JP6537590B2 - 炭化珪素単結晶インゴットの製造方法 - Google Patents

Description

この発明は、種結晶上に昇華再結晶法で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、及び炭化珪素単結晶インゴットに関する。

炭化珪素（以下、SiCという）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（非特許文献１参照）。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（以下、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、貫通刃状貫通転位、基底面転位、及び貫通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、貫通らせん転位が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２参照）。

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、貫通らせん転位欠陥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３及び４参照）、高性能なＳｉＣデバイスを作製するには、貫通らせん転位密度を低減させたＳｉＣ単結晶インゴットが求められる。

ここで、昇華再結晶法における貫通らせん転位の挙動について報告した例がある（非特許文献５参照）。すなわち、非特許文献５によれば、ＳｉＣ単結晶からなる種結晶と、その種結晶上に成長したＳｉＣ単結晶との界面において、前記種結晶上に成長したＳｉＣ単結晶（以下、「成長ＳｉＣ単結晶」という。）側では貫通らせん転位密度が種結晶側と比較して一旦大きく増加した後、ＳｉＣ単結晶の成長に従って貫通らせん転位密度が低下していく。そのため、貫通らせん転位密度が低減されたＳｉＣ単結晶インゴットを得る方法のひとつとして、このような界面での転位の挙動をなるべく早く発現させるのが効果的であると考えられる。

特開２０１４−２８７３６号公報 特開２００８−２２２５０９号公報 特開２００９−９１２２２号公報

Yu. M. Tairov and V. F. Tsvetkov, Journal of Crystal Growth, vol. 52（1981）pp.146〜150 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 Q. Wahab et al. Appl. Phys. Lett 76（2000） 2725 デンソーテクニカルレビューＶｏｌ. １６ （２０１１） ９０ A. Gupta et al. Mater. Res. Soc. Symp. Proc.1246（2010） 1246-B01-01

上述したように、昇華再結晶法によるＳｉＣ単結晶インゴットの製造では、種結晶と成長させるＳｉＣ単結晶との界面において、成長ＳｉＣ単結晶側の転位密度が増大し、その後、ＳｉＣ単結晶の成長に伴い転位密度は減少していく傾向にあるが、ある程度の高さに成長するまでは、転位密度が高い領域が続くことになる。

特許文献１は、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、らせん転位を積層欠陥に構造変換する炭化珪素単結晶の製造方法を開示している。しかし、特許文献１に開示された前記製造方法は、ＳｉＣ単結晶の成長を主に行うために、更に第２の成長工程を行う必要がある。すなわち、特許文献１は、ＳｉＣ単結晶の成長の初期段階にＳｉＣ単結晶を高品質化することを課題としていない。

特許文献２に開示されたＳｉＣエピタキシャル膜付き単結晶基板の製造方法は、ＳｉＣ単結晶基板上にＳｉＣエピタキシャル膜を成膜した後、ＳｉＣエピタキシャル膜の表面にステップバンチングを発生させることによって結晶欠陥を減少させることを特徴としている。しかし、特許文献２に開示された発明は、エピタキシャル膜中に存在する転位を再配列することによって、エピタキシャル膜中の結晶欠陥を減少させることを技術的な課題としており、バルク状のＳｉＣ単結晶の成長過程で結晶欠陥を消滅させるものでは無い。特許文献２に開示されたＳｉＣエピタキシャル膜の成膜速度は約５μｍ／ｈｒに過ぎない。そのため、特許文献２に開示された結晶欠陥の低減方法を、昇華再結晶法によって１００μｍ／ｈｒ以上の成長速度で形成されたバルク状のＳｉＣ単結晶に適用することによって、どの程度の効果が得られるか不明である。

特許文献３は、溶液成長法によるＳｉＣ単結晶の製造方法を開示している。また、特許文献３は、昇華再結晶法により作製されたオフ角を有するＳｉＣ単結晶基板の表面改質を目的として、当該基板上にＳｉＣ単結晶の層を形成する方法を開示している。しかし、特許文献３には、種結晶基板上にＳｉＣ単結晶を１ｍｍ程度の厚さに形成することは開示されていない。そのため、特許文献３に開示された製造方法は、ＳｉＣ単結晶基板製造の歩留まりを向上させる効果が不十分である。また、特許文献３に開示された製造方法はステップバンチングの発生を抑制しており、ステップバンチングを積極的に利用するものではない。

本発明は、このような状況を鑑みてなされたものであり、種結晶と成長ＳｉＣ単結晶との界面近傍で発生する貫通らせん転位密度がＳｉＣ単結晶の成長とともに低減できる割合を向上し、ＳｉＣ単結晶の成長の初期段階から貫通らせん転位密度の小さいＳｉＣ単結晶インゴットを製造することができる方法を提供することを目的とする。

本発明者等は、昇華再結晶法を用いて、種結晶と成長させたＳｉＣ単結晶との界面における貫通らせん転位の増大の影響を抑えたＳｉＣ単結晶インゴットを得るための手段について鋭意検討した結果、結晶成長面に比較的大きなステップバンチングが形成されている種結晶を用いて、昇華再結晶法によりＳｉＣ単結晶を成長させることで、ＳｉＣ単結晶の成長に伴い貫通らせん転位密度が減少する割合を向上できることを見出し、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）炭化珪素単結晶からなる種結晶の成長面上に、昇華再結晶法により炭化珪素単結晶を成長させて炭化珪素単結晶インゴットを製造する方法であって、ステップの高さが１０μｍ以上１ｍｍ以下であり、テラスの幅が２００μｍ以上１ｍｍ以下であるステップバンチングを種結晶の成長面に形成し、昇華再結晶法により種結晶の成長面上に炭化珪素単結晶を成長させ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）オフ角を有した種結晶の成長面に溶液成長法により厚さ０．１ｍｍ以上３ｍｍ以下の炭化珪素単結晶を成長させることによって、ステップバンチングを形成する（１）に記載の炭化珪素単結晶インゴットの製造方法。
（３）ステップの高さが１０μｍ以上１ｍｍ以下であり、テラスの幅が２００μｍ以上１ｍｍ以下のステップバンチングが形成された成長面を有する炭化珪素単結晶の種結晶と、前記成長面上に形成された炭化珪素単結晶領域とを有し、炭化珪素単結晶領域のうち、インゴット高さ方向の６０％以上の結晶領域は、貫通らせん転位密度が５００個／ｃｍ²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。

本発明のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法によれば、昇華再結晶法による成長の初期段階から貫通らせん転位密度の小さいＳｉＣ単結晶を得ることができる。そのため、本発明によって得られたＳｉＣ単結晶インゴットであれば、ＳｉＣ単結晶の成長初期であってもデバイス向けのＳｉＣ単結晶基板を切り出せるようになることから、ＳｉＣ単結晶基板製造の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単結晶インゴットの製造に用いる種結晶を作製するための装置を示す断面模式図である。 図２は、本発明のＳｉＣ単結晶インゴット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。 図３（ａ）、（ｂ）は、実施例及び比較例で得られたＳｉＣ単結晶インゴットの種結晶界面近傍での貫通転位密度を評価する際に用いた評価用ＳｉＣ単結晶基板を切り出す様子を示した模式説明図である。 図４は、実施例及び比較例で得られたＳｉＣ単結晶インゴットの成長高さに対する貫通らせん転位密度の変化の様子を示すグラフである。 図５は、実施例及び比較例で得られたＳｉＣ単結晶インゴットの成長高さに対する貫通刃状転位密度の変化の様子を示すグラフである。 図６は、ステップバンチングが種結晶の成長面に形成された状態を模式的に示す説明図である。

以下、本発明について詳細に説明する。
本発明は、昇華再結晶法により種結晶上にＳｉＣ単結晶を成長させる際に、種結晶と成長ＳｉＣ単結晶との界面部分で発生する貫通らせん転位の密度が増大することを抑制する。すなわち、本発明では、昇華再結晶法によるＳｉＣ単結晶の成長に伴い転位密度が減少する割合を上げることによって、成長初期の段階から転位密度の小さいＳｉＣ単結晶インゴットを得る。

通常、種結晶表面は研磨されて、ステップバンチングが除去され、研磨後の種結晶表面に残るステップの高さは３μｍ以下、テラスの幅は100μｍ以下程度である。一般的には、このようにステップバンチングが除去された種結晶の表面上にＳｉＣ単結晶を成長させていた。しかし、先に述べたように、本発明者らは、昇華再結晶法によるＳｉＣ単結晶の結晶成長環境下において、ステップバンチングを成長面に形成された種結晶を用いて、該種結晶の結晶成長面上にＳｉＣ単結晶を成長させることで、貫通らせん転位密度が低減することを見出した。

通常、種結晶の成長面にステップバンチングが形成されていると、前記ステップバンチングのステップの下段側のテラスに生成した結晶成長核が前記ステップ端で不整合を生じて、ステップバンチングを有さない一般的な種結晶を用いたときよりも貫通らせん転位が発生し易くなる。また、前記ステップバンチングが大きくなるに従って、貫通らせん転位の密度も大きくなる。ところが、より多く発生した貫通らせん転位同士は、密度が高いために通常よりも転位間の距離が小さく、正負の転位同士で対消滅する確率が高くなる。また、転位密度がある程度下がってきても、近距離に転位が残り、対消滅が発生し易いため、ＳｉＣ単結晶の成長に伴って貫通らせん転位密度の減少する割合が大きくなると考えられる（以下、ＳｉＣ単結晶の成長に伴って貫通らせん転位密度の減少する割合を「転位密度の減少率」という）。このように本発明者らは、種結晶と成長結晶との界面部分の転位増大を抑えるのではなく、むしろ転位をより多く発生させることで対消滅させるという逆転の発想に至り、貫通らせん転位密度の小さいＳｉＣ単結晶インゴットを得た。

ここで、本発明において使用される種結晶の成長面には、ステップの高さが１０μｍ以上１ｍｍ以下であり、前記ステップの下段側のテラスの幅が２００μｍ以上１ｍｍ以下であるサイズを有するステップバンチングが少なくとも１つ形成される。昇華再結晶法を行う際、種結晶の温度の上昇過程で種結晶成長面の最表面の分解が始まるが、ステップの高さが１０μｍ以上、テラスの幅が２００μｍ以上であれば、ＳｉＣの昇華再結晶開始までの間にステップバンチングが消失することはない。

但し、ステップバンチングのステップの高さ及びテラスの幅のいずれかが１ｍｍを超えると正常な昇華再結晶成長が妨げられて、ポリタイプが不安定化する。そのため、ステップの高さ及びテラスの幅のいずれかが１ｍｍを超えるステップバンチングの数は、少ない方が好ましい。

また、ステップバンチングのステップの高さが１０μｍ未満、もしくは前記ステップの下段側のテラスの幅が２００μｍ未満であると、本発明の効果である貫通らせん転位密度の減少率が大きくならない。

図６は、ステップバンチングの説明図であり、SB1、SB2等のステップバンチングが種結晶の成長面に形成された状態を模式的に示している。形成されたステップバンチングSB1及びSB2は、ステップの高さSBt1及びSBt2がいずれも１０μｍ以上１ｍｍ以下であって、テラスの幅SB1wa、SB1wb、SB2wa、SB2wbがいずれも２００μｍ以上１ｍｍであることが最も好ましい。

成長初期の段階における貫通らせん転位密度の減少率を更に大きくするには、好ましくは、ステップバンチングのステップの高さは３０μｍ以上であるのがよく、より好ましくは５０μｍ以上であるのがよい。また、前記ステップの下段側のテラスの幅は、好ましくは４００μｍ以上であるのがよく、より好ましくは６００μｍ以上であるのがよい。

また、種結晶上に前記サイズを有するステップバンチングを形成する手段として、好ましくは溶液成長法を用いるのがよい。溶液成長法によるＳｉＣ単結晶の成長では、オフ角を有する種結晶上の結晶成長はオフ角ゼロのジャスト面上の結晶成長に比べて比較的不安定であるため、オフ角を持つ種結晶上に結晶成長を行なうと、成長高さ数十〜１００μｍ程度のステップバンチングが生じることが知られている。この現象を利用することで、すなわち、昇華再結晶法によるＳｉＣ単結晶の成長に先駆けて、オフ角を有した種結晶の成長面に溶液成長法によりＳｉＣ単結晶を成長させることで、前記サイズのステップバンチングが形成された種結晶を作製することができる。

ここで、前記種結晶の厚みを増加することによって、前記種結晶の成長面上のステップバンチングのサイズを拡大することができる。所望のサイズのステップバンチングを形成する観点から、溶液成長法によりＳｉＣ単結晶を成長させる種結晶の厚さは、好ましくは０．１ｍｍ以上であるのがよい。しかし、効果が飽和することや経済性などを考慮すると、その厚みの上限は３ｍｍである。一方、種結晶のオフ角については、結晶表面のステップバンチングを効率的に形成させる等の観点から、好ましくは０．５度以上１０度以下であるのがよい。

また、溶液成長法については、公知の方法を用いることができ、Ｃを溶解させたＳｉ溶媒（Ｓｉ−Ｃ溶液）に、オフ角を有する種結晶を浸漬してＳｉＣ単結晶を成長させることによって、前述したような大きなステップバンチングを形成できる。前述したサイズのステップバンチングが形成された種結晶を、昇華再結晶法を利用した単結晶成長装置に配して、公知の方法によりＳｉＣ単結晶を製造させることによって、本発明のＳｉＣ単結晶インゴットを得ることができる。なお、昇華再結晶法は溶液成長法と異なり、種結晶のオフ角がステップバンチングの大きさを著しく変化させる現象は見られないため、昇華再結晶法を用いて溶液成長法のような大きなステップバンチングを形成することは困難である。

本発明によれば、昇華再結晶法による成長の初期段階から貫通らせん転位密度の小さいＳｉＣ単結晶を得ることができる。前述したサイズのステップバンチングが形成された種結晶を使用する以外、昇華再結晶法については、公知の方法を用いることができる。

本発明によれば、高さ方向の６０％以上が貫通らせん転位密度５００個／ｃｍ²以下の高品質結晶領域を有するＳｉＣ単結晶インゴットをＳｉＣ単結晶の成長初期において得ることができるので、成長初期のＳｉＣ単結晶インゴットからもデバイス向けのＳｉＣ単結晶基板を切り出せるようになり、ＳｉＣ単結晶基板製造の歩留まりを向上させることができる。

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。

（実施例１）
図１は、本発明の実施例に係るＳｉＣ単結晶インゴットの結晶成長に用いた種結晶の準備を行なうための装置であって、溶液成長法による単結晶成長装置の一例が示されている。この単結晶成長装置は、Ｓｉ−Ｃ溶液１が収容される黒鉛坩堝２を備え、この黒鉛坩堝２は水冷ステンレスチャンバー３内に配置されている。また、黒鉛坩堝２は、シード軸１０が貫通する坩堝蓋４により実質的に閉鎖され、坩堝２の外周は断熱材５により保温されており、さらにその外周に誘導加熱用の高周波コイル６が設けられている。単結晶成長装置内の雰囲気は、ガス導入口７とガス排気口８を利用して調整される。

黒鉛坩堝２に、ＳｉとＴｉとを融液原料として仕込み、高周波コイル６に通電して誘導加熱により坩堝内の原料を融解し、Ｓｉ−Ｔｉ合金の融液を形成した。加熱中に容器である黒鉛坩堝２の溶解によって炭素が高温溶液に融解し、ＳｉＣの高温溶液（Si-C溶液）が形成された。そして、昇華再結晶法により得られたバルクのＳｉＣ単結晶から口径５１ｍｍの基板を切り出し、鏡面研磨して、（０００−１）面に４度のオフ角を有した種結晶基板９を準備した。

この種結晶基板９を成長温度よりも５０℃低いＳｉ−Ｃ溶液１に着液後、さらに成長温度１９４０℃に昇温して、約１時間加熱した。成長温度に達してから炭素が坩堝溶解によって十分に融液に供給されるまでは、溶液は炭素が未飽和の状態である。このため種結晶基板９の表層は、溶液に溶解する。本実施例１では、種結晶基板９の表層が溶解した分（溶解厚み）は約３０μｍであった。溶液の炭素が飽和に達した後は、種結晶基板９上にＳｉＣ結晶が溶液成長した。結晶成長時間は種結晶基板９の着液から１５時間とした。この間、黒鉛坩堝２とシード軸１０とは、互いに逆方向に１０ｒｐｍで回転させた。成長終了後、シード軸１０を上昇させて、種結晶基板９を溶液１から切り離して、種結晶を回収した。

得られた種結晶は、種結晶基板９の上に溶液成長法によってＳｉＣ結晶が新たに約５００〜６００μｍの厚みで成長していた。この種結晶の成長表面をレーザー顕微鏡により観察した結果、ステップ高さ約３０μｍ、テラス幅約３００μｍのステップバンチングの形成が見られた。

また、図２は、本発明の実施例に係る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１１を誘導加熱により昇華させ、ＳｉＣ種結晶１２上に再結晶させることにより行われる。上記の溶液成長法によって成長面にステップバンチングが形成された種結晶１２を単結晶成長装置の黒鉛蓋１３の内面に取り付け、昇華原料１１を充填した黒鉛坩堝１４にセットした。黒鉛坩堝１４を熱シールドのために黒鉛製フェルト１５で被覆した後、黒鉛支持棒１７の上に載せて二重石英管１６の内部に設置した。

そして、二重石英管１６の内部を真空排気装置１８によって真空排気した後、雰囲気ガスとして高純度Ａｒガス及び窒素ガスを、配管１９を介してマスフローコントローラ２０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１８で８０ｋＰａにした。この圧力下において、ワークコイル２１に電流を流して温度を上げ、種結晶１２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、ステップバンチングが形成された種結晶１２の（０００−１）面を結晶成長面とする３０時間の結晶成長を行った。

上記のプロセスにより、高さ９ｍｍ、口径５１ｍｍのＳｉＣ単結晶インゴットが得られた。先ず、該インゴットから、種結晶１２からの高さで表される成長高さ３ｍｍの位置において、種結晶表面に平行に（すなわち４°のオフ角を有するように）評価用基板Ａを切り出した。

得られた評価用基板Ａ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、エッチングされた評価用基板Ａの表面を、光学顕微鏡（倍率：80倍）で観察して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角形ピットを貫通らせん転位として、エッチピット形状による転位欠陥を分類し、各転位密度を求めた。その結果、評価用基板Ａの外周から直径比で内側に５％のリング状領域（外周から幅2.55mmの領域）を除いた残りの領域でほぼ一様に転位密度が分散していることを確認した。なお、同様にして種結晶についても確認したところ、面内に転位密度は一様に分布していた。

次に、図３（ａ）に示したように、得られたインゴットを、種結晶１２のｃ軸のオフ方向と反対方向へ４°傾いた方向が結晶のｃ軸となるように切り出し、（０００１）面に種結晶と反対方向にオフ角を持つ評価用基板Ｂを得た。その際、評価用基板Ｂが種結晶の成長面中心を通るようにして切り出し、評価用基板Ｂの表面には、種結晶領域と成長ＳｉＣ単結晶領域とが含まれるようにして、図３（ｂ）に示したように、評価用基板Ｂの表面上のａ辺と種結晶の直径方向上のｂ辺とのなす角が８°であり、高さｈの直角三角形が形成されるようにした。本切り出し方法を用いることにより、成長に従う転位密度の変化を連続的に観察することが可能となる。また、成長方向の変化が実質的に１／ｓｉｎ８°（約７倍）に拡大されるため、より詳細な高精度の転位密度計測を行なうことができる。

得られた評価用基板Ｂについて、先の評価用基板Ａと同様に、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表面を、成長ＳｉＣ単結晶の高さ（ｈ）の変化に沿うようにしながら、図３（ｂ）に示したａ辺（＝ｈ／sin8°）上の測定点を光学顕微鏡（倍率：80倍）で観察して貫通転位密度を計測した。結果を表１に示す。

（比較例１）
比較例１では、種結晶の結晶成長面のＳｉ−Ｃ溶液による溶液成長を行なわずに、昇華再結晶法で得られたバルクのＳｉＣ単結晶から口径５１ｍｍ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基板をそのまま用いて、昇華再結晶法によりＳｉＣ単結晶の結晶成長を行なった。すなわち、種結晶の溶液成長工程を行わなかった以外は実施例１と同様にして、比較例１に係るＳｉＣ単結晶インゴットを製造した。

このとき、種結晶基板の結晶成長面上にはステップ高さ１０μｍ以上又はテラス幅２００μｍ以上のステップバンチングは見られなかった。得られたＳｉＣ単結晶インゴットは実施例１と同様に（０００１）面に種結晶と反対方向にオフ角を持つように切り出して、評価用基板Ｂを得て、実施例１と同様にＫＯＨエッチングを行ない、光学顕微鏡で転位密度を計測した。結果を表１に示す。

ここで、実施例１及び比較例１における種結晶基板の結晶成長面上の各測定点でのＳｉＣ単結晶の成長高さ（ｈ(mm)）と貫通らせん転位密度（個/cm²）の値との関係を図４に示す。図５は、実施例１及び比較例１に関して、ＳｉＣ単結晶の前記成長高さ（ｈ(mm)）と貫通刃状転位密度（個/cm²）の値との関係を示す。尚、図４及び図５の縦軸は、対数表示である。

図４中に描かれた実線及び点線はそれぞれ、実施例１のデータ及び比較例１のデータを近似する1次関数のグラフである。これらのグラフから分かるように、図４中に描かれた実線の傾きは、点線の傾きよりも急峻である。すなわち、実施例１における転位密度の減少率は、比較例１における転位密度の減少率よりも大きい。また、従来法によって製造された比較例１のＳｉＣ単結晶インゴットは、成長高さ１．９ｍｍで貫通らせん転位密度が約１０００個／ｃｍ²であるのに対し、本発明の製造方法を用いて製造された実施例１のＳｉＣ単結晶インゴットでは、約１００個／ｃｍ²まで減少している。

また、図５の実線のグラフ（実施例１のデータに対応）と点線のグラフ（比較例１のデータに対応）との比較から分かるように、本発明の製造方法は貫通刃状転位の転位密度変化に何ら悪影響を及ぼすものでなく、貫通刃状転位の転位密度の減少率を増加している。種結晶との界面近傍の成長初期は、従来では貫通転位密度が高く、ＳｉＣ単結晶基板の切り出しには不向きとされていたのに対して、本発明によれば、成長高さ約２ｍｍから種結晶以上の品質のＳｉＣ単結晶基板を切り出すことも可能となる。

また、図４のグラフの傾向からして、成長高さ１．５ｍｍ以降では貫通らせん転位密度が５００個／ｃｍ²以下を達成できていると考えられ、実施例１に係るインゴットの成長高さが９ｍｍであることからして、高さ方向における結晶領域の約８０％以上が貫通らせん転位密度５００個／ｃｍ²以下を満たすＳｉＣ単結晶インゴットが得られたと言える。

１ Ｓｉ−Ｃ溶液
２ 黒鉛坩堝
３ ステンレスチャンバー
４ 坩堝蓋
５ 断熱材
６ 高周波コイル
７ ガス導入口
８ ガス排気口
９ 種結晶基板
１０ シード軸
１１ ＳｉＣ昇華原料
１２ 種結晶
１３ 黒鉛蓋
１４ 黒鉛坩堝
１５ 黒鉛製フェルト
１６ 二重石英管
１７ 黒鉛支持棒
１８ 真空排気装置
１９ 配管
２０ マスフローコントローラ
２１ ワークコイル

Claims (1)

1. 炭化珪素単結晶からなる種結晶の成長面上に、昇華再結晶法により炭化珪素単結晶を成長させて炭化珪素単結晶インゴットを製造する方法であって、
   オフ角を有した種結晶の成長面に溶液成長法により厚さ０．１ｍｍ以上３ｍｍ以下の炭化珪素単結晶を成長させることによって、
   ステップの高さが１０μｍ以上１ｍｍ以下であり、テラスの幅が２００μｍ以上１ｍｍ以下であるステップバンチングを前記種結晶の成長面に形成し、
   昇華再結晶法により前記種結晶の成長面上に炭化珪素単結晶を成長させ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。

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