JP6109028B2 - 炭化珪素単結晶インゴット - Google Patents

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Description

本発明は、らせん転位の少ない、結晶品質の高い炭化珪素単結晶の製造方法、及びこれによって得られた炭化珪素単結晶基板に関するものである。本発明の製造方法により得られる炭化珪素単結晶から加工及び研磨工程を経て製造される炭化珪素単結晶基板は、主として各種の半導体電子デバイス、あるいはそれらの基板として用いられる。特に、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した炭化珪素単結晶基板に関し、詳しくは、基板の中心部に比べて周辺部でのらせん転位が少ない炭化珪素単結晶基板に関する。
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
したがって、本発明の目的は、結晶品質が高く、特にらせん転位密度の極めて低いＳｉＣ単結晶の製造方法を提供することにある。また、本発明の別の目的は、この方法によって得られて、らせん転位密度を極めて低減させた炭化珪素単結晶インゴット、及び炭化珪素単結晶基板を提供することにある。特に、本発明の目的は、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基板であって、中心部に比べて周辺部でのらせん転位密度が小さく、部分的にらせん転位が低減された炭化珪素単結晶基板を提供することにある。
本発明者等は、上記事情に鑑みて鋭意検討を行った結果、昇華再結晶法による炭化珪素（ＳｉＣ）単結晶の成長において、特定の成長雰囲気及び種結晶温度で炭化珪素単結晶を所定の厚みまで成長させることで、炭化珪素単結晶に含まれるらせん転位を積層欠陥に構造変換させることができることを新たに見出した。さらに、本発明者等は、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単結晶から切り出したＳｉＣ単結晶基板では、基板の中心部に比べて周辺部でのらせん転位密度が少なくなることを新たに見出した。
そして、部分的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。
すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）炭化珪素単結晶インゴットであり、インゴット成長方向断面の成長開始面近傍に、らせん転位が積層欠陥に変換された０．５ｍｍ以上１０ｍｍ以下の厚さの構造変換部位を有し、前記構造変換部位以降に成長した主たる結晶成長部分のインゴット成長方向に垂直な円盤状断面の直径をＲとして、円盤状断面の中心点Ｏを中心にして０．５×Ｒの直径を有した中心円領域と、該円盤状断面の該中心円領域を除いた残りのドーナツ状周辺領域とを定義したとき、前記ドーナツ状周辺領域で観察されるらせん転位密度の平均値が、前記中心円領域で観察されるらせん転位密度の平均値の８０％以下であることを特徴とする炭化珪素単結晶インゴット。
（２）インゴット成長方向断面が面内にc軸を含む成長方向断面であることを特徴とする（1）に記載の炭化珪素単結晶インゴット。
（３）インゴット成長方向断面が｛1-100｝面であることを特徴とする（１）に記載の炭化珪素単結晶インゴット。
（４）前記円盤状断面の円周を８等分する４本の直径を円盤状断面内で任意に選択し、該円盤状断面の中心点Ｏをゼロにして該中心点Ｏから放射状に伸びる８本の半径ｒ 1 〜ｒ 8 をそれぞれ０から１までの目盛を有した軸に見立てたとき、前記中心円領域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１７の測定点で測定した値の平均であり、また、前記ドーナツ状周辺領域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１６の測定点で測定した値の平均であり、
ｉ）中心点Ｏ
ii）ａ 1 〜ａ 8
iii）ｂ 1 〜ｂ 8
iv）ｃ 1 〜ｃ 8
ｖ）ｄ 1 〜ｄ 8
ここで、記号ａ〜ｄに付された数字は半径ｒ 1 〜ｒ 8 の数字に対応するものであって、例えばａ 1 、ｂ 1 、ｃ 1 及びｄ 1 は半径ｒ 1 上に存在する測定点である。このうちａ及びｂは、各半径において０超０．５以下の範囲内にある測定点であり、ｃ及びｄは、各半径において０．５超１以下の範囲内にある測定点である。また、同一記号を有した８つの測定点は、記号ａ〜ｄごとにそれぞれ同一円上に存在する、（１）〜（３）のいずれか１つに記載の炭化珪素単結晶インゴット。
（５）
前記ドーナツ状周辺領域で観察されるらせん転位密度の平均値は５００個／ｃｍ 2 以下
である（４）に記載の炭化珪素単結晶インゴット。
なお、本発明の別の態様として以下を含んでもよい。

（Ｉ）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円盤状の炭化珪素単結晶基板であり、基板の直径をＲとして、基板の中心点Ｏを中心にして０．５×Ｒの直径を有した中心円領域と、該基板の該中心円領域を除いた残りのドーナツ状周辺領域とを定義したとき、前記ドーナツ状周辺領域で観察されるらせん転位密度の平均値が、前記中心円領域で観察されるらせん転位密度の平均値の８０％以下であることを特徴とする炭化珪素単結晶基板。

（II）前記ドーナツ状周辺領域で観察されるらせん転位密度の平均値が、前記中心円領域で観察されるらせん転位密度の平均値の６０％以下であることを特徴とする（Ｉ）に記載の炭化珪素単結晶基板。

（III）前記ドーナツ状周辺領域で観察されるらせん転位密度の平均値が、前記中心円領域で観察されるらせん転位密度の平均値の５０％以下であることを特徴とする（Ｉ）に記載の炭化珪素単結晶基板。

（IV）前記基板の円周を８等分する４本の直径を基板内で任意に選択し、該基板の中心点Ｏをゼロにして該中心点Ｏから放射状に伸びる８本の半径ｒ 1 〜ｒ 8 をそれぞれ０から１までの目盛を有した軸に見立てたとき、前記中心円領域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１７の測定点で測定した値の平均であり、また、前記ドーナツ状周辺領域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１６の測定点で測定した値の平均であり、
ｉ）中心点Ｏ
ii）ａ 1 〜ａ 8
iii）ｂ 1 〜ｂ 8
iv）ｃ 1 〜ｃ 8
ｖ）ｄ 1 〜ｄ 8
ここで、記号ａ〜ｄに付された数字は半径ｒ 1 〜ｒ 8 の数字に対応するものであって、例えばａ 1 、ｂ 1 、ｃ 1 及びｄ 1 は半径ｒ 1 上に存在する測定点である。このうちａ及びｂは、各半径において０超０．５以下の範囲内にある測定点であり、ｃ及びｄは、各半径において０．５超１以下の範囲内にある測定点である。また、同一記号を有した８つの測定点は、記号ａ〜ｄごとにそれぞれ同一円上に存在する、（Ｉ）〜（III）のいずれかに記載の炭化珪素単結晶基板。

（Ｖ）前記ドーナツ状周辺領域で観察されるらせん転位密度の平均値は５００個／ｃｍ 2 以下である（IV）に記載の炭化珪素単結晶基板。

（VI）前記ドーナツ状周辺領域で観察されるらせん転位密度の平均値は３００個／ｃｍ 2 以下である（IV）に記載の炭化珪素単結晶基板。

（VII）前記ドーナツ状周辺領域で観察されるらせん転位密度の平均値は１００個／ｃｍ 2 以下である（IV）に記載の炭化珪素単結晶基板。

（VIII）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、
３．９ｋＰａ以上３９．９ｋＰａ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２３００℃未満である第１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１の成長工程と、
０．１３ｋＰａ以上２．６ｋＰａ以下の第２の成長雰囲気圧力、及び、種結晶の温度が第１の成長温度より高くて２４００℃未満である第２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２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。

（IX）１時間あたり１２ｋＰａ以下の圧力変化速度で第１の成長雰囲気圧力から第２の成長雰囲気圧力に減圧させる（VIII）に記載の炭化珪素単結晶の製造方法。

（Ｘ）１時間あたり４０℃以下の温度変化速度で第１の成長温度から第２の成長温度に昇温させる（VIII）または（IX）に記載の炭化珪素単結晶の製造方法。

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

（ＸII）第１及び第２の成長工程を含む全成長工程のうち、第１の成長工程を結晶成長開始から全成長工程の２分の１以下の時間までに行う（VIII）〜（ＸＩ）のいずれかに記載の炭化珪素単結晶の製造方法。
本発明によれば、らせん転位を大幅に低減させた高品質のＳｉＣ単結晶を製造することができる。そのため、これによって得られたＳｉＣ単結晶インゴットから加工されたＳｉＣ単結晶基板（ウェハ）は、種々の電子デバイスに適用することが可能であって、しかも、デバイス特性や歩留まり等を向上させることができる。特に、本発明のＳｉＣ単結晶基板は、基板の中心部に比べて周辺部でのらせん転位密度が小さいことから、例えば、基板内でデバイスの作り分けを行うことで高性能ＳｉＣデバイスの作製が可能になる。また、このようならせん転位の分布に応じたデバイス作製が可能になることから、歩留まりを向上させることができるなど、工業的には極めて有用な発明である。
図１は、本発明のＳｉＣ単結晶基板を得るためのバルクＳｉＣ単結晶について説明した断面模式図である。 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、ＳｉＣ単結晶基板の中心円領域及びドーナツ状周辺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４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。
本発明における円盤状の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以下であり、本発明のＳｉＣ単結晶基板のように、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て製造する形態とは、そもそも生産性の次元が全く異なる。この昇華再結晶法において、らせん転位を低減させる、特に、ドーナツ状周辺領域でらせん転位を低減化させる方法についての報告例はこれまでに無い。
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、その成長初期に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）が積層欠陥に構造変換することを見出した。
すなわち、図１に示したように、種結晶１から承継されるなどして発生したらせん転位３の一部は、成長初期（ｉ）の構造変換に係る成長条件によって形成された構造変換層２により、成長方向への伸展が止まり、積層欠陥４に変換される。その際、この構造変換は、後述するような仕組みによって、結晶成長面の中央部に比べて周辺部で発生する確率が高く、また、積層欠陥４の伸展方向は、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側面から外へと排出される。そのため、昇華再結晶法においてこのような構造変換を用いれば、それ以降の成長中・後期（ii）に成長した結晶では、らせん転位３が少なくなり、結果として周辺部でのらせん転位が低減されたバルクのＳｉＣ単結晶６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）面を主面としたＳｉＣ種結晶上にＳｉＣ単結晶を結晶成長させた場合であって、図１の断面図は（１−１００）面を表す。
このような構造変換は、例えば原料としてＳｉＣの粉末を用いる場合、このＳｉＣ昇華原料が昇華して再結晶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とき、つまり、昇華再結晶法において平衡状態又はそれに近い状態が作り出された場合に生じるものと考えられる。そこで、昇華再結晶法における一般的なＳｉＣ単結晶の成長速度が３００μｍ／ｈ以上であるところ、本発明では１００μｍ／ｈ以下、好ましくは５０μｍ／ｈ以下、より好ましくは３０μｍ／ｈｒ以下、さらに好ましくは２５μｍ／ｈ以下の低速成長が行われる成長条件を作り出して、構造変換層２を形成する。上述したような平衡状態を作り出してらせん転位を積層欠陥に構造変換させるためには、結晶成長速度は上記のようにするのがよく、結晶成長工程の時間の長さで言えば１時間から４０時間程度を要して結晶成長させるのがよい。
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、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。そのため、成長初期における上記構造変換層２の成長速度とは、結晶成長が進み易い中央部での速度を言うものとし、本発明者等が行なった種々の実験結果によれば、成長結晶の中央部での成長速度が３００μｍ／ｈ以下であると、成長結晶の温度は中央部よりも周辺部の方が高いことから、周辺部における結晶表面からの原子の離脱量はより多くなって、周辺部において平衡状態又はそれに近い状態が作り出されるものと推察される。なお、成長結晶の中央部における成長速度が遅すぎると構造変換層２を形成する時間が長くなり過ぎて生産性が落ちることから、この構造変換に係る構造変換層２の成長速度は１μｍ／ｈ以上にするのが望ましい。
この構造変換層２の形成に係る具体的な成長条件については、上記のような成長結晶の中央部における成長速度を目安にして、適宜選択することができる。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、例えば、口径１００ｍｍのＳｉＣ単結晶基板を切り出すバルクのＳｉＣ単結晶を得る場合、種結晶の温度は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。その際、成長結晶の周辺部に比べて中央部の方が０℃超２０℃以下程度低くなるようにするのが望ましい。また、成長雰囲気圧力については２．６ｋＰａ以上６５ｋＰａ以下とし、下限については好ましくは３．９ｋＰａ以上、より好ましくは６．５ｋＰａ以上、さらに好ましくは１３．３ｋＰａ以上とし、上限については３９ｋＰａ以下にするのがよい。そして、これらを組み合わせることで、少なくとも成長結晶の周辺部において、平衡状態又はそれに近い状態を作り出すことができる。なお、この工程においても炭化珪素結晶を成長させる必要があることや、成長雰囲気圧力が高くなるにつれて成長速度が遅くなり工業的生産法としてそぐわないことなどから、成長雰囲気圧力は３９．９ｋＰａ以下とする。
また、構造変換に係る構造変換層２の厚さについては、少なくとも厚さ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２の厚みが０．５ｍｍに達しないと、らせん転位から積層欠陥への構造変換が十分になされないおそれがある。また、構造変換層２の厚みが増す分だけ、らせん転位から積層欠陥への構造変換は促進されるが、その効果が飽和し、生産性が落ちること等を考慮すると、厚み１０ｍｍを上限とすることができる。なお、この構造変換層２は、昇華再結晶法における一般的な成長速度によってある程度の厚みでＳｉＣ単結晶を成長させた後に形成するようにしてもよいが、所望の構造変換を確実に実現させるには成長初期に導入するのがよく、より詳しくは、成長開始時に導入するようにして、種結晶上に最初に形成するようにするのが好適である。
構造変換層２を成長させた後は、この構造変換に係る成長条件よりも種結晶の温度を高くし、かつ、成長雰囲気圧力を下げて、ＳｉＣ単結晶を成長させればよい。すなわち、構造変換層２以降に成長させる主たる結晶成長部分（主たる成長結晶）５について、その成長条件については特に制限はなく、上記のとおり、構造変換層２によってらせん転位３の一部を積層欠陥４に構造変換させることができるため、それ以降の成長中・後期（ii）に成長させた主たる成長結晶５では、部分的にらせん転位３が少なくなる。そのため、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。
具体的には、先と同様、例えば、口径１００ｍｍのＳｉＣ単結晶基板を切り出すバルクのＳｉＣ単結晶を得る場合、種結晶の温度は２１００℃以上２４００℃以下の範囲内で構造変換に係る成長条件よりも種結晶の温度を高くし、好ましくは２２００℃以上２３００℃以下の範囲内とするのがよい。その際、同様に成長結晶の中央部が０℃超２０℃以下程度低くなるようにするのが望ましい。また、成長雰囲気圧力は０．１３ｋＰａ以上２．６ｋＰａ以下の範囲内で構造変換に係る成長条件よりも成長雰囲気圧力を下げるようにするのがよく、好ましくは０．６５ｋＰａ以上１．９５ｋＰａ以下の範囲内とするのがよい。
この主たる成長結晶５は、ＳｉＣバルク単結晶６において主立って成長させる部分であり、得られたＳｉＣバルク単結晶６から本発明のＳｉＣ単結晶基板７を取り出すことなどを勘案すれば、構造変換層２以降に成長させる主たる成長結晶５の厚みは１０ｍｍ以上であるのが望ましい。そして、図１に示したように、この成長中・後期（ii）に成長させた主たる結晶成長部分５から切り出したＳｉＣ単結晶基板７は、図２に示したとおり、その表面〔（0001面）〕に現れるらせん転位は、中心部に比べて周辺部の方が少なくなる。なお、既存の設備を用いることなどを考慮すると、その結晶成長の速度は１０００μｍ／ｈ程度が上限であり、また、その厚み（長さ）の上限は特に制限されないが、現状の製造装置の性能等を勘案すると、その上限は２００ｍｍ程度、より現実的には１５０ｍｍ程度である。
また、構造変換層２を成長させた後、主たる成長結晶５の成長条件へと切り替える際には、好ましくは１時間あたり１２ｋＰａ以下の圧力変化速度で減圧させるのがよく、より好ましくは１時間あたり１ｋＰａ以下、更に好ましくは１時間あたり０．５ｋＰａ以下であるのがよい。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。そのため、その間の結晶成長が不安定となり、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ためである。また、この圧力変化速度を小さくして変化（時間を掛けて変化）させることで、構造変換工程による作用をより確かにし、つまり積層欠陥を確実に結晶外へ排出させて再度のらせん転位の発生を防止して、らせん転位の少ない、特にドーナツ状周辺でらせん転移の少ない炭化珪素単結晶を得ることができる。なお、これらの点を鑑みれば圧力変化速度は遅いほど望ましいが、生産性や作業性等を考慮すれば、その下限は０．１ｋＰａ／ｈｒである。同様の理由から、成長温度の切り替えについては、好ましくは１時間あたり４０℃以下の温度変化速度で昇温させるのがよく、より好ましくは１時間あたり１０℃以下、更に好ましくは１時間あたり５℃以下であるのがよい。この温度変化速度に関しても圧力変化速度と同様の考え方が適用でき、また、その下限については１℃／ｈｒである。
本発明において、らせん転位の積層欠陥への構造変換は、成長雰囲気圧力及び成長温度制御によって行われるため、この構造変換に関して結晶成長に使用する種結晶のオフ角に依らない。ただし、オフ角が大きい場合、異種ポリタイプが発生する確率が高くなる場合があることを本発明者らは確認している。そのため、好適には、種結晶に用いる基板のオフ角は０度以上１５度以下であるのがよく、より好ましくは０度以上８度以下であるのがよい。
また、上記のようならせん転位の構造変換を利用するため、得られるＳｉＣ単結晶のポリタイプによる制限はない。例えば、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型のＳｉＣ単結晶基板を得ることができる点で有利である。更には、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。更にまた、得られるバルクＳｉＣ単結晶の結晶口径に関しても特に制限を受けない。そのため、現時点で最も有力視されている口径５０ｍｍ以上３００ｍｍ以下の結晶成長プロセスへの適用が可能である。
そして、構造変換層２を経て成長させた主たる結晶成長部分５から基板を切り出す際には公知の方法を採用することができ、基板の厚み等についても特に制限はなく、必要に応じて各種研磨等を行うことで、本発明に係るＳｉＣ単結晶基板７を得ることができる。得られたＳｉＣ単結晶基板７は、図２に示したように、基板の直径をＲとし、基板の中心点をＯとして、中心点Ｏを中心にして０．５×Ｒの直径を有した中心円領域7aと、この中心円領域7aを取り除いた残りのドーナツ状周辺領域7bとを定義すれば、ドーナツ状周辺領域7bで観察されるらせん転位密度の平均値は、中心円領域7aで観察されるらせん転位密度の平均値の８０％以下であり、好適には６０％以下、更に好適には５０％以下である。すなわち、基板の中心部に比べて周辺部でのらせん転位密度が小さく、部分的にらせん転位が低減されたＳｉＣ単結晶基板である。
中心円領域7a及びドーナツ状周辺領域7bにおける各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、中心部に比べて周辺部でのらせん転位密度が少ない基板であるかどうかについて、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、基板の円周を８等分する４本の直径を基板内で任意に選択し、図３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８本の半径ｒ1〜ｒ8をそれぞれ０から１までの目盛を有した軸に見立てたとき、中心円領域7a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１７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、ドーナツ状周辺領域7b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１６の測定点で測定した値の平均から求めるようにする。
ｉ）中心点Ｏ
ii）ａ1〜ａ8
iii）ｂ1〜ｂ8
iv）ｃ1〜ｃ8
ｖ）ｄ1〜ｄ8
ここで、記号ａ〜ｄに付された数字は半径ｒ1〜ｒ8の数字に対応するものであって、例えばａ1、ｂ1、ｃ1及びｄ1は、半径ｒ1上に存在する測定点である。このうちａ及びｂ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、ｃ及びｄ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８つの測定点は、記号ａ〜ｄごとにそれぞれ同一円上に存在する。
そして、本発明のＳｉＣ単結晶基板では、例えば、中心円領域7aで観察されるらせん転位密度の平均値が１０００個／ｃｍ2程度であるのに対して、ドーナツ状周辺領域7bで観察されるらせん転位密度の平均値は５００個／ｃｍ2以下である。具体的には、中心円領域7aで観察されるらせん転位密度の平均値は主に８００〜１２００個／ｃｍ2の範囲内であるのに対して、ドーナツ状周辺領域7bで観察されるらせん転位密度の平均値は５００個／ｃｍ2以下、好適には３００個／ｃｍ2以下、更に好適には１００個／ｃｍ2以下であり、ドーナツ状周辺領域7bで観察されるらせん転位密度の平均値は、中心円領域7a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、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、ドーナツ状周辺領域7b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が下限であり、実質的には１個／ｃｍ2が下限である。
本発明によって得られたＳｉＣ単結晶基板は部分的にらせん転位が低減されているため、特にドーナツ状周辺領域でらせん転移が低減されているため、例えば基板内でデバイスの作り分けを行なうことで、デバイス作製の歩留まりを向上させることができる。また、らせん転位の少ない基板の周辺部においては、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、例えば、ＭＯＳＦＥＴやＪＦＥＴ等の作製に好適である。
上記では主に、部分的にらせん転位が低減されている本発明によって得られたＳｉＣ単結晶基板について説明してきた。以下では、本発明の別の態様について、より詳細に説明する。この態様では、らせん転位を大幅に低減させた高品質のＳｉＣ単結晶を製造することができる。そのため、これによって得られたＳｉＣ単結晶インゴットから加工されたＳｉＣ単結晶基板（ウェハ）は、種々の電子デバイスに適用することが可能であって、しかも、デバイス特性や歩留まり等を向上させることができる。
先に述べたように、ＭＳＥ法による結晶成長や化学気相成長法（ＣＶＤ法）によるエピタキシャル成長において、成長途中にらせん転位が積層欠陥に分解することは知られていたが、昇華再結晶法において同様な現象が起きることについて、本発明者等が知る限りではこれまで報告された例はない。
本発明者らは、昇華再結晶法での炭化珪素単結晶成長において、３．９ｋＰａ以上３９．９ｋＰａ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２３００℃未満である第１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１の成長工程によって、らせん転位あるいは前記の複合らせん転位（以下、まとめてらせん転位と記す）が積層欠陥に構造変換することを見出した。この構造変換によって、成長方向へのらせん転位の伸展は止まり、積層欠陥の伸展方向は成長方向とほぼ垂直であるため、成長が進むにつれて積層欠陥は結晶側面より結晶外へ排出される。そのため、この構造変換（構造変換誘発成長）を用いれば、らせん転位の少ない炭化珪素単結晶インゴットを得ることができる。
このらせん転位の積層欠陥への構造変換が起きるメカニズムは、以下のように推察される。
ＭＳＥ法は等温環境下での結晶成長法であり、様々なＳｉＣ単結晶成長法の中でも平衡状態に最も近い、準平衡状態が実現された結晶成長法と言われている。準平衡状態において、らせん転位が積層欠陥に変換することは、ＳｉＣ単結晶中では、らせん転位よりも積層欠陥の方がエネルギー的に安定であることを示唆している。しかしながら、ＭＳＥ法での成長速度は昇華再結晶法の１０分の１以下であり、ＣＶＤ法を含めてこれらの成長条件をそのまま昇華再結晶法に適用しても、直ちに同様な平衡状態を作り出すことはできない。
そこで、上記第１の成長雰囲気圧力、及び、第１の成長温度にて炭化珪素単結晶を成長させることで、昇華再結晶法における準平衡状態を実現可能にしている。すなわち、成長雰囲気圧力を高くすると原料ガスの拡散が遅くなるために、結晶成長表面へ到達する原料ガス量が減る。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。そのため、種結晶の温度を結晶成長に適した２１００℃以上２３００℃未満に保ち、成長雰囲気圧力を３．９ｋＰａ以上３９．９ｋＰａ以下、好ましくは１３．３ｋＰａ以上３９．９ｋＰａ以下にすることで、原子の付着量と離脱量の差を小さくすることができ、平衡状態に近づけることができると考えられる。なお、この第１の成長工程においても炭化珪素結晶を成長させる必要があることや、成長雰囲気圧力が高くなるにつれて成長速度が遅くなり工業的生産法としてそぐわないことなどから、成長雰囲気圧力は３９．９ｋＰａ以下とする。
また、上記第１の成長雰囲気圧力、及び、第１の成長温度にて成長させる炭化珪素単結晶は少なくとも厚さ０．５ｍｍ、好ましくは１ｍｍ以上となるようにする。厚みが０．５ｍｍに達しないと、らせん転位から積層欠陥への構造変換が十分になされないおそれがある。この第１の成長工程で成長させる炭化珪素単結晶の厚みが増す分だけ、らせん転位から積層欠陥への構造変換は促進されるが、その効果が飽和したり、生産性等を考慮すると、厚み１０ｍｍを上限とすることができる。
また、第１の成長工程における結晶成長速度は１時間あたり１００μｍ以下となるようにするのがよく、好ましくは５０μｍ／ｈｒ以下、より好ましくは３０μｍ／ｈｒ以下であるのがよい。上述したような平衡状態を作り出してらせん転位を積層欠陥に構造変換させるためには、第１の成長工程での結晶成長速度は上記のようにするのがよく、結晶成長工程の長さで言えば１時間から３０時間程度を要して結晶成長させるのがよい。なお、この第１の成長工程における結晶成長速度は、生産性等を考慮すると１μｍ／ｈｒ以上とするのがよい。
本発明では、第１の成長工程と共に、０．１３ｋＰａ以上２．６ｋＰａ以下の第２の成長雰囲気圧力、及び、種結晶の温度が第１の成長温度より高くて２４００℃未満である第２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２の成長工程とを含む。この第２の成長工程では、第１の成長工程に比べて成長雰囲気圧力を下げ、かつ、種結晶温度を高くして結晶成長速度を上げて、炭化珪素単結晶を主立って成長させるようにする。すなわち、第１の成長工程によってらせん転位を積層欠陥に構造変換させることができるため、この第２の成長工程で成長する炭化珪素単結晶に含まれるらせん転位は極めて少なくなる。また、この第２の成長工程で種結晶の温度を高くすることで、高品質の炭化珪素単結晶を得ながら、成長速度１００μｍ/ｈｒ超の生産性の良い高速成長を行うことができる。
第２の成長工程における結晶成長速度は１時間あたり１００μｍ超となるようにするのがよく、好ましくは３００μｍ／ｈｒ以上であるのがよい。また、第２の成長工程において成長させる炭化珪素単結晶の厚みについては、本発明によって炭化珪素単結晶インゴットを製造し、炭化珪素単結晶基板を取り出すことなどを勘案すれば、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考慮すると、第２の成長工程における結晶成長速度は１０００μｍ／ｈｒ程度が上限であり、また、第２の成長工程で成長させる炭化珪素単結晶の厚み（長さ）の上限は特に制限されないが、現状の製造装置の性能等を勘案すると２００ｍｍ程度、より現実的には１５０ｍｍ程度である。
また、第１の成長工程から第２の成長工程へと切り替える際には、好ましくは１時間あたり１２ｋＰａ以下の圧力変化速度で減圧させるのがよく、より好ましくは１時間あたり１ｋＰａ以下、更に好ましくは１時間あたり０．５ｋＰａ以下であるのがよい。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。そのため、その間の結晶成長が不安定となり、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ことから、１２ｋＰａ／ｈｒ以下の圧力変化速度で減圧するのがよい。また、この圧力変化速度を小さくして変化（時間を掛けて変化）させることで、第１の成長工程による構造変換の作用をより確かにし、つまり積層欠陥を確実に結晶外へ排出させて再度のらせん転位の発生を防止して、らせん転位の少ない炭化珪素単結晶を得ることができる。なお、これらの点を鑑みれば圧力変化速度は遅いほど望ましいが、生産性や作業性等を考慮すれば、その下限は０．１ｋＰａ／ｈｒである。
同様の理由から、成長温度の切り替えについては、好ましくは１時間あたり４０℃以下の温度変化速度で昇温させるのがよく、より好ましくは１時間あたり１０℃以下、更に好ましくは１時間あたり５℃以下であるのがよい。この温度変化速度に関しても圧力変化速度と同様の考え方が適用でき、また、その下限については１℃／ｈｒである。
また、本発明では、第１及び第２の成長工程を含む全成長工程のうち、好ましくは、第１の成長工程を結晶成長開始から全成長工程の２分の１以下の時間までに行うのがよく、より好ましくは結晶成長開始から全成長工程の３分の１以下の時間までに行うのがよい。らせん転位の構造変換をできるだけ結晶成長初期で起させることで、らせん転位の少ない基板が取り出せるインゴット領域を増加させることができるので望ましい。
ここで、種結晶への結晶成長開始時に第１の成長工程で結晶成長させ、その後に第２の成長工程で結晶成長させるようにしてもよく、或いは、結晶成長開始時に第２の成長工程（又はこれと同等程度の結晶成長工程）で結晶成長させ、その後に第１の成長工程を含めるようにして、更に第２の成長工程にて結晶成長させるようにしてもよい。後者のように結晶成長の途中で第１の成長工程を含める場合は、種結晶中に含まれたらせん転位を一旦結晶成長方向に発生させて、それらを第１の成長工程により積層欠陥に構造変換させる趣旨である。そのため、好適には１ｍｍ以上の厚さで結晶成長させた後に第１の成長工程を行うようにするのがよく、より好適には２ｍｍ以上であるのがよい。但し、その効果が飽和することや生産性等を考慮すれば、その厚みは５ｍｍ以下であるのがよい。また、例えば先に行う第２の成長工程から第１の成長工程へと切り替えるときには、１２ｋＰａ／ｈｒ以下の圧力変化速度で圧力を上げるようにするのがよく、また、４０℃以下の温度変化速度で降温させるのがよい。
本発明では、らせん転位の積層欠陥への構造変換は、成長雰囲気圧力及び成長温度制御によって行われるため、その適用範囲で結晶成長に使用する種結晶のオフ角に依らない。但し、オフ角が大きい場合、異種ポリタイプが発生する確率が高くなることを本発明者らは確認している。そのため、好適には、種結晶に用いる基板のオフ角は０度以上１５度以下であるのがよく、より好ましくは０度以上８度以下であるのがよい。
また、本発明では、転位の構造変換を利用したらせん転位の低減化であることから、得られる炭化珪素単結晶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型の炭化珪素単結晶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。
更には、本発明におけるらせん転位の低減は、雰囲気圧力及び成長温度を制御することで行われるため、得られる炭化珪素単結晶の結晶口径の制限もない。そのため、現時点で最も有力視されている口径５０ｍｍ以上３００ｍｍ以下の結晶成長プロセスへの適用が可能である。
更にまた、本発明の炭化珪素単結晶の製造方法では、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て、用途に応じて任意に結晶中に窒素ドープ等を行うことができる。
本発明によれば、らせん転位が少ない炭化珪素単結晶を得ることができる。すなわち、本発明における第１の成長工程によってらせん転位から積層欠陥への構造変換を誘発し、その後の第２の成長工程によってらせん転位の少ない結晶成長を行うことができることから、種結晶に含まれたらせん転位密度を１／３〜１／１０程度以下まで低減させて（場合によっては１／２０以下まで低減させて）、高品質の炭化珪素単結晶を得ることができる。より詳しくは、本発明の方法によって得られた炭化珪素単結晶インゴットは、横断面における単位面積あたりのらせん転位の数で表されるらせん転位密度が３００個／ｃｍ2以下、好適には１００個／ｃｍ2以下、更に好適には５０個／ｃｍ2以下にすることが可能なため、このインゴットから切り出した炭化珪素単結晶基板によれば、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る。特に、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ことができる。
なお、本発明では、第１の成長工程から第２の成長工程への切り替えにより結晶成長速度を増加させているが、それ以外にも成長温度を２２００℃以上にして昇華再結晶法に用いる原料ガスの昇華量を増やす手段を採用することも可能である。
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。
実施例Ａ
図４は、本発明の実施例に係る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８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１０の内面に取り付けられており、昇華原料８は黒鉛坩堝９の内部に充填される。この黒鉛坩堝９及び黒鉛蓋１０は、熱シールドのために黒鉛製フェルト１３で被膜されており、二重石英管１１内部の黒鉛支持棒１２の上に設置される。石英管１１の内部を真空排気装置１７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１５を介してマスフローコントローラ１６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１７で調整しながら、ワークコイル１４に高周波電流を流し、黒鉛坩堝９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Ａ１）
先ず、予め得られたＳｉＣ単結晶より口径７５ｍｍの（０００１）面を主面とした、オフ角が〈１１−２０〉方向に４度傾いた４Ｈ型のＳｉＣ単結晶基板を切り出し、鏡面研磨して種結晶を準備した。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１０の内面に取り付け、昇華原料８を充填した黒鉛坩堝９にセットし、黒鉛製フェルト１３で被覆した後、黒鉛支持棒１２の上に載せて二重石英管１１の内部に設置した。
そして、二重石英管１１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に保ちながら、種結晶１の温度が２２００℃になるまで上昇させた。成長圧力である３．９ｋＰａまで３０分かけて減圧し、その後１０時間の結晶成長を行った。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１０時間の結晶成長により種結晶上に厚さ１ｍｍのＳｉＣ単結晶が成長したことになる（成長速度１００μm/h）。なお、この結晶成長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１×１０19ｃｍ-3とし、これ以降の結晶成長を含めた全成長工程では、成長終了までその窒素導入量を保つようにした。
上記のようにして厚さ１ｍｍのＳｉＣ単結晶（構造変換層）を成長させた後、引き続き、圧力変化速度１．３ｋＰａ／ｈで減圧すると共に２０℃／ｈの温度変化速度で温度を上げ、２時間かけて成長雰囲気圧力を１．３ｋＰａ、種結晶温度を２２４０℃にした。そして、この成長雰囲気圧力及び種結晶温度を保って８０時間の結晶成長を行った。その結果、得られたバルクのＳｉＣ単結晶（インゴット）の口径は７５ｍｍであり、厚み（高さ）は２５ｍｍであった。このうち、８０時間の結晶成長から得られた主たる結晶成長部分の厚みは、同様の条件で測定した結果から見積もると２４ｍｍであると考えられる（成長速度３００μm/h）。
上記で得られたバルクＳｉＣ単結晶について、種結晶側を底面とした場合に高さ約２０ｍｍにある主たる結晶成長部分から（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荒さＲａ＝１ｎｍ程度まで研磨して、実施例Ａ１に係る厚さ４００μｍ、直径７５ｍｍのＳｉＣ単結晶基板を得た。
このＳｉＣ単結晶基板について、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（０００１）面を光学顕微鏡（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って、貝殻型ピットを基底面転位、小型の丸型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３で説明したとおり、全３３箇所の測定点（中心点Ｏ、ａ1〜ａ8、ｂ1〜ｂ8、ｃ1〜ｃ8、ｄ1〜ｄ8）を選択した。その際、ａは各半径において目盛が０．２の位置（半径×0.2）、ｂは目盛が０．４の位置（半径×0.4）、ｃは目盛が０．６の位置（半径×0.6）、ｄは目盛が０．８の位置（半径×0.8）とし、各測定点を中心にした４ｍｍ×３ｍｍの領域内のらせん転位の数を計測して、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。
Figure 0006109028
表１に示したとおり、基板の中心点Ｏを中心にして０．５×Ｒの直径を有する中心円領域7aに含まれるｉ）〜iii）の合計１７の測定点（中心点Ｏ、ａ1〜ａ8、ｂ1〜ｂ8）で測定した値を平均すると、この中心円領域7aで観察されるらせん転位密度の平均値は６０５個／ｃｍ2である。一方、基板から中心円領域7aを取り除いた残りのドーナツ状周辺領域7bに含まれるiv）〜ｖ）の合計１６の測定点（ｃ1〜ｃ8、ｄ1〜ｄ8）で測定した値を平均すると、このドーナツ状周辺領域7bで観察されるらせん転位密度の平均値は４６４個／ｃｍ2であり、中心円領域で観察されるらせん転位密度の平均値の８０％以下であった。
また、上記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、種結晶上に最初に成長させた厚さ１ｍｍのＳｉＣ単結晶の部分（構造変換層）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、この積層欠陥の発生起点は、バルクＳｉＣ単結晶の周辺部に集中していた。
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、種結晶１、及びその上の厚さ１ｍｍのＳｉＣ単結晶の部分で成長方向に対してほぼ垂直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〈０００ｎ〉の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、種結晶１上に成長させた高さ１ｍｍ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る。
（実施例Ａ２）
先ず、二重石英管１１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に保ちながら、種結晶１の温度が２２００℃になるまで上昇させた。その後、成長圧力である６．５ｋＰａまで３０分かけて減圧し、石英管内圧力が６．５ｋＰａ、種結晶１の温度が２２００℃の成長条件下で１０時間の結晶成長を行うことで、種結晶上に厚さ０．８ｍｍのＳｉＣ単結晶からなる構造変換層を成長させた（成長速度８０μm/h）。引き続き、圧力変化速度１．３ｋＰａ／ｈで減圧すると共に２５℃／ｈの温度変化速度で温度を上げて、４時間かけて石英管内圧力を１．３ｋＰａ、種結晶温度を２３００℃にし、この成長雰囲気圧力及び種結晶温度を保って８０時間の結晶成長を行った以外は実施例Ａ１と同様にした。
その結果、得られたバルクのＳｉＣ単結晶（インゴット）の口径は７５ｍｍであり、厚み（高さ）は２４．８ｍｍであった。このうち、８０時間の結晶成長から得られた主たる結晶成長部分の厚みは、同様の条件で測定した結果から見積もると２４ｍｍであると考えられる（成長速度３００μm/h）。
上記で得られたバルクＳｉＣ単結晶について、種結晶側を底面とした場合に高さ約２０ｍｍにある主たる結晶成長部分から（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荒さＲａ＝１ｎｍ程度まで研磨して、実施例Ａ２に係る厚さ４００μｍ、直径７５ｍｍのＳｉＣ単結晶基板を得た。
このＳｉＣ単結晶基板について、実施例Ａ１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も実施例Ａ１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、中心円領域7aに含まれるｉ）〜iii）の合計１７の測定点で測定した値を平均すると、この中心円領域7aで観察されるらせん転位密度の平均値は８６２個／ｃｍ2である。一方、ドーナツ状周辺領域7bに含まれるiv）〜ｖ）の合計１６の測定点で測定した値を平均すると、このドーナツ状周辺領域7bで観察されるらせん転位密度の平均値は４５４個／ｃｍ2であり、中心円領域で観察されるらせん転位密度の平均値の６０％以下であった。
また、この実施例Ａ２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）面基板を切り出した。そして、実施例Ａ１と同様に溶融ＫＯＨエッチングを行い、エッチングされた基板の表面を光学顕微鏡で観察したところ、実施例Ａ１の場合とほぼ同様に、種結晶上に最初に成長させた厚さ１ｍｍのＳｉＣ単結晶の部分（構造変換層）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、この積層欠陥の発生起点は、バルクＳｉＣ単結晶の周辺部に集中していた。
また、この積層欠陥が発生していた領域について、実施例Ａ１と同様にして高分解能Ｘ線トポグラフによって観察した。その結果、Ｘ線トポグラフ像は実施例Ａ１の場合とほぼ同様であり、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。そして、この実施例Ａ２の場合についても種結晶１上に成長させた高さ１ｍｍのＳｉＣ単結晶が構造変換層として作用して、らせん転位が積層欠陥に構造変換したと考えられる。
（実施例Ａ３）
先ず、二重石英管１１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に保ちながら、種結晶１の温度が２２００℃になるまで上昇させた。その後、成長圧力である１３.３ｋＰａまで３０分かけて減圧し、石英管内圧力が１３．３ｋＰａ、種結晶１の温度が２２００℃の成長条件下で２０時間の結晶成長を行うことで、種結晶上に厚さ１ｍｍのＳｉＣ単結晶からなる構造変換層を成長させた（成長速度５０μm/h）。引き続き、圧力変化速度１．２ｋＰａ／ｈで減圧すると共に１０℃／ｈの温度変化速度で温度を上げて、１０時間かけて石英管内圧力を１．３ｋＰａ、種結晶温度を２３００℃にし、この成長雰囲気圧力及び種結晶温度を保って８０時間の結晶成長を行った以外は実施例Ａ１と同様にした。
その結果、得られたバルクのＳｉＣ単結晶（インゴット）の口径は７５ｍｍであり、厚み（高さ）は２５ｍｍであった。このうち、８０時間の結晶成長から得られた主たる結晶成長部分の厚みは、同様の条件で測定した結果から見積もると２４ｍｍであると考えられる（成長速度３００μm/h）。
上記で得られたバルクＳｉＣ単結晶について、種結晶側を底面とした場合に高さ約２０ｍｍにある主たる結晶成長部分から（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荒さＲａ＝１ｎｍ程度まで研磨して、実施例Ａ３に係る厚さ４００μｍ、直径７５ｍｍのＳｉＣ単結晶基板を得た。
このＳｉＣ単結晶基板について、実施例Ａ１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も実施例Ａ１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、中心円領域7aに含まれるｉ）〜iii）の合計１７の測定点で測定した値を平均すると、この中心円領域7aで観察されるらせん転位密度の平均値は８６８個／ｃｍ2である。一方、ドーナツ状周辺領域7bに含まれるiv）〜ｖ）の合計１６の測定点で測定した値を平均すると、このドーナツ状周辺領域7bで観察されるらせん転位密度の平均値は３８７個／ｃｍ2であり、中心円領域で観察されるらせん転位密度の平均値の２分の１以下であった。
（実施例Ａ４）
先ず、二重石英管１１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に保ちながら、種結晶１の温度が２２００℃になるまで上昇させた。その後、成長圧力である２６．６ｋＰａまで３０分かけて減圧し、石英管内圧力が２６．６ｋＰａ、種結晶１の温度が２２００℃の成長条件下で３０時間の結晶成長を行うことで、種結晶上に厚さ０．７５ｍｍのＳｉＣ単結晶からなる構造変換層を成長させた（成長速度２５μm/h）。引き続き、圧力変化速度１．２６５ｋＰａ／ｈで減圧すると共に５℃／ｈの温度変化速度で温度を上げて、２０時間かけて石英管内圧力を１．３ｋＰａ、種結晶温度を２３００℃にし、この成長雰囲気圧力及び種結晶温度を保って８０時間の結晶成長を行った以外は実施例Ａ１と同様にした。
その結果、得られたバルクのＳｉＣ単結晶（インゴット）の口径は７５ｍｍであり、厚み（高さ）は２４．７５ｍｍであった。このうち、８０時間の結晶成長から得られた主たる結晶成長部分の厚みは、同様の条件で測定した結果から見積もると２４ｍｍであると考えられる（成長速度３００μm/h）。
上記で得られたバルクＳｉＣ単結晶について、種結晶側を底面とした場合に高さ約２０ｍｍにある主たる結晶成長部分から（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荒さＲａ＝１ｎｍ程度まで研磨して、実施例Ａ４に係る厚さ４００μｍ、直径７５ｍｍのＳｉＣ単結晶基板を得た。
このＳｉＣ単結晶基板について、実施例Ａ１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も実施例Ａ１と同様にして行なった。
結果を表２に示す。
Figure 0006109028
表２に示したとおり、中心円領域7aに含まれるｉ）〜iii）の合計１７の測定点で測定した値を平均すると、この中心円領域7aで観察されるらせん転位密度の平均値は１０５２個／ｃｍ2である。一方、ドーナツ状周辺領域7bに含まれるiv）〜ｖ）の合計１６の測定点で測定した値を平均すると、このドーナツ状周辺領域7bで観察されるらせん転位密度の平均値は２８２個／ｃｍ2であり、中心円領域で観察されるらせん転位密度の平均値の３分の１以下であった。
（実施例Ａ５）
先ず、二重石英管１１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に保ちながら、種結晶１の温度が２２００℃になるまで上昇させた。その後、成長圧力である３９．９ｋＰａまで３０分かけて減圧し、石英管内圧力が３９．９ｋＰａ、種結晶１の温度が２２００℃の成長条件下で５０時間の結晶成長を行うことで、種結晶上に厚さ０．７５ｍｍのＳｉＣ単結晶からなる構造変換層を成長させた（成長速度１５μm/h）。引き続き、圧力変化速度１．２９ｋＰａ／ｈで減圧すると共に３．３℃／ｈの温度変化速度で温度を上げて、３０時間かけて石英管内圧力を１．３ｋＰａ、種結晶温度を２３００℃にし、この成長雰囲気圧力及び種結晶温度を保って８０時間の結晶成長を行った以外は実施例Ａ１と同様にした。
その結果、得られたバルクのＳｉＣ単結晶（インゴット）の口径は７５ｍｍであり、厚み（高さ）は２４．７５ｍｍであった。このうち、８０時間の結晶成長から得られた主たる結晶成長部分の厚みは、同様の条件で測定した結果から見積もると２４ｍｍであると考えられる（成長速度３００μm/h）。
上記で得られたバルクＳｉＣ単結晶について、種結晶側を底面とした場合に高さ約２０ｍｍにある主たる結晶成長部分から（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荒さＲａ＝１ｎｍ程度まで研磨して、実施例Ａ５に係る厚さ４００μｍ、直径７５ｍｍのＳｉＣ単結晶基板を得た。
このＳｉＣ単結晶基板について、実施例Ａ１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も実施例Ａ１と同様にして行なった。
結果を表２に示す。
表２に示したとおり、中心円領域7aに含まれるｉ）〜iii）の合計１７の測定点で測定した値を平均すると、この中心円領域7aで観察されるらせん転位密度の平均値は８９９個／ｃｍ2である。一方、ドーナツ状周辺領域7bに含まれるiv）〜ｖ）の合計１６の測定点で測定した値を平均すると、このドーナツ状周辺領域7bで観察されるらせん転位密度の平均値は９２個／ｃｍ2であり、中心円領域で観察されるらせん転位密度の平均値の約１０分の１であった。
（比較例Ａ１）
二重石英管１１の内部を真空排気するまで実施例Ａ１と同様にし、その後、雰囲気ガスとして高純度Ａｒガスを流入させて、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１４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。成長圧力である１．３ｋＰａに３０分かけて減圧した後に、１００時間の結晶成長を行い、口径７５ｍｍ、厚み（高さ）３０ｍｍのバルクＳｉＣ単結晶を成長させた（成長速度３００μm/h）。
上記で得られたバルクＳｉＣ単結晶について、種結晶側を底面とした場合に高さ約２５ｍｍにある主たる結晶成長部分から（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荒さＲａ＝１ｎｍ程度まで研磨して、比較例Ａ１に係る厚さ４００μｍ、直径７５ｍｍのＳｉＣ単結晶基板を得た。
このＳｉＣ単結晶基板について、実施例Ａ１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も実施例Ａ１と同様にして行なった。
結果を表２に示す。
表２に示したとおり、中心円領域7aに含まれるｉ）〜iii）の合計１７の測定点で測定した値を平均すると、この比較例Ａ１に係るＳｉＣ単結晶基板の中心円領域7aで観察されるらせん転位密度の平均値は９４７個／ｃｍ2である。一方、ドーナツ状周辺領域7bに含まれるiv）〜ｖ）の合計１６の測定点で測定した値を平均すると、ドーナツ状周辺領域7bで観察されるらせん転位密度の平均値は８７８個／ｃｍ2であり、中心円領域7aとドーナツ状周辺領域7bとは同程度の値であった。
そして、この比較例Ａ１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Ａ１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Ａ１及び２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。
以下、本発明の別の態様を実施例Ｂに基づき具体的に説明する。
この実施例Ｂでは、実施例Ａと同様に、図４の改良レーリー法による単結晶成長装置を用いた。
［第１の成長工程による構造変換の確認実験］
先ず、予め得られたＳｉＣ単結晶より口径５０ｍｍの（０００１）面を主面とした、オフ角が〈１１−２０〉方向に４度傾いた４Ｈ型のＳｉＣ単結晶基板を切り出し、鏡面研磨して種結晶とした。また、同じＳｉＣ単結晶から別途（０００１）面基板を切り出し、鏡面研磨の後に、溶融ＫＯＨエッチング（５２０℃、５〜１０分）を行い、光学顕微鏡によっ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って、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の分類を行ったところ、らせん転位密度は１０００個／ｃｍ2であった。
上記で準備した種結晶を単結晶成長装置の黒鉛蓋４の内面に取り付け、昇華原料８を充填した黒鉛坩堝容器９にセットし、黒鉛製フェルト１３で被覆した後、黒鉛支持棒１２の上に乗せ、二重石英管１１の内部に設置した。そして、石英管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、ワークコイルに電流を流し温度を上げ、種結晶温度が２２００℃になるまで上昇させた。その後、成長圧力である１３．３ｋＰａに３０分かけて減圧して結晶成長を開始した。なお、以下では、実施例Ｂ及び比較例Ｂを含めて、全成長工程において窒素流量を０．０１Ｌ／ｍｉｎ（同流量にて、成長結晶中の窒素濃度が約１×１０19cm-3となる）とし、成長終了時まで保つようにした。
先ず、上記成長雰囲気圧力及び種結晶温度の条件で２０時間の結晶成長を行ったところ、口径５０ｍｍ、高さ１ｍｍの炭化珪素単結晶が成長したことを確認した（第１の成長工程）。得られた結晶より（０００１）面基板を切り出し、鏡面研磨の後に、溶融ＫＯＨエッチング（５２０℃、５〜１０分）を行い、基板周辺部の任意の４点において上述した方法によってらせん転位密度を計測し、その平均値を求めたところ１００個／ｃｍ2であった。
また別途、結晶の（１−１００）面基板を切り出し、同様に鏡面研磨の後に、溶融ＫＯＨエッチングを行い、光学顕微鏡観察を行った。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。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。Ｘ線トポグラフ像には、種結晶と種結晶直上の成長初期領域には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転位欠陥であると同定できる。すなわち、この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を示していると同時に、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、らせん転位が積層欠陥に変換していることを示している。
更に別途、結晶から得られた（０００１）面基板より（１−１００）面基板を切り出して、鏡面研磨の後に、高分解能Ｘ線トポグラフによって観察を行った。複数個のらせん転位が積層欠陥に変換している様子が観察された。基板中をらせん転位が〈０００１〉方向に貫通していないために、仮にこの基板からデバイスを作製した場合、リーク電流の低減及び酸化膜形成不良の改善が可能と考えられる。
（実施例Ｂ１）
先ず、上記構造変換の確認実験と同様にして構造変換誘発成長を行った（工程Ｉ）。引き続き、圧力変化速度１．２ｋＰａ／ｈｒで減圧すると共に１０℃／ｈｒの温度変化速度で温度を上げ、１０時間かけて成長雰囲気圧力を１．３ｋＰａ、種結晶温度を２３００℃にし（遷移条件：工程II）、この成長雰囲気圧力及び種結晶温度を保って３０時間の結晶成長を行った（通常成長：工程III）。得られた炭化珪素単結晶（インゴット）の口径は５０ｍｍであり、厚み（全長）は１３ｍｍであった。このうち、工程IIIによって成長した単結晶の厚みは、同様の条件で測定した結果から見積もると１１ｍｍであると考えられる。
上記工程IIIによって成長した部分の単結晶から（０００１）面基板を切り出し、鏡面研磨の後に、溶融ＫＯＨエッチング（５２０℃、５〜１０分）を行い、基板周辺部の任意の４点において上述した方法によって光学顕微鏡によりらせん転位密度を計測し、その平均値を求めたところ、１１０個／ｃｍ2であった。すなわち、種結晶での値に比べて、らせん転位密度が大幅に減少していることが確認された。これらの結果等についてまとめて表３に示す。
Figure 0006109028
（実施例Ｂ２〜８、比較例Ｂ１〜４）
表３に示したように、工程Ｉ、工程II、及び工程IIIにおける各条件を変えた以外は実施例Ｂ１と同様にして、炭化珪素単結晶の成長を行った。また、最終的に得られた炭化珪素単結晶のうち、工程IIIによって成長した部分の単結晶から（０００１）面基板を切り出し、実施例Ｂ１と同様にして、らせん転位密度を求めた。結果を表３に示す。
表３に示した結果から分るように、本発明に係る実施例Ｂの場合には、いずれも比較例Ｂに比べてらせん転位密度が大幅に減少した。加えて、比較例Ｂ４の場合には、実施例Ｂでは確認されなかった異種ポリタイプの混在が認められ、また、マイクロパイプの発生も確認された。
（実施例Ｂ９〜１４、比較例Ｂ５）
実施例Ｂ１とほぼ同等（らせん転位密度1000個/cm2）の種結晶を用いて、表４に示した成長工程からなる結晶成長を行った。
先ず、工程Ｉとして示したように、成長開始時の成長雰囲気圧力を１．３ｋＰａにすると共に種結晶温度を２２００℃にして、２０時間の結晶成長を行い、厚さ４ｍｍの炭化珪素単結晶を成長させた。引き続き、工程IIに示した圧力変化速度及び温度変化速度により１〜１０時間かけて条件を変化させ、工程IIIに示した成長雰囲気圧力及び種結晶温度を保って構造変換誘発成長を１０〜３３．３時間行った。更に、工程IVに示した圧力変化速度及び温度変化速度により１〜６０時間かけて条件を変化させた後、最後に工程Ｖに示した成長雰囲気圧力及び種結晶温度を保って３０時間の結晶成長を行った。なお、本発明の第１の成長工程にあたる工程IIIで得られた結晶の厚みと結晶成長速度は表４に示したとおりであり、これらの値は別途同様の成長を行った結果から見積もった。また、第２の成長工程に相当する工程Ｖによって成長した単結晶の厚みは９〜１２ｍｍであり、成長速度は３００〜４００μｍ／ｈｒである。
上記工程Ｖによって成長した部分の単結晶からそれぞれ（０００１）面基板を切り出し、鏡面研磨の後に、溶融ＫＯＨエッチング（５２０℃、５〜１０分）を行い、上述した方法によって光学顕微鏡によりらせん転位密度を計測した。結果を表４に示す。
Figure 0006109028
（比較例Ｂ６）
予め成長しておいた炭化珪素単結晶インゴットから、口径５０ｍｍの（０００１）面を主面とした、オフ角が〈１１−２０〉方向に４度傾いた４Ｈ型のＳｉＣ単結晶基板を切り出し、研磨後、種結晶とした。結晶成長は構造変換の確認実験と同様にして行ったが、真空排気装置で結晶成長中の雰囲気圧力を１．３ｋＰａに調整し、成長温度は２２５０℃になるようにワークコイルの電流値を調整した。そして、この成長雰囲気圧力及び種結晶温度の条件で結晶成長を６０．５時間行ったところ、得られた炭化珪素単結晶の口径は５２ｍｍであり、高さは約１２ｍｍであった。
上記で得られた単結晶の（０００１）面基板を切り出し、鏡面研磨の後、構造変換の確認実験と同様にして溶融ＫＯＨエッチングを行い、光学顕微鏡によってらせん転位を観察したところ、らせん転位密度は１０００個／ｃｍ2であった。また別途、結晶の（１−１００）面基板を切り出し、同様に鏡面研磨の後に、溶融ＫＯＨエッチングを行い、光学顕微鏡観察を行った。その結果、積層欠陥は観察されず、らせん転位の積層欠陥への変換は生じていないことを示している。
（実施例Ｂ１５）
らせん転位密度がそれぞれ２６００、３１００、３６００個／ｃｍ2の口径１００ｍｍの４Ｈ型ＳｉＣ種単結晶を作製し、これらの種結晶を用いて、表３の実施例Ｂ１と同様な方法で口径１００ｍｍの４Ｈ型ＳｉＣ単結晶成長を行った。得られた結晶は、工程Ｉによって得られた構造変換誘発層の厚さは約１ｍｍであり、工程IIIによって得られた通常成長層の厚さは約１０ｍｍであった。
工程IIで得られた炭化珪素単結晶について、実施例Ｂ１と同様な方法でらせん転位密度を測定した。その結果、２６００、３１００、３６００個／ｃｍ2の種結晶より作製したインゴットの通常成長層部分から取り出した基板では、それぞれ、１４０、１８０、２１０個／ｃｍ2であった。このように、らせん転位密度が２５００個／ｃｍ2を超える種結晶であっても、本発明の製造方法を用いることにより、らせん転位密度を３００個／ｃｍ2以下に低減化することが可能であることが示された。
（比較例Ｂ７）
実施例Ｂ１５と同様にらせん転位密度が２６００個／ｃｍ2の口径１００ｍｍの４Ｈ型ＳｉＣ種単結晶を作製し、この種結晶を用いて、表３の比較例Ｂ３と同様な方法で口径１００ｍｍの４Ｈ型ＳｉＣ単結晶成長を行った。ここで、工程Ｉの構造変換誘発成長の時間は４時間で、工程IIIの通常成長の時間は５０時間とした。その結果、得られた結晶は、工程Ｉの構造変換誘発層の厚さは約０．２ｍｍであり、また、工程IIにおける通常成長層の厚さは２０ｍｍであった。
上記で得られたＳｉＣ単結晶について、実施例Ｂ１と同様な方法によりらせん転位密度を計測したところ基板全面平均で１９００個／ｃｍ2であった。
（実施例Ｂ１６）
実施例Ｂ１と同条件で４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を作製し、工程Ｉの構造変換誘発層の一部を含むようにして厚さ０．５ｍｍの基板を切り出し、研磨により厚さ３５０μｍのＳｉＣ単結晶基板を作製した。実施例Ｂ１で確認したのと同様にして、らせん転位の積層欠陥への構造変換が生じた領域から切り出された基板をＸ線トポグラフによって観察したところ、複数のらせん転位が積層欠陥へと構造変換していることが分った。この構造変換によってらせん転位密度が１１０個/ｃｍ2に低減しており、この領域から３ｍｍ角の耐圧６００Ｖ級のＳＢＤ（ショットキーバリアダイオード）を作製し、リーク電流を測定したところ１０-8Ａ以下であり、十分にリーク電流の少ないデバイスの作製が可能であった。
（比較例Ｂ８）
比較例Ｂ６と同条件で４Ｈ−ＳｉＣ単結晶を作製し、厚さ０．５ｍｍの基板を切り出し、研磨により厚さ３５０μｍのＳｉＣ単結晶基板を作製した。実施例Ｂ１と同様な方法によりらせん転位密度を計測すると１０００個／ｃｍ2であった。この基板から３ｍｍ角の耐圧６００Ｖ級のＳＢＤを作製してリーク電流を測定したところ１０-4Ａであった。
１：種結晶、２：構造変換層、３：らせん転位、４：積層欠陥、５：主たる成長結晶、６：バルクＳｉＣ単結晶、７：ＳｉＣ単結晶基板、7a：中心円領域、7b：ドーナツ状周辺領域、８：ＳｉＣ昇華原料、９：黒鉛坩堝、１０：黒鉛蓋、１１：二重石英管、１２：黒鉛支持棒、１３：黒鉛製フェルト、１４：ワークコイル、１５：配管、１６：マスフローコントローラ、１７：真空排気装置。

Claims (5)

  1. 炭化珪素単結晶インゴットであり、インゴット成長方向断面の成長開始面近傍に、らせん転位が積層欠陥に変換された０．５ｍｍ以上１０ｍｍ以下の厚さの構造変換部位を有し、前記構造変換部位以降に成長した主たる結晶成長部分のインゴット成長方向に垂直な円盤状断面の直径をＲとして、円盤状断面の中心点Ｏを中心にして０．５×Ｒの直径を有した中心円領域と、該円盤状断面の該中心円領域を除いた残りのドーナツ状周辺領域とを定義したとき、前記ドーナツ状周辺領域で観察されるらせん転位密度の平均値が、前記中心円領域で観察されるらせん転位密度の平均値の８０％以下であることを特徴とする炭化珪素単結晶インゴット。
  2. インゴット成長方向断面が面内にc軸を含む成長方向断面であることを特徴とする請求項1に記載の炭化珪素単結晶インゴット。
  3. インゴット成長方向断面が｛1-100｝面であることを特徴とする請求項１に記載の炭化珪素単結晶インゴット。
  4. 前記円盤状断面の円周を８等分する４本の直径を円盤状断面内で任意に選択し、該円盤状断面の中心点Ｏをゼロにして該中心点Ｏから放射状に伸びる８本の半径ｒ 1 〜ｒ 8 をそれぞれ０から１までの目盛を有した軸に見立てたとき、前記中心円領域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１７の測定点で測定した値の平均であり、また、前記ドーナツ状周辺領域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１６の測定点で測定した値の平均であり、
    ｉ）中心点Ｏ
    ii）ａ 1 〜ａ 8
    iii）ｂ 1 〜ｂ 8
    iv）ｃ 1 〜ｃ 8
    ｖ）ｄ 1 〜ｄ 8
    ここで、記号ａ〜ｄに付された数字は半径ｒ 1 〜ｒ 8 の数字に対応するものであって、例えばａ 1 、ｂ 1 、ｃ 1 及びｄ 1 は半径ｒ 1 上に存在する測定点である。このうちａ及びｂは、各半径において０超０．５以下の範囲内にある測定点であり、ｃ及びｄは、各半径において０．５超１以下の範囲内にある測定点である。また、同一記号を有した８つの測定点は、記号ａ〜ｄごとにそれぞれ同一円上に存在する、請求項１〜３のいずれか１項に記載の炭化珪素単結晶インゴット。
  5. 前記ドーナツ状周辺領域で観察されるらせん転位密度の平均値は５００個／ｃｍ 2 以下
    である請求項４に記載の炭化珪素単結晶インゴット。
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