JPH11315000A - 単結晶ＳｉＣおよびその製造方法 - Google Patents
単結晶ＳｉＣおよびその製造方法Info
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- JPH11315000A JPH11315000A JP9495498A JP9495498A JPH11315000A JP H11315000 A JPH11315000 A JP H11315000A JP 9495498 A JP9495498 A JP 9495498A JP 9495498 A JP9495498 A JP 9495498A JP H11315000 A JPH11315000 A JP H11315000A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 格子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の非常に
少ない高品位の単結晶を非常に生産性よく製造すること
ができるようにする。 【解決手段】 α−ＳｉＣ単結晶基板１とＳｉ原子及び
Ｃ原子により構成されるβ−ＳｉＣ多結晶板２とを両者
の対向面１ａ，２ａ間に微少隙間３を形成するように互
いに平行に対峙させた状態で、それら両板１，２を不活
性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気圧の雰囲気下で、
α−ＳｉＣ単結晶基板１側が低温に保たれるように熱処
理することにより、微少隙間３内でＳｉ及びＣ原子を昇
華再結晶させてα−ＳｉＣ単結晶基板１上に単結晶を析
出させ、その析出された単結晶を種結晶としてβ−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２を単結晶に変態させることによりα−Ｓｉ
Ｃ単結晶基板１の結晶軸と同方位に配向された単結晶を
一体に育成させる。
少ない高品位の単結晶を非常に生産性よく製造すること
ができるようにする。 【解決手段】 α−ＳｉＣ単結晶基板１とＳｉ原子及び
Ｃ原子により構成されるβ−ＳｉＣ多結晶板２とを両者
の対向面１ａ，２ａ間に微少隙間３を形成するように互
いに平行に対峙させた状態で、それら両板１，２を不活
性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気圧の雰囲気下で、
α−ＳｉＣ単結晶基板１側が低温に保たれるように熱処
理することにより、微少隙間３内でＳｉ及びＣ原子を昇
華再結晶させてα−ＳｉＣ単結晶基板１上に単結晶を析
出させ、その析出された単結晶を種結晶としてβ−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２を単結晶に変態させることによりα−Ｓｉ
Ｃ単結晶基板１の結晶軸と同方位に配向された単結晶を
一体に育成させる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、単結晶ＳｉＣおよ
びその製造方法に関するもので、詳しくは、発光ダイオ
ードやＸ線光学素子、高温半導体電子素子の基板ウエハ
などとして用いられる単結晶ＳｉＣおよびその製造方法
に関するものである。
びその製造方法に関するもので、詳しくは、発光ダイオ
ードやＸ線光学素子、高温半導体電子素子の基板ウエハ
などとして用いられる単結晶ＳｉＣおよびその製造方法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ＳｉＣ（炭化珪素）は、耐熱性および機
械的強度に優れているだけでなく、放射線にも強く、さ
らに不純物の添加によって電子や正孔の価電子制御が容
易である上、広い禁制帯幅を持つ（因みに、６Ｈ型のＳ
ｉＣ単結晶で約３．０ｅＶ、４Ｈ型のＳｉＣ単結晶で
３．２６ｅＶ）ために、Ｓｉ（シリコン）やＧａＡｓ
（ガリウムヒ素）などの既存の半導体材料では実現する
ことができない大容量、高周波、耐圧、耐環境性を実現
することが可能で、次世代のパワーデバイス用半導体材
料として注目され、かつ期待されている。
械的強度に優れているだけでなく、放射線にも強く、さ
らに不純物の添加によって電子や正孔の価電子制御が容
易である上、広い禁制帯幅を持つ（因みに、６Ｈ型のＳ
ｉＣ単結晶で約３．０ｅＶ、４Ｈ型のＳｉＣ単結晶で
３．２６ｅＶ）ために、Ｓｉ（シリコン）やＧａＡｓ
（ガリウムヒ素）などの既存の半導体材料では実現する
ことができない大容量、高周波、耐圧、耐環境性を実現
することが可能で、次世代のパワーデバイス用半導体材
料として注目され、かつ期待されている。
【０００３】この種のＳｉＣ単結晶の成長（製造）方法
として、従来、種結晶を用いた昇華再結晶法によってＳ
ｉＣ単結晶を成長させる方法や、Ｓｉ（シリコン）基板
上に化学気相成長法（ＣＶＤ法）を用いてエピタキシャ
ル成長させることにより立方晶のＳｉＣ単結晶（β−Ｓ
ｉＣ）を成長させるエピタキシャル方法等が知られてい
る。
として、従来、種結晶を用いた昇華再結晶法によってＳ
ｉＣ単結晶を成長させる方法や、Ｓｉ（シリコン）基板
上に化学気相成長法（ＣＶＤ法）を用いてエピタキシャ
ル成長させることにより立方晶のＳｉＣ単結晶（β−Ｓ
ｉＣ）を成長させるエピタキシャル方法等が知られてい
る。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記し
た従来の製造方法のうち、昇華再結晶法にあっては、マ
イクロパイプ欠陥と呼ばれ半導体デバイスを作製した際
の漏れ電流等の原因となる結晶の成長方向に貫通する直
径数ミクロンのピンホールが１００〜１０００／ｃｍ2
程度成長結晶中に残存しやすく、品質的に優れた単結晶
ＳｉＣが得られないという問題があり、エピタキシャル
方法は、基板温度が高い上に、基板が高温なため再蒸発
量も多く、高純度の還元性雰囲気を作ることも必要で設
備的に非常に困難であり、さらに、エピタキシャル成長
のため結晶成長速度にも自ずと限界があって、単結晶Ｓ
ｉＣの生産性が非常に悪いという問題があり、このこと
が既述のようにＳｉやＧａＡｓなどの既存の半導体材料
に比べて多くの優れた特徴を有しながらも、その実用化
を阻止する要因になっている。
た従来の製造方法のうち、昇華再結晶法にあっては、マ
イクロパイプ欠陥と呼ばれ半導体デバイスを作製した際
の漏れ電流等の原因となる結晶の成長方向に貫通する直
径数ミクロンのピンホールが１００〜１０００／ｃｍ2
程度成長結晶中に残存しやすく、品質的に優れた単結晶
ＳｉＣが得られないという問題があり、エピタキシャル
方法は、基板温度が高い上に、基板が高温なため再蒸発
量も多く、高純度の還元性雰囲気を作ることも必要で設
備的に非常に困難であり、さらに、エピタキシャル成長
のため結晶成長速度にも自ずと限界があって、単結晶Ｓ
ｉＣの生産性が非常に悪いという問題があり、このこと
が既述のようにＳｉやＧａＡｓなどの既存の半導体材料
に比べて多くの優れた特徴を有しながらも、その実用化
を阻止する要因になっている。
【０００５】本発明は上記実情に鑑みてなされたもの
で、マイクロパイプ欠陥等の非常に少ない高品位の単結
晶ＳｉＣと、このような高品位単結晶を非常に生産性よ
く製造することができ、半導体材料としての実用化を可
能とする単結晶ＳｉＣの製造方法を提供することを目的
としている。
で、マイクロパイプ欠陥等の非常に少ない高品位の単結
晶ＳｉＣと、このような高品位単結晶を非常に生産性よ
く製造することができ、半導体材料としての実用化を可
能とする単結晶ＳｉＣの製造方法を提供することを目的
としている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、請求項１に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣは、Ｓｉ
Ｃ単結晶基板とＳｉ原子及びＣ原子により構成された板
材とを微少隙間を隔てて互いに平行に対峙させた状態
で、大気圧以下の不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ飽和
蒸気雰囲気下で、上記ＳｉＣ単結晶基板側が上記板材よ
りも低温に保たれるように熱処理することにより、上記
微小隙間内でＳｉ原子及びＣ原子を昇華再結晶させて上
記ＳｉＣ単結晶基板上に単結晶を析出させるとともに、
この析出単結晶を種結晶して上記板材を単結晶に変態さ
せて上記ＳｉＣ単結晶基板の結晶軸と同方位に配向され
た単結晶が一体に成長されていることを特徴とするもの
であり、また、請求項４に記載の発明に係る単結晶Ｓｉ
Ｃの製造方法は、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉ原子及びＣ原
子により構成された板材とを両者の対向面間に微少隙間
を形成するように互いに平行に対峙させた後、それらＳ
ｉＣ単結晶基板及び板材を大気圧以下の不活性ガス雰囲
気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で、上記ＳｉＣ単結
晶基板側が上記板材よりも低温に保たれるように熱処理
することにより、上記微小隙間内でＳｉ原子及びＣ原子
を昇華再結晶させて上記ＳｉＣ単結晶基板上に単結晶を
析出させ、この析出した単結晶を種結晶として上記板材
を単結晶に変態させて上記ＳｉＣ単結晶基板の結晶軸と
同方位に配向された単結晶を一体に育成することを特徴
とするものである。
に、請求項１に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣは、Ｓｉ
Ｃ単結晶基板とＳｉ原子及びＣ原子により構成された板
材とを微少隙間を隔てて互いに平行に対峙させた状態
で、大気圧以下の不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ飽和
蒸気雰囲気下で、上記ＳｉＣ単結晶基板側が上記板材よ
りも低温に保たれるように熱処理することにより、上記
微小隙間内でＳｉ原子及びＣ原子を昇華再結晶させて上
記ＳｉＣ単結晶基板上に単結晶を析出させるとともに、
この析出単結晶を種結晶して上記板材を単結晶に変態さ
せて上記ＳｉＣ単結晶基板の結晶軸と同方位に配向され
た単結晶が一体に成長されていることを特徴とするもの
であり、また、請求項４に記載の発明に係る単結晶Ｓｉ
Ｃの製造方法は、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉ原子及びＣ原
子により構成された板材とを両者の対向面間に微少隙間
を形成するように互いに平行に対峙させた後、それらＳ
ｉＣ単結晶基板及び板材を大気圧以下の不活性ガス雰囲
気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で、上記ＳｉＣ単結
晶基板側が上記板材よりも低温に保たれるように熱処理
することにより、上記微小隙間内でＳｉ原子及びＣ原子
を昇華再結晶させて上記ＳｉＣ単結晶基板上に単結晶を
析出させ、この析出した単結晶を種結晶として上記板材
を単結晶に変態させて上記ＳｉＣ単結晶基板の結晶軸と
同方位に配向された単結晶を一体に育成することを特徴
とするものである。
【０００７】上記のような構成要件を有する請求項１及
び請求項４に記載の発明によれば、ＳｉＣ単結晶基板と
Ｓｉ原子及びＣ原子により構成された板材とを微少隙間
を隔てて互いに平行に対峙させた状態で、不活性ガス雰
囲気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理すること
によって、微少隙間を通しての伝熱作用により両板の対
向面を共に平滑にしてそれら平滑面を密着させた状態で
熱処理する場合に比べて、両板全域を単結晶化に必要な
熱処理温度にまで昇温させる速度を早めることが可能で
ある。また、熱処理時にはＳｉＣ単結晶基板側が上記板
材よりも低温に保たれるとともに、この低温のＳｉＣ単
結晶基板側の対向面のうちでも両対向板の外周辺側より
も内側の中央側ほど低温であることから、外周辺の高温
部で昇華して微少隙間に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子
並びに板材を構成するＳｉ原子及びＣ原子の運動エネル
ギーが低温のＳｉＣ単結晶基板の中央部側ほど小さく抑
えられる。それゆえに、上記微少隙間内の中央部分に存
在するＳｉ原子及びＣ原子が最も早く昇華再結晶されて
低温のＳｉＣ単結晶基板側の中央部面上に優先的に単結
晶が析出され、そのような単結晶の析出作用が中央部か
ら周辺部にかけて順次拡張し進行していく過程でも昇華
再結晶が繰り返されることによりＳｉ原子，Ｃ原子の昇
華再結晶に伴い析出される単結晶の単結晶化率が向上さ
れることになり、そのように析出された単結晶を種結晶
とする固相成長により板材の全体が単結晶に変態される
ことになる。
び請求項４に記載の発明によれば、ＳｉＣ単結晶基板と
Ｓｉ原子及びＣ原子により構成された板材とを微少隙間
を隔てて互いに平行に対峙させた状態で、不活性ガス雰
囲気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理すること
によって、微少隙間を通しての伝熱作用により両板の対
向面を共に平滑にしてそれら平滑面を密着させた状態で
熱処理する場合に比べて、両板全域を単結晶化に必要な
熱処理温度にまで昇温させる速度を早めることが可能で
ある。また、熱処理時にはＳｉＣ単結晶基板側が上記板
材よりも低温に保たれるとともに、この低温のＳｉＣ単
結晶基板側の対向面のうちでも両対向板の外周辺側より
も内側の中央側ほど低温であることから、外周辺の高温
部で昇華して微少隙間に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子
並びに板材を構成するＳｉ原子及びＣ原子の運動エネル
ギーが低温のＳｉＣ単結晶基板の中央部側ほど小さく抑
えられる。それゆえに、上記微少隙間内の中央部分に存
在するＳｉ原子及びＣ原子が最も早く昇華再結晶されて
低温のＳｉＣ単結晶基板側の中央部面上に優先的に単結
晶が析出され、そのような単結晶の析出作用が中央部か
ら周辺部にかけて順次拡張し進行していく過程でも昇華
再結晶が繰り返されることによりＳｉ原子，Ｃ原子の昇
華再結晶に伴い析出される単結晶の単結晶化率が向上さ
れることになり、そのように析出された単結晶を種結晶
とする固相成長により板材の全体が単結晶に変態される
ことになる。
【０００８】上記のように、対峙させた両板全域の所定
熱処理温度への昇温速度が早くなること、両板間の微小
隙間内でのＳｉ原子及びＣ原子の昇華再結晶による単結
晶の析出がＳｉＣ単結晶基板側で優先されること、並び
に、Ｓｉ原子及びＣ原子により構成された板材の単結晶
への変態速度が周辺部よりも中央部側ほど早くなるよう
な速度差のある変態パターンにしてＳｉ原子、Ｃ原子の
昇華再結晶の繰り返しにより析出される単結晶の単結晶
化率が向上されることの相乗作用によって、少ない熱エ
ネルギーで上記板材の全域を効率よく単結晶化して、格
子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の非常に少ない高品質
な単結晶ＳｉＣを生産性よく得ることが可能である。
熱処理温度への昇温速度が早くなること、両板間の微小
隙間内でのＳｉ原子及びＣ原子の昇華再結晶による単結
晶の析出がＳｉＣ単結晶基板側で優先されること、並び
に、Ｓｉ原子及びＣ原子により構成された板材の単結晶
への変態速度が周辺部よりも中央部側ほど早くなるよう
な速度差のある変態パターンにしてＳｉ原子、Ｃ原子の
昇華再結晶の繰り返しにより析出される単結晶の単結晶
化率が向上されることの相乗作用によって、少ない熱エ
ネルギーで上記板材の全域を効率よく単結晶化して、格
子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の非常に少ない高品質
な単結晶ＳｉＣを生産性よく得ることが可能である。
【０００９】上記請求項１に記載の発明に係る単結晶Ｓ
ｉＣ及び請求項４に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製
造方法において、ＳｉＣ単結晶基板と対峙される板材と
しては、請求項２及び請求項５に記載のように、ＳｉＣ
多結晶板、ＳｉＣアモルファスもしくは高純度焼結体の
いずれを使用する場合も、上記と同様に、微小隙間内で
のＳｉ原子とＣ原子との昇華再結晶の繰り返しによって
高品質な単結晶ＳｉＣを生産性よく得ることが可能であ
る。
ｉＣ及び請求項４に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製
造方法において、ＳｉＣ単結晶基板と対峙される板材と
しては、請求項２及び請求項５に記載のように、ＳｉＣ
多結晶板、ＳｉＣアモルファスもしくは高純度焼結体の
いずれを使用する場合も、上記と同様に、微小隙間内で
のＳｉ原子とＣ原子との昇華再結晶の繰り返しによって
高品質な単結晶ＳｉＣを生産性よく得ることが可能であ
る。
【００１０】また、上記請求項１または２に記載の発明
に係る単結晶ＳｉＣ及び請求項４または５に記載の発明
に係る単結晶ＳｉＣの製造方法において、上記ＳｉＣ単
結晶基板の結晶面としては、アチソン法により作られた
ＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を切り出したとき
の（０００１）面であってもよいが、特に、請求項３及
び請求項６に記載のように、（０００１）面を（１１-
2 ０）面方向に約１．５〜１０°傾斜させて研磨した面
を使用することによって、結晶面の熱エッチングなどに
よる欠陥の発生がなくなり、ＳｉＣ単結晶の品質を一層
高めることができる。
に係る単結晶ＳｉＣ及び請求項４または５に記載の発明
に係る単結晶ＳｉＣの製造方法において、上記ＳｉＣ単
結晶基板の結晶面としては、アチソン法により作られた
ＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を切り出したとき
の（０００１）面であってもよいが、特に、請求項３及
び請求項６に記載のように、（０００１）面を（１１-
2 ０）面方向に約１．５〜１０°傾斜させて研磨した面
を使用することによって、結晶面の熱エッチングなどに
よる欠陥の発生がなくなり、ＳｉＣ単結晶の品質を一層
高めることができる。
【００１１】また、上記請求項４ないし６のいずれかに
記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法において、上
記ＳｉＣ単結晶板とＳｉ原子及びＣ原子により構成され
た板材との対向面間の微小隙間としては、請求項７に記
載のように、１００μｍ以下、望ましくは１０μｍ以下
に保持させることが好ましい。それは、微小隙間を通し
ての伝熱作用によって両板全域を単結晶化に必要な熱処
理温度にまで昇温させる速度を両板の密着の場合に比べ
て大きく保てる範囲で両板をできるだけ接近させること
により、両板の温度差を極力少なくして、熱平衡状態に
近い条件の中で高品質なＳｉＣ単結晶層を種結晶の上面
全域に形成し、その高品質再結晶面を種結晶として用い
ることができるからである。
記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法において、上
記ＳｉＣ単結晶板とＳｉ原子及びＣ原子により構成され
た板材との対向面間の微小隙間としては、請求項７に記
載のように、１００μｍ以下、望ましくは１０μｍ以下
に保持させることが好ましい。それは、微小隙間を通し
ての伝熱作用によって両板全域を単結晶化に必要な熱処
理温度にまで昇温させる速度を両板の密着の場合に比べ
て大きく保てる範囲で両板をできるだけ接近させること
により、両板の温度差を極力少なくして、熱平衡状態に
近い条件の中で高品質なＳｉＣ単結晶層を種結晶の上面
全域に形成し、その高品質再結晶面を種結晶として用い
ることができるからである。
【００１２】請求項８に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣ
は、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板とを微少隙間を
隔てて対峙させた状態で、不活性ガス雰囲気、かつ、Ｓ
ｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理することにより、上記微
少隙間に入り込んで析出された単結晶を種結晶として上
記ＳｉＣ多結晶板を単結晶に変態させて上記ＳｉＣ単結
晶基板の結晶軸と同方位に配向された単結晶が一体に成
長されていることを特徴とするものであり、また、請求
項１２に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法は、
ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板とを両者の対向面間
に微少隙間を形成するように対峙させた後、それらＳｉ
Ｃ単結晶基板及びＳｉＣ多結晶板を不活性ガス雰囲気、
かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理することによ
り、上記Ｓｉ，Ｃ原子を上記微少隙間に入り込ませて気
相成長によって該微少隙間に単結晶を析出させ、この析
出した単結晶を種結晶として上記ＳｉＣ多結晶板を単結
晶に変態させて上記ＳｉＣ単結晶基板の結晶軸と同方位
に配向された単結晶を一体に育成することを特徴とする
ものである。
は、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板とを微少隙間を
隔てて対峙させた状態で、不活性ガス雰囲気、かつ、Ｓ
ｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理することにより、上記微
少隙間に入り込んで析出された単結晶を種結晶として上
記ＳｉＣ多結晶板を単結晶に変態させて上記ＳｉＣ単結
晶基板の結晶軸と同方位に配向された単結晶が一体に成
長されていることを特徴とするものであり、また、請求
項１２に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法は、
ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板とを両者の対向面間
に微少隙間を形成するように対峙させた後、それらＳｉ
Ｃ単結晶基板及びＳｉＣ多結晶板を不活性ガス雰囲気、
かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理することによ
り、上記Ｓｉ，Ｃ原子を上記微少隙間に入り込ませて気
相成長によって該微少隙間に単結晶を析出させ、この析
出した単結晶を種結晶として上記ＳｉＣ多結晶板を単結
晶に変態させて上記ＳｉＣ単結晶基板の結晶軸と同方位
に配向された単結晶を一体に育成することを特徴とする
ものである。
【００１３】上記のような構成要件を有する請求項８及
び請求項１２に記載の発明によれば、ＳｉＣ単結晶基板
とＳｉＣ多結晶板とを微少隙間を隔てて対峙させた状態
で、不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下
で熱処理することにより、微少隙間を通しての伝熱作用
により両板の対向面を共に平滑にしてそれら平滑面を密
着させた状態で熱処理する場合に比べて、両板全域を単
結晶化に必要な熱処理温度にまで昇温させる速度を早め
ることが可能である。また、熱処理時における温度分布
において、両対向板の外周辺側よりも内側の中央側ほど
低温であることから、外周辺の高温部で昇華して微少隙
間に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子の運動エネルギーが
低温の中央部側ほど小さく、それゆえに、上記微少隙間
の中央部側からＳｉ原子及びＣ原子が順次堆積して該隙
間に充満し、その充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気相
成長によって中央部側ほど早く単結晶が析出される。ま
た、この単結晶の析出作用が中央部から周辺部にかけて
順次拡張し進行していく過程でもＳｉ原子及びＣ原子の
気相成長が繰り返されてＳｉ原子及びＣ原子の気相成長
に伴い析出される単結晶の単結晶化率が向上されること
になり、そのように析出された単結晶を種結晶とする固
相成長によりＳｉＣ多結晶板がその中央部側から周辺部
にかけて順次単結晶に変態されることになる。
び請求項１２に記載の発明によれば、ＳｉＣ単結晶基板
とＳｉＣ多結晶板とを微少隙間を隔てて対峙させた状態
で、不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下
で熱処理することにより、微少隙間を通しての伝熱作用
により両板の対向面を共に平滑にしてそれら平滑面を密
着させた状態で熱処理する場合に比べて、両板全域を単
結晶化に必要な熱処理温度にまで昇温させる速度を早め
ることが可能である。また、熱処理時における温度分布
において、両対向板の外周辺側よりも内側の中央側ほど
低温であることから、外周辺の高温部で昇華して微少隙
間に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子の運動エネルギーが
低温の中央部側ほど小さく、それゆえに、上記微少隙間
の中央部側からＳｉ原子及びＣ原子が順次堆積して該隙
間に充満し、その充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気相
成長によって中央部側ほど早く単結晶が析出される。ま
た、この単結晶の析出作用が中央部から周辺部にかけて
順次拡張し進行していく過程でもＳｉ原子及びＣ原子の
気相成長が繰り返されてＳｉ原子及びＣ原子の気相成長
に伴い析出される単結晶の単結晶化率が向上されること
になり、そのように析出された単結晶を種結晶とする固
相成長によりＳｉＣ多結晶板がその中央部側から周辺部
にかけて順次単結晶に変態されることになる。
【００１４】上記のように、対峙させた両板全域の所定
熱処理温度への昇温速度が早くなることと、Ｓｉ多結晶
板の単結晶への変態速度が周辺部よりも低温の中央部側
ほど早くなるといった速度差のある状態での変態パター
ンにして微小隙間内でのＳｉ原子、Ｃ原子の気相成長の
繰り返しにより析出される単結晶の単結晶化率が向上さ
れることとの相乗によって、少ない熱エネルギーでＳｉ
Ｃ多結晶板の全域を効率よく単結晶化して、格子欠陥お
よびマイクロパイプ欠陥の非常に少ない高品質な単結晶
ＳｉＣを生産性よく得ることが可能である。
熱処理温度への昇温速度が早くなることと、Ｓｉ多結晶
板の単結晶への変態速度が周辺部よりも低温の中央部側
ほど早くなるといった速度差のある状態での変態パター
ンにして微小隙間内でのＳｉ原子、Ｃ原子の気相成長の
繰り返しにより析出される単結晶の単結晶化率が向上さ
れることとの相乗によって、少ない熱エネルギーでＳｉ
Ｃ多結晶板の全域を効率よく単結晶化して、格子欠陥お
よびマイクロパイプ欠陥の非常に少ない高品質な単結晶
ＳｉＣを生産性よく得ることが可能である。
【００１５】上記請求項８に記載の発明に係る単結晶Ｓ
ｉＣ及び請求項１２に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの
製造方法において、請求項９及び請求項１３に記載のよ
うに、上記ＳｉＣ単結晶基板及びＳｉＣ多結晶板の対向
面のうち、ＳｉＣ単結晶基板側の面はＲＭＳ１０００オ
ングストローム以下、好ましくはＲＭＳ５０オングスト
ローム以下の表面粗度に調整するとともに、ＳｉＣ多結
晶板側の面はＰＶ０．３〜１０μｍ範囲の粗面に形成す
ることが望ましい。この場合は、ＳｉＣ多結晶板側の面
をオングストロームオーダーの平滑面に加工するための
手間及び労力が不要である上に、ＳｉＣ単結晶基板に対
峙させたとき、無数の凸部がＳｉＣ単結晶基板側の結晶
方位面に接触することになり、熱処理に伴ってＳｉＣ多
結晶板の無数の接触部からの単結晶変態が、上述したＳ
ｉ原子及びＣ原子の気相成長による単結晶の析出と同時
進行されることになり、全体の単結晶速度を一層早める
ことが可能である。
ｉＣ及び請求項１２に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの
製造方法において、請求項９及び請求項１３に記載のよ
うに、上記ＳｉＣ単結晶基板及びＳｉＣ多結晶板の対向
面のうち、ＳｉＣ単結晶基板側の面はＲＭＳ１０００オ
ングストローム以下、好ましくはＲＭＳ５０オングスト
ローム以下の表面粗度に調整するとともに、ＳｉＣ多結
晶板側の面はＰＶ０．３〜１０μｍ範囲の粗面に形成す
ることが望ましい。この場合は、ＳｉＣ多結晶板側の面
をオングストロームオーダーの平滑面に加工するための
手間及び労力が不要である上に、ＳｉＣ単結晶基板に対
峙させたとき、無数の凸部がＳｉＣ単結晶基板側の結晶
方位面に接触することになり、熱処理に伴ってＳｉＣ多
結晶板の無数の接触部からの単結晶変態が、上述したＳ
ｉ原子及びＣ原子の気相成長による単結晶の析出と同時
進行されることになり、全体の単結晶速度を一層早める
ことが可能である。
【００１６】また、上記請求項８または９に記載の発明
に係る単結晶ＳｉＣ及び請求項１２または１３に記載の
発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法に使用するＳｉＣ多
結晶板として、請求項１０及び請求項１４に記載のよう
に、熱化学蒸着法により板状に製作されたものを使用す
ることにより、ＳｉＣ多結晶板自体として不純物の少な
い高純度なものを用いて、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多
結晶板との間に結晶粒界などを形成しないで、品質の一
層高い単結晶ＳｉＣを得ることができる。
に係る単結晶ＳｉＣ及び請求項１２または１３に記載の
発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法に使用するＳｉＣ多
結晶板として、請求項１０及び請求項１４に記載のよう
に、熱化学蒸着法により板状に製作されたものを使用す
ることにより、ＳｉＣ多結晶板自体として不純物の少な
い高純度なものを用いて、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多
結晶板との間に結晶粒界などを形成しないで、品質の一
層高い単結晶ＳｉＣを得ることができる。
【００１７】また、上記請求項１２、１３または１４に
記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法において、請
求項１５に記載したように、上記ＳｉＣ単結晶基板側を
ＳｉＣ多結晶板側よりも低温になるような温度勾配を持
たせて上記熱処理を行なうことによって、高温が故に構
成Ｓｉ，Ｃの運動エネルギーの高い多結晶粗面ではな
く、上記微少隙間に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子を低
温側のＳｉＣ単結晶基板側の単結晶方位面に優先的に析
出させることが可能で、それら原子の気相成長による単
結晶化を促進し、単結晶ＳｉＣの品質を一層高くするこ
とができる。
記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法において、請
求項１５に記載したように、上記ＳｉＣ単結晶基板側を
ＳｉＣ多結晶板側よりも低温になるような温度勾配を持
たせて上記熱処理を行なうことによって、高温が故に構
成Ｓｉ，Ｃの運動エネルギーの高い多結晶粗面ではな
く、上記微少隙間に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子を低
温側のＳｉＣ単結晶基板側の単結晶方位面に優先的に析
出させることが可能で、それら原子の気相成長による単
結晶化を促進し、単結晶ＳｉＣの品質を一層高くするこ
とができる。
【００１８】また、上記請求項１２ないし１５のいずれ
かに記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法におい
て、上記ＳｉＣ単結晶基板側のＳｉＣ多結晶板に対向す
る結晶面を、請求項１６に記載したように、アチソン法
により作られたＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を
切り出したときの（０００１）面に設定することによっ
て、熱処理に伴う固相成長によってＳｉＣ単結晶基板の
結晶面からＣ軸方向へ単結晶が成長することになって、
その成長過程で結晶欠陥などの導入が非常に少なくな
り、ＳｉＣ単結晶基板と同一の多形構造の結晶を容易か
つ確実に成長させて他の多形が混在しない良質の単結晶
ＳｉＣを効率よく得ることができる。
かに記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法におい
て、上記ＳｉＣ単結晶基板側のＳｉＣ多結晶板に対向す
る結晶面を、請求項１６に記載したように、アチソン法
により作られたＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を
切り出したときの（０００１）面に設定することによっ
て、熱処理に伴う固相成長によってＳｉＣ単結晶基板の
結晶面からＣ軸方向へ単結晶が成長することになって、
その成長過程で結晶欠陥などの導入が非常に少なくな
り、ＳｉＣ単結晶基板と同一の多形構造の結晶を容易か
つ確実に成長させて他の多形が混在しない良質の単結晶
ＳｉＣを効率よく得ることができる。
【００１９】さらに、上記請求項１２ないし１５のいず
れかに記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法におい
て、上記ＳｉＣ単結晶基板側のＳｉＣ多結晶板に対向す
る結晶面を、請求項１７に記載したように、アチソン法
により作られたＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を
切り出したときの（０００１）面を（１１- 2 ０）面方
向に約１．５〜１０°傾斜させて研磨した面を使用する
ことによって、結晶面の熱エッチングなどによる欠陥の
発生がなくなり、ＳｉＣ単結晶の品質を一層高めること
ができる。
れかに記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法におい
て、上記ＳｉＣ単結晶基板側のＳｉＣ多結晶板に対向す
る結晶面を、請求項１７に記載したように、アチソン法
により作られたＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を
切り出したときの（０００１）面を（１１- 2 ０）面方
向に約１．５〜１０°傾斜させて研磨した面を使用する
ことによって、結晶面の熱エッチングなどによる欠陥の
発生がなくなり、ＳｉＣ単結晶の品質を一層高めること
ができる。
【００２０】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を図面
にもとづいて説明する。図１は本発明に係る単結晶Ｓｉ
Ｃの製造方法の第１の実施の形態による熱処理前の状態
を示す模式図であり、同図において、１は六方晶系（６
Ｈ型、４Ｈ型）のα−ＳｉＣ単結晶基板で、該α−Ｓｉ
Ｃ単結晶基板１は厚さ０．５ｍｍで、その表裏両面１
ａ，１ｂは研磨加工等によってＲＭＳ１０００オングス
トローム以下、好ましくは５０オングストローム以下の
表面粗度を持つ平滑面に調整されている。このα−Ｓｉ
Ｃ単結晶基板１は、図３に示すように、アチソン法によ
り作られたα−ＳｉＣ単結晶塊１´から多数の板状Ｓｉ
Ｃ単結晶片１Ａを切り出したとき、Ｃ軸方向の（０００
１）面を研磨加工してなるものである。
にもとづいて説明する。図１は本発明に係る単結晶Ｓｉ
Ｃの製造方法の第１の実施の形態による熱処理前の状態
を示す模式図であり、同図において、１は六方晶系（６
Ｈ型、４Ｈ型）のα−ＳｉＣ単結晶基板で、該α−Ｓｉ
Ｃ単結晶基板１は厚さ０．５ｍｍで、その表裏両面１
ａ，１ｂは研磨加工等によってＲＭＳ１０００オングス
トローム以下、好ましくは５０オングストローム以下の
表面粗度を持つ平滑面に調整されている。このα−Ｓｉ
Ｃ単結晶基板１は、図３に示すように、アチソン法によ
り作られたα−ＳｉＣ単結晶塊１´から多数の板状Ｓｉ
Ｃ単結晶片１Ａを切り出したとき、Ｃ軸方向の（０００
１）面を研磨加工してなるものである。
【００２１】２は１３００〜１９００℃範囲の熱ＣＶＤ
法により別途製作される立方晶系のβ−ＳｉＣ多結晶板
で、このβ−ＳｉＣ多結晶板２は、図示省略する焼結黒
鉛の上に熱ＣＶＤ法によって（１１１）面が高配向とな
る約１ｍｍ厚さの膜を作製した後、上記黒鉛の焼却除去
によって単離させた０．８ｍｍ厚さの平板状材の両面２
ａ，２ａをスリガラス状に研磨することでＰＶ、即ち、
Ｒｍａｘが０．３〜１０μｍ範囲、好ましくは０．５μ
ｍの粗面に形成されている。
法により別途製作される立方晶系のβ−ＳｉＣ多結晶板
で、このβ−ＳｉＣ多結晶板２は、図示省略する焼結黒
鉛の上に熱ＣＶＤ法によって（１１１）面が高配向とな
る約１ｍｍ厚さの膜を作製した後、上記黒鉛の焼却除去
によって単離させた０．８ｍｍ厚さの平板状材の両面２
ａ，２ａをスリガラス状に研磨することでＰＶ、即ち、
Ｒｍａｘが０．３〜１０μｍ範囲、好ましくは０．５μ
ｍの粗面に形成されている。
【００２２】上記のように製作された２枚の平板状のβ
−ＳｉＣ多結晶板２，２を上記α−ＳｉＣ単結晶基板１
の表裏両側に積み重ねて対峙させることにより、上記α
−ＳｉＣ単結晶基板１表裏の平滑な結晶面１ａ，１ｂと
これに対向する上記β−ＳｉＣ多結晶板２，２のスリガ
ラス状の粗面２ａ，２ａとの間に、各粗面２ａ，２ａを
形成する多数の凸部２ａ１…が図４に明示するように、
上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の両結晶面１ａ，１ｂに接
触するようにして２枚の平板状のβ−ＳｉＣ多結晶板
２，２と上記α−ＳｉＣ単結晶基板１との間に微少隙間
３，３を形成させる。
−ＳｉＣ多結晶板２，２を上記α−ＳｉＣ単結晶基板１
の表裏両側に積み重ねて対峙させることにより、上記α
−ＳｉＣ単結晶基板１表裏の平滑な結晶面１ａ，１ｂと
これに対向する上記β−ＳｉＣ多結晶板２，２のスリガ
ラス状の粗面２ａ，２ａとの間に、各粗面２ａ，２ａを
形成する多数の凸部２ａ１…が図４に明示するように、
上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の両結晶面１ａ，１ｂに接
触するようにして２枚の平板状のβ−ＳｉＣ多結晶板
２，２と上記α−ＳｉＣ単結晶基板１との間に微少隙間
３，３を形成させる。
【００２３】この状態で、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１
及び２枚のβ−ＳｉＣ多結晶板２，２をカーボン製抵抗
発熱炉（図示省略する）内に挿入配置し、その周囲にＳ
ｉＣ塊４…を配置充填するとともに、Ａｒなどの不活性
ガス気流を１atom程度注入して炉の中心温度が１１００
℃より２２００℃に達するまで１０時間かけて平均速度
で昇温させ、かつ、その２２００℃で５時間程度保持さ
せるといったように、不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ
飽和蒸気雰囲気下で熱処理を施すことによって、周辺部
の高温域で上記ＳｉＣ塊４…から昇華したＳｉ原子及び
Ｃ原子が上記微少隙間３，３に入り込んで該隙間３に充
満し、この充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気相成長に
よって単結晶が析出されるとともに、その析出した単結
晶を種結晶とする固相成長によりβ−ＳｉＣ多結晶板
２，２が単結晶に変態されて上記α−ＳｉＣ単結晶基板
１の結晶軸と同方位に配向された単結晶部分２´，２´
となり、これら単結晶部分２´，２´が上記基板１の単
結晶と一体化して図２に示すような大きな単結晶が育成
されることになる。
及び２枚のβ−ＳｉＣ多結晶板２，２をカーボン製抵抗
発熱炉（図示省略する）内に挿入配置し、その周囲にＳ
ｉＣ塊４…を配置充填するとともに、Ａｒなどの不活性
ガス気流を１atom程度注入して炉の中心温度が１１００
℃より２２００℃に達するまで１０時間かけて平均速度
で昇温させ、かつ、その２２００℃で５時間程度保持さ
せるといったように、不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ
飽和蒸気雰囲気下で熱処理を施すことによって、周辺部
の高温域で上記ＳｉＣ塊４…から昇華したＳｉ原子及び
Ｃ原子が上記微少隙間３，３に入り込んで該隙間３に充
満し、この充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気相成長に
よって単結晶が析出されるとともに、その析出した単結
晶を種結晶とする固相成長によりβ−ＳｉＣ多結晶板
２，２が単結晶に変態されて上記α−ＳｉＣ単結晶基板
１の結晶軸と同方位に配向された単結晶部分２´，２´
となり、これら単結晶部分２´，２´が上記基板１の単
結晶と一体化して図２に示すような大きな単結晶が育成
されることになる。
【００２４】ところで、上記のような熱処理時におい
て、対峙された上記α−ＳｉＣ単結晶基板１及び２枚の
β−ＳｉＣ多結晶板２，２の間には微少隙間３，３が形
成されているので、この微少隙間３，３を通しての伝熱
作用により、両板１、２，２の対向面を共に平滑にして
それら平滑面を密着させた状態で熱処理する場合に比べ
て、両板１、２，２の全域を単結晶化に必要な熱処理温
度にまで昇温させる速度が早まる。また、全体の昇温速
度が早い条件下においても、上記α−ＳｉＣ単結晶基板
１及び２枚のβ−ＳｉＣ多結晶板２，２はそれらの外周
辺側よりも内側の中央側ほど低温であるとともに、α−
ＳｉＣ単結晶基板１がそれの上方に配置されたβ−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２よりも低温であるから、外周辺の高温部で
昇華して微少隙間３，３に入り込んだＳｉ原子及びＣ原
子の運動エネルギーが低温の中央部側ほど小さい。それ
ゆえに、上記微少隙間３，３に入り込んだＳｉ原子及び
Ｃ原子はα−ＳｉＣ単結晶基板１の上側結晶面１ａで、
かつその中央部付近ほど早く堆積して該隙間３，３に充
満され、この充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気相成長
によってα−ＳｉＣ単結晶基板１の上側結晶面１ａの中
央部に単結晶が早く析出されることになる。そのため
に、析出した単結晶を種結晶としてβ−ＳｉＣ多結晶板
２，２、特に上方に配置されたβ−ＳｉＣ多結晶板２の
中央部付近が早く単結晶に変態され、その変態が中央部
から周辺部にかけて順次移行するといった速度差のある
パターンでの単結晶変態が固相状態で進行することにな
る。
て、対峙された上記α−ＳｉＣ単結晶基板１及び２枚の
β−ＳｉＣ多結晶板２，２の間には微少隙間３，３が形
成されているので、この微少隙間３，３を通しての伝熱
作用により、両板１、２，２の対向面を共に平滑にして
それら平滑面を密着させた状態で熱処理する場合に比べ
て、両板１、２，２の全域を単結晶化に必要な熱処理温
度にまで昇温させる速度が早まる。また、全体の昇温速
度が早い条件下においても、上記α−ＳｉＣ単結晶基板
１及び２枚のβ−ＳｉＣ多結晶板２，２はそれらの外周
辺側よりも内側の中央側ほど低温であるとともに、α−
ＳｉＣ単結晶基板１がそれの上方に配置されたβ−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２よりも低温であるから、外周辺の高温部で
昇華して微少隙間３，３に入り込んだＳｉ原子及びＣ原
子の運動エネルギーが低温の中央部側ほど小さい。それ
ゆえに、上記微少隙間３，３に入り込んだＳｉ原子及び
Ｃ原子はα−ＳｉＣ単結晶基板１の上側結晶面１ａで、
かつその中央部付近ほど早く堆積して該隙間３，３に充
満され、この充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気相成長
によってα−ＳｉＣ単結晶基板１の上側結晶面１ａの中
央部に単結晶が早く析出されることになる。そのため
に、析出した単結晶を種結晶としてβ−ＳｉＣ多結晶板
２，２、特に上方に配置されたβ−ＳｉＣ多結晶板２の
中央部付近が早く単結晶に変態され、その変態が中央部
から周辺部にかけて順次移行するといった速度差のある
パターンでの単結晶変態が固相状態で進行することにな
る。
【００２５】以上のように、対向板１、２，２全域の所
定熱処理温度への昇温速度が早くなることと、β−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２，２の単結晶への変態速度が周辺部よりも
低温の中央部付近ほど早くなるといった速度差のある単
結晶変態パターンとの相乗作用によって、少ない熱エネ
ルギーでβ−ＳｉＣ多結晶板２，２の全域を効率よく単
結晶化して、格子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の非常
に少ない高品質な単結晶ＳｉＣを生産性よく製造するこ
とができる。
定熱処理温度への昇温速度が早くなることと、β−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２，２の単結晶への変態速度が周辺部よりも
低温の中央部付近ほど早くなるといった速度差のある単
結晶変態パターンとの相乗作用によって、少ない熱エネ
ルギーでβ−ＳｉＣ多結晶板２，２の全域を効率よく単
結晶化して、格子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の非常
に少ない高品質な単結晶ＳｉＣを生産性よく製造するこ
とができる。
【００２６】因みに、上記熱処理時に使用したカーボン
製抵抗発熱炉内では、上下に１００ｍｍ離れた箇所で約
１００℃の温度勾配があるために、上記した諸条件下で
製造された単結晶ＳｉＣを偏光顕微鏡で観察したとこ
ろ、α−ＳｉＣ単結晶基板１の上方に配置したβ−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２はその周辺部の一部を除く全体が所定どお
り単結晶化され、かつ、α−ＳｉＣ単結晶基板１との間
の境界も消失している一方、下方に配置されたβ−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２は図２でも明らかなように、十分に単結晶
化されてなく、α−ＳｉＣ単結晶基板１との間の境界も
残存していることが分かった。そこで、実際に高温半導
体電子素子の基板ウエハなどとして用いる際には、図２
の仮想線で示すように、所定どおりに単結晶化された部
分のみを切り出して使用する。なお、熱処理条件（熱処
理温度や時間、あるいは、炉内の配置姿勢を変えるな
ど）を調整することで、両β−ＳｉＣ多結晶板２，２を
共に所定どおりに単結晶化することが可能であることは
もちろんである。
製抵抗発熱炉内では、上下に１００ｍｍ離れた箇所で約
１００℃の温度勾配があるために、上記した諸条件下で
製造された単結晶ＳｉＣを偏光顕微鏡で観察したとこ
ろ、α−ＳｉＣ単結晶基板１の上方に配置したβ−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２はその周辺部の一部を除く全体が所定どお
り単結晶化され、かつ、α−ＳｉＣ単結晶基板１との間
の境界も消失している一方、下方に配置されたβ−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２は図２でも明らかなように、十分に単結晶
化されてなく、α−ＳｉＣ単結晶基板１との間の境界も
残存していることが分かった。そこで、実際に高温半導
体電子素子の基板ウエハなどとして用いる際には、図２
の仮想線で示すように、所定どおりに単結晶化された部
分のみを切り出して使用する。なお、熱処理条件（熱処
理温度や時間、あるいは、炉内の配置姿勢を変えるな
ど）を調整することで、両β−ＳｉＣ多結晶板２，２を
共に所定どおりに単結晶化することが可能であることは
もちろんである。
【００２７】また、上記第１の実施の形態で述べたよう
に、上記β−ＳｉＣ多結晶板２側のα−ＳｉＣ単結晶基
板１との対向面２ａをＰＶ０．３〜１０μｍ範囲、即
ち、Ｒｍａｘ０．３〜１０μｍ範囲で、好ましくは５μ
ｍの粗面に形成する場合は、β−ＳｉＣ多結晶板２側の
面２ａをオングストロームオーダーの平滑面に加工する
ための手間及び労力が不要である上に、ＳｉＣ単結晶基
板１に対峙させたとき、無数の凸部２ａ１…が図４のよ
うに、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の平滑な結晶面１ａ
（１ｂ）に接触することになり、熱処理に伴ってその無
数の接触凸部２ａ１…から上記β−ＳｉＣ多結晶板２が
単結晶に変態しており、このような単結晶変態が上述し
たＳｉ原子及びＣ原子の気相成長によって析出された単
結晶を種結晶とする固相状態における単結晶変態と同時
進行されることになり、全体の単結晶化速度を一層早め
ることが可能である。
に、上記β−ＳｉＣ多結晶板２側のα−ＳｉＣ単結晶基
板１との対向面２ａをＰＶ０．３〜１０μｍ範囲、即
ち、Ｒｍａｘ０．３〜１０μｍ範囲で、好ましくは５μ
ｍの粗面に形成する場合は、β−ＳｉＣ多結晶板２側の
面２ａをオングストロームオーダーの平滑面に加工する
ための手間及び労力が不要である上に、ＳｉＣ単結晶基
板１に対峙させたとき、無数の凸部２ａ１…が図４のよ
うに、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の平滑な結晶面１ａ
（１ｂ）に接触することになり、熱処理に伴ってその無
数の接触凸部２ａ１…から上記β−ＳｉＣ多結晶板２が
単結晶に変態しており、このような単結晶変態が上述し
たＳｉ原子及びＣ原子の気相成長によって析出された単
結晶を種結晶とする固相状態における単結晶変態と同時
進行されることになり、全体の単結晶化速度を一層早め
ることが可能である。
【００２８】図５は本発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方
法の第２の実施の形態による熱処理前の状態を示す模式
図であり、この第２の実施の形態で使用するα−ＳｉＣ
単結晶基板１としては、図３に示すように、アチソン法
により作られたα−ＳｉＣ単結晶塊１´から切り出され
た板状ＳｉＣ単結晶片１ＡのＣ軸方向の（０００１）面
を図７に明示するように、（１１- 2 ０）面方向に１．
５〜１０°の角度（θ）範囲、具体的には３．５°傾斜
させて研磨加工してＲＭＳ１０００オングストローム以
下、好ましくは５０オングストローム以下の表面粗度を
持つ平滑な結晶面１ａに調整されたものを用いるととも
に、Ｓｉ原子及びＣ原子により構成される板材の一例と
して、上記第１の実施の形態と同様に、図示省略する焼
結黒鉛の上に熱ＣＶＤ法によって（１１１）面が高配向
となるように作製された膜から上記黒鉛を焼却除去して
単離させることにより平板状に別途製作された粗表面を
持つ立方晶系のβ−ＳｉＣ多結晶板２を用いる。
法の第２の実施の形態による熱処理前の状態を示す模式
図であり、この第２の実施の形態で使用するα−ＳｉＣ
単結晶基板１としては、図３に示すように、アチソン法
により作られたα−ＳｉＣ単結晶塊１´から切り出され
た板状ＳｉＣ単結晶片１ＡのＣ軸方向の（０００１）面
を図７に明示するように、（１１- 2 ０）面方向に１．
５〜１０°の角度（θ）範囲、具体的には３．５°傾斜
させて研磨加工してＲＭＳ１０００オングストローム以
下、好ましくは５０オングストローム以下の表面粗度を
持つ平滑な結晶面１ａに調整されたものを用いるととも
に、Ｓｉ原子及びＣ原子により構成される板材の一例と
して、上記第１の実施の形態と同様に、図示省略する焼
結黒鉛の上に熱ＣＶＤ法によって（１１１）面が高配向
となるように作製された膜から上記黒鉛を焼却除去して
単離させることにより平板状に別途製作された粗表面を
持つ立方晶系のβ−ＳｉＣ多結晶板２を用いる。
【００２９】そして、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１をカ
ーボン板５上に載置するとともに、このα−ＳｉＣ単結
晶基板１より外周辺のカーボン板５上に設けたスペーサ
６を介して上記平板状のβ−ＳｉＣ多結晶板２を上記α
−ＳｉＣ単結晶基板１上に載置して互いに平行に対峙さ
せることにより、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の平滑な
結晶面１ａとこれに対向する上記β−ＳｉＣ多結晶板２
の粗表面２ａとの間に１００μｍ以下、好ましくは１０
μｍ以下の微少隙間３を形成させる。
ーボン板５上に載置するとともに、このα−ＳｉＣ単結
晶基板１より外周辺のカーボン板５上に設けたスペーサ
６を介して上記平板状のβ−ＳｉＣ多結晶板２を上記α
−ＳｉＣ単結晶基板１上に載置して互いに平行に対峙さ
せることにより、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の平滑な
結晶面１ａとこれに対向する上記β−ＳｉＣ多結晶板２
の粗表面２ａとの間に１００μｍ以下、好ましくは１０
μｍ以下の微少隙間３を形成させる。
【００３０】この状態で、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１
及びβ−ＳｉＣ多結晶板２をカーボン製抵抗発熱炉（図
示省略する）内に上記カーボン板５が水平姿勢となるよ
うに挿入することにより、熱処理時には下側に位置する
上記α−ＳｉＣ単結晶基板１側がβ−ＳｉＣ多結晶板２
よりも低温に保たれるように配置し、その周囲にＳｉＣ
塊４…を配置充填するとともに、Ａｒなどの不活性ガス
気流を１atom程度注入して炉の中心温度が２０００〜２
３００℃に達するまで１０時間かけて平均速度で昇温さ
せ、かつ、その２０００〜２３００℃で５時間程度保持
させるといったように、不活性ガス雰囲気、かつ、Ｓｉ
Ｃ飽和蒸気雰囲気下で熱処理を施すことによって、周辺
部の高温域で上記ＳｉＣ塊４…から昇華したＳｉ原子及
びＣ原子が上記微少隙間３，３に入り込んで該隙間３に
充満し、この充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気相成長
並びにβ−ＳｉＣ多結晶板２の表面２ａを構成する一部
のＳｉ原子及びＣ原子の昇華再結晶によって低温側のα
−ＳｉＣ単結晶基板１の結晶面１ａに単結晶が析出され
るとともに、その析出した単結晶を種結晶とする固相成
長によりβ−ＳｉＣ多結晶板２の全体が単結晶に変態さ
れて上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の結晶軸と同方位に配
向された単結晶部分２´となり、この単結晶部分２´が
上記基板１の単結晶と一体化して図６に示すような大き
な単結晶が育成されることになる。
及びβ−ＳｉＣ多結晶板２をカーボン製抵抗発熱炉（図
示省略する）内に上記カーボン板５が水平姿勢となるよ
うに挿入することにより、熱処理時には下側に位置する
上記α−ＳｉＣ単結晶基板１側がβ−ＳｉＣ多結晶板２
よりも低温に保たれるように配置し、その周囲にＳｉＣ
塊４…を配置充填するとともに、Ａｒなどの不活性ガス
気流を１atom程度注入して炉の中心温度が２０００〜２
３００℃に達するまで１０時間かけて平均速度で昇温さ
せ、かつ、その２０００〜２３００℃で５時間程度保持
させるといったように、不活性ガス雰囲気、かつ、Ｓｉ
Ｃ飽和蒸気雰囲気下で熱処理を施すことによって、周辺
部の高温域で上記ＳｉＣ塊４…から昇華したＳｉ原子及
びＣ原子が上記微少隙間３，３に入り込んで該隙間３に
充満し、この充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気相成長
並びにβ−ＳｉＣ多結晶板２の表面２ａを構成する一部
のＳｉ原子及びＣ原子の昇華再結晶によって低温側のα
−ＳｉＣ単結晶基板１の結晶面１ａに単結晶が析出され
るとともに、その析出した単結晶を種結晶とする固相成
長によりβ−ＳｉＣ多結晶板２の全体が単結晶に変態さ
れて上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の結晶軸と同方位に配
向された単結晶部分２´となり、この単結晶部分２´が
上記基板１の単結晶と一体化して図６に示すような大き
な単結晶が育成されることになる。
【００３１】上記した第２の実施の形態による場合も、
熱処理時において、互いに平行に対峙された上記記α−
ＳｉＣ単結晶基板１及びβ−ＳｉＣ多結晶板２の間に形
成されている微少隙間３を通しての伝熱作用により、両
板１、２の対向面１ａ，２ａを共に平滑にしてそれら平
滑面を密着させた状態で熱処理する場合に比べて、両板
１、２の全域を単結晶化に必要な熱処理温度にまで昇温
させる速度を早めることが可能であるのはもちろん、こ
の熱処理時にα−ＳｉＣ単結晶基板１側が上記β−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２よりも低温に保たれるとともに、この低温
のα−ＳｉＣ単結晶基板１側の対向結晶面１ａのうちで
も両板１，２の外周辺側よりも内側の中央部付近ほど低
温であることから、外周辺の高温部で昇華して微少隙間
３に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子並びにβ−ＳｉＣ多
結晶板２を構成するＳｉ原子及びＣ原子の運動エネルギ
ーが低温のα−ＳｉＣ単結晶基板１の中央部付近ほど小
さく抑えられる。それゆえに、上記微少隙間３内の中央
部分に存在するＳｉ原子及びＣ原子が最も早く昇華再結
晶されて低温のα−ＳｉＣ単結晶基板１側の中央部の結
晶面１ａ上に優先的に単結晶が析出され、そのような単
結晶の析出作用が中央部から周辺部にかけて順次拡張し
進行していく過程でも昇華再結晶が繰り返されることに
よりＳｉ，Ｃ原子の昇華再結晶に伴い析出される単結晶
の単結晶化率が向上されることになり、そのように析出
された単結晶を種結晶とする固相成長によりβ−ＳｉＣ
多結晶板２の全体が単結晶に変態されることになる。
熱処理時において、互いに平行に対峙された上記記α−
ＳｉＣ単結晶基板１及びβ−ＳｉＣ多結晶板２の間に形
成されている微少隙間３を通しての伝熱作用により、両
板１、２の対向面１ａ，２ａを共に平滑にしてそれら平
滑面を密着させた状態で熱処理する場合に比べて、両板
１、２の全域を単結晶化に必要な熱処理温度にまで昇温
させる速度を早めることが可能であるのはもちろん、こ
の熱処理時にα−ＳｉＣ単結晶基板１側が上記β−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２よりも低温に保たれるとともに、この低温
のα−ＳｉＣ単結晶基板１側の対向結晶面１ａのうちで
も両板１，２の外周辺側よりも内側の中央部付近ほど低
温であることから、外周辺の高温部で昇華して微少隙間
３に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子並びにβ−ＳｉＣ多
結晶板２を構成するＳｉ原子及びＣ原子の運動エネルギ
ーが低温のα−ＳｉＣ単結晶基板１の中央部付近ほど小
さく抑えられる。それゆえに、上記微少隙間３内の中央
部分に存在するＳｉ原子及びＣ原子が最も早く昇華再結
晶されて低温のα−ＳｉＣ単結晶基板１側の中央部の結
晶面１ａ上に優先的に単結晶が析出され、そのような単
結晶の析出作用が中央部から周辺部にかけて順次拡張し
進行していく過程でも昇華再結晶が繰り返されることに
よりＳｉ，Ｃ原子の昇華再結晶に伴い析出される単結晶
の単結晶化率が向上されることになり、そのように析出
された単結晶を種結晶とする固相成長によりβ−ＳｉＣ
多結晶板２の全体が単結晶に変態されることになる。
【００３２】上記のように、対峙させた両板１，２全域
の所定熱処理温度への昇温速度が早くなること、両板
１，２間の微小隙間３内でのＳｉ原子及びＣ原子の昇華
再結晶による単結晶の析出がα−ＳｉＣ単結晶基板１側
で優先されることと、Ｓｉ原子及びＣ原子により構成さ
れたβ−ＳｉＣ多結晶板２の単結晶への変態速度が周辺
部よりも中央部付近ほど早くなるような速度差のある変
態パターンにしてＳｉ原子、Ｃ原子の昇華再結晶の繰り
返しにより析出される単結晶の単結晶化率が向上される
ことと、両板１，２をできるだけ接近させて両板１，２
の温度差を少なくすることとの相乗によって、少ない熱
エネルギーで上記β−ＳｉＣ多結晶板２の全域を効率よ
く単結晶化して、格子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の
非常に少ない高品質な単結晶ＳｉＣを生産性よく得るこ
とが可能である。
の所定熱処理温度への昇温速度が早くなること、両板
１，２間の微小隙間３内でのＳｉ原子及びＣ原子の昇華
再結晶による単結晶の析出がα−ＳｉＣ単結晶基板１側
で優先されることと、Ｓｉ原子及びＣ原子により構成さ
れたβ−ＳｉＣ多結晶板２の単結晶への変態速度が周辺
部よりも中央部付近ほど早くなるような速度差のある変
態パターンにしてＳｉ原子、Ｃ原子の昇華再結晶の繰り
返しにより析出される単結晶の単結晶化率が向上される
ことと、両板１，２をできるだけ接近させて両板１，２
の温度差を少なくすることとの相乗によって、少ない熱
エネルギーで上記β−ＳｉＣ多結晶板２の全域を効率よ
く単結晶化して、格子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の
非常に少ない高品質な単結晶ＳｉＣを生産性よく得るこ
とが可能である。
【００３３】特に、この第２の実施の形態では、上記α
−ＳｉＣ単結晶基板１の結晶面１ａとして、アチソン法
により作られたＳｉＣ単結晶塊１´から切り出された板
状ＳｉＣ単結晶片１ＡのＣ軸方向の（０００１）面を
（１１- 2 ０）面方向に３．５°の角度（θ）で傾斜さ
せて研磨加工した面を使用しており、これによって、結
晶面１ａの熱エッチングなどによる欠陥の発生がなくな
り、ＳｉＣ単結晶の品質を一層高めることができる。
−ＳｉＣ単結晶基板１の結晶面１ａとして、アチソン法
により作られたＳｉＣ単結晶塊１´から切り出された板
状ＳｉＣ単結晶片１ＡのＣ軸方向の（０００１）面を
（１１- 2 ０）面方向に３．５°の角度（θ）で傾斜さ
せて研磨加工した面を使用しており、これによって、結
晶面１ａの熱エッチングなどによる欠陥の発生がなくな
り、ＳｉＣ単結晶の品質を一層高めることができる。
【００３４】なお、上記第１及び第２の実施の形態で
は、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１として６Ｈ型のものを
用いたが、４Ｈ型のものを使用してもよい。
は、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１として６Ｈ型のものを
用いたが、４Ｈ型のものを使用してもよい。
【００３５】また、上記第１及び第２の実施の形態で
は、Ｓｉ原子及びＣ原子により構成される板材として、
β−ＳｉＣ多結晶板２を用いたもので説明したが、これ
に代えて、高純度（１０14atm ／ｃｍ3 以下）のＳｉＣ
アモルファス板、高純度ＳｉＣ焼結体を使用しても、上
記と同様な高品位の単結晶ＳｉＣを得ることが可能であ
る。
は、Ｓｉ原子及びＣ原子により構成される板材として、
β−ＳｉＣ多結晶板２を用いたもので説明したが、これ
に代えて、高純度（１０14atm ／ｃｍ3 以下）のＳｉＣ
アモルファス板、高純度ＳｉＣ焼結体を使用しても、上
記と同様な高品位の単結晶ＳｉＣを得ることが可能であ
る。
【００３６】なお、本明細書の中で、（１１- 2 ０）面
と記載したものは、日本工業規格Ｘ０２０８号に定めら
れている文字以外の文字に相当するものであり、正式に
は次の通りである。
と記載したものは、日本工業規格Ｘ０２０８号に定めら
れている文字以外の文字に相当するものであり、正式に
は次の通りである。
【００３７】
【００３８】
【発明の効果】以上のように、請求項１及び請求項４に
記載の発明によれば、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶
板を代表例とするＳｉ原子とＣ原子により構成された板
材とを微少隙間を隔てて互いに平行に対峙させた状態
で、不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下
で熱処理することで、両板の対向面を平滑にしてそれら
平滑面を密着させた状態で熱処理する場合に比べて、両
板全域を単結晶化に必要な熱処理温度にまで昇温させる
速度を早めることができることと、微少隙間に入り込ん
だＳｉ原子及びＣ原子並びに板材を構成するＳｉ原子及
びＣ原子の運動エネルギーが低温に保たれているＳｉＣ
単結晶基板の中央部側ほど小さく抑えられてそのＳｉＣ
単結晶基板の中央部分に単結晶を優先的に析出させるこ
とができることと、そのような単結晶の析出作用が中央
部から周辺部にかけて順次拡張し進行していく過程でも
Ｓｉ原子，Ｃ原子の昇華再結晶を繰り返えしてＳｉ原
子，Ｃ原子の昇華再結晶に伴い析出される単結晶の単結
晶化率を向上することができることとの相乗によって、
少ない熱エネルギーでＳｉＣ多結晶板の全域を効率よく
単結晶化して、格子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の非
常に少ない高品質な単結晶ＳｉＣを非常に生産性よく得
ることができ、これによって、Ｓｉ（シリコン）やＧａ
Ａｓ（ガリウムヒ素）などの既存の半導体材料に比べて
大容量、高周波、耐圧、耐環境性に優れパワーデバイス
用半導体材料として期待されている単結晶ＳｉＣの実用
化を促進することができるという効果を奏する。
記載の発明によれば、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶
板を代表例とするＳｉ原子とＣ原子により構成された板
材とを微少隙間を隔てて互いに平行に対峙させた状態
で、不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下
で熱処理することで、両板の対向面を平滑にしてそれら
平滑面を密着させた状態で熱処理する場合に比べて、両
板全域を単結晶化に必要な熱処理温度にまで昇温させる
速度を早めることができることと、微少隙間に入り込ん
だＳｉ原子及びＣ原子並びに板材を構成するＳｉ原子及
びＣ原子の運動エネルギーが低温に保たれているＳｉＣ
単結晶基板の中央部側ほど小さく抑えられてそのＳｉＣ
単結晶基板の中央部分に単結晶を優先的に析出させるこ
とができることと、そのような単結晶の析出作用が中央
部から周辺部にかけて順次拡張し進行していく過程でも
Ｓｉ原子，Ｃ原子の昇華再結晶を繰り返えしてＳｉ原
子，Ｃ原子の昇華再結晶に伴い析出される単結晶の単結
晶化率を向上することができることとの相乗によって、
少ない熱エネルギーでＳｉＣ多結晶板の全域を効率よく
単結晶化して、格子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の非
常に少ない高品質な単結晶ＳｉＣを非常に生産性よく得
ることができ、これによって、Ｓｉ（シリコン）やＧａ
Ａｓ（ガリウムヒ素）などの既存の半導体材料に比べて
大容量、高周波、耐圧、耐環境性に優れパワーデバイス
用半導体材料として期待されている単結晶ＳｉＣの実用
化を促進することができるという効果を奏する。
【００３９】特に、請求項３及び請求項６に記載したよ
うに、ＳｉＣ単結晶基板の結晶面として、アチソン法に
より作られたＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を切
り出したときの（０００１）面を（１１- 2 ０）面方向
に約１．５〜１０°傾斜させて研磨した面を使用するこ
とによって、結晶面の熱エッチングなどによる欠陥の発
生をなくして、ＳｉＣ単結晶の品質を一層高めることが
できる。
うに、ＳｉＣ単結晶基板の結晶面として、アチソン法に
より作られたＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を切
り出したときの（０００１）面を（１１- 2 ０）面方向
に約１．５〜１０°傾斜させて研磨した面を使用するこ
とによって、結晶面の熱エッチングなどによる欠陥の発
生をなくして、ＳｉＣ単結晶の品質を一層高めることが
できる。
【００４０】また、請求項８及び請求項１２に記載の発
明によれば、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板とを微
少隙間を隔てて対峙させた状態で、不活性ガス雰囲気、
かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理することで、両
板の対向面を共に平滑にしてそれら平滑面を密着させた
状態で熱処理する場合に比べて、両板全域を単結晶化に
必要な熱処理温度にまで昇温させる速度を早めることが
できることと、微小隙間に入り込んだＳｉ原子及びＣ原
子の気相成長による単結晶の析出及びその析出された単
結晶を種結晶とするＳｉＣ多結晶板の単結晶への変態速
度を周辺部よりも低温の中央部付近ほど早めるといった
ように、中央部から周辺部に向かって速度差のある変態
パターンにできることとの相乗作用によって、少ない熱
エネルギーでＳｉＣ多結晶板の全域を効率よく単結晶化
して、格子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の非常に少な
い高品質な単結晶ＳｉＣを生産性よく得ることができる
という効果を奏する。
明によれば、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板とを微
少隙間を隔てて対峙させた状態で、不活性ガス雰囲気、
かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理することで、両
板の対向面を共に平滑にしてそれら平滑面を密着させた
状態で熱処理する場合に比べて、両板全域を単結晶化に
必要な熱処理温度にまで昇温させる速度を早めることが
できることと、微小隙間に入り込んだＳｉ原子及びＣ原
子の気相成長による単結晶の析出及びその析出された単
結晶を種結晶とするＳｉＣ多結晶板の単結晶への変態速
度を周辺部よりも低温の中央部付近ほど早めるといった
ように、中央部から周辺部に向かって速度差のある変態
パターンにできることとの相乗作用によって、少ない熱
エネルギーでＳｉＣ多結晶板の全域を効率よく単結晶化
して、格子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の非常に少な
い高品質な単結晶ＳｉＣを生産性よく得ることができる
という効果を奏する。
【００４１】ここで、請求項９及び請求項１３に記載し
たように、ＳｉＣ単結晶基板側の面をＲＭＳ１０００オ
ングストローム以下、好ましくはＲＭＳ５０オングスト
ローム以下の表面粗度に調整するとともにＳｉＣ多結晶
板側の面をＰＶ０．３〜１０μｍ範囲の粗面に形成する
ことによって、面の加工手間及び労力を省ける上に、Ｓ
ｉＣ多結晶板側の単結晶変態速度を早めて単結晶ＳｉＣ
の生産性を一層高めることができるという効果を奏す
る。
たように、ＳｉＣ単結晶基板側の面をＲＭＳ１０００オ
ングストローム以下、好ましくはＲＭＳ５０オングスト
ローム以下の表面粗度に調整するとともにＳｉＣ多結晶
板側の面をＰＶ０．３〜１０μｍ範囲の粗面に形成する
ことによって、面の加工手間及び労力を省ける上に、Ｓ
ｉＣ多結晶板側の単結晶変態速度を早めて単結晶ＳｉＣ
の生産性を一層高めることができるという効果を奏す
る。
【図１】本発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法の第１の
実施の形態による熱処理前の状態を示す模式図である。
実施の形態による熱処理前の状態を示す模式図である。
【図２】同上第１の実施の形態による熱処理後の状態を
示す模式図である。
示す模式図である。
【図３】同上第１の実施の形態による単結晶ＳｉＣの製
造方法に使用するα−ＳｉＣ単結晶基板の作製に際して
作られたα−ＳｉＣ単結晶塊の概略斜視図である。
造方法に使用するα−ＳｉＣ単結晶基板の作製に際して
作られたα−ＳｉＣ単結晶塊の概略斜視図である。
【図４】同上第１の実施の形態による熱処理時における
様子を説明する要部の拡大模式図である。
様子を説明する要部の拡大模式図である。
【図５】本発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法の第２の
実施の形態による熱処理前の状態を示す模式図である。
実施の形態による熱処理前の状態を示す模式図である。
【図６】同上第２の実施の形態による熱処理後の状態を
示す模式図である。
示す模式図である。
【図７】同上第１の実施の形態による単結晶ＳｉＣの製
造方法に使用するα−ＳｉＣ単結晶基板を示す概略斜視
図である。
造方法に使用するα−ＳｉＣ単結晶基板を示す概略斜視
図である。
１ α−ＳｉＣ単結晶基板 １´ α−ＳｉＣ単結晶塊 １ａ，１ｂ 平滑な結晶面 ２ β−ＳｉＣ多結晶板 ２ａ 粗表面 ３ 微少隙間
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１１年２月８日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正内容】
【書類名】 明細書
【発明の名称】 単結晶ＳｉＣおよびその製造方法
【特許請求の範囲】
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、単結晶ＳｉＣおよ
びその製造方法に関するもので、詳しくは、発光ダイオ
ードやＸ線光学素子、高温半導体電子素子の基板ウエハ
などとして用いられる単結晶ＳｉＣおよびその製造方法
に関するものである。
びその製造方法に関するもので、詳しくは、発光ダイオ
ードやＸ線光学素子、高温半導体電子素子の基板ウエハ
などとして用いられる単結晶ＳｉＣおよびその製造方法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ＳｉＣ（炭化珪素）は、耐熱性および機
械的強度に優れているだけでなく、放射線にも強く、さ
らに不純物の添加によって電子や正孔の価電子制御が容
易である上、広い禁制帯幅を持つ（因みに、６Ｈ型のＳ
ｉＣ単結晶で約３．０ｅＶ、４Ｈ型のＳｉＣ単結晶で
３．２６ｅＶ）ために、Ｓｉ（シリコン）やＧａＡｓ
（ガリウムヒ素）などの既存の半導体材料では実現する
ことができない大容量、高周波、耐圧、耐環境性を実現
することが可能で、次世代のパワーデバイス用半導体材
料として注目され、かつ期待されている。
械的強度に優れているだけでなく、放射線にも強く、さ
らに不純物の添加によって電子や正孔の価電子制御が容
易である上、広い禁制帯幅を持つ（因みに、６Ｈ型のＳ
ｉＣ単結晶で約３．０ｅＶ、４Ｈ型のＳｉＣ単結晶で
３．２６ｅＶ）ために、Ｓｉ（シリコン）やＧａＡｓ
（ガリウムヒ素）などの既存の半導体材料では実現する
ことができない大容量、高周波、耐圧、耐環境性を実現
することが可能で、次世代のパワーデバイス用半導体材
料として注目され、かつ期待されている。
【０００３】この種のＳｉＣ単結晶の成長（製造）方法
として、従来、種結晶を用いた昇華再結晶法によってＳ
ｉＣ単結晶を成長させる方法や、Ｓｉ（シリコン）基板
上に化学気相成長法（ＣＶＤ法）を用いてエピタキシャ
ル成長させることにより立方晶のＳｉＣ単結晶（β−Ｓ
ｉＣ）を成長させるエピタキシャル方法等が知られてい
る。
として、従来、種結晶を用いた昇華再結晶法によってＳ
ｉＣ単結晶を成長させる方法や、Ｓｉ（シリコン）基板
上に化学気相成長法（ＣＶＤ法）を用いてエピタキシャ
ル成長させることにより立方晶のＳｉＣ単結晶（β−Ｓ
ｉＣ）を成長させるエピタキシャル方法等が知られてい
る。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記し
た従来の製造方法のうち、昇華再結晶法にあっては、マ
イクロパイプ欠陥と呼ばれ半導体デバイスを作製した際
の漏れ電流等の原因となる結晶の成長方向に貫通する直
径数ミクロンのピンホールが１００〜１０００／ｃｍ2
程度成長結晶中に残存しやすく、品質的に優れた単結晶
ＳｉＣが得られないという問題があり、エピタキシャル
方法は、基板温度が高い上に、基板が高温なため再蒸発
量も多く、高純度の還元性雰囲気を作ることも必要で設
備的に非常に困難であり、さらに、エピタキシャル成長
のため結晶成長速度にも自ずと限界があって、単結晶Ｓ
ｉＣの生産性が非常に悪いという問題があり、このこと
が既述のようにＳｉやＧａＡｓなどの既存の半導体材料
に比べて多くの優れた特徴を有しながらも、その実用化
を阻止する要因になっている。
た従来の製造方法のうち、昇華再結晶法にあっては、マ
イクロパイプ欠陥と呼ばれ半導体デバイスを作製した際
の漏れ電流等の原因となる結晶の成長方向に貫通する直
径数ミクロンのピンホールが１００〜１０００／ｃｍ2
程度成長結晶中に残存しやすく、品質的に優れた単結晶
ＳｉＣが得られないという問題があり、エピタキシャル
方法は、基板温度が高い上に、基板が高温なため再蒸発
量も多く、高純度の還元性雰囲気を作ることも必要で設
備的に非常に困難であり、さらに、エピタキシャル成長
のため結晶成長速度にも自ずと限界があって、単結晶Ｓ
ｉＣの生産性が非常に悪いという問題があり、このこと
が既述のようにＳｉやＧａＡｓなどの既存の半導体材料
に比べて多くの優れた特徴を有しながらも、その実用化
を阻止する要因になっている。
【０００５】本発明は上記実情に鑑みてなされたもの
で、マイクロパイプ欠陥等の非常に少ない高品位の単結
晶ＳｉＣと、このような高品位単結晶を非常に生産性よ
く製造することができ、半導体材料としての実用化を可
能とする単結晶ＳｉＣの製造方法を提供することを目的
としている。
で、マイクロパイプ欠陥等の非常に少ない高品位の単結
晶ＳｉＣと、このような高品位単結晶を非常に生産性よ
く製造することができ、半導体材料としての実用化を可
能とする単結晶ＳｉＣの製造方法を提供することを目的
としている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、請求項１に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣは、Ｓｉ
Ｃ単結晶基板とＳｉ原子及びＣ原子により構成された板
材とを微少隙間を隔てて互いに平行に対峙させた状態
で、大気圧以下の不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ飽和
蒸気雰囲気下で、上記ＳｉＣ単結晶基板側が上記板材よ
りも低温に保たれるように熱処理することにより、上記
微小隙間内でＳｉ原子及びＣ原子を昇華再結晶させて上
記ＳｉＣ単結晶基板上に単結晶を析出させるとともに、
この析出単結晶を種結晶して上記板材を単結晶に変態さ
せて上記ＳｉＣ単結晶基板の結晶軸と同方位に配向され
た単結晶が一体に成長されていることを特徴とするもの
であり、また、請求項４に記載の発明に係る単結晶Ｓｉ
Ｃの製造方法は、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉ原子及びＣ原
子により構成された板材とを両者の対向面間に微少隙間
を形成するように互いに平行に対峙させた後、それらＳ
ｉＣ単結晶基板及び板材を大気圧以下の不活性ガス雰囲
気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で、上記ＳｉＣ単結
晶基板側が上記板材よりも低温に保たれるように熱処理
することにより、上記微小隙間内でＳｉ原子及びＣ原子
を昇華再結晶させて上記ＳｉＣ単結晶基板上に単結晶を
析出させ、この析出した単結晶を種結晶として上記板材
を単結晶に変態させて上記ＳｉＣ単結晶基板の結晶軸と
同方位に配向された単結晶を一体に育成することを特徴
とするものである。
に、請求項１に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣは、Ｓｉ
Ｃ単結晶基板とＳｉ原子及びＣ原子により構成された板
材とを微少隙間を隔てて互いに平行に対峙させた状態
で、大気圧以下の不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ飽和
蒸気雰囲気下で、上記ＳｉＣ単結晶基板側が上記板材よ
りも低温に保たれるように熱処理することにより、上記
微小隙間内でＳｉ原子及びＣ原子を昇華再結晶させて上
記ＳｉＣ単結晶基板上に単結晶を析出させるとともに、
この析出単結晶を種結晶して上記板材を単結晶に変態さ
せて上記ＳｉＣ単結晶基板の結晶軸と同方位に配向され
た単結晶が一体に成長されていることを特徴とするもの
であり、また、請求項４に記載の発明に係る単結晶Ｓｉ
Ｃの製造方法は、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉ原子及びＣ原
子により構成された板材とを両者の対向面間に微少隙間
を形成するように互いに平行に対峙させた後、それらＳ
ｉＣ単結晶基板及び板材を大気圧以下の不活性ガス雰囲
気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で、上記ＳｉＣ単結
晶基板側が上記板材よりも低温に保たれるように熱処理
することにより、上記微小隙間内でＳｉ原子及びＣ原子
を昇華再結晶させて上記ＳｉＣ単結晶基板上に単結晶を
析出させ、この析出した単結晶を種結晶として上記板材
を単結晶に変態させて上記ＳｉＣ単結晶基板の結晶軸と
同方位に配向された単結晶を一体に育成することを特徴
とするものである。
【０００７】上記のような構成要件を有する請求項１及
び請求項４に記載の発明によれば、ＳｉＣ単結晶基板と
Ｓｉ原子及びＣ原子により構成された板材とを微少隙間
を隔てて互いに平行に対峙させた状態で、不活性ガス雰
囲気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理すること
によって、微少隙間を通しての伝熱作用により両板の対
向面を共に平滑にしてそれら平滑面を密着させた状態で
熱処理する場合に比べて、両板全域を単結晶化に必要な
熱処理温度にまで昇温させる速度を早めることが可能で
ある。また、熱処理時にはＳｉＣ単結晶基板側が上記板
材よりも低温に保たれるとともに、この低温のＳｉＣ単
結晶基板側の対向面のうちでも両対向板の外周辺側より
も内側の中央側ほど低温であることから、外周辺の高温
部で昇華して微少隙間に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子
並びに板材を構成するＳｉ原子及びＣ原子の運動エネル
ギーが低温のＳｉＣ単結晶基板の中央部側ほど小さく抑
えられる。それゆえに、上記微少隙間内の中央部分に存
在するＳｉ原子及びＣ原子が最も早く昇華再結晶されて
低温のＳｉＣ単結晶基板側の中央部面上に優先的に単結
晶が析出され、そのような単結晶の析出作用が中央部か
ら周辺部にかけて順次拡張し進行していく過程でも昇華
再結晶が繰り返されることによりＳｉ原子，Ｃ原子の昇
華再結晶に伴い析出される単結晶の単結晶化率が向上さ
れることになり、そのように析出された単結晶を種結晶
とする固相成長により板材の全体が単結晶に変態される
ことになる。
び請求項４に記載の発明によれば、ＳｉＣ単結晶基板と
Ｓｉ原子及びＣ原子により構成された板材とを微少隙間
を隔てて互いに平行に対峙させた状態で、不活性ガス雰
囲気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理すること
によって、微少隙間を通しての伝熱作用により両板の対
向面を共に平滑にしてそれら平滑面を密着させた状態で
熱処理する場合に比べて、両板全域を単結晶化に必要な
熱処理温度にまで昇温させる速度を早めることが可能で
ある。また、熱処理時にはＳｉＣ単結晶基板側が上記板
材よりも低温に保たれるとともに、この低温のＳｉＣ単
結晶基板側の対向面のうちでも両対向板の外周辺側より
も内側の中央側ほど低温であることから、外周辺の高温
部で昇華して微少隙間に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子
並びに板材を構成するＳｉ原子及びＣ原子の運動エネル
ギーが低温のＳｉＣ単結晶基板の中央部側ほど小さく抑
えられる。それゆえに、上記微少隙間内の中央部分に存
在するＳｉ原子及びＣ原子が最も早く昇華再結晶されて
低温のＳｉＣ単結晶基板側の中央部面上に優先的に単結
晶が析出され、そのような単結晶の析出作用が中央部か
ら周辺部にかけて順次拡張し進行していく過程でも昇華
再結晶が繰り返されることによりＳｉ原子，Ｃ原子の昇
華再結晶に伴い析出される単結晶の単結晶化率が向上さ
れることになり、そのように析出された単結晶を種結晶
とする固相成長により板材の全体が単結晶に変態される
ことになる。
【０００８】上記のように、対峙させた両板全域の所定
熱処理温度への昇温速度が早くなること、両板間の微小
隙間内でのＳｉ原子及びＣ原子の昇華再結晶による単結
晶の析出がＳｉＣ単結晶基板側で優先されること、並び
に、Ｓｉ原子及びＣ原子により構成された板材の単結晶
への変態速度が周辺部よりも中央部側ほど早くなるよう
な速度差のある変態パターンにしてＳｉ原子、Ｃ原子の
昇華再結晶の繰り返しにより析出される単結晶の単結晶
化率が向上されることの相乗作用によって、少ない熱エ
ネルギーで上記板材の全域を効率よく単結晶化して、格
子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の非常に少ない高品質
な単結晶ＳｉＣを生産性よく得ることが可能である。
熱処理温度への昇温速度が早くなること、両板間の微小
隙間内でのＳｉ原子及びＣ原子の昇華再結晶による単結
晶の析出がＳｉＣ単結晶基板側で優先されること、並び
に、Ｓｉ原子及びＣ原子により構成された板材の単結晶
への変態速度が周辺部よりも中央部側ほど早くなるよう
な速度差のある変態パターンにしてＳｉ原子、Ｃ原子の
昇華再結晶の繰り返しにより析出される単結晶の単結晶
化率が向上されることの相乗作用によって、少ない熱エ
ネルギーで上記板材の全域を効率よく単結晶化して、格
子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の非常に少ない高品質
な単結晶ＳｉＣを生産性よく得ることが可能である。
【０００９】上記請求項１に記載の発明に係る単結晶Ｓ
ｉＣ及び請求項４に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製
造方法において、ＳｉＣ単結晶基板と対峙される板材と
しては、請求項２及び請求項５に記載のように、ＳｉＣ
多結晶板、ＳｉＣアモルファスもしくは高純度ＳｉＣ焼
結体のいずれを使用する場合も、上記と同様に、微小隙
間内でのＳｉ原子とＣ原子との昇華再結晶の繰り返しに
よって高品質な単結晶ＳｉＣを生産性よく得ることが可
能である。
ｉＣ及び請求項４に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製
造方法において、ＳｉＣ単結晶基板と対峙される板材と
しては、請求項２及び請求項５に記載のように、ＳｉＣ
多結晶板、ＳｉＣアモルファスもしくは高純度ＳｉＣ焼
結体のいずれを使用する場合も、上記と同様に、微小隙
間内でのＳｉ原子とＣ原子との昇華再結晶の繰り返しに
よって高品質な単結晶ＳｉＣを生産性よく得ることが可
能である。
【００１０】また、上記請求項１または２に記載の発明
に係る単結晶ＳｉＣ及び請求項４または５に記載の発明
に係る単結晶ＳｉＣの製造方法において、上記ＳｉＣ単
結晶基板の結晶面としては、アチソン法により作られた
ＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を切り出したとき
の（０００１）面であってもよいが、特に、請求項３及
び請求項６に記載のように、（０００１）面を（１１-
2 ０）面方向に約１．５〜１０°傾斜させて研磨した面
を使用することによって、結晶面の熱エッチングなどに
よる欠陥の発生がなくなり、ＳｉＣ単結晶の品質を一層
高めることができる。
に係る単結晶ＳｉＣ及び請求項４または５に記載の発明
に係る単結晶ＳｉＣの製造方法において、上記ＳｉＣ単
結晶基板の結晶面としては、アチソン法により作られた
ＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を切り出したとき
の（０００１）面であってもよいが、特に、請求項３及
び請求項６に記載のように、（０００１）面を（１１-
2 ０）面方向に約１．５〜１０°傾斜させて研磨した面
を使用することによって、結晶面の熱エッチングなどに
よる欠陥の発生がなくなり、ＳｉＣ単結晶の品質を一層
高めることができる。
【００１１】また、上記請求項４ないし６のいずれかに
記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法において、上
記ＳｉＣ単結晶板とＳｉ原子及びＣ原子により構成され
た板材との対向面間の微小隙間としては、請求項７に記
載のように、１００μｍ以下、望ましくは１０μｍ以下
に保持させることが好ましい。それは、微小隙間を通し
ての伝熱作用によって両板全域を単結晶化に必要な熱処
理温度にまで昇温させる速度を両板の密着の場合に比べ
て大きく保てる範囲で両板をできるだけ接近させること
により、両板の温度差を極力少なくして、熱平衡状態に
近い条件の中で高品質なＳｉＣ単結晶層を種結晶の上面
全域に形成し、その高品質再結晶面を種結晶として用い
ることができるからである。
記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法において、上
記ＳｉＣ単結晶板とＳｉ原子及びＣ原子により構成され
た板材との対向面間の微小隙間としては、請求項７に記
載のように、１００μｍ以下、望ましくは１０μｍ以下
に保持させることが好ましい。それは、微小隙間を通し
ての伝熱作用によって両板全域を単結晶化に必要な熱処
理温度にまで昇温させる速度を両板の密着の場合に比べ
て大きく保てる範囲で両板をできるだけ接近させること
により、両板の温度差を極力少なくして、熱平衡状態に
近い条件の中で高品質なＳｉＣ単結晶層を種結晶の上面
全域に形成し、その高品質再結晶面を種結晶として用い
ることができるからである。
【００１２】請求項８に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣ
は、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板とを微少隙間を
隔てて対峙させた状態で、不活性ガス雰囲気、かつ、Ｓ
ｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理することにより、上記微
少隙間に入り込んで析出された単結晶を種結晶として上
記ＳｉＣ多結晶板を単結晶に変態させて上記ＳｉＣ単結
晶基板の結晶軸と同方位に配向された単結晶が一体に成
長されていることを特徴とするものであり、また、請求
項１２に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法は、
ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板とを両者の対向面間
に微少隙間を形成するように対峙させた後、それらＳｉ
Ｃ単結晶基板及びＳｉＣ多結晶板を不活性ガス雰囲気、
かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理することによ
り、上記Ｓｉ，Ｃ原子を上記微少隙間に入り込ませて気
相成長によって該微少隙間に単結晶を析出させ、この析
出した単結晶を種結晶として上記ＳｉＣ多結晶板を単結
晶に変態させて上記ＳｉＣ単結晶基板の結晶軸と同方位
に配向された単結晶を一体に育成することを特徴とする
ものである。
は、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板とを微少隙間を
隔てて対峙させた状態で、不活性ガス雰囲気、かつ、Ｓ
ｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理することにより、上記微
少隙間に入り込んで析出された単結晶を種結晶として上
記ＳｉＣ多結晶板を単結晶に変態させて上記ＳｉＣ単結
晶基板の結晶軸と同方位に配向された単結晶が一体に成
長されていることを特徴とするものであり、また、請求
項１２に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法は、
ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板とを両者の対向面間
に微少隙間を形成するように対峙させた後、それらＳｉ
Ｃ単結晶基板及びＳｉＣ多結晶板を不活性ガス雰囲気、
かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理することによ
り、上記Ｓｉ，Ｃ原子を上記微少隙間に入り込ませて気
相成長によって該微少隙間に単結晶を析出させ、この析
出した単結晶を種結晶として上記ＳｉＣ多結晶板を単結
晶に変態させて上記ＳｉＣ単結晶基板の結晶軸と同方位
に配向された単結晶を一体に育成することを特徴とする
ものである。
【００１３】上記のような構成要件を有する請求項８及
び請求項１２に記載の発明によれば、ＳｉＣ単結晶基板
とＳｉＣ多結晶板とを微少隙間を隔てて対峙させた状態
で、不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下
で熱処理することにより、微少隙間を通しての伝熱作用
により両板の対向面を共に平滑にしてそれら平滑面を密
着させた状態で熱処理する場合に比べて、両板全域を単
結晶化に必要な熱処理温度にまで昇温させる速度を早め
ることが可能である。また、熱処理時における温度分布
において、両対向板の外周辺側よりも内側の中央側ほど
低温であることから、外周辺の高温部で昇華して微少隙
間に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子の運動エネルギーが
低温の中央部側ほど小さく、それゆえに、上記微少隙間
の中央部側からＳｉ原子及びＣ原子が順次堆積して該隙
間に充満し、その充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気相
成長によって中央部側ほど早く単結晶が析出される。ま
た、この単結晶の析出作用が中央部から周辺部にかけて
順次拡張し進行していく過程でもＳｉ原子及びＣ原子の
気相成長が繰り返されてＳｉ原子及びＣ原子の気相成長
に伴い析出される単結晶の単結晶化率が向上されること
になり、そのように析出された単結晶を種結晶とする固
相成長によりＳｉＣ多結晶板がその中央部側から周辺部
にかけて順次単結晶に変態されることになる。
び請求項１２に記載の発明によれば、ＳｉＣ単結晶基板
とＳｉＣ多結晶板とを微少隙間を隔てて対峙させた状態
で、不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下
で熱処理することにより、微少隙間を通しての伝熱作用
により両板の対向面を共に平滑にしてそれら平滑面を密
着させた状態で熱処理する場合に比べて、両板全域を単
結晶化に必要な熱処理温度にまで昇温させる速度を早め
ることが可能である。また、熱処理時における温度分布
において、両対向板の外周辺側よりも内側の中央側ほど
低温であることから、外周辺の高温部で昇華して微少隙
間に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子の運動エネルギーが
低温の中央部側ほど小さく、それゆえに、上記微少隙間
の中央部側からＳｉ原子及びＣ原子が順次堆積して該隙
間に充満し、その充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気相
成長によって中央部側ほど早く単結晶が析出される。ま
た、この単結晶の析出作用が中央部から周辺部にかけて
順次拡張し進行していく過程でもＳｉ原子及びＣ原子の
気相成長が繰り返されてＳｉ原子及びＣ原子の気相成長
に伴い析出される単結晶の単結晶化率が向上されること
になり、そのように析出された単結晶を種結晶とする固
相成長によりＳｉＣ多結晶板がその中央部側から周辺部
にかけて順次単結晶に変態されることになる。
【００１４】上記のように、対峙させた両板全域の所定
熱処理温度への昇温速度が早くなることと、Ｓｉ多結晶
板の単結晶への変態速度が周辺部よりも低温の中央部側
ほど早くなるといった速度差のある状態での変態パター
ンにして微小隙間内でのＳｉ原子、Ｃ原子の気相成長の
繰り返しにより析出される単結晶の単結晶化率が向上さ
れることとの相乗によって、少ない熱エネルギーでＳｉ
Ｃ多結晶板の全域を効率よく単結晶化して、格子欠陥お
よびマイクロパイプ欠陥の非常に少ない高品質な単結晶
ＳｉＣを生産性よく得ることが可能である。
熱処理温度への昇温速度が早くなることと、Ｓｉ多結晶
板の単結晶への変態速度が周辺部よりも低温の中央部側
ほど早くなるといった速度差のある状態での変態パター
ンにして微小隙間内でのＳｉ原子、Ｃ原子の気相成長の
繰り返しにより析出される単結晶の単結晶化率が向上さ
れることとの相乗によって、少ない熱エネルギーでＳｉ
Ｃ多結晶板の全域を効率よく単結晶化して、格子欠陥お
よびマイクロパイプ欠陥の非常に少ない高品質な単結晶
ＳｉＣを生産性よく得ることが可能である。
【００１５】上記請求項８に記載の発明に係る単結晶Ｓ
ｉＣ及び請求項１２に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの
製造方法において、請求項９及び請求項１３に記載のよ
うに、上記ＳｉＣ単結晶基板及びＳｉＣ多結晶板の対向
面のうち、ＳｉＣ単結晶基板側の面はＲＭＳ１０００オ
ングストローム以下、好ましくはＲＭＳ５０オングスト
ローム以下の表面粗度に調整するとともに、ＳｉＣ多結
晶板側の面はＰＶ０．３〜１０μｍ範囲の粗面に形成す
ることが望ましい。この場合は、ＳｉＣ多結晶板側の面
をオングストロームオーダーの平滑面に加工するための
手間及び労力が不要である上に、ＳｉＣ単結晶基板に対
峙させたとき、無数の凸部がＳｉＣ単結晶基板側の結晶
方位面に接触することになり、熱処理に伴ってＳｉＣ多
結晶板の無数の接触部からの単結晶変態が、上述したＳ
ｉ原子及びＣ原子の気相成長による単結晶の析出と同時
進行されることになり、全体の単結晶速度を一層早める
ことが可能である。
ｉＣ及び請求項１２に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの
製造方法において、請求項９及び請求項１３に記載のよ
うに、上記ＳｉＣ単結晶基板及びＳｉＣ多結晶板の対向
面のうち、ＳｉＣ単結晶基板側の面はＲＭＳ１０００オ
ングストローム以下、好ましくはＲＭＳ５０オングスト
ローム以下の表面粗度に調整するとともに、ＳｉＣ多結
晶板側の面はＰＶ０．３〜１０μｍ範囲の粗面に形成す
ることが望ましい。この場合は、ＳｉＣ多結晶板側の面
をオングストロームオーダーの平滑面に加工するための
手間及び労力が不要である上に、ＳｉＣ単結晶基板に対
峙させたとき、無数の凸部がＳｉＣ単結晶基板側の結晶
方位面に接触することになり、熱処理に伴ってＳｉＣ多
結晶板の無数の接触部からの単結晶変態が、上述したＳ
ｉ原子及びＣ原子の気相成長による単結晶の析出と同時
進行されることになり、全体の単結晶速度を一層早める
ことが可能である。
【００１６】また、上記請求項８または９に記載の発明
に係る単結晶ＳｉＣ及び請求項１２または１３に記載の
発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法に使用するＳｉＣ多
結晶板として、請求項１０及び請求項１４に記載のよう
に、熱化学蒸着法により板状に製作されたものを使用す
ることにより、ＳｉＣ多結晶板自体として不純物の少な
い高純度なものを用いて、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多
結晶板との間に結晶粒界などを形成しないで、品質の一
層高い単結晶ＳｉＣを得ることができる。
に係る単結晶ＳｉＣ及び請求項１２または１３に記載の
発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法に使用するＳｉＣ多
結晶板として、請求項１０及び請求項１４に記載のよう
に、熱化学蒸着法により板状に製作されたものを使用す
ることにより、ＳｉＣ多結晶板自体として不純物の少な
い高純度なものを用いて、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多
結晶板との間に結晶粒界などを形成しないで、品質の一
層高い単結晶ＳｉＣを得ることができる。
【００１７】また、上記請求項１２、１３または１４に
記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法において、請
求項１５に記載したように、上記ＳｉＣ単結晶基板側を
ＳｉＣ多結晶板側よりも低温になるような温度勾配を持
たせて上記熱処理を行なうことによって、高温が故に構
成Ｓｉ，Ｃの運動エネルギーの高い多結晶粗面ではな
く、上記微少隙間に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子を低
温側のＳｉＣ単結晶基板側の単結晶方位面に優先的に析
出させることが可能で、それら原子の気相成長による単
結晶化を促進し、単結晶ＳｉＣの品質を一層高くするこ
とができる。
記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法において、請
求項１５に記載したように、上記ＳｉＣ単結晶基板側を
ＳｉＣ多結晶板側よりも低温になるような温度勾配を持
たせて上記熱処理を行なうことによって、高温が故に構
成Ｓｉ，Ｃの運動エネルギーの高い多結晶粗面ではな
く、上記微少隙間に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子を低
温側のＳｉＣ単結晶基板側の単結晶方位面に優先的に析
出させることが可能で、それら原子の気相成長による単
結晶化を促進し、単結晶ＳｉＣの品質を一層高くするこ
とができる。
【００１８】また、上記請求項１２ないし１５のいずれ
かに記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法におい
て、上記ＳｉＣ単結晶基板側のＳｉＣ多結晶板に対向す
る結晶面を、請求項１６に記載したように、アチソン法
により作られたＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を
切り出したときの（０００１）面に設定することによっ
て、熱処理に伴う固相成長によってＳｉＣ単結晶基板の
結晶面からＣ軸方向へ単結晶が成長することになって、
その成長過程で結晶欠陥などの導入が非常に少なくな
り、ＳｉＣ単結晶基板と同一の多形構造の結晶を容易か
つ確実に成長させて他の多形が混在しない良質の単結晶
ＳｉＣを効率よく得ることができる。
かに記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法におい
て、上記ＳｉＣ単結晶基板側のＳｉＣ多結晶板に対向す
る結晶面を、請求項１６に記載したように、アチソン法
により作られたＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を
切り出したときの（０００１）面に設定することによっ
て、熱処理に伴う固相成長によってＳｉＣ単結晶基板の
結晶面からＣ軸方向へ単結晶が成長することになって、
その成長過程で結晶欠陥などの導入が非常に少なくな
り、ＳｉＣ単結晶基板と同一の多形構造の結晶を容易か
つ確実に成長させて他の多形が混在しない良質の単結晶
ＳｉＣを効率よく得ることができる。
【００１９】さらに、上記請求項１２ないし１５のいず
れかに記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法におい
て、上記ＳｉＣ単結晶基板側のＳｉＣ多結晶板に対向す
る結晶面を、請求項１７に記載したように、アチソン法
により作られたＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を
切り出したときの（０００１）面を（１１- 2 ０）面方
向に約１．５〜１０°傾斜させて研磨した面を使用する
ことによって、結晶面の熱エッチングなどによる欠陥の
発生がなくなり、ＳｉＣ単結晶の品質を一層高めること
ができる。
れかに記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法におい
て、上記ＳｉＣ単結晶基板側のＳｉＣ多結晶板に対向す
る結晶面を、請求項１７に記載したように、アチソン法
により作られたＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を
切り出したときの（０００１）面を（１１- 2 ０）面方
向に約１．５〜１０°傾斜させて研磨した面を使用する
ことによって、結晶面の熱エッチングなどによる欠陥の
発生がなくなり、ＳｉＣ単結晶の品質を一層高めること
ができる。
【００２０】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を図面
にもとづいて説明する。図１は本発明に係る単結晶Ｓｉ
Ｃの製造方法の第１の実施の形態による熱処理前の状態
を示す模式図であり、同図において、１は六方晶系（６
Ｈ型、４Ｈ型）のα−ＳｉＣ単結晶基板で、該α−Ｓｉ
Ｃ単結晶基板１は厚さ０．５ｍｍで、その表裏両面１
ａ，１ｂは研磨加工等によってＲＭＳ１０００オングス
トローム以下、好ましくは５０オングストローム以下の
表面粗度を持つ平滑面に調整されている。このα−Ｓｉ
Ｃ単結晶基板１は、図３に示すように、アチソン法によ
り作られたα−ＳｉＣ単結晶塊１´から多数の板状Ｓｉ
Ｃ単結晶片１Ａを切り出したとき、Ｃ軸方向の（０００
１）面を研磨加工してなるものである。
にもとづいて説明する。図１は本発明に係る単結晶Ｓｉ
Ｃの製造方法の第１の実施の形態による熱処理前の状態
を示す模式図であり、同図において、１は六方晶系（６
Ｈ型、４Ｈ型）のα−ＳｉＣ単結晶基板で、該α−Ｓｉ
Ｃ単結晶基板１は厚さ０．５ｍｍで、その表裏両面１
ａ，１ｂは研磨加工等によってＲＭＳ１０００オングス
トローム以下、好ましくは５０オングストローム以下の
表面粗度を持つ平滑面に調整されている。このα−Ｓｉ
Ｃ単結晶基板１は、図３に示すように、アチソン法によ
り作られたα−ＳｉＣ単結晶塊１´から多数の板状Ｓｉ
Ｃ単結晶片１Ａを切り出したとき、Ｃ軸方向の（０００
１）面を研磨加工してなるものである。
【００２１】２は１３００〜１９００℃範囲の熱ＣＶＤ
法により別途製作される立方晶系のβ−ＳｉＣ多結晶板
で、このβ−ＳｉＣ多結晶板２は、図示省略する焼結黒
鉛の上に熱ＣＶＤ法によって（１１１）面が高配向とな
る約１ｍｍ厚さの膜を作製した後、上記黒鉛の焼却除去
によって単離させた０．８ｍｍ厚さの平板状材の両面２
ａ，２ａをスリガラス状に研磨することでＰＶ、即ち、
Ｒｍａｘが０．３〜１０μｍ範囲、好ましくは０．５μ
ｍの粗面に形成されている。
法により別途製作される立方晶系のβ−ＳｉＣ多結晶板
で、このβ−ＳｉＣ多結晶板２は、図示省略する焼結黒
鉛の上に熱ＣＶＤ法によって（１１１）面が高配向とな
る約１ｍｍ厚さの膜を作製した後、上記黒鉛の焼却除去
によって単離させた０．８ｍｍ厚さの平板状材の両面２
ａ，２ａをスリガラス状に研磨することでＰＶ、即ち、
Ｒｍａｘが０．３〜１０μｍ範囲、好ましくは０．５μ
ｍの粗面に形成されている。
【００２２】上記のように製作された２枚の平板状のβ
−ＳｉＣ多結晶板２，２を上記α−ＳｉＣ単結晶基板１
の表裏両側に積み重ねて対峙させることにより、上記α
−ＳｉＣ単結晶基板１表裏の平滑な結晶面１ａ，１ｂと
これに対向する上記β−ＳｉＣ多結晶板２，２のスリガ
ラス状の粗面２ａ，２ａとの間に、各粗面２ａ，２ａを
形成する多数の凸部２ａ１…が図４に明示するように、
上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の両結晶面１ａ，１ｂに接
触するようにして２枚の平板状のβ−ＳｉＣ多結晶板
２，２と上記α−ＳｉＣ単結晶基板１との間に微少隙間
３，３を形成させる。
−ＳｉＣ多結晶板２，２を上記α−ＳｉＣ単結晶基板１
の表裏両側に積み重ねて対峙させることにより、上記α
−ＳｉＣ単結晶基板１表裏の平滑な結晶面１ａ，１ｂと
これに対向する上記β−ＳｉＣ多結晶板２，２のスリガ
ラス状の粗面２ａ，２ａとの間に、各粗面２ａ，２ａを
形成する多数の凸部２ａ１…が図４に明示するように、
上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の両結晶面１ａ，１ｂに接
触するようにして２枚の平板状のβ−ＳｉＣ多結晶板
２，２と上記α−ＳｉＣ単結晶基板１との間に微少隙間
３，３を形成させる。
【００２３】この状態で、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１
及び２枚のβ−ＳｉＣ多結晶板２，２をカーボン製抵抗
発熱炉（図示省略する）内に挿入配置し、その周囲にＳ
ｉＣ塊４…を配置充填するとともに、Ａｒなどの不活性
ガス気流を１atom程度注入して炉の中心温度が１１００
℃より２２００℃に達するまで１０時間かけて平均速度
で昇温させ、かつ、その２２００℃で５時間程度保持さ
せるといったように、不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ
飽和蒸気雰囲気下で熱処理を施すことによって、周辺部
の高温域で上記ＳｉＣ塊４…から昇華したＳｉ原子及び
Ｃ原子が上記微少隙間３，３に入り込んで該隙間３に充
満し、この充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気相成長に
よって単結晶が析出されるとともに、その析出した単結
晶を種結晶とする固相成長によりβ−ＳｉＣ多結晶板
２，２が単結晶に変態されて上記α−ＳｉＣ単結晶基板
１の結晶軸と同方位に配向された単結晶部分２´，２´
となり、これら単結晶部分２´，２´が上記基板１の単
結晶と一体化して図２に示すような大きな単結晶が育成
されることになる。
及び２枚のβ−ＳｉＣ多結晶板２，２をカーボン製抵抗
発熱炉（図示省略する）内に挿入配置し、その周囲にＳ
ｉＣ塊４…を配置充填するとともに、Ａｒなどの不活性
ガス気流を１atom程度注入して炉の中心温度が１１００
℃より２２００℃に達するまで１０時間かけて平均速度
で昇温させ、かつ、その２２００℃で５時間程度保持さ
せるといったように、不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ
飽和蒸気雰囲気下で熱処理を施すことによって、周辺部
の高温域で上記ＳｉＣ塊４…から昇華したＳｉ原子及び
Ｃ原子が上記微少隙間３，３に入り込んで該隙間３に充
満し、この充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気相成長に
よって単結晶が析出されるとともに、その析出した単結
晶を種結晶とする固相成長によりβ−ＳｉＣ多結晶板
２，２が単結晶に変態されて上記α−ＳｉＣ単結晶基板
１の結晶軸と同方位に配向された単結晶部分２´，２´
となり、これら単結晶部分２´，２´が上記基板１の単
結晶と一体化して図２に示すような大きな単結晶が育成
されることになる。
【００２４】ところで、上記のような熱処理時におい
て、対峙された上記α−ＳｉＣ単結晶基板１及び２枚の
β−ＳｉＣ多結晶板２，２の間には微少隙間３，３が形
成されているので、この微少隙間３，３を通しての伝熱
作用により、両板１、２，２の対向面を共に平滑にして
それら平滑面を密着させた状態で熱処理する場合に比べ
て、両板１、２，２の全域を単結晶化に必要な熱処理温
度にまで昇温させる速度が早まる。また、全体の昇温速
度が早い条件下においても、上記α−ＳｉＣ単結晶基板
１及び２枚のβ−ＳｉＣ多結晶板２，２はそれらの外周
辺側よりも内側の中央側ほど低温であるとともに、α−
ＳｉＣ単結晶基板１がそれの上方に配置されたβ−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２よりも低温であるから、外周辺の高温部で
昇華して微少隙間３，３に入り込んだＳｉ原子及びＣ原
子の運動エネルギーが低温の中央部側ほど小さい。それ
ゆえに、上記微少隙間３，３に入り込んだＳｉ原子及び
Ｃ原子はα−ＳｉＣ単結晶基板１の上側結晶面１ａで、
かつその中央部付近ほど早く堆積して該隙間３，３に充
満され、この充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気相成長
によってα−ＳｉＣ単結晶基板１の上側結晶面１ａの中
央部に単結晶が早く析出されることになる。そのため
に、析出した単結晶を種結晶としてβ−ＳｉＣ多結晶板
２，２、特に上方に配置されたβ−ＳｉＣ多結晶板２の
中央部付近が早く単結晶に変態され、その変態が中央部
から周辺部にかけて順次移行するといった速度差のある
パターンでの単結晶変態が固相状態で進行することにな
る。
て、対峙された上記α−ＳｉＣ単結晶基板１及び２枚の
β−ＳｉＣ多結晶板２，２の間には微少隙間３，３が形
成されているので、この微少隙間３，３を通しての伝熱
作用により、両板１、２，２の対向面を共に平滑にして
それら平滑面を密着させた状態で熱処理する場合に比べ
て、両板１、２，２の全域を単結晶化に必要な熱処理温
度にまで昇温させる速度が早まる。また、全体の昇温速
度が早い条件下においても、上記α−ＳｉＣ単結晶基板
１及び２枚のβ−ＳｉＣ多結晶板２，２はそれらの外周
辺側よりも内側の中央側ほど低温であるとともに、α−
ＳｉＣ単結晶基板１がそれの上方に配置されたβ−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２よりも低温であるから、外周辺の高温部で
昇華して微少隙間３，３に入り込んだＳｉ原子及びＣ原
子の運動エネルギーが低温の中央部側ほど小さい。それ
ゆえに、上記微少隙間３，３に入り込んだＳｉ原子及び
Ｃ原子はα−ＳｉＣ単結晶基板１の上側結晶面１ａで、
かつその中央部付近ほど早く堆積して該隙間３，３に充
満され、この充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気相成長
によってα−ＳｉＣ単結晶基板１の上側結晶面１ａの中
央部に単結晶が早く析出されることになる。そのため
に、析出した単結晶を種結晶としてβ−ＳｉＣ多結晶板
２，２、特に上方に配置されたβ−ＳｉＣ多結晶板２の
中央部付近が早く単結晶に変態され、その変態が中央部
から周辺部にかけて順次移行するといった速度差のある
パターンでの単結晶変態が固相状態で進行することにな
る。
【００２５】以上のように、対向板１、２，２全域の所
定熱処理温度への昇温速度が早くなることと、β−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２，２の単結晶への変態速度が周辺部よりも
低温の中央部付近ほど早くなるといった速度差のある単
結晶変態パターンとの相乗作用によって、少ない熱エネ
ルギーでβ−ＳｉＣ多結晶板２，２の全域を効率よく単
結晶化して、格子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の非常
に少ない高品質な単結晶ＳｉＣを生産性よく製造するこ
とができる。
定熱処理温度への昇温速度が早くなることと、β−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２，２の単結晶への変態速度が周辺部よりも
低温の中央部付近ほど早くなるといった速度差のある単
結晶変態パターンとの相乗作用によって、少ない熱エネ
ルギーでβ−ＳｉＣ多結晶板２，２の全域を効率よく単
結晶化して、格子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の非常
に少ない高品質な単結晶ＳｉＣを生産性よく製造するこ
とができる。
【００２６】因みに、上記熱処理時に使用したカーボン
製抵抗発熱炉内では、上下に１００ｍｍ離れた箇所で約
１００℃の温度勾配があるために、上記した諸条件下で
製造された単結晶ＳｉＣを偏光顕微鏡で観察したとこ
ろ、α−ＳｉＣ単結晶基板１の上方に配置したβ−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２はその周辺部の一部を除く全体が所定どお
り単結晶化され、かつ、α−ＳｉＣ単結晶基板１との間
の境界も消失している一方、下方に配置されたβ−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２は図２でも明らかなように、十分に単結晶
化されてなく、α−ＳｉＣ単結晶基板１との間の境界も
残存していることが分かった。そこで、実際に高温半導
体電子素子の基板ウエハなどとして用いる際には、図２
の仮想線で示すように、所定どおりに単結晶化された部
分のみを切り出して使用する。なお、熱処理条件（熱処
理温度や時間、あるいは、炉内の配置姿勢を変えるな
ど）を調整することで、両β−ＳｉＣ多結晶板２，２を
共に所定どおりに単結晶化することが可能であることは
もちろんである。
製抵抗発熱炉内では、上下に１００ｍｍ離れた箇所で約
１００℃の温度勾配があるために、上記した諸条件下で
製造された単結晶ＳｉＣを偏光顕微鏡で観察したとこ
ろ、α−ＳｉＣ単結晶基板１の上方に配置したβ−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２はその周辺部の一部を除く全体が所定どお
り単結晶化され、かつ、α−ＳｉＣ単結晶基板１との間
の境界も消失している一方、下方に配置されたβ−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２は図２でも明らかなように、十分に単結晶
化されてなく、α−ＳｉＣ単結晶基板１との間の境界も
残存していることが分かった。そこで、実際に高温半導
体電子素子の基板ウエハなどとして用いる際には、図２
の仮想線で示すように、所定どおりに単結晶化された部
分のみを切り出して使用する。なお、熱処理条件（熱処
理温度や時間、あるいは、炉内の配置姿勢を変えるな
ど）を調整することで、両β−ＳｉＣ多結晶板２，２を
共に所定どおりに単結晶化することが可能であることは
もちろんである。
【００２７】また、上記第１の実施の形態で述べたよう
に、上記β−ＳｉＣ多結晶板２側のα−ＳｉＣ単結晶基
板１との対向面２ａをＰＶ０．３〜１０μｍ範囲、即
ち、Ｒｍａｘ０．３〜１０μｍ範囲で、好ましくは５μ
ｍの粗面に形成する場合は、β−ＳｉＣ多結晶板２側の
面２ａをオングストロームオーダーの平滑面に加工する
ための手間及び労力が不要である上に、ＳｉＣ単結晶基
板１に対峙させたとき、無数の凸部２ａ１…が図４のよ
うに、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の平滑な結晶面１ａ
（１ｂ）に接触することになり、熱処理に伴ってその無
数の接触凸部２ａ１…から上記β−ＳｉＣ多結晶板２が
単結晶に変態しており、このような単結晶変態が上述し
たＳｉ原子及びＣ原子の気相成長によって析出された単
結晶を種結晶とする固相状態における単結晶変態と同時
進行されることになり、全体の単結晶化速度を一層早め
ることが可能である。
に、上記β−ＳｉＣ多結晶板２側のα−ＳｉＣ単結晶基
板１との対向面２ａをＰＶ０．３〜１０μｍ範囲、即
ち、Ｒｍａｘ０．３〜１０μｍ範囲で、好ましくは５μ
ｍの粗面に形成する場合は、β−ＳｉＣ多結晶板２側の
面２ａをオングストロームオーダーの平滑面に加工する
ための手間及び労力が不要である上に、ＳｉＣ単結晶基
板１に対峙させたとき、無数の凸部２ａ１…が図４のよ
うに、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の平滑な結晶面１ａ
（１ｂ）に接触することになり、熱処理に伴ってその無
数の接触凸部２ａ１…から上記β−ＳｉＣ多結晶板２が
単結晶に変態しており、このような単結晶変態が上述し
たＳｉ原子及びＣ原子の気相成長によって析出された単
結晶を種結晶とする固相状態における単結晶変態と同時
進行されることになり、全体の単結晶化速度を一層早め
ることが可能である。
【００２８】図５は本発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方
法の第２の実施の形態による熱処理前の状態を示す模式
図であり、この第２の実施の形態で使用するα−ＳｉＣ
単結晶基板１としては、図３に示すように、アチソン法
により作られたα−ＳｉＣ単結晶塊１´から切り出され
た板状ＳｉＣ単結晶片１ＡのＣ軸方向の（０００１）面
を図７に明示するように、（１１- 2 ０）面方向に１．
５〜１０°の角度（θ）範囲、具体的には３．５°傾斜
させて研磨加工してＲＭＳ１０００オングストローム以
下、好ましくは５０オングストローム以下の表面粗度を
持つ平滑な結晶面１ａに調整されたものを用いるととも
に、Ｓｉ原子及びＣ原子により構成される板材の一例と
して、上記第１の実施の形態と同様に、図示省略する焼
結黒鉛の上に熱ＣＶＤ法によって（１１１）面が高配向
となるように作製された膜から上記黒鉛を焼却除去して
単離させることにより平板状に別途製作された粗表面を
持つ立方晶系のβ−ＳｉＣ多結晶板２を用いる。
法の第２の実施の形態による熱処理前の状態を示す模式
図であり、この第２の実施の形態で使用するα−ＳｉＣ
単結晶基板１としては、図３に示すように、アチソン法
により作られたα−ＳｉＣ単結晶塊１´から切り出され
た板状ＳｉＣ単結晶片１ＡのＣ軸方向の（０００１）面
を図７に明示するように、（１１- 2 ０）面方向に１．
５〜１０°の角度（θ）範囲、具体的には３．５°傾斜
させて研磨加工してＲＭＳ１０００オングストローム以
下、好ましくは５０オングストローム以下の表面粗度を
持つ平滑な結晶面１ａに調整されたものを用いるととも
に、Ｓｉ原子及びＣ原子により構成される板材の一例と
して、上記第１の実施の形態と同様に、図示省略する焼
結黒鉛の上に熱ＣＶＤ法によって（１１１）面が高配向
となるように作製された膜から上記黒鉛を焼却除去して
単離させることにより平板状に別途製作された粗表面を
持つ立方晶系のβ−ＳｉＣ多結晶板２を用いる。
【００２９】そして、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１をカ
ーボン板５上に載置するとともに、このα−ＳｉＣ単結
晶基板１より外周辺のカーボン板５上に設けたスペーサ
６を介して上記平板状のβ−ＳｉＣ多結晶板２を上記α
−ＳｉＣ単結晶基板１上に載置して互いに平行に対峙さ
せることにより、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の平滑な
結晶面１ａとこれに対向する上記β−ＳｉＣ多結晶板２
の粗表面２ａとの間に１００μｍ以下、好ましくは１０
μｍ以下の微少隙間３を形成させる。
ーボン板５上に載置するとともに、このα−ＳｉＣ単結
晶基板１より外周辺のカーボン板５上に設けたスペーサ
６を介して上記平板状のβ−ＳｉＣ多結晶板２を上記α
−ＳｉＣ単結晶基板１上に載置して互いに平行に対峙さ
せることにより、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の平滑な
結晶面１ａとこれに対向する上記β−ＳｉＣ多結晶板２
の粗表面２ａとの間に１００μｍ以下、好ましくは１０
μｍ以下の微少隙間３を形成させる。
【００３０】この状態で、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１
及びβ−ＳｉＣ多結晶板２をカーボン製抵抗発熱炉（図
示省略する）内に上記カーボン板５が水平姿勢となるよ
うに挿入することにより、熱処理時には下側に位置する
上記α−ＳｉＣ単結晶基板１側がβ−ＳｉＣ多結晶板２
よりも低温に保たれるように配置し、その周囲にＳｉＣ
塊４…を配置充填するとともに、Ａｒなどの不活性ガス
気流を１atom程度注入して炉の中心温度が２０００〜２
３００℃に達するまで１０時間かけて平均速度で昇温さ
せ、かつ、その２０００〜２３００℃で５時間程度保持
させるといったように、不活性ガス雰囲気、かつ、Ｓｉ
Ｃ飽和蒸気雰囲気下で熱処理を施すことによって、周辺
部の高温域で上記ＳｉＣ塊４…から昇華したＳｉ原子及
びＣ原子が上記微少隙間３，３に入り込んで該隙間３に
充満し、この充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気相成長
並びにβ−ＳｉＣ多結晶板２の表面２ａを構成する一部
のＳｉ原子及びＣ原子の昇華再結晶によって低温側のα
−ＳｉＣ単結晶基板１の結晶面１ａに単結晶が析出され
るとともに、その析出した単結晶を種結晶とする固相成
長によりβ−ＳｉＣ多結晶板２の全体が単結晶に変態さ
れて上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の結晶軸と同方位に配
向された単結晶部分２´となり、この単結晶部分２´が
上記基板１の単結晶と一体化して図６に示すような大き
な単結晶が育成されることになる。
及びβ−ＳｉＣ多結晶板２をカーボン製抵抗発熱炉（図
示省略する）内に上記カーボン板５が水平姿勢となるよ
うに挿入することにより、熱処理時には下側に位置する
上記α−ＳｉＣ単結晶基板１側がβ−ＳｉＣ多結晶板２
よりも低温に保たれるように配置し、その周囲にＳｉＣ
塊４…を配置充填するとともに、Ａｒなどの不活性ガス
気流を１atom程度注入して炉の中心温度が２０００〜２
３００℃に達するまで１０時間かけて平均速度で昇温さ
せ、かつ、その２０００〜２３００℃で５時間程度保持
させるといったように、不活性ガス雰囲気、かつ、Ｓｉ
Ｃ飽和蒸気雰囲気下で熱処理を施すことによって、周辺
部の高温域で上記ＳｉＣ塊４…から昇華したＳｉ原子及
びＣ原子が上記微少隙間３，３に入り込んで該隙間３に
充満し、この充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気相成長
並びにβ−ＳｉＣ多結晶板２の表面２ａを構成する一部
のＳｉ原子及びＣ原子の昇華再結晶によって低温側のα
−ＳｉＣ単結晶基板１の結晶面１ａに単結晶が析出され
るとともに、その析出した単結晶を種結晶とする固相成
長によりβ−ＳｉＣ多結晶板２の全体が単結晶に変態さ
れて上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の結晶軸と同方位に配
向された単結晶部分２´となり、この単結晶部分２´が
上記基板１の単結晶と一体化して図６に示すような大き
な単結晶が育成されることになる。
【００３１】上記した第２の実施の形態による場合も、
熱処理時において、互いに平行に対峙された上記記α−
ＳｉＣ単結晶基板１及びβ−ＳｉＣ多結晶板２の間に形
成されている微少隙間３を通しての伝熱作用により、両
板１、２の対向面１ａ，２ａを共に平滑にしてそれら平
滑面を密着させた状態で熱処理する場合に比べて、両板
１、２の全域を単結晶化に必要な熱処理温度にまで昇温
させる速度を早めることが可能であるのはもちろん、こ
の熱処理時にα−ＳｉＣ単結晶基板１側が上記β−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２よりも低温に保たれるとともに、この低温
のα−ＳｉＣ単結晶基板１側の対向結晶面１ａのうちで
も両板１，２の外周辺側よりも内側の中央部付近ほど低
温であることから、外周辺の高温部で昇華して微少隙間
３に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子並びにβ−ＳｉＣ多
結晶板２を構成するＳｉ原子及びＣ原子の運動エネルギ
ーが低温のα−ＳｉＣ単結晶基板１の中央部付近ほど小
さく抑えられる。それゆえに、上記微少隙間３内の中央
部分に存在するＳｉ原子及びＣ原子が最も早く昇華再結
晶されて低温のα−ＳｉＣ単結晶基板１側の中央部の結
晶面１ａ上に優先的に単結晶が析出され、そのような単
結晶の析出作用が中央部から周辺部にかけて順次拡張し
進行していく過程でも昇華再結晶が繰り返されることに
よりＳｉ，Ｃ原子の昇華再結晶に伴い析出される単結晶
の単結晶化率が向上されることになり、そのように析出
された単結晶を種結晶とする固相成長によりβ−ＳｉＣ
多結晶板２の全体が単結晶に変態されることになる。
熱処理時において、互いに平行に対峙された上記記α−
ＳｉＣ単結晶基板１及びβ−ＳｉＣ多結晶板２の間に形
成されている微少隙間３を通しての伝熱作用により、両
板１、２の対向面１ａ，２ａを共に平滑にしてそれら平
滑面を密着させた状態で熱処理する場合に比べて、両板
１、２の全域を単結晶化に必要な熱処理温度にまで昇温
させる速度を早めることが可能であるのはもちろん、こ
の熱処理時にα−ＳｉＣ単結晶基板１側が上記β−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２よりも低温に保たれるとともに、この低温
のα−ＳｉＣ単結晶基板１側の対向結晶面１ａのうちで
も両板１，２の外周辺側よりも内側の中央部付近ほど低
温であることから、外周辺の高温部で昇華して微少隙間
３に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子並びにβ−ＳｉＣ多
結晶板２を構成するＳｉ原子及びＣ原子の運動エネルギ
ーが低温のα−ＳｉＣ単結晶基板１の中央部付近ほど小
さく抑えられる。それゆえに、上記微少隙間３内の中央
部分に存在するＳｉ原子及びＣ原子が最も早く昇華再結
晶されて低温のα−ＳｉＣ単結晶基板１側の中央部の結
晶面１ａ上に優先的に単結晶が析出され、そのような単
結晶の析出作用が中央部から周辺部にかけて順次拡張し
進行していく過程でも昇華再結晶が繰り返されることに
よりＳｉ，Ｃ原子の昇華再結晶に伴い析出される単結晶
の単結晶化率が向上されることになり、そのように析出
された単結晶を種結晶とする固相成長によりβ−ＳｉＣ
多結晶板２の全体が単結晶に変態されることになる。
【００３２】上記のように、対峙させた両板１，２全域
の所定熱処理温度への昇温速度が早くなること、両板
１，２間の微小隙間３内でのＳｉ原子及びＣ原子の昇華
再結晶による単結晶の析出がα−ＳｉＣ単結晶基板１側
で優先されることと、Ｓｉ原子及びＣ原子により構成さ
れたβ−ＳｉＣ多結晶板２の単結晶への変態速度が周辺
部よりも中央部付近ほど早くなるような速度差のある変
態パターンにしてＳｉ原子、Ｃ原子の昇華再結晶の繰り
返しにより析出される単結晶の単結晶化率が向上される
ことと、両板１，２をできるだけ接近させて両板１，２
の温度差を少なくすることとの相乗によって、少ない熱
エネルギーで上記β−ＳｉＣ多結晶板２の全域を効率よ
く単結晶化して、格子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の
非常に少ない高品質な単結晶ＳｉＣを生産性よく得るこ
とが可能である。
の所定熱処理温度への昇温速度が早くなること、両板
１，２間の微小隙間３内でのＳｉ原子及びＣ原子の昇華
再結晶による単結晶の析出がα−ＳｉＣ単結晶基板１側
で優先されることと、Ｓｉ原子及びＣ原子により構成さ
れたβ−ＳｉＣ多結晶板２の単結晶への変態速度が周辺
部よりも中央部付近ほど早くなるような速度差のある変
態パターンにしてＳｉ原子、Ｃ原子の昇華再結晶の繰り
返しにより析出される単結晶の単結晶化率が向上される
ことと、両板１，２をできるだけ接近させて両板１，２
の温度差を少なくすることとの相乗によって、少ない熱
エネルギーで上記β−ＳｉＣ多結晶板２の全域を効率よ
く単結晶化して、格子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の
非常に少ない高品質な単結晶ＳｉＣを生産性よく得るこ
とが可能である。
【００３３】特に、この第２の実施の形態では、上記α
−ＳｉＣ単結晶基板１の結晶面１ａとして、アチソン法
により作られたＳｉＣ単結晶塊１´から切り出された板
状ＳｉＣ単結晶片１ＡのＣ軸方向の（０００１）面を
（１１- 2 ０）面方向に３．５°の角度（θ）で傾斜さ
せて研磨加工した面を使用しており、これによって、結
晶面１ａの熱エッチングなどによる欠陥の発生がなくな
り、ＳｉＣ単結晶の品質を一層高めることができる。
−ＳｉＣ単結晶基板１の結晶面１ａとして、アチソン法
により作られたＳｉＣ単結晶塊１´から切り出された板
状ＳｉＣ単結晶片１ＡのＣ軸方向の（０００１）面を
（１１- 2 ０）面方向に３．５°の角度（θ）で傾斜さ
せて研磨加工した面を使用しており、これによって、結
晶面１ａの熱エッチングなどによる欠陥の発生がなくな
り、ＳｉＣ単結晶の品質を一層高めることができる。
【００３４】なお、上記第１及び第２の実施の形態で
は、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１として６Ｈ型のものを
用いたが、４Ｈ型のものを使用してもよい。
は、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１として６Ｈ型のものを
用いたが、４Ｈ型のものを使用してもよい。
【００３５】また、上記第１及び第２の実施の形態で
は、Ｓｉ原子及びＣ原子により構成される板材として、
β−ＳｉＣ多結晶板２を用いたもので説明したが、これ
に代えて、高純度（１０14atm ／ｃｍ3 以下）のＳｉＣ
アモルファス板、高純度ＳｉＣ焼結体を使用しても、上
記と同様な高品位の単結晶ＳｉＣを得ることが可能であ
る。
は、Ｓｉ原子及びＣ原子により構成される板材として、
β−ＳｉＣ多結晶板２を用いたもので説明したが、これ
に代えて、高純度（１０14atm ／ｃｍ3 以下）のＳｉＣ
アモルファス板、高純度ＳｉＣ焼結体を使用しても、上
記と同様な高品位の単結晶ＳｉＣを得ることが可能であ
る。
【００３６】なお、本明細書の中で、（１１- 2 ０）面
と記載したものは、日本工業規格Ｘ０２０８号に定めら
れている文字以外の文字に相当するものであり、正式に
は次の通りである。
と記載したものは、日本工業規格Ｘ０２０８号に定めら
れている文字以外の文字に相当するものであり、正式に
は次の通りである。
【００３７】
【００３８】
【発明の効果】以上のように、請求項１及び請求項４に
記載の発明によれば、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶
板を代表例とするＳｉ原子とＣ原子により構成された板
材とを微少隙間を隔てて互いに平行に対峙させた状態
で、不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下
で熱処理することで、両板の対向面を平滑にしてそれら
平滑面を密着させた状態で熱処理する場合に比べて、両
板全域を単結晶化に必要な熱処理温度にまで昇温させる
速度を早めることができることと、微少隙間に入り込ん
だＳｉ原子及びＣ原子並びに板材を構成するＳｉ原子及
びＣ原子の運動エネルギーが低温に保たれているＳｉＣ
単結晶基板の中央部側ほど小さく抑えられてそのＳｉＣ
単結晶基板の中央部分に単結晶を優先的に析出させるこ
とができることと、そのような単結晶の析出作用が中央
部から周辺部にかけて順次拡張し進行していく過程でも
Ｓｉ原子，Ｃ原子の昇華再結晶を繰り返えしてＳｉ原
子，Ｃ原子の昇華再結晶に伴い析出される単結晶の単結
晶化率を向上することができることとの相乗によって、
少ない熱エネルギーでＳｉＣ多結晶板の全域を効率よく
単結晶化して、格子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の非
常に少ない高品質な単結晶ＳｉＣを非常に生産性よく得
ることができ、これによって、Ｓｉ（シリコン）やＧａ
Ａｓ（ガリウムヒ素）などの既存の半導体材料に比べて
大容量、高周波、耐圧、耐環境性に優れパワーデバイス
用半導体材料として期待されている単結晶ＳｉＣの実用
化を促進することができるという効果を奏する。
記載の発明によれば、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶
板を代表例とするＳｉ原子とＣ原子により構成された板
材とを微少隙間を隔てて互いに平行に対峙させた状態
で、不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下
で熱処理することで、両板の対向面を平滑にしてそれら
平滑面を密着させた状態で熱処理する場合に比べて、両
板全域を単結晶化に必要な熱処理温度にまで昇温させる
速度を早めることができることと、微少隙間に入り込ん
だＳｉ原子及びＣ原子並びに板材を構成するＳｉ原子及
びＣ原子の運動エネルギーが低温に保たれているＳｉＣ
単結晶基板の中央部側ほど小さく抑えられてそのＳｉＣ
単結晶基板の中央部分に単結晶を優先的に析出させるこ
とができることと、そのような単結晶の析出作用が中央
部から周辺部にかけて順次拡張し進行していく過程でも
Ｓｉ原子，Ｃ原子の昇華再結晶を繰り返えしてＳｉ原
子，Ｃ原子の昇華再結晶に伴い析出される単結晶の単結
晶化率を向上することができることとの相乗によって、
少ない熱エネルギーでＳｉＣ多結晶板の全域を効率よく
単結晶化して、格子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の非
常に少ない高品質な単結晶ＳｉＣを非常に生産性よく得
ることができ、これによって、Ｓｉ（シリコン）やＧａ
Ａｓ（ガリウムヒ素）などの既存の半導体材料に比べて
大容量、高周波、耐圧、耐環境性に優れパワーデバイス
用半導体材料として期待されている単結晶ＳｉＣの実用
化を促進することができるという効果を奏する。
【００３９】特に、請求項３及び請求項６に記載したよ
うに、ＳｉＣ単結晶基板の結晶面として、アチソン法に
より作られたＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を切
り出したときの（０００１）面を（１１- 2 ０）面方向
に約１．５〜１０°傾斜させて研磨した面を使用するこ
とによって、結晶面の熱エッチングなどによる欠陥の発
生をなくして、ＳｉＣ単結晶の品質を一層高めることが
できる。
うに、ＳｉＣ単結晶基板の結晶面として、アチソン法に
より作られたＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を切
り出したときの（０００１）面を（１１- 2 ０）面方向
に約１．５〜１０°傾斜させて研磨した面を使用するこ
とによって、結晶面の熱エッチングなどによる欠陥の発
生をなくして、ＳｉＣ単結晶の品質を一層高めることが
できる。
【００４０】また、請求項８及び請求項１２に記載の発
明によれば、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板とを微
少隙間を隔てて対峙させた状態で、不活性ガス雰囲気、
かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理することで、両
板の対向面を共に平滑にしてそれら平滑面を密着させた
状態で熱処理する場合に比べて、両板全域を単結晶化に
必要な熱処理温度にまで昇温させる速度を早めることが
できることと、微小隙間に入り込んだＳｉ原子及びＣ原
子の気相成長による単結晶の析出及びその析出された単
結晶を種結晶とするＳｉＣ多結晶板の単結晶への変態速
度を周辺部よりも低温の中央部付近ほど早めるといった
ように、中央部から周辺部に向かって速度差のある変態
パターンにできることとの相乗作用によって、少ない熱
エネルギーでＳｉＣ多結晶板の全域を効率よく単結晶化
して、格子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の非常に少な
い高品質な単結晶ＳｉＣを生産性よく得ることができる
という効果を奏する。
明によれば、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板とを微
少隙間を隔てて対峙させた状態で、不活性ガス雰囲気、
かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理することで、両
板の対向面を共に平滑にしてそれら平滑面を密着させた
状態で熱処理する場合に比べて、両板全域を単結晶化に
必要な熱処理温度にまで昇温させる速度を早めることが
できることと、微小隙間に入り込んだＳｉ原子及びＣ原
子の気相成長による単結晶の析出及びその析出された単
結晶を種結晶とするＳｉＣ多結晶板の単結晶への変態速
度を周辺部よりも低温の中央部付近ほど早めるといった
ように、中央部から周辺部に向かって速度差のある変態
パターンにできることとの相乗作用によって、少ない熱
エネルギーでＳｉＣ多結晶板の全域を効率よく単結晶化
して、格子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の非常に少な
い高品質な単結晶ＳｉＣを生産性よく得ることができる
という効果を奏する。
【００４１】ここで、請求項９及び請求項１３に記載し
たように、ＳｉＣ単結晶基板側の面をＲＭＳ１０００オ
ングストローム以下、好ましくはＲＭＳ５０オングスト
ローム以下の表面粗度に調整するとともにＳｉＣ多結晶
板側の面をＰＶ０．３〜１０μｍ範囲の粗面に形成する
ことによって、面の加工手間及び労力を省ける上に、Ｓ
ｉＣ多結晶板側の単結晶変態速度を早めて単結晶ＳｉＣ
の生産性を一層高めることができるという効果を奏す
る。
たように、ＳｉＣ単結晶基板側の面をＲＭＳ１０００オ
ングストローム以下、好ましくはＲＭＳ５０オングスト
ローム以下の表面粗度に調整するとともにＳｉＣ多結晶
板側の面をＰＶ０．３〜１０μｍ範囲の粗面に形成する
ことによって、面の加工手間及び労力を省ける上に、Ｓ
ｉＣ多結晶板側の単結晶変態速度を早めて単結晶ＳｉＣ
の生産性を一層高めることができるという効果を奏す
る。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法の第１の
実施の形態による熱処理前の状態を示す模式図である。
実施の形態による熱処理前の状態を示す模式図である。
【図２】同上第１の実施の形態による熱処理後の状態を
示す模式図である。
示す模式図である。
【図３】同上第１の実施の形態による単結晶ＳｉＣの製
造方法に使用するα−ＳｉＣ単結晶基板の作製に際して
作られたα−ＳｉＣ単結晶塊の概略斜視図である。
造方法に使用するα−ＳｉＣ単結晶基板の作製に際して
作られたα−ＳｉＣ単結晶塊の概略斜視図である。
【図４】同上第１の実施の形態による熱処理時における
様子を説明する要部の拡大模式図である。
様子を説明する要部の拡大模式図である。
【図５】本発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法の第２の
実施の形態による熱処理前の状態を示す模式図である。
実施の形態による熱処理前の状態を示す模式図である。
【図６】同上第２の実施の形態による熱処理後の状態を
示す模式図である。
示す模式図である。
【図７】同上第１の実施の形態による単結晶ＳｉＣの製
造方法に使用するα−ＳｉＣ単結晶基板を示す概略斜視
図である。
造方法に使用するα−ＳｉＣ単結晶基板を示す概略斜視
図である。
【符号の説明】 １ α−ＳｉＣ単結晶基板 １´ α−ＳｉＣ単結晶塊 １ａ，１ｂ 平滑な結晶面 ２ β−ＳｉＣ多結晶板 ２ａ 粗表面 ３ 微少隙間 ─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１１年６月２８日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正内容】
【書類名】 明細書
【発明の名称】 単結晶ＳｉＣおよびその製造方法
【特許請求の範囲】
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、単結晶ＳｉＣおよ
びその製造方法に関するもので、詳しくは、発光ダイオ
ードやＸ線光学素子、高温半導体電子素子の基板ウエハ
などとして用いられる単結晶ＳｉＣおよびその製造方法
に関するものである。
びその製造方法に関するもので、詳しくは、発光ダイオ
ードやＸ線光学素子、高温半導体電子素子の基板ウエハ
などとして用いられる単結晶ＳｉＣおよびその製造方法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ＳｉＣ（炭化珪素）は、耐熱性および機
械的強度に優れているだけでなく、放射線にも強く、さ
らに不純物の添加によって電子や正孔の価電子制御が容
易である上、広い禁制帯幅を持つ（因みに、６Ｈ型のＳ
ｉＣ単結晶で約３．０ｅＶ、４Ｈ型のＳｉＣ単結晶で
３．２６ｅＶ）ために、Ｓｉ（シリコン）やＧａＡｓ
（ガリウムヒ素）などの既存の半導体材料では実現する
ことができない大容量、高周波、耐圧、耐環境性を実現
することが可能で、次世代のパワーデバイス用半導体材
料として注目され、かつ期待されている。
械的強度に優れているだけでなく、放射線にも強く、さ
らに不純物の添加によって電子や正孔の価電子制御が容
易である上、広い禁制帯幅を持つ（因みに、６Ｈ型のＳ
ｉＣ単結晶で約３．０ｅＶ、４Ｈ型のＳｉＣ単結晶で
３．２６ｅＶ）ために、Ｓｉ（シリコン）やＧａＡｓ
（ガリウムヒ素）などの既存の半導体材料では実現する
ことができない大容量、高周波、耐圧、耐環境性を実現
することが可能で、次世代のパワーデバイス用半導体材
料として注目され、かつ期待されている。
【０００３】この種のＳｉＣ単結晶の成長（製造）方法
として、従来、種結晶を用いた昇華再結晶法によってＳ
ｉＣ単結晶を成長させる方法や、Ｓｉ（シリコン）基板
上に化学気相成長法（ＣＶＤ法）を用いてエピタキシャ
ル成長させることにより立方晶のＳｉＣ単結晶（β−Ｓ
ｉＣ）を成長させるエピタキシャル方法等が知られてい
る。
として、従来、種結晶を用いた昇華再結晶法によってＳ
ｉＣ単結晶を成長させる方法や、Ｓｉ（シリコン）基板
上に化学気相成長法（ＣＶＤ法）を用いてエピタキシャ
ル成長させることにより立方晶のＳｉＣ単結晶（β−Ｓ
ｉＣ）を成長させるエピタキシャル方法等が知られてい
る。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記し
た従来の製造方法のうち、昇華再結晶法にあっては、マ
イクロパイプ欠陥と呼ばれ半導体デバイスを作製した際
の漏れ電流等の原因となる結晶の成長方向に貫通する直
径数ミクロンのピンホールが１００〜１０００／ｃｍ2
程度成長結晶中に残存しやすく、品質的に優れた単結晶
ＳｉＣが得られないという問題があり、エピタキシャル
方法は、基板温度が高い上に、基板が高温なため再蒸発
量も多く、高純度の還元性雰囲気を作ることも必要で設
備的に非常に困難であり、さらに、エピタキシャル成長
のため結晶成長速度にも自ずと限界があって、単結晶Ｓ
ｉＣの生産性が非常に悪いという問題があり、このこと
が既述のようにＳｉやＧａＡｓなどの既存の半導体材料
に比べて多くの優れた特徴を有しながらも、その実用化
を阻止する要因になっている。
た従来の製造方法のうち、昇華再結晶法にあっては、マ
イクロパイプ欠陥と呼ばれ半導体デバイスを作製した際
の漏れ電流等の原因となる結晶の成長方向に貫通する直
径数ミクロンのピンホールが１００〜１０００／ｃｍ2
程度成長結晶中に残存しやすく、品質的に優れた単結晶
ＳｉＣが得られないという問題があり、エピタキシャル
方法は、基板温度が高い上に、基板が高温なため再蒸発
量も多く、高純度の還元性雰囲気を作ることも必要で設
備的に非常に困難であり、さらに、エピタキシャル成長
のため結晶成長速度にも自ずと限界があって、単結晶Ｓ
ｉＣの生産性が非常に悪いという問題があり、このこと
が既述のようにＳｉやＧａＡｓなどの既存の半導体材料
に比べて多くの優れた特徴を有しながらも、その実用化
を阻止する要因になっている。
【０００５】本発明は上記実情に鑑みてなされたもの
で、マイクロパイプ欠陥等の非常に少ない高品位の単結
晶ＳｉＣと、このような高品位単結晶を非常に生産性よ
く製造することができ、半導体材料としての実用化を可
能とする単結晶ＳｉＣの製造方法を提供することを目的
としている。
で、マイクロパイプ欠陥等の非常に少ない高品位の単結
晶ＳｉＣと、このような高品位単結晶を非常に生産性よ
く製造することができ、半導体材料としての実用化を可
能とする単結晶ＳｉＣの製造方法を提供することを目的
としている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、請求項１に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣは、Ｓｉ
Ｃ単結晶基板とＳｉ原子及びＣ原子により構成された板
材とを対峙させた状態で、大気圧以下の不活性ガス雰囲
気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で、上記ＳｉＣ単結
晶基板側が上記板材よりも低温に保たれるように熱処理
することにより、上記対峙させた隙間内でＳｉ原子及び
Ｃ原子を昇華再結晶させて上記ＳｉＣ単結晶基板上に単
結晶を析出させるとともに、この析出単結晶を種結晶し
て上記板材を単結晶に変態させて上記ＳｉＣ単結晶基板
の結晶軸と同方位に配向された単結晶が一体に成長され
ていることを特徴とするものであり、また、請求項４に
記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法は、ＳｉＣ単
結晶基板とＳｉ原子及びＣ原子により構成された板材と
を両者の対向面間に１００μｍ以下の微少隙間を形成す
るように互いに平行に対峙させた後、それらＳｉＣ単結
晶基板及び板材を大気圧以下の不活性ガス雰囲気、か
つ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で、上記ＳｉＣ単結晶基板
側が上記板材よりも低温に保たれるように熱処理するこ
とにより、上記微小隙間内でＳｉ原子及びＣ原子を昇華
再結晶させて上記ＳｉＣ単結晶基板上に単結晶を析出さ
せ、この析出した単結晶を種結晶として上記板材を単結
晶に変態させて上記ＳｉＣ単結晶基板の結晶軸と同方位
に配向された単結晶を一体に育成することを特徴とする
ものである。
に、請求項１に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣは、Ｓｉ
Ｃ単結晶基板とＳｉ原子及びＣ原子により構成された板
材とを対峙させた状態で、大気圧以下の不活性ガス雰囲
気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で、上記ＳｉＣ単結
晶基板側が上記板材よりも低温に保たれるように熱処理
することにより、上記対峙させた隙間内でＳｉ原子及び
Ｃ原子を昇華再結晶させて上記ＳｉＣ単結晶基板上に単
結晶を析出させるとともに、この析出単結晶を種結晶し
て上記板材を単結晶に変態させて上記ＳｉＣ単結晶基板
の結晶軸と同方位に配向された単結晶が一体に成長され
ていることを特徴とするものであり、また、請求項４に
記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法は、ＳｉＣ単
結晶基板とＳｉ原子及びＣ原子により構成された板材と
を両者の対向面間に１００μｍ以下の微少隙間を形成す
るように互いに平行に対峙させた後、それらＳｉＣ単結
晶基板及び板材を大気圧以下の不活性ガス雰囲気、か
つ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で、上記ＳｉＣ単結晶基板
側が上記板材よりも低温に保たれるように熱処理するこ
とにより、上記微小隙間内でＳｉ原子及びＣ原子を昇華
再結晶させて上記ＳｉＣ単結晶基板上に単結晶を析出さ
せ、この析出した単結晶を種結晶として上記板材を単結
晶に変態させて上記ＳｉＣ単結晶基板の結晶軸と同方位
に配向された単結晶を一体に育成することを特徴とする
ものである。
【０００７】上記のような構成要件を有する請求項１及
び請求項４に記載の発明によれば、ＳｉＣ単結晶基板と
Ｓｉ原子及びＣ原子により構成された板材とを対峙させ
た状態で、不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰
囲気下で熱処理することによって、対峙させた隙間を通
しての伝熱作用により両板の対向面を共に平滑にしてそ
れら平滑面を密着させた状態で熱処理する場合に比べ
て、両板全域を単結晶化に必要な熱処理温度にまで昇温
させる速度を早めることが可能である。また、熱処理時
にはＳｉＣ単結晶基板側が上記板材よりも低温に保たれ
るとともに、この低温のＳｉＣ単結晶基板側の対向面の
うちでも両対向板の外周辺側よりも内側の中央側ほど低
温であることから、外周辺の高温部で昇華して隙間に入
り込んだＳｉ原子及びＣ原子並びに板材を構成するＳｉ
原子及びＣ原子の運動エネルギーが低温のＳｉＣ単結晶
基板の中央部側ほど小さく抑えられる。それゆえに、上
記対峙させた隙間内の中央部分に存在するＳｉ原子及び
Ｃ原子が最も早く昇華再結晶されて低温のＳｉＣ単結晶
基板側の中央部面上に優先的に単結晶が析出され、その
ような単結晶の析出作用が中央部から周辺部にかけて順
次拡張し進行していく過程でも昇華再結晶が繰り返され
ることによりＳｉ原子，Ｃ原子の昇華再結晶に伴い析出
される単結晶の単結晶化率が向上されることになり、そ
のように析出された単結晶を種結晶とする固相成長によ
り板材の全体が単結晶に変態されることになる。
び請求項４に記載の発明によれば、ＳｉＣ単結晶基板と
Ｓｉ原子及びＣ原子により構成された板材とを対峙させ
た状態で、不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰
囲気下で熱処理することによって、対峙させた隙間を通
しての伝熱作用により両板の対向面を共に平滑にしてそ
れら平滑面を密着させた状態で熱処理する場合に比べ
て、両板全域を単結晶化に必要な熱処理温度にまで昇温
させる速度を早めることが可能である。また、熱処理時
にはＳｉＣ単結晶基板側が上記板材よりも低温に保たれ
るとともに、この低温のＳｉＣ単結晶基板側の対向面の
うちでも両対向板の外周辺側よりも内側の中央側ほど低
温であることから、外周辺の高温部で昇華して隙間に入
り込んだＳｉ原子及びＣ原子並びに板材を構成するＳｉ
原子及びＣ原子の運動エネルギーが低温のＳｉＣ単結晶
基板の中央部側ほど小さく抑えられる。それゆえに、上
記対峙させた隙間内の中央部分に存在するＳｉ原子及び
Ｃ原子が最も早く昇華再結晶されて低温のＳｉＣ単結晶
基板側の中央部面上に優先的に単結晶が析出され、その
ような単結晶の析出作用が中央部から周辺部にかけて順
次拡張し進行していく過程でも昇華再結晶が繰り返され
ることによりＳｉ原子，Ｃ原子の昇華再結晶に伴い析出
される単結晶の単結晶化率が向上されることになり、そ
のように析出された単結晶を種結晶とする固相成長によ
り板材の全体が単結晶に変態されることになる。
【０００８】上記のように、対峙させた両板全域の所定
熱処理温度への昇温速度が早くなること、両板間の隙間
内でのＳｉ原子及びＣ原子の昇華再結晶による単結晶の
析出がＳｉＣ単結晶基板側で優先されること、並びに、
Ｓｉ原子及びＣ原子により構成された板材の単結晶への
変態速度が周辺部よりも中央部側ほど早くなるような速
度差のある変態パターンにしてＳｉ原子、Ｃ原子の昇華
再結晶の繰り返しにより析出される単結晶の単結晶化率
が向上されることの相乗作用によって、少ない熱エネル
ギーで上記板材の全域を効率よく単結晶化して、格子欠
陥およびマイクロパイプ欠陥の非常に少ない高品質な単
結晶ＳｉＣを生産性よく得ることが可能である。
熱処理温度への昇温速度が早くなること、両板間の隙間
内でのＳｉ原子及びＣ原子の昇華再結晶による単結晶の
析出がＳｉＣ単結晶基板側で優先されること、並びに、
Ｓｉ原子及びＣ原子により構成された板材の単結晶への
変態速度が周辺部よりも中央部側ほど早くなるような速
度差のある変態パターンにしてＳｉ原子、Ｃ原子の昇華
再結晶の繰り返しにより析出される単結晶の単結晶化率
が向上されることの相乗作用によって、少ない熱エネル
ギーで上記板材の全域を効率よく単結晶化して、格子欠
陥およびマイクロパイプ欠陥の非常に少ない高品質な単
結晶ＳｉＣを生産性よく得ることが可能である。
【０００９】上記請求項１に記載の発明に係る単結晶Ｓ
ｉＣ及び請求項４に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製
造方法において、ＳｉＣ単結晶基板と対峙される板材と
しては、請求項２及び請求項５に記載のように、ＳｉＣ
多結晶板、ＳｉＣアモルファスもしくは高純度ＳｉＣ焼
結体のいずれを使用する場合も、上記と同様に、微小隙
間内でのＳｉ原子とＣ原子との昇華再結晶の繰り返しに
よって高品質な単結晶ＳｉＣを生産性よく得ることが可
能である。
ｉＣ及び請求項４に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製
造方法において、ＳｉＣ単結晶基板と対峙される板材と
しては、請求項２及び請求項５に記載のように、ＳｉＣ
多結晶板、ＳｉＣアモルファスもしくは高純度ＳｉＣ焼
結体のいずれを使用する場合も、上記と同様に、微小隙
間内でのＳｉ原子とＣ原子との昇華再結晶の繰り返しに
よって高品質な単結晶ＳｉＣを生産性よく得ることが可
能である。
【００１０】また、上記請求項１または２に記載の発明
に係る単結晶ＳｉＣ及び請求項４または５に記載の発明
に係る単結晶ＳｉＣの製造方法において、上記ＳｉＣ単
結晶基板の結晶面としては、アチソン法により作られた
ＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を切り出したとき
の（０００１）面であってもよいが、特に、請求項３及
び請求項６に記載のように、（０００１）面を（１１-
2 ０）面方向に約１．５〜１０°傾斜させて研磨した面
を使用することによって、結晶面の熱エッチングなどに
よる欠陥の発生がなくなり、ＳｉＣ単結晶の品質を一層
高めることができる。
に係る単結晶ＳｉＣ及び請求項４または５に記載の発明
に係る単結晶ＳｉＣの製造方法において、上記ＳｉＣ単
結晶基板の結晶面としては、アチソン法により作られた
ＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を切り出したとき
の（０００１）面であってもよいが、特に、請求項３及
び請求項６に記載のように、（０００１）面を（１１-
2 ０）面方向に約１．５〜１０°傾斜させて研磨した面
を使用することによって、結晶面の熱エッチングなどに
よる欠陥の発生がなくなり、ＳｉＣ単結晶の品質を一層
高めることができる。
【００１１】また、上記請求項４ないし６のいずれかに
記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法において、上
記ＳｉＣ単結晶板とＳｉ原子及びＣ原子により構成され
た板材との対向面間の微小隙間としては、請求項７に記
載のように、１００μｍ以下、望ましくは１０μｍ以下
に保持させることが好ましい。それは、微小隙間を通し
ての伝熱作用によって両板全域を単結晶化に必要な熱処
理温度にまで昇温させる速度を両板の密着の場合に比べ
て大きく保てる範囲で両板をできるだけ接近させること
により、両板の温度差を極力少なくして、熱平衡状態に
近い条件の中で高品質なＳｉＣ単結晶層を種結晶の上面
全域に形成し、その高品質再結晶面を種結晶として用い
ることができるからである。
記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法において、上
記ＳｉＣ単結晶板とＳｉ原子及びＣ原子により構成され
た板材との対向面間の微小隙間としては、請求項７に記
載のように、１００μｍ以下、望ましくは１０μｍ以下
に保持させることが好ましい。それは、微小隙間を通し
ての伝熱作用によって両板全域を単結晶化に必要な熱処
理温度にまで昇温させる速度を両板の密着の場合に比べ
て大きく保てる範囲で両板をできるだけ接近させること
により、両板の温度差を極力少なくして、熱平衡状態に
近い条件の中で高品質なＳｉＣ単結晶層を種結晶の上面
全域に形成し、その高品質再結晶面を種結晶として用い
ることができるからである。
【００１２】請求項７に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣ
は、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板とを対峙させた
状態で、不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲
気下で熱処理することにより、上記対峙させた隙間に入
り込んで析出された単結晶を種結晶として上記ＳｉＣ多
結晶板を単結晶に変態させて上記ＳｉＣ単結晶基板の結
晶軸と同方位に配向された単結晶が一体に成長されてい
ることを特徴とするものであり、また、請求項１１に記
載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法は、ＳｉＣ単結
晶基板とＳｉＣ多結晶板とを対峙させた後、それらＳｉ
Ｃ単結晶基板及びＳｉＣ多結晶板を不活性ガス雰囲気、
かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理することによ
り、上記Ｓｉ，Ｃ原子を上記対峙させた隙間に入り込ま
せて気相成長によって該隙間に単結晶を析出させ、この
析出した単結晶を種結晶として上記ＳｉＣ多結晶板を単
結晶に変態させて上記ＳｉＣ単結晶基板の結晶軸と同方
位に配向された単結晶を一体に育成することを特徴とす
るものである。
は、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板とを対峙させた
状態で、不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲
気下で熱処理することにより、上記対峙させた隙間に入
り込んで析出された単結晶を種結晶として上記ＳｉＣ多
結晶板を単結晶に変態させて上記ＳｉＣ単結晶基板の結
晶軸と同方位に配向された単結晶が一体に成長されてい
ることを特徴とするものであり、また、請求項１１に記
載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法は、ＳｉＣ単結
晶基板とＳｉＣ多結晶板とを対峙させた後、それらＳｉ
Ｃ単結晶基板及びＳｉＣ多結晶板を不活性ガス雰囲気、
かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理することによ
り、上記Ｓｉ，Ｃ原子を上記対峙させた隙間に入り込ま
せて気相成長によって該隙間に単結晶を析出させ、この
析出した単結晶を種結晶として上記ＳｉＣ多結晶板を単
結晶に変態させて上記ＳｉＣ単結晶基板の結晶軸と同方
位に配向された単結晶を一体に育成することを特徴とす
るものである。
【００１３】上記のような構成要件を有する請求項７及
び請求項１１に記載の発明によれば、ＳｉＣ単結晶基板
とＳｉＣ多結晶板とを対峙させた状態で、不活性ガス雰
囲気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理すること
により、対峙させた隙間を通しての伝熱作用により両板
の対向面を共に平滑にしてそれら平滑面を密着させた状
態で熱処理する場合に比べて、両板全域を単結晶化に必
要な熱処理温度にまで昇温させる速度を早めることが可
能である。また、熱処理時における温度分布において、
両対向板の外周辺側よりも内側の中央側ほど低温である
ことから、外周辺の高温部で昇華して対峙させた隙間に
入り込んだＳｉ原子及びＣ原子の運動エネルギーが低温
の中央部側ほど小さく、それゆえに、上記対峙させた隙
間の中央部側からＳｉ原子及びＣ原子が順次堆積して該
隙間に充満し、その充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気
相成長によって中央部側ほど早く単結晶が析出される。
また、この単結晶の析出作用が中央部から周辺部にかけ
て順次拡張し進行していく過程でもＳｉ原子及びＣ原子
の気相成長が繰り返されてＳｉ原子及びＣ原子の気相成
長に伴い析出される単結晶の単結晶化率が向上されるこ
とになり、そのように析出された単結晶を種結晶とする
固相成長によりＳｉＣ多結晶板がその中央部側から周辺
部にかけて順次単結晶に変態されることになる。
び請求項１１に記載の発明によれば、ＳｉＣ単結晶基板
とＳｉＣ多結晶板とを対峙させた状態で、不活性ガス雰
囲気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理すること
により、対峙させた隙間を通しての伝熱作用により両板
の対向面を共に平滑にしてそれら平滑面を密着させた状
態で熱処理する場合に比べて、両板全域を単結晶化に必
要な熱処理温度にまで昇温させる速度を早めることが可
能である。また、熱処理時における温度分布において、
両対向板の外周辺側よりも内側の中央側ほど低温である
ことから、外周辺の高温部で昇華して対峙させた隙間に
入り込んだＳｉ原子及びＣ原子の運動エネルギーが低温
の中央部側ほど小さく、それゆえに、上記対峙させた隙
間の中央部側からＳｉ原子及びＣ原子が順次堆積して該
隙間に充満し、その充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気
相成長によって中央部側ほど早く単結晶が析出される。
また、この単結晶の析出作用が中央部から周辺部にかけ
て順次拡張し進行していく過程でもＳｉ原子及びＣ原子
の気相成長が繰り返されてＳｉ原子及びＣ原子の気相成
長に伴い析出される単結晶の単結晶化率が向上されるこ
とになり、そのように析出された単結晶を種結晶とする
固相成長によりＳｉＣ多結晶板がその中央部側から周辺
部にかけて順次単結晶に変態されることになる。
【００１４】上記のように、対峙させた両板全域の所定
熱処理温度への昇温速度が早くなることと、Ｓｉ多結晶
板の単結晶への変態速度が周辺部よりも低温の中央部側
ほど早くなるといった速度差のある状態での変態パター
ンにして対峙させた隙間内でのＳｉ原子、Ｃ原子の気相
成長の繰り返しにより析出される単結晶の単結晶化率が
向上されることとの相乗によって、少ない熱エネルギー
でＳｉＣ多結晶板の全域を効率よく単結晶化して、格子
欠陥およびマイクロパイプ欠陥の非常に少ない高品質な
単結晶ＳｉＣを生産性よく得ることが可能である。
熱処理温度への昇温速度が早くなることと、Ｓｉ多結晶
板の単結晶への変態速度が周辺部よりも低温の中央部側
ほど早くなるといった速度差のある状態での変態パター
ンにして対峙させた隙間内でのＳｉ原子、Ｃ原子の気相
成長の繰り返しにより析出される単結晶の単結晶化率が
向上されることとの相乗によって、少ない熱エネルギー
でＳｉＣ多結晶板の全域を効率よく単結晶化して、格子
欠陥およびマイクロパイプ欠陥の非常に少ない高品質な
単結晶ＳｉＣを生産性よく得ることが可能である。
【００１５】上記請求項７に記載の発明に係る単結晶Ｓ
ｉＣ及び請求項１１に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの
製造方法において、請求項８及び請求項１２に記載のよ
うに、上記ＳｉＣ単結晶基板及びＳｉＣ多結晶板の対向
面のうち、ＳｉＣ単結晶基板側の面はＲＭＳ１０００オ
ングストローム以下、好ましくはＲＭＳ５０オングスト
ローム以下の表面粗度に調整するとともに、ＳｉＣ多結
晶板側の面はＰＶ０．３〜１０μｍ範囲の粗面に形成す
ることが望ましい。この場合は、ＳｉＣ多結晶板側の面
をオングストロームオーダーの平滑面に加工するための
手間及び労力が不要である上に、ＳｉＣ単結晶基板に対
峙させたとき、無数の凸部がＳｉＣ単結晶基板側の結晶
方位面に接触することになり、熱処理に伴ってＳｉＣ多
結晶板の無数の接触部からの単結晶変態が、上述したＳ
ｉ原子及びＣ原子の気相成長による単結晶の析出と同時
進行されることになり、全体の単結晶速度を一層早める
ことが可能である。
ｉＣ及び請求項１１に記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの
製造方法において、請求項８及び請求項１２に記載のよ
うに、上記ＳｉＣ単結晶基板及びＳｉＣ多結晶板の対向
面のうち、ＳｉＣ単結晶基板側の面はＲＭＳ１０００オ
ングストローム以下、好ましくはＲＭＳ５０オングスト
ローム以下の表面粗度に調整するとともに、ＳｉＣ多結
晶板側の面はＰＶ０．３〜１０μｍ範囲の粗面に形成す
ることが望ましい。この場合は、ＳｉＣ多結晶板側の面
をオングストロームオーダーの平滑面に加工するための
手間及び労力が不要である上に、ＳｉＣ単結晶基板に対
峙させたとき、無数の凸部がＳｉＣ単結晶基板側の結晶
方位面に接触することになり、熱処理に伴ってＳｉＣ多
結晶板の無数の接触部からの単結晶変態が、上述したＳ
ｉ原子及びＣ原子の気相成長による単結晶の析出と同時
進行されることになり、全体の単結晶速度を一層早める
ことが可能である。
【００１６】また、上記請求項７または８に記載の発明
に係る単結晶ＳｉＣ及び請求項１１または１２に記載の
発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法に使用するＳｉＣ多
結晶板として、請求項９及び請求項１３に記載のよう
に、熱化学蒸着法により板状に製作されたものを使用す
ることにより、ＳｉＣ多結晶板自体として不純物の少な
い高純度なものを用いて、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多
結晶板との間に結晶粒界などを形成しないで、品質の一
層高い単結晶ＳｉＣを得ることができる。
に係る単結晶ＳｉＣ及び請求項１１または１２に記載の
発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法に使用するＳｉＣ多
結晶板として、請求項９及び請求項１３に記載のよう
に、熱化学蒸着法により板状に製作されたものを使用す
ることにより、ＳｉＣ多結晶板自体として不純物の少な
い高純度なものを用いて、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多
結晶板との間に結晶粒界などを形成しないで、品質の一
層高い単結晶ＳｉＣを得ることができる。
【００１７】また、上記請求項１１、１２または１３に
記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法において、請
求項１４に記載したように、上記ＳｉＣ単結晶基板側を
ＳｉＣ多結晶板側よりも低温になるような温度勾配を持
たせて上記熱処理を行なうことによって、高温が故に構
成Ｓｉ，Ｃの運動エネルギーの高い多結晶粗面ではな
く、上記対峙の隙間に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子を
低温側のＳｉＣ単結晶基板側の単結晶方位面に優先的に
析出させることが可能で、それら原子の気相成長による
単結晶化を促進し、単結晶ＳｉＣの品質を一層高くする
ことができる。
記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法において、請
求項１４に記載したように、上記ＳｉＣ単結晶基板側を
ＳｉＣ多結晶板側よりも低温になるような温度勾配を持
たせて上記熱処理を行なうことによって、高温が故に構
成Ｓｉ，Ｃの運動エネルギーの高い多結晶粗面ではな
く、上記対峙の隙間に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子を
低温側のＳｉＣ単結晶基板側の単結晶方位面に優先的に
析出させることが可能で、それら原子の気相成長による
単結晶化を促進し、単結晶ＳｉＣの品質を一層高くする
ことができる。
【００１８】また、上記請求項１１ないし１４のいずれ
かに記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法におい
て、上記ＳｉＣ単結晶基板側のＳｉＣ多結晶板に対向す
る結晶面を、請求項１５に記載したように、アチソン法
により作られたＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を
切り出したときの（０００１）面に設定することによっ
て、熱処理に伴う固相成長によってＳｉＣ単結晶基板の
結晶面からＣ軸方向へ単結晶が成長することになって、
その成長過程で結晶欠陥などの導入が非常に少なくな
り、ＳｉＣ単結晶基板と同一の多形構造の結晶を容易か
つ確実に成長させて他の多形が混在しない良質の単結晶
ＳｉＣを効率よく得ることができる。
かに記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法におい
て、上記ＳｉＣ単結晶基板側のＳｉＣ多結晶板に対向す
る結晶面を、請求項１５に記載したように、アチソン法
により作られたＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を
切り出したときの（０００１）面に設定することによっ
て、熱処理に伴う固相成長によってＳｉＣ単結晶基板の
結晶面からＣ軸方向へ単結晶が成長することになって、
その成長過程で結晶欠陥などの導入が非常に少なくな
り、ＳｉＣ単結晶基板と同一の多形構造の結晶を容易か
つ確実に成長させて他の多形が混在しない良質の単結晶
ＳｉＣを効率よく得ることができる。
【００１９】さらに、上記請求項１１ないし１４のいず
れかに記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法におい
て、上記ＳｉＣ単結晶基板側のＳｉＣ多結晶板に対向す
る結晶面を、請求項１６に記載したように、アチソン法
により作られたＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を
切り出したときの（０００１）面を（１１- 2 ０）面方
向に約１．５〜１０°傾斜させて研磨した面を使用する
ことによって、結晶面の熱エッチングなどによる欠陥の
発生がなくなり、ＳｉＣ単結晶の品質を一層高めること
ができる。
れかに記載の発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法におい
て、上記ＳｉＣ単結晶基板側のＳｉＣ多結晶板に対向す
る結晶面を、請求項１６に記載したように、アチソン法
により作られたＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を
切り出したときの（０００１）面を（１１- 2 ０）面方
向に約１．５〜１０°傾斜させて研磨した面を使用する
ことによって、結晶面の熱エッチングなどによる欠陥の
発生がなくなり、ＳｉＣ単結晶の品質を一層高めること
ができる。
【００２０】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を図面
にもとづいて説明する。図１は本発明に係る単結晶Ｓｉ
Ｃの製造方法の第１の実施の形態による熱処理前の状態
を示す模式図であり、同図において、１は六方晶系（６
Ｈ型、４Ｈ型）のα−ＳｉＣ単結晶基板で、該α−Ｓｉ
Ｃ単結晶基板１は厚さ０．５ｍｍで、その表裏両面１
ａ，１ｂは研磨加工等によってＲＭＳ１０００オングス
トローム以下、好ましくは５０オングストローム以下の
表面粗度を持つ平滑面に調整されている。このα−Ｓｉ
Ｃ単結晶基板１は、図３に示すように、アチソン法によ
り作られたα−ＳｉＣ単結晶塊１´から多数の板状Ｓｉ
Ｃ単結晶片１Ａを切り出したとき、Ｃ軸方向の（０００
１）面を研磨加工してなるものである。
にもとづいて説明する。図１は本発明に係る単結晶Ｓｉ
Ｃの製造方法の第１の実施の形態による熱処理前の状態
を示す模式図であり、同図において、１は六方晶系（６
Ｈ型、４Ｈ型）のα−ＳｉＣ単結晶基板で、該α−Ｓｉ
Ｃ単結晶基板１は厚さ０．５ｍｍで、その表裏両面１
ａ，１ｂは研磨加工等によってＲＭＳ１０００オングス
トローム以下、好ましくは５０オングストローム以下の
表面粗度を持つ平滑面に調整されている。このα−Ｓｉ
Ｃ単結晶基板１は、図３に示すように、アチソン法によ
り作られたα−ＳｉＣ単結晶塊１´から多数の板状Ｓｉ
Ｃ単結晶片１Ａを切り出したとき、Ｃ軸方向の（０００
１）面を研磨加工してなるものである。
【００２１】２は１３００〜１９００℃範囲の熱ＣＶＤ
法により別途製作される立方晶系のβ−ＳｉＣ多結晶板
で、このβ−ＳｉＣ多結晶板２は、図示省略する焼結黒
鉛の上に熱ＣＶＤ法によって（１１１）面が高配向とな
る約１ｍｍ厚さの膜を作製した後、上記黒鉛の焼却除去
によって単離させた０．８ｍｍ厚さの平板状材の両面２
ａ，２ａをスリガラス状に研磨することでＰＶ、即ち、
Ｒｍａｘが０．３〜１０μｍ範囲、好ましくは０．５μ
ｍの粗面に形成されている。
法により別途製作される立方晶系のβ−ＳｉＣ多結晶板
で、このβ−ＳｉＣ多結晶板２は、図示省略する焼結黒
鉛の上に熱ＣＶＤ法によって（１１１）面が高配向とな
る約１ｍｍ厚さの膜を作製した後、上記黒鉛の焼却除去
によって単離させた０．８ｍｍ厚さの平板状材の両面２
ａ，２ａをスリガラス状に研磨することでＰＶ、即ち、
Ｒｍａｘが０．３〜１０μｍ範囲、好ましくは０．５μ
ｍの粗面に形成されている。
【００２２】上記のように製作された２枚の平板状のβ
−ＳｉＣ多結晶板２，２を上記α−ＳｉＣ単結晶基板１
の表裏両側に積み重ねて対峙させることにより、上記α
−ＳｉＣ単結晶基板１表裏の平滑な結晶面１ａ，１ｂと
これに対向する上記β−ＳｉＣ多結晶板２，２のスリガ
ラス状の粗面２ａ，２ａとの間に、各粗面２ａ，２ａを
形成する多数の凸部２ａ１…が図４に明示するように、
上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の両結晶面１ａ，１ｂに接
触するようにして２枚の平板状のβ−ＳｉＣ多結晶板
２，２と上記α−ＳｉＣ単結晶基板１との間に微少隙間
３，３を形成させる。
−ＳｉＣ多結晶板２，２を上記α−ＳｉＣ単結晶基板１
の表裏両側に積み重ねて対峙させることにより、上記α
−ＳｉＣ単結晶基板１表裏の平滑な結晶面１ａ，１ｂと
これに対向する上記β−ＳｉＣ多結晶板２，２のスリガ
ラス状の粗面２ａ，２ａとの間に、各粗面２ａ，２ａを
形成する多数の凸部２ａ１…が図４に明示するように、
上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の両結晶面１ａ，１ｂに接
触するようにして２枚の平板状のβ−ＳｉＣ多結晶板
２，２と上記α−ＳｉＣ単結晶基板１との間に微少隙間
３，３を形成させる。
【００２３】この状態で、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１
及び２枚のβ−ＳｉＣ多結晶板２，２をカーボン製抵抗
発熱炉（図示省略する）内に挿入配置し、その周囲にＳ
ｉＣ塊４…を配置充填するとともに、Ａｒなどの不活性
ガス気流を１atom程度注入して炉の中心温度が１１００
℃より２２００℃に達するまで１０時間かけて平均速度
で昇温させ、かつ、その２２００℃で５時間程度保持さ
せるといったように、不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ
飽和蒸気雰囲気下で熱処理を施すことによって、周辺部
の高温域で上記ＳｉＣ塊４…から昇華したＳｉ原子及び
Ｃ原子が上記微少隙間３，３に入り込んで該隙間３に充
満し、この充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気相成長に
よって単結晶が析出されるとともに、その析出した単結
晶を種結晶とする固相成長によりβ−ＳｉＣ多結晶板
２，２が単結晶に変態されて上記α−ＳｉＣ単結晶基板
１の結晶軸と同方位に配向された単結晶部分２´，２´
となり、これら単結晶部分２´，２´が上記基板１の単
結晶と一体化して図２に示すような大きな単結晶が育成
されることになる。
及び２枚のβ−ＳｉＣ多結晶板２，２をカーボン製抵抗
発熱炉（図示省略する）内に挿入配置し、その周囲にＳ
ｉＣ塊４…を配置充填するとともに、Ａｒなどの不活性
ガス気流を１atom程度注入して炉の中心温度が１１００
℃より２２００℃に達するまで１０時間かけて平均速度
で昇温させ、かつ、その２２００℃で５時間程度保持さ
せるといったように、不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ
飽和蒸気雰囲気下で熱処理を施すことによって、周辺部
の高温域で上記ＳｉＣ塊４…から昇華したＳｉ原子及び
Ｃ原子が上記微少隙間３，３に入り込んで該隙間３に充
満し、この充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気相成長に
よって単結晶が析出されるとともに、その析出した単結
晶を種結晶とする固相成長によりβ−ＳｉＣ多結晶板
２，２が単結晶に変態されて上記α−ＳｉＣ単結晶基板
１の結晶軸と同方位に配向された単結晶部分２´，２´
となり、これら単結晶部分２´，２´が上記基板１の単
結晶と一体化して図２に示すような大きな単結晶が育成
されることになる。
【００２４】ところで、上記のような熱処理時におい
て、対峙された上記α−ＳｉＣ単結晶基板１及び２枚の
β−ＳｉＣ多結晶板２，２の間には微少隙間３，３が形
成されているので、この微少隙間３，３を通しての伝熱
作用により、両板１、２，２の対向面を共に平滑にして
それら平滑面を密着させた状態で熱処理する場合に比べ
て、両板１、２，２の全域を単結晶化に必要な熱処理温
度にまで昇温させる速度が早まる。また、全体の昇温速
度が早い条件下においても、上記α−ＳｉＣ単結晶基板
１及び２枚のβ−ＳｉＣ多結晶板２，２はそれらの外周
辺側よりも内側の中央側ほど低温であるとともに、α−
ＳｉＣ単結晶基板１がそれの上方に配置されたβ−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２よりも低温であるから、外周辺の高温部で
昇華して微少隙間３，３に入り込んだＳｉ原子及びＣ原
子の運動エネルギーが低温の中央部側ほど小さい。それ
ゆえに、上記微少隙間３，３に入り込んだＳｉ原子及び
Ｃ原子はα−ＳｉＣ単結晶基板１の上側結晶面１ａで、
かつその中央部付近ほど早く堆積して該隙間３，３に充
満され、この充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気相成長
によってα−ＳｉＣ単結晶基板１の上側結晶面１ａの中
央部に単結晶が早く析出されることになる。そのため
に、析出した単結晶を種結晶としてβ−ＳｉＣ多結晶板
２，２、特に上方に配置されたβ−ＳｉＣ多結晶板２の
中央部付近が早く単結晶に変態され、その変態が中央部
から周辺部にかけて順次移行するといった速度差のある
パターンでの単結晶変態が固相状態で進行することにな
る。
て、対峙された上記α−ＳｉＣ単結晶基板１及び２枚の
β−ＳｉＣ多結晶板２，２の間には微少隙間３，３が形
成されているので、この微少隙間３，３を通しての伝熱
作用により、両板１、２，２の対向面を共に平滑にして
それら平滑面を密着させた状態で熱処理する場合に比べ
て、両板１、２，２の全域を単結晶化に必要な熱処理温
度にまで昇温させる速度が早まる。また、全体の昇温速
度が早い条件下においても、上記α−ＳｉＣ単結晶基板
１及び２枚のβ−ＳｉＣ多結晶板２，２はそれらの外周
辺側よりも内側の中央側ほど低温であるとともに、α−
ＳｉＣ単結晶基板１がそれの上方に配置されたβ−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２よりも低温であるから、外周辺の高温部で
昇華して微少隙間３，３に入り込んだＳｉ原子及びＣ原
子の運動エネルギーが低温の中央部側ほど小さい。それ
ゆえに、上記微少隙間３，３に入り込んだＳｉ原子及び
Ｃ原子はα−ＳｉＣ単結晶基板１の上側結晶面１ａで、
かつその中央部付近ほど早く堆積して該隙間３，３に充
満され、この充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気相成長
によってα−ＳｉＣ単結晶基板１の上側結晶面１ａの中
央部に単結晶が早く析出されることになる。そのため
に、析出した単結晶を種結晶としてβ−ＳｉＣ多結晶板
２，２、特に上方に配置されたβ−ＳｉＣ多結晶板２の
中央部付近が早く単結晶に変態され、その変態が中央部
から周辺部にかけて順次移行するといった速度差のある
パターンでの単結晶変態が固相状態で進行することにな
る。
【００２５】以上のように、対向板１、２，２全域の所
定熱処理温度への昇温速度が早くなることと、β−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２，２の単結晶への変態速度が周辺部よりも
低温の中央部付近ほど早くなるといった速度差のある単
結晶変態パターンとの相乗作用によって、少ない熱エネ
ルギーでβ−ＳｉＣ多結晶板２，２の全域を効率よく単
結晶化して、格子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の非常
に少ない高品質な単結晶ＳｉＣを生産性よく製造するこ
とができる。
定熱処理温度への昇温速度が早くなることと、β−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２，２の単結晶への変態速度が周辺部よりも
低温の中央部付近ほど早くなるといった速度差のある単
結晶変態パターンとの相乗作用によって、少ない熱エネ
ルギーでβ−ＳｉＣ多結晶板２，２の全域を効率よく単
結晶化して、格子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の非常
に少ない高品質な単結晶ＳｉＣを生産性よく製造するこ
とができる。
【００２６】因みに、上記熱処理時に使用したカーボン
製抵抗発熱炉内では、上下に１００ｍｍ離れた箇所で約
１００℃の温度勾配があるために、上記した諸条件下で
製造された単結晶ＳｉＣを偏光顕微鏡で観察したとこ
ろ、α−ＳｉＣ単結晶基板１の上方に配置したβ−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２はその周辺部の一部を除く全体が所定どお
り単結晶化され、かつ、α−ＳｉＣ単結晶基板１との間
の境界も消失している一方、下方に配置されたβ−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２は図２でも明らかなように、十分に単結晶
化されてなく、α−ＳｉＣ単結晶基板１との間の境界も
残存していることが分かった。そこで、実際に高温半導
体電子素子の基板ウエハなどとして用いる際には、図２
の仮想線で示すように、所定どおりに単結晶化された部
分のみを切り出して使用する。なお、熱処理条件（熱処
理温度や時間、あるいは、炉内の配置姿勢を変えるな
ど）を調整することで、両β−ＳｉＣ多結晶板２，２を
共に所定どおりに単結晶化することが可能であることは
もちろんである。
製抵抗発熱炉内では、上下に１００ｍｍ離れた箇所で約
１００℃の温度勾配があるために、上記した諸条件下で
製造された単結晶ＳｉＣを偏光顕微鏡で観察したとこ
ろ、α−ＳｉＣ単結晶基板１の上方に配置したβ−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２はその周辺部の一部を除く全体が所定どお
り単結晶化され、かつ、α−ＳｉＣ単結晶基板１との間
の境界も消失している一方、下方に配置されたβ−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２は図２でも明らかなように、十分に単結晶
化されてなく、α−ＳｉＣ単結晶基板１との間の境界も
残存していることが分かった。そこで、実際に高温半導
体電子素子の基板ウエハなどとして用いる際には、図２
の仮想線で示すように、所定どおりに単結晶化された部
分のみを切り出して使用する。なお、熱処理条件（熱処
理温度や時間、あるいは、炉内の配置姿勢を変えるな
ど）を調整することで、両β−ＳｉＣ多結晶板２，２を
共に所定どおりに単結晶化することが可能であることは
もちろんである。
【００２７】また、上記第１の実施の形態で述べたよう
に、上記β−ＳｉＣ多結晶板２側のα−ＳｉＣ単結晶基
板１との対向面２ａをＰＶ０．３〜１０μｍ範囲、即
ち、Ｒｍａｘ０．３〜１０μｍ範囲で、好ましくは５μ
ｍの粗面に形成する場合は、β−ＳｉＣ多結晶板２側の
面２ａをオングストロームオーダーの平滑面に加工する
ための手間及び労力が不要である上に、ＳｉＣ単結晶基
板１に対峙させたとき、無数の凸部２ａ１…が図４のよ
うに、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の平滑な結晶面１ａ
（１ｂ）に接触することになり、熱処理に伴ってその無
数の接触凸部２ａ１…から上記β−ＳｉＣ多結晶板２が
単結晶に変態しており、このような単結晶変態が上述し
たＳｉ原子及びＣ原子の気相成長によって析出された単
結晶を種結晶とする固相状態における単結晶変態と同時
進行されることになり、全体の単結晶化速度を一層早め
ることが可能である。
に、上記β−ＳｉＣ多結晶板２側のα−ＳｉＣ単結晶基
板１との対向面２ａをＰＶ０．３〜１０μｍ範囲、即
ち、Ｒｍａｘ０．３〜１０μｍ範囲で、好ましくは５μ
ｍの粗面に形成する場合は、β−ＳｉＣ多結晶板２側の
面２ａをオングストロームオーダーの平滑面に加工する
ための手間及び労力が不要である上に、ＳｉＣ単結晶基
板１に対峙させたとき、無数の凸部２ａ１…が図４のよ
うに、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の平滑な結晶面１ａ
（１ｂ）に接触することになり、熱処理に伴ってその無
数の接触凸部２ａ１…から上記β−ＳｉＣ多結晶板２が
単結晶に変態しており、このような単結晶変態が上述し
たＳｉ原子及びＣ原子の気相成長によって析出された単
結晶を種結晶とする固相状態における単結晶変態と同時
進行されることになり、全体の単結晶化速度を一層早め
ることが可能である。
【００２８】図５は本発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方
法の第２の実施の形態による熱処理前の状態を示す模式
図であり、この第２の実施の形態で使用するα−ＳｉＣ
単結晶基板１としては、図３に示すように、アチソン法
により作られたα−ＳｉＣ単結晶塊１´から切り出され
た板状ＳｉＣ単結晶片１ＡのＣ軸方向の（０００１）面
を図７に明示するように、（１１- 2 ０）面方向に１．
５〜１０°の角度（θ）範囲、具体的には３．５°傾斜
させて研磨加工してＲＭＳ１０００オングストローム以
下、好ましくは５０オングストローム以下の表面粗度を
持つ平滑な結晶面１ａに調整されたものを用いるととも
に、Ｓｉ原子及びＣ原子により構成される板材の一例と
して、上記第１の実施の形態と同様に、図示省略する焼
結黒鉛の上に熱ＣＶＤ法によって（１１１）面が高配向
となるように作製された膜から上記黒鉛を焼却除去して
単離させることにより平板状に別途製作された粗表面を
持つ立方晶系のβ−ＳｉＣ多結晶板２を用いる。
法の第２の実施の形態による熱処理前の状態を示す模式
図であり、この第２の実施の形態で使用するα−ＳｉＣ
単結晶基板１としては、図３に示すように、アチソン法
により作られたα−ＳｉＣ単結晶塊１´から切り出され
た板状ＳｉＣ単結晶片１ＡのＣ軸方向の（０００１）面
を図７に明示するように、（１１- 2 ０）面方向に１．
５〜１０°の角度（θ）範囲、具体的には３．５°傾斜
させて研磨加工してＲＭＳ１０００オングストローム以
下、好ましくは５０オングストローム以下の表面粗度を
持つ平滑な結晶面１ａに調整されたものを用いるととも
に、Ｓｉ原子及びＣ原子により構成される板材の一例と
して、上記第１の実施の形態と同様に、図示省略する焼
結黒鉛の上に熱ＣＶＤ法によって（１１１）面が高配向
となるように作製された膜から上記黒鉛を焼却除去して
単離させることにより平板状に別途製作された粗表面を
持つ立方晶系のβ−ＳｉＣ多結晶板２を用いる。
【００２９】そして、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１をカ
ーボン板５上に載置するとともに、このα−ＳｉＣ単結
晶基板１より外周辺のカーボン板５上に設けたスペーサ
６を介して上記平板状のβ−ＳｉＣ多結晶板２を上記α
−ＳｉＣ単結晶基板１上に載置して互いに平行に対峙さ
せることにより、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の平滑な
結晶面１ａとこれに対向する上記β−ＳｉＣ多結晶板２
の粗表面２ａとの間に１００μｍ以下、好ましくは１０
μｍ以下の微少隙間３を形成させる。
ーボン板５上に載置するとともに、このα−ＳｉＣ単結
晶基板１より外周辺のカーボン板５上に設けたスペーサ
６を介して上記平板状のβ−ＳｉＣ多結晶板２を上記α
−ＳｉＣ単結晶基板１上に載置して互いに平行に対峙さ
せることにより、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の平滑な
結晶面１ａとこれに対向する上記β−ＳｉＣ多結晶板２
の粗表面２ａとの間に１００μｍ以下、好ましくは１０
μｍ以下の微少隙間３を形成させる。
【００３０】この状態で、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１
及びβ−ＳｉＣ多結晶板２をカーボン製抵抗発熱炉（図
示省略する）内に上記カーボン板５が水平姿勢となるよ
うに挿入することにより、熱処理時には下側に位置する
上記α−ＳｉＣ単結晶基板１側がβ−ＳｉＣ多結晶板２
よりも低温に保たれるように配置し、その周囲にＳｉＣ
塊４…を配置充填するとともに、Ａｒなどの不活性ガス
気流を１atom程度注入して炉の中心温度が２０００〜２
３００℃に達するまで１０時間かけて平均速度で昇温さ
せ、かつ、その２０００〜２３００℃で５時間程度保持
させるといったように、不活性ガス雰囲気、かつ、Ｓｉ
Ｃ飽和蒸気雰囲気下で熱処理を施すことによって、周辺
部の高温域で上記ＳｉＣ塊４…から昇華したＳｉ原子及
びＣ原子が上記微少隙間３，３に入り込んで該隙間３に
充満し、この充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気相成長
並びにβ−ＳｉＣ多結晶板２の表面２ａを構成する一部
のＳｉ原子及びＣ原子の昇華再結晶によって低温側のα
−ＳｉＣ単結晶基板１の結晶面１ａに単結晶が析出され
るとともに、その析出した単結晶を種結晶とする固相成
長によりβ−ＳｉＣ多結晶板２の全体が単結晶に変態さ
れて上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の結晶軸と同方位に配
向された単結晶部分２´となり、この単結晶部分２´が
上記基板１の単結晶と一体化して図６に示すような大き
な単結晶が育成されることになる。
及びβ−ＳｉＣ多結晶板２をカーボン製抵抗発熱炉（図
示省略する）内に上記カーボン板５が水平姿勢となるよ
うに挿入することにより、熱処理時には下側に位置する
上記α−ＳｉＣ単結晶基板１側がβ−ＳｉＣ多結晶板２
よりも低温に保たれるように配置し、その周囲にＳｉＣ
塊４…を配置充填するとともに、Ａｒなどの不活性ガス
気流を１atom程度注入して炉の中心温度が２０００〜２
３００℃に達するまで１０時間かけて平均速度で昇温さ
せ、かつ、その２０００〜２３００℃で５時間程度保持
させるといったように、不活性ガス雰囲気、かつ、Ｓｉ
Ｃ飽和蒸気雰囲気下で熱処理を施すことによって、周辺
部の高温域で上記ＳｉＣ塊４…から昇華したＳｉ原子及
びＣ原子が上記微少隙間３，３に入り込んで該隙間３に
充満し、この充満されたＳｉ原子及びＣ原子の気相成長
並びにβ−ＳｉＣ多結晶板２の表面２ａを構成する一部
のＳｉ原子及びＣ原子の昇華再結晶によって低温側のα
−ＳｉＣ単結晶基板１の結晶面１ａに単結晶が析出され
るとともに、その析出した単結晶を種結晶とする固相成
長によりβ−ＳｉＣ多結晶板２の全体が単結晶に変態さ
れて上記α−ＳｉＣ単結晶基板１の結晶軸と同方位に配
向された単結晶部分２´となり、この単結晶部分２´が
上記基板１の単結晶と一体化して図６に示すような大き
な単結晶が育成されることになる。
【００３１】上記した第２の実施の形態による場合も、
熱処理時において、互いに平行に対峙された上記記α−
ＳｉＣ単結晶基板１及びβ−ＳｉＣ多結晶板２の間に形
成されている微少隙間３を通しての伝熱作用により、両
板１、２の対向面１ａ，２ａを共に平滑にしてそれら平
滑面を密着させた状態で熱処理する場合に比べて、両板
１、２の全域を単結晶化に必要な熱処理温度にまで昇温
させる速度を早めることが可能であるのはもちろん、こ
の熱処理時にα−ＳｉＣ単結晶基板１側が上記β−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２よりも低温に保たれるとともに、この低温
のα−ＳｉＣ単結晶基板１側の対向結晶面１ａのうちで
も両板１，２の外周辺側よりも内側の中央部付近ほど低
温であることから、外周辺の高温部で昇華して微少隙間
３に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子並びにβ−ＳｉＣ多
結晶板２を構成するＳｉ原子及びＣ原子の運動エネルギ
ーが低温のα−ＳｉＣ単結晶基板１の中央部付近ほど小
さく抑えられる。それゆえに、上記微少隙間３内の中央
部分に存在するＳｉ原子及びＣ原子が最も早く昇華再結
晶されて低温のα−ＳｉＣ単結晶基板１側の中央部の結
晶面１ａ上に優先的に単結晶が析出され、そのような単
結晶の析出作用が中央部から周辺部にかけて順次拡張し
進行していく過程でも昇華再結晶が繰り返されることに
よりＳｉ，Ｃ原子の昇華再結晶に伴い析出される単結晶
の単結晶化率が向上されることになり、そのように析出
された単結晶を種結晶とする固相成長によりβ−ＳｉＣ
多結晶板２の全体が単結晶に変態されることになる。
熱処理時において、互いに平行に対峙された上記記α−
ＳｉＣ単結晶基板１及びβ−ＳｉＣ多結晶板２の間に形
成されている微少隙間３を通しての伝熱作用により、両
板１、２の対向面１ａ，２ａを共に平滑にしてそれら平
滑面を密着させた状態で熱処理する場合に比べて、両板
１、２の全域を単結晶化に必要な熱処理温度にまで昇温
させる速度を早めることが可能であるのはもちろん、こ
の熱処理時にα−ＳｉＣ単結晶基板１側が上記β−Ｓｉ
Ｃ多結晶板２よりも低温に保たれるとともに、この低温
のα−ＳｉＣ単結晶基板１側の対向結晶面１ａのうちで
も両板１，２の外周辺側よりも内側の中央部付近ほど低
温であることから、外周辺の高温部で昇華して微少隙間
３に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子並びにβ−ＳｉＣ多
結晶板２を構成するＳｉ原子及びＣ原子の運動エネルギ
ーが低温のα−ＳｉＣ単結晶基板１の中央部付近ほど小
さく抑えられる。それゆえに、上記微少隙間３内の中央
部分に存在するＳｉ原子及びＣ原子が最も早く昇華再結
晶されて低温のα−ＳｉＣ単結晶基板１側の中央部の結
晶面１ａ上に優先的に単結晶が析出され、そのような単
結晶の析出作用が中央部から周辺部にかけて順次拡張し
進行していく過程でも昇華再結晶が繰り返されることに
よりＳｉ，Ｃ原子の昇華再結晶に伴い析出される単結晶
の単結晶化率が向上されることになり、そのように析出
された単結晶を種結晶とする固相成長によりβ−ＳｉＣ
多結晶板２の全体が単結晶に変態されることになる。
【００３２】上記のように、対峙させた両板１，２全域
の所定熱処理温度への昇温速度が早くなること、両板
１，２間の微小隙間３内でのＳｉ原子及びＣ原子の昇華
再結晶による単結晶の析出がα−ＳｉＣ単結晶基板１側
で優先されることと、Ｓｉ原子及びＣ原子により構成さ
れたβ−ＳｉＣ多結晶板２の単結晶への変態速度が周辺
部よりも中央部付近ほど早くなるような速度差のある変
態パターンにしてＳｉ原子、Ｃ原子の昇華再結晶の繰り
返しにより析出される単結晶の単結晶化率が向上される
ことと、両板１，２をできるだけ接近させて両板１，２
の温度差を少なくすることとの相乗によって、少ない熱
エネルギーで上記β−ＳｉＣ多結晶板２の全域を効率よ
く単結晶化して、格子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の
非常に少ない高品質な単結晶ＳｉＣを生産性よく得るこ
とが可能である。
の所定熱処理温度への昇温速度が早くなること、両板
１，２間の微小隙間３内でのＳｉ原子及びＣ原子の昇華
再結晶による単結晶の析出がα−ＳｉＣ単結晶基板１側
で優先されることと、Ｓｉ原子及びＣ原子により構成さ
れたβ−ＳｉＣ多結晶板２の単結晶への変態速度が周辺
部よりも中央部付近ほど早くなるような速度差のある変
態パターンにしてＳｉ原子、Ｃ原子の昇華再結晶の繰り
返しにより析出される単結晶の単結晶化率が向上される
ことと、両板１，２をできるだけ接近させて両板１，２
の温度差を少なくすることとの相乗によって、少ない熱
エネルギーで上記β−ＳｉＣ多結晶板２の全域を効率よ
く単結晶化して、格子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の
非常に少ない高品質な単結晶ＳｉＣを生産性よく得るこ
とが可能である。
【００３３】特に、この第２の実施の形態では、上記α
−ＳｉＣ単結晶基板１の結晶面１ａとして、アチソン法
により作られたＳｉＣ単結晶塊１´から切り出された板
状ＳｉＣ単結晶片１ＡのＣ軸方向の（０００１）面を
（１１- 2 ０）面方向に３．５°の角度（θ）で傾斜さ
せて研磨加工した面を使用しており、これによって、結
晶面１ａの熱エッチングなどによる欠陥の発生がなくな
り、ＳｉＣ単結晶の品質を一層高めることができる。
−ＳｉＣ単結晶基板１の結晶面１ａとして、アチソン法
により作られたＳｉＣ単結晶塊１´から切り出された板
状ＳｉＣ単結晶片１ＡのＣ軸方向の（０００１）面を
（１１- 2 ０）面方向に３．５°の角度（θ）で傾斜さ
せて研磨加工した面を使用しており、これによって、結
晶面１ａの熱エッチングなどによる欠陥の発生がなくな
り、ＳｉＣ単結晶の品質を一層高めることができる。
【００３４】なお、上記第１及び第２の実施の形態で
は、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１として６Ｈ型のものを
用いたが、４Ｈ型のものを使用してもよい。
は、上記α−ＳｉＣ単結晶基板１として６Ｈ型のものを
用いたが、４Ｈ型のものを使用してもよい。
【００３５】また、上記第１及び第２の実施の形態で
は、Ｓｉ原子及びＣ原子により構成される板材として、
β−ＳｉＣ多結晶板２を用いたもので説明したが、これ
に代えて、高純度（１０14atm ／ｃｍ3 以下）のＳｉＣ
アモルファス板、高純度ＳｉＣ焼結体を使用しても、上
記と同様な高品位の単結晶ＳｉＣを得ることが可能であ
る。
は、Ｓｉ原子及びＣ原子により構成される板材として、
β−ＳｉＣ多結晶板２を用いたもので説明したが、これ
に代えて、高純度（１０14atm ／ｃｍ3 以下）のＳｉＣ
アモルファス板、高純度ＳｉＣ焼結体を使用しても、上
記と同様な高品位の単結晶ＳｉＣを得ることが可能であ
る。
【００３６】なお、本明細書の中で、（１１- 2 ０）面
と記載したものは、日本工業規格Ｘ０２０８号に定めら
れている文字以外の文字に相当するものであり、正式に
は次の通りである。
と記載したものは、日本工業規格Ｘ０２０８号に定めら
れている文字以外の文字に相当するものであり、正式に
は次の通りである。
【００３７】
【００３８】
【発明の効果】以上のように、請求項１及び請求項４に
記載の発明によれば、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶
板を代表例とするＳｉ原子とＣ原子により構成された板
材とを対峙させた状態で、不活性ガス雰囲気、かつ、Ｓ
ｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理することで、両板の対向
面を平滑にしてそれら平滑面を密着させた状態で熱処理
する場合に比べて、両板全域を単結晶化に必要な熱処理
温度にまで昇温させる速度を早めることができること
と、微少隙間に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子並びに板
材を構成するＳｉ原子及びＣ原子の運動エネルギーが低
温に保たれているＳｉＣ単結晶基板の中央部側ほど小さ
く抑えられてそのＳｉＣ単結晶基板の中央部分に単結晶
を優先的に析出させることができることと、そのような
単結晶の析出作用が中央部から周辺部にかけて順次拡張
し進行していく過程でもＳｉ原子，Ｃ原子の昇華再結晶
を繰り返えしてＳｉ原子，Ｃ原子の昇華再結晶に伴い析
出される単結晶の単結晶化率を向上することができるこ
ととの相乗によって、少ない熱エネルギーでＳｉＣ多結
晶板の全域を効率よく単結晶化して、格子欠陥およびマ
イクロパイプ欠陥の非常に少ない高品質な単結晶ＳｉＣ
を非常に生産性よく得ることができ、これによって、Ｓ
ｉ（シリコン）やＧａＡｓ（ガリウムヒ素）などの既存
の半導体材料に比べて大容量、高周波、耐圧、耐環境性
に優れパワーデバイス用半導体材料として期待されてい
る単結晶ＳｉＣの実用化を促進することができるという
効果を奏する。
記載の発明によれば、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶
板を代表例とするＳｉ原子とＣ原子により構成された板
材とを対峙させた状態で、不活性ガス雰囲気、かつ、Ｓ
ｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理することで、両板の対向
面を平滑にしてそれら平滑面を密着させた状態で熱処理
する場合に比べて、両板全域を単結晶化に必要な熱処理
温度にまで昇温させる速度を早めることができること
と、微少隙間に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子並びに板
材を構成するＳｉ原子及びＣ原子の運動エネルギーが低
温に保たれているＳｉＣ単結晶基板の中央部側ほど小さ
く抑えられてそのＳｉＣ単結晶基板の中央部分に単結晶
を優先的に析出させることができることと、そのような
単結晶の析出作用が中央部から周辺部にかけて順次拡張
し進行していく過程でもＳｉ原子，Ｃ原子の昇華再結晶
を繰り返えしてＳｉ原子，Ｃ原子の昇華再結晶に伴い析
出される単結晶の単結晶化率を向上することができるこ
ととの相乗によって、少ない熱エネルギーでＳｉＣ多結
晶板の全域を効率よく単結晶化して、格子欠陥およびマ
イクロパイプ欠陥の非常に少ない高品質な単結晶ＳｉＣ
を非常に生産性よく得ることができ、これによって、Ｓ
ｉ（シリコン）やＧａＡｓ（ガリウムヒ素）などの既存
の半導体材料に比べて大容量、高周波、耐圧、耐環境性
に優れパワーデバイス用半導体材料として期待されてい
る単結晶ＳｉＣの実用化を促進することができるという
効果を奏する。
【００３９】特に、請求項３及び請求項６に記載したよ
うに、ＳｉＣ単結晶基板の結晶面として、アチソン法に
より作られたＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を切
り出したときの（０００１）面を（１１- 2 ０）面方向
に約１．５〜１０°傾斜させて研磨した面を使用するこ
とによって、結晶面の熱エッチングなどによる欠陥の発
生をなくして、ＳｉＣ単結晶の品質を一層高めることが
できる。
うに、ＳｉＣ単結晶基板の結晶面として、アチソン法に
より作られたＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を切
り出したときの（０００１）面を（１１- 2 ０）面方向
に約１．５〜１０°傾斜させて研磨した面を使用するこ
とによって、結晶面の熱エッチングなどによる欠陥の発
生をなくして、ＳｉＣ単結晶の品質を一層高めることが
できる。
【００４０】また、請求項７及び請求項１１に記載の発
明によれば、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板とを対
峙させた状態で、不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ飽和
蒸気雰囲気下で熱処理することで、両板の対向面を共に
平滑にしてそれら平滑面を密着させた状態で熱処理する
場合に比べて、両板全域を単結晶化に必要な熱処理温度
にまで昇温させる速度を早めることができることと、対
峙させた隙間に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子の気相成
長による単結晶の析出及びその析出された単結晶を種結
晶とするＳｉＣ多結晶板の単結晶への変態速度を周辺部
よりも低温の中央部付近ほど早めるといったように、中
央部から周辺部に向かって速度差のある変態パターンに
できることとの相乗作用によって、少ない熱エネルギー
でＳｉＣ多結晶板の全域を効率よく単結晶化して、格子
欠陥およびマイクロパイプ欠陥の非常に少ない高品質な
単結晶ＳｉＣを生産性よく得ることができるという効果
を奏する。
明によれば、ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板とを対
峙させた状態で、不活性ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ飽和
蒸気雰囲気下で熱処理することで、両板の対向面を共に
平滑にしてそれら平滑面を密着させた状態で熱処理する
場合に比べて、両板全域を単結晶化に必要な熱処理温度
にまで昇温させる速度を早めることができることと、対
峙させた隙間に入り込んだＳｉ原子及びＣ原子の気相成
長による単結晶の析出及びその析出された単結晶を種結
晶とするＳｉＣ多結晶板の単結晶への変態速度を周辺部
よりも低温の中央部付近ほど早めるといったように、中
央部から周辺部に向かって速度差のある変態パターンに
できることとの相乗作用によって、少ない熱エネルギー
でＳｉＣ多結晶板の全域を効率よく単結晶化して、格子
欠陥およびマイクロパイプ欠陥の非常に少ない高品質な
単結晶ＳｉＣを生産性よく得ることができるという効果
を奏する。
【００４１】ここで、請求項８及び請求項１２に記載し
たように、ＳｉＣ単結晶基板側の面をＲＭＳ１０００オ
ングストローム以下、好ましくはＲＭＳ５０オングスト
ローム以下の表面粗度に調整するとともにＳｉＣ多結晶
板側の面をＰＶ０．３〜１０μｍ範囲の粗面に形成する
ことによって、面の加工手間及び労力を省ける上に、Ｓ
ｉＣ多結晶板側の単結晶変態速度を早めて単結晶ＳｉＣ
の生産性を一層高めることができるという効果を奏す
る。
たように、ＳｉＣ単結晶基板側の面をＲＭＳ１０００オ
ングストローム以下、好ましくはＲＭＳ５０オングスト
ローム以下の表面粗度に調整するとともにＳｉＣ多結晶
板側の面をＰＶ０．３〜１０μｍ範囲の粗面に形成する
ことによって、面の加工手間及び労力を省ける上に、Ｓ
ｉＣ多結晶板側の単結晶変態速度を早めて単結晶ＳｉＣ
の生産性を一層高めることができるという効果を奏す
る。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法の第１の
実施の形態による熱処理前の状態を示す模式図である。
実施の形態による熱処理前の状態を示す模式図である。
【図２】同上第１の実施の形態による熱処理後の状態を
示す模式図である。
示す模式図である。
【図３】同上第１の実施の形態による単結晶ＳｉＣの製
造方法に使用するα−ＳｉＣ単結晶基板の作製に際して
作られたα−ＳｉＣ単結晶塊の概略斜視図である。
造方法に使用するα−ＳｉＣ単結晶基板の作製に際して
作られたα−ＳｉＣ単結晶塊の概略斜視図である。
【図４】同上第１の実施の形態による熱処理時における
様子を説明する要部の拡大模式図である。
様子を説明する要部の拡大模式図である。
【図５】本発明に係る単結晶ＳｉＣの製造方法の第２の
実施の形態による熱処理前の状態を示す模式図である。
実施の形態による熱処理前の状態を示す模式図である。
【図６】同上第２の実施の形態による熱処理後の状態を
示す模式図である。
示す模式図である。
【図７】同上第１の実施の形態による単結晶ＳｉＣの製
造方法に使用するα−ＳｉＣ単結晶基板を示す概略斜視
図である。
造方法に使用するα−ＳｉＣ単結晶基板を示す概略斜視
図である。
【符号の説明】 １ α−ＳｉＣ単結晶基板 １´ α−ＳｉＣ単結晶塊 １ａ，１ｂ 平滑な結晶面 ２ β−ＳｉＣ多結晶板 ２ａ 粗表面 ３ 隙間
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 平本 雅信 兵庫県三田市下内神字打場541番地の１ 日本ピラー工業株式会社三田工場内
Claims (18)
- 【請求項１】 ＳｉＣ単結晶基板とＳｉ原子及びＣ原子
により構成された板材とを微少隙間を隔てて互いに平行
に対峙させた状態で、大気圧以下の不活性ガス雰囲気、
かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で、上記ＳｉＣ単結晶基
板側が上記板材よりも低温に保たれるように熱処理する
ことにより、上記微小隙間内でＳｉ原子及びＣ原子を昇
華再結晶させて上記ＳｉＣ単結晶基板上に単結晶を析出
させるとともに、この析出単結晶を種結晶として上記板
材を単結晶に変態させて上記ＳｉＣ単結晶基板の結晶軸
と同方位に配向された単結晶が一体に成長されているこ
とを特徴とする単結晶ＳｉＣ。 - 【請求項２】 上記板材が、ＳｉＣ多結晶板、ＳｉＣア
モルファスもしくは高純度ＳｉＣ焼結体の中から選択さ
れた一種である請求項１に記載の単結晶ＳｉＣ。 - 【請求項３】 上記ＳｉＣ単結晶基板の上記板材と対向
する結晶面として、アチソン法により作られたＳｉＣ単
結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を切り出したときの（００
０１）面を（１１- 2 ０）面方向に約１．５〜１０°傾
斜させて研磨した面を使用している請求項１または２に
記載の単結晶ＳｉＣ。 - 【請求項４】 ＳｉＣ単結晶基板とＳｉ原子及びＣ原子
により構成された板材とを両者の対向面間に微少隙間を
形成するように互いに平行に対峙させた後、 それらＳｉＣ単結晶基板及び板材を大気圧以下の不活性
ガス雰囲気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で、上記Ｓ
ｉＣ単結晶基板側が上記板材よりも低温に保たれるよう
に熱処理することにより、上記微小隙間内でＳｉ原子及
びＣ原子を昇華再結晶させて上記ＳｉＣ単結晶基板上に
単結晶を析出させ、 この析出した単結晶を種結晶として上記板材を単結晶に
変態させて上記ＳｉＣ単結晶基板の結晶軸と同方位に配
向された単結晶を一体に育成することを特徴とする単結
晶ＳｉＣの製造方法。 - 【請求項５】 上記板材として、ＳｉＣ多結晶板、Ｓｉ
Ｃアモルファスもしくは高純度ＳｉＣ焼結体の中から選
択された一種を使用する請求項４に記載の単結晶ＳｉＣ
の製造方法。 - 【請求項６】 上記ＳｉＣ単結晶基板の上記板材と対向
する結晶面として、アチソン法により作られたＳｉＣ単
結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を切り出したときの（００
０１）面を（１１- 2 ２０）面方向に約１．５〜１０°
傾斜させて研磨した面を使用する請求項４または５に記
載の単結晶ＳｉＣの製造方法。 - 【請求項７】 上記ＳｉＣ単結晶基板と上記板材との対
向面間の微小隙間を１００μｍ以下に保持させて熱処理
が行なわれる請求項４ないし６のいずれかに記載の単結
晶ＳｉＣの製造方法。 - 【請求項８】 ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板とを
微少隙間を隔てて対峙させた状態で、不活性ガス雰囲
気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理することに
より、上記微少隙間に入り込んで析出された単結晶を種
結晶として上記ＳｉＣ多結晶板を単結晶に変態させて上
記ＳｉＣ単結晶基板の結晶軸と同方位に配向された単結
晶が一体に成長されていることを特徴とする単結晶Ｓｉ
Ｃ。 - 【請求項９】 上記ＳｉＣ単結晶基板及びＳｉＣ多結晶
板の対向面のうち、ＳｉＣ単結晶基板側の面はＲＭＳ１
０００オングストローム以下の表面粗度に調整されてい
るとともに、ＳｉＣ多結晶板側の面はＰＶ０．３〜１０
μｍ範囲の粗面に形成されている請求項８に記載の単結
晶ＳｉＣ。 - 【請求項１０】 上記ＳｉＣ多結晶板としては、熱化学
蒸着法により板状に製作されたものを使用している請求
項８または９に記載の単結晶ＳｉＣ。 - 【請求項１１】 上記ＳｉＣ単結晶基板として、上記Ｓ
ｉＣ多結晶板と対向する結晶面がアチソン法により作ら
れたＳｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を切り出した
ときの（０００１）面より約１．５〜１０°傾いた面を
研磨してなるものを使用している請求項８、９または１
０に記載の単結晶ＳｉＣ。 - 【請求項１２】 ＳｉＣ単結晶基板とＳｉＣ多結晶板と
を両者の対向面間に微少隙間を形成するように対峙させ
た後、 それらＳｉＣ単結晶基板及びＳｉＣ多結晶板を不活性ガ
ス雰囲気、かつ、ＳｉＣ飽和蒸気雰囲気下で熱処理する
ことにより、上記Ｓｉ原子とＣ原子を上記微少隙間に入
り込ませて気相成長によって該微少隙間に単結晶を析出
させ、 この析出した単結晶を種結晶として上記ＳｉＣ多結晶板
を単結晶に変態させて上記ＳｉＣ単結晶基板の結晶軸と
同方位に配向された単結晶を一体に育成することを特徴
とする単結晶ＳｉＣの製造方法。 - 【請求項１３】 上記ＳｉＣ単結晶基板及びＳｉＣ多結
晶板の対向面のうち、ＳｉＣ単結晶基板側の面はＲＭＳ
１０００オングストローム以下の表面粗度に調整されて
いるとともに、ＳｉＣ多結晶板側の面はＰＶ０．３〜１
０μｍ範囲の粗面に形成されている請求項１２に記載の
単結晶ＳｉＣの製造方法。 - 【請求項１４】 上記ＳｉＣ多結晶板としては、熱化学
蒸着法により板状に製作されたものを使用する請求項１
２または１３に記載の単結晶ＳｉＣの製造方法。 - 【請求項１５】 上記ＳｉＣ単結晶基板側をＳｉＣ多結
晶板側よりも低温になるような温度勾配を持たせて上記
熱処理が行なわれる請求項１２、１３または１４に記載
の単結晶ＳｉＣの製造方法。 - 【請求項１６】 上記ＳｉＣ単結晶基板側のＳｉＣ多結
晶板に対向する結晶面が、アチソン法により作られたＳ
ｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を切り出したときの
（０００１）面である請求項１２ないし１５のいずれか
に記載の単結晶ＳｉＣの製造方法。 - 【請求項１７】 上記ＳｉＣ単結晶基板側のＳｉＣ多結
晶板に対向する結晶面が、アチソン法により作られたＳ
ｉＣ単結晶塊からＳｉＣ単結晶基板を切り出したときの
（０００１）面を（１１- 2 ０）面方向に約１．５〜１
０°傾斜させて研磨した面である請求項１２ないし１５
のいずれかに記載の単結晶ＳｉＣの製造方法。 - 【請求項１８】 上記熱処理温度は、２１００〜２３０
０℃の範囲に設定されている請求項１２ないし１７のい
ずれかに記載の単結晶ＳｉＣの製造方法。
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|---|---|---|---|
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|---|---|---|---|
| JP10-54659 | 1998-03-06 | ||
| JP5465998 | 1998-03-06 | ||
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1998
- 1998-04-07 JP JP10094954A patent/JP2981879B2/ja not_active Expired - Fee Related
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