WO2015137439A1 - ＳｉＣ単結晶の製造方法 - Google Patents

ＳｉＣ単結晶の製造方法 Download PDF

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WO2015137439A1
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和明 関
楠　一彦
亀井　一人
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新日鐵住金株式会社
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    • C30B9/08—Single-crystal growth from melt solutions using molten solvents by cooling of the solution using other solvents
    • C30B9/12—Salt solvents, e.g. flux growth

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a SiC single crystal, and more particularly to a method for producing a SiC single crystal by a solution growth method.
  • SiC Silicon carbide
  • SiC is a thermally and chemically stable compound semiconductor.
  • SiC has a superior band gap, breakdown voltage, electron saturation rate and thermal conductivity compared to silicon (Si). Therefore, SiC attracts attention as a next-generation semiconductor material.
  • SiC is known as a material exhibiting crystal polymorphism.
  • Typical crystal structures of SiC are hexagonal 6H, 4H and cubic 3C.
  • a SiC single crystal having a 4H crystal structure (hereinafter referred to as a 4H-SiC single crystal) has a larger band gap than SiC single crystals having other crystal structures. Therefore, 4H—SiC single crystal has attracted attention as a next-generation power device material.
  • Sublimation recrystallization is the most widely used method for producing SiC single crystals.
  • defects such as micropipes are likely to occur in the SiC single crystal manufactured by the sublimation recrystallization method. Defects adversely affect device characteristics. Therefore, it is required to suppress the occurrence of defects.
  • the solution growth method is disclosed in, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 2009-91222.
  • dislocations that adversely affect device characteristics.
  • Such dislocations include, for example, threading dislocations.
  • threading dislocations include threading screw dislocation (TSD) and threading edge dislocation (TED).
  • TSD threading screw dislocation
  • TED threading edge dislocation
  • the threading screw dislocation propagates in the c-axis direction ( ⁇ 0001> direction) of the SiC single crystal and has a Burgers vector in the c-axis direction.
  • the threading edge dislocation propagates in the c-axis direction and has a Burgers vector in a direction perpendicular to the c-axis direction.
  • Micropipes are threading screw dislocations with a large Burgers vector.
  • the basal plane defect is a defect formed in the basal plane.
  • Basal plane defects include flank stacking faults and basal plane dislocations. This method is disclosed in, for example, Journal of Japanese Society for Crystal Growth Vol.40, No.1 (2013) p.25-32 (Non-Patent Document 1).
  • threading edge dislocations are converted to basal plane dislocations extending in the step flow direction. Further, it is described that the threading edge dislocations may be converted into basal plane dislocations and may not be converted into basal plane dislocations.
  • the conversion rate differs between the conversion rate of threading screw dislocations into flank stacking faults and the conversion rate of threading edge dislocations to basal plane dislocations. That is, the conversion rate to the basal plane defect differs between the threading screw dislocation and the threading edge dislocation. Therefore, threading dislocations in a grown single crystal can be reduced by improving the conversion rate of threading edge dislocations to basal plane dislocations while maintaining the conversion rate of threading screw dislocations to flank stacking faults. .
  • the purpose of the present invention is to improve the conversion rate of threading edge dislocations to basal plane dislocations while maintaining the conversion rate of threading screw dislocations to flank stacking faults when producing SiC single crystals by solution growth It is to let you.
  • the SiC single crystal manufacturing method is a method of manufacturing an SiC single crystal by a solution growth method.
  • This method includes the following steps (a) and (b).
  • Step (a) is a generation step in which the raw material in the crucible is heated and melted to produce a SiC solution.
  • Step (b) is a growth step in which a SiC single crystal is grown on the crystal growth surface by bringing the crystal growth surface of the SiC seed crystal into contact with the SiC solution.
  • the crystal structure of the SiC seed crystal is 4H polymorph.
  • the off-angle of the crystal growth surface is 1 ° or more and 4 ° or less.
  • the temperature of the SiC solution when growing the SiC single crystal is 1650 ° C. or more and 1850 ° C. or less.
  • the temperature gradient immediately below the SiC seed crystal in the SiC solution is greater than 0 ° C./cm and not greater than 19 ° C./cm.
  • the SiC single crystal manufacturing method according to the embodiment of the present invention can improve the conversion rate of threading edge dislocations to basal plane dislocations while maintaining the conversion rate of threading screw dislocations to flank stacking faults. .
  • the SiC single crystal manufacturing method is a method of manufacturing an SiC single crystal by a solution growth method.
  • This method includes a preparation step, a generation step, and a growth step.
  • a manufacturing apparatus is prepared.
  • an SiC solution is generated.
  • the SiC seed crystal is brought into contact with the SiC solution to grow a SiC single crystal.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of a manufacturing apparatus 10 used in a method for manufacturing a SiC single crystal according to an embodiment of the present invention.
  • a manufacturing apparatus 10 shown in FIG. 1 is an example of a manufacturing apparatus used for a solution growth method.
  • the manufacturing apparatus used for the solution growth method is not limited to the manufacturing apparatus 10 shown in FIG.
  • the manufacturing apparatus 10 includes a chamber 12, a crucible 14, a heat insulating member 16, a heating device 18, a rotating device 20, and a lifting device 22.
  • the chamber 12 accommodates the crucible 14. When manufacturing a SiC single crystal, the chamber 12 is cooled.
  • the crucible 14 accommodates the raw material of the SiC solution 15.
  • the SiC solution 15 refers to a solution in which carbon (C) is dissolved in a melt of Si or Si alloy.
  • the crucible 14 contains carbon.
  • the crucible 14 becomes a carbon supply source to the SiC solution 15.
  • the heat insulating member 16 is made of a heat insulating material and surrounds the crucible 14.
  • the heating device 18 is, for example, a high frequency coil.
  • the heating device 18 surrounds the side wall of the heat insulating member 16.
  • the heating device 18 induction-heats the crucible 14 to generate the SiC solution 15.
  • the heating device 18 further maintains the SiC solution 15 at the crystal growth temperature.
  • the crystal growth temperature is the temperature of the SiC solution 15 when the SiC single crystal is grown, and is the temperature of the region in contact with the crystal growth surface 24A of the SiC seed crystal 24.
  • the crystal growth temperature is 1650 to 1850 ° C., preferably 1700 to 1800 ° C.
  • the rotating device 20 includes a rotating shaft 20A and a drive source 20B.
  • the rotary shaft 20A extends in the height direction of the chamber 12 (vertical direction in FIG. 1).
  • the upper end of the rotating shaft 20 ⁇ / b> A is located in the heat insulating member 16.
  • a crucible 14 is disposed at the upper end of the rotating shaft 20A.
  • the lower end of the rotation shaft 20 ⁇ / b> A is located outside the chamber 12.
  • the drive source 20B is disposed below the chamber 12.
  • the drive source 20B is connected to the rotation shaft 20A.
  • the drive source 20B rotates the rotary shaft 20A around the central axis of the rotary shaft 20A.
  • the elevating device 22 includes a seed shaft 22A and a drive source 22B.
  • the seed shaft 22 ⁇ / b> A extends in the height direction of the chamber 12.
  • the upper end of the seed shaft 22 ⁇ / b> A is located outside the chamber 12.
  • a SiC seed crystal 24 is attached to the lower end surface of the seed shaft 22A.
  • the drive source 22B is disposed above the chamber 12.
  • the drive source 22B is connected to the seed shaft 22A.
  • the drive source 22B moves up and down the seed shaft 22A.
  • the drive source 22B rotates the seed shaft 22A around the central axis of the seed shaft 22A.
  • an SiC seed crystal 24 is further prepared.
  • the SiC seed crystal 24 is made of a SiC single crystal.
  • the crystal structure of the SiC seed crystal 24 is a 4H polymorph.
  • the crystal growth surface 24A of the SiC seed crystal 24 may be the C plane or the Si plane.
  • the off angle of the crystal growth surface 24A is 1 ° to 4 °.
  • the off-angle of the crystal growth surface 24A is an angle formed by a straight line extending in a direction perpendicular to the crystal growth surface 24A and a straight line extending in the c-axis direction. That is, the SiC seed crystal 24 is a 4H—SiC single crystal having a slight inclination in the [11-20] direction.
  • the SiC seed crystal 24 is attached to the lower end surface of the seed shaft 22A.
  • the crucible 14 is placed on the rotating shaft 20 ⁇ / b> A in the chamber 12.
  • the crucible 14 contains the raw material of the SiC solution 15.
  • the raw material may be, for example, only Si, or a mixture of Si and another metal element.
  • the metal element include titanium (Ti), manganese (Mn), chromium (Cr), cobalt (Co), vanadium (V), iron (Fe), and the like.
  • Examples of the form of the raw material include a plurality of lumps and powders.
  • the SiC solution 15 is generated.
  • the chamber 12 is filled with an inert gas.
  • the raw material of the SiC solution 15 in the crucible 14 is heated more than melting
  • FIG. When the crucible 14 is made of graphite, when the crucible 14 is heated, carbon is dissolved from the crucible 14 into the melt, and an SiC solution 15 is generated.
  • the carbon in the crucible 14 dissolves in the SiC solution 15, the carbon concentration in the SiC solution 15 approaches the saturation concentration.
  • the raw material of the SiC solution 15 contains C.
  • the SiC solution 15 is held at the crystal growth temperature by the heating device 18. Subsequently, the seed shaft 22A is lowered by the drive source 22B, and the crystal growth surface 24A of the SiC seed crystal 24 is brought into contact with the SiC solution 15. At this time, the SiC seed crystal 24 may be immersed in the SiC solution 15.
  • the SiC solution 15 is held at the crystal growth temperature by the heating device 18. Furthermore, the vicinity of the SiC seed crystal 24 in the SiC solution 15 is supercooled to bring SiC into a supersaturated state. At this time, the temperature gradient immediately below the SiC seed crystal 24 in the SiC solution is greater than 0 ° C./cm and 19 ° C./cm or less. When the temperature gradient is 0 ° C./cm, crystal growth does not start. When the temperature gradient exceeds 19 ° C./cm, the degree of supersaturation increases, so that three-dimensional growth occurs on the terrace, and step flow growth, which is two-dimensional growth, is hindered.
  • the conversion rate to basal plane dislocation decreases.
  • the lower limit of the temperature gradient is preferably 5 ° C./cm, more preferably 7 ° C./cm.
  • the upper limit of the temperature gradient is preferably 15 ° C./cm, more preferably 11 ° C./cm.
  • the method of supercooling the vicinity of the SiC seed crystal 24 in the SiC solution 15 is not particularly limited.
  • the heating device 18 is controlled so that the temperature in the vicinity of the SiC seed crystal 24 in the SiC solution 15 is lower than the temperature in other regions.
  • the vicinity of the SiC seed crystal 24 in the SiC solution 15 may be cooled by a refrigerant.
  • the refrigerant is circulated inside the seed shaft 22A.
  • the refrigerant is, for example, an inert gas such as helium (He) or argon (Ar). If the coolant is circulated in the seed shaft 22A, the SiC seed crystal 24 is cooled. When the SiC seed crystal 24 is cooled, the vicinity of the SiC seed crystal 24 in the SiC solution 15 is also cooled.
  • the SiC seed crystal 24 and the SiC solution 15 are rotated while SiC in the vicinity of the SiC seed crystal 24 in the SiC solution 15 is in a supersaturated state.
  • the SiC seed crystal 24 rotates.
  • the crucible 14 rotates by rotating the rotating shaft 20A.
  • the rotation direction of the SiC seed crystal 24 may be opposite to the rotation direction of the crucible 14 or the same direction.
  • the rotation speed may be constant or may vary.
  • the seed shaft 22A gradually rises while rotating. At this time, a SiC single crystal grows on the crystal growth surface of the SiC seed crystal 24 in contact with the SiC solution 15. Note that the seed shaft 22A may rotate without being raised, or may not be raised or rotated.
  • FIG. 2 is a conceptual diagram showing threading screw dislocations and threading edge dislocations existing in a SiC single crystal.
  • FIG. 3 is a conceptual diagram showing conversion of threading screw dislocations and threading edge dislocations into defects on the basal plane.
  • the SiC single crystal 26 grows on the crystal growth surface 24A of the SiC seed crystal 24 by the above method.
  • the SiC single crystal 26 has threading screw dislocations TSD and threading edge dislocations TED.
  • the threading screw dislocation TSD propagates in the c-axis direction ( ⁇ 0001> direction) of the SiC single crystal 24 and has a Burgers vector b in the c-axis direction.
  • the threading edge dislocation TED propagates in the c-axis direction and has a Burgers vector b in a direction perpendicular to the c-axis direction.
  • the threading screw dislocation TSD is converted into a flank stacking fault SF as shown in FIG.
  • the reason for this is that, for example, in step flow growth, a SiC single crystal is grown macroscopically in the c-axis direction, but microscopically, a lateral growth in which a macro step progresses is considered. It is done.
  • the threading edge dislocation TED is converted into the basal plane dislocation BPD as shown in FIG.
  • the threading edge dislocation TED is converted into the basal plane dislocation BPD and a case where it is not converted into the basal plane dislocation BPD.
  • the SiC seed crystal 24 is a 4H—SiC single crystal with a slight inclination in the [11-20] direction
  • the crystal growth surface 24A is an Si surface.
  • the SiC single crystal 26 is step-flow grown in the off-angle direction, that is, the [11-20] direction.
  • Burgers vector of threading edge dislocation TED is 1/3 ⁇ 11-20>, specifically, 1/3 [11-20], 1/3 [-12-10], 1/3 [ ⁇ There are six types: 2110], 1/3 [-1-120], 1/3 [1-210], and 1/3 [2-1-10].
  • threading edge dislocations TED having Burgers vectors (1/3 [11-20], 1/3 [-1-120]) parallel to the step flow direction are almost all basal plane dislocations. Converted to BPD.
  • the Burgers vector is not parallel to the step flow direction (1/3 [-12-10], 1/3 [-2110], 1/3 [1-210], 1/3 [2- 1-10])
  • the threading edge dislocation TED is not easily converted to the basal plane dislocation BPD.
  • FIG. 4A is an optical micrograph of the crystal surface of the SiC single crystal 26.
  • FIG. 4B is an explanatory diagram illustrating a relationship between a step flow direction and a step.
  • FIG. 5 is an explanatory diagram showing the relationship between the Burgers vector of the threading edge dislocation and the steps.
  • the SiC single crystal 26 is formed on the crystal growth surface 24A of the SiC seed crystal 24 by step flow growth. Therefore, SiC single crystal 26 has step ST as shown in FIGS. 4A and 4B.
  • step ST refers to the step of the crystal observed on the crystal surface by using an optical microscope, as shown in FIG. 4A.
  • the step ST is inclined with respect to a reference line L1 extending in a direction perpendicular to the step flow direction D1 when viewed from a direction perpendicular to the crystal growth surface 24A.
  • the inclination angle ⁇ with respect to the reference line L1 in step ST can be set to an appropriate size.
  • the conversion rate of the threading edge dislocation TED to the basal plane dislocation BPD is improved. For example, the following reasons are conceivable.
  • the Burgers vector of the threading edge dislocation TED is 1/3 ⁇ 11-20>. Specifically, 1/3 [11-20], 1/3 [-12-10], 1/3 [-2110], 1/3 [-1-120], 1/3 [1-210] 1/3 [2-1-10]. These Burgers vectors exist every 60 ° around the c-axis. That is, the angle formed by two Burgers vectors adjacent around the c-axis is 60 °.
  • FIG. 5 shows a 1/3 [11-20] Burgers vector and a 1/3 [-2110] Burgers vector.
  • FIG. 5 shows [1-100] which bisects the angle formed by the 1/3 [11-20] Burgers vector and the 1/3 [-2110] Burgers vector.
  • a step ST inclined with respect to the reference line L1 is formed as shown in FIG.
  • step ST intersects with the [1-100] direction perpendicularly, that is, the angle ⁇ 1 at which step ST intersects with the [11-20] direction and the angle ⁇ 2 at which step ST intersects with the [ ⁇ 2110] direction. Shows the same case.
  • the angle ⁇ 1 and the angle ⁇ 2 do not have to be the same size.
  • the angle formed between ⁇ 11-20> and ⁇ 1-100> is 30 °.
  • the inclination angle ⁇ should be larger than 15 ° and smaller than 90 °.
  • step ST By forming the step ST, Burgers vectors (1/3 [-12-10], 1/3 [-2110], 1/3 [1-210], 1/3 [non-parallel to the step flow direction are formed. 2-1-10]) is converted into basal plane dislocation BPD. As a result, the conversion rate of the threading edge dislocation TED to the basal plane dislocation BPD can be improved as a whole.
  • an SiC single crystal having few threading screw dislocations and threading edge dislocations can be produced. Therefore, when manufacturing a SiC single crystal by the sublimation recrystallization method or the high temperature CVD method using the SiC single crystal as a seed crystal, a high-quality SiC single crystal can be obtained at a high growth rate.
  • a seed crystal composed of a SiC single crystal and a SiC crystal powder as a raw material for the SiC single crystal are placed in a crucible and heated in an inert gas atmosphere such as argon gas. At this time, the temperature gradient is set so that the seed crystal is slightly cooler than the raw material powder. After sublimation, the raw material is diffused and transported toward the seed crystal by a concentration gradient formed by a temperature gradient. The growth of the SiC single crystal is realized by recrystallizing the source gas that has arrived at the seed crystal on the seed crystal.
  • a seed crystal composed of a SiC single crystal is arranged on a pedestal supported by a rod-shaped member in a vacuum vessel, and an SiC source gas is supplied from below the seed crystal to thereby form a surface of the seed crystal.
  • a SiC single crystal is grown.
  • SiC single crystals were manufactured under various manufacturing conditions. With respect to the manufactured SiC single crystal, the conversion rate of threading screw dislocations into flank stacking faults and the conversion rate of threading edge dislocations into basal plane dislocations were investigated.
  • SiC single crystals were produced under the production conditions shown in Table 1.
  • Examples 1 to 6 were within the scope of the present invention.
  • the production conditions of Comparative Examples 1 to 8 were outside the scope of the present invention.
  • the inclination angle ⁇ was measured by observing the surface of the SiC single crystal with an optical microscope.
  • the step height was measured by observing the surface of the SiC single crystal with an atomic force microscope.
  • the rate of conversion of threading screw dislocations into flank stacking faults (TSD conversion rate) and the rate of conversion of threading edge dislocations to basal plane dislocations (TED conversion rate) indicate etch thread dislocations and threading edge dislocations, respectively. It was determined by observing the pits. That is, for each of the threading screw dislocation and the threading edge dislocation, the number of etch pits formed on the surface of the SiC single crystal etched with molten KOH and the surface of the SiC seed crystal etched with molten KOH are formed.
  • the difference from the number of etch pits was obtained, and the difference was obtained by dividing the difference by the number of etch pits formed on the surface of the SiC seed crystal etched with molten KOH.
  • the etching time was 3 to 4 minutes.
  • the temperature of the molten KOH was 500 ° C.
  • the number of etch pits showing threading screw dislocations and threading edge dislocations was determined by observing the surface of the crystal etched with molten KOH with an optical microscope.
  • Dislocation conversion was evaluated according to the following criteria.
  • Table 2 “Excellent” indicates a case where the TSD conversion rate is 90% or more and the TED conversion rate is 50% or more.
  • ⁇ good indicates a case where the TSD conversion rate is less than 90% and the TED conversion rate is 50% or more.
  • X (not acceptable) indicates a case where none of the above is satisfied.
  • Comparative Example 3 and Comparative Example 8 observation of etch pits was difficult due to dislocation growth, heterogeneous mixing, etc., and TSD conversion rate and TED conversion rate could not be measured.
  • the surface structure was evaluated according to the following criteria.
  • “Excellent” indicates a case where the inclination angle ⁇ is 30 ° or more and less than 90 °.
  • ⁇ (good) indicates a case where the inclination angle ⁇ is 15 ° or more and less than 30 °.
  • X (not acceptable) indicates a case where the inclination angle ⁇ is less than 15 °.
  • ⁇ Comprehensive evaluation was evaluated according to the following criteria.
  • ⁇ (Excellent) indicates that both are ⁇ in dislocation conversion and surface structure evaluation.
  • ⁇ (good) indicates that none is x and one is ⁇ .
  • X (not acceptable) indicates that either is x in dislocation conversion and surface structure evaluation.
  • FIG. 6 is a graph showing the relationship between the crystal growth temperature and the conversion rate of threading screw dislocations into flank stacking faults for Examples 2 and 3 and Comparative Examples 7 and 8.
  • FIG. 7 is a graph showing the relationship between the crystal growth temperature and the conversion rate of threading edge dislocations to basal plane dislocations in Examples 2 and 3 and Comparative Examples 7 and 8.
  • FIG. 8 is a graph showing the relationship between the crystal growth temperature and the conversion rate of threading screw dislocations into flank stacking faults for Examples 1 and 6 and Comparative Examples 3 and 4.
  • FIG. 9 is a graph showing the relationship between the crystal growth temperature and the conversion rate of threading edge dislocations to basal plane dislocations in Examples 1 and 6 and Comparative Examples 3 and 4.
  • FIG. 10 is a graph showing the relationship between the temperature gradient and the conversion rate of threading edge dislocations to basal plane dislocations in Examples 1, 4, 7 and Comparative Example 5. As shown in FIG. 10, when the temperature gradient was larger than 0 ° C./cm and 19 ° C./cm or less, the conversion rate of threading edge dislocations to basal plane dislocations was improved.

Abstract

　溶液成長法によりＳｉＣ単結晶を製造するときにおいて、貫通螺旋転位のフランク型積層欠陥への変換率を維持しつつ、貫通刃状転位の基底面転位への変換率を向上させる。本発明の実施の形態によるＳｉＣ単結晶の製造方法は、坩堝（１４）内の原料を加熱して溶融しＳｉＣ溶液（１５）を生成する工程と、ＳｉＣ種結晶（２４）の結晶成長面（２４Ａ）をＳｉＣ溶液に接触させ、結晶成長面上にＳｉＣ単結晶を成長させる工程とを備える。ＳｉＣ種結晶の結晶構造は、４Ｈ多形である。結晶成長面のオフ角は、１°以上であって、且つ、４°以下である。ＳｉＣ単結晶を成長させるときのＳｉＣ溶液の温度は、１６５０℃以上であって、且つ、１８５０℃以下である。ＳｉＣ単結晶を成長させるとき、ＳｉＣ溶液のうち、ＳｉＣ種結晶の直下の温度勾配は、０℃／ｃｍよりも大きく、且つ、１９℃／ｃｍ以下である。

Description

ＳｉＣ単結晶の製造方法
　本発明は、ＳｉＣ単結晶の製造方法に関し、詳しくは、溶液成長法によるＳｉＣ単結晶の製造方法に関する。
　炭化珪素（ＳｉＣ）は、熱的及び化学的に安定な化合物半導体である。ＳｉＣは、シリコン（Ｓｉ）と比較して、優れたバンドギャップ、絶縁破壊電圧、電子飽和速度及び熱伝導率を有する。そのため、ＳｉＣは、次世代の半導体材料として注目されている。
　ＳｉＣは、結晶多形を示す材料として知られている。ＳｉＣの代表的な結晶構造は、六方晶系の６Ｈ、４Ｈ及び立方晶系の３Ｃである。これらの結晶構造のうち、４Ｈの結晶構造を有するＳｉＣ単結晶（以下、４Ｈ－ＳｉＣ単結晶と称する）は、他の結晶構造を有するＳｉＣ単結晶と比べて、バンドギャップが大きい。そのため、４Ｈ－ＳｉＣ単結晶は、次世代のパワーデバイス材料として注目されている。
　ＳｉＣ単結晶の製造方法として最も利用されているのは、昇華再結晶法である。しかしながら、昇華再結晶法により製造されたＳｉＣ単結晶には、例えば、マイクロパイプ等の欠陥が発生しやすい。欠陥は、デバイスの特性に悪影響を与える。そのため、欠陥が発生するのを抑制することが求められている。
　ＳｉＣ単結晶の他の製造方法として、溶液成長法がある。溶液成長法では、ＳｉＣ単結晶からなる種結晶の結晶成長面をＳｉＣ溶液に接触させる。ＳｉＣ溶液のうち、種結晶の近傍部分を過冷却状態にして、種結晶の結晶成長面にＳｉＣ単結晶を成長させる。溶液成長法は、例えば、特開２００９－９１２２２号公報に開示されている。
　溶液成長法によれば、マイクロパイプの発生を抑制できる。しかしながら、溶液成長法により製造されたＳｉＣ単結晶においても、デバイスの特性に悪影響を与える転位が存在する。このような転位には、例えば、貫通転位がある。貫通転位には、例えば、貫通螺旋転位（ＴＳＤ）と、貫通刃状転位（ＴＥＤ）とがある。貫通螺旋転位は、ＳｉＣ単結晶のｃ軸方向（＜０００１＞方向）に伝播し、且つ、ｃ軸方向にバーガースベクトルを有する。貫通刃状転位は、ｃ軸方向に伝播し、且つ、ｃ軸方向と垂直な方向にバーガースベクトルを有する。なお、マイクロパイプは、大きなバーガースベクトルを有する貫通螺旋転位である。
　デバイスの特性を向上させるためには、貫通転位の発生を抑制する必要がある。貫通転位の発生を抑制する方法として、例えば、ステップフロー成長により、貫通転位を基底面欠陥に変換する方法がある。ここで、基底面欠陥とは、基底面内に形成されている欠陥である。基底面欠陥には、フランク型積層欠陥と、基底面転位とがある。この方法は、例えば、日本結晶成長学会誌Vol.40, No.1 (2013) p.25-32（非特許文献１）に開示されている。
　上記文献では、略全ての貫通螺旋転位がフランク型積層欠陥に変換される旨、記載されている。その理由として、ステップフロー成長では、巨視的には、ｃ軸方向にＳｉＣ単結晶が成長しているが、微視的には、マクロステップが進展するラテラルな成長をすることが、挙げられている。
　上記文献では、貫通刃状転位がステップフロー方向に延びる基底面転位に変換される旨、記載されている。さらに、貫通刃状転位は、基底面転位に変換される場合と、基底面転位に変換されない場合とがある旨、記載されている。
　上記文献では、さらに次の記載がある。［１１－２０］方向に微傾斜を設けた４Ｈ－ＳｉＣ単結晶（結晶成長面は、Ｓｉ面）を種結晶として用いる場合、ＳｉＣ単結晶は、オフ角の方向、つまり、［１１－２０］方向にステップフロー成長する。貫通刃状転位のバーガースベクトルは、１／３＜１１－２０＞であり、具体的には、１／３［１１－２０］、１／３［－１２－１０］、１／３［－２１１０］、１／３［－１－１２０］、１／３［１－２１０］、１／３［２－１－１０］の６種類である。これらのバーガースベクトルのうち、ステップフロー方向に平行なバーガースベクトル（１／３［１１－２０］、１／３［－１－１２０］）を有する貫通刃状転位は、略全てが基底面転位に変換される。これに対して、バーガースベクトルがステップフロー方向に非平行な場合（１／３［－１２－１０］、１／３［－２１１０］、１／３［１－２１０］、１／３［２－１－１０］）、貫通刃状転位は、基底面転位に変換されにくい。
　上記文献に記載されているように、貫通螺旋転位のフランク型積層欠陥への変換率と、貫通刃状転位の基底面転位への変換率とでは、変換率が異なる。すなわち、貫通螺旋転位と、貫通刃状転位とでは、基底面欠陥への変換率が異なる。したがって、貫通螺旋転位のフランク型積層欠陥への変換率を維持しつつ、貫通刃状転位の基底面転位への変換率を向上させることにより、成長単結晶中の貫通転位を低減することができる。
　本発明の目的は、溶液成長法によりＳｉＣ単結晶を製造する場合に、貫通螺旋転位のフランク型積層欠陥への変換率を維持しつつ、貫通刃状転位の基底面転位への変換率を向上させることである。
　本発明の実施の形態によるＳｉＣ単結晶の製造方法は、溶液成長法により、ＳｉＣ単結晶を製造する方法である。この方法は、以下の工程（ａ）及び工程（ｂ）を備える。工程（ａ）は、坩堝内の原料を加熱して溶融しＳｉＣ溶液を生成する生成工程である。工程（ｂ）は、ＳｉＣ種結晶の結晶成長面をＳｉＣ溶液に接触させ、結晶成長面上にＳｉＣ単結晶を成長させる成長工程である。上記方法において、ＳｉＣ種結晶の結晶構造は、４Ｈ多形である。上記方法において、結晶成長面のオフ角は、１°以上であって、且つ、４°以下である。上記方法の成長工程において、ＳｉＣ単結晶を成長させるときのＳｉＣ溶液の温度は、１６５０℃以上であって、且つ、１８５０℃以下である。上記方法の成長工程において、ＳｉＣ単結晶を成長させるとき、ＳｉＣ溶液のうちＳｉＣ種結晶の直下の温度勾配は、０℃／ｃｍよりも大きく、且つ、１９℃／ｃｍ以下である。
　本発明の実施の形態によるＳｉＣ単結晶の製造方法は、貫通螺旋転位のフランク型積層欠陥への変換率を維持しつつ、貫通刃状転位の基底面転位への変換率を向上させることができる。
本発明の実施の形態によるＳｉＣ単結晶の製造方法に用いられるＳｉＣ単結晶の製造装置の模式図である。 ＳｉＣ単結晶に存在する転位を示す概念図である。 貫通螺旋転位及び貫通刃状転位の基底面の欠陥への変換を示す概念図である。 ＳｉＣ単結晶の結晶表面を示す光学顕微鏡写真である。 ステップフロー方向と、ステップとの関係を示す説明図である。 貫通刃状転位のバーガースベクトルと、ステップとの関係を示す説明図である。 結晶成長温度と貫通螺旋転位のフランク型積層欠陥への変換率とを示すグラフであって、オフ角が１°であって、且つ、温度勾配が１１℃／ｃｍである場合のグラフである。 結晶成長温度と貫通刃状転位の基底面転位への変換率とを示すグラフであって、オフ角が１°であって、且つ、温度勾配が１１℃／ｃｍである場合のグラフである。 結晶成長温度と貫通螺旋転位のフランク型積層欠陥への変換率とを示すグラフであって、オフ角が４°であって、且つ、温度勾配が１１℃／ｃｍである場合のグラフである。 結晶成長温度と貫通刃状転位の基底面転位への変換率とを示すグラフであって、オフ角が４°であって、且つ、温度勾配が１１℃／ｃｍである場合のグラフである。 温度勾配と貫通刃状転位の基底面転位への変換率とを示すグラフであって、オフ角が４°であって、且つ、結晶成長温度が１７００℃である場合のグラフである。
　以下、図面を参照しながら、本発明の実施の形態について説明する。図中同一又は相当部分には、同一符号を付して、その説明は繰り返さない。
　本発明の実施の形態によるＳｉＣ単結晶の製造方法は、溶液成長法により、ＳｉＣ単結晶を製造する方法である。この方法は、準備工程と、生成工程と、成長工程とを備える。準備工程では、製造装置を準備する。生成工程では、ＳｉＣ溶液を生成する。成長工程では、ＳｉＣ種結晶をＳｉＣ溶液に接触させ、ＳｉＣ単結晶を成長させる。以下、各工程の詳細を説明する。
　［準備工程］
　準備工程では、溶液成長法に用いられる製造装置を準備する。図１は、本発明の実施の形態によるＳｉＣ単結晶の製造方法に用いられる製造装置１０の模式図である。図１に示す製造装置１０は、溶液成長法に用いられる製造装置の一例である。溶液成長法に用いられる製造装置は、図１に示す製造装置１０に限定されない。
　製造装置１０は、チャンバ１２と、坩堝１４と、断熱部材１６と、加熱装置１８と、回転装置２０と、昇降装置２２とを備える。
　チャンバ１２は、坩堝１４を収容する。ＳｉＣ単結晶を製造するとき、チャンバ１２は冷却される。
　坩堝１４は、ＳｉＣ溶液１５の原料を収容する。ここで、ＳｉＣ溶液１５とは、Ｓｉ又はＳｉ合金の融液にカーボン（Ｃ）が溶解した溶液のことをいう。好ましくは、坩堝１４は、炭素を含有する。この場合、坩堝１４は、ＳｉＣ溶液１５への炭素供給源になる。
　断熱部材１６は、断熱材からなり、坩堝１４を取り囲む。
　加熱装置１８は、例えば、高周波コイルである。加熱装置１８は、断熱部材１６の側壁を取り囲む。加熱装置１８は、坩堝１４を誘導加熱し、ＳｉＣ溶液１５を生成する。加熱装置１８は、さらに、ＳｉＣ溶液１５を結晶成長温度に維持する。結晶成長温度は、ＳｉＣ単結晶を成長させるときのＳｉＣ溶液１５の温度であって、ＳｉＣ種結晶２４の結晶成長面２４Ａと接触する領域の温度である。結晶成長温度は、１６５０～１８５０℃であり、好ましくは、１７００～１８００℃である。
　回転装置２０は、回転軸２０Ａと、駆動源２０Ｂとを備える。
　回転軸２０Ａは、チャンバ１２の高さ方向（図１の上下方向）に延びる。回転軸２０Ａの上端は、断熱部材１６内に位置する。回転軸２０Ａの上端には、坩堝１４が配置される。回転軸２０Ａの下端は、チャンバ１２の外側に位置する。
　駆動源２０Ｂは、チャンバ１２の下方に配置される。駆動源２０Ｂは、回転軸２０Ａに連結される。駆動源２０Ｂは、回転軸２０Ａの中心軸線周りに、回転軸２０Ａを回転させる。
　昇降装置２２は、シードシャフト２２Ａと、駆動源２２Ｂとを備える。
　シードシャフト２２Ａは、チャンバ１２の高さ方向に延びる。シードシャフト２２Ａの上端は、チャンバ１２の外側に位置する。シードシャフト２２Ａの下端面には、ＳｉＣ種結晶２４が取り付けられる。
　駆動源２２Ｂは、チャンバ１２の上方に配置される。駆動源２２Ｂは、シードシャフト２２Ａに連結される。駆動源２２Ｂは、シードシャフト２２Ａを昇降する。駆動源２２Ｂは、シードシャフト２２Ａの中心軸線周りに、シードシャフト２２Ａを回転させる。
　準備工程では、さらに、ＳｉＣ種結晶２４を準備する。ＳｉＣ種結晶２４は、ＳｉＣ単結晶からなる。ＳｉＣ種結晶２４の結晶構造は、４Ｈ多形である。ＳｉＣ種結晶２４の結晶成長面２４Ａは、Ｃ面であってもよいし、Ｓｉ面であってもよい。結晶成長面２４Ａのオフ角は、１°～４°である。ここで、結晶成長面２４Ａのオフ角は、結晶成長面２４Ａに垂直な方向に延びる直線と、ｃ軸方向に延びる直線とが為す角度である。つまり、ＳｉＣ種結晶２４は、［１１－２０］方向に微傾斜を設けた４Ｈ－ＳｉＣ単結晶である。
　製造装置１０とＳｉＣ種結晶２４とを準備した後、ＳｉＣ種結晶２４をシードシャフト２２Ａの下端面に取り付ける。
　次に、チャンバ１２内の回転軸２０Ａ上に、坩堝１４を配置する。このとき、坩堝１４は、ＳｉＣ溶液１５の原料を収容している。原料は、例えば、Ｓｉのみであってもよいし、Ｓｉと他の金属元素との混合物であってもよい。金属元素は、例えば、チタン（Ｔｉ）、マンガン（Ｍｎ）、クロム（Ｃｒ）、コバルト（Ｃｏ）、バナジウム（Ｖ）、鉄（Ｆｅ）等である。原料の形態としては、例えば、複数の塊や粉末等がある。
　［生成工程］
　次に、ＳｉＣ溶液１５を生成する。先ず、チャンバ１２内に不活性ガスを充填する。そして、加熱装置１８により、坩堝１４内のＳｉＣ溶液１５の原料を融点以上に加熱する。坩堝１４が黒鉛からなる場合、坩堝１４を加熱すると、坩堝１４から炭素が融液に溶け込み、ＳｉＣ溶液１５が生成される。坩堝１４の炭素がＳｉＣ溶液１５に溶け込むと、ＳｉＣ溶液１５内の炭素濃度は飽和濃度に近づく。坩堝１４が炭素供給源として利用できない場合、ＳｉＣ溶液１５の原料はＣを含有する。
　［成長工程］
　次に、加熱装置１８により、ＳｉＣ溶液１５を結晶成長温度に保持する。続いて、駆動源２２Ｂにより、シードシャフト２２Ａを降下し、ＳｉＣ種結晶２４の結晶成長面２４ＡをＳｉＣ溶液１５に接触させる。このとき、ＳｉＣ種結晶２４をＳｉＣ溶液１５に浸漬してもよい。
　ＳｉＣ種結晶２４の結晶成長面２４ＡをＳｉＣ溶液１５に接触させた後、加熱装置１８により、ＳｉＣ溶液１５を結晶成長温度に保持する。さらに、ＳｉＣ溶液１５におけるＳｉＣ種結晶２４の近傍を過冷却して、ＳｉＣを過飽和状態にする。このとき、ＳｉＣ溶液のうちＳｉＣ種結晶２４の直下の温度勾配は、０℃／ｃｍよりも大きく、且つ、１９℃／ｃｍ以下である。温度勾配が０℃／ｃｍでは、結晶成長が始まらない。温度勾配が１９℃／ｃｍを超えると、過飽和度が大きくなるため、テラス上に三次元的な成長が生じてしまい、二次元的な成長であるステップフロー成長が阻害され、貫通刃状転位の基底面転位への変換率が減少する。温度勾配の下限は、好ましくは、５℃／ｃｍであり、さらに好ましくは、７℃／ｃｍである。温度勾配の上限は、好ましくは、１５℃／ｃｍであり、さらに好ましくは、１１℃／ｃｍである。
　ＳｉＣ溶液１５におけるＳｉＣ種結晶２４の近傍を過冷却する方法は、特に限定されない。例えば、加熱装置１８を制御して、ＳｉＣ溶液１５におけるＳｉＣ種結晶２４の近傍領域の温度を他の領域の温度よりも低くする。また、ＳｉＣ溶液１５におけるＳｉＣ種結晶２４の近傍を冷媒により冷却してもよい。具体的には、シードシャフト２２Ａの内部に冷媒を循環させる。冷媒は、例えば、ヘリウム（Ｈｅ）やアルゴン（Ａｒ）等の不活性ガスである。シードシャフト２２Ａ内に冷媒を循環させれば、ＳｉＣ種結晶２４が冷却される。ＳｉＣ種結晶２４が冷えれば、ＳｉＣ溶液１５におけるＳｉＣ種結晶２４の近傍も冷える。
　ＳｉＣ溶液１５におけるＳｉＣ種結晶２４の近傍領域のＳｉＣを過飽和状態にしたまま、ＳｉＣ種結晶２４とＳｉＣ溶液１５（坩堝１４）とを回転する。シードシャフト２２Ａを回転することにより、ＳｉＣ種結晶２４が回転する。回転軸２０Ａを回転することにより、坩堝１４が回転する。ＳｉＣ種結晶２４の回転方向は、坩堝１４の回転方向と逆方向でも良いし、同じ方向でも良い。回転速度は、一定であっても良いし、変動しても良い。シードシャフト２２Ａは、回転しながら、徐々に上昇する。このとき、ＳｉＣ溶液１５に接触しているＳｉＣ種結晶２４の結晶成長面に、ＳｉＣ単結晶が成長する。なお、シードシャフト２２Ａは、上昇せずに回転しても良いし、上昇も回転もしなくても良い。
　［製造されるＳｉＣ単結晶］
　図２及び図３を参照しながら、上記方法によって製造されるＳｉＣ単結晶について説明する。図２は、ＳｉＣ単結晶に存在する貫通螺旋転位及び貫通刃状転位を示す概念図である。図３は、貫通螺旋転位及び貫通刃状転位の基底面の欠陥への変換を示す概念図である。
　上記方法により、ＳｉＣ種結晶２４の結晶成長面２４Ａ上に、ＳｉＣ単結晶２６が成長する。ＳｉＣ単結晶２６には、図２に示すように、貫通螺旋転位ＴＳＤ及び貫通刃状転位ＴＥＤが存在する。貫通螺旋転位ＴＳＤは、ＳｉＣ単結晶２４のｃ軸方向（＜０００１＞方向）に伝播し、且つ、ｃ軸方向にバーガースベクトルｂを有する。貫通刃状転位ＴＥＤは、ｃ軸方向に伝播し、且つ、ｃ軸方向と垂直な方向にバーガースベクトルｂを有する。
　上記方法によれば、貫通螺旋転位ＴＳＤは、図３に示すように、フランク型の積層欠陥ＳＦに変換される。その理由としては、例えば、ステップフロー成長では、巨視的には、ｃ軸方向にＳｉＣ単結晶が成長しているが、微視的には、マクロステップが進展するラテラルな成長をすることが考えられる。
　上記方法によれば、貫通刃状転位ＴＥＤは、図３に示すように、基底面転位ＢＰＤに変換される。ここで、貫通刃状転位ＴＥＤは、基底面転位ＢＰＤに変換される場合と、基底面転位ＢＰＤに変換されない場合とがある。ＳｉＣ種結晶２４が［１１－２０］方向に微傾斜を設けた４Ｈ－ＳｉＣ単結晶であり、結晶成長面２４ＡがＳｉ面である場合を想定する。この場合、ＳｉＣ単結晶２６は、オフ角の方向、つまり、［１１－２０］方向にステップフロー成長する。貫通刃状転位ＴＥＤのバーガースベクトルは、１／３＜１１－２０＞であり、具体的には、１／３［１１－２０］、１／３［－１２－１０］、１／３［－２１１０］、１／３［－１－１２０］、１／３［１－２１０］、１／３［２－１－１０］の６種類である。これらのバーガースベクトルのうち、ステップフロー方向に平行なバーガースベクトル（１／３［１１－２０］、１／３［－１－１２０］）を有する貫通刃状転位ＴＥＤは、略全てが基底面転位ＢＰＤに変換される。これに対して、バーガースベクトルがステップフロー方向に非平行な場合（１／３［－１２－１０］、１／３［－２１１０］、１／３［１－２１０］、１／３［２－１－１０］）、貫通刃状転位ＴＥＤは、基底面転位ＢＰＤに変換されにくい。
　ここで、本発明の実施の形態によるＳｉＣ単結晶の製造方法によれば、貫通刃状転位ＴＥＤが基底面転位ＢＰＤに変換され易くなる。その理由について、図４Ａ、図４Ｂ及び図５を参照しながら、説明する。図４Ａは、ＳｉＣ単結晶２６の結晶表面の光学顕微鏡写真である。図４Ｂは、ステップフロー方向と、ステップとの関係を示す説明図である。図５は、貫通刃状転位のバーガースベクトルと、ステップとの関係を示す説明図である。
　ＳｉＣ単結晶２６は、ステップフロー成長することにより、ＳｉＣ種結晶２４の結晶成長面２４Ａ上に形成される。そのため、ＳｉＣ単結晶２６は、図４Ａ及び図４Ｂに示すように、ステップＳＴを有する。ここで、ステップＳＴとは、図４Ａに示すように、光学顕微鏡を用いることによって、結晶表面上に観察される、結晶の段差のことをいう。ステップＳＴは、図４Ａ及び図４Ｂに示すように、結晶成長面２４Ａに垂直な方向から見て、ステップフロー方向Ｄ１に垂直な方向に延びる基準線Ｌ１に対して傾斜している。
　本発明の実施の形態によるＳｉＣ単結晶の製造方法によれば、ステップＳＴの基準線Ｌ１に対する傾斜角度αを適当な大きさにすることができる。その結果、貫通刃状転位ＴＥＤの基底面転位ＢＰＤへの変換率が向上する。その理由としては、例えば、以下の理由が考えられる。
　上述のように、ＳｉＣ種結晶２４が［１１－２０］方向に微傾斜を設けた４Ｈ－ＳｉＣ単結晶であり、結晶成長面２４ＡがＳｉ面である場合、貫通刃状転位ＴＥＤのバーガースベクトルは、１／３＜１１－２０＞である。具体的には、１／３［１１－２０］、１／３［－１２－１０］、１／３［－２１１０］、１／３［－１－１２０］、１／３［１－２１０］、１／３［２－１－１０］の６種類がある。これらのバーガースベクトルは、ｃ軸の周りに６０°ごとに存在する。つまり、ｃ軸周りで隣り合う２つのバーガースベクトルが為す角度は、６０°である。図５では、１／３［１１－２０］のバーガースベクトルと、１／３［－２１１０］のバーガースベクトルとを示している。
　ｃ軸周りで隣り合う２つのバーガースベクトルが為す角度を二等分する方向は、＜１－１００＞である。図５では、１／３［１１－２０］のバーガースベクトルと、１／３［－２１１０］のバーガースベクトルとが為す角度を二等分する［１－１００］を示している。
　結晶成長が開始した直後は、研磨によってＳｉＣ種結晶２４に形成されたステップフロー方向に対して垂直なステップが形成される。そのため、ステップフロー方向と平行なバーガースベクトル（１／３［１１－２０］、１／３［－１－１２０］）を有する貫通刃状転位ＴＥＤが基底面転位ＢＰＤに変換される。
　結晶成長がさらに進むと、図５に示すように、基準線Ｌ１に対して傾斜したステップＳＴが形成される。図５では、ステップＳＴが［１－１００］方向と垂直に交わる場合、つまり、ステップＳＴが［１１－２０］方向と交わる角度θ１と、ステップＳＴが［－２１１０］方向と交わる角度θ２とが、同じである場合を示している。角度θ１と角度θ２とは、同じ大きさである必要はない。上述のように、＜１１－２０＞と、＜１－１００＞とが為す角度は、３０°である。傾斜角度αは、１５°よりも大きく、且つ、９０°よりも小さければよい。
　ステップＳＴが形成されることにより、ステップフロー方向に非平行なバーガースベクトル（１／３［－１２－１０］、１／３［－２１１０］、１／３［１－２１０］、１／３［２－１－１０］）を有する貫通刃状転位ＴＥＤが基底面転位ＢＰＤに変換される。その結果、全体として、貫通刃状転位ＴＥＤの基底面転位ＢＰＤへの変換率を向上させることができる。
　本発明の実施の形態によるＳｉＣ単結晶の製造方法によれば、貫通螺旋転位及び貫通刃状転位の少ないＳｉＣ単結晶を製造することができる。そのため、当該ＳｉＣ単結晶を種結晶に用いて、昇華再結晶法又は高温ＣＶＤ法によりＳｉＣ単結晶を製造する場合には、高品質なＳｉＣ単結晶を高い成長速度で得ることができる。
　昇華再結晶法では、ＳｉＣ単結晶からなる種結晶と、ＳｉＣ単結晶の原料となるＳｉＣ結晶粉末とを、坩堝に収容し、アルゴンガス等の不活性ガス雰囲気中で、加熱する。このとき、原料粉末に比べて、種結晶がやや低温になるように、温度勾配が設定される。原料は、昇華後、温度勾配によって形成される濃度勾配により、種結晶に向かって拡散、輸送される。ＳｉＣ単結晶の成長は、種結晶に到着した原料ガスが種結晶上で再結晶化することにより実現される。
　高温ＣＶＤ法では、真空容器内において棒状部材に支持された台座に対してＳｉＣ単結晶からなる種結晶を配置し、種結晶の下方からＳｉＣの原料ガスを供給することにより、種結晶の表面にＳｉＣ単結晶を成長させる。
　種々の製造条件で、ＳｉＣ単結晶を製造した。製造されたＳｉＣ単結晶について、貫通螺旋転位のフランク型積層欠陥への変換率及び貫通刃状転位の基底面転位への変換率を調査した。
　表１に示す製造条件でＳｉＣ単結晶を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　実施例１～６の製造条件は、本発明の範囲内であった。比較例１～８の製造条件は、本発明の範囲外であった。
　製造されたＳｉＣ単結晶について、傾斜角度α、ステップ高さ、貫通螺旋転位のフランク型積層欠陥への変換率及び貫通刃状転位の基底面転位への変換率を調査した。それらの調査結果から、転位変換、表面構造を評価し、さらに、総合評価を行った。その結果を、表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　傾斜角度αは、ＳｉＣ単結晶の表面を光学顕微鏡で観察して測定した。ステップ高さは、ＳｉＣ単結晶の表面を原子間力顕微鏡で観察して測定した。貫通螺旋転位のフランク型積層欠陥への変換率（ＴＳＤ変換率）及び貫通刃状転位の基底面転位への変換率（ＴＥＤ変換率）は、貫通螺旋転位及び貫通刃状転位のそれぞれを示すエッチピットの観察により求めた。すなわち、貫通螺旋転位及び貫通刃状転位のそれぞれについて、溶融したＫＯＨによりエッチングされたＳｉＣ単結晶の表面に形成されたエッチピット数と、溶融したＫＯＨによりエッチングされたＳｉＣ種結晶の表面に形成されたエッチピット数との差分を求め、当該差分を、溶融したＫＯＨによりエッチングされたＳｉＣ種結晶の表面に形成されたエッチピット数で除することにより、求めた。エッチングの時間は、３～４分であった。溶融したＫＯＨの温度は、５００℃であった。貫通螺旋転位及び貫通刃状転位を示すエッチピットの数は、溶融したＫＯＨによりエッチングされた結晶の表面を光学顕微鏡で観察して求めた。
　転位変換は、以下の基準で評価した。表２中、◎（Excellent）は、ＴＳＤ変換率が９０％以上であって、且つ、ＴＥＤ変換率が５０％以上である場合を示す。○（good）は、ＴＳＤ変換率が９０％未満であって、且つ、ＴＥＤ変換率が５０％以上である場合を示す。×（not acceptable）は、上記の何れも満たさない場合を示す。比較例３及び比較例８では、転位の増殖や異相混在等のため、エッチピットの観察が困難で、ＴＳＤ変換率及びＴＥＤ変換率の測定ができなかった。
　表面構造は、以下の基準で評価した。表２中、◎（Excellent）は、傾斜角度αが、３０°以上であって、且つ、９０°未満である場合を示す。○（good）は、傾斜角度αが、１５°以上であって、且つ、３０°未満である場合を示す。×（not acceptable）は、傾斜角度αが、１５°未満である場合を示す。
　総合評価は、以下の基準で評価した。表２中、◎（Excellent）は、転位変換及び表面構造の評価において、何れも、◎であることを示す。○（good）は、転位変換及び表面構造の評価において、何れも×でなく、且つ、何れかが○であることを示す。×（not acceptable）は、転位変換及び表面構造の評価において、何れかが×であることを示す。
　図６は、実施例２，３及び比較例７，８について、結晶成長温度と、貫通螺旋転位のフランク型積層欠陥への変換率との関係を示すグラフである。図７は、実施例２，３及び比較例７，８について、結晶成長温度と、貫通刃状転位の基底面転位への変換率との関係を示すグラフである。図８は、実施例１，６及び比較例３，４について、結晶成長温度と、貫通螺旋転位のフランク型積層欠陥への変換率との関係を示すグラフである。図９は、実施例１，６及び比較例３，４について、結晶成長温度と、貫通刃状転位の基底面転位への変換率との関係を示すグラフである。
　図６～図９に示すように、結晶成長温度が１６５０℃～１８５０℃であれば、貫通螺旋転位のフランク型積層欠陥への変換率及び貫通刃状転位の基底面転位への変換率が向上した。
　図１０は、実施例１，４，７及び比較例５について、温度勾配と、貫通刃状転位の基底面転位への変換率との関係を示すグラフである。図１０に示すように、温度勾配が０℃／ｃｍよりも大きく、且つ、１９℃／ｃｍ以下であれば、貫通刃状転位の基底面転位への変換率が向上した。
　以上、本発明の実施の形態について、詳述してきたが、これらはあくまでも例示であって、本発明は、上述の実施の形態によって、何等、限定されない。

Claims (5)

  1. 　溶液成長法によるＳｉＣ単結晶の製造方法であって、
    　坩堝内の原料を加熱して溶融し、ＳｉＣ溶液を生成する生成工程と、
    　ＳｉＣ種結晶の結晶成長面を前記ＳｉＣ溶液に接触させ、前記結晶成長面上に前記ＳｉＣ単結晶を成長させる成長工程とを備え、
    　前記ＳｉＣ種結晶の結晶構造は、４Ｈ多形であり、
    　前記結晶成長面のオフ角は、１°以上であって、且つ、４°以下であり、
    　前記成長工程では、
    　前記ＳｉＣ単結晶を成長させるときの前記ＳｉＣ溶液の温度は、１６５０℃以上であって、且つ、１８５０℃以下であり、かつ、
    　前記ＳｉＣ単結晶を成長させるとき、前記ＳｉＣ溶液のうち、前記ＳｉＣ種結晶の直下の温度勾配は、０℃／ｃｍよりも大きく、且つ、１９℃／ｃｍ以下である、
    　ＳｉＣ単結晶の製造方法。
  2. 　請求項１に記載のＳｉＣ単結晶の製造方法であって、
    　前記ＳｉＣ単結晶を成長させるときの前記ＳｉＣ溶液の温度は、１７００℃以上であって、且つ、１８００℃以下である、ＳｉＣ単結晶の製造方法。
  3. 　請求項１又は２に記載のＳｉＣ単結晶の製造方法であって、
    　前記結晶成長面がＣ面である、ＳｉＣ単結晶の製造方法。
  4. 　昇華再結晶法又は高温ＣＶＤ法によるＳｉＣ単結晶の製造方法であって、
    　ＳｉＣ種結晶を準備する工程と、
    　前記ＳｉＣ種結晶上に前記ＳｉＣ単結晶を成長させる工程とを備え、
    　前記ＳｉＣ種結晶は、請求項１～３の何れか１項に記載の方法によって製造される、ＳｉＣ単結晶の製造方法。
  5. 　ＳｉＣ種結晶の結晶成長面上において、［１１－２０］方向にステップフロー成長したＳｉＣ単結晶であって、
    　前記結晶成長面に垂直な方向から見て、ステップと、前記［１１－２０］方向と垂直な方向に延びる基準線との為す角度は、１５°よりも大きく、且つ、９０°よりも小さい角度であり、
    　前記結晶成長面と平行な方向から見て、バンチングしたステップの高さは、２ｎｍよりも大きく、且つ、２００ｎｍ以下であるＳｉＣ単結晶。
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