WO2021060368A1 - ＳｉＣ単結晶の製造方法、ＳｉＣ単結晶の製造装置及びＳｉＣ単結晶ウェハ - Google Patents

ＳｉＣ単結晶の製造方法、ＳｉＣ単結晶の製造装置及びＳｉＣ単結晶ウェハ Download PDF

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豊田通商株式会社
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    • H01L29/02—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/12—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor characterised by the materials of which they are formed
    • H01L29/16—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor characterised by the materials of which they are formed including, apart from doping materials or other impurities, only elements of Group IV of the Periodic Table
    • H01L29/1608—Silicon carbide

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a SiC single crystal, an apparatus for producing a SiC single crystal, and a SiC single crystal wafer.
  • Silicon carbide (SiC: silicon carbide) has superior material properties such as dielectric breakdown strength, thermal conductivity, and radiation resistance compared to silicon (Si: silicon), so research and development has been promoted as a material that constitutes electronic devices. ing.
  • the "warp" of the SiC single crystal substrate has been regarded as a problem.
  • the "warp” is, for example, a factor that causes the exposure distance to deviate from the focal length of the optical system in the exposure process, and is also a factor that hinders a suitable wafer chuck.
  • Patent Document 1 describes a technique of performing annealing heat treatment at a temperature of 1300 ° C. or higher and 2000 ° C. or lower in a silicon carbide non-corrosive gas atmosphere after double-sided lapping polishing. It is described that this reduces the "warp" caused by the processing strain.
  • Non-Patent Document 1 describes that the internal stress was suppressed by controlling the temperature distribution of the crystal to solve the problem of ingot cracking at 4 inches, but the internal stress at 6 inches and 8 inches with a larger diameter. It is expected that the problem of will become even greater.
  • the present invention provides a stress reduction step of heating a SiC single crystal at 1800 ° C. or higher in an atmosphere containing Si element and C element to reduce the internal stress of the SiC single crystal. It is a method for producing a SiC single crystal having. With such a configuration, the present invention can provide a novel SiC single crystal in which the internal stress is reduced while suppressing the SiC sublimation.
  • the stress reduction step heats the SiC single crystal so that the thickness and diameter of the SiC single crystal do not change.
  • the present invention can provide a novel SiC single crystal in which the internal stress is reduced while suppressing the SiC sublimation.
  • the stress reduction step heats the SiC single crystal in a semi-closed space.
  • the present invention can heat the SiC single crystal in a desired vapor pressure environment.
  • the stress reduction step heats the SiC single crystal in an atmosphere containing an inert gas.
  • the present invention can heat a SiC single crystal while suppressing SiC sublimation.
  • the stress reduction step heats the SiC single crystal to homogenize the temperature of the SiC single crystal.
  • the present invention can suppress the generation of internal stress due to the temperature distribution of the SiC single crystal.
  • the SiC single crystal and the SiC raw material are further provided with a heat treatment step of heating the SiC single crystal and the SiC raw material at 1400 ° C. or higher in an atmosphere containing Si element and C element, and the heat treatment step includes an etching step and a heat treatment step. / Or includes a growth step.
  • the present invention can perform etching and crystal growth in a SiC single crystal at a temperature lower than that in the stress reduction step.
  • the SiC single crystal and the SiC single crystal are heated so that the SiC single crystal is on the high temperature side and the SiC raw material is on the low temperature side, and the SiC single crystal is etched.
  • the present invention can control the temperature difference between the SiC single crystal and the SiC raw material, and etch the SiC single crystal in which the internal stress is reduced.
  • the SiC single crystal and the SiC single crystal are heated so that the SiC single crystal is on the low temperature side and the SiC raw material is on the high temperature side, and the SiC single crystal is crystallized. Grow.
  • the present invention can control the temperature difference between the SiC single crystal and the SiC raw material, and grow the SiC single crystal in which the internal stress is reduced.
  • the heat treatment step includes a step of heating the SiC single crystal and the SiC raw material in a semi-closed space having an atomic number ratio of Si / C of 1 or less.
  • the present invention can perform etching and crystal growth in a SiC single crystal in which internal stress is reduced under a SiC-C equilibrium vapor pressure environment.
  • the heat treatment step includes a step of heating the SiC single crystal and the SiC raw material in a semi-closed space having an atomic number ratio of Si / C of more than 1.
  • the present invention can perform etching and crystal growth in a SiC single crystal in which internal stress is reduced under a SiC-Si equilibrium vapor pressure environment.
  • the heat treatment step includes a strain layer removing step of etching the strain layer on the SiC single crystal.
  • the present invention can achieve both reduction of internal stress in the SiC single crystal and removal of the strain layer due to mechanical processing or the like.
  • the heat treatment step includes a bunching decomposition step of decomposing the macrostep bunching on the SiC single crystal to flatten the surface of the SiC single crystal.
  • the present invention can realize a flattened surface on the SiC single crystal so as to be terminated by a step exhibiting the height of the full unit in the SiC single crystal.
  • the heat treatment step comprises an epitaxial growth step of forming a growth layer having a BPD density of ⁇ 100 / cm 2.
  • the present invention can achieve both reduction of internal stress in the SiC single crystal and suitable BPD conversion.
  • a preferred embodiment of the present invention is a method for producing a SiC single crystal, which includes the stress reduction step and the heat treatment step in this order. With such a configuration, the present invention can crystal grow a high-quality growth layer on a SiC single crystal whose internal stress has been reduced by the stress reduction step.
  • the present invention comprises a main body container made of a SiC material and capable of containing a SiC single crystal, and a heating furnace capable of heating the main body container at 1800 ° C. or higher. It is a manufacturing device. With such a configuration, the present invention can provide a novel SiC single crystal in which the internal stress is reduced while suppressing the SiC sublimation.
  • the heating furnace can heat the SiC single crystal while making the temperature uniform.
  • the present invention can suppress the generation of internal stress due to the temperature distribution of the SiC single crystal.
  • the heating furnace has a melting point container capable of accommodating the main body container.
  • the present invention can heat the SiC single crystal in a desired vapor pressure environment.
  • the present invention is a SiC single crystal wafer having a warp amount of ⁇ 30 ⁇ m and a diameter of 6 inches or more. With such a configuration, the present invention can provide a novel SiC single crystal in which the internal stress is reduced while suppressing SiC sublimation, which contributes to the production of a high-quality SiC device. be able to.
  • the SiC single crystal wafer has a growth layer having a BPD density of ⁇ 100 / cm 2.
  • the present invention can provide a SiC single crystal that can be expected to suppress defect formation while reducing internal stress, and contributes to the production of a high-quality SiC device. Can be done.
  • the SiC single crystal wafer has a base substrate having a BPD density of 5000 / cm 2 or more.
  • the schematic diagram of the stress reduction process which concerns on one Embodiment of this invention is shown.
  • the schematic diagram of the stress reduction process which concerns on one Embodiment of this invention is shown.
  • the schematic diagram of the etching process which concerns on one Embodiment of this invention is shown.
  • the schematic diagram of the etching process which concerns on one Embodiment of this invention is shown.
  • the schematic diagram of the growth process which concerns on one Embodiment of this invention is shown.
  • the schematic diagram of the growth process which concerns on one Embodiment of this invention is shown.
  • the schematic diagram of the raw material transport mechanism which concerns on one Embodiment of this invention is shown.
  • An example of the combination of the stress reduction step, the etching step and the growth step according to the embodiment of the present invention is shown.
  • An example of the combination of the stress reduction step, the etching step and the growth step according to the embodiment of the present invention is shown.
  • An example of the combination of the stress reduction step, the etching step and the growth step according to the embodiment of the present invention is shown.
  • An example of a manufacturing apparatus according to an embodiment of the present invention is shown.
  • An explanatory diagram of a method for obtaining a BPD conversion rate according to a reference example is shown.
  • An explanatory diagram of a SiC wafer according to a reference example is shown. It is explanatory drawing of the SiC wafer which concerns on a reference example. It is an Arrhenius plot which concerns on a reference example.
  • One embodiment of the present invention has at least a stress reduction step S0.
  • the stress reduction step S0 reduces the amount of warpage 0d of the SiC single crystal 1 by causing the SiC single crystal 1 to sway. Further, it can be understood that the TTV (Total Stickness Variation) of the SiC single crystal 1 is reduced.
  • the interstitial distance of the SiC single crystal 1 is made uniform, the internal stress of the SiC single crystal 1 is reduced, the thermal stress of the SiC single crystal 1 is reduced, or the SiC single crystal is used. It can be understood that the residual stress of the body 1 is reduced.
  • the volume of the SiC single crystal 1 does not change so that the thickness and diameter of the SiC single crystal 1 do not change so as to suppress etching or crystal growth on the surface of the SiC single crystal 1. So, at least the SiC single crystal 1 is heated so that the size and size of the SiC single crystal 1 do not change.
  • the stress reduction step S0 is at least a SiC single crystal body 1 is heated in an atmosphere containing Si element and the element C, such as lower Si x C y based gas atmosphere. At this time, thermal decomposition, crystal growth, and the like are sequentially generated in the SiC single crystal body 1, and the Si element is formed between the surfaces 1a and 1b of the SiC single crystal body 1 and the atmosphere containing the Si element and the C element. And it can be understood that the C element circulates.
  • the SiC single crystal 1 is heated in the semi-closed space.
  • the term "quasi-closed space” refers to a space that can be evacuated but can contain at least a portion of the generated vapor.
  • the SiC single crystal 1 is heated in an atmosphere containing an inert gas.
  • the "inert gas” in the description herein is a known inert gas in the SiC process, such as Ar gas.
  • the SiC single crystal 1 is heated in a temperature range in which the SiC material sublimates.
  • the temperature range is, for example, 1800 ° C. or higher.
  • the SiC single crystal body 1 is heated to make the temperature in the SiC single crystal body 1 uniform.
  • "uniformizing the temperature in the SiC single crystal 1” means heating so that the temperature difference between the maximum temperature and the minimum temperature in the SiC single crystal 1 is within the permissible temperature difference. It refers to reducing the temperature gradient in the SiC single crystal 1.
  • the permissible temperature difference is preferably 50 ° C. or lower, preferably 20 ° C. or lower, preferably 10 ° C. or lower, preferably 5 ° C. or lower, and preferably 2 ° C. or lower. Further, it is preferably 1 ° C. or lower.
  • Non-Patent Document 1 it is described that an appropriate temperature gradient is required to induce crystal growth, but the existence of the temperature gradient inside the crystal leads to residual thermal stress in the crystal itself. Has been done.
  • Non-Patent Document 1 the residual thermal stress partially becomes excessively large depending on the temperature distribution, and there is a problem of crystal cracking due to the large residual thermal stress especially when growing a large-diameter single crystal. It is stated that it will occur frequently.
  • Non-Patent Document 1 describes that it is necessary to optimize the temperature gradient in the in-plane direction of the crystal plane during growth to reduce the internal stress in order to reduce the stress component having a great influence on the crystal cracking. Has been done.
  • Non-Patent Document 1 describes that it is possible to realize single crystal growth without crystal cracking even in a crystal having a diameter of 4 inches by reducing the local stress that induces crystal cracking. ing.
  • the influence of the internal stress caused by the temperature distribution in the SiC single crystal 1 is regarded as a problem with the increase in the diameter of the wafer and the ingot.
  • the effect of the internal stress on the SiC single crystal 1 is regarded as a problem when the diameter (caliber) of the SiC single crystal 1 is 4 inches, for example, and the diameter (caliber) of the SiC single crystal 1 is used as an example. It can be understood that the 6-inch, 8-inch, and 12-inch cases are considered to be more problematic.
  • the SiC single crystal 1 is heated at a degree of vacuum such that sublimation of the SiC material and transportation of the raw material described later are suppressed.
  • the degree of vacuum is preferably 1.0 Pa or less, more preferably 10 -1 Pa or less, more preferably 10 -2 Pa or less, still more preferably 10 -3 Pa or less, still more preferably. It is 10 -4 Pa or less, more preferably 10 -5 Pa or less.
  • the degree of vacuum is preferably 10 -1 Pa or more, more preferably 10 -2 Pa or more, more preferably 10 -3 Pa or more, still more preferably 10 -4 Pa or more. It is more preferably 10-5 Pa or more, and even more preferably 10-6 Pa or more.
  • the SiC raw material 2 may be heated together with the SiC single crystal 1 in order to form an atmosphere containing the above-mentioned Si element and C element.
  • the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 are brought close to each other and heated.
  • the term "proximity” in the description herein refers to, for example, reducing the separation distance d1 (not shown) between the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2.
  • the separation distance d1 is preferably 2.0 mm or less, more preferably 1.0 mm or less, still more preferably 0.5 mm or less, still more preferably 0.1 mm or less, still more preferably 10 ⁇ m or less. is there.
  • the separation distance d1 is preferably 1.0 ⁇ m or more, more preferably 10 ⁇ m or more, still more preferably 0.1 mm or more, still more preferably 0.5 mm or more, still more preferably 1.0 mm. That is all.
  • the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 are heated to reduce the chemical potential difference or the steam pressure difference between the surfaces of the SiC single crystal body 1 body and the SiC raw material body 2.
  • each of the chemical potential difference and the vapor pressure difference corresponds to the case where the raw material transportation described later does not occur.
  • the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 are heated to reduce the temperature gradient between the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2.
  • reducing the temperature gradient between the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 means, for example, that the temperature difference between the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 is within 10 ° C. Refers to heating so that
  • the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 have an equilibrium relationship so that either the SiC single crystal body 1 or the SiC raw material body 2 becomes the transport source or the transport destination of the raw material transport. It can be understood that the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 are heated so as to be.
  • the stress reduction step S0 reduces the internal stress of the SiC single crystal 1 so as to maintain the surface shape of the SiC single crystal 1 exhibiting a three-dimensional structure such as a trench structure, and is introduced at the time of forming the three-dimensional structure. It can be understood that the distortion can be alleviated. Specifically, the stress reduction step S0 can reduce the internal stress and strain of the SiC single crystal 1 so as to suppress excessive etching (thinning) on the side wall and / or bottom surface of the trench structure.
  • the SiC single crystal body 1 may be a SiC ingot produced by a crystal growth method such as a sublimation method, or may be a SiC wafer sliced into a disk shape from the SiC ingot.
  • the polytype of SiC single crystal 1 refers to known polytypes such as 3C, 4H, and 6H.
  • the cross-sectional size of the SiC single crystal 1 is several centimeters square, 2 inches, 3 inches, 4 inches, 6 inches, 8 inches, or 12 inches. There is no limit to the cross-sectional size.
  • the surface of the SiC single crystal 1 may be configured to have an off angle of several degrees (for example, 0.4 to 8.0 °) from the (0001) plane or the (000-1) plane.
  • "-" in the description of this specification refers to a bar in the notation of the Miller index.
  • the SiC raw material 2 may be a SiC ingot produced by a sublimation method or the like, a SiC wafer sliced into a disk shape from the SiC ingot, or a SiC polycrystal. ..
  • the SiC raw material 2 may be a SiC single crystal, a SiC polycrystal, a SiC material forming a semi-closed space, or a SiC material exposed in the semi-closed space. It may be there.
  • One embodiment of the present invention further comprises a heat treatment step SX.
  • Heat treatment step SX is a SiC single crystal body 1 and the SiC raw material 2 is heated in an atmosphere containing Si element and the element C, such as lower Si x C y based gas atmosphere.
  • the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 are heated in a temperature region lower than that in the stress reduction step S0.
  • the temperature range is preferably 1400 ° C. or higher.
  • the term "low temperature region” refers to a temperature region in which the lowest temperature in that temperature region is low.
  • the heat treatment step SX has an action effect as the etching step S1 including the etching step S1 and / or the growth step S2, or has an action effect as the growth step S2.
  • the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 are heated so that the SiC single crystal body 1 is on the high temperature side and the SiC raw material body 2 is on the low temperature side, and the SiC single crystal body 1 is etched.
  • the etching step S1 is a strain layer removing step S11 in which the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material 2 are placed in a semi-closed space having an atomic number ratio of 1 or less and heated to etch the SiC single crystal body 1. , Or it can be understood that the action and effect of the strain layer removing step S11 are exhibited.
  • the etching step S1 includes a bunching decomposition step S12 in which the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material 2 are placed in a semi-closed space having an atomic number ratio of more than 1 and heated to etch the SiC single crystal body 1. Or, it can be understood that the action and effect of the bunching decomposition step S12 are exhibited.
  • the SiC single crystal 1 and the SiC raw material 2 are subjected to etching and crystal growth, respectively, so that the surface 1a of the SiC single crystal 1 and the surface 2a of the SiC raw material 2 are etched and crystal-grown, respectively. To heat.
  • the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 are used so that the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 serve as a transport source and a transport destination of the raw material transport, respectively. Can be grasped as heating.
  • the strain layer removing step S11 etches the strain layer 300 on the surface of the SiC single crystal 1.
  • the strain layer 300 may include crystal dislocations 301 and / or damaged regions 302.
  • the strain layer removing step S11 the surface having the step 102a and the terrace 102b exhibiting the elongated terrace length W2 is exposed, or the bunched (bunched) surface is exposed.
  • the SiC single crystal body 1 is etched so as to do so.
  • the bunching decomposition step S12 forms a bunching-free surface in which the surface having the step 103a and the terrace 103b exhibiting the reduced terrace length W3 is exposed or flattened.
  • the surface 1a of the SiC single crystal 1 having the step 102a and the terrace 102b is etched to decompose the MSB of the surface 1a.
  • the surface 1a is terminated by a step exhibiting the height of the full unit in the SiC single crystal.
  • the SiC single crystal 1 and the SiC single crystal 2 are heated so that the SiC single crystal 1 is on the low temperature side and the SiC single crystal 2 is on the high temperature side, and the SiC single crystal is formed.
  • the body 1 is crystal-grown to form a growth layer 10 on the surface of the SiC single crystal body 1.
  • the SiC single crystal 1 and the SiC raw material are subjected to crystal growth and etching, respectively, so that the surface 1a of the SiC single crystal 1 and the surface 2a of the SiC raw material 2 are crystal-grown and etched, respectively.
  • Heat body 2 the SiC single crystal 1 and the SiC raw material are subjected to crystal growth and etching, respectively, so that the surface 1a of the SiC single crystal 1 and the surface 2a of the SiC raw material 2 are crystal-grown and etched, respectively.
  • the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 are used so that the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 serve as a transport destination and a transport source, respectively. To heat.
  • an epitaxial growth step S21 is performed in which the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material 2 are placed in a semi-closed space having an atomic number ratio of 1 or less and heated to grow the SiC single crystal body 1 in a crystal form. It can be understood that it contains or exerts the action and effect of the epitaxial growth step S21.
  • a bunching decomposition step S22 is performed in which the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material 2 are placed in a semi-closed space having an atomic number ratio of more than 1 and heated to grow the SiC single crystal body 1 into crystals. It can be understood that it includes or exerts the action and effect of the bunching decomposition step S22.
  • the terrace 102b exhibiting the elongated terrace length W2 with the step 102a Crystal growth is performed so as to form the growth layer 10 having the above-mentioned, or to form the growth layer 10 having the bunched (bunched) surface on the base substrate 11.
  • a growth layer having a basal dislocation density (BPD density) of ⁇ 100 / cm 2 is formed, or the BPD in the SiC single crystal 1 has a through-blade shape. Crystal growth is performed to form at least a part of the growth layer 10 so as to be converted into other defects / dislocations including dislocations (TED: Leading Edge Dislocation).
  • BPD density basal dislocation density
  • the bunching decomposition step S22 forms a growth layer 10 having the step 103a and the terrace 103b exhibiting the reduced terrace length W3 on the surface of the growth layer 10 having the step 102a and the terrace 102b.
  • the SiC single crystal body 1 is crystal-grown so as to decompose the MSB on the surface 1a so as to form a growth layer 10 having a flattened bunching-free surface.
  • the surface 1a is terminated by a step exhibiting the height of the full unit in the SiC single crystal.
  • the "flattened bunching-free surface” in the description of the present specification refers to a SiC surface in which macrostep bunching (MSB) is decomposed.
  • MSB macrostep bunching
  • the term "MSB” in the description of the present specification refers to a step on the surface of SiC that bunches to form a height exceeding the full unit of each polytype. That is, the MSB is a step of bunching beyond 4 molecular layers (5 molecular layers or more) in the case of 4H-SiC, and exceeds 6 molecular layers (7 molecular layers or more) in the case of 6H-SiC. It is a bunched step.
  • the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 are heated so that the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 serve as a transport source and a transport destination of the raw material transport, respectively.
  • the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 are heated so that the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 serve as a transport source or a transport destination of the raw material transport, respectively.
  • Si atoms (Si (v)) are desorbed from the surface 1a by thermally decomposing the surface 1a of the SiC single crystal body 1.
  • Si atoms (Si (v)) are desorbed from the surface 1a by thermally decomposing the surface 1a of the SiC single crystal body 1.
  • the C atom (C (s)) remaining on the surface 1a due to the desorption of the Si atom (Si (v)) is the Si vapor (Si (v)) in the raw material transport space. By reacting with, it becomes Si 2 C or SiC 2, etc. and sublimates into the raw material transport space.
  • Sublimated SiC 2 C or SiC 2 or the like reaches and diffuses on the terrace of the surface 2a of the SiC raw material 2 due to, for example, a temperature gradient, and reaches the step to form a polymorph on the surface 2a.
  • the growth layer 10 is formed while taking over and exhibiting the appearance of step flow growth.
  • Each of the stress reduction step S0, the etching step S1 and the growth step S2 has a Si atom sublimation step of thermally sublimating Si atoms from the SiC raw material body 2 and a C atom remaining on the surface 2a of the SiC raw material body 2 in the raw material transport space. It can be understood that the C atom sublimation step of sublimating by bonding with the Si atom of is included.
  • each stress reduction step S0 an etching step S1 and growing step S2, the surface 1a or 1b of the SiC single crystal body 1, the transported Si 2 C or SiC 2 and the like crystal growth is carried out by condensation becomes supersaturated ..
  • Each of the stress reduction step S0, the etching step S1 and the growth step S2 includes a Si atom sublimation step of thermally sublimating Si atoms from the surface 1a or 1b of the SiC single crystal 1 and a surface 1a or 1b of the SiC single crystal 1. It includes a C atom sublimation step of sublimating the remaining C atom by bonding it with a Si atom in the raw material transport space.
  • the stress reduction step S0 the temperature gradient between the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 is reduced, and the SiC sublimation from each of the surfaces 1a, 1b and 2a is maintained while the surfaces 1a and / or 1b and the surface 2a are combined. It can be understood that the transportation of raw materials between the two is suppressed.
  • the stress reduction step S0 reduces the vapor pressure difference on the surfaces of the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2, or the stress reduction step S0 reduces the vapor pressure difference on the surfaces of the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2. It can be understood that the transport of raw materials between the surfaces 1a and / or 1b and the surface 2a is suppressed while the SiC sublimation from each of the surfaces 1a, 1b and 2a is maintained.
  • the stress reduction step S0 the difference in chemical potentials on the surfaces of the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 is reduced, or the chemical potentials on the surfaces of the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 are made uniform, and the surface surface is adjusted. It can be understood that the transport of raw materials between the surface 1a and / or 1b and the surface 2a is suppressed while sustaining the SiC sublimation from each of 1a and 2a.
  • the stress reduction step S0 is based on the difference in crystal structure between the surface 1a, the surface 1b and the surface 2a, the temperature difference between the surface 1a and the surface 2a, and at least a part of the elements constituting the atmosphere. It can be understood that the transport of raw materials between the surface 1a and / or 1b and the surface 2a is suppressed while sustaining the SiC sublimation from each of 1b and 2a.
  • the surface 1a and / or the surface 1a and / or the surface 1a and / or the surface 1a and / or the surface 1a while maintaining the SiC sublimation from the surface 1a which is the Si surface or the C surface and the surface 2a of the SiC raw material 2 which is a SiC polycrystalline body It can be understood that the transportation of raw materials between each of 1b and the surface 2a is suppressed.
  • the stress reduction step S0 sustains SiC sublimation from, for example, the surface 1a which is the Si surface or the C surface and the surface 2a which is the Si surface or the C surface of the SiC single crystal SiC raw material body 2. It can be understood that the transport of raw materials between the surface 1a and / or 1b and the surface 2a is suppressed while allowing the surface 1a and / or 1b to be suppressed.
  • the atoms constituting the transport source and the transport destination can be the atoms constituting the transport destination and the transport source after heating.
  • Si plane in the description in the present specification refers to a surface provided with an off angle of several degrees (for example, 0.4 to 8.0 °) from the (0001) plane.
  • C plane refers to a surface provided with an off angle of several degrees (for example, 0.4 to 8.0 °) from the (000-1) plane.
  • the driving force for transporting the raw material between the surface 1a and the surface 2a in each of the etching step S1 and the growth step S2 is the vapor pressure difference between the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 due to the formed temperature gradient. Can be grasped.
  • the driving force for transporting the raw material between the surfaces 1a and 2a in each of the etching step S1 and the growth step S2 is not only the temperature gradient between the surfaces of the SiC single crystal 1 and the SiC raw material 2, but also the SiC single. It can be grasped that it is the difference in chemical potential between the crystal body 1 and the SiC raw material body 2.
  • the dopant gas of the SiC single crystal 1 is adjusted by supplying the dopant gas into the semi-closed space by the dopant gas supply means. Can be done. It can be understood that when the dopant gas is not supplied, the SiC single crystal 1 inherits the dopant concentration in the semi-closed space.
  • the raw material transportation in each of the stress reduction step S0, the etching step S1 and the growth step S2 is performed in a desired vapor pressure environment including a SiC-Si equilibrium vapor pressure environment and a SiC-C equilibrium vapor pressure environment.
  • the "SiC-Si vapor pressure environment" in the description of the present specification refers to the vapor pressure environment when SiC (solid) and Si (liquid phase) are in a phase equilibrium state via a gas phase. Point to.
  • the SiC-Si equilibrium vapor pressure environment is formed by heat-treating a semi-closed space having an atomic number ratio of Si / C of more than 1.
  • SiC-C equilibrium vapor pressure environment in the description in the present specification refers to the vapor pressure environment when SiC (solid phase) and C (solid phase) are in a phase equilibrium state via a gas phase. Point to.
  • the SiC-C equilibrium vapor pressure environment is formed by heat-treating a semi-closed space having an atomic number ratio of Si / C of 1 or less.
  • one embodiment of the present invention includes the stress reduction step S0, the strain layer removing step S11, the bunching decomposition step S12, the epitaxial growth step S21, and the bunching decomposition step S22 in this order. it can.
  • one embodiment of the present invention includes the strain layer removing step S11, the bunching decomposition step S12, the stress reduction step S0, the epitaxial growth step S21, and the bunching decomposition step S22 in this order. it can.
  • one embodiment of the present invention includes the strain layer removing step S11, the bunching decomposition step S12, the epitaxial growth step S21, the bunching decomposition step S22, and the stress reduction step S0 in this order. it can.
  • One embodiment of the present invention may include the strain layer removing step S11, the stress reducing step S0, and the bunching decomposition step S12 in this order. Further, one embodiment of the present invention may include the epitaxial growth step S21, the stress reduction step S0, and the bunching decomposition step S22 in this order.
  • the order of the steps in one embodiment of the present invention can be appropriately and in no particular order in order to produce and realize the SiC single crystal 1 having a desired quality.
  • the SiC single crystal manufacturing apparatus (hereinafter, simply referred to as “manufacturing apparatus”) includes a main body container 141, a melting point container 142, and a heating furnace 143.
  • the main body container 141 is made of a material containing SiC polycrystals, for example. Therefore, at least a part of the main body container 141 can be the SiC raw material 2 or the transport source (SiC raw material 2) in the raw material transportation.
  • the environment in the heated main body container 141 is, for example, a vapor pressure environment of a mixed system of a gas phase species containing a Si element and a gas phase species containing a C element.
  • the vapor phase species containing the Si element include Si, Si 2 , Si 3 , Si 2 C, SiC 2 , and SiC.
  • the gas phase species containing the C element Si 2 C, SiC 2 , SiC, C and the like can be exemplified.
  • the dopant and dopant concentration of the main body container 141 can be selected according to the dopant and dopant concentration of the growth layer 10 to be formed.
  • the structure is such that the vapor pressure of the vapor phase species containing Si element and the vapor phase species containing C element is generated in the internal space during the heat treatment of the main body container 141, the structure can be adopted.
  • a configuration in which the SiC polycrystal is exposed on a part of the inner surface a configuration in which the SiC polycrystal is separately installed in the main body container 141, and the like can be shown.
  • main body container 141 may be configured to include an installer 141a on which each of the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 can be installed.
  • the fixture 141a is preferably diluted.
  • the thinned installer 141a reduces the separation distance d1 between the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 so as to bring the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 close to each other, so that the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2 are brought close to each other.
  • Each of the raw materials 2 is installed. At this time, each of the plurality of SiC single crystals 1 and the SiC raw material 2 may be arranged alternately.
  • the main body container 141 may be configured not to include the installation tool 141a. At this time, each of the plurality of SiC single crystals 1 and the SiC raw material 2 may be arranged alternately.
  • the main body container 141 is a fitting container including an upper container 141c and a lower container 141b that can be fitted to each other.
  • a minute gap is formed in the fitting portion between the upper container 141c and the lower container 141b, and the inside of the main container 141 can be exhausted (evacuated) from this gap.
  • the main body container 141 has a Si steam supply source.
  • the Si steam supply source is used for the purpose of adjusting the atomic number ratio Si / C of the semi-closed space in the main container 141 so as to exceed 1.
  • Examples of the Si vapor supply source include solid Si (Si pellets such as Si pieces and Si powder) and Si compounds.
  • the entire main container 141 is composed of SiC polycrystals
  • the atomic number ratio Si / in the main container 141 It can be grasped that C exceeds 1.
  • the SiC single crystal 1 and the SiC raw material 2 satisfying the chemical quantity theory ratio 1: 1 and the Si steam supply source are contained in the main body container 141 of the SiC polycrystal satisfying the chemical quantity theory ratio 1: 1.
  • the atomic number ratio Si / C in the main body container 141 exceeds 1.
  • the SiC-Si equilibrium vapor pressure environment according to the embodiment of the present invention is formed by heating a semi-closed space having an atomic number ratio Si / C of more than 1. Further, the SiC-C equilibrium vapor pressure environment according to the embodiment of the present invention is formed by heating a semi-closed space having an atomic number ratio of Si / C of 1 or less.
  • the main body container 141 may be configured to appropriately accommodate a predetermined member so as to have a SiC-Si equilibrium vapor pressure environment or a SiC-C equilibrium vapor pressure environment.
  • the heating furnace 143 can be heated so as to reduce the temperature gradient so that the temperature becomes uniform from the upper container 141c to the lower container 141b of the main container 141. Further, the heating furnace 143 can be heated so as to form a temperature gradient so that the temperature decreases or increases from the upper container 141c of the main body container 141 toward the lower container 141b. With such a configuration, the temperature gradient in the thickness direction of the SiC single crystal body 1 is controlled.
  • the heating furnace 143 has the main heating chamber 143c capable of heating the SiC single crystal 1 and the like to a temperature of 1000 ° C. or higher and 2300 ° C. or lower, and the object to be treated at a temperature of 500 ° C. or higher.
  • a spare chamber 143a capable of preheating, a melting point container 142 capable of accommodating the main body container 141, and a moving means 143b (moving table) capable of moving the melting point container 142 from the spare chamber 143a to the main heating chamber 143c.
  • the main heating chamber 143c is formed in a regular hexagon in a plan sectional view, and a melting point container 142 is installed inside the regular hexagon.
  • a heating heater 143d (mesh heater) is provided in the heating chamber 143c.
  • a multilayer heat-reflecting metal plate is fixed to the side wall and ceiling of the main heating chamber 143c (not shown). The multilayer heat-reflecting metal plate is configured to reflect the heat of the heating heater 143d toward the substantially central portion of the main heating chamber 143c.
  • the heating heater 143d is installed in the main heating chamber 143c so as to surround the high melting point container 142 in which the object to be processed is housed. At this time, by installing the multilayer heat-reflecting metal plate on the outside of the heating heater 143d, it is possible to raise the temperature in the temperature range of 1000 ° C. or higher and 2300 ° C. or lower.
  • the heating heater 143d a resistance heating type heater or a high frequency induction heating type heater can be adopted as an example.
  • the heating heater 143d may adopt a configuration in which the temperature gradient in the melting point container 142 can be controlled. Further, the heating heater 143d may adopt a configuration capable of reducing the temperature gradient in the melting point container 142. Further, the heating heater 143d may adopt a configuration capable of forming a temperature gradient in the melting point container 142. As an example, the heating heater 143d may be configured so that many heaters are installed on the upper side (or lower side). Further, the heating heater 143d may be configured so that the width increases toward the upper side (or the lower side). Alternatively, the heating heater 143d may be configured so that the electric power supplied can be increased toward the upper side (or the lower side).
  • the main heating chamber 143c includes a vacuum forming valve 143f for exhausting the inside of the main heating chamber 143c, an inert gas injection valve 143e for introducing an inert gas into the main heating chamber 143c, and the main heating chamber 143c.
  • a vacuum gauge of 143 g for measuring the degree of vacuum is connected.
  • the vacuum forming valve 143f is connected to a vacuum drawing pump that exhausts the inside of the main heating chamber 143c to create a vacuum (not shown). With the vacuum forming valve 143f and the vacuum pulling pump, the degree of vacuum in the main heating chamber 143c can be adjusted to preferably 10 Pa or less, more preferably 1.0 Pa or less, still more preferably 10-3 Pa or less. As this evacuation pump, a turbo molecular pump can be exemplified.
  • the inert gas injection valve 143e is connected to the inert gas supply source (not shown). ). With the inert gas injection valve 143e and the inert gas supply source, the inert gas can be introduced into the heating chamber 143c in the range of 10-5 to 10 4 Pa. As this inert gas, Ar or the like can be selected.
  • the inert gas injection valve 143e is a dopant gas supply means capable of supplying the dopant gas into the main body container 141. That is, the dopant concentration of the growth layer 10 can be increased by selecting the dopant gas (for example, N 2 or the like) as the inert gas.
  • the dopant gas for example, N 2 or the like
  • the spare chamber 143a is connected to the main heating chamber 143c, and the melting point container 142 can be moved by the moving means 143b.
  • the spare chamber 143a of the present embodiment is configured so that the temperature can be raised by the residual heat of the heating heater 143d of the main heating chamber 143c.
  • the temperature of the spare chamber 143a is raised to about 1000 ° C., and the object to be treated (SiC single crystal 1, main body container 141, refractory container 142, etc.) Can be degassed.
  • the moving means 143b is configured to be movable between the main heating chamber 143c and the spare chamber 143a by placing the melting point container 142.
  • the transfer between the main heating chamber 143c and the spare chamber 143a by the moving means 143b is completed in about 1 minute at the shortest, it is possible to realize the temperature rise / fall at 1.0 to 1000 ° C./min. As a result, rapid temperature rise and rapid temperature decrease can be performed, so that it is possible to observe a surface shape that does not have a history of low temperature growth during temperature rise and temperature decrease.
  • the spare chamber 143a is installed below the main heating chamber 143c, but the spare chamber 143a is not limited to this and may be installed in any direction.
  • the moving means 143b is a moving table on which the high melting point container 142 is placed.
  • the contact portion between the moving table and the melting point container 142 serves as a heat propagation path.
  • a temperature gradient can be formed in the high melting point container 142 so that the contact portion side between the moving table and the high melting point container 142 is on the low temperature side.
  • the heating furnace 143 of the present embodiment since the bottom of the melting point container 142 is in contact with the moving table, a temperature gradient is provided so that the temperature decreases from the upper container 142b of the melting point container 142 toward the lower container 142a. ..
  • the direction of the temperature gradient can be set to any direction by changing the position of the contact portion between the moving table and the melting point container 142.
  • the temperature gradient can be set so that the temperature rises from the upper container 142b of the high melting point container 142 toward the lower container 142a. It is desirable that this temperature gradient is reduced or formed along the thickness direction of the SiC single crystal body 1 and the SiC raw material body 2. Further, as described above, the temperature gradient may be formed by the configuration of the heating heater 143d, or may be reduced by the configuration of the heating heater 143d.
  • the vapor pressure environment of the vapor phase species containing the Si element in the heating furnace 143 is formed by using the high melting point container 142 and the Si steam supply material.
  • any method capable of forming a vapor pressure environment of a vapor phase species containing a Si element around the main body container 141 can be adopted in the SiC substrate manufacturing apparatus of the present invention.
  • the high melting point container 142 is preferably composed of a high melting point material having a melting point equal to or higher than the melting point of the material constituting the main body container 141.
  • Refractory vessel 142 as an example, a general purpose heat-resistant member C, W is a refractory metal, Re, Os, Ta, Mo , Ta 9 C 8 is a carbide, HfC, TaC, NbC, ZrC , Ta 2 C , illustrated TiC, WC, MoC, a nitride HfN, TaN, BN, Ta 2 N, ZrN, TiN, the HfB 2, TaB 2, ZrB 2 , NB 2, TiB 2, SiC polycrystal like borides can do.
  • the melting point container 142 is a fitting container including an upper container 142b and a lower container 142a that can be fitted to each other, like the main body container 141, and can accommodate the main body container 141. It is configured.
  • a minute gap 43 is formed in the fitting portion between the upper container 142b and the lower container 142a, and the inside of the high melting point container 142 can be exhausted (evacuated) from the gap 43.
  • the high melting point container 142 has a Si steam supply material capable of supplying the vapor pressure of a vapor phase species containing a Si element in the high melting point container 142.
  • the Si vapor supply material may have a configuration in which Si vapor is generated in the refractory container 142 during heat treatment, and examples thereof include solid Si (Si pellets such as Si pieces and Si powder) and Si compounds. Can be done.
  • the Si steam supply material is, for example, a thin film that covers the inner wall of the melting point container 142.
  • the Si steam supply material is, for example, a metal atom and a silidic material of Si atoms constituting the refractory vessel 142.
  • the Si steam supply material inside the high melting point container 142, it is possible to maintain the vapor pressure environment of the vapor phase species containing the Si element in the main body container 141. It can be understood that this is because the vapor pressure of the vapor phase species containing the Si element inside the main body container 141 and the vapor pressure of the vapor phase species containing the Si element outside the main body container 141 are balanced.
  • Reference example 1 Under the following conditions, the SiC single crystal substrate E10 is housed in the main body container 141, and the main body container 141 is housed in the high melting point container 142.
  • SiC polycrystalline container Size Diameter (60mm), Height (4.0mm) Distance between SiC single crystal substrate E10 and SiC material: 2.0 mm Atomic number ratio in the container Si / C: 1 or less
  • TaC Container size diameter (160 mm), height (60 mm) Si vapor supply material (Si compound): TaSi 2
  • the SiC single crystal substrate E10 installed under the above conditions is heat-treated under the following conditions. Heating temperature: 1700 ° C Heating time: 300 min Temperature gradient: 1.0 ° C / mm Growth rate: 5.0 nm / min Vacuum degree of this heating chamber 143c: 10-5 Pa
  • FIG. 12 is an explanatory diagram of a method for obtaining a conversion rate obtained by converting BPD into other defects / dislocations (TED, etc.) in the growth layer E11.
  • FIG. 12A shows how the growth layer E11 was grown by the heating step.
  • the BPD existing in the SiC single crystal substrate E10 is converted into TED with a certain probability. Therefore, TED and BPD are mixed on the surface of the growth layer E11 unless 100% conversion is performed.
  • FIG. 12B shows a state in which defects in the growth layer E11 were confirmed using the KOH dissolution etching method.
  • a SiC single crystal substrate E10 is immersed in a molten salt (KOH, etc.) heated to about 500 ° C. to form etch pits in dislocations and defective portions, and dislocations occur depending on the size and shape of the etch pits.
  • KOH molten salt
  • FIG. 12 (c) shows how the growth layer E11 is removed after KOH dissolution etching.
  • the surface of the SiC single crystal substrate E10 is exposed by removing the growth layer E11 by thermal etching after flattening to the depth of the etch pit by mechanical polishing, CMP, or the like.
  • FIG. 12 (d) shows a state in which defects in the SiC single crystal substrate E10 were confirmed by using the KOH dissolution etching method on the SiC single crystal substrate E10 from which the growth layer E11 was removed. By this method, the number of BPDs existing on the surface of the SiC single crystal substrate E10 is evaluated.
  • the number of BPDs present on the surface of the growth layer E11 (see FIG. 12B) and the number of BPDs present on the surface of the SiC single crystal substrate E10 (FIG. 12D).
  • the BPD conversion rate converted from BPD to other defects / dislocations by heat treatment can be obtained.
  • the density of BPD present on the surface of the growth layer E11 of Reference Example 1 was about 0 / cm 2
  • the density of BPD present on the surface of the SiC single crystal substrate E10 was 1000 / cm 2 . That is, it can be understood that the BPD is reduced or removed by heating the SiC single crystal substrate E10 having no MSB on the surface in a semi-closed space having an atomic number ratio of Si / C of 1 or less.
  • SiC polycrystalline container Size Diameter (60mm), Height (4.0mm) Distance between SiC single crystal substrate E10 and SiC material: 2.0 mm
  • Si steam source Si piece Exceeds the atomic number ratio Si / C: 1 in the container
  • the atomic number ratio Si / C in the container exceeds 1.
  • TaC Container size diameter 160 mm x height 60 mm Si vapor supply material (Si compound): TaSi 2
  • the SiC single crystal substrate E10 installed under the above conditions is heat-treated under the following conditions. Heating temperature: 1800 ° C Heating time: 60 min Temperature gradient: 1.0 ° C / mm Growth rate: 68 nm / min Main heating chamber 143c Vacuum degree: 10-5 Pa
  • FIG. 13 is an SEM image of the surface of the SiC single crystal substrate E10 before the growth of the growth layer E11.
  • FIG. 13A is an SEM image observed at a magnification of ⁇ 1000
  • FIG. 13B is an SEM image observed at a magnification of ⁇ 100,000. It can be seen that the MSB is formed on the surface of the SiC single crystal substrate E10 before the growth of the growth layer E11, and the steps having a height of 3.0 nm or more are arranged with a terrace width of 42 nm on average. it can. The step height was measured by AFM.
  • FIG. 14 is an SEM image of the surface of the SiC single crystal substrate E10 after the growth layer E11 has grown.
  • FIG. 14A is an SEM image observed at a magnification of ⁇ 1000
  • FIG. 14B is an SEM image observed at a magnification of ⁇ 100,000. It can be seen that the MSB is not formed on the surface of the growth layer E11 of Reference Example 2, and the steps of 1.0 nm (full unit cell) are regularly arranged with a terrace width of 14 nm. The step height was measured by AFM.
  • the growth layer E11 in which the MSB is decomposed is formed by heating the SiC single crystal substrate E10 having the MSB on the surface in a semi-closed space having an atomic number ratio Si / C of more than 1. Can be done.
  • FIG. 15 is a graph showing the relationship between the heating temperature and the growth rate grown by the method for producing a SiC single crystal substrate according to the present invention.
  • the horizontal axis of this graph is the reciprocal of temperature, and the vertical axis of this graph is the logarithmic representation of the growth rate.
  • the results of growing the growth layer E11 on the SiC single crystal substrate E10 by installing the SiC single crystal substrate E10 in a space where the atomic number ratio Si / C exceeds 1 (inside the main body container 141) are indicated by ⁇ .
  • the result of growing the growth layer E11 on the SiC single crystal substrate E10 by installing the SiC single crystal substrate E10 in a space where the atomic number ratio Si / C is 1 or less (inside the main body container 141) is indicated by a cross. ing.
  • the graph of FIG. 15 shows the result of the thermodynamic calculation of the SiC substrate growth in the SiC-Si equilibrium vapor pressure environment by a broken line (Arenius plot), and shows the thermodynamic calculation of the SiC substrate growth in the SiC-Si equilibrium vapor pressure environment. The results are shown by the alternate long and short dash line (Arenius plot).
  • the chemical potential difference and the temperature gradient are used as the growth driving force.
  • the SiC single crystal substrate E10 is grown. This chemical potential difference can exemplify the difference in voltage division of gas phase species generated on the surface of a SiC polycrystal and a SiC single crystal.
  • the SiC growth rate can be obtained by the following equation 1.
  • T is the temperature of the SiC raw material side
  • k is Boltzmann's constant.
  • P transported original i -P transport destination i is the raw material gas becomes a supersaturated state, a growth amount deposited as SiC, as a raw material gas SiC, Si 2 C, SiC 2 is assumed.
  • the broken line indicates when a SiC single crystal is grown from a SiC polycrystal as a raw material in a vapor pressure environment when SiC (solid) and Si (liquid phase) are in a phase equilibrium state via a gas phase. It is the result of the thermodynamic calculation of. Specifically, the result was obtained by thermodynamic calculation under the following conditions (i) to (iv) using Equation 1.
  • the growth driving force is the temperature gradient in the main body container 141 and the difference in vapor pressure (chemical potential difference) between the SiC polycrystal and the SiC single crystal.
  • the raw material gas is SiC, SiC 2 C, SiC 2.
  • the adsorption coefficient at which the raw material is adsorbed on the step of the SiC single crystal substrate E10 is 0.001.
  • the two-point chain wire grows a SiC single crystal from a SiC polycrystal as a raw material in a vapor pressure environment when SiC (solid phase) and C (solid phase) are in a phase equilibrium state via a gas phase. It is the result of thermodynamic calculation when it is made to. Specifically, the result was obtained by thermodynamic calculation under the following conditions (i) to (iv) using Equation 1.
  • the growth driving force is the temperature gradient in the main body container 141 and the vapor pressure difference (chemical potential difference) between the SiC polycrystal and the SiC single crystal (i).
  • the raw material gas is SiC, SiC 2 C, SiC 2.
  • the adsorption coefficient at which the raw material is adsorbed on the step of the SiC single crystal substrate E10 is 0.001.
  • the values in the JANAF thermochemical table were adopted.
  • a growth rate of 1.0 ⁇ m / min or more is achieved at a heating temperature of 1960 ° C. Further, it can be understood that a growth rate of 2.0 ⁇ m / min or more is achieved at a heating temperature of 2000 ° C. or higher.
  • a growth rate of 1.0 ⁇ m / min or more is achieved at a heating temperature of 2000 ° C. Further, it can be understood that a growth rate of 2.0 ⁇ m / min or more is achieved at a heating temperature of 2030 ° C. or higher.
  • the warpage amount 0d of the SiC single crystal wafer produced according to one embodiment of the present invention is preferably ⁇ 30 ⁇ m, more preferably ⁇ 20 ⁇ m, still more preferably ⁇ 10 ⁇ m, still more preferably ⁇ 1.0 ⁇ m. Is.
  • the diameter of the SiC single crystal wafer produced according to one embodiment of the present invention is preferably 6 inches or more, more preferably 8 inches or more, and further preferably 12 inches or more.
  • the BPD density of the growth layer 10 on the surface of the SiC single crystal wafer produced according to one embodiment of the present invention is preferably ⁇ 1000 / cm 2 , more preferably ⁇ 500 / cm 2 , and even more preferably. ⁇ 100 / cm 2 .
  • the growth layer 10 of the SiC single crystal wafer manufactured according to one embodiment of the present invention refers to a growth layer having a doping concentration of > 1.0 ⁇ 10 17 / cm 3.
  • the BPD density of the base substrate 11 immediately below the growth layer 10 on the surface of the SiC single crystal wafer manufactured by one embodiment of the present invention is, for example, 5000 / cm 2 or more.

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Abstract

本発明は、ＳｉＣ昇華を抑制しつつ内部応力が低減されたような新規なＳｉＣ単結晶体を提供することを解決すべき課題とする。　上記課題を解決するために、本発明は、ＳｉＣ単結晶体を、Ｓｉ元素及びＣ元素を含む雰囲気下で、１８００℃以上で加熱し前記ＳｉＣ単結晶体の内部応力を低減する応力低減工程を有するＳｉＣ単結晶の製造方法である。また、本発明は、ＳｉＣ材料で構成されＳｉＣ単結晶体を収容可能な本体容器と、前記本体容器を１８００℃以上で加熱可能な加熱炉と、を備えるＳｉＣ単結晶の製造装置である。

Description

ＳｉＣ単結晶の製造方法、ＳｉＣ単結晶の製造装置及びＳｉＣ単結晶ウェハ
　本発明は、ＳｉＣ単結晶の製造方法、ＳｉＣ単結晶の製造装置及びＳｉＣ単結晶ウェハに関する。
　炭化ケイ素（ＳｉＣ：シリコンカーバイド）は、ケイ素（Ｓｉ：シリコン）と比べ絶縁破壊強度、熱伝導率及び放射線耐性等の材料物性が優れているため、電子デバイスを構成する材料として研究開発が進められている。
　従来、ＳｉＣ単結晶基板の「反り」が問題視されている。「反り」は、例として、露光プロセスにおいて露光距離が光学系の焦点距離から外れる要因であり、好適なウェハチャックを妨げる要因でもある。
　このような問題に対し、ＳｉＣ単結晶基板に焼鈍熱処理を施すことで、加工歪起因の「反り」を低減する技術が提案されている。
　例えば、特許文献１には、両面ラップ研磨後に、炭化珪素非腐食性ガス雰囲気下において、１３００℃以上２０００℃以下の温度で焼鈍熱処理を施す技術が記載されている。これにより、加工歪起因の「反り」を低減することが記載されている。
特開２００８－１０３６５０号公報
松波弘之、木本恒暢、中村孝、大谷昇編著、「半導体ＳｉＣ技術と応用」、第２版、日刊工業新聞社、２０１１年９月３０日、３６－３７ページ
　ところで、ＳｉＣ単結晶基板の「反り」の原因としては、特許文献１に記載の加工歪起因の反り（いわゆる、トワイマン効果）の他に、インゴット成長時に導入される内部応力起因の反りがある。内部応力起因の反りは、ＳｉＣ単結晶基板の直径が増大しＳｉＣ単結晶基板が大口径化した際に顕在化する。
　このような内部応力を低減するためには、インゴット成長時に近い温度領域で加熱する必要があるが、当該温度領域における加熱は、ＳｉＣの昇華に伴うＳｉＣ単結晶基板の過剰なエッチングや減肉を引き起こしてしまう。
　特許文献１に記載の発明では、例えば、ＳｉＣ単結晶基板が２０００℃を超える温度域で焼鈍熱処理が行われた場合、消化による熱分解反応が起こるため表面炭化が顕著となってしまう。これにより、大口径化により問題視されるようなＳｉＣ単結晶基板の内部応力を、好適に低減することは困難であった。
　非特許文献１には、結晶の温度分布をコントロールすることにより内部応力を抑え、４インチにおけるインゴット割れの問題を解決したとの記載があるが、更に口径の大きい６インチ、８インチでは内部応力の問題が更に大きくなることが想定される。
　上述した問題に鑑み、本発明は、ＳｉＣ昇華を抑制しつつ内部応力が低減されたような新規なＳｉＣ単結晶体を提供することを解決すべき課題とする。
　上記課題を解決するために、本発明は、ＳｉＣ単結晶体を、Ｓｉ元素及びＣ元素を含む雰囲気下で、１８００℃以上で加熱し前記ＳｉＣ単結晶体の内部応力を低減する応力低減工程を有するＳｉＣ単結晶の製造方法である。このような構成とすることで、本発明は、ＳｉＣ昇華を抑制しつつ内部応力が低減されたような新規なＳｉＣ単結晶体を提供することができる。
　本発明の好ましい形態では、前記応力低減工程は、前記ＳｉＣ単結晶体の厚さ及び直径が変化しないよう、前記ＳｉＣ単結晶体を加熱する。このような構成とすることで、本発明は、ＳｉＣ昇華を抑制しつつ内部応力が低減されたような新規なＳｉＣ単結晶体を提供することができる。
　本発明の好ましい形態では、前記応力低減工程は、前記ＳｉＣ単結晶体を、準閉鎖空間内で加熱する。このような構成とすることで、本発明は、ＳｉＣ単結晶体を所望の蒸気圧環境下で加熱することができる。
　本発明の好ましい形態では、前記応力低減工程は、前記ＳｉＣ単結晶体を、不活性ガスを含む雰囲気下で加熱する。このような構成とすることで、本発明は、ＳｉＣ昇華を抑制しつつＳｉＣ単結晶体を加熱することができる。
　本発明の好ましい形態では、前記応力低減工程は、前記ＳｉＣ単結晶体を加熱し、前記ＳｉＣ単結晶体の温度を均一化する。このような構成とすることで、本発明は、ＳｉＣ単結晶体の温度分布に起因する内部応力の発生を抑制することができる。
　本発明の好ましい形態では、前記ＳｉＣ単結晶体及びＳｉＣ原料体を、Ｓｉ元素及びＣ元素を含む雰囲気下で、１４００℃以上で加熱する熱処理工程をさらに有し、前記熱処理工程は、エッチング工程及び／又は成長工程を含む。このような構成とすることで、本発明は、ＳｉＣ単結晶体において、応力低減工程と比べ低い温度でエッチング及び結晶成長を行うことができ得る。
　本発明の好ましい形態では、前記熱処理工程は、前記ＳｉＣ単結晶体及びＳｉＣ原料体を前記ＳｉＣ単結晶体が高温側、前記ＳｉＣ原料体が低温側となるよう加熱し前記ＳｉＣ単結晶体をエッチングする。このような構成とすることで、本発明は、ＳｉＣ単結晶体及びＳｉＣ原料体の温度差を制御し、内部応力が低減されるＳｉＣ単結晶体をエッチングすることができる。
　本発明の好ましい形態では、前記熱処理工程は、前記ＳｉＣ単結晶体及びＳｉＣ原料体を前記ＳｉＣ単結晶体が低温側、前記ＳｉＣ原料体が高温側となるよう加熱し前記ＳｉＣ単結晶体を結晶成長させる。このような構成とすることで、本発明は、ＳｉＣ単結晶体及びＳｉＣ原料体の温度差を制御し、内部応力が低減されるＳｉＣ単結晶体を結晶成長させることができる。
　本発明の好ましい形態では、前記熱処理工程は、前記ＳｉＣ単結晶体及びＳｉＣ原料体を原子数比Ｓｉ／Ｃが１以下である準閉鎖空間内で加熱する工程を含む。このような構成とすることで、本発明は、ＳｉＣ‐Ｃ平衡蒸気圧環境下で、内部応力が低減されるＳｉＣ単結晶体におけるエッチング及び結晶成長を行うことができる。
　本発明の好ましい形態では、前記熱処理工程は、前記ＳｉＣ単結晶体及びＳｉＣ原料体を原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える準閉鎖空間内で加熱する工程を含む。このような構成とすることで、本発明は、ＳｉＣ‐Ｓｉ平衡蒸気圧環境下で、内部応力が低減されるＳｉＣ単結晶体におけるエッチング及び結晶成長を行うことができる。
　本発明の好ましい形態では、前記熱処理工程は、前記ＳｉＣ単結晶体上の歪層をエッチングする歪層除去工程を含む。このような構成とすることで、本発明は、ＳｉＣ単結晶体における内部応力の低減と、機械的加工等に起因する歪層の除去と、を両立することができる。
　本発明の好ましい形態では、前記熱処理工程は、前記ＳｉＣ単結晶体上のマクロステップバンチングを分解し前記ＳｉＣ単結晶体の表面を平坦化するバンチング分解工程を含む。このような構成とすることで、本発明は、ＳｉＣ単結晶におけるフルユニットの高さを呈するステップで終端されるような、平坦化された表面をＳｉＣ単結晶体上で実現することができる。
　本発明の好ましい形態では、前記熱処理工程は、ＢＰＤ密度が＜１００／ｃｍ２である成長層を形成するエピタキシャル成長工程を含む。このような構成とすることで、本発明は、ＳｉＣ単結晶体における内部応力の低減と、好適なＢＰＤ変換と、を両立することができる。
　本発明の好ましい形態では、ＳｉＣ単結晶体の製造方法であって、前記応力低減工程及び熱処理工程をこの順で含む。このような構成とすることで、本発明は、応力低減工程により内部応力が低減されたＳｉＣ単結晶体上に高品質な成長層を結晶成長させることができる。
　上記課題を解決するために、本発明は、ＳｉＣ材料で構成されＳｉＣ単結晶体を収容可能な本体容器と、前記本体容器を１８００℃以上で加熱可能な加熱炉と、を備えるＳｉＣ単結晶の製造装置である。このような構成とすることで、本発明は、ＳｉＣ昇華を抑制しつつ内部応力が低減されたような新規なＳｉＣ単結晶体を提供することができる。
　本発明の好ましい形態では、前記加熱炉は、前記ＳｉＣ単結晶体の温度を均一化しながら加熱可能である。このような構成とすることで、本発明は、ＳｉＣ単結晶体の温度分布に起因する内部応力の発生を抑制することができる。
　本発明の好ましい形態では、前記加熱炉は、前記本体容器を収容可能な高融点容器を有する。このような構成とすることで、本発明は、ＳｉＣ単結晶体を所望の蒸気圧環境下で加熱することができる。
　上記課題を解決するために、本発明は、反り量が＜３０μｍであり直径が６インチ以上であるＳｉＣ単結晶ウェハである。このような構成とすることで、本発明は、ＳｉＣ昇華を抑制しつつ内部応力が低減されたような新規なＳｉＣ単結晶体を提供することができ、高品質なＳｉＣデバイスの製造に寄与することができる。
　本発明の好ましい形態では、ＳｉＣ単結晶ウェハは、ＢＰＤ密度が＜１００／ｃｍ２である成長層を有する。このような構成とすることで、本発明は、内部応力が低減されつつ欠陥生成の抑制が期待できるようなＳｉＣ単結晶体を提供することができ、高品質なＳｉＣデバイスの製造に寄与することができる。
　本発明の好ましい形態では、ＳｉＣ単結晶ウェハは、ＢＰＤ密度が５０００／ｃｍ２以上である下地基板を有する。
　本発明によれば、ＳｉＣ昇華を抑制しつつ内部応力が低減されたような新規なＳｉＣ単結晶体を提供することができる。
　他の課題、特徴及び利点は、図面及び特許請求の範囲と共に取り上げられる際に、以下に記載される発明を実施するための形態を読むことにより明らかになるであろう。
本発明の一実施形態に係る応力低減工程の概略図を示す。 本発明の一実施形態に係る応力低減工程の概略図を示す。 本発明の一実施形態に係るエッチング工程の概略図を示す。 本発明の一実施形態に係るエッチング工程の概略図を示す。 本発明の一実施形態に係る成長工程の概略図を示す。 本発明の一実施形態に係る成長工程の概略図を示す。 本発明の一実施形態に係る原料輸送機構の概略図を示す。 本発明の一実施形態に係る応力低減工程、エッチング工程及び成長工程の組み合わせの一例を示す。 本発明の一実施形態に係る応力低減工程、エッチング工程及び成長工程の組み合わせの一例を示す。 本発明の一実施形態に係る応力低減工程、エッチング工程及び成長工程の組み合わせの一例を示す。 本発明の一実施形態に係る製造装置の一例を示す。 参考例に係るＢＰＤ変換率を求める手法の説明図を示す。 参考例に係るＳｉＣウェハの説明図を示す。 参考例に係るＳｉＣウェハの説明図である。 参考例に係るアレニウスプロットである。
　以下、本発明の好ましい実施形態について、図面を交えて説明する。
　本発明の技術的範囲は、添付図面に示した実施形態に限定されるものではなく、特許請求の範囲に記載された範囲内において、適宜変更が可能である。
　本発明の一実施形態は、応力低減工程Ｓ０を、少なくとも有する。
　図１に示すように、応力低減工程Ｓ０は、ＳｉＣ単結晶体１における辷りを引き起こすことで、ＳｉＣ単結晶体１の反り量０ｄを低減する、と把握することができる。また、ＳｉＣ単結晶体１のＴＴＶ（Ｔｏｔａｌ　Ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ　Ｖａｒｉａｔｉｏｎ）を低減する、と把握することができる。
　また、応力低減工程Ｓ０は、ＳｉＣ単結晶体１の格子間距離を均一化し、ＳｉＣ単結晶体１の内部応力を低減し、ＳｉＣ単結晶体１の熱応力を低減し、又は、ＳｉＣ単結晶体１の残留応力を低減する、と把握することができる。
　また、応力低減工程Ｓ０は、ＳｉＣ単結晶体１の表面におけるエッチング又は結晶成長を抑制するよう、ＳｉＣ単結晶体１の厚さ及び直径が変化しないよう、ＳｉＣ単結晶体１の体積が変化しないよう、ＳｉＣ単結晶体１の寸法や大きさが変化しないよう、少なくともＳｉＣ単結晶体１を加熱する。
　図２に示すように、応力低減工程Ｓ０は、少なくともＳｉＣ単結晶体１を、ＳｉｘＣｙ系ガス雰囲気下等のＳｉ元素及びＣ元素を含む雰囲気下で加熱する。
　このとき、ＳｉＣ単結晶体１では熱分解や結晶成長等が逐次、発生し、ＳｉＣ単結晶体１の表面１ａ及び１ｂのそれぞれと、Ｓｉ元素及びＣ元素を含む雰囲気と、の間でＳｉ元素及びＣ元素が循環する、と把握することができる。
　また、応力低減工程Ｓ０は、少なくともＳｉＣ単結晶体１を、準閉鎖空間内で加熱する。本明細書中の説明における「準閉鎖空間」は、真空引きは可能であるが、発生した蒸気の少なくとも一部を閉じ込め可能な空間を指す。
　また、応力低減工程Ｓ０は、ＳｉＣ単結晶体１を、不活性ガスを含む雰囲気下で加熱する。本明細書中の説明における「不活性ガス」は、ＳｉＣプロセスにおける既知の不活性ガスであり、例として、Ａｒガスである。
　また、応力低減工程Ｓ０は、ＳｉＣ単結晶体１をＳｉＣ材料が昇華するような温度領域で加熱する。当該温度領域は、例として、１８００℃以上である。
　また、応力低減工程Ｓ０は、ＳｉＣ単結晶体１を加熱し、ＳｉＣ単結晶体１における温度を均一化する。本明細書中の説明における「ＳｉＣ単結晶体１における温度を均一化する」とは、ＳｉＣ単結晶体１における最高温度と最低温度との温度差が許容温度差以内となるよう加熱することを指し、ＳｉＣ単結晶体１における温度勾配を低減することを指す。
　当該許容温度差は、好ましくは５０℃以下であり、また好ましくは２０℃以下であり、また好ましくは１０℃以下であり、また好ましくは５℃以下であり、また好ましくは２℃以下であり、また好ましくは１℃以下である。
　なお、非特許文献１では、結晶成長を誘起するためには適度な温度勾配が必要であるが、温度勾配が結晶内部に存在することは結晶自身に熱応力を残留させることにつながる、と記載されている。
　なお、非特許文献１では、温度分布の状況次第では残留熱応力が部分的に過度に大きくなり特に大口径単結晶を成長させる場合には大きな残留熱応力が起因となって結晶割れの問題が頻発するようになる、と記載されている。
　なお、非特許文献１では、成長時の結晶面内方向の温度勾配を最適化して内部応力を低減化することが結晶割れに大きな影響を与える応力成分を軽減する上で必要である、と記載されている。
　なお、非特許文献１では、結晶割れを誘起するような局所的な応力を軽減することにより口径４インチの結晶においても結晶割れが皆無な単結晶成長が実現可能となっている、と記載されている。
　このように、ＳｉＣ単結晶体１における温度分布に起因する内部応力の影響は、ウェハやインゴットの大口径化にともない問題視される。
　ＳｉＣ単結晶体１における当該内部応力の影響は、例としてＳｉＣ単結晶体１の直径（口径）が４インチである場合に問題視され、また例としてＳｉＣ単結晶体１の直径（口径）が６インチ、８インチ、１２インチである場合にさらに問題視される、と把握することができる。
　また、応力低減工程Ｓ０は、ＳｉＣ単結晶体１をＳｉＣ材料の昇華や後述の原料輸送が抑制されるような真空度で加熱する。
　当該真空度は、好ましくは１．０Ｐａ以下であり、より好ましくは１０－１Ｐａ以下であり、より好ましくは１０－２Ｐａ以下であり、より好ましくは１０－３Ｐａ以下であり、さらに好ましくは１０－４Ｐａ以下であり、さらに好ましくは１０－５Ｐａ以下である。また、当該真空度は、好ましくは１０－１Ｐａ以上であり、より好ましくは１０－２Ｐａ以上であり、より好ましくは１０－３Ｐａ以上であり、さらに好ましくは１０－４Ｐａ以上であり、さらに好ましくは１０－５Ｐａ以上であり、さらに好ましくは１０－６Ｐａ以上である。
　また、応力低減工程Ｓ０は、上述のＳｉ元素及びＣ元素を含む雰囲気を形成するために、ＳｉＣ単結晶体１とともにＳｉＣ原料体２を加熱してよい。
　また、応力低減工程Ｓ０は、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２を近接させ加熱する。本明細書中の説明における「近接」は、例として、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２の離間距離ｄ１（図示せず。）を低減することを指す。
　離間距離ｄ１は、好ましくは２．０ｍｍ以下であり、より好ましくは１．０ｍｍ以下であり、さらに好ましくは０．５ｍｍ以下であり、さらに好ましくは０．１ｍｍ以下であり、さらに好ましくは１０μｍ以下である。また、離間距離ｄ１は、好ましくは１．０μｍ以上であり、より好ましくは１０μｍ以上であり、さらに好ましくは０．１ｍｍ以上であり、さらに好ましくは０．５ｍｍ以上であり、さらに好ましくは１．０ｍｍ以上である。
　また、応力低減工程Ｓ０は、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２を加熱し、ＳｉＣ単結晶体１体及びＳｉＣ原料体２のそれぞれの表面間の化学ポテンシャル差又は蒸気圧差を低減する。このとき、当該化学ポテンシャル差及び蒸気圧差のそれぞれは、後述する原料輸送が発生しないような場合と対応する。
　また、応力低減工程Ｓ０は、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２を加熱し、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２間の温度勾配を低減する。本明細書中の説明における「ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２間の温度勾配を低減する」とは、例として、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２間の温度差が１０℃以内となるよう加熱することを指す。
　また、応力低減工程Ｓ０は、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２の何れかが、原料輸送の輸送元又は輸送先となるよう、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２間が平衡関係となるよう、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２を加熱する、と把握することができる。
　なお、応力低減工程Ｓ０は、トレンチ構造等の三次元構造を呈するＳｉＣ単結晶体１の表面形状を保持するよう、ＳｉＣ単結晶体１の内部応力を低減し、三次元構造形成時に導入される歪みを緩和することができる、と把握することができる。具体的には、応力低減工程Ｓ０は、トレンチ構造の側壁及び／又は底面における過剰なエッチング（減肉）を抑制するよう、ＳｉＣ単結晶体１の内部応力及び歪みを低減することができる。
　なお、ＳｉＣ単結晶体１は、昇華法等の結晶成長法により作製されたＳｉＣインゴットであってよいし、当該ＳｉＣインゴットから円盤状にスライスされたＳｉＣウェハであってもよい。なお、ＳｉＣ単結晶体１のポリタイプは、３Ｃ、４Ｈ、６Ｈ等の既知のポリタイプを指す。
　なお、ＳｉＣ単結晶体１の断面サイズは、数センチ角であり、２インチであり、３インチであり、４インチであり、６インチであり、８インチであり、又は、１２インチである。なお、当該断面サイズに、制限はない。
　なお、ＳｉＣ単結晶体１の表面は、（０００１）面や（０００－１）面から数度（例として、０．４～８．０°）のオフ角を設ける構成としてよい。なお、本明細書の説明における「－」は、ミラー指数の表記におけるバーを指す。
　なお、ＳｉＣ原料体２は、昇華法等により作製されたＳｉＣインゴットであってよいし、当該ＳｉＣインゴットから円盤状にスライスされたＳｉＣウェハであってもよいし、ＳｉＣ多結晶であってもよい。
　なお、ＳｉＣ原料体２は、ＳｉＣ単結晶であってよいし、ＳｉＣ多結晶であってよいし、準閉鎖空間を形成するＳｉＣ材料であってよいし、準閉鎖空間内で露出したＳｉＣ材料であってよい。
　本発明の一実施形態は、熱処理工程ＳＸを、さらに有する。
　熱処理工程ＳＸは、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２を、ＳｉｘＣｙ系ガス雰囲気下等のＳｉ元素及びＣ元素を含む雰囲気下で加熱する。
　また、熱処理工程ＳＸは、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２を、応力低減工程Ｓ０と比べ低い温度領域で加熱する。当該温度領域は、好ましくは１４００℃以上である。本明細書中の説明における「低い温度領域」は、その温度領域における最低温度が低い温度領域のことを指す。
　また、熱処理工程ＳＸは、エッチング工程Ｓ１及び／又は成長工程Ｓ２を含む、エッチング工程Ｓ１として作用効果を奏する、又は、成長工程Ｓ２として作用効果を奏する、と把握することができる。
　エッチング工程Ｓ１は、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２をＳｉＣ単結晶体１が高温側、ＳｉＣ原料体２が低温側となるよう加熱しＳｉＣ単結晶体１をエッチングする。
　また、エッチング工程Ｓ１は、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２を原子数比Ｓｉ／Ｃが１以下である準閉鎖空間に設置し加熱しＳｉＣ単結晶体１をエッチングする歪層除去工程Ｓ１１を含む、又は、当該歪層除去工程Ｓ１１の作用効果を奏する、と把握することができる。
　また、エッチング工程Ｓ１は、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２を原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える準閉鎖空間に設置し加熱しＳｉＣ単結晶体１をエッチングするバンチング分解工程Ｓ１２を含む、又は、当該バンチング分解工程Ｓ１２の作用効果を奏する、と把握することができる。
　図３に示すように、エッチング工程Ｓ１は、ＳｉＣ単結晶体１の表面１ａ及びＳｉＣ原料体２の表面２ａが、それぞれ、エッチング及び結晶成長されるよう、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２を加熱する。
　また、図３に示すように、エッチング工程Ｓ１は、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２が、それぞれ、原料輸送の輸送元及び輸送先となるよう、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２を加熱する、と把握することができる。
　図４に示すように、歪層除去工程Ｓ１１は、ＳｉＣ単結晶体１表面の歪層３００をエッチングする。歪層３００は、結晶転位３０１及び／又は損傷領域３０２を含み得る。
　また、図４に示すように、歪層除去工程Ｓ１１は、ステップ１０２ａと長大化したテラス長Ｗ２を呈するテラス１０２ｂとを有する表面が露出するよう、又は、バンチング（束化）された表面が露出するよう、ＳｉＣ単結晶体１をエッチングする。
　また、図４に示すように、バンチング分解工程Ｓ１２は、ステップ１０３ａと低減されたテラス長Ｗ３を呈するテラス１０３ｂとを有する表面が露出するよう、又は、平坦化されたバンチングフリーな表面を形成するよう、ステップ１０２ａ及びテラス１０２ｂを有するＳｉＣ単結晶体１の表面１ａをエッチングし表面１ａのＭＳＢを分解する。このとき、表面１ａは、ＳｉＣ単結晶におけるフルユニットの高さを呈するステップで終端される。
　図５に示すように、成長工程Ｓ２は、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２を、ＳｉＣ単結晶体１が低温側、前記ＳｉＣ原料体２が高温側となるよう加熱し、ＳｉＣ単結晶体１を結晶成長させ、ＳｉＣ単結晶体１表面に成長層１０を形成する。
　また、図５に示すように、成長工程Ｓ２は、ＳｉＣ単結晶体１の表面１ａ及びＳｉＣ原料体２の表面２ａが、それぞれ、結晶成長及びエッチングされるよう、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２を加熱する。
　また、図５に示すように、成長工程Ｓ２は、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２が、それぞれ、原料輸送の輸送先及び輸送元となるよう、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２を加熱する。
　また、成長工程Ｓ２は、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２を原子数比Ｓｉ／Ｃが１以下である準閉鎖空間に設置し加熱しＳｉＣ単結晶体１を結晶成長させるエピタキシャル成長工程Ｓ２１を含む、又は、当該エピタキシャル成長工程Ｓ２１の作用効果を奏する、と把握することができる。
　また、成長工程Ｓ２は、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２を原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える準閉鎖空間に設置し加熱しＳｉＣ単結晶体１を結晶成長させるバンチング分解工程Ｓ２２を含む、又は、当該バンチング分解工程Ｓ２２の作用効果を奏する、と把握することができる。
　図６に示すように、エピタキシャル成長工程Ｓ２１は、ステップ１０１ａと低減されたテラス長Ｗ１を呈するテラス１０１ｂとを有するＳｉＣ単結晶体１表面に、ステップ１０２ａと長大化したテラス長Ｗ２を呈するテラス１０２ｂとを有する成長層１０を形成するよう、又は、バンチング（束化）された表面を有する成長層１０を下地基板１１上に形成するよう、結晶成長を行う。
　また、図６に示すように、エピタキシャル成長工程Ｓ２１は、＜１００／ｃｍ２の基底面転位密度（ＢＰＤ密度）を有する成長層を形成するよう、又は、ＳｉＣ単結晶体１におけるＢＰＤが貫通刃状転位（ＴＥＤ：Ｔｈｒｅａｄｉｎｇ　Ｅｄｇｅ　Ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ）を含む他の欠陥・転位に変換されるよう、結晶成長を行い、成長層１０の少なくとも一部を形成する。
　また、図６に示すように、バンチング分解工程Ｓ２２は、ステップ１０２ａ及びテラス１０２ｂを有する成長層１０表面上に、ステップ１０３ａと低減されたテラス長Ｗ３を呈するテラス１０３ｂとを有する成長層１０を形成するよう、又は、平坦化されたバンチングフリーな表面を有する成長層１０を形成するよう、表面１ａのＭＳＢを分解するよう、ＳｉＣ単結晶体１を結晶成長させる。このとき、表面１ａは、ＳｉＣ単結晶におけるフルユニットの高さを呈するステップで終端される。
　なお、本明細書中の説明における「平坦化されたバンチングフリーな表面」は、マクロステップバンチング（ＭＳＢ）が分解されたＳｉＣ表面を指す。
　なお、本明細書中の説明における「ＭＳＢ」は、ＳｉＣ表面上のステップの内、バンチングすることで各ポリタイプのフルユニットを超えた高さを形成するようなステップを指す。
　すなわち、ＭＳＢとは、４Ｈ-ＳｉＣの場合には４分子層を超えて（５分子層以上）バンチングしたステップであり、６Ｈ-ＳｉＣの場合には６分子層を超えて（７分子層以上）バンチングしたステップである。
　エッチング工程Ｓ１は、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２が、それぞれ、原料輸送の輸送元及び輸送先となるよう、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２を加熱する。
　応力低減工程Ｓ０は、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２が、それぞれ、原料輸送の輸送元又は輸送先となるよう、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２を加熱する。
　図７に例示するように、本発明の一実施形態における応力低減工程Ｓ０、エッチング工程Ｓ１及び成長工程Ｓ２のそれぞれでは、以下の１）～５）の反応が持続的に行われる、と把握することができる。以下に、エッチング工程Ｓ１について、原料輸送の反応過程を例示する。
　１）　ＳｉＣ（ｓ）→Ｓｉ（ｖ）＋Ｃ（s）
　２）　２Ｃ（ｓ）＋Ｓｉ（ｖ）→ＳｉＣ２（ｖ）
　３）　Ｃ（ｓ）＋２Ｓｉ（ｖ）→Ｓｉ２Ｃ（ｖ）
　４）　Ｓｉ（ｖ）＋ＳｉＣ２（ｖ）→２ＳｉＣ（ｓ）
　５）　Ｓｉ２Ｃ（ｖ）→Ｓｉ（ｖ）＋ＳｉＣ（ｓ）
　１）の説明:ＳｉＣ単結晶体１の表面１ａが熱分解されることで、表面１ａからＳｉ原子（Ｓｉ（ｖ））が脱離する。
　２）及び３）の説明:Ｓｉ原子（Ｓｉ（ｖ））が脱離することで表面１ａに残存したＣ原子（Ｃ（ｓ））は、原料輸送空間内のＳｉ蒸気（Ｓｉ（ｖ））と反応することで、Ｓｉ２Ｃ又はＳｉＣ２等となって原料輸送空間内に昇華する。
　４）及び５）の説明:昇華したＳｉ２Ｃ又はＳｉＣ２等が、例えば温度勾配によってＳｉＣ原料体２の表面２ａのテラスに到達・拡散し、ステップに到達することで表面２ａの多形を引き継ぎ、ステップフロー成長の様相を呈しながら、成長層１０が形成される。
　応力低減工程Ｓ０、エッチング工程Ｓ１及び成長工程Ｓ２のそれぞれは、ＳｉＣ原料体２からＳｉ原子を熱昇華させるＳｉ原子昇華工程と、ＳｉＣ原料体２の表面２ａに残存したＣ原子を原料輸送空間内のＳｉ原子と結合させることで昇華させるＣ原子昇華工程と、を含む、と把握することができる。
　応力低減工程Ｓ０、エッチング工程Ｓ１及び成長工程Ｓ２のそれぞれでは、ＳｉＣ単結晶体１の表面１ａ又は１ｂにおいて、輸送されたＳｉ２Ｃ又はＳｉＣ２等が過飽和となり凝結することで結晶成長が行われる。
　応力低減工程Ｓ０、エッチング工程Ｓ１及び成長工程Ｓ２のそれぞれは、ＳｉＣ単結晶体１の表面１ａ又は１ｂからＳｉ原子を熱昇華させるＳｉ原子昇華工程と、ＳｉＣ単結晶体１の表面１ａ又は１ｂに残存したＣ原子を原料輸送空間内のＳｉ原子と結合させることで昇華させるＣ原子昇華工程と、を含む。
　応力低減工程Ｓ０は、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２間の温度勾配を低減し、表面１ａ、１ｂ及び２ａのそれぞれからのＳｉＣ昇華を持続させながら表面１ａ及び／又は１ｂと表面２ａとの間の原料輸送を抑止する、と把握することができる。
　また、応力低減工程Ｓ０は、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２の表面における蒸気圧差を低減し、又は、応力低減工程Ｓ０は、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２の表面における蒸気圧差を均一化し、表面１ａ、１ｂ及び２ａのそれぞれからのＳｉＣ昇華を持続させながら表面１ａ及び／又は１ｂと表面２ａとの間の原料輸送を抑止する、と把握することができる。
　また、応力低減工程Ｓ０は、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２の表面における化学ポテンシャル差を低減し、又は、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２の表面における化学ポテンシャルを均一化し、表面１ａ及び２ａのそれぞれからのＳｉＣ昇華を持続させながら表面１ａ及び／又は１ｂと表面２ａとの間の原料輸送を抑止する、と把握することができる。
　また、応力低減工程Ｓ０は、表面１ａと表面１ｂと表面２ａとの結晶構造の相違、及び、表面１ａと表面２ａとの温度差、雰囲気を構成する元素の少なくとも一部に基づき、表面１ａ、１ｂ及び２ａのそれぞれからのＳｉＣ昇華を持続させながら表面１ａ及び／又は１ｂと表面２ａとの間の原料輸送を抑止する、と把握することができる。
　また、応力低減工程Ｓ０は、例として、Ｓｉ面又はＣ面である表面１ａ、及び、ＳｉＣ多結晶であるＳｉＣ原料体２の表面２ａのそれぞれからのＳｉＣ昇華を持続させながら表面１ａ及び／又は１ｂのそれぞれと表面２ａとの間の原料輸送を抑止する、と把握することができる。
　また、応力低減工程Ｓ０は、例として、Ｓｉ面又はＣ面である表面１ａ、及び、ＳｉＣ単結晶であるＳｉＣ原料体２のＳｉ面又はＣ面である表面２ａのそれぞれからのＳｉＣ昇華を持続させながら表面１ａ及び／又は１ｂと表面２ａとの間の原料輸送を抑止する、と把握することができる。
　なお、本明細書中の説明における「原料輸送を抑止する」や「原料輸送が発生しない」は、加熱後の輸送元及び輸送先のそれぞれの厚みの増減を低減することを指す。そのため、輸送元及び輸送先のそれぞれを構成する原子が、加熱後の輸送先及び輸送元のそれぞれを構成する原子となり得る。
　なお、本明細書中の説明における「Ｓｉ面」は、（０００１）面から数度（例として、０．４～８．０°）のオフ角を設けた表面を指す。
　なお、本明細書中の説明における「Ｃ面」は、（０００－１）面から数度（例として、０．４～８．０°）のオフ角を設けた表面を指す。
　エッチング工程Ｓ１及び成長工程Ｓ２のそれぞれにおける表面１ａ及び表面２ａ間の原料輸送の駆動力は、形成された温度勾配に起因するＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２間の蒸気圧差である、と把握することができる。
　また、エッチング工程Ｓ１及び成長工程Ｓ２のそれぞれにおける表面１ａ及び表面２ａ間の原料輸送の駆動力は、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２のそれぞれの表面間の温度勾配のみならず、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２間の化学ポテンシャル差である、と把握することができる。
　応力低減工程Ｓ０、エッチング工程Ｓ１及び成長工程Ｓ２のそれぞれにおける原料輸送は、ドーパントガス供給手段により準閉鎖空間内にドーパントガスを供給されることで、ＳｉＣ単結晶体１のドーパント濃度を調整することができ得る。ドーパントガスを供給しない場合、ＳｉＣ単結晶体１は準閉鎖空間内のドーパント濃度を引き継ぐ、と把握することができる。
　また、応力低減工程Ｓ０、エッチング工程Ｓ１及び成長工程Ｓ２のそれぞれにおける原料輸送は、ＳｉＣ‐Ｓｉ平衡蒸気圧環境及びＳｉＣ‐Ｃ平衡蒸気圧環境を含む所望の蒸気圧環境下で行われる。
　なお、本明細書中の説明における「ＳｉＣ‐Ｓｉ蒸気圧環境」は、ＳｉＣ（固体）とＳｉ（液相）とが気相を介して相平衡状態となっているときの蒸気圧の環境を指す。ＳｉＣ‐Ｓｉ平衡蒸気圧環境は、原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える準閉鎖空間が熱処理されることで形成される。
　本明細書中の説明における「ＳｉＣ‐Ｃ平衡蒸気圧環境」は、ＳｉＣ（固相）とＣ（固相）とが気相を介して相平衡状態となっているときの蒸気圧の環境を指す。なお、ＳｉＣ‐Ｃ平衡蒸気圧環境は、原子数比Ｓｉ／Ｃが１以下である準閉鎖空間が熱処理されることで形成される。
　図８に示すように、本発明の一実施形態は、応力低減工程Ｓ０、歪層除去工程Ｓ１１、バンチング分解工程Ｓ１２、エピタキシャル成長工程Ｓ２１及びバンチング分解工程Ｓ２２をこの順で含む、と把握することができる。
　図９に示すように、本発明の一実施形態は、歪層除去工程Ｓ１１、バンチング分解工程Ｓ１２、応力低減工程Ｓ０、エピタキシャル成長工程Ｓ２１及びバンチング分解工程Ｓ２２をこの順で含む、と把握することができる。
　図１０に示すように、本発明の一実施形態は、歪層除去工程Ｓ１１、バンチング分解工程Ｓ１２、エピタキシャル成長工程Ｓ２１、バンチング分解工程Ｓ２２及び応力低減工程Ｓ０をこの順で含む、と把握することができる。
　本発明の一実施形態は、歪層除去工程Ｓ１１、応力低減工程Ｓ０及びバンチング分解工程Ｓ１２をこの順で含んでもよい。
　また、本発明の一実施形態は、エピタキシャル成長工程Ｓ２１、応力低減工程Ｓ０及びバンチング分解工程Ｓ２２をこの順で含んでもよい。
　本発明の一実施形態における各工程の順序は、所望の品質を有するＳｉＣ単結晶体１を製造し実現する上で適宜、順不同に決定され得る。
　図１１に示すように、ＳｉＣ単結晶の製造装置（以下、単に「製造装置」という。）は、本体容器１４１、高融点容器１４２及び加熱炉１４３を有する。
　本体容器１４１は、例として、ＳｉＣ多結晶を含む材料で構成される。よって、本体容器１４１の少なくとも一部は、ＳｉＣ原料体２や原料輸送における輸送元（ＳｉＣ原料体２）となり得る。
　加熱された本体容器１４１内の環境は、例として、Ｓｉ元素を含む気相種及びＣ元素を含む気相種の混合系の蒸気圧環境となることが望ましい。このＳｉ元素を含む気相種としては、Ｓｉ、Ｓｉ２、Ｓｉ３、Ｓｉ２Ｃ、ＳｉＣ２、ＳｉＣ等を例示することができる。
また、Ｃ元素を含む気相種としては、Ｓｉ２Ｃ、ＳｉＣ２、ＳｉＣ、Ｃ等を例示することができる。
　本体容器１４１のドーパント及びドーパント濃度は、形成したい成長層１０のドーパント及びドーパント濃度に合わせて選択することができる。
　また、本体容器１４１の加熱処理時に、内部空間にＳｉ元素を含む気相種及びＣ元素を含む気相種の蒸気圧を発生させる構成であれば、その構造を採用することができる。例として、内面の一部にＳｉＣ多結晶が露出した構成や、本体容器１４１内に別途、ＳｉＣ多結晶を設置する構成等を示すことができる。
　また、本体容器１４１は、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２のそれぞれを設置可能な設置具１４１ａを備える構成としてよい。
　設置具１４１ａは好ましくは薄化される。薄化された設置具１４１ａは、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２を近接させるよう、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２の離間距離ｄ１を低減するよう、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２のそれぞれを設置する。
このとき、複数のＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２のそれぞれは、交互に配置される構成としてよい。
　なお、本体容器１４１は、設置具１４１ａを備えない構成としてよい。このとき、複数のＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２のそれぞれは、交互に配置される構成としてよい。
　また、本体容器１４１は、互いに嵌合可能な上容器１４１ｃ及び下容器１４１ｂを備える嵌合容器である。上容器１４１ｃと下容器１４１ｂの嵌合部には、微小な間隙が形成されており、この間隙から本体容器１４１内の排気（真空引き）が可能なよう構成されている。
　また、本体容器１４１は、Ｓｉ蒸気供給源を有する。Ｓｉ蒸気供給源は、本体容器１４１内の準閉鎖空間の原子数比Ｓｉ／Ｃを、１を超えるよう調整する目的で用いられる。Ｓｉ蒸気供給源としては、固体のＳｉ（Ｓｉ片やＳｉ粉末等のＳｉペレット）やＳｉ化合物を例示することができる。
　例えば、本発明の一実施形態のように、本体容器１４１の全体がＳｉＣ多結晶で構成されている場合には、Ｓｉ蒸気供給源を設置することで、本体容器１４１内の原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える、と把握することができる。
　具体的には、化学量論比１：１を満たすＳｉＣ多結晶の本体容器１４１内に、化学量論比１：１を満たすＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２と、Ｓｉ蒸気供給源と、を設置した場合には、本体容器１４１内の原子数比Ｓｉ／Ｃは１を超える、と把握することができる。
　本発明の一実施形態に係るＳｉＣ‐Ｓｉ平衡蒸気圧環境は、原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える準閉鎖空間が加熱されることで形成される。
　また、本発明の一実施形態に係るＳｉＣ‐Ｃ平衡蒸気圧環境は、原子数比Ｓｉ／Ｃが１以下である準閉鎖空間が加熱されることで形成される。
　本体容器１４１は、ＳｉＣ‐Ｓｉ平衡蒸気圧環境又はＳｉＣ‐Ｃ平衡蒸気圧環境となるよう適宜、所定の部材を収容する構成としてよい。
　加熱炉１４３は、本体容器１４１の上容器１４１ｃから下容器１４１ｂに向かって温度が均一なるよう、温度勾配を低減するよう、加熱可能である。
　また、加熱炉１４３は、本体容器１４１の上容器１４１ｃから下容器１４１ｂに向かって温度が下がる又は上がるよう、温度勾配を形成するよう、加熱可能である。このような構成とすることで、ＳｉＣ単結晶体１の厚み方向の温度勾配は制御される。
　加熱炉１４３は、図１１に示すように、ＳｉＣ単結晶体１等を１０００℃以上２３００℃以下の温度に加熱することが可能な本加熱室１４３ｃと、被処理物を５００℃以上の温度に予備加熱可能な予備室１４３ａと、本体容器１４１を収容可能な高融点容器１４２と、この高融点容器１４２を予備室１４３ａから本加熱室１４３ｃへ移動可能な移動手段１４３ｂ（移動台）と、を備える。
　本加熱室１４３ｃは、例として、平面断面視で正六角形に形成されており、その内側に高融点容器１４２が設置される。本加熱室１４３ｃ内は、加熱ヒータ１４３ｄ（メッシュヒータ）が備えられている。また、本加熱室１４３ｃの側壁や天井には多層熱反射金属板が固定されている（図示せず。）。多層熱反射金属板は、加熱ヒータ１４３ｄの熱を本加熱室１４３ｃの略中央部に向け反射させるように構成されている。
　加熱ヒータ１４３ｄは、本加熱室１４３ｃ内において、被処理物が収容される高融点容器１４２を取り囲むように設置される。このとき、加熱ヒータ１４３ｄの外側に多層熱反射金属板が設置されることで、１０００℃以上２３００℃以下の温度範囲における昇温が可能となる。
　加熱ヒータ１４３ｄは、例として、抵抗加熱式のヒータや高周波誘導加熱式のヒータを採用することができる。
　加熱ヒータ１４３ｄは、高融点容器１４２内の温度勾配を制御可能な構成を採用してもよい。また、加熱ヒータ１４３ｄは、高融点容器１４２内の温度勾配を低減可能な構成を採用してもよい。また、加熱ヒータ１４３ｄは、高融点容器１４２内に温度勾配を形成可能な構成を採用してもよい。加熱ヒータ１４３ｄは、例として、上側（若しくは下側）に多くのヒータが設置されるよう構成してもよい。また、加熱ヒータ１４３ｄは、上側（若しくは下側）に向かうにつれて幅が大きくなるように構成してもよい。あるいは、加熱ヒータ１４３ｄは、上側（若しくは下側）に向かうにつれて供給される電力を大きくすることが可能なよう構成してもよい。
　本加熱室１４３ｃには、本加熱室１４３ｃ内の排気を行う真空形成用バルブ１４３ｆと、本加熱室１４３ｃ内に不活性ガスを導入する不活性ガス注入用バルブ１４３ｅと、本加熱室１４３ｃ内の真空度を測定する真空計１４３ｇと、が接続されている。
　真空形成用バルブ１４３ｆは、本加熱室１４３ｃ内を排気して真空引きする真空引ポンプと接続されている（図示せず。）。この真空形成用バルブ１４３ｆ及び真空引きポンプにより、本加熱室１４３ｃ内の真空度は、好ましくは１０Ｐａ以下、より好ましくは１．０Ｐａ以下、さらに好ましくは１０‐３Ｐａ以下に調整することができる。この真空引きポンプとしては、ターボ分子ポンプを例示することができる。
　不活性ガス注入用バルブ１４３ｅは、不活性ガス供給源と接続されている（図示せず。
）。この不活性ガス注入用バルブ１４３ｅ及び不活性ガス供給源により、本加熱室１４３ｃ内に不活性ガスを１０‐５～１０４Ｐａの範囲で導入することができる。この不活性ガスとしては、Ａｒ等を選択することができる。
　不活性ガス注入用バルブ１４３ｅは、本体容器１４１内にドーパントガスを供給可能なドーパントガス供給手段である。すなわち、不活性ガスにドーパントガス（例として、Ｎ２等）を選択することにより、成長層１０のドーパント濃度を高めることができる。
　予備室１４３ａは、本加熱室１４３ｃと接続されており、移動手段１４３ｂにより高融点容器１４２を移動可能に構成されている。なお、本実施形態の予備室１４３ａは、本加熱室１４３ｃの加熱ヒータ１４３ｄの余熱により昇温可能なよう構成されている。例として、本加熱室１４３ｃを２０００℃まで昇温した場合には、予備室１４３ａは１０００℃程度まで昇温され、被処理物（ＳｉＣ単結晶体１や本体容器１４１、高融点容器１４２等）の脱ガス処理を行うことができる。
　移動手段１４３ｂは、高融点容器１４２を載置して、本加熱室１４３ｃ及び予備室１４３ａ間を移動可能に構成されている。
　移動手段１４３ｂによる本加熱室１４３ｃと予備室１４３ａ間の搬送は、最短１分程で完了するため、１．０～１０００℃／ｍｉｎでの昇温・降温を実現することができる。これにより、急速昇温及び急速降温が行えるため、昇温中及び降温中の低温成長履歴を持たない表面形状を観察することが可能である。
　また、図１１において、予備室１４３ａは本加熱室１４３ｃの下方に設置されているが、予備室１４３ａはこれに限られず何れの方向に設置されてもよい。
　本実施形態に係る移動手段１４３ｂは、高融点容器１４２を載置する移動台である。この移動台と高融点容器１４２の接触部と、が熱の伝播経路となる。これにより、移動台と高融点容器１４２の接触部側が低温側となるよう高融点容器１４２内に温度勾配を形成することができる。
　本実施形態の加熱炉１４３では、高融点容器１４２の底部が移動台と接触しているため、高融点容器１４２の上容器１４２ｂから下容器１４２ａに向かって温度が下がるように温度勾配が設けられる。
　温度勾配の方向は、移動台と高融点容器１４２の接触部の位置を変更することで、任意の方向に設定することができる。例として、移動台に吊り下げ式等を採用して、接触部を高融点容器１４２の天井に設ける場合には、熱が上方向に逃げる。そのため、温度勾配は、高融点容器１４２の上容器１４２ｂから下容器１４２ａに向かって温度が上がるように温度勾配を設定可能となる。なお、この温度勾配は、ＳｉＣ単結晶体１及びＳｉＣ原料体２の厚さ方向に沿って低減されている、又は、形成されていることが望ましい。また、上記のように、温度勾配は、加熱ヒータ１４３ｄの構成により形成されてもよいし、加熱ヒータ１４３ｄの構成により低減されてもよい。
　本実施形態に係る加熱炉１４３内のＳｉ元素を含む気相種の蒸気圧環境は、高融点容器１４２及びＳｉ蒸気供給材料を用いて形成している。例として、本体容器１４１の周囲にＳｉ元素を含む気相種の蒸気圧の環境を形成可能な方法であれば、本発明のＳｉＣ基板の製造装置に採用することができる。
　高融点容器１４２は、好ましくは、本体容器１４１を構成する材料の融点と同等若しくはそれ以上の融点を有する、高融点材料を含んで構成されている。
　高融点容器１４２は、例として、汎用耐熱部材であるＣ、高融点金属であるＷ，Ｒｅ，Ｏｓ，Ｔａ，Ｍｏ、炭化物であるＴａ９Ｃ８，ＨｆＣ，ＴａＣ，ＮｂＣ，ＺｒＣ，Ｔａ２Ｃ，ＴｉＣ，ＷＣ，ＭｏＣ、窒化物であるＨｆＮ，ＴａＮ，ＢＮ，Ｔａ２Ｎ，ＺｒＮ，ＴｉＮ、ホウ化物であるＨｆＢ２，ＴａＢ２，ＺｒＢ２，ＮＢ２，ＴｉＢ２、ＳｉＣ多結晶等を例示することができる。
　図１１に示すように、高融点容器１４２は、本体容器１４１と同様に、互いに嵌合可能な上容器１４２ｂと、下容器１４２ａと、を備える嵌合容器であり、本体容器１４１を収容可能に構成されている。上容器１４２ｂと下容器１４２ａの嵌合部には、微小な間隙４３が形成されており、この間隙４３から高融点容器１４２内の排気（真空引き）が可能なよう構成されている。
　高融点容器１４２は、高融点容器１４２内にＳｉ元素を含む気相種の蒸気圧を供給可能なＳｉ蒸気供給材料を有している。
　Ｓｉ蒸気供給材料は、加熱処理時にＳｉ蒸気を高融点容器１４２内に発生させる構成であればよく、例として、固体のＳｉ（Ｓｉ片やＳｉ粉末等のＳｉペレット）やＳｉ化合物を例示することができる。
　Ｓｉ蒸気供給材料は、例として、高融点容器１４２の内壁を被覆する薄膜である。
　高融点容器１４２がＴａＣ等の金属化合物である場合、Ｓｉ蒸気供給材料は、例として、高融点容器１４２を構成する金属原子及びＳｉ原子のシリサイド材料である。
　高融点容器１４２は、その内側にＳｉ蒸気供給材料を有することにより、本体容器１４１内Ｓｉ元素を含む気相種の蒸気圧環境を維持することができる。これは、本体容器１４１内のＳｉ元素を含む気相種の蒸気圧と、本体容器１４１外のＳｉ元素を含む気相種の蒸気圧と、がバランスされるため、と把握することができる。
　本明細書は、参考例１～３を交えて、本発明に係る作用効果を説明する。
《参考例１》
　以下の条件で、ＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０は本体容器１４１に収容され、本体容器１４１は高融点容器１４２に収容されている。
〈ＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０〉
　多型:４Ｈ‐ＳｉＣ
　基板サイズ:横幅（１０ｍｍ）、縦幅（１０ｍｍ）、厚み（０．３ｍｍ）
　オフ方向及びオフ角:＜１１‐２０＞方向４°オフ
　成長面:（０００１）面
　ＭＳＢの有無:無し
　歪層の有無：無し
　材料:ＳｉＣ多結晶
　容器サイズ:直径（６０ｍｍ）、高さ（４．０ｍｍ）
　ＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０とＳｉＣ材料との距離：２．０ｍｍ
　容器内の原子数比Ｓｉ／Ｃ:１以下
　材料:ＴａＣ
　容器サイズ:直径（１６０ｍｍ）、高さ（６０ｍｍ）
　Ｓｉ蒸気供給材料（Ｓｉ化合物）:ＴａＳｉ２
　上記条件で設置したＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０は、以下の条件で加熱処理されている。
　加熱温度：１７００℃
　加熱時間:３００ｍｉｎ
　温度勾配:１．０℃／ｍｍ
　成長速度:５．０ｎｍ／ｍｉｎ
　本加熱室１４３ｃの真空度:１０‐５Ｐａ
　図１２は、成長層Ｅ１１において、ＢＰＤから他の欠陥・転位（ＴＥＤ等）に変換した変換率を求める手法の説明図である。
　図１２（ａ）は、加熱工程により成長層Ｅ１１を成長させた様子を示している。この加熱工程では、ＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０に存在していたＢＰＤが、ある確率でＴＥＤに変換される。そのため、成長層Ｅ１１の表面には、１００％変換されない限り、ＴＥＤとＢＰＤが混在していることとなる。
　図１２（ｂ）は、ＫＯＨ溶解エッチング法を用いて成長層Ｅ１１中の欠陥を確認した様子を示している。このＫＯＨ溶解エッチング法は、約５００℃に加熱した溶解塩（ＫＯＨ等）にＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０を浸し、転位や欠陥部分にエッチピットを形成し、そのエッチピットの大きさ・形状により転位の種類を判別する手法である。この手法により、成長層Ｅ１１表面に存在しているＢＰＤ数は評価される。
　図１２（ｃ）は、ＫＯＨ溶解エッチング後に成長層Ｅ１１を除去する様子を示している。本手法では、エッチピット深さまで機械研磨やＣＭＰ等により平坦化した後、熱エッチングにより成長層Ｅ１１を除去することで、ＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０の表面は表出している。
　図１２（ｄ）は、成長層Ｅ１１を除去したＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０に対し、ＫＯＨ溶解エッチング法を用いてＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０中の欠陥を確認した様子を示している。この手法により、ＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０表面に存在しているＢＰＤ数は評価される。
　図１２に示した一連の順序により、成長層Ｅ１１表面に存在するＢＰＤの数（図１２（ｂ）参照）と、ＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０表面に存在するＢＰＤの数（図１２（ｄ））と、を比較することで、熱処理によりＢＰＤから他の欠陥・転位に変換したＢＰＤ変換率を得ることができる。
　参考例１の成長層Ｅ１１表面に存在するＢＰＤの密度は約０／ｃｍ２であり、ＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０表面に存在するＢＰＤの密度は１０００／ｃｍ２であった。すなわち、表面にＭＳＢが存在しないＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０を原子数比Ｓｉ／Ｃが１以下である準閉鎖空間内で加熱することによりＢＰＤが低減・除去される、と把握することができる。
　参考例１では、本体容器１４１内の原子数比Ｓｉ／Ｃが１以下となるよう本体容器１４１内にＳｉＣ‐Ｃ平衡蒸気圧環境が形成されているため、成長工程Ｓ２においてもＢＰＤが低減・除去され得る、と把握することができる。
　《参考例２》
　以下の条件で、ＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０を本体容器１４１に収容し、さらに本体容器１４１を高融点容器１４２に収容した。
〈ＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０〉
　多型:４Ｈ‐ＳｉＣ
　基板サイズ:横幅（１０ｍｍ）、縦幅（１０ｍｍ）、厚み（０．３ｍｍ）
　オフ方向及びオフ角:＜１１‐２０＞方向４°オフ
　成長面:（０００１）面
　ＭＳＢの有無:有り
　材料:ＳｉＣ多結晶
　容器サイズ:直径（６０ｍｍ）、高さ（４．０ｍｍ）
　ＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０とＳｉＣ材料との距離：２．０ｍｍ
　Ｓｉ蒸気供給源:Ｓｉ片
　容器内の原子数比Ｓｉ／Ｃ:１を超える
　本体容器１４１内に、ＳｉＣ単結晶基板と共にＳｉ片を収容することで、容器内の原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える。
　材料:ＴａＣ
　容器サイズ:直径１６０ｍｍ×高さ６０ｍｍ
　Ｓｉ蒸気供給材料（Ｓｉ化合物）:ＴａＳｉ２
　上記条件で設置したＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０は、以下の条件で加熱処理されている。
　加熱温度：１８００℃
　加熱時間:６０ｍｉｎ
　温度勾配:１．０℃／ｍｍ
　成長速度:６８ｎｍ／ｍｉｎ
　本加熱室１４３ｃ真空度:１０‐５Ｐａ
　図１３は、成長層Ｅ１１の成長前のＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０表面のＳＥＭ像である。図１３（ａ）は倍率×１０００で観察したＳＥＭ像であり、図１３（ｂ）は倍率×１０００００で観察したＳＥＭ像である。この成長層Ｅ１１の成長前のＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０表面には、ＭＳＢが形成されており、高さ３．０ｎｍ以上のステップが、平均４２ｎｍのテラス幅で配列していることが把握することができる。なお、ステップ高さは、ＡＦＭにより測定した。
　図１４は、成長層Ｅ１１の成長後のＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０表面のＳＥＭ像である。図１４（ａ）は倍率×１０００で観察したＳＥＭ像であり、図１４（ｂ）は倍率×１０００００で観察したＳＥＭ像である。
　参考例２の成長層Ｅ１１表面には、ＭＳＢは形成されておらず、１．０ｎｍ（フルユニットセル）のステップが、１４ｎｍのテラス幅で規則正しく配列していることが把握することができる。なお、ステップ高さは、ＡＦＭにより測定した。
　そのため、表面にＭＳＢが存在するＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０を原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える準閉鎖空間内で加熱することによりＭＳＢが分解された成長層Ｅ１１が形成される、と把握することができる。
　参考例２では、本体容器１４１内の原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超えるようＳｉ蒸気供給源が設置されているため、本体容器１４１内に、ＳｉＣ‐Ｓｉ平衡蒸気圧環境が形成されている。よって成長工程Ｓ２においてもＳｉＣ単結晶基板表面上のＭＳＢは分解され得る、と把握することができる。
《参考例３》
　図１５は、本発明に係るＳｉＣ単結晶基板の製造方法にて成長させた加熱温度と成長速度の関係を示すグラフである。このグラフの横軸は温度の逆数であり、このグラフの縦軸は成長速度を対数表示している。ＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０を原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える空間（本体容器１４１内）に設置して、ＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０に成長層Ｅ１１を成長させた結果を〇印で示す。また、ＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０を原子数比Ｓｉ／Ｃが１以下である空間（本体容器１４１内）に設置して、ＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０に成長層Ｅ１１を成長させた結果を×印で示している。
　また、図１５のグラフは、ＳｉＣ‐Ｓｉ平衡蒸気圧環境におけるＳｉＣ基板成長の熱力学計算の結果を破線（アレニウスプロット）で示し、ＳｉＣ‐Ｃ平衡蒸気圧環境におけるＳｉＣ基板成長の熱力学計算の結果を二点鎖線（アレニウスプロット）で示している。
　本手法においては、ＳｉＣ原料とＳｉＣ基板間の蒸気圧環境が、ＳｉＣ‐Ｃ平衡蒸気圧環境又はＳｉＣ‐Ｃ平衡蒸気圧環境となる条件下で、化学ポテンシャル差や温度勾配を成長駆動力として、ＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０を成長させている。この化学ポテンシャル差は、ＳｉＣ多結晶とＳｉＣ単結晶の表面で発生する気相種の分圧差を例示することができる。
　ここで、ＳｉＣ原料（輸送元）とＳｉＣ基板（輸送先）から発生する蒸気の分圧差を成長量とした場合、ＳｉＣ成長速度は以下の数１で求められる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　ここで、ＴはＳｉＣ原料側の温度、ｍｉは気相種（ＳｉxＣｙ）の分子量、ｋはボルツマン定数である。また、Ｐ輸送元ｉ‐Ｐ輸送先ｉは、原料ガスが過飽和な状態となって、ＳｉＣとして析出した成長量であり、原料ガスとしてはＳｉＣ，Ｓｉ２Ｃ，ＳｉＣ２が想定される。
　よって、破線は、ＳｉＣ（固体）とＳｉ（液相）とが気相を介して相平衡状態となっているときの蒸気圧環境において、ＳｉＣ多結晶を原料としてＳｉＣ単結晶を成長させた際の熱力学計算の結果である。当該結果は、具体的には、数１を用いて以下の条件（ｉ）～（ｉｖ）で熱力学計算されて得られたものである。
　（ｉ）体積一定のＳｉＣ‐Ｓｉ平衡蒸気圧環境であること
　（ｉｉ）成長駆動力は、本体容器１４１内の温度勾配と、ＳｉＣ多結晶とＳｉＣ単結晶の蒸気圧差（化学ポテンシャル差）であること
　（ｉｉｉ）原料ガスは、ＳｉＣ，Ｓｉ２Ｃ，ＳｉＣ２である
　（ｉｖ）原料がＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０のステップに吸着する吸着係数は０．００１である
　また、二点鎖線は、ＳｉＣ（固相）とＣ（固相）とが気相を介して相平衡状態となっているときの蒸気圧環境において、ＳｉＣ多結晶を原料としてＳｉＣ単結晶を成長させた際の熱力学計算の結果である。当該結果は、具体的には、数１を用いて以下の条件（ｉ）～（ｉｖ）で熱力学計算されて得られたものである。
　（ｉ）体積一定のＳｉＣ‐Ｃ平衡蒸気圧環境である
　（ｉｉ）成長駆動力は、本体容器１４１内の温度勾配と、ＳｉＣ多結晶とＳｉＣ単結晶の蒸気圧差（化学ポテンシャル差）である
　（ｉｉｉ）原料ガスはＳｉＣ，Ｓｉ２Ｃ，ＳｉＣ２である
　（ｉｖ）原料がＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０のステップに吸着する吸着係数は０．００１である
　なお、熱力学計算に用いた各化学種のデータはＪＡＮＡＦ熱化学表の値を採用した。
　図１５のグラフによれば、ＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０を原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える空間（本体容器１４１内）に設置して、ＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０に成長層Ｅ１１を成長させた結果（〇印）は、ＳｉＣ‐Ｓｉ平衡蒸気圧環境におけるＳｉＣ成長の熱力学計算の結果と傾向が一致している、と把握することができる。また、ＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０を原子数比Ｓｉ／Ｃが１以下である空間（本体容器１４１内）に設置して、ＳｉＣ単結晶基板Ｅ１０に成長層Ｅ１１を成長させた結果（×印）は、ＳｉＣ‐Ｃ平衡蒸気圧環境におけるＳｉＣ成長の熱力学計算の結果と傾向が一致している、と把握することができる。
　ＳｉＣ‐Ｓｉ平衡蒸気圧環境下においては、１９６０℃の加熱温度で１．０μｍ／ｍｉｎ以上の成長速度を達成する、と把握することができる。また、２０００℃以上の加熱温度で２．０μｍ／ｍｉｎ以上の成長速度を達成する、と把握することができる。一方、ＳｉＣ‐Ｃ平衡蒸気圧環境下においては、２０００℃の加熱温度で１．０μｍ／ｍｉｎ以上の成長速度を達成する、と把握することができる。また、２０３０℃以上の加熱温度で２．０μｍ／ｍｉｎ以上の成長速度を達成する、と把握することができる。
　本発明の一実施形態により製造されるＳｉＣ単結晶ウェハの反り量０ｄは、好ましくは＜３０μｍであり、さらに好ましくは＜２０μｍであり、さらに好ましくは＜１０μｍであり、さらに好ましくは＜１．０μｍである。
　本発明の一実施形態により製造されるＳｉＣ単結晶ウェハの直径は、好ましくは６インチ以上であり、より好ましくは８インチ以上であり、さらに好ましくは１２インチ以上である。
　本発明の一実施形態により製造されるＳｉＣ単結晶ウェハの表面上の成長層１０のＢＰＤ密度は、好ましくは＜１０００／ｃｍ２であり、より好ましくは＜５００／ｃｍ２であり、さらに好ましくは＜１００／ｃｍ２である。
　本発明の一実施形態により製造されるＳｉＣ単結晶ウェハの成長層１０は、＞１．０×１０１７／ｃｍ３のドーピング濃度を有する成長層を指す。
　本発明の一実施形態により製造されるＳｉＣ単結晶ウェハの表面上の成長層１０の直下の下地基板１１のＢＰＤ密度は、例として、５０００／ｃｍ２以上である、と把握することができる。
０ｄ　　　：反り量
１　　　　：ＳｉＣ単結晶体
１ａ　　　：表面
１ｂ　　　：表面
２　　　　：ＳｉＣ原料体
２ａ　　　：表面
１０　　　：成長層
１１　　　：下地基板
４３　　　：間隙
１０１ａ　：ステップ
１０１ｂ　：テラス
１０２ａ　：ステップ
１０２ｂ　：テラス
１０３ａ　：ステップ
１０３ｂ　：テラス
１４１　　：本体容器
１４１ａ　：設置具
１４１ｂ　：下容器
１４１ｃ　：上容器
１４２　　：高融点容器
１４２ａ　：下容器
１４２ｂ　：上容器
１４３　　：加熱炉
１４３ａ　：予備室
１４３ｂ　：移動手段
１４３ｃ　：本加熱室
１４３ｄ　：加熱ヒータ
１４３ｅ　：不活性ガス注入用バルブ
１４３ｆ　：真空形成用バルブ
１４３ｇ　：真空計
３００　　：歪層
３０１　　：結晶転位
３０２　　：損傷領域
Ｅ１０　　：ＳｉＣ単結晶基板
Ｅ１１　　：成長層
Ｗ１　　　：テラス長
Ｗ２　　　：テラス長
Ｗ３　　　：テラス長
ｄ１　　　：離間距離
Ｓ０　　　：応力低減工程
ＳＸ　　　：熱処理工程
Ｓ１　　　：エッチング工程
Ｓ１１　　：歪層除去工程
Ｓ１２　　：バンチング分解工程
Ｓ２　　　：成長工程
Ｓ２１　　：エピタキシャル成長工程
Ｓ２２　　：バンチング分解工程

Claims (20)

  1. 　ＳｉＣ単結晶体を、Ｓｉ元素及びＣ元素を含む雰囲気下で、１８００℃以上で加熱し前記ＳｉＣ単結晶体の内部応力を低減する応力低減工程を有するＳｉＣ単結晶の製造方法。
  2. 　前記応力低減工程は、前記ＳｉＣ単結晶体の厚さ及び直径が変化しないよう、前記ＳｉＣ単結晶体を加熱する請求項１に記載の製造方法。
  3. 　前記応力低減工程は、前記ＳｉＣ単結晶体を、準閉鎖空間内で加熱する請求項１又は２に記載の製造方法。
  4. 　前記応力低減工程は、前記ＳｉＣ単結晶体を、不活性ガスを含む雰囲気下で加熱する請求項１～３の何れか一項に記載の製造方法。
  5. 　前記応力低減工程は、前記ＳｉＣ単結晶体を加熱し、前記ＳｉＣ単結晶体の温度を均一化する請求項１～４の何れか一項に記載の製造方法。
  6. 　前記ＳｉＣ単結晶体及びＳｉＣ原料体を、Ｓｉ元素及びＣ元素を含む雰囲気下で、１４００℃以上で加熱する熱処理工程をさらに有し、
    　前記熱処理工程は、エッチング工程及び／又は成長工程を含む請求項１～５の何れか一項に記載の製造方法。
  7. 　前記熱処理工程は、前記ＳｉＣ単結晶体及びＳｉＣ原料体を前記ＳｉＣ単結晶体が高温側、前記ＳｉＣ原料体が低温側となるよう加熱し前記ＳｉＣ単結晶体をエッチングする請求項６に記載の製造方法。
  8. 　前記熱処理工程は、前記ＳｉＣ単結晶体及びＳｉＣ原料体を前記ＳｉＣ単結晶体が低温側、前記ＳｉＣ原料体が高温側となるよう加熱し前記ＳｉＣ単結晶体を結晶成長させる請求項６又は７に記載の製造方法。
  9. 　前記熱処理工程は、前記ＳｉＣ単結晶体及びＳｉＣ原料体を原子数比Ｓｉ／Ｃが１以下である準閉鎖空間内で加熱する工程を含む請求項６～８の何れか一項に記載の製造方法。
  10. 　前記熱処理工程は、前記ＳｉＣ単結晶体及びＳｉＣ原料体を原子数比Ｓｉ／Ｃが１を超える準閉鎖空間内で加熱する工程を含む請求項６～９の何れか一項に記載の製造方法。
  11. 　前記熱処理工程は、前記ＳｉＣ単結晶体上の歪層をエッチングする歪層除去工程を含む請求項６～１０の何れか一項に記載の製造方法。
  12. 　前記熱処理工程は、前記ＳｉＣ単結晶体上のマクロステップバンチングを分解し前記ＳｉＣ単結晶体の表面を平坦化するバンチング分解工程を含む請求項６～１１の何れか一項に記載の製造方法。
  13. 　前記熱処理工程は、ＢＰＤ密度が＜１００／ｃｍ２である成長層を形成するエピタキシャル成長工程を含む請求項６～１２の何れか一項に記載の製造方法。
  14. 　ＳｉＣ単結晶体の製造方法であって、前記応力低減工程及び熱処理工程をこの順で含む請求項６～１３の何れか一項に記載の製造方法。
  15. 　ＳｉＣ材料で構成されＳｉＣ単結晶体を収容可能な本体容器と、前記本体容器を１８００℃以上で加熱可能な加熱炉と、を備えるＳｉＣ単結晶の製造装置。
  16. 　前記加熱炉は、前記ＳｉＣ単結晶体の温度を均一化しながら加熱可能である請求項１５に記載の製造装置。
  17. 　前記加熱炉は、前記本体容器を収容可能な高融点容器を有する請求項１５又は１６に記載の製造装置。
  18. 　反り量が＜３０μｍであり直径が６インチ以上であるＳｉＣ単結晶ウェハ。
  19. 　ＢＰＤ密度が＜１００／ｃｍ２である成長層を有する請求項１８に記載のＳｉＣ単結晶ウェハ。
  20. 　ＢＰＤ密度が５０００／ｃｍ２以上である下地基板を有する請求項１９に記載のＳｉＣ単結晶ウェハ。
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