ飽和する。このＳｉＣ表面に、［１１０］方位（［−１−１０］方位を含む）または［−１１０］方位（［１−１０］方位を含む）に平行な尾根を有する斜面を形成する。斜面の斜度や形状に関しては、形態１と同様である。

このようにして得られた起伏を有するＳｉＣ結晶上に、さらにＳｉＣ結晶を成長させる。ここでの主たる目的は、ＡＰＢの会合消滅である。そのため、効率的にＡＰＢを解消させるために（ｘを早期に０又は１に漸近させるために）、形態１と同様にＳｉ源とＣ源の供給比率を制御することが好ましい。

また、形態２では、一方向のみに延在する起伏を形成したが、形態１と同様に二方向の起伏を形成しても効果が得られることは、本発明の原理上明らかと言える。

上記２つの形態に記載したように、目的とする低欠陥化合物半導体結晶を得るための方法として、
１）膜成長初期に、ＳＦを極性・方位に依存せずに、等価に発生させること
２）ＡＰＢをあえて発生させ、発生したＡＰＢは基板表面（膜成長後期）において消滅させること
を満たすものであると言える。
上記１）は、極性毎に消失過程が異なることを利用した要素である。これの具現化手段は、成長時の表面を、巨視的には（基板全面では）（１１１）、（−１−１−１）、（−１１１）、（１−１１）方位に相当する方向の膜成長速度を等価となるようにすることである。これは膜成長方向とＳＦの極性には相関があるためである。これにより、４方位におけるＳＦ極性はほぼ等価となる。このうち、成長膜厚の増加に伴いＣ−ＳＦが自己消滅しても、Ｓｉ−ＳＦは４方位に等価に存在する。
上記２）は、１）で自己消滅しないＳＦを会合消滅させるために行う要素であり、かつ、ＡＰＢは対向させると会合消滅することを利用する。これの具現化手段は、ＡＰＢを会合消滅すべく対向する斜面を形成し、および／またはＳｉ源とＣ源の供給比率を制御することである。原料供給比を制御することにより、化合物単結晶における特定面（例えば、起伏延在方向に平行な｛１１１｝面同士、または、ステップ方向に平行な｛１１１｝面同士）を優先的に成長（Ｃ面フロー成長またはＳｉ面フロー成長）させることが可能である。このような優先的成長をさせることにより、ＡＰＢの会合消滅を効率的に（早期に）実現可能となる。

上記の２つの形態の化合物半導体結晶は、基板内部・基板表面における反り量に方向異方性がない。そのため、膜成長時に新たにＳＦを発生させることなく化合物半導体結晶を製造可能であり、結果として、低欠陥の化合物半導体結晶が得られる。

以下、実施例に基づいて本発明をより詳細に説明する。

（実施例１）
直径４インチＳｉ（００１）基板表面に、［１１０］方向に平行に研磨砥粒を擦りつけることにより、ほぼ［１１０］方向に延在する起伏を基板全面に形成した（一方向研磨傷導入）。次いで、同様の処理を［−１１０］方位に実施した（直交方向研磨傷導入）。但し、直交方向研磨傷導入工程領域は不連続であり、約０．６ｍｍの間隔を隔てたストライプ領域とした。その結果、０．６ｍｍの間隔をおいて［１１０］方向に平行な研磨傷が付与されたストライプ領域と［−１１０］方位に平行な研磨傷が付与されたストライプ領域が交互に配置された表面が形成された。各ストライプ領域の長辺は［−１１０］方位に平行である。形成した研磨傷導入基板表面の概略図を図７、図９に示す。
ここで、一方向研磨傷導入には、研磨剤として粒径約９μｍのダイヤモンドスラリー（エンギス社製ハイプレス）を用い、これを研磨クロス（エンギスＭ４１４）に浸透させつつ所定方向に擦ることにより、ほぼ平行な無数の研磨傷を形成した。この際の圧力は０．２ｋｇ／ｃｍ^２であり、一度の研磨傷導入のためにクロスを約３００回往復させた（一方向研磨処理）。

このように［１１０］方位および［−１１０］方位に平行な研磨処理を施したＳｉ（００１）基板表面には、研磨砥粒などが付着しているため、超音波洗浄機で洗浄後、過酸化水素水＋硫酸混合溶液（１：１）、ＨＦ溶液にて洗浄した。洗浄後、熱処理装置を用いて起伏加工処理基板上に熱酸化膜を約０．５μｍ形成した。形成した熱酸化膜を、希フッ酸により除去した。得られた起伏形成領域の断面は連続した波状であり、常に［１１０］方位または［−１１０］方位に平行な起伏の連続状態にあった。起伏断面形状を見ると、波状凹凸の大きさは不安定で不規則ではあるが、起伏密度は高く、常に起伏の連続状態となっていた。起伏の振幅は約３０〜５０ｎｍ、起伏周期は約１〜２μｍ、起伏斜面の傾斜角は約３〜５°であった。

このようにして得られたストライプ状直交起伏領域を有するＳｉ（００１）基板を、ＣＶＤ装置内にてアセチレンと水素の混合雰囲気下で加熱することにより、極薄のＳｉＣ層を形成した。このとき基板は１３５０℃まで加熱した。原料ガスであるアセチレン、およびキャリアガスである水素は、室温より基板表面に供給した。供給量と圧力を表１に示す。

表面温度が１３５０℃に到達後、基板を１５分間、表１の雰囲気にて保持した。上記方法で極薄ＳｉＣ層を形成させた後、温度１３５０℃にてジクロロシラン、アセチレン、水素を供給することによりＳｉＣ層を成長させた。ＳｉＣ成長条件を表２に示す。

ＳｉＣ成長時の圧力は、反応室−ポンプ間に設置した圧力調整バルブにて調整した。表２の条件で８時間ＳｉＣ成長を行い、Ｓｉ基板上に４５０μｍの３Ｃ−ＳｉＣを成長させた。図１０に、実施例１におけるｘ値の成長膜厚依存性を示す。

３Ｃ−ＳｉＣ成長後、フッ酸＋硝酸の混酸によりＳｉ基板をエッチングにより除去し、単独の３Ｃ−ＳｉＣ基板を作製した。
得られた３Ｃ−ＳｉＣ基板の３次元形状を測定したところ、［−１１０］方位に平行な方向の曲率半径は約２０ｍ、［１１０］方位に平行な方向の曲率半径は約２２ｍであった。つまり、実施例１で得られた３Ｃ−ＳｉＣ基板において、互いに直交する方位である［−１１０］方位と［１１０］方位において、曲率半径の差異は認められなかった。

得られた３Ｃ−ＳｉＣ基板の欠陥密度を測定するため、３Ｃ−ＳｉＣ基板を５００℃の溶融ＫＯＨ溶液に５分間浸漬させた。その後、欠陥が顕在化した基板に対して光学顕微鏡観察を実施したところ、以下のような結果が得られた。
図１１は、光学顕微鏡を用いて観察した断面方向のＳｉ−ＳＦ密度分布である。Ｓｉ−ＳＦ密度はＳｉＣ成長膜厚とともに減少し、４５０μｍ成長後の表面における密度は２×１０^３／ｃｍ^２であった。図１２は、光学顕微鏡を用いて観察した断面方向のＣ−ＳＦ密度分布である。Ｃ−ＳＦ密度はＳｉＣ成長膜厚とともに減少し、４５０μｍ成長後の表面における密度は１×１０^２／ｃｍ^２以下であった
なお、ＡＰＢは、ＳｉＣ成長膜厚が４００μｍ〜４５０μｍの範囲において完全消滅していた。

実施例１では、Ｓｉ基板上への起伏形成方法として、ダイヤモンドスラリーによる一方向の傷形成を実施したが、この方法に限らず、例えばリソグラフィー工程とエッチング工程の組み合わせを用いても良い。起伏形成方法によらず、起伏の配置や起伏断面形状が同様であれば、同様の結果が得られることは自明である。

また、ＳｉＣ成長に用いるＳｉ原料ガスとして、ＳｉＨ_４、ＳｉＣｌ_４、ＳｉＨＣｌ_３などを用いても差し支えない。同様にＣ原料ガスとして、ＣＨ_４、Ｃ_２Ｈ_６、Ｃ_３Ｈ_８などを用いることもできる。

（比較例１）
直径４インチＳｉ（００１）基板表面に、［１１０］方向に平行に研磨砥粒を擦りつけることにより、ほぼ［１１０］方向に延在する起伏を基板全面に形成した。研磨剤として粒径約９μｍのダイヤモンドスラリー（エンギス社製ハイプレス）を用い、研磨クロス（エンギスＭ４１４）に一様に浸透させ、パッド上にＳｉ（００１）基板を置き、０．２ｋｇ／ｃｍ^２の圧力をＳｉ（００１）基板全体に加えながら、［１１０］方向に平行にクロスを約１０ｎｍ程度の距離を約３００回往復させた（一方向研磨処理）。これによりＳｉ（００１）基板表面は、［１１０］方向に略平行な研磨傷（起伏）で覆われた。形成した研磨傷導入基板表面の概略図は図１と同様であった。

このように［１１０］方位に略平行な研磨処理を施したＳｉ（００１）基板表面には、研磨砥粒などが付着しているため、超音波洗浄機で洗浄後、過酸化水素水＋硫酸混合溶液（１：１）、ＨＦ溶液にて洗浄した。洗浄後、熱処理装置を用いて起伏加工処理基板上に熱酸化膜を約０．５μｍ形成した。形成した熱酸化膜を、希フッ酸により除去した。この犠牲酸化処理により、得られた起伏形成領域の断面は連続した非常にスムーズな波状であり、常に［１１０］方位に平行な起伏の連続状態にあった。起伏の振幅は約３０〜５０ｎｍ、起伏周期は約１〜２μｍ、起伏斜面の傾斜角は約３〜５°であった。

このようにして得られたＳｉ（００１）基板上に、実施例１と同様にして極薄のＳｉＣ層を形成した。昇温条件・処理条件ともに実施例１と同様である。

その後、実施例１と同様にしてＳｉ基板上に４５０μｍのＳｉＣ層を成長させ、実施例
１と同様にしてＳｉ基板をエッチングにより除去し、単独の３Ｃ−ＳｉＣ基板を作製した。図１３に、比較例１におけるｘ値の成長膜厚依存性を示す。

得られた３Ｃ−ＳｉＣ基板の３次元形状を測定したところ、［−１１０］方位に平行な方向の曲率半径は約０．５ｍ、［１１０］方位に平行な方向の曲率半径は約１０ｍであった。つまり、比較例１で得られた３Ｃ−ＳｉＣ基板において、互いに直交する方位である［−１１０］方位と［１１０］方位において、曲率半径の方向異方性が確認された。また、実施例１と比較して反り量も大きくなっていた。

得られた３Ｃ−ＳｉＣ基板の欠陥密度を測定するため、３Ｃ−ＳｉＣ基板を５００℃の溶融ＫＯＨ溶液に５分間浸漬させた。その後、欠陥が顕在化した基板に対して光学顕微鏡観察を実施したところ、以下のような結果が得られた。
図１４は、光学顕微鏡を用いて観察した断面方向のＳｉ−ＳＦ密度分布である。Ｓｉ−ＳＦ密度はＳｉＣ成長膜厚とともに減少するが、その減少率は低く、４５０μｍ成長後の表面における密度は１．５×１０^５／ｃｍ^２であった。図１５は、光学顕微鏡を用いて観察した断面方向のＣ−ＳＦ密度分布である。Ｃ−ＳＦ密度はＳｉＣ成長膜厚とともに減少するが、その減少率は低く、４５０μｍ成長後の表面における密度は２．５×１０^４／ｃｍ^２であった。実施例１と比較してＣ−ＳＦが多数残存しているのは、ＳｉＣ成長時の歪みによって新たに発生したためであると考えられる。
なお、ＡＰＢは、ＳｉＣ成長膜厚が１００μｍ以下の範囲においてほとんど消滅していた。

（実施例２）
直径４インチＳｉ（００１）基板を、ＣＶＤ装置内にてアセチレンと水素の混合雰囲気下で加熱することにより、極薄のＳｉＣ層を形成した。このとき基板は１３５０℃まで加熱した。原料ガスであるアセチレン、およびキャリアガスである水素は、室温より基板表面に供給した。供給量と圧力は表１と同様とした。

表面温度が１３５０℃に到達後、基板を１５分間、表１の雰囲気にて保持した。上記方法で極薄ＳｉＣ層を形成させた。この後、温度１３５０℃にてジクロロシラン、アセチレン、水素を供給することによりＳｉＣ層を成長させた。ＳｉＣ成長条件は表３の１段目の条件として、Ｓｉ基板上に５０μｍの３Ｃ−ＳｉＣを成長させた。このような成長条件のように、アセチレン流量が相対的に高い場合、極性面の配向方位が特定方位に定まりにくくなり、ＡＰＢが残留しやすい。

得られた３Ｃ−ＳｉＣ膜上に、基板表面を（００１）面とした場合の［１１０］方位に平行に研磨砥粒を擦りつけることにより、ほぼ［１１０］方向に延在する起伏を基板全面に形成した。研磨剤として粒径約９μｍのダイヤモンドスラリー（エンギス社製ハイプレス）を用い、研磨クロス（エンギスＭ４１４）に一様に浸透させ、パッド上に３Ｃ−ＳｉＣ層が形成されたＳｉ（００１）基板を置き、０．２ｋｇ／ｃｍ^２の圧力をＳｉ（００１）基板全体に加えながら、［１１０］方向に平行にクロスを約１０ｎｍ程度の距離を約３００回往復させた（一方向研磨処理）。これにより３Ｃ−ＳｉＣ層表面は、［１１０］方向に略平行な研磨傷（起伏）で覆われた。形成した研磨傷導入基板表面の概略図は図１と同様であった。

このように［１１０］方位に略平行な研磨処理を施したＳｉ（００１）基板上の３Ｃ−ＳｉＣ層表面には、研磨砥粒などが付着しているため、超音波洗浄機で洗浄後、過酸化水素水＋硫酸混合溶液（１：１）、ＨＦ溶液にて洗浄した。洗浄後、熱処理装置を用いて起伏加工処理基板上に熱酸化膜を約０．５μｍ形成した。形成した熱酸化膜を、希フッ酸により除去した。この犠牲酸化処理により、得られた起伏形成領域の断面は連続した非常にスムーズな波状であり、常に［１１０］方位に平行な起伏の連続状態にあった。起伏の振幅は約３０〜５０ｎｍ、起伏周期は約１〜２μｍ、起伏斜面の傾斜角は約３〜５°であった。

このようにして得られたＳｉ（００１）基板上の３Ｃ−ＳｉＣ層上に、実施例１と同様にして極薄のＳｉＣ層を形成した。昇温条件・処理条件ともに実施例１と同様である。

その後、表３の成長条件によりＳｉＣを成長させた。ジクロロシラン供給量を５０ｓｃｃｍ、水素供給量を１０ｓｃｃｍに固定し、アセチレン供給量を５０ｓｃｃｍから１０ｓｃｃｍまで連続的に５段階に亘って変化させて、約４５０μｍのＳｉＣ層を成長させた。成長温度は１３５０℃とし、成長時間は約８時間であった。表３の初期成長条件のようにＣ原料割合（アセチレン流量）が相対的に高い場合、極性面の配向方位が特定方位に定まりにくくなり、ＡＰＢが残留しやすい。一方、表３の後期成長条件のようにＣ原料割合（アセチレン流量）が相対的に低い場合、極性面の配向方位が特定方位に限定され、ＡＰＢが消滅する。すなわち、Ｃ原料割合を高めから低めへと徐々に変化させることにより、膜成長断面で積層欠陥密度の傾斜を形成することが可能となる。本実施例では結晶内部から表面方向に向かうにつれ、ＡＰＢ密度が徐々に減少し、最表面においてＡＰＢは完全に解消する。

得られた３Ｃ−ＳｉＣ基板の３次元形状を測定したところ、［−１１０］方位に平行な方向の曲率半径は約２２ｍ、［１１０］方位に平行な方向の曲率半径は約２５ｍであった。つまり、実施例２で得られた３Ｃ−ＳｉＣ基板において、互いに直交する方位である［−１１０］方位と［１１０］方位において、曲率半径の差異は認められなかった。

得られた３Ｃ−ＳｉＣ基板の欠陥密度を測定するため、３Ｃ−ＳｉＣ基板を５００℃の溶融ＫＯＨ溶液に５分間浸漬させた。その後、欠陥が顕在化した基板に対して光学顕微鏡観察を実施したところ、４５０μｍ成長後の表面におけるＳｉ−ＳＦ密度は約４×１０^３／ｃｍ^２、Ｃ−ＳＦ密度は約２×１０^２／ｃｍ^２であった。
なお、ＡＰＢは、ＳｉＣ成長膜厚が４００μｍ〜４５０μｍの範囲において完全消滅していた。

実施例２では、ＳｉＣ膜成長を２回行う。ここで、１回目の膜成長時の成長条件は、Ｃ原料であるＣ_２Ｈ_２の流量を相対的に高くすることが、ＡＰＢを残存させる点で好ましい。また、２回目の膜成長条件は、Ｃ原料であるＣ_２Ｈ_２の流量を高めから低めへと徐々に
変化させることが、膜成長方向（断面方向）に欠陥密度（ＡＰＢ、ＳＦ）の傾斜を形成する点で好ましい。

（実施例３）
実施例１において、成膜条件を表１の代わりに表３としたこと以外は、実施例１と同様の条件・操作により、３Ｃ−ＳｉＣ基板を得た。
図１６に、実施例３におけるｘ値の成長膜厚依存性を示す。図１０（実施例１）に対して、成長膜厚に対するｘ値の変化の傾きが一様であり、また、最表面近傍までＡＰＢが残存している。このような残存ＡＰＢによってＳｉ−ＳＦの伝搬が阻止される結果、実施例１よりもＳｉ−ＳＦ密度が低減することが確認された。実施例３の場合、４５０μｍ成長後の表面におけるＳｉ−ＳＦ密度は約１×１０^３／ｃｍ^２、Ｃ−ＳＦ密度は１×１０^２／ｃｍ^２以下であった。

以上説明したように、本発明によれば、結晶内部に意図的にＡＰＢを含ませることにより、結晶内部における格子歪やその異方性が解消できるため、反りやＳＦを効果的に低減した化合物結晶表面を得ることが可能となる。

Claims (14)

1. 立方晶｛００１｝面を表面とする単結晶基板上に、エピタキシャル成長により２種類の元素Ａ、Ｂからなる化合物単結晶を成長させる化合物単結晶の製造方法において、
   反位相領域境界面ならびに元素ＡおよびＢに起因する積層欠陥を、前記表面に平行な＜１１０＞方向にそれぞれ等価に生じさせながら前記化合物単結晶を成長させる工程（Ｉ）
   と、
   前記工程（Ｉ）において生じた元素Ａに起因する積層欠陥を、前記反位相領域境界面と会合消滅させる工程（II）と、
   前記工程（Ｉ）において生じた元素Ｂに起因する積層欠陥を、自己消滅させる工程（III）と、
   前記反位相領域境界を完全に会合消滅させる工程（IV）と、
   を有し、
   前記工程（IV）は、
   前記工程（II）および（III）と並行して、又は、前記工程（II）および（III）の後に行うことを特徴とする化合物単結晶の製造方法。
2. 前記工程（Ｉ）は、前記単結晶基板として、その表面に、［１１０］方向に平行に伸びる複数の起伏が形成された領域と、［−１１０］方向に平行に伸びる複数の起伏が形成された領域が設けられている基板であって、前記起伏の両側面が斜面状である基板を用い、この基板上に化合物単結晶をエピタキシャル成長させる工程であることを特徴とする請求項１記載の化合物単結晶の製造方法。
3. 前記工程（II）および工程（III）は、前記起伏上へのエピタキシャル成長工程であることを特徴とする請求項２記載の化合物単結晶の製造方法。
4. 前記工程（IV）は、元素Ａおよび元素Ｂの原料比を変動させることにより、各領域における前記起伏の延伸方向と並行または垂直な方向へ優先的に成長させる工程であることを特徴とする請求項２又は３に記載の化合物単結晶の製造方法。
5. 前記工程（Ｉ）（II）および（III）は、未加工｛００１｝面上へのエピタキシャル成長工程であり、
   前記工程（IV）は、
   前記（Ｉ）〜（III）工程で得られた表面上に［１１０］方向に平行に伸びる複数の起伏であって、その両側面が斜面状である起伏を形成し、前記起伏上に化合物単結晶をエピタキシャル成長させる工程であることを特徴とする請求項１記載の化合物単結晶の製造方法。
6. 前記起伏は、前記単結晶基板となす角度が２〜５５度であり、前記起伏の斜面同士が対向するように形成されていることを特徴とする請求項２〜５いずれかに記載の化合物単結晶の製造方法。
7. 最表面｛００１｝面上に残存する積層欠陥が、単一極性であり、かつ、｛００１｝面全面において＜１１０＞方向に等価に存在していることを特徴とする請求項１〜６いずれかに記載の化合物単結晶の製造方法。
8. 前記単結晶基板が立方晶Ｓｉ基板又は立方晶ＳｉＣ基板であり、前記化合物単結晶が立方晶ＳｉＣ結晶であることを特徴とする請求項１〜７いずれかに記載の化合物単結晶の製造方法。
9. ２種類の元素Ａ、Ｂからなる化合物単結晶において、
   前記化合物単結晶は２種類の結晶成長領域を含み、
   前記２種類の結晶成長領域は、結晶成長方向とは垂直な方向に、その種類毎に交互に形成されており、
   前記化合物単結晶の内部には、元素Ａの極性が露出した積層欠陥（Ａ−ＳＦ）と、元素Ｂの極性が露出した積層欠陥（Ｂ−ＳＦ）と、を有し、
   特定の｛００１｝面においては、前記積層欠陥のうちＡ−ＳＦのみが存在し、かつ、前記特定の｛００１｝面におけるＡ−ＳＦが、前記｛００１｝面全面において４つの＜１１０＞方向に等価に延伸して存在しており、
   前記２種類の結晶成長領域では、前記２種類の積層欠陥の伝搬方位が結晶成長領域毎に異なる面内に限定されており、
   一方の結晶成長領域における面欠陥の伝搬方位は、もう一方の結晶成長領域における２種類の積層欠陥の伝搬方位を、前記特定の｛００１｝面に平行なまま９０度変化させた方位であり、
   前記２種類の結晶成長領域が交互に形成されていく方向での、前記２種類の結晶成長領域からなる部分の断面において、一方の結晶成長領域では反位相領域境界（ＡＰＢ）が現出しておらず、もう一方の結晶成長領域ではＡＰＢが現出しかつ会合消滅されており、
   前記化合物単結晶の最表面では、ＡＰＢが消滅していることを特徴とする化合物単結晶。
10. 前記化合物単結晶が立方晶であり、その基底面が（００１）面であり、
    前記２種類の結晶領域は、［１１０］方位および［−１１０］方位のうち少なくとも一方位に向けて、その種類毎に交互に形成されており、
    前記化合物単結晶の最表面における極性部分が、前記２種類の結晶成長領域毎に［１１０］方位と［−１１０］方位と交互の方位に形成されており、
    前記化合物単結晶の表面における前記２種類の結晶成長領域の面積比は３：７〜７：３であることを特徴とする請求項９に記載の化合物単結晶。
11. ２種類の元素Ａ、Ｂからなる化合物単結晶において、
    結晶内部には、欠陥として、元素Ａの極性が露出した積層欠陥（Ａ−ＳＦ）と、元素Ｂの極性が露出した積層欠陥（Ｂ−ＳＦ）と、反位相領域境界（ＡＰＢ）と、を有し、
    前記ＡＰＢはすべて会合して消滅しており、かつ、
    特定の｛００１｝面においては、前記欠陥のうちＡ−ＳＦのみが存在し、かつ、前記特定の｛００１｝面におけるＡ−ＳＦが、前記｛００１｝面全面において４つの＜１１０＞方向に等価に延伸していることを特徴とする化合物単結晶。
12. 前記化合物単結晶が、立方晶炭化珪素であることを特徴とする請求項９〜１１いずれかに記載の化合物単結晶。
13. 前記元素Ａが珪素であり、前記元素Ｂが炭素であることを特徴とする請求項１２に記載の化合物単結晶。
14. 前記化合物単結晶が膜状ないし板状であり、その｛００１｝面内における反り量が、面内＜１１０＞方向において等しいことを特徴とする請求項９〜１３いずれかに記載の化合物単結晶。