JP5692466B2 - 炭化珪素単結晶の製造方法 - Google Patents

Description

この発明は、昇華再結晶法で成長させたバルクの炭化珪素単結晶から切り出された炭化珪素単結晶基板に関し、詳しくは、基板を半分にするある片側の半円領域内で発生したらせん転位が、他方の半円領域で発生したらせん転位に比べて少なく、部分的にらせん転位が低減された炭化珪素単結晶基板およびその製法に関する。

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り、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研究開発が行われている。特に近年では、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等の材料として注目されており、ＳｉＣによるデバイス（半導体素子）作製の研究開発が盛んになっている。

ＳｉＣデバイスの実用化を進めるにあたっては、大口径のＳｉＣ単結晶を製造することが不可欠であり、その多くは、昇華再結晶法（レーリー法、又は改良型レーリー法）によってバルクのＳｉＣ単結晶を成長させる方法が採用されている。すなわち、坩堝内にＳｉＣの昇華原料を収容し、坩堝の蓋体にはＳｉＣ単結晶からなる種結晶を取り付けて、原料を昇華させることで、再結晶により種結晶上にＳｉＣ単結晶を成長させる。そして、略円柱状をしたＳｉＣのバルク単結晶（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すことでＳｉＣ単結晶基板が製造され、電力エレクトロニクス分野等でのＳｉＣデバイスの作製に供されている。

ところで、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のほか、転位欠陥、積層欠陥等の結晶欠陥が存在する。これらの結晶欠陥はデバイス性能を低下させるため、その低減がＳｉＣデバイスの応用上で重要な課題となっている。

このうち、転位欠陥には、貫通刃状転位、基底面転位、及びらせん転位が含まれる。例えば、市販されているＳｉＣ単結晶基板では、らせん転位が８×１０²〜３×１０³（個/cm²）、貫通刃状転位が５×１０³〜２×１０⁴（個/cm²）、基底面転位が２×１０³〜２×１０⁴（個/cm²）程度存在するとの報告がある（非特許文献１参照）。

近年、ＳｉＣの結晶欠陥とデバイス性能に関する研究・調査が進み、各種欠陥の及ぼす影響が明らかになりつつある。なかでも、らせん転位がデバイスのリーク電流の原因となることや、ゲート酸化膜寿命を低下させることなどが報告されており（非特許文献２及び３参照）、高性能なＳｉＣデバイスを作製するには、少なくとも、らせん転位を低減させたＳｉＣ単結晶基板が求められる。

そして、ＳｉＣ単結晶におけるらせん転位の低減に関して、例えば、準安定溶媒エピタキシ法（MSE法）により６７（個/cm²）に減らしたとする報告例がある（非特許文献４参照）。また、化学気相成長法（CVD法）でのエピタキシャル成長中には、らせん転位がフランク型の積層欠陥に分解するといった内容が報告されている（非特許文献５参照）。しかしながら、これらの方法は、ＳｉＣ単結晶の成長速度がいずれも数μｍ／ｈｒであり、昇華再結晶法による一般的なＳｉＣ単結晶の成長速度の１０分の１以下であることから、工業的生産法として確立するのは難しい。

一方で、昇華再結晶法においては、所定の成長圧力及び基板温度で初期成長層としてのＳｉＣ単結晶を成長させた後、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、マイクロパイプと共にらせん転位の少ないＳｉＣ単結晶を得る方法が報告されている（特許文献１参照）。しかしながら、この方法によって得られたＳｉＣ単結晶のらせん転位密度は１０³〜１０⁴（個/cm²）であり（特許文献１の明細書［発明の効果］の欄参照）、高性能ＳｉＣデバイスへの応用を考えると、らせん転位の更なる低減が必要である。

また、所定の成長圧力、及び基板温度によって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維持し、減圧して成長速度を高めて結晶成長させることで、マイクロパイプの発生を抑え、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（特許文献２参照）。しかしながら、この方法によっても、らせん転位の低減効果は不十分である。

なお、昇華再結晶法では、＜０００１＞のバーガースベクトルを持つらせん転位のほか、１／３＜１１−２０＞（０００１）のバーガースベクトルを持って基底面内を伝播する貫通刃状転位から複合らせん転位が生成することが報告されている（非特許文献６参照）。ところが、この現象は結晶成長中に偶発的に起こるものであって、本発明者等が知る限りでは、それを制御したという報告例は無い。

特開２００２−２８４５９９号公報 特開２００７−１１９２７３号公報

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 坂東ら、ＳｉＣ及び関連ワイドギャップ半導体研究会第１９回講演会予稿集、２０１０、ｐ１４０−１４１ 山本ら、ＳｉＣ及び関連ワイドギャップ半導体研究会第１９回講演会予稿集、２０１０、ｐ１１−１２ 長田ら、ＳｉＣ及び関連ワイドギャップ半導体研究会第１８回講演会予稿集、２００９、ｐ６８−６９ H. Tsuchida et al., Journal of Crystal Growth, 310, (2008), 757-765 D. Nakamura et al. Journal of Crystal Growth 304 (2007) 57-63

そこで、本発明者等は、工業的生産において比較的有利とされる昇華再結晶法を用いて、らせん転位が低減されたＳｉＣ単結晶基板を得るために鋭意検討した結果、驚くべきことには、バルクのＳｉＣ単結晶を成長させる際に、その一部において所定の成長条件を採用することで、それ以降に成長したＳｉＣ単結晶から所定の主面を有するように切り出したＳｉＣ単結晶基板では、基板を半分にするある片側の半円領域内で発生したらせん転位が、残りの半円領域で発生したらせん転位に比べて少なくなることを新たに見出した。

このように、部分的にでもらせん転位が低減したＳｉＣ単結晶基板であれば、基板内でデバイスの作り分けを行なうことで高性能ＳｉＣデバイスの作製が可能になり、また、デバイス作製の歩留まり向上にも資することから、本発明を完成させるに至った。

したがって、本発明の目的は、昇華再結晶法で成長させたバルクのＳｉＣ単結晶から得られた基板であって、基板を半分にするある片側の半円領域内で発生したらせん転位が、残りの半円領域で発生したらせん転位に比べて少なく、部分的にらせん転位が低減された炭化珪素単結晶基板およびその製法を提供することにある。

すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）
種結晶を用いた昇華再結晶法による炭化珪素単結晶の製造方法であって、
（ｉ）０．１３ｋＰａ以上２．６ｋＰａ以下の第１の成長雰囲気圧力、及び、種結晶の温度が２１００℃以上２４００℃以下である第１の成長温度にて、少なくとも厚さ１ｍｍの炭化珪素単結晶を成長させる第１の成長工程と、
（ｉｉ）２．６ｋＰａ超６５ｋＰａ以下の第２の成長雰囲気圧力、及び、種結晶の温度が２１００℃以上２４００℃以下である第２の成長温度にて、少なくとも厚さ０．５ｍｍの炭化珪素単結晶を成長させる第2の成長工程と、
（ｉｉｉ）０．１３ｋＰａ以上２．６ｋＰａ以下の第３の成長雰囲気圧力、及び、種結晶の温度が２１００℃以上２４００℃以下である第３の成長温度にて、第１の成長工程より厚く炭化珪素単結晶を成長させる第３の成長工程とを含むことを特徴とする炭化珪素単結晶の製造方法。
ここで、該種結晶は、ＳｉＣ単結晶からなり、かつ、（０００１）面に対して、０°超１６°以下のオフ角θ_Ｓを有する、
ことを特徴とする炭化珪素単結晶の製造方法。

（２）
種結晶を用いた昇華再結晶法による炭化珪素単結晶の製造方法であって、
（ｉ）０．１３ｋＰａ以上２．６ｋＰａ以下の第１の成長雰囲気圧力、及び、種結晶の温度が２１００℃以上２４００℃以下である第１の成長温度にて、少なくとも厚さ１ｍｍの炭化珪素単結晶を成長させる第１の成長工程と、
（ｉｉ）２．６ｋＰａ超６５ｋＰａ以下の第２の成長雰囲気圧力、及び、種結晶の温度が２１００℃以上２４００℃以下である第２の成長温度にて、少なくとも厚さ０．５ｍｍの炭化珪素単結晶を成長させる第2の成長工程と、
（ｉｉｉ）０．１３ｋＰａ以上２．６ｋＰａ以下の第３の成長雰囲気圧力、及び、種結晶の温度が２１００℃以上２４００℃以下である第３の成長温度にて、第１の成長工程より厚く炭化珪素単結晶を成長させる第３の成長工程とを含み、
ここで、該種結晶は、ＳｉＣ単結晶からなり、かつ、（０００１）面に対して、４°超１６°以下のオフ角θ_Ｓを有する、
ことを特徴とする炭化珪素単結晶の製造方法。

（３）
１時間あたり１３．３ｋＰａ以下の圧力変化速度で第１または第２の成長雰囲気圧力から第２または第３の成長雰囲気圧力に変化させる（１）または（２）に記載の炭化珪素単結晶の製造方法。

（４）
１時間あたり４０℃以下の温度変化速度で第１または第２の成長温度から第２または第３の成長温度に変化させる（１）〜（３）のいずれかに記載の炭化珪素単結晶の製造方法。

（５）
第２の成長工程における結晶成長速度が１００μｍ／ｈｒ以下である（１）〜（４）のいずれかに記載の炭化珪素単結晶の製造方法。

本発明のＳｉＣ単結晶基板は昇華再結晶法で得られたバルクのＳｉＣ単結晶から切り出されたものであって、基板を半分にするある片側の半円領域内で発生したらせん転位が、残りの半円領域で発生したらせん転位に比べて低減され、好適には大幅に低減されている。そのため、例えば、基板内でデバイスの作り分けを行なえば、高性能ＳｉＣデバイスの作製を実現することができる。また、本発明のＳｉＣ単結晶基板を用いれば、上記のようならせん転位の分布に応じたデバイス作製が容易に行えることから、デバイス作製における歩留まりを向上させることができるなど、工業的に極めて有用である。

図１は、本発明のＳｉＣ単結晶基板を得るのに用いたバルクＳｉＣ単結晶を説明する断面模式図である。 図２は、本発明のＳｉＣ単結晶基板を説明する平面模式図である。 図３は、本発明のＳｉＣ単結晶基板におけるオフ角θ_Wとオフ方向ｄ_Wを説明するための模式図である。 図４は、六方晶におけるいくつかの方向を説明するための模式図である。 図５は、ＳｉＣ単結晶基板における第一半円領域及び第二半円領域で観察されるそれぞれのらせん転位密度の平均値を求める際に選択する測定点の一例を示す平面模式図である。 図６は、本発明のＳｉＣ単結晶基板を得るのに用いたバルクＳｉＣ単結晶を製造するための単結晶製造装置を示す断面模式図である。

以下、本発明についてより詳細に説明する。
本発明におけるＳｉＣ単結晶基板は、昇華再結晶法で成長させたバルクのＳｉＣ単結晶から切り出されたものである。先に述べたように、ＭＳＥ法による結晶成長やＣＶＤ法によるＳｉＣのエピタキシャル成長において、らせん転位を低減させることに成功した報告例は存在する。しかしながら、ＭＳＥ法やＣＶＤ法によるＳｉＣのエピタキシャル成長は、昇華再結晶法でバルクのＳｉＣ単結晶を成長させる際の一般的な成長速度の１０分の１以下であり、本発明のように、このバルクＳｉＣ単結晶から切り出してＳｉＣ単結晶基板を製造する形態とは、そもそも生産性の次元が全く異なる。また、ＭＳＥ法やＣＶＤ法による場合では、通常、下地のＳｉＣ基板に対して、ＳｉＣのエピタキシャル膜を成長させてＳｉＣエピタキシャル基板を得る。そのため、本発明のように、昇華再結晶法により成長させたバルクのＳｉＣ単結晶から切り出したＳｉＣ単結晶基板とは、基板内でのらせん転位の存在形態が異なる。すなわち、ＭＳＥ法等によって得られたＳｉＣエピタキシャル基板では、下地のＳｉＣ基板にはそのままらせん転位が存在するのに対し、本発明のＳｉＣ単結晶基板では、少なくともある片側の半円領域においては、基板の厚み方向に亘ってらせん転位は低減される。

本発明者等は、昇華再結晶法を用いて、らせん転位が低減したＳｉＣ単結晶基板を得る手段について鋭意検討を重ねた結果、バルクのＳｉＣ単結晶を成長させる際、成長途中で所定の成長条件を採用することで、らせん転位、或いは前記の複合らせん転位（本明細書ではこれらをまとめてらせん転位と呼ぶ）が構造変換することを新たに見出した。

すなわち、昇華再結晶法で形成されたバルクのＳｉＣ単結晶では、通常、種結晶から承継したり、種結晶との界面等で発生したらせん転位が、ｃ軸方向に対してほぼ並行に存在する。これを詳しく見ると、らせん転位は成長中の等温線の法線方向へ伸展する性質を有している。ここで、昇華再結晶法では、一般に、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ようにし（一般に中央部の方が０℃超２０℃以下程度低い）、凸形の結晶成長表面を維持しながらバルクのＳｉＣ単結晶を形成する。つまり、成長中の等温線は凸形状をしているため、らせん転位の伸展方向は、厳密には成長結晶の表面でそれぞれ異なる。

一方で、結晶中のらせん転位は＜０００１＞方向のバーガースベクトルを含むため、らせん転位はこの方向に伸展する状態が最も安定に存在する状態である。そのため、らせん転位の伸展方向が＜０００１＞方向からずれると、結晶格子の歪みが増えるためにエネルギーが高い状態となり、このようならせん転位は不安定な状態になると考えられる。そこで、本発明では、結晶成長の途中で、昇華再結晶法における平衡状態又はそれに近い状態を作り出すことで、不安定な状態にあるらせん転位を構造変換させて、らせん転位が部分的に低減されたＳｉＣ単結晶基板を得るようにする。

すなわち、図１に示したように、先ず、（ｉ）初期成長として種結晶１上にＳｉＣ単結晶の初期成長層２を成長させ、次いで、（ii）上記のような平衡状態又はそれに近い状態を作り出して構造変換層３を成長させる。ここで、昇華再結晶法における平衡状態又はそれに近い状態とは、坩堝内でＳｉＣ昇華原料が昇華して再結晶化する際の原子の付着量と、結晶表面から原子が離脱する離脱量との差が小さい状態である。そのため、（ｉ）の初期成長層２や、これ以降に成長させる（iii）の主たる成長結晶４の場合よりもはるかに成長速度が遅くなる。このとき、初期成長層２で発生したらせん転位６のうち、エネルギー的に不安定なものは結晶成長方向への伸展が止まり、積層欠陥７や基底面転位（図示外）といったより安定な状態へと構造変換される。なかでも、種結晶１のオフ角θ_Sに由来するオフ方向ｄ_Sの反対側の領域では、らせん転位６の伸展方向と＜０００１＞方向との方位差が大きいため、この領域に存在するらせん転位６はより不安定な状態になり、上記のような構造変換が起きる確率が高くなると考えられる。

また、積層欠陥や基底面転位の伸展方向は、結晶成長方向に対してほぼ垂直であるため、成長が進むにつれて結晶の外側へと排出される。したがって、昇華再結晶法においてこのような構造変換を用いれば、（iii）それ以降に成長させた主たる成長結晶４ではらせん転位６が少なくなり（積層欠陥等も含まれずに）、縦断面における片側半分の領域でらせん転位が低減されたバルクのＳｉＣ単結晶５を得ることができる。なお、図１に示した模式断面図は、（０００−１）面に対してオフ角θ_Sを有したＳｉＣ種結晶上にＳｉＣ単結晶を結晶成長させた場合の例であり、バルクＳｉＣ単結晶５の（１−１００）面の様子を模式的に示すものである。一方で、（０００１）面に対してオフ角θ_Sを有したＳｉＣ種結晶上でのＳｉＣ単結晶を結晶成長させた場合は、オフ角θ_Sに由来するオフ方向ｄ_Sと同じ側の領域が、＜０００１＞方向との方位差が大きくなるために、オフ方向ｄ_Sと同じ側の領域に存在するらせん転位６はより不安定な状態になり、上記のような構造変換が起きる確率が高くなると考えられる。

このようなバルクのＳｉＣ単結晶５を得るにあたり、先ず、（ｉ）の工程で初期成長層２を成長させる際には、昇華再結晶法における一般的な成長条件を採用することができる。すなわち、本発明においては、（ii）の工程における構造変換層３でらせん転位の変換を図るものであり、バルクのＳｉＣ単結晶５中のらせん転位６は、種結晶１から承継される種結晶由来のらせん転位のほか、種結晶１と成長結晶との界面において発生したらせん転位が伸展するのが主であることから、（ｉ）の工程では、これらのらせん転位を従来どおり発生させて構わない。

具体的には、種結晶１の温度（成長温度）については、２１００℃以上２４００℃以下にするのがよく、好ましくは２２００℃以上２３００℃以下にするのがよい。また、成長雰囲気圧力については、０．１３ｋＰａ以上２．６ｋＰａ以下にするのがよく、好ましくは０．６５ｋＰａ以上１．９５ｋＰａ以下にするのがよい。そして、これらの条件を組み合わせて、例えば、成長速度１００μｍ／ｈ以上、好ましくは３００μｍ／ｈ以上で初期成長層２を成長させる。また、種結晶１上に成長させる初期成長層２の膜厚は、らせん転位６を成長方向に対して十分に成長させることなどを考慮すると１ｍｍ以上であるのがよく、好ましくは２ｍｍ以上であるのがよい。但し、その効果が飽和することや、最終的に成長させたバルクのＳｉＣ単結晶５から取り出されるＳｉＣ単結晶基板の生産性等を勘案すると、初期成長層２の膜厚は１０ｍｍ以下にするのが望ましい。

次に、（ii）の工程における構造変換層３の成長条件については、昇華再結晶法における平衡状態又はそれに近い状態を作り出して、不安定な状態のらせん転位が構造変換されるようにできればよい。通常、成長雰囲気圧力を高くするとＳｉＣ昇華原料の原料ガスの拡散が遅くなるため、結晶成長表面へ到達する原子の量が減る。一方で、結晶表面からの原子の離脱量は成長表面温度で決まる。そこで、構造変換層３を成長させる際、具体的には、種結晶１の温度を２１００℃以上２４００℃以下、好ましくは２２００℃以上２３００℃以下にし、成長雰囲気圧力は２．６ｋＰａ超６５ｋＰａ以下、好ましくは６．５ｋＰａ以上３９ｋＰａ以下にするのがよい。そして、昇華再結晶法における一般的なＳｉＣ単結晶の成長速度が１００〜１０００μｍ／ｈ程度であるのに対し、上記のような成長温度と成長雰囲気圧力の組み合わせによって、（ii）の構造変換層３を成長させる際には１００μｍ／ｈ未満、好ましくは５０μｍ／ｈ以下、より好ましくは２５μｍ／ｈ以下の低速成長により、所望のらせん転位の構造変換を図るようにする。なお、成長効率等を考慮すると、構造変換層３の成長速度は１μｍ／ｈ以上にするのが望ましい。

また、構造変換層３の膜厚については、少なくとも０．５ｍｍであるのがよく、好ましくは１ｍｍ以上となるように成長させるのがよい。構造変換層３の膜厚が０．５ｍｍに達しないと、らせん転位から積層欠陥等への構造変換が十分になされないおそれがある。一方で、構造変換層３の膜厚が増す分だけらせん転位の構造変換は促進されるが、その効果が飽和することや生産性等を勘案すると、構造変換層３の膜厚の上限を１０ｍｍとすれば十分である。

（ii）の構造変換層３を成長させた後は、成長速度を上げた（iii）の工程により、主たる成長結晶４を成長させればよい。すなわち、上述したように、構造変換層３において、不安定な状態にあるらせん転位６は積層欠陥や基底面転位等に構造変換されるため、それ以降に成長させる結晶では特定の領域においてらせん転位が少なくなる。そのため、この主たる成長結晶４を成長させる条件については、昇華再結晶法における一般的な条件を採用することができ、具体的には、（ｉ）初期成長層２で述べたような成長温度や成長雰囲気圧力を採用することができる。その上で、生産性等を考慮すると、成長速度が１００μｍ／ｈ以上となるようにするのがよく、好ましくは３００μｍ／ｈ以上となるようにするのがよい。また、この主たる成長結晶４は、バルクＳｉＣ単結晶５において主立って成長させる部分であり、得られたバルクＳｉＣ単結晶５から本発明のＳｉＣ単結晶基板８を取り出すことなどを考慮すれば、構造変換層３以降に成長させる主たる成長結晶４の厚みは１０ｍｍ以上であるのが望ましい。なお、既存の設備を用いることなどを勘案すると、その結晶成長の速度は２０００μｍ／ｈ程度が上限であり（（ｉ）の場合を含む）、また、主たる成長結晶４の厚みの上限は２００ｍｍ程度である。

上記のように少なくとも（ｉ）〜（iii）の３つの成長工程を経て本発明に係るバルクのＳｉＣ単結晶５を得るが、これらの工程のうち、成長雰囲気圧に関しては（ii）の工程が最も高くなるようにする。一方、成長温度（種結晶温度）に関しては、成長温度が高いほどＳｉＣ昇華原料の温度は高くなり、原料昇華量が増加することによって成長速度を速めることができるという観点から、（iii）の工程が最も高くなるようにしてもよいが、（ｉ）〜（iii）の工程を通じて一定の成長温度を維持するようにしてもよい。また、工程間で成長温度や成長雰囲気圧力を切り替える際、これらの単位時間あたりの変更幅が大きいほど成長速度の時間変化量は大きくなるため、切り替えの間の結晶成長が不安定となって、異種ポリタイプ混在等の結晶欠陥が生じるおそれがある。そこで、好ましくは１時間あたり１３．３ｋＰａ以下、より好ましくは１時間あたり１．３３ｋＰａ以下の圧力変化速度で切り替えを行なうようにするのがよい。同様の理由から、好ましくは１時間あたり４０℃以下、より好ましくは１時間あたり１０℃以下の温度変化速度で切り替えを行なうようにするのがよい。

また、本発明において、バルクのＳｉＣ単結晶５を得るのに使用する種結晶１については、ＳｉＣ単結晶からなり、かつ、（０００１）面に対してオフ角θ_Sを有するＳｉＣ種結晶基板を用いるようにするのが好適である。すなわち、ＳｉＣ種結晶基板の法線が［０００１］方向との間にオフ角θ_Sを有し、そのオフ方向ｄ_Sは＜１１−２０＞方向であるのが好適である。上述したようならせん転位の構造変換を所期の目的どおり発現させるためには、種結晶１が０°超のオフ角θ_Sを有していることが重要である。これにより、初期成長層２で発生したらせん転位のうち、エネルギー的に不安定な状態のものをオフ方向ｄ_Sとは反対側の領域に集中させて、構造変換層３においてそれらを構造変換させる。オフ角θ_Sについて特段の制限はないが、オフ角が大きいほど、エネルギー的に不安定な状態のものを特定の領域に集中させる効果が高まるため好ましい。例えば、オフ角θ_S を4°超のオフ角や8°超のオフ角としてもよい。一方で、本発明者らはオフ角が大きくなり過ぎると異種ポリタイプが発生する確率が高くなることを確認していることから１６°以下とするのがよく、好ましくは１２°以下であるのがよい。

そして、図１に示したように、上記のようにして得られたバルクのＳｉＣ単結晶５の主たる成長結晶４の部分から切り出すことで、本発明のＳｉＣ単結晶基板８を得ることができる。主たる成長結晶４からＳｉＣ単結晶基板８を得る際には、公知の方法を採用することができ、例えば、マルチワイヤーソーや放電加工法等を用いて所定の厚みでＳｉＣ単結晶を切り出した後、各種研磨等を行うようにすればよい。なお、ＳｉＣ単結晶基板８の厚みについては、その用途や作製するデバイスの種類等に応じて適宜設定することができ、特に制限されない。

バルクＳｉＣ単結晶５から最も効率良くＳｉＣ単結晶基板８を取り出すことができるのは、結晶成長の方向に対して垂直となる横断面を有するように切り出したときである。この場合、得られるＳｉＣ単結晶基板８は、基板の中心点Ｏを通る法線ｎと［０００１］との間に有するオフ角θ_Wは種結晶１のオフ角θ_Sと同じになり、また、そのオフ方向ｄ_Wも種結晶１のオフ方向ｄ_Sと一致する。すなわち、この場合のＳｉＣ単結晶基板８は、基板の中心点Ｏを通る法線ｎと［０００１］との間にオフ角θ_W（＝オフ角θ_S）を有し、かつ、そのオフ方向ｄ_W（＝オフ方向ｄ_S）が［１１−２０］方向の主面を有する。ここで、オフ角θ_Wとは、図３に示したように、ＳｉＣ単結晶基板８における主面（基板表面）９の法線（ここでは基板の中心点Ｏを通る法線ｎ）と［０００１］方向（ｃ軸方向）とのなす角度である。また、オフ方向ｄ_Wとは、［０００１］方向を主面９に投影したベクトルの逆の向きに相当する。

そして、例えば、図１に示したバルクのＳｉＣ単結晶５から上記のように切り出されたＳｉＣ単結晶基板８は、［０００１］軸方向を主面に投影して得られる仮想方向Ｖ_Wと直交する基板の直径を直径Ｒ_⊥としたとき、図２に示したように、この直径Ｒ_⊥を境に仮想方向Ｖ_W側の第一半円領域8aは、仮想方向Ｖ_Wとは反対側の第二半円領域8bに比べてらせん転位が低減される。なお、図１の説明においてＳｉＣ種結晶１の（０００−１）面を成長面にしてバルクＳｉＣ単結晶５を得た場合、これから切り出されたＳｉＣ単結晶基板８では、仮想方向Ｖ_Wとは反対側が第一半円領域8aとなり、仮想方向Ｖ_W側の第二半円領域8bに比べてせん転位が低減される。また、第一、第二の半円領域8a，8bを規定するにあたり、境界線である直径Ｒ_⊥はどちらかの半円領域に含めるようにしてもよく、どちらにも含めないようにしてもよい。

一方、その用途やエピタキシャル膜の成膜といった後処理等を考慮して、ＳｉＣ単結晶基板８のオフ角θ_Wは任意に設定することができる。すなわち、主たる成長結晶４の部分から切り出す際の方位設定を適宜行なうことで、種結晶１のオフ角θ_Sとは異なる角度のオフ角θ_Wを有し、そのオフ方向ｄ_Wが＜１１−２０＞方向である主面を有したＳｉＣ単結晶基板８を得るようにしてもよい。ここで、オフ角θ_Wは特に制限されないが、平滑な成長表面性状を得るためには１２°以下であるのがよく、バルクＳｉＣ単結晶（インゴット）からより多くの基板を得ることを考慮すると、好ましくは８°以下であるのがよい。なお、図４に示したように、＜１１−２０＞方向には、［１１−２０］方向、［−２１１０］方向、［−１２−１０］方向、［−１−１２０］方向、［２−１−１０］方向、及び［１−２１０］方向が等価な面方位として存在する。

本発明におけるＳｉＣ単結晶基板８は、基板を半分にするある片側の半円領域内で発生したらせん転位が、他方の半円領域で発生したらせん転位に比べて少なく、部分的にらせん転位が低減された炭化珪素単結晶基板であり、具体的には、第一半円領域8a内の複数の測定点で観察されるらせん転位密度の平均値は、第二半円領域8b内で観察される当該平均値の８０％以下であり、好適には６０％以下、更に好適には５０％以下まで大幅に低減される。また、前記第一半円領域を２分する半径をｒ_‖とした場合、この半径ｒ_‖を挟んで±４５°の中心角を有した扇形領域8a’を定義すれば（図２）、この扇形領域8a’内の複数の測定点で観察されるらせん転位密度の平均値は、第二半円領域8b内の複数の測定点で観察されるらせん転位密度の平均値の７０％以下、好適には４０％以下、より好適には３０％以下である。

このように、第一半円領域8a及び第二半円領域8bにおけるそれぞれのらせん転位密度の平均値を求めるに際して、その測定方法は特に制限されないが、最も一般的には、５００℃程度の溶融ＫＯＨに浸して基板表面をエッチングし、光学顕微鏡によってエッチピットの形状を観察してらせん転位密度を計測する方法を採用することができる。そして、この光学顕微鏡によるらせん転位密度の計測を各領域の複数の測定点で行い、それぞれの平均値を求めるようにすればよい。

その際、直径Ｒ_⊥を境に片側の第一半円領域8aが、反対側の第二半円領域8bに比べてらせん転位が低減された基板であるかどうか好適に判断するには、例えば、以下のように各領域での測定点を選択し、らせん転位密度を計測してそれぞれの平均値を求めるようにするのがよい。なお、下記のような測定点の選択はその一例であって、勿論これらに制限されるものではない。

すなわち、上記のようにして特定した直径Ｒ_⊥を含めて基板の円周を２４等分する１２本の直径を基板内で選択し、図５に示したように、基板の中心点Ｏをゼロにして、この中心点Ｏから放射状に伸びる２４本の半径ｒ₁〜ｒ₂₄をそれぞれ０から１までの目盛を有した軸（仮想軸）に見立てたとき、第一半円領域8aで観察されるらせん転位密度の平均値は、下記ｉ）〜iii）の合計２７の測定点で測定した値の平均から求めるようにする。同じく、第二半円領域8bで観察されるらせん転位密度の平均値は、下記iv）〜ｖ）の合計２２の測定点で測定した値の平均から求めるようにする。なお、この例では、直径Ｒ_⊥上の測定点を第一半円領域8aに含めている。
ｉ）中心点Ｏ
ii）ａ₁〜ａ₁₃
iii）ｂ₁〜ｂ₁₃
iv）ａ₁₄〜ａ₂₄
ｖ）ｂ₁₄〜ｂ₂₄

記号ａとｂに付された数字は半径ｒ₁〜ｒ₂₄に付された番号に対応するものであって、例えばａ₁及びｂ₁は半径ｒ₁上に存在する測定点である。このうち、ａは各半径において目盛が０超０．５以下の範囲内にある測定点であり、ｂは各半径において目盛が０．５超１以下の範囲内にある測定点である。ここで、目盛０は基板の中心点Ｏに相当し、目盛１は基板の円周上の点に相当する位置を表す。また、同一記号を有した２４の測定点は、記号ａ、ｂごとにそれぞれ同一円上に存在する。なお、直径Ｒ_⊥上にある２つの半径のうちのひとつがｒ₁であり、第一半円領域内でこれに隣接する半径をｒ₂として円周方向に順次半径ｒの番号を決めていく。つまり、半径ｒ₁〜ｒ₁₃は第一半円領域8a内に存在し、半径ｒ₁₄〜ｒ₂₄は第二半円領域8b内に存在する半径である。

そして、本発明のＳｉＣ単結晶基板８では、例えば、第二半円領域8bで観察されるらせん転位密度の平均値が１２５０個／ｃｍ²程度であるのに対して、第一半円領域8aで観察されるらせん転位密度の平均値は９５０個／ｃｍ²以下である。具体的には、第二半円領域8bで観察されるらせん転位密度の平均値は主に８００〜１５００個／ｃｍ²の範囲内であるのに対して、第一半円領域8aで観察されるらせん転位密度の平均値は６００個／ｃｍ²以下、好適には４００個／ｃｍ²以下である。すなわち、第一半円領域8aで観察されるらせん転位密度の平均値は、第二半円領域8bで観察されるらせん転位密度の平均値の８０％以下、好適には６０％以下、更に好適には５０％以下である。なお、第一半円領域8aの複数の測定点で観察されるらせん転位密度の平均値は、理論的には０．１個／ｃｍ²が下限であると言えるが、原料中に含まれる不純物や黒鉛坩堝の壁面からの黒鉛の成長面への付着などの成長の擾乱因子によってらせん転位が不可避的に発生することなどを勘案すると、現時点では１個／ｃｍ²が実質的な下限であると考えられる。

また、扇形領域8a’が、第二半円領域8bに比べてらせん転位が更に低減された基板であるかどうか好適に判断する際には、この扇形領域8a’で観察されるらせん転位密度の平均値は、図５に示したような測定点のうち、下記ｉ）、vi）、及びvii）の合計１５の測定点で測定した値の平均から求めるようにするのがよい。
ｉ）中心点Ｏ
vi）ａ₄〜ａ₁₀
vii）ｂ₄〜ｂ₁₀

そして、扇形領域8a’で観察されるらせん転位密度の平均値は４００個／ｃｍ²以下、好適には２５０個／ｃｍ²以下であり、扇形領域8a’で観察されるらせん転位密度の平均値は、第二半円領域8bで観察されるらせん転位密度の平均値の７０％以下、好適には４０％以下、より好適には３０％以下である。この扇形領域8a’の複数の測定点で観察されるらせん転位密度の平均値の下限については、第一半円領域8aの場合と同様である。

本発明では、上述したようならせん転位の構造変換を利用するため、得られるバルクＳｉＣ単結晶５のポリタイプによる制限はない。そのため、代表的なポリタイプである４Ｈ型をはじめ、６Ｈ型、３Ｃ型等のバルクＳｉＣ単結晶を得る場合にも適用可能であり、特に、パワーデバイス応用として有力視されている４Ｈ型のＳｉＣ単結晶基板８を得ることができる点で有利である。また、一般に使用される昇華再結晶法を利用した炭化珪素単結晶製造装置を用いることができるため、例えば、高純度ガス配管やマスフローコントローラを使用して成長雰囲気中に供給する窒素ガス量等を制御しながら、用途に応じて適宜結晶中に窒素ドープ等を行うことができる。更には、得られるＳｉＣ単結晶基板８の口径に関しては、バルクＳｉＣ単結晶５の製造装置等からの制約は受けるが、本発明の考え方を適用する上で理論的な制限はない。

本発明のＳｉＣ単結晶基板８は部分的にらせん転位が低減されたものであり、特に、第一半円領域8aで観察されるらせん転位密度は、従来の基板で観察されるらせん転位密度のおよそ８０％以下、或いはそれ以下に相当する。そのため、らせん転位が低減された半円領域を使用すれば、らせん転位起因のリーク電流や酸化膜寿命低下の少ない高性能デバイスの作製が可能となり、高性能ＳｉＣデバイスの作製を容易に実現することができる。一例を挙げるとすると、ＭＯＳＦＥＴやＪＦＥＴ等の作製に好適である。しかも、トランジスタにおいて酸化膜信頼性を著しく向上させるなど、高品質のデバイスが得られるようになる点でも有利である。更には、らせん転位の分布に応じたデバイス作製が容易に行えることから、全般的なデバイス作製の歩留まりを向上させることもできる。

以下、実施例等に基づき本発明をより具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施例の内容に制限されるものではない。

図６は、本発明の実施例に係るＳｉＣ単結晶基板８を得るのに用いたバルクＳｉＣ単結晶５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を示す。結晶成長は、ＳｉＣの昇華原料１０を誘導加熱により昇華させ、ＳｉＣ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１２の内面に取り付けられており、昇華原料１０は黒鉛坩堝１１の内部に充填される。この黒鉛坩堝１１及び黒鉛蓋１２は、熱シールドのために黒鉛製フェルト１５で被膜されており、二重石英管１３内部の黒鉛支持棒１４の上に設置される。石英管１３の内部を真空排気装置１９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１７を介してマスフローコントローラ１８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１９で調整しながら、ワークコイル１６に高周波電流を流し、黒鉛坩堝１１を加熱することで結晶成長を行った。ここで、成長温度はＳｉＣ種結晶１の温度とした。

（実施例１）
先ず、予め得られたバルクのＳｉＣ単結晶から口径７５ｍｍの基板を切り出し、鏡面研磨して、（０００１）面に４度のオフ角を有した種結晶１を準備した。すなわち、種結晶１としたこのＳｉＣ種結晶基板の法線は［０００１］方向との間にθ_S＝４°のオフ角を有し、そのオフ方向ｄ_Sは［１１−２０］方向である。この種結晶１を上記で説明した単結晶成長装置の黒鉛蓋１２の内面に取り付け、昇華原料１０を充填した黒鉛坩堝１１にセットし、黒鉛製フェルト１５で被覆した後、黒鉛支持棒１４の上に載せて二重石英管１３の内部に設置した。

そして、二重石英管１３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８０ｋＰａにした。この圧力下において、ワークコイル１６に電流を流して温度を上げ、種結晶１の温度が２２００℃になるまで上昇させた。その後、３０分かけて成長雰囲気圧力を１．３ｋＰａに減圧して、種結晶１の（０００−１）面を結晶成長面とする２０時間の結晶成長を行った〔成長工程（ｉ）〕。同様の条件で別途結晶成長させて測定した結果から見積もると、この２０時間の結晶成長により種結晶上に厚さ６ｍｍのＳｉＣ単結晶（初期成長層２）が成長したことになる（成長速度３００μm/h）。なお、この結晶成長では窒素を適量導入して、成長結晶中の窒素濃度が約１×１０¹⁹ｃｍ^-3となるようにし、これ以降の結晶成長を含めた全成長工程では、成長終了までこの窒素流量を保つようにした。

上記のようにして厚さ６ｍｍのＳｉＣ単結晶を成長させた後、引き続き、圧力変化速度１．３ｋＰａ／ｈ、及び温度変化速度０℃／ｈで４時間かけて成長条件を変化させ、成長雰囲気圧力６．５ｋＰａ、及び種結晶温度２２００℃を保って２０時間の結晶成長を行った〔成長工程（ii）〕。別途行なった結晶成長の結果から見積もると、この２０時間の結晶成長により厚さ１．６ｍｍのＳｉＣ単結晶（構造変換層３）が成長したことになる（成長速度８０μm/h）。

引き続き、圧力変化速度１．３ｋＰａ／ｈ、及び温度変化速度５℃／ｈで４時間かけて成長条件を変化させ、４時間かけて成長条件を変化させ、成長雰囲気圧力１．３ｋＰａ、及び種結晶温度２２２０℃を保って３０時間の結晶成長を行った〔成長工程（iii）〕。同じく別途の結晶成長での結果から見積もると、この３０時間の結晶成長により厚さ９ｍｍのＳｉＣ単結晶（主たる成長結晶４）が成長したことになる（成長速度３００μm/h）。そして、口径およそ７５ｍｍ、高さ１６．６ｍｍのバルクＳｉＣ単結晶（インゴット）５を得た。

上記で得られたバルクＳｉＣ単結晶５について、Ｘ線結晶方位測定装置で方位を確認しながら、成長工程（iii）で成長させた主たる成長結晶４の部分から結晶成長の方向に対してほぼ垂直となるようにＳｉＣ単結晶を切り出し、鏡面研磨して実施例１に係る厚さ５００μｍのＳｉＣ単結晶基板８を得た。すなわち、このＳｉＣ単結晶基板８は、オフ角θ_Wが４°であり、そのオフ方向ｄ_Wが［１１−２０］方向である主面（基板表面）９を有していた。

得られたＳｉＣ単結晶基板８について、５２０℃の溶融ＫＯＨに基板の全面が浸るように５分間浸して溶融ＫＯＨエッチングを行い、エッチングされた基板の主面９を光学顕微鏡（倍率：80倍）で観察してらせん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い、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、エッチピット形状による転位欠陥を分類し、らせん転位密度を求めた。また、光学顕微鏡による観察では、先の図５で説明したとおり、全４９箇所の測定点（中心点Ｏ、ａ₁〜ａ₂₄、ｂ₁〜ｂ₂₄）を選択した。その際、ａは各半径において目盛が０．５の位置、ｂは目盛が０．９の位置とした。そして、各測定点を中心にして４ｍｍ×３ｍｍの領域内のらせん転位の数を計測し、それぞれの測定点におけるらせん転位密度を求めた。
結果を表１に示す。

図２に示したとおり、ＳｉＣ単結晶基板８のオフ方向ｄ_Wを主面９に投影して得られる仮想方向Ｖ_Wと直交する直径を直径Ｒ_⊥としたとき、この直径Ｒ_⊥を境に仮想方向Ｖ_W側の第一半円領域8aに含まれるｉ）〜iii）の合計２７の測定点で測定した値を平均すると、この第一半円領域8aで観察されるらせん転位密度の平均値は９３７個／ｃｍ²であった。一方、仮想方向Ｖ_Wとは反対側の第二半円領域8bに含まれるiv）〜ｖ）の合計２２の測定点で測定した値を平均すると、この第二半円領域8bで観察されるらせん転位密度の平均値は１２５１個／ｃｍ²であった。つまり、第一半円領域8a内の複数の測定点で観察されるらせん転位密度の平均値は、第二半円領域8b内の複数の測定点で観察されるらせん転位密度の平均値の７４．９％であった。更には、扇形領域8a'に含まれるｉ）、vi）、及びvii）の合計１５の測定点で測定した値を平均すると、扇形領域8a'で観察されるらせん転位密度の平均値は８４７個／ｃｍ²であり、第二半円領域8bの場合の平均値の６７．７％であった。なお、直径Ｒ_⊥の測定点を含めずに第一半円領域8aを定義した場合には、その第一半円領域8aで観察されるらせん転位密度の平均値は８９８個／ｃｍ²であり、第二半円領域8b内の複数の測定点で観察されるらせん転位密度の平均値に対して７１．８％になる。

また、上記ＳｉＣ単結晶基板８を切り出して残ったＳｉＣ単結晶の塊のうち、種結晶１を含んだ結晶から（１−１００）面基板を切り出した。この（１−１００）面基板について、５２０℃の溶融ＫＯＨに５分間浸して溶融ＫＯＨエッチングを行った後、エッチングされた基板の表面を光学顕微鏡（倍率：100倍）によって観察した。その結果、成長工程（ii）の構造変換層３に相当する部分では、成長方向に対してほぼ垂直に伸びる線状エッチング痕が見られ、積層欠陥が多数発生していることが分かった。特に、この積層欠陥は、種結晶１のオフ方向ｄ_S側の領域に集中していた。

そこで、積層欠陥が発生していた領域を高分解能Ｘ線トポグラフによって観察した。観察では（０００４）を回折面とした。その結果、Ｘ線トポグラフ像には、ＳｉＣ単結晶の成長方向に対して平行に伸びる欠陥が見られた。観察条件（透過（０００４））との関係から、この欠陥は、バーガースベクトルが＜０００１＞であるらせん転位成分を含む結晶欠陥であると同定できる。すなわち、らせん転位が成長方向に対してほぼ垂直方向に伸展する欠陥に変換していることが確認された。この欠陥の発生箇所が溶融ＫＯＨエッチングにおいて積層欠陥が観察された位置と一致することから、成長工程（ii）の構造変換層３に相当する厚さ１．６ｍｍのＳｉＣ単結晶が構造変換層として作用し、らせん転位が積層欠陥に構造変換することを示していた。

（実施例２）
先ず、予め得られたバルクのＳｉＣ単結晶から口径７５ｍｍの基板を切り出し、鏡面研磨して、（０００１）面に４度のオフ角を有した種結晶１を準備した。すなわち、種結晶１としたこのＳｉＣ種結晶基板の法線は［０００１］方向との間にθ_S＝４°のオフ角を有し、そのオフ方向ｄ_Sは［１１−２０］方向である。この種結晶１を上記で説明した単結晶成長装置の黒鉛蓋１２の内面に取り付け、昇華原料１０を充填した黒鉛坩堝１１にセットし、黒鉛製フェルト１５で被覆した後、黒鉛支持棒１４の上に載せて二重石英管１３の内部に設置した。

そして、二重石英管１３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８０ｋＰａにした。この圧力下において、ワークコイル１６に電流を流して温度を上げ、種結晶１の温度が２２００℃になるまで上昇させた。その後、成長雰囲気圧力を１．３ｋＰａに減圧して、種結晶１の（０００−１）面を結晶成長面とする２０時間の結晶成長を行った〔成長工程（ｉ）〕。同様の条件で別途結晶成長させて測定した結果から見積もると、この２０時間の結晶成長により種結晶上に厚さ６ｍｍのＳｉＣ単結晶（初期成長層２）が成長したことになる（成長速度３００μm/h）。なお、この結晶成長では窒素を適量導入して、成長結晶中の窒素濃度が約１×１０¹⁹ｃｍ^-3となるようにした。また、これ以降の結晶成長を含めた全成長工程では、成長終了までこの窒素流量を保つようにした。

上記のようにして厚さ６ｍｍのＳｉＣ単結晶を成長させた後、引き続き、圧力変化速度１．２ｋＰａ／ｈ、及び温度変化速度０℃／ｈで１０時間かけて成長条件を変化させ、成長雰囲気圧力１３．３ｋＰａ、及び種結晶温度２２００℃を保って２０時間の結晶成長を行った〔成長工程（ii）〕。別途行なった結晶成長の結果から見積もると、この２０時間の結晶成長により厚さ１ｍｍのＳｉＣ単結晶（構造変換層３）が成長したことになる（成長速度50μm/h）。

引き続き、圧力変化速度１．２ｋＰａ／ｈ、及び温度変化速度５℃／ｈで１０時間かけて成長条件を変化させ、成長雰囲気圧力１．３ｋＰａ、及び種結晶温度２２５０℃を保って３０時間の結晶成長を行った〔成長工程（iii）〕。同じく別途の結晶成長での結果から見積もると、この３０時間の結晶成長により厚さ９ｍｍのＳｉＣ単結晶（主たる成長結晶４）が成長したことになる（成長速度300μm/h）。そして、口径およそ７５ｍｍ、高さ１６ｍｍのバルクＳｉＣ単結晶（インゴット）５を得た。

上記で得られたバルクＳｉＣ単結晶について、高さ方向の略中心付近にあたる成長工程（iii）で成長させた主たる成長結晶４の部分から、実施例１と同様にしてＳｉＣ単結晶を切り出し、鏡面研磨して比較例１に係る厚さ５００μｍのＳｉＣ単結晶基板を得た。すなわち、このＳｉＣ単結晶基板は、オフ角θ_Wが４°であり、そのオフ方向ｄ_Wが[１１−２０]方向である主面（基板表面）を有していた。

このＳｉＣ単結晶基板について、実施例１と同様にして溶融ＫＯＨエッチングを行い、エッチングされた基板の（０００１）面を光学顕微鏡で観察してらせん転位密度を求めた。測定点の選択、及びらせん転位密度の計測について全て実施例１と同様にして行なった。
結果を表１に示す。

表１に示したとおり、第一半円領域8aに含まれるｉ）〜iii）の合計２７の測定点で測定した値を平均すると、この実施例２に係るＳｉＣ単結晶基板の第一半円領域8aで観察されるらせん転位密度の平均値は５５３個／ｃｍ²であった。一方、第二半円領域8bに含まれるiv）〜ｖ）の合計２２の測定点で測定した値を平均すると、この第二半円領域8bで観察されるらせん転位密度の平均値は１０１１個／ｃｍ²であり、第一半円領域8a内の複数の測定点で観察されるらせん転位密度の平均値は、第二半円領域8b内の複数の測定点で観察されるらせん転位密度の平均値の５４．７％であった。更には、扇形領域8a’に含まれる、i）、vi）、及びvii）の合計１５の測定点で測定した値を平均すると、扇形領域8a’で観察されるらせん転位密度の平均値は３８５個／ｃｍ²であり、第二半円領域8bの場合の３８．１％であった。なお、直径Ｒ_⊥の測定点を含めずに第一半円領域8aを定義した場合には、その第一半円領域8aで観察されるらせん転位密度の平均値は４９１個／ｃｍ²であり、第二半円領域8b内の複数の測定点で観察されるらせん転位密度の平均値に対して４８．６％になる。

（実施例３）
先ず、予め得られたバルクのＳｉＣ単結晶から口径７５ｍｍの基板を切り出し、鏡面研磨して、（０００１）面に５度のオフ角を有した種結晶１を準備した。すなわち、種結晶１としたこのＳｉＣ種結晶基板の法線は［０００１］方向との間にθ_Ｓ＝５°のオフ角を有し、そのオフ方向ｄ_Ｓは［１１−２０］方向である。この種結晶１を上記で説明した単結晶成長装置の黒鉛蓋１２の内面に取り付け、昇華原料１０を充填した黒鉛坩堝１１にセットし、黒鉛製フェルト１５で被覆した後、黒鉛支持棒１４の上に載せて二重石英管１３の内部に設置した。

そして、二重石英管１３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８０ｋＰａにした。この圧力下において、ワークコイル１６に電流を流して温度を上げ、種結晶１の温度が２２００℃になるまで上昇させた。その後、成長雰囲気圧力を１．３ｋＰａに減圧して、種結晶１の（０００−１）面を結晶成長面とする２０時間の結晶成長を行った〔成長工程（ｉ）〕。同様の条件で別途結晶成長させて測定した結果から見積もると、この２０時間の結晶成長により種結晶上に厚さ６ｍｍのＳｉＣ単結晶（初期成長層２）が成長したことになる（成長速度３００μm/h）。なお、この結晶成長では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。また、これ以降の結晶成長を含めた全成長工程では、成長終了までこの窒素流量を保つようにした。

上記のようにして厚さ６ｍｍのＳｉＣ単結晶を成長させた後、引き続き、圧力変化速度１．２ｋＰａ／ｈ、及び温度変化速度０℃／ｈで１０時間かけて成長条件を変化させ、成長雰囲気圧力１３．３ｋＰａ、及び種結晶温度２２００℃を保って２０時間の結晶成長を行った〔成長工程（ii）〕。別途行なった結晶成長の結果から見積もると、この２０時間の結晶成長により厚さ１ｍｍのＳｉＣ単結晶（構造変換層３）が成長したことになる（成長速度50μm/h）。

引き続き、圧力変化速度１．２ｋＰａ／ｈ、及び温度変化速度５℃／ｈで１０時間かけて成長条件を変化させ、成長雰囲気圧力１．３ｋＰａ、及び種結晶温度２２５０℃を保って３０時間の結晶成長を行った〔成長工程（iii）〕。同じく別途の結晶成長での結果から見積もると、この３０時間の結晶成長により厚さ９ｍｍのＳｉＣ単結晶（主たる成長結晶４）が成長したことになる（成長速度300μm/h）。そして、口径およそ７５ｍｍ、高さ１６ｍｍのバルクＳｉＣ単結晶（インゴット）５を得た。

上記で得られたバルクＳｉＣ単結晶について、高さ方向の略中心付近にあたる成長工程（iii）で成長させた主たる成長結晶４の部分から、実施例１と同様にしてＳｉＣ単結晶を切り出し、鏡面研磨して実施例３に係る厚さ５００μｍのＳｉＣ単結晶基板を得た。すなわち、このＳｉＣ単結晶基板は、オフ角θ_Ｗが５°であり、そのオフ方向ｄ_Ｗが[１１−２０]方向である主面（基板表面）を有していた。

このＳｉＣ単結晶基板について、実施例１と同様にして溶融ＫＯＨエッチングを行い、エッチングされた基板の（０００１）面を光学顕微鏡で観察してらせん転位密度を求めた。測定点の選択、及びらせん転位密度の計測について全て実施例１と同様にして行なった。
結果を表１に示す。

表２に示したとおり、第一半円領域8aに含まれるｉ）〜iii）の合計２７の測定点で測定した値を平均すると、この実施例３に係るＳｉＣ単結晶基板の第一半円領域8aで観察されるらせん転位密度の平均値は４９４個／ｃｍ^２であった。一方、第二半円領域8bに含まれるiv）〜ｖ）の合計２２の測定点で測定した値を１００１個／ｃｍ^２であり、第一半円領域8a内の複数の測定点で観察されるらせん転位密度の平均値は、第二半円領域8b内の複数の測定点で観察されるらせん転位密度の平均値の４９．４％であった。更には、扇形領域8a‘に含まれる、ｉ）、vi）、及びvii）の合計１５の測定点で測定した値を平均すると、扇形8a’で観察されるらせん転位密度の平均値は３５０個／ｃｍ^２であり、第二半円領域8bの場合の３５．０％であった。なお、直径Ｒ_⊥の測定点を含めずに第一半円領域8aを定義した場合には、その第一半円領域8aで観察されるらせん転位密度の平均値は４２６個／ｃｍ^２であり、第二半円領域8b内の複数の測定点で観察されるらせん転位密度の平均値に対して４２．６％になる。

（実施例４）
先ず、予め得られたバルクのＳｉＣ単結晶から口径７５ｍｍの基板を切り出し、鏡面研磨して、（０００１）面に８度のオフ角を有した種結晶１を準備した。すなわち、種結晶１としたこのＳｉＣ種結晶基板の法線は［０００１］方向との間にθ_S＝８°のオフ角を有し、そのオフ方向ｄ_Sは［１１−２０］方向である。この種結晶１を上記で説明した単結晶成長装置の黒鉛蓋１２の内面に取り付け、昇華原料１０を充填した黒鉛坩堝１１にセットし、黒鉛製フェルト１５で被覆した後、黒鉛支持棒１４の上に載せて二重石英管１３の内部に設置した。

そして、二重石英管１３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８０ｋＰａにした。この圧力下において、ワークコイル１６に電流を流して温度を上げ、種結晶１の温度が２２００℃になるまで上昇させた。その後、成長雰囲気圧力を１．３ｋＰａに減圧して、種結晶１の（０００−１）面を結晶成長面とする２０時間の結晶成長を行った〔成長工程（ｉ）〕。同様の条件で別途結晶成長させて測定した結果から見積もると、この２０時間の結晶成長により種結晶上に厚さ６ｍｍのＳｉＣ単結晶（初期成長層２）が成長したことになる（成長速度300μm/h）。なお、この結晶成長では窒素を適量導入して、成長結晶中の窒素濃度が約１×１０¹⁹ｃｍ^-3となるようにした。また、これ以降の結晶成長を含めた全成長工程では、成長終了までこの窒素流量を保つようにした。

上記のようにして厚さ６ｍｍのＳｉＣ単結晶を成長させた後、引き続き、圧力変化速度１．２６５ｋＰａ／ｈ、及び温度変化速度０℃／ｈで２０時間かけて成長条件を変化させ、成長雰囲気圧力２６．６ｋＰａ、及び種結晶温度２２００℃を保って４０時間の結晶成長を行った〔成長工程（ii）〕。別途行なった結晶成長の結果から見積もると、この４０時間の結晶成長により厚さ１ｍｍのＳｉＣ単結晶（構造変換層３）が成長したことになる（成長速度25μm/h）。

引き続き、圧力変化速度１．２６５ｋＰａ／ｈ、及び温度変化速度２℃／ｈで３０時間かけて成長条件を変化させ、成長雰囲気圧力１．３ｋＰａ、及び種結晶温度２２６０℃を保って３０時間の結晶成長を行った〔成長工程（iii）〕。同じく別途の結晶成長での結果から見積もると、この３０時間の結晶成長により厚さ９ｍｍのＳｉＣ単結晶（主たる成長結晶４）が成長したことになる（成長速度300μm/h）。そして、口径およそ７５ｍｍ、高さ１６ｍｍのバルクＳｉＣ単結晶（インゴット）５を得た。

上記で得られたバルクＳｉＣ単結晶について、高さ方向の略中心付近にあたる成長工程（iii）で成長させた主たる成長結晶４の部分から、実施例１と同様にしてＳｉＣ単結晶を切り出し、鏡面研磨して実施例４に係る厚さ５００μｍのＳｉＣ単結晶基板を得た。すなわち、このＳｉＣ単結晶基板は、オフ角θ_Wが８°であり、そのオフ方向ｄ_Wが［１１−２０］方向である主面（基板表面）を有していた。

このＳｉＣ単結晶基板について、実施例１と同様にして溶融ＫＯＨエッチングを行い、エッチングされた基板の（０００１）面を光学顕微鏡で観察してらせん転位密度を求めた。測定点の選択、及びらせん転位密度の計測について全て実施例１と同様にして行なった。
結果を表３に示す。

表３に示したとおり、第一半円領域8aに含まれるｉ）〜iii）の合計２７の測定点で測定した値を平均すると、この実施例３に係るＳｉＣ単結晶基板の第一半円領域8aで観察されるらせん転位密度の平均値は３７２個／ｃｍ²であった。一方、第二半円領域8bに含まれるiv）〜ｖ）の合計２２の測定点で測定した値を平均すると、この第二半円領域8bで観察されるらせん転位密度の平均値は８３９個／ｃｍ²であり、第一半円領域8a内の複数の測定点で観察されるらせん転位密度の平均値は、第二半円領域8b内の複数の測定点で観察されるらせん転位密度の平均値の４４．３％であった。更には、扇形領域8a’に含まれる、i）、vi）、及びvii）の合計１５の測定点で測定した値を平均すると、扇形領域8a’で観察されるらせん転位密度の平均値は２３４個／ｃｍ²であり、第二半円領域8bの場合の２７．９％であった。なお、直径Ｒ_⊥の測定点を含めずに第一半円領域8aを定義した場合には、その第一半円領域8aで観察されるらせん転位密度の平均値は３２２個／ｃｍ²であり、第二半円領域8b内の複数の測定点で観察されるらせん転位密度の平均値に対して３８．４％になる。

（比較例１）
先ず、予め得られたバルクのＳｉＣ単結晶から口径７５ｍｍの基板を切り出し、鏡面研磨して、（０００１）面に４度のオフ角を有した種結晶１を準備した。すなわち、種結晶１としたこのＳｉＣ種結晶基板の法線は［０００１］方向との間にθ_S＝４°のオフ角を有し、そのオフ方向ｄ_Sは［１１−２０］方向である。この種結晶１を上記で説明した単結晶成長装置の黒鉛蓋１２の内面に取り付け、昇華原料１０を充填した黒鉛坩堝１１にセットし、黒鉛製フェルト１５で被覆した後、黒鉛支持棒１４の上に載せて二重石英管１３の内部に設置した。

そして、二重石英管１３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８０ｋＰａにした。この圧力下において、ワークコイル１６に電流を流して温度を上げ、種結晶１の温度が２２００℃になるまで上昇させた。その後、成長雰囲気圧力を１．３ｋＰａに減圧して、種結晶１の（０００−１）面を結晶成長面とする６０時間の結晶成長を行い、口径およそ７５ｍｍ、高さ１８ｍｍのバルクＳｉＣ単結晶を得た（成長速度300μm/h）。なお、この結晶成長では窒素を適量導入して、成長結晶中の窒素濃度が約１×１０¹⁹ｃｍ^-3となるようにした。

上記で得られたバルクＳｉＣ単結晶について、高さ方向の略中心付近から、実施例１と同様にしてＳｉＣ単結晶を切り出し、鏡面研磨して比較例１に係る厚さ５００μｍのＳｉＣ単結晶基板を得た。すなわち、このＳｉＣ単結晶基板は、オフ角θ_Wが４°であり、そのオフ方向ｄ_Wが＜１１−２０＞方向である主面（基板表面）を有していた。

このＳｉＣ単結晶基板について、実施例１と同様にして溶融ＫＯＨエッチングを行い、エッチングされた基板の（０００１）面を光学顕微鏡で観察してらせん転位密度を求めた。測定点の選択、及びらせん転位密度の計測について全て実施例１と同様にして行なった。
結果を表３に示す。

表３に示したとおり、第一半円領域8aに含まれるｉ）〜iii）の合計２７の測定点で測定した値を平均すると、この比較例１に係るＳｉＣ単結晶基板の第一半円領域8aで観察されるらせん転位密度の平均値は９８４個／ｃｍ²であった。一方、第二半円領域8bに含まれるiv）〜ｖ）の合計２２の測定点で測定した値を平均すると、この第二半円領域8bで観察されるらせん転位密度の平均値は１０２０個／ｃｍ²であり、第一半円領域8aと第二半円領域8bとは同程度の値（第一半円領域内で観察されるらせん転位密度の平均値は、第二半円領域内で観察されるそれの９６．５％）であった。ちなみに、この比較例１のＳｉＣ単結晶基板の扇形領域8a'に含まれるｉ）、vi）、及びvii）の合計１５の測定点で測定した値の平均は９５１個／ｃｍ²であり、やはり同程度であった。なお、直径Ｒ_⊥の測定点を含めずに第一半円領域8aを定義した場合には、その第一半円領域8aで観察されるらせん転位密度の平均値は９５９個／ｃｍ²であり、第二半円領域8b内の複数の測定点で観察されるらせん転位密度の平均値の９４．０％になる。

そして、この比較例１のＳｉＣ単結晶基板を切り出して残ったＳｉＣ単結晶の塊のうち、種結晶を含んだ結晶から（１−１００）面基板を切り出し、実施例１と同様に溶融ＫＯＨエッチングを行って、エッチングされた基板の表面を光学顕微鏡で観察した。その結果、実施例１の場合で見られたような積層欠陥は特に確認できず、らせん転位の構造変換は認められなかった。

１：種結晶、２：初期成長層、３：構造変換層、４：主たる成長結晶、５：バルクＳｉＣ単結晶、６：らせん転位、７：積層欠陥、８：ＳｉＣ単結晶基板、8a：第一半円領域、8a'：扇形領域、：8b：第二半円領域、９：ＳｉＣ単結晶基板の主面、１０：ＳｉＣ昇華原料、１１：黒鉛坩堝、１２：黒鉛蓋、１３：二重石英管、１４：黒鉛支持棒、１５：黒鉛製フェルト、１６：ワークコイル、１７：配管、１８：マスフローコントローラ、１９：真空排気装置。

Claims (5)

1. 種結晶を用いた昇華再結晶法による炭化珪素単結晶の製造方法であって、
   （ｉ）０．１３ｋＰａ以上２．６ｋＰａ以下の第１の成長雰囲気圧力、及び、種結晶の温度が２１００℃以上２４００℃以下である第１の成長温度にて、少なくとも厚さ１ｍｍの炭化珪素単結晶を成長させる第１の成長工程と、
   （ｉｉ）２．６ｋＰａ超６５ｋＰａ以下の第２の成長雰囲気圧力、及び、種結晶の温度が２１００℃以上２４００℃以下である第２の成長温度にて、少なくとも厚さ０．５ｍｍの炭化珪素単結晶を成長させる第2の成長工程と、
   （ｉｉｉ）０．１３ｋＰａ以上２．６ｋＰａ以下の第３の成長雰囲気圧力、及び、種結晶の温度が２１００℃以上２４００℃以下である第３の成長温度にて、第１の成長工程より厚く炭化珪素単結晶を成長させる第３の成長工程とを含むことを特徴とする炭化珪素単結晶の製造方法。
   ここで、該種結晶は、ＳｉＣ単結晶からなり、かつ、（０００１）面に対して、０°超１６°以下のオフ角θ_Ｓを有する、
   ことを特徴とする炭化珪素単結晶の製造方法。
2. 種結晶を用いた昇華再結晶法による炭化珪素単結晶の製造方法であって、
   （ｉ）０．１３ｋＰａ以上２．６ｋＰａ以下の第１の成長雰囲気圧力、及び、種結晶の温度が２１００℃以上２４００℃以下である第１の成長温度にて、少なくとも厚さ１ｍｍの炭化珪素単結晶を成長させる第１の成長工程と、
   （ｉｉ）２．６ｋＰａ超６５ｋＰａ以下の第２の成長雰囲気圧力、及び、種結晶の温度が２１００℃以上２４００℃以下である第２の成長温度にて、少なくとも厚さ０．５ｍｍの炭化珪素単結晶を成長させる第2の成長工程と、
   （ｉｉｉ）０．１３ｋＰａ以上２．６ｋＰａ以下の第３の成長雰囲気圧力、及び、種結晶の温度が２１００℃以上２４００℃以下である第３の成長温度にて、第１の成長工程より厚く炭化珪素単結晶を成長させる第３の成長工程とを含み、
   ここで、該種結晶は、ＳｉＣ単結晶からなり、かつ、（０００１）面に対して、４°超１６°以下のオフ角θ_Ｓを有する、
   ことを特徴とする炭化珪素単結晶の製造方法。
3. １時間あたり１３．３ｋＰａ以下の圧力変化速度で第１または第２の成長雰囲気圧力から第２または第３の成長雰囲気圧力に変化させる請求項１または２に記載の炭化珪素単結晶の製造方法。
4. １時間あたり４０℃以下の温度変化速度で第１または第２の成長温度から第２または第３の成長温度に変化させる請求項１〜３のいずれか一項に記載の炭化珪素単結晶の製造方法。
5. 第２の成長工程における結晶成長速度が１００μｍ／ｈｒ以下である請求項１〜４のいずれか一項に記載の炭化珪素単結晶の製造方法。

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