WO2025249355A1 - ＳｉＣ単結晶ウエハ、ＳｉＣ単結晶インゴット、ＳｉＣ単結晶ウエハの製造方法、ＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法、ＳｉＣ単結晶インゴットの製造装置、及びＳｉＣエピタキシャル成長膜の成膜方法 - Google Patents

ＳｉＣ単結晶ウエハ、ＳｉＣ単結晶インゴット、ＳｉＣ単結晶ウエハの製造方法、ＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法、ＳｉＣ単結晶インゴットの製造装置、及びＳｉＣエピタキシャル成長膜の成膜方法

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和人 熊谷
準也 松村
智典 梅崎
裕 松田
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Central Glass Co Ltd
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
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    • C30—CRYSTAL GROWTH
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    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/36—Carbides

Definitions

  • SiC single crystal wafers SiC single crystal ingots, SiC single crystal wafer manufacturing methods, SiC single crystal ingot manufacturing methods, SiC single crystal ingot manufacturing equipment, and SiC epitaxial growth film deposition methods.
  • silicon with metal added is generally melted in a carbon crucible, and then a pulling shaft with a seed crystal attached is brought into contact with the melt to crystallize it.
  • the solvent may be incorporated directly into the crystal (solvent inclusion). These solvent inclusions are in a molten state in the high-temperature environment during growth, but solidify as cooling progresses after growth is completed. This generates strong stress, which can cause problems with the crystallinity of the growing crystal.
  • Patent Document 1 discloses a technology for improving solvent inclusions in SiC single crystal growth using a solution method by controlling the growth interface to be concave and directing the solvent flow near the growth interface outward from the center.
  • Patent Document 2 discloses a manufacturing device that stores SiC solution in a crucible having a lower storage chamber and an upper storage chamber with different diameters.
  • the diameter ratio of the lower storage chamber to the upper storage chamber is adjusted to optimize the flow rate of the upward flow. Specifically, the ratio (diameter of the lower storage chamber) / (diameter of the upper storage chamber) is adjusted to 0.25 to 0.65.
  • Patent Document 2 The maximum diameter of the SiC single crystals for which the technology in Patent Document 1 has been confirmed to improve solvent inclusions is a relatively small 44.6 mm. Patent Document 2 does not mention solvent inclusions.
  • One example of the objective of this disclosure is to improve solvent inclusions in SiC single crystals with larger diameters than those of conventional techniques.
  • a SiC single crystal wafer in which the area ratio of solvent inclusion regions to the surface, as observed in an image of the surface, is 5% or less.
  • a growth step of contacting a SiC seed crystal with a raw material solution containing Si and C to form a growth layer of a SiC single crystal on a surface of the SiC seed crystal provides a method for producing a SiC single crystal ingot, in which the standard deviation of the total thickness of the SiC seed crystal and the growth layer in an as-grown state obtained in the growth step, measured at 2 mm intervals from the center toward the periphery, is 300 ⁇ m or less.
  • a growth step of contacting a SiC seed crystal with a raw material solution containing Si and C to form a growth layer of a SiC single crystal on a surface of the SiC seed crystal In the growing step, a crucible having a solution containing space surrounded by a bottom, a sidewall, and an opening facing the bottom, the solution containing space containing the raw material solution; a chamber containing the crucible; a pulling shaft to which the SiC seed crystal having a diameter of 4 inches or more is attached; a heater for heating the raw material solution contained in the crucible; and
  • the solution-containing space of the crucible is a first space and a second space having different diameters in a cross section perpendicular to a height direction from the bottom portion toward the opening portion; the first space and the second space are arranged side by side in the height direction and connected to each other,
  • a method for manufacturing a SiC single crystal ingot is provided, in which the growth layer is produced using a manufacturing device in which the diameter
  • producing a SiC single crystal ingot by the method for producing a SiC single crystal ingot; cutting a SiC single crystal wafer from the SiC single crystal ingot; A method for producing a SiC single crystal wafer having the following structure is provided.
  • a crucible having a solution containing space surrounded by a bottom, a sidewall, and an opening facing the bottom, the solution containing space containing a raw material solution containing Si and C; a chamber containing the crucible; a pulling shaft to which a SiC seed crystal having a diameter of 4 inches or more is attached; a heater for heating the raw material solution contained in the crucible; and
  • the solution-containing space of the crucible is a first space and a second space having different diameters in a cross section perpendicular to a height direction from the bottom portion toward the opening portion; the first space and the second space are arranged side by side in the height direction and connected to each other,
  • the present invention provides an apparatus for manufacturing a SiC single crystal ingot, wherein the diameter of the cross section of the first space located on the bottom side is smaller than the diameter of the cross section of the second space located on the opening side.
  • One aspect of the present disclosure provides a technique for improving solvent inclusions in SiC single crystals with larger diameters than conventional techniques.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining the characteristics of a SiC single crystal ingot.
  • FIG. 2 is a flowchart showing an example of a method for manufacturing a SiC single crystal ingot.
  • FIG. 3 is a diagram showing an outline of an example of a crystal growth apparatus.
  • FIG. 4 is a flowchart showing an example of a method for manufacturing a SiC single crystal wafer.
  • FIG. 5 is a diagram showing an outline of another example of a crystal growth apparatus.
  • FIG. 6 is a diagram for explaining the effects achieved by using the crystal growth apparatus of FIG.
  • FIG. 7 is another diagram for explaining the characteristics of the SiC single crystal ingot.
  • SiC single crystal wafer of this embodiment is manufactured by a "solution process.” Although the SiC single crystal wafer of this embodiment is manufactured by a solution process, it has both of the following wafer features 1 and 2.
  • “Wafer feature 1” Diameter of 4 inches or more, preferably 6 inches or more or 8 inches or more.
  • the solvent inclusion region is a portion of the SiC single crystal wafer in the image where solvent inclusions are present.
  • the SiC single crystal wafer of this embodiment despite being manufactured by a solution method, has a relatively large diameter and exhibits sufficiently reduced solvent inclusions.
  • the SiC single crystal wafer of this embodiment may contain solvent inclusions. For this reason, the SiC single crystal wafer of this embodiment may further have the following characteristics.
  • Wafer Feature 3 The area ratio of solvent inclusions observed in surface images to the surface is 0.01% or greater.
  • the SiC single crystal wafer of this embodiment may further have the following wafer feature 4.
  • the SiC single crystal wafer of this embodiment may further have the following wafer feature 5.
  • the TSD (threading screw dislocation) density or BPD (basal plane dislocation) density in the center of the surface is 100/ cm2 or less, preferably 50/ cm2 or less, 20/cm2 or less , or 10/cm2 or less .
  • both the TSD (threading screw dislocation) density and the BPD (basal plane dislocation) density may satisfy the above numerical ranges.
  • the SiC single crystal wafer of this embodiment is manufactured by slicing it from a grown SiC single crystal.
  • the "area ratio” shown in wafer features 2 and 3 is a value measured as follows.
  • the "area ratio” shown in ingot features 2 and 3, described below, is also a value measured in the same way.
  • the area measurement function of a digital microscope can be used to calculate the area ratio.
  • An image of the entire crystal surface is obtained, the brightness of the entire crystal surface is expressed as 0 to 255, and areas below 100 are considered to be solvent inclusions and color-coded.
  • the area of the color-coded areas is then divided by the area of the entire crystal surface to determine the area ratio of solvent inclusions.
  • the SiC single crystal wafer of this embodiment is preferably a crystal polytype represented by 4H-SiC and 6H-SiC.
  • the SiC single crystal wafer of this embodiment may be an on-substrate whose surface is the (0001) or (000-1) plane, or an off-substrate whose surface is cut at an angle of 0.5 to 5 degrees relative to the (0001) or (000-1) plane.
  • the SiC single crystal wafer of this embodiment can have at least one of the following wafer features 6 and 7.
  • the SiC single crystal wafer of this embodiment may or may not have at least one of wafer features 1 to 5.
  • the surface Cr concentration per area is 1 ⁇ 10 15 atoms/cm 2 or less.
  • the surface Cr concentration per area may be 1 ⁇ 10 13 atoms/cm 2 or less, 1 ⁇ 10 11 atoms/cm 2 or less, 5 ⁇ 10 10 atoms/cm 2 or less, or 1 ⁇ 10 10 atoms/cm 2 or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but may be 0 atoms/cm 2 or more, or 1 ⁇ 10 8 atoms/cm 2 or more.
  • the Cr concentration per surface area is a value measured on the surface of a SiC single crystal wafer using a total reflection X-ray fluorescence analyzer (TXRF).
  • TXRF total reflection X-ray fluorescence analyzer
  • the Cr concentration per surface area was measured using a total reflection X-ray fluorescence analyzer (Rigaku Corporation TXRF-3800e).
  • "Wafer Feature 7" Cr concentration per volume is 1 ⁇ 10 16 atoms/cm 3 or more.
  • the Cr concentration per volume may be 1 ⁇ 10 17 atoms/cm 3 or more, or 5 ⁇ 10 17 atoms/cm 3 or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but may be 1 ⁇ 10 20 atoms/cm 3 or less, or 1 ⁇ 10 19 atoms/cm 3 or less.
  • the Cr concentration per volume is a value measured at one point in the center of the SiC single crystal wafer using secondary ion mass spectrometry (SIMS).
  • SIMS secondary ion mass spectrometry
  • the Cr concentration per volume was measured in dynamic SIMS mode using a secondary ion mass spectrometer (IMS-7F, CAMECA).
  • SiC single crystal ingot of this embodiment is produced by the "solution method.” Although the SiC single crystal ingot of this embodiment is produced by the solution method, it has both of the following ingot characteristics 1 and 2.
  • Ingot feature 1 Diameter is 4 inches or more, preferably 6 inches or more or 8 inches or more.
  • Ingot feature 2 The area ratio of the solvent inclusion region observed in an image of the surface (growth surface) to the surface is 5% or less, preferably 1% or less.
  • Ingot feature 1 means that among the cross sections perpendicular to the pulling direction (long axis direction), there is a cross section with a diameter of 4 inches or more, preferably 6 inches or more or 8 inches or more. It is sufficient that any of the cross sections perpendicular to the pulling direction (long axis direction) meet the requirement of "a diameter of 4 inches or more, preferably 6 inches or more or 8 inches or more," and it is not necessary for all cross sections to meet the requirement of "a diameter of 4 inches or more, preferably 6 inches or more or 8 inches or more.”
  • the SiC single crystal ingot of this embodiment although produced by the solution method, has a relatively large diameter and exhibits sufficiently reduced solvent inclusions.
  • the SiC single crystal ingot of this embodiment is produced by a solution method and may contain solvent inclusions. For this reason, the SiC single crystal ingot of this embodiment may further have the following ingot feature 3.
  • the SiC single crystal ingot of this embodiment can further have the following ingot feature 4.
  • the ingot thickness be 10 mm or more, 5 cm or more, 10 cm or more, or 20 cm or more.
  • the SiC single crystal ingot of this embodiment has a sufficient thickness of 1 mm or more, the solvent inclusion area on the growth surface is sufficiently small, as shown in ingot feature 2.
  • the SiC single crystal ingot of this embodiment can further have the following ingot feature 5.
  • Figure 1 shows a stack of a seed crystal 10 and a growth layer 20.
  • the growth layer 20 is produced by bringing a raw material solution into contact with the planar surface G of the seed crystal 10 and growing a SiC single crystal.
  • the as-grown state is the state obtained by crystal growth, and the growth surface F has not been subjected to any processing such as polishing.
  • the SiC single crystal ingot (growth layer 20) having ingot feature 5 has a standard deviation of 300 ⁇ m or less in thicknesses t1 to tn measured at 2 mm intervals from the center C of the surface (growth plane F) toward the outer periphery P in the as-grown state.
  • the SiC single crystal ingot of this embodiment can further have the following ingot feature 6.
  • Figure 7 shows a stack of a seed crystal 10 and a growth layer 20 (hereinafter sometimes referred to as the "grown crystal").
  • the “total thickness of the seed crystal 10 and the growth layer 20 in the as-grown state” can be said to be the thickness of the grown crystal in the as-grown state.
  • a SiC single crystal ingot having ingot feature 6 has a standard deviation of 300 ⁇ m or less in thicknesses t'1 to t'n of the grown crystal measured at 2 mm intervals from the center C of the surface (growth surface) toward the outer periphery P.
  • the SiC single crystal ingot of this embodiment may further have the following ingot feature 7.
  • “Flat” is defined as the standard deviation of the thickness of the grown crystal, as defined in ingot characteristic 6, being 50 ⁇ m or less. Note that if the seed crystal 10 is removed, "flat” is defined as the standard deviation of the thickness of the growth layer 20, as defined in ingot characteristic 5, being 50 ⁇ m or less.
  • cave is defined as a state in which the thickness t'1 of the grown crystal at the center C of the surface (growth surface) is smaller than the thickness t'n of the grown crystal at the periphery P.
  • the term “concave” is defined as a state in which the thickness t1 of the grown layer 20 at the center C of the surface (growth surface) is smaller than the thickness tn of the grown layer 20 at the periphery P.
  • the concave SiC single crystal ingot of this embodiment can further have at least one of the above-mentioned ingot features 5 and 6.
  • An SiC single crystal ingot that has at least one of ingot features 5 and 6 and has a concave surface (growth surface) can be said to have a gently concave surface (growth surface) that is closer to a plane (flat).
  • the SiC single crystal ingot of this embodiment having ingot feature 7 satisfies the following conditions. (Total thickness of the seed crystal and the outer periphery of the as-grown growth layer) ⁇ (Total thickness of the seed crystal and the center of the as-grown growth layer)
  • the SiC single crystal ingot of this embodiment having the ingot feature 7 satisfies the following conditions: (thickness of the outer part of the as-grown growth layer) ⁇ (thickness of the center part of the as-grown growth layer)
  • the SiC single crystal ingot of this embodiment may further have the following ingot feature 8.
  • TSD thread screw dislocation
  • BPD basic plane dislocation
  • both the TSD (threading screw dislocation) density and the BPD (basal plane dislocation) density may satisfy the above numerical ranges.
  • the SiC single crystal ingot of this embodiment can use crystal polytypes such as 4H-SiC and 6H-SiC.
  • the SiC single crystal ingot of this embodiment may have a (0001) or (000-1) surface, or may have a surface cut at an angle of 0.5 to 5 degrees relative to the (0001) or (000-1) surface.
  • solvent inclusions can be reduced by growing the growth layer 20 while maintaining the growth surface F in a state closer to a plane (closer to flatness). It is difficult to maintain a perfectly flat growth surface F during the growth of the growth layer 20, and some areas may become tilted, recessed, or convex. By reducing the extent of this, solvent inclusions can be reduced. Furthermore, while it is preferable to make the growth surface F of the growth layer 20 as flat as possible, if unevenness is formed, solvent inclusions can be reduced by making it concave.
  • the standard deviation of the thicknesses t'1 to t'n of the grown crystal measured at 2 mm intervals from the center C of the surface (growth surface F) toward the periphery P in the as-grown state is sufficiently reduced to 300 ⁇ m or less. Furthermore, in the SiC single crystal ingot of this embodiment, the standard deviation of the thicknesses t1 to tn of the grown layer measured at 2 mm intervals from the center C of the surface (growth surface F) toward the periphery P in the as-grown state is sufficiently reduced to 300 ⁇ m or less.
  • the SiC single crystal ingot of this embodiment may have a seed crystal 10 and a growth layer 20 in contact with the seed crystal 10, as shown in FIG. 1.
  • the SiC single crystal ingot of this embodiment may be one in which the seed crystal 10 has been removed from a layered structure (grown crystal) of the seed crystal 10 and growth layer 20 as shown in FIG. 1.
  • the SiC single crystal ingot of this embodiment may have at least one of the following ingot features 9 and 10.
  • the SiC single crystal ingot of this embodiment may or may not have at least one of ingot features 1 to 8.
  • the Cr concentration per area of the surface of the growth layer 20 is 1 ⁇ 10 15 atoms/cm 2 or less.
  • the Cr concentration per area of the surface may be 1 ⁇ 10 13 atoms/cm 2 or less, 1 ⁇ 10 11 atoms/cm 2 or less, 5 ⁇ 10 10 atoms/cm 2 or less, or 1 ⁇ 10 10 atoms/cm 2 or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but may be 0 atoms/cm 2 or more, or 1 ⁇ 10 8 atoms/cm 2 or more.
  • the Cr concentration per volume of the growth layer 20 is 1 ⁇ 10 16 atoms/cm 3 or more.
  • the Cr concentration per volume may be 1 ⁇ 10 17 atoms/cm 3 or more, or 5 ⁇ 10 17 atoms/cm 3 or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but may be 1 ⁇ 10 20 atoms/cm 3 or less, or 1 ⁇ 10 19 atoms/cm 3 or less.
  • a SiC single crystal wafer cut from a SiC single crystal ingot has wafer feature 7 and therefore ingot feature 10.
  • SiC single crystal wafers sliced from such SiC single crystal ingots of this embodiment have wafer characteristics 1 and 2 described above, and may also have wafer characteristics 3 to 7 described above.
  • the method for manufacturing the SiC single crystal ingot according to this embodiment includes a growing step S10.
  • a growth layer of a SiC single crystal is produced by a solution method. That is, in the growth step S10, a SiC seed crystal is brought into contact with a raw material solution containing Si and C, and a growth layer of a SiC single crystal is produced on the surface of the seed crystal.
  • the front and back surfaces of the seed crystal are flat.
  • the front surface of the seed crystal is the surface that contacts the growth layer.
  • the back surface of the seed crystal is the surface opposite to the surface that contacts the growth layer.
  • the surface of the seed crystal that contacts the raw material solution (the surface that contacts the growth layer) is a carbon surface ((000-1) plane), and it is preferable that the error from the (000-1) plane is ⁇ 0.1° or less.
  • the total thickness variation (TTV) of the seed crystal is preferably 10 ⁇ m or less.
  • the micropipe density is preferably 0.1/ cm2 or less.
  • a growth layer with a thickness of 1 mm or more can be produced.
  • the TTV is a value obtained by subtracting the highest point from the lowest point on the back surface of the wafer when the back surface of the wafer serving as a seed crystal is entirely attached to a flat chuck surface, and means the thickness variation based on the back surface of the wafer.
  • the growth layer is grown while maintaining the growth surface (the surface in contact with the raw material solution) of the growth layer in a more planar (flat) state.
  • the growth layer is grown so that the standard deviation of the thickness of the grown crystal measured at 2 mm intervals from the center of the surface (growth surface) toward the periphery is 300 ⁇ m or less.
  • the growth layer is grown so that the standard deviation of the thickness of the growth layer measured at 2 mm intervals from the center of the surface (growth surface) toward the periphery is 300 ⁇ m or less.
  • the growth layer may be grown to satisfy both of these conditions.
  • the growth step S10 employs one of the following growth methods 1 to 3 to achieve the growth of the characteristic growth layer described above.
  • Growth method 1 uses a seed crystal with a flat surface and increases the uniformity of the temperature distribution at the interface between the raw material solution and the growth layer (or the seed crystal without the growth layer), thereby achieving "growing the growth layer while maintaining the growth surface of the growth layer in a state closer to a plane (closer to flattening)."
  • the temperature of the raw material solution at the interface between the raw material solution and the seed crystal or growth layer where the temperature of the point facing the center of the seed crystal or growth layer is defined as a first temperature and the temperature of the point facing the periphery of the seed crystal or growth layer is defined as a second temperature, is set so that the absolute value of the "temperature difference between the first temperature and the second temperature" divided by the "distance between the center and the periphery" is 0.1 K/cm or less.
  • the above-described uniformity in temperature distribution can be achieved by adjusting the heater placement position, number of heaters, heater shape, etc. While it is difficult to confirm whether the above-described temperature distribution conditions are met while the growth layer is being grown, it is possible to confirm that the above-described temperature distribution conditions are met using the thermal fluid simulation described below.
  • the inventors have confirmed that when growth process S10 is performed with a heater configuration that satisfies the above-described temperature distribution conditions using the thermal fluid simulation described below, a SiC single crystal ingot having the above-described ingot characteristics can be produced. Note that as long as the above-described temperature distribution conditions are met in the thermal fluid simulation described below, there are no restrictions on the heater configuration (heater placement position, number of heaters, heater shape, etc.).
  • FIG 3 shows an overview of a crystal growth apparatus 1 that can be used in the growth step S10.
  • the crystal growth apparatus 1 has a crucible 3, a pulling shaft 7, and a heater 4 (a side heater 4a and a bottom heater 4b in Figure 3).
  • a SiC single crystal is produced by growing a crystal while contacting a SiC seed crystal 9 from above with a raw material solution 5 containing Si and C.
  • the figure shows a typical heater 4 configuration.
  • the heater 4 configuration is determined to satisfy the temperature distribution conditions described above through simulations described below.
  • the crystal growth apparatus 1 shown in Figure 3 has a raw material solution 5 containing Si and C inside a crucible 3, and a pulling shaft 7 that can rotate a seed crystal 9 attached to its tip, with its long axis serving as the rotation axis.
  • the centers of the crucible 3 and the pulling shaft 7 do not necessarily have to coincide, but it is preferable that they do, and it is more preferable that the center of the crucible 3, the rotation axis of the crucible 3, the center of the pulling shaft 7, and the rotation axis of the pulling shaft 7 all coincide.
  • the crucible 3 is preferably a graphite crucible made of graphite, which can supply carbon to the raw material solution 5.
  • crucibles other than graphite crucibles can be used as long as they can add hydrocarbon gas or a solid carbon source.
  • the rotation speed of the crucible 3 is preferably 5 to 50 rpm, and more preferably 20 to 40 rpm. Keeping the rotation speed within the above range enables efficient crystal growth without placing excessive strain on the equipment.
  • the crucible 3 may also be rotated while periodically reversing its direction of rotation between forward and reverse.
  • the crucible 3 is housed in a chamber (not shown).
  • the raw material solution 5 is heated by a heater 4 installed around the crucible 3, and is kept in a molten state.
  • the heater 4 may be an induction heater or a resistance heater.
  • the temperature inside the crucible 3 is preferably 1700 to 2100°C.
  • the temperature inside the crucible 3 is measured at or near the surface of the raw material solution 5, or inside the crucible 3, using a non-contact thermometer (CHINO, IR-CZH7 model).
  • the silicon source for the raw material solution can be metal silicon, silicon alloys, silicon compounds, etc.
  • the carbon source for the raw material solution can be solid carbon sources such as graphite, glassy carbon, and silicon carbide, or hydrocarbon gases such as methane, ethane, propane, and acetylene.
  • the source solution 5 is not particularly limited as long as it contains Si and C and is suitable for growing SiC crystals. However, it is preferable to use a solution in which C is dissolved in a Si solvent to which an additive element has been added.
  • the silicon alloy or silicon compound used as the silicon source for the source solution can be an alloy or compound of Si and at least one additive element selected from Ti, Cr, Sc, Ni, Al, Co, Mn, Mg, Ge, As, P, N, O, Dy, Y, Nb, Nd, and Fe.
  • a Si-Cr alloy containing 20 to 60 mol% Cr is preferred as the solvent due to its high carbon solubility, low vapor pressure, and chemical stability.
  • an inert gas such as a rare gas inside the crystal growth apparatus 1 to create an inert atmosphere.
  • an inert gas such as a rare gas
  • a gas that serves as a source of conductive impurities may be added to create a mixed gas atmosphere.
  • the pulling shaft 7 adjusts the position of the seed crystal 9 to grow a SiC single crystal on the surface of the seed crystal 9.
  • the diameter of the SiC single crystal may be approximately the same as that of the seed crystal 9, or the crystal may be grown so that its diameter is larger than that of the seed crystal 9.
  • the angle by which the diameter of the growing crystal is expanded is preferably 35 to 90 degrees, more preferably 60 to 90 degrees, and even more preferably 78 to 90 degrees.
  • the diameter of the growing crystal can be expanded to be larger than that of the seed crystal 9. Specifically, by lowering the solution temperature around the seed crystal and increasing the carbon supersaturation, the growth rate toward the side of the seed crystal increases, thereby expanding the crystal diameter.
  • a substrate holder that holds the seed crystal 9 is provided at the tip of the pulling shaft 7.
  • the substrate holder has a diameter of 4 inches or more, preferably 6 inches or more or 8 inches or more.
  • Such a large-diameter substrate holder can hold a large-diameter seed crystal 9.
  • the substrate holder can hold a seed crystal 9 with a diameter of 4 inches or more, preferably 6 inches or more or 8 inches or more.
  • a silicon carbide seed crystal 9 may be brought into contact with the raw material solution 5 whose concentration is not saturated, a melt-back process may be performed to dissolve a portion of the seed crystal 9, and then a SiC single crystal may be grown on the seed crystal 9.
  • the seed crystal 9 dissolves because the carbon concentration of the raw material solution 5 is unsaturated.
  • the unevenness of the surface of the seed crystal 9 disappears, and the underside of the seed crystal 9 becomes smooth.
  • the time for which the seed crystal 9 is immersed is adjusted, taking into account the dissolution rate, so that only a portion of the seed crystal 9 dissolves.
  • the raw material solution 5 is made supersaturated near the seed crystal 9, allowing a silicon carbide single crystal to grow on the seed crystal 9.
  • the method for performing the melt-back process is not particularly limited, if crucible 3 is made of graphite and carbon is supplied from crucible 3 to raw material solution 5, one possible method is to contact a seed crystal with raw material solution 5 at temperature T1 during the temperature rise. Because carbon dissolves slowly from crucible 3 and the carbon concentration of the raw material solution remains unsaturated during the temperature rise, when the seed crystal is contacted, carbon dissolves from crucible 3 and SiC dissolves from the seed crystal at the same time. By subsequently raising the temperature from T1 to T2 and maintaining it for a certain period of time to stabilize, carbon dissolves sufficiently from crucible 3, saturating the carbon concentration in the raw material solution, and allowing silicon carbide single crystals to grow on the seed crystal at temperature T2.
  • temperature T1 during the melt-back process of raw material solution 5 be 1420°C or higher and 2100°C or lower, and 1500°C or higher and 2000°C or lower. Furthermore, it is preferable that the temperature T2 during the crystal growth process is higher than T1, and T2 - T1 may be 5°C or higher, 50°C or higher, 100°C or higher, or 200°C or lower.
  • the amount of carbon source can be reduced during charging, the melt-back process can be performed while the raw material solution 5 is undersaturated, and then the carbon source can be supplied to the raw material solution 5 to increase the carbon concentration and perform the crystal growth process.
  • the underside of the seed crystal 9 is smoothed, resulting in good morphology in the subsequent crystal growth process.
  • Seed crystal 9 can be a crystal polytype such as 4H-SiC or 6H-SiC. Seed crystal 9 may be an on-substrate whose surface is a (000-1) plane, or an off-substrate whose surface is cut at an angle of 0.5 to 5 degrees relative to the (000-1) plane. The angle between the surface of seed crystal 9 and the (000-1) plane is called the off-angle.
  • the step flow direction is the direction in which the steps progress. For example, if the off-angle is formed toward the [11-20] direction, the step flow direction is the [11-20] direction. Regarding the off-angle, reference may be made to Figure 20 in WO 2014/034080, a patent document.
  • the thickness of seed crystal 9 is not particularly limited, but is typically 0.1 mm or greater.
  • At least the raw material solution 5 that comes into contact with the crystal growth surface of the seed crystal 9 must be in a supersaturated state.
  • Possible methods for achieving a supersaturated state of the solute C include the cooling method, in which the seed crystal substrate is immersed in a saturated SiC solution and then cooled to achieve a supersaturated state, and the temperature difference method, in which the seed crystal substrate is immersed in a SiC solution with a temperature gradient and SiC crystals are crystallized in the low-temperature portion.
  • the entire raw material solution 5 becomes supersaturated, so crystal growth can also be achieved by rotating the pulling shaft 7 while the seed crystal 9 is immersed in the raw material solution 5.
  • the seed crystal 9 may remain fixed, but is preferably rotated in a plane parallel to the surface of the raw material solution 5.
  • the rotation speed is preferably 20 to 300 rpm, and more preferably 20 to 150 rpm.
  • the seed crystal 9 rotates in a cycle of alternating forward and reverse rotation, with the cycle being approximately 30 seconds to 5 minutes. By periodically switching the direction of rotation, it is possible to control the flow of the raw material solution on the growth surface of the seed crystal during crystal growth.
  • the seed crystal 9, which is an off-substrate, can be cut out so that it has a specified off-angle with respect to the (000-1) plane. It is particularly preferable that the off-angle be in the range of 0.5 to 5 degrees from the [0001] direction to the [11-20] direction.
  • the seed crystal 9 is attached to the pulling shaft 7 so that the off-angled plane serves as the crystal growth surface and comes into contact with the raw material solution 5.
  • Growth method 2 uses a unique SiC single crystal ingot manufacturing apparatus (crystal growth apparatus) to achieve “growing a growth layer while maintaining the growth surface of the growth layer in a state closer to a plane (closer to flatness)."
  • Figure 5 shows a schematic diagram of an example of a crystal growth apparatus 1 used in growth method 2.
  • the illustrated crystal growth apparatus 1 differs from the crystal growth apparatus 1 described using Figure 3 in the configuration of the crucible 3.
  • the crystal growth apparatus 1 used in growth method 2 can have the same configuration as the crystal growth apparatus 1 described using Figure 3, except for the configuration of the crucible 3.
  • widely known technology can be used for the configuration other than the crystal growth apparatus 1 in growth method 2.
  • An example is as described for growth method 1.
  • the configuration of the crucible 3 will be described in detail below.
  • the crucible 3 has a solution containing space 3-4 surrounded by a bottom 3-1, a sidewall 3-2, and an opening 3-3.
  • the opening 3-3 faces the bottom 3-1.
  • a raw material solution 5 is contained in the solution containing space 3-4.
  • the opening 3-3 is open and not partitioned.
  • the pulling shaft 7 inserts a seed crystal 9 into the crucible 3 through the opening 3-3.
  • the planar shapes of the bottom 3-1 and the opening 3-3 are, for example, circular, but may be other shapes.
  • the solution storage space 3-4 has a first space 3-4-1 and a second space 3-4-2.
  • the first space 3-4-1 and the second space 3-4-2 have different diameters in a cross section perpendicular to the height direction from the bottom 3-1 to the opening 3-3 (hereinafter sometimes referred to as "the cross section").
  • the first space 3-4-1 and the second space 3-4-2 are connected side by side in the height direction from the bottom 3-1 to the opening 3-3.
  • the first space 3-4-1 is located on the bottom 3-1 side.
  • the second space 3-4-2 is located on the opening 3-3 side.
  • the cross-sectional shapes of the first space 3-4-1 and the second space 3-4-2 are, for example, circular, but may be other shapes.
  • the sidewall of the first space 3-4-1 may be perpendicular to the bottom 3-1 or may be inclined. If inclined, the diameter of the cross section of the first space 3-4-1 may be an average value. Furthermore, if it is inclined, the diameter of the cross section of the second space 3-4-2 can be an average value.
  • the diameter of the first space 3-4-1 in the cross section is indicated by D1
  • the diameter of the second space 3-4-2 in the cross section is indicated by D2 .
  • the diameter D1 of the first space 3-4-1 is smaller than the diameter D2 of the second space 3-4-2.
  • the ratio (diameter D 1 of the first space 3-4-1 at the cross section)/(diameter D 2 of the second space 3-4-2 at the cross section) may be 0.30 or more and 0.90 or less, preferably 0.65 or more and 0.90 or less, and more preferably 0.65 or more and 0.76 or less.
  • (height H 1 of the first space 3-4-1 in the height direction)/(height H 2 of the raw material solution 5 contained in the second space 3-4-2 in the height direction) is 0.2 or more and 0.8 or less.
  • the height direction is the direction from the bottom 3-1 toward the opening 3-3.
  • the diameter D1 of the first space 3-4-1 in the cross section is preferably larger than the diameter d1 of the seed crystal 9 (SiC seed crystal).
  • Figures 6(A) to (E) are crucibles 3 having a first space 3-4-1 and a second space 3-4-2 that are different in diameter.
  • Figure 6(A) is a crucible 3 that does not have a first space 3-4-1 and a second space 3-4-2 that are different in diameter.
  • the crucibles 3 in Figures 6(B) to (E) have different diameters of the first space 3-4-1.
  • the diameter of the first space 3-4-1 decreases in the order of Figure 6(B) ⁇ Figure 6(C) ⁇ Figure 6(D) ⁇ Figure 6(E).
  • the diameter of the first space 3-4-1 is larger than the diameter of the seed crystal 9. If the diameter of the first space 3-4-1 is smaller than the diameter of the seed crystal 9, it becomes difficult to supply solute to the outer periphery of the seed crystal 9, as shown in Figure 6 (E). As a result, more solute is supplied to the center, making it easier to obtain convex crystals. By making the diameter of the first space 3-4-1 larger than the diameter of the seed crystal 9, this inconvenience can be suppressed.
  • the shape of the resulting crystal can be adjusted by adjusting the diameter of the first space 3-4-1.
  • the crystal shape can be changed from concave to flat to convex.
  • “Growth method 3” Growth method 3 combines growth methods 1 and 2. That is, in growth method 3, a crystal is grown using the crystal growth apparatus 1 described in growth method 2. Furthermore, in growth method 3, as described in growth method 1, when the temperature of the raw material solution at the interface between the raw material solution and the seed crystal or the growth layer, where the temperature of a portion facing the center of the seed crystal or the growth layer is defined as a first temperature and the temperature of a portion facing the periphery of the seed crystal or the growth layer is defined as a second temperature, the absolute value of the value obtained by dividing the "temperature difference between the first temperature and the second temperature" by the "distance between the center and the periphery” is set to be 0.1 K/cm or less.
  • the method for manufacturing a SiC single crystal wafer of this embodiment includes a growing step S10 and a slicing step S11.
  • the growth step S10 is as described in the method for manufacturing a SiC single crystal ingot.
  • the SiC single crystal ingot of this embodiment described above is manufactured by the growth step S10.
  • SiC single crystal wafers are cut from the SiC single crystal ingot produced in the growth step S10. Through these steps, the SiC single crystal wafer of the present embodiment described above is produced. There are no particular restrictions on the method for cutting SiC single crystal wafers from the SiC single crystal ingot, and widely known techniques such as wire saw cutting and laser cutting can be used.
  • the film formation method includes a step of epitaxially forming a SiC film on a characteristic SiC single crystal wafer.
  • the SiC single crystal wafer includes at least one of the above-mentioned wafer features 1 to 7.
  • the SiC single crystal wafer may have a surface area Cr concentration of 1 ⁇ 10 15 atoms/cm 2 or less.
  • the SiC single crystal wafer may have a diameter of 4 inches or more and a volumetric Cr concentration of 1 ⁇ 10 16 atoms/cm 3 or more.
  • the volumetric Cr concentration in the SiC epitaxially grown film can be 1 ⁇ 10 15 atoms/cm 3 or less.
  • SiC single crystal features exemplified here are merely examples, and the SiC single crystal may have other features described above as wafer features 1 to 7.
  • the method for forming a SiC epitaxially grown film of this embodiment can be realized using widely known technology, except for the use of such a characteristic SiC single crystal.
  • Example 1 A 6-inch disk-shaped 4H-SiC single crystal (seed crystal) was attached to a graphite pulling shaft.
  • the seed crystal had a lower end surface that was the (000-1) plane, a deviation from the (000-1) plane of ⁇ 0.1° or less , a thickness of approximately 500 ⁇ m, a total thickness variation (TTV) of 7 ⁇ m or less, and a micropipe density of 0.07/cm2 or less.
  • a mixed raw material of silicon and chromium 40 mol% chromium
  • a Si-Cr-C solution containing dissolved graphite was prepared by holding the Si-Cr in a molten state in the graphite crucible.
  • the atmospheric gas was helium gas, and the pressure was 1 atmosphere.
  • the temperature of the radiation thermometer installed below the crucible axis, which measures the temperature at the bottom of the crucible reached 2050°C
  • the seed crystal attached to the pulling axis was brought into contact with the solution, and crystal growth on the seed crystal began.
  • the pulling axis and the crucible axis were rotated synchronously with a period of 82 seconds, with their rotation directions opposite each other.
  • the position of the pulling axis was adjusted during growth to allow crystal growth to proceed in the thickness direction.
  • the crystal was pulled out of the solution, and the furnace was cooled.
  • a 4H-SiC grown crystal with an average thickness of 10 mm was formed on the seed crystal, yielding a SiC single crystal ingot.
  • SiC single crystal wafers can be obtained by slicing this SiC single crystal ingot to the specified thickness.
  • the temperature distribution inside the growth furnace was analyzed using simulation software (COMSOL Multiphysics, COMSOL).
  • the analytical model was two-dimensionally axially symmetric, and a thermal fluid simulation was performed taking into account heat conduction, radiation, and convection. The calculation was time-dependent and terminated when the temperature reached a steady state.
  • the obtained ingot was sliced, and a 20 mm square piece was cut out from the center of the growth surface.
  • the (0001) plane side was polished, and the dislocation density was measured after KOH etching.
  • the etching temperature was 510°C and the treatment time was 10 minutes.
  • a digital microscope was used to observe the etch pits.
  • the type of dislocation was determined based on the shape of the etch pits. As a result, the TSD (threading screw dislocation) density was 7/ cm2 and the BPD (basal plane dislocation) density was 8/ cm2 .
  • Example 2 Crystal growth was carried out in the same manner as in Example 1, except that the output balance between the side heater and the bottom heater was changed. As a result, the "temperature difference between the first temperature and the second temperature" was -0.1 K, and the value obtained by dividing this by the "distance between the center and the outer periphery" was -0.013 K/cm. The thickness of the grown crystal was 10 mm.
  • the dislocation density was measured by the same method as in Example 1. As a result, the TSD (threading screw dislocation) density was 6/cm 2 , and the BPD (basal plane dislocation) density was 9/cm 2 .
  • Example 3 Crystal growth was performed in the same manner as in Example 2, except that the meniscus height was lower than in Example 2 and the growth time was longer. As a result, the "temperature difference between the first and second temperatures" was -0.1 K, and the value divided by the "distance between the center and the outer periphery" was -0.013 K/cm. The diameter of the grown crystal expanded to 8 inches, and the thickness of the grown crystal was 13 mm. Note that although the grown crystal was grown so that its diameter expanded, the thermal fluid simulation evaluated the state when the temperature distribution reached a steady state, and therefore evaluated it with the same diameter as the seed crystal.
  • the dislocation density was measured by the same method as in Example 1. As a result, the TSD (threading screw dislocation) density was 9/cm 2 , and the BPD (basal plane dislocation) density was 11/cm 2 .
  • Example 1 shows the evaluation results for Examples 1 to 3 and Comparative Example 1.
  • the seed crystals used were all the same, 6 inches.
  • the diameter of the grown crystals was 6 inches or more in all Examples 1 to 3 and Comparative Example 1, and the diameter of the grown crystal in Example 3 reached 8 inches.
  • ⁇ T is the temperature difference between the first temperature and the second temperature calculated in the simulation described above.
  • the first temperature is the temperature of the raw material solution at the interface between the raw material solution and the seed crystal or growth layer, and is the temperature of the location facing the center of the seed crystal or growth layer.
  • the second temperature is the temperature of the raw material solution at the interface between the raw material solution and the seed crystal or growth layer, and is the temperature of the location facing the outer periphery of the seed crystal or growth layer.
  • the absolute value of ⁇ T is 0.4 K or less, which is smaller than in Comparative Example 1.
  • ⁇ T per unit length is the value obtained by dividing " ⁇ T" by the “distance between the center and the outer periphery.” In Examples 1 to 3, the absolute value of ⁇ T per unit length is 0.1 K/cm or less, which is smaller than that of Comparative Example 1.
  • the interface shape is the shape of the surface (growth surface) of the growth layer at the interface between the growth layer and the raw material solution. Specifically, the growth surface of the growth layer (SiC single crystal ingot) in the as-grown state was evaluated.
  • the standard deviation of growth thickness is the "standard deviation of growth layer thickness" measured at 2 mm intervals from the center to the periphery of the surface of the as-grown growth layer.
  • the standard deviation of the grown crystal thickness is the "standard deviation of the grown crystal thickness" measured at 2 mm intervals from the center to the periphery of the surface of the grown crystal (a laminate of seed crystal and growth layer) in the as-grown state.
  • Comparative Example 1 where the "absolute value of ⁇ T" and “absolute value of ⁇ T per unit length” were relatively large and the uniformity of the temperature distribution was not improved, the interface shape was concave. In Comparative Example 1, the standard deviation of the growth thickness and the standard deviation of the grown crystal thickness were large, at over 300 ⁇ m.
  • the area ratio of solvent inclusions is the area ratio of the solvent inclusion region observed in an image taken of the surface of the growth layer of an as-grown SiC single crystal ingot to the growth surface.
  • Example 1 to 3 in which the temperature distribution at the interface between the raw material solution and the growth layer (or the seed crystal without a growth layer) was made more uniform, and the growth layer was grown while maintaining a more planar (closer to flat) growth surface, the above area ratio was sufficiently small, at 5% or less, preferably 1% or less. In other words, solvent inclusions were sufficiently reduced.
  • Comparative Example 1 in which the growth layer was not grown while maintaining the growth surface of the growth layer in a more planar (closer to flat) state, the above area ratio was greater than 5%, which was large. In other words, solvent inclusions were not reduced.
  • TSD Thireading Screw Dislocation
  • BPD Basal Plane Dislocation
  • SiC single crystal ingots of Examples 4 to 7 were produced as follows.
  • Example 4 A SiC single crystal ingot was produced using a crystal growth apparatus 1 as shown in Figure 5, which satisfied the following conditions: A crystal was grown in the same manner as in Example 1, except that the crystal growth apparatus was different.
  • the diameter D1 of the first space 3-4-1 in the cross section is 200 mm
  • the diameter D2 of the second space 3-4-2 in the cross section is 250 mm
  • Diameter D 1 / diameter D 2 is 0.8
  • the height H1 of the first space 3-4-1 in the height direction is 25 mm
  • the height H2 in the height direction of the raw material solution 5 contained in the second space 3-4-2 is 20 mm.
  • Example 5 A SiC single crystal ingot was produced in the same manner as in Example 4, except that a crystal growth apparatus 1 as shown in FIG. 5 was used, which satisfied the following conditions.
  • the diameter D1 of the first space 3-4-1 in the cross section is 180 mm
  • the diameter D2 of the second space 3-4-2 in the cross section is 250 mm
  • Diameter D 1 / diameter D 2 is 0.72
  • the height H1 of the first space 3-4-1 in the height direction is 25 mm
  • the height H2 in the height direction of the raw material solution 5 contained in the second space 3-4-2 is 20 mm.
  • Example 6 A SiC single crystal ingot was produced in the same manner as in Example 4, except that a crystal growth apparatus 1 as shown in FIG. 5 was used, which satisfied the following conditions.
  • the diameter D1 of the first space 3-4-1 in the cross section is 150 mm
  • the diameter D2 of the second space 3-4-2 in the cross section is 250 mm
  • Diameter D 1 / diameter D 2 is 0.6
  • the height H1 of the first space 3-4-1 in the height direction is 25 mm
  • the height H2 in the height direction of the raw material solution 5 contained in the second space 3-4-2 is 20 mm.
  • Example 7 A SiC single crystal ingot was produced in the same manner as in Example 4, except that a crystal growth apparatus 1 as shown in FIG. 5 was used, which satisfied the following conditions.
  • the diameter D1 of the first space 3-4-1 in the cross section is 120 mm
  • the diameter D2 of the second space 3-4-2 in the cross section is 250 mm
  • Diameter D 1 / diameter D 2 is 0.4
  • the height H1 of the first space 3-4-1 in the height direction is 25 mm
  • the height H2 in the height direction of the raw material solution 5 contained in the second space 3-4-2 is 20 mm.
  • Diameter of lower crucible in the table is diameter D1 in the cross section of the first space 3-4-1.
  • Diameter of lower stage/diameter of upper stage in the table is diameter D1 /diameter D2 .
  • the interface shape is the shape of the surface (growth surface) of the growth layer at the interface between the growth layer and the raw material solution. Specifically, the growth surface of the growth layer (SiC single crystal ingot) in the as-grown state was evaluated.
  • the “gentle concave” refers to a state in which concaves formed over the entire surface of the growth layer are observed, and no localized concaves are observed in a part of the surface of the growth layer.
  • “Flat” refers to a state in which the standard deviation of the grown crystal thickness is 50 ⁇ m or less.
  • the term “gentle convexity” refers to a state in which a convexity formed over the entire surface of the growth layer is observed. In other words, in a gentle convexity, a convexity that appears locally in a part of the surface of the growth layer is not observed.
  • “Locally centrally convex” refers to a state in which a locally convex shape is observed in a portion of the surface of the growth layer.
  • the standard deviation of growth thickness is the "standard deviation of growth layer thickness" measured at 2 mm intervals from the center to the periphery of the surface of the as-grown growth layer.
  • the standard deviation of the grown crystal thickness is the "standard deviation of the grown crystal thickness" measured at 2 mm intervals from the center to the periphery of the surface of the grown crystal (a laminate of seed crystal and growth layer) in the as-grown state.
  • the area ratio of solvent inclusions is the area ratio of the solvent inclusion region to the growth surface, as observed in an image of the surface of the growth layer of the as-grown SiC single crystal ingot, and was calculated using the same method as in Examples 1 to 3 and Comparative Example 1.
  • Examples 4 and 5 in which diameter D1 /diameter D2 was adjusted to 0.65 or more and 0.90 or less, the standard deviation of the growth thickness and the standard deviation of the grown crystal thickness were both 200 ⁇ m or less, which were sufficiently smaller than those of Examples 6 and 7, which did not satisfy this condition. That is, in Examples 4 and 5, the growth layer was grown while maintaining the growth surface in a state closer to a plane (closer to flatness) than those of Examples 6 and 7. Furthermore, in both of Examples 4 and 5, the area ratio of solvent inclusions was 1% or less, which was sufficiently smaller than those of Examples 6 and 7.
  • Example 5 in which diameter D1 /diameter D2 was adjusted to 0.65 or more and 0.76 or less, the standard deviation of the growth thickness and the standard deviation of the grown crystal thickness were both 100 ⁇ m or less, specifically 50 ⁇ m or less, more specifically 20 ⁇ m or less, which were sufficiently smaller than those of Examples 4, 6, and 7, which did not satisfy this condition. That is, in Example 5, the growth layer was grown while maintaining the growth surface in a state closer to a plane (closer to flatness) than those of Examples 2, 6, and 7. Furthermore, in Example 5, the area ratio of solvent inclusions was 0.5% or less, specifically 0.25% or less, more specifically 0.15% or less, which was sufficiently smaller than those of Examples 4, 6, and 7.
  • Table 2 shows that the interface shapes of Examples 4 to 7 change regularly with changes in diameter D1 /diameter D2 . That is, by adjusting diameter D1 /diameter D2 to 0.65 or more and 0.76 or less, the interface shape can be made flat. By making diameter D1 /diameter D2 greater than 0.76, the interface shape can be made concave. By making diameter D1 /diameter D2 smaller than 0.65, the interface shape can be made convex. The reason for this is thought to be due to the phenomenon described with reference to FIG. 6.
  • Example 5 Inidentally, ⁇ T and ⁇ T per unit length for Example 5 were calculated using the same methods as for Examples 1 to 3 and Comparative Example 1. ⁇ T was 0.7, and ⁇ T per unit length was 0.092 K/cm. In other words, Example 5 corresponds to Growth Method 3 described above. These results demonstrate that solvent inclusions can also be reduced using Growth Method 3, which combines Growth Methods 1 and 2.
  • Example 8 A SiC single crystal ingot was produced in the same manner as in Example 1, except that the seed crystal was 6 inches and the seed crystal attached to the pulling shaft was brought into contact with the solution when the temperature on the radiation thermometer reached 2070°C. A grown crystal of 4H—SiC with an average thickness of 2 mm was formed on the seed crystal, and a SiC single crystal ingot was obtained.
  • a thermal fluid simulation was performed on the temperature distribution in the solution during crystal growth, and the state in which the temperature distribution reached a steady state was evaluated.
  • the "temperature of the raw material solution at the interface between the raw material solution and the seed crystal or growth layer, where the temperature at the point facing the center of the seed crystal or growth layer is defined as the first temperature” and the “temperature at the point facing the periphery of the seed crystal or growth layer is defined as the second temperature” the "temperature difference between the first temperature and the second temperature” was -0.05 K, and the value divided by the "distance between the center and the periphery” was -0.007 K/cm.
  • the solvent inclusion ratio was determined using the same method as in Example 1. As a result, no inclusions were observed within the wafer surface, resulting in a ratio of 0%.
  • the dislocation density was measured by the same method as in Example 1. As a result, the TSD (threading screw dislocation) density was 5/cm 2 , and the BPD (basal plane dislocation) density was 5/cm 2 .
  • a wafer having a thickness of 500 ⁇ m was cut out from the growth layer, and the surface Cr concentration of the wafer was analyzed using a total reflection X-ray fluorescence analyzer (TXRF, Rigaku TXRF-3800e) and found to be 0.8 ⁇ 10 10 atoms/cm 2 .
  • TXRF total reflection X-ray fluorescence analyzer
  • This value met the acceptance criteria for equipment that grows epitaxial films on wafers. Therefore, if epitaxial growth of SiC is performed on this wafer, an epitaxially grown SiC film with a Cr concentration per volume of 1 ⁇ 10 15 atoms/cm 3 or less can be obtained.
  • a wafer with a thickness of 500 ⁇ m was cut out from the growth layer, and one point at the center of the wafer was measured by secondary ion mass spectrometry (SIMS, CAMECA IMS-7F, measurement conditions: primary ion species Cs+, primary ion energy 15.0 keV), and 1 ⁇ 10 17 atoms/cm 3 of Cr was detected.
  • SIMS secondary ion mass spectrometry
  • a SiC single crystal ingot in which the area ratio of solvent inclusion regions to the surface as observed in an image of the surface is 5% or less.
  • the SiC single crystal ingot according to 1 or 2 having a diameter of 6 inches or more.
  • the SiC single crystal ingot according to any one of 1 to 4 wherein the standard deviation of thickness measured at 2 mm intervals from the center toward the periphery of the surface in an as-grown state is 300 ⁇ m or less. 6.
  • a crystal growth device having a seed crystal and a growth layer in contact with the seed crystal, the seed crystal has a surface opposite to the surface in contact with the growth layer that is a flat surface; 7.
  • the SiC single crystal ingot according to 8 wherein (the total thickness of the seed crystal and the outer periphery of the growth layer in an as-grown state) ⁇ (the total thickness of the seed crystal and the central part of the growth layer in an as-grown state) is satisfied.
  • a SiC single crystal ingot according to any one of 1 to 10 wherein the surface area Cr concentration is 1 ⁇ 10 15 atoms/cm 2 or less. 10-2.
  • 14-2. A SiC single crystal wafer according to 14-1, having a Cr concentration per volume of 1 ⁇ 10 16 atoms/cm 3 or more.
  • a SiC single crystal wafer according to 14-3 having a Cr concentration per volume of 1 ⁇ 10 16 atoms/cm 3 or more.
  • the temperature of a portion facing the center of the SiC seed crystal or the growth layer is defined as a first temperature and the temperature of a portion facing the outer periphery of the SiC seed crystal or the growth layer is defined as a second temperature
  • the absolute value of the temperature difference between the first temperature and the second temperature divided by the distance between the center and the outer periphery is 0.1 K/cm or less.
  • a growth step of contacting a SiC seed crystal with a raw material solution containing Si and C to form a growth layer of a SiC single crystal on the surface of the SiC seed crystal In the growing step, a crucible having a solution containing space surrounded by a bottom, a sidewall, and an opening facing the bottom, the solution containing space containing the raw material solution; a chamber containing the crucible; a pulling shaft to which the SiC seed crystal having a diameter of 4 inches or more is attached; a heater for heating the raw material solution contained in the crucible; and
  • the solution-containing space of the crucible is a first space and a second space having different diameters in a cross section perpendicular to a height direction from the bottom portion toward the opening portion; the first space and the second space are arranged side by side in the height direction and connected to each other, A method for manufacturing a SiC single crystal ingot, which produces the growth layer using a manufacturing device in which the diameter of the cross section of the first space located on the bottom
  • the temperature of a portion facing the center of the SiC seed crystal or the growth layer is defined as a first temperature and the temperature of a portion facing the outer periphery of the SiC seed crystal or the growth layer is defined as a second temperature
  • the temperature of a portion facing the outer periphery of the SiC seed crystal or the growth layer is defined as a second temperature
  • a crucible having a solution containing space surrounded by a bottom, a sidewall, and an opening facing the bottom, wherein a raw material solution containing Si and C is contained in the solution containing space; a chamber containing the crucible; a pulling shaft to which a SiC seed crystal having a diameter of 4 inches or more is attached; a heater for heating the raw material solution contained in the crucible; and
  • the solution-containing space of the crucible is a first space and a second space having different diameters in a cross section perpendicular to a height direction from the bottom portion toward the opening portion; the first space and the second space are arranged side by side in the height direction and connected to each other, a diameter of the cross section of the first space located on the bottom side being smaller than a diameter of the cross section of the second space located on the opening side; 32.
  • 36. The apparatus for producing a SiC single crystal ingot according to any one of 31 to 35, wherein (height of the first space in the height direction)/(height of the raw material solution contained in the second space in the height direction) is 0.2 or more and 0.8 or less.
  • 37. The apparatus for producing a SiC single crystal ingot according to any one of 31 to 36, wherein the diameter of the SiC seed crystal is 6 inches or more. 38.
  • a method for forming a SiC epitaxially grown film comprising the step of epitaxially growing a SiC film on a SiC single crystal wafer having a surface area Cr concentration of 1 ⁇ 10 15 atoms/cm 2 or less.
  • 39. The method for forming a SiC epitaxially grown film according to 38, wherein the Cr concentration per volume in the SiC epitaxially grown film is 1 ⁇ 10 15 atoms/cm 3 or less.
  • Crystal growth device 3 Crucible 3-1 3-2 3-3 3-4 3-4-1 3-4-2 4 heater 5 raw material solution 6 radiation thermometer 7 pulling shaft 9 seed crystal 10 seed crystal 20 growth layer

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Abstract

本開示のＳｉＣ単結晶インゴットは、直径が４インチ以上で、表面を撮影した画像において観察される溶媒インクルージョン領域の表面に対する面積比率が５％以下である。

Description

ＳｉＣ単結晶ウエハ、ＳｉＣ単結晶インゴット、ＳｉＣ単結晶ウエハの製造方法、ＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法、ＳｉＣ単結晶インゴットの製造装置、及びＳｉＣエピタキシャル成長膜の成膜方法
　ＳｉＣ単結晶ウエハ、ＳｉＣ単結晶インゴット、ＳｉＣ単結晶ウエハの製造方法、ＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法、ＳｉＣ単結晶インゴットの製造装置、及びＳｉＣエピタキシャル成長膜の成膜方法に関する。
　溶液法を利用したＳｉＣ単結晶成長は、一般的にカーボン坩堝内で金属を添加したシリコンを融解させ、そこに種結晶を接着した引き上げ軸を接触させて結晶化させている。ただし、成長環境によっては結晶内部に溶媒がそのまま取り込まれることがある（溶媒インクルージョン）。この溶媒インクルージョンは成長中の高温環境では融液状態であるが、成長終了後冷却が進むにつれて凝固する。その際強い応力が発生し、成長結晶の結晶性が悪化するという問題があった。
　特許文献１は、溶液法を利用したＳｉＣ単結晶成長において、成長界面を凹面に制御するとともに、成長界面近傍の溶媒流れを中央から外向きに流動させることで溶媒インクルージョンを改善する技術を開示している。
　特許文献２は、互いに径が異なる下部収納室と上部収納室を有する坩堝にＳｉＣ溶液を収納する製造装置を開示している。下部収納室と上部収納室の径の比は、上昇流の流速を最適化するために調整されている。具体的には、（下部収納室の径）／（上部収納室の径）は０．２５～０．６５に調整されている。
特開２０１４－１９６１４号公報 特許第５４３９３５３号
　特許文献１の技術で溶媒インクルージョンの改善が確認されているＳｉＣ単結晶の直径の最大値は４４．６ｍｍと比較的小さい。特許文献２は、溶媒インクルージョンについて言及していない。
　本開示の課題の一例は、従来技術に比べて直径が大きいＳｉＣ単結晶において溶媒インクルージョンを改善することである。
　本開示によれば、
　直径が４インチ以上で、
　表面を撮影した画像において観察される溶媒インクルージョン領域の前記表面に対する面積比率が５％以下であるＳｉＣ単結晶ウエハが提供される。
　また、本開示によれば、
　直径が４インチ以上で、
　表面を撮影した画像において観察される溶媒インクルージョン領域の前記表面に対する面積比率が５％以下であるＳｉＣ単結晶インゴットが提供される。
　また、本開示によれば、
　ＳｉＣ種結晶をＳｉ及びＣを含む原料溶液に接触させ、前記ＳｉＣ種結晶の表面にＳｉＣ単結晶の成長層を生成する成長工程を有し、
　前記ＳｉＣ種結晶と、前記成長工程で得られたas-grown状態の前記成長層の合計の厚さを、中心から外周に向かって２ｍｍ間隔で測定した厚さの標準偏差が３００μｍ以下であるＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法が提供される。
　また、本開示によれば、
　ＳｉＣ種結晶をＳｉ及びＣを含む原料溶液に接触させ、前記ＳｉＣ種結晶の表面にＳｉＣ単結晶の成長層を生成する成長工程を有し、
　前記成長工程では、
　　底部と、側壁部と、前記底部に対向する開口部と、で囲まれた溶液収容空間を有し、前記溶液収容空間に前記原料溶液が収容される坩堝と、
　　前記坩堝を収容するチャンバと、
　　直径が４インチ以上の前記ＳｉＣ種結晶が取り付けられる引き上げ軸と、
　　前記坩堝に収容された前記原料溶液を加熱するヒータと、
　を有し、
　　前記坩堝の前記溶液収容空間は、
　　　前記底部から前記開口部に向かう高さ方向に垂直な断面における径が互いに異なる第１の空間と第２の空間とを有し、
　　　前記第１の空間及び前記第２の空間が前記高さ方向に並んで繋がっており、
　　　前記底部側に位置する前記第１の空間の前記断面における径は、前記開口部側に位置する前記第２の空間の前記断面における径よりも小さい製造装置を用いて、前記成長層を生成するＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法が提供される。
　また、本開示によれば、
　前記ＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法でＳｉＣ単結晶インゴットを製造する工程と、
　前記ＳｉＣ単結晶インゴットからＳｉＣ単結晶ウエハを切り出す工程と、
を有するＳｉＣ単結晶ウエハの製造方法が提供される。
　また、本開示によれば、
　底部と、側壁部と、前記底部に対向する開口部と、で囲まれた溶液収容空間を有し、前記溶液収容空間にＳｉ及びＣを含む原料溶液が収容される坩堝と、
　前記坩堝を収容するチャンバと、
　直径が４インチ以上のＳｉＣ種結晶が取り付けられる引き上げ軸と、
　前記坩堝に収容された前記原料溶液を加熱するヒータと、
　を有し、
　前記坩堝の前記溶液収容空間は、
　　前記底部から前記開口部に向かう高さ方向に垂直な断面における径が互いに異なる第１の空間と第２の空間とを有し、
　　前記第１の空間及び前記第２の空間が前記高さ方向に並んで繋がっており、
　　前記底部側に位置する前記第１の空間の前記断面における径は、前記開口部側に位置する前記第２の空間の前記断面における径よりも小さい、ＳｉＣ単結晶インゴットの製造装置が提供される。
　本開示の一態様によれば、従来技術に比べて直径が大きいＳｉＣ単結晶において溶媒インクルージョンを改善する技術が提供される。
図１は、ＳｉＣ単結晶インゴットの特徴を説明するための図である。 図２は、ＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法の一例を示すフローチャートである。 図３は、結晶成長装置の一例の概要を示す図である。 図４は、ＳｉＣ単結晶ウエハの製造方法の一例を示すフローチャートである。 図５は、結晶成長装置の他の一例の概要を示す図である。 図６は、図５の結晶成長装置を利用することで実現される作用効果を説明するための図である。 図７は、ＳｉＣ単結晶インゴットの特徴を説明するための他の図である。
　以下、本開示の実施形態について、図面を用いて説明する。本開示において図面は、１以上の実施形態に関連付けられる。また、全ての図面において、同様な構成要素には同様の符号を付し、適宜説明を省略する。
＜ＳｉＣ単結晶ウエハ＞
　本実施形態のＳｉＣ単結晶ウエハは「溶液法」で製造されたものである。本実施形態のＳｉＣ単結晶ウエハは、溶液法で製造されたものでありながら、以下のウエハ特徴１及び２の両方を備える。
「ウエハ特徴１」直径が４インチ以上、好ましくは６インチ以上又は８インチ以上
「ウエハ特徴２」表面を撮影した画像において観察される溶媒インクルージョン領域の当該表面に対する面積比率が５％以下、好ましくは１％以下
　溶媒インクルージョン領域は、画像内のＳｉＣ単結晶ウエハの領域の中の一部領域であって、溶媒インクルージョンが存在する領域である。
　このように、本実施形態のＳｉＣ単結晶ウエハは、溶液法で製造されたものであるにも関わらず、比較的大口径でありながら、溶媒インクルージョンが十分に低減されている。
　なお、本実施形態のＳｉＣ単結晶ウエハは、溶液法で製造されたものであるため、溶媒インクルージョンを含む場合もある。このため、本実施形態のＳｉＣ単結晶ウエハは以下の特徴をさらに備えてもよい。
「ウエハ特徴３」表面を撮影した画像において観察される溶媒インクルージョン領域の当該表面に対する面積比率が０．０１％以上
　また、本実施形態のＳｉＣ単結晶ウエハは以下のウエハ特徴４をさらに備えることができる。
「ウエハ特徴４」厚さが５０μｍ以上６００μｍ以下
　また、本実施形態のＳｉＣ単結晶ウエハは以下のウエハ特徴５をさらに備えることができる。
「ウエハ特徴５」表面の中央部のＴＳＤ（貫通らせん転位）密度又はＢＰＤ（基底面転位）密度が、１００個／ｃｍ２以下、好ましくは５０個／ｃｍ２以下、２０個／ｃｍ２以下又は１０個／ｃｍ２以下
　なお、ＴＳＤ（貫通らせん転位）密度とＢＰＤ（基底面転位）密度の両方が上記数値範囲を満たしてもよい。
　以下で詳細を説明するが、本実施形態のＳｉＣ単結晶ウエハは、成長させたＳｉＣ単結晶から切り出すことで製造される。
　なお、ウエハ特徴２及び３で示される「面積比率」は、以下のようにして測定した値である。後述するインゴット特徴２及び３で示される「面積比率」も、同様の方法で測定した値である。
　面積比率の算出には、デジタルマイクロスコープの面積計測機能を用いることができる。結晶表面全体の画像を得て、結晶表面全体の明度を０～２５５で表し、１００以下の領域を溶媒インクルージョン箇所とみなして色分けし、色分け箇所の面積を結晶表面全体の面積で割ることで、溶媒インクルージョンの面積比率を求めることができる。
　また、本実施形態のＳｉＣ単結晶ウエハは、４Ｈ－ＳｉＣおよび６Ｈ－ＳｉＣに代表される結晶多形であることが好ましい。本実施形態のＳｉＣ単結晶ウエハは、表面が（０００１）面又は（０００－１）面であるオン基板であってもよいし、（０００１）面又は（０００－１）面に対して０．５～５度傾斜して切断された表面を有するオフ基板であってもよい。
　また、本実施形態のＳｉＣ単結晶ウエハは以下のウエハ特徴６及び７の少なくとも一方を備えることができる。本実施形態のＳｉＣ単結晶ウエハはウエハ特徴６及び７の少なくとも一方に加えて、ウエハ特徴１乃至５の中の少なくとも１つを備えてもよいし、備えなくてもよい。
　「ウエハ特徴６」表面の面積当たりＣｒ濃度が１×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以下。表面Ｃｒの面積当たり濃度は、１×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以下であってもよく、１×１０１１ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以下であってもよく、５×１０１０ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以下であってもよく、１×１０１０ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以下であってもよい。一方、下限は特に限定されないが、０ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以上であってもよく、１×１０８ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以上であってもよい。
　表面の面積当たりCr濃度は、ＳｉＣ単結晶ウエハの表面を、全反射蛍光Ｘ線分析装置（ＴＸＲＦ）で測定した値である。本実施形態における面積当たりCr濃度は、全反射蛍光Ｘ線分析装置（リガク社ＴＸＲＦ－３８００e）を用いて測定した値を用いた。
　このような特徴により、本実施形態のＳｉＣ単結晶ウエハを用いて半導体デバイスを製造する際に、半導体デバイス製造装置内をクロムで汚染してしまうことを防ぐことができる。
　例えば、本実施形態のＳｉＣ単結晶ウエハ上にエピタキシャル成膜を行う場合でも、エピタキシャル膜中にＣｒが混入することを防ぐことができる。そのため、本実施形態のＳｉＣ単結晶ウエハ上にＳｉＣのエピタキシャル成膜を行うことで、体積当たりＣｒ濃度が１×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下のＳｉＣエピタキシャル成長膜を持つＳｉＣウエハを得ることができる。
　「ウエハ特徴７」体積当たりＣｒ濃度が１×１０１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上。体積当たりＣｒ濃度は、１×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上であってもよく、５×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上であってもよい。一方、上限は特に限定されないが、１×１０２０ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下であってもよく、１×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下であってもよい。
　体積当たりCr濃度は、ＳｉＣ単結晶ウエハの中心１点を、二次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）で測定した値である。本実施形態における体積当たりCr濃度は、二次イオン質量分析装置（ＩＭＳ－７Ｆ、ＣＡＭＥＣＡ社）を用いて、ダイナミックＳＩＭＳモードで測定した値を用いた。
　上述のように、半導体デバイス製造の観点ではＳｉＣ単結晶ウエハ中のクロムは少なければ少ないほどよいが、溶液法での溶媒に由来して結晶中に極微量のクロムが取り込まれてしまう場合がある。
＜ＳｉＣ単結晶インゴット＞
　本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットは「溶液法」で製造されたものである。本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットは、溶液法で製造されたものでありながら、以下のインゴット特徴１及び２の両方を備える。
「インゴット特徴１」直径が４インチ以上、好ましくは６インチ以上又は８インチ以上
「インゴット特徴２」表面（成長面）を撮影した画像において観察される溶媒インクルージョン領域の当該表面に対する面積比率が５％以下、好ましくは１％以下
　ここで、インゴット特徴１について説明する。インゴット特徴１は、引き上げ方向（長軸方向）に垂直な断面の中のいずれかにおいて、直径が４インチ以上、好ましくは６インチ以上又は８インチ以上になっている断面が存在することを意味する。引き上げ方向（長軸方向）に垂直な断面の中のいずれかが「直径が４インチ以上、好ましくは６インチ以上又は８インチ以上」を満たせばよく、必ずしも全ての断面が「直径が４インチ以上、好ましくは６インチ以上又は８インチ以上」を満たさなくてもよい。
　このように、本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットは、溶液法で製造されたものであるにも関わらず、比較的大口径でありながら、溶媒インクルージョンが十分に低減されている。
　なお、本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットは、溶液法で製造されたものであるため、溶媒インクルージョンを含む場合がある。このため、本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットは以下のインゴット特徴３をさらに備えてもよい。
「インゴット特徴３」表面（成長面）を撮影した画像において観察される溶媒インクルージョン領域の当該表面に対する面積比率が０．０１％以上
　また、本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットは以下のインゴット特徴４をさらに備えることができる。
「インゴット特徴４」厚さが１ｍｍ以上
　溶液法では連続した結晶成長が可能で、インゴットの厚さを厚くできるため、インゴットの厚さは１０ｍｍ以上、５ｃｍ以上、１０ｃｍ以上、又は２０ｃｍ以上であることが好ましい。
　本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットは、厚さが１ｍｍ以上と十分な厚さを有するにも関わらず、インゴット特徴２で示すように、成長面における溶媒インクルージョン領域が十分に小さくなっている。
　また、本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットは以下のインゴット特徴５をさらに備えることができる。
「インゴット特徴５」as-grown状態で表面（成長面）の中心から外周に向かって２ｍｍ間隔で測定した厚さの標準偏差が３００μｍ以下
　図１を用いて、インゴット特徴５を説明する。図１には、種結晶１０と成長層２０との積層体が示されている。本実施形態では、平面となっている種結晶１０の表面Ｇに原料溶液を接触させてＳｉＣ単結晶を成長させることで成長層２０を生成する。
　as-grown状態は、結晶成長で得られたそのままの状態であり、成長面Ｆに対して研磨等の加工を行っていない状態である。
　インゴット特徴５を備えるＳｉＣ単結晶インゴット（成長層２０）は、図１に示すように、as-grown状態で表面（成長面Ｆ）の中心Ｃから外周Ｐに向かって２ｍｍ間隔で測定した厚さｔ１乃至ｔｎの標準偏差が３００μｍ以下である。
　種結晶１０の表面Ｇが平面（平坦）である場合、成長層２０の厚さｔ１乃至ｔｎのばらつきが小さいほど（厚さｔ１乃至ｔｎの標準偏差が小さいほど）、成長面Ｆがより平面に近い状態となる。
　また、本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットは以下のインゴット特徴６をさらに備えることができる。
「インゴット特徴６」種結晶と、as-grown状態の成長層の合計の厚さを、表面（成長面）の中心から外周に向かって２ｍｍ間隔で測定した厚さの標準偏差が３００μｍ以下
　図７を用いて、インゴット特徴６を説明する。図７には、種結晶１０と成長層２０との積層体（以下、「育成結晶」と呼ぶ場合がある）が示されている。「種結晶１０と、as-grown状態の成長層２０の合計の厚さ」は、as-grown状態における育成結晶の厚さと言うことができる。
　インゴット特徴６を備えるＳｉＣ単結晶インゴットは、図７に示すように、表面（成長面）の中心Ｃから外周Ｐに向かって２ｍｍ間隔で測定した育成結晶の厚さｔ´１乃至ｔ´ｎの標準偏差が３００μｍ以下である。
　種結晶１０の成長層２０に接する面の反対側の面が平面（平坦）である場合、上記ｔ´１乃至ｔ´ｎのばらつきが小さいほど（ｔ´１乃至ｔ´ｎの標準偏差が小さいほど）、成長面Ｆがより平面に近い状態となる。
　また、本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットは以下のインゴット特徴７をさらに備えることができる。
「インゴット特徴７」as-grown状態で表面（成長面）は平坦又は凹状である。
　「平坦」は、インゴット特徴６で定義した育成結晶の厚さの標準偏差が５０μｍ以下と定義される。なお、種結晶１０が取り除かれている場合には、「平坦」は、インゴット特徴５で定義した成長層２０の厚さの標準偏差が５０μｍ以下と定義される。
　「凹状」は、上述のように定義される平坦に該当せず、かつ表面（成長面）の中心Ｃにおける育成結晶の厚さｔ´１が外周Ｐにおける育成結晶の厚さｔ´ｎよりも小さい状態と定義される。なお、種結晶１０が取り除かれている場合には、「凹状」は、上述のように定義される平坦に該当せず、かつ表面（成長面）の中心Ｃにおける成長層２０の厚さｔ１が外周Ｐにおける成長層２０の厚さｔｎよりも小さい状態と定義される。
　凹状となっている本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットは、上述したインゴット特徴５及び６の少なくとも一方をさらに備えることができる。インゴット特徴５及び６の少なくとも一方を備え、かつ表面（成長面）が凹状となっているＳｉＣ単結晶インゴットは、表面（成長面）がより平面（平坦）に近い緩やかな凹状と言うことができる。
　インゴット特徴７を備える本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットは、以下の条件を満たす。
（種結晶と、as-grown状態の成長層の外周部の合計の厚さ）≧（種結晶と、as-grown状態の成長層の中心部の合計の厚さ）
　種結晶１０が取り除かれている場合には、インゴット特徴７を備える本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットは、以下の条件を満たす。
（as-grown状態の成長層の外周部の厚さ）≧（as-grown状態の成長層の中心部の厚さ）
　また、本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットは以下のインゴット特徴８をさらに備えることができる。
「インゴット特徴８」表面の中央部のＴＳＤ（貫通らせん転位）密度又はＢＰＤ（基底面転位）密度が、１００個／ｃｍ２以下、好ましくは５０個／ｃｍ２以下、２０個／ｃｍ２以下又は１０個／ｃｍ２以下
　なお、ＴＳＤ（貫通らせん転位）密度とＢＰＤ（基底面転位）密度の両方が上記数値範囲を満たしてもよい。
　また、本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットは、４Ｈ－ＳｉＣおよび６Ｈ－ＳｉＣに代表される結晶多形を用いることができる。本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットは、表面が（０００１）面又は（０００－１）面であってもよいし、（０００１）面又は（０００－１）面に対して０．５～５度傾斜して切断された表面を有してもよい。
　以下の実施例で詳細を示すが、本発明者らは、成長面Ｆがより平面に近い状態（より平坦に近い状態）を維持しながら成長層２０を成長させることで、溶媒インクルージョンを低減できることを新たに見出した。成長層２０の成長中に完全に平面な成長面Ｆを維持するのは困難であり、一部領域が傾いたり、窪んだり、凸部になったりし得る。この程度を小さくすることで、溶媒インクルージョンを低減できる。また、成長層２０の成長面Ｆをより平坦にするのが好ましいが、凹凸が形成される場合には凹状に導くことで、溶媒インクルージョンを低減できる。
　本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットは、as-grown状態で表面（成長面Ｆ）の中心Ｃから外周Ｐに向かって２ｍｍ間隔で測定した育成結晶の厚さｔ´１乃至ｔ´ｎの標準偏差が３００μｍ以下と十分に低減されている。また、本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットは、as-grown状態で表面（成長面Ｆ）の中心Ｃから外周Ｐに向かって２ｍｍ間隔で測定した成長層の厚さｔ１乃至ｔｎの標準偏差が３００μｍ以下と十分に低減されている。
　なお、本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットは、図１に示すように、種結晶１０と、種結晶１０に接した成長層２０を有してもよい。その他、図示しないが、本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットは、図１に示すような種結晶１０と成長層２０との積層体（育成結晶）から種結晶１０を除去したものであってもよい。
　また、本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットは以下のインゴット特徴９及び１０の少なくとも一方を備えることができる。本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットはインゴット特徴９及び１０の少なくとも一方に加えて、インゴット特徴１乃至８の中の少なくとも１つを備えてもよいし、備えなくてもよい。
　「インゴット特徴９」成長層２０の表面の面積当たりＣｒ濃度が１×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以下。表面の面積当たりＣｒ濃度は、１×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以下であってもよく、１×１０１１ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以下であってもよく、５×１０１０ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以下であってもよく、１×１０１０ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以下であってもよい。一方、下限は特に限定されないが、０ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以上であってもよく、１×１０８ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以上であってもよい。
　ＳｉＣ単結晶インゴットから切り出されたＳｉＣ単結晶ウエハがウエハ特徴６を備えることにより、インゴット特徴９を備えることが分かる。
　「インゴット特徴１０」成長層２０の体積当たりＣｒ濃度が１×１０１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上。体積当たりＣｒ濃度は、１×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上であってもよく、５×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上であってもよい。一方、上限は特に限定されないが、１×１０２０ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下であってもよく、１×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下であってもよい。
ＳｉＣ単結晶インゴットから切り出されたＳｉＣ単結晶ウエハがウエハ特徴７を備えることにより、インゴット特徴１０を備えることが分かる。
　このような本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットから切り出されたＳｉＣ単結晶ウエハは、上記ウエハ特徴１及び２を備え、さらに上記ウエハ特徴３乃至７を備えることができる。
＜ＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法＞
　次に、上述のような特徴を備える本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法を説明する。図２に示すように、本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法は成長工程Ｓ１０を有する。
　成長工程Ｓ１０では、溶液法でＳｉＣ単結晶の成長層を生成する。すなわち、成長工程Ｓ１０では、ＳｉＣ種結晶をＳｉ及びＣを含む原料溶液に接触させ、種結晶の表面にＳｉＣ単結晶の成長層を生成する。種結晶の表面及び裏面は平面である。種結晶の表面は、成長層に接する面である。そして、種結晶の裏面は、成長層に接する面の反対側の面である。種結晶の原料溶液に接触させる面（成長層に接する面）はカーボン面（（０００－１）面）であり、（０００－１）面からの誤差は±０．１°以下であることが好ましい。種結晶のＴＴＶ（Ｔｏｔａｌ　Ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ　Ｖａｒｉａｔｉｏｎ）は、１０μｍ以下であることが好ましい。マイクロパイプ密度は０．１個／ｃｍ２以下であることが好ましい。成長工程Ｓ１０では、厚さが１ｍｍ以上の成長層を生成することができる。なお、ＴＴＶとは、種結晶であるウエハを平坦なチャック面にウエハ裏面を全面吸着させ、ウエハ裏面からの最低点から最高点を差し引いた値で、ウエハ裏面を基準とした厚みムラを意味する。
　なお、成長工程Ｓ１０では、成長層の成長面（原料溶液に接触する面）がより平面に近い状態（より平坦に近い状態）を維持しながら成長層を成長させる。例えば、成長工程Ｓ１０で得られたas-grown状態のＳｉＣ単結晶インゴットにおいて、表面（成長面）の中心から外周に向かって２ｍｍ間隔で測定した育成結晶の厚さの標準偏差が３００μｍ以下となるように、成長層を成長させる。または、成長工程Ｓ１０で得られたas-grown状態のＳｉＣ単結晶インゴットにおいて、表面（成長面）の中心から外周に向かって２ｍｍ間隔で測定した成長層の厚さの標準偏差が３００μｍ以下となるように、成長層を成長させる。なお、これらの両方を満たすように成長層を成長させてもよい。これらの特徴は、インゴット特徴５及び６として上述したので、ここでの説明は省略する。
　本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法は、成長工程Ｓ１０において、以下で説明する成長方法１乃至３のいずれかを採用することで、上述のような特徴的な成長層の成長を実現する。
「成長方法１」
　成長方法１では、表面が平面である種結晶を用い、原料溶液と、成長層（又は成長層がない状態の種結晶）との界面の温度分布の均一性を高めることで、「成長層の成長面がより平面に近い状態（より平坦に近い状態）を維持しながら成長層を成長させること」を実現する。
　具体的には、成長工程Ｓ１０では、原料溶液と、種結晶又は成長層との界面における原料溶液の温度であって、種結晶又は成長層の中心と対峙する箇所の温度を第１の温度とし、種結晶又は成長層の外周と対峙する箇所の温度を第２の温度とした場合、「第１の温度と第２の温度との温度差」を「上記中心と上記外周との距離」で除した値の絶対値が０．１Ｋ／ｃｍ以下となるようにする。
　ヒータの配置位置、ヒータの数、ヒータの形状等を調整することで、上述のような温度分布の均一性を実現することができる。成長層を成長させている最中に上述のような温度分布の条件を満たしているか確認することは困難であるが、後述の熱流体シミュレーションにより、上述のような温度分布の条件が満たされていることを確認することができる。本発明者らは、後述の熱流体シミュレーションにより上述のような温度分布の条件が満たされたヒータの構成で成長工程Ｓ１０を実行した場合に、上述したインゴット特徴を備えるＳｉＣ単結晶インゴットを製造できることを確認した。なお、後述の熱流体シミュレーションにおいて上述のような温度分布の条件が満たされていればよく、ヒータの構成（ヒータの配置位置、ヒータの数、ヒータの形状等）は制限されない。
　成長方法１におけるその他の構成、すなわち上述した特徴以外は、広く知られた技術を採用することができる。以下、一例を説明するがこれに限定されない。
　図３は、成長工程Ｓ１０で利用することができる結晶成長装置１の概要を示す図である。結晶成長装置１は、坩堝３と、引き上げ軸７と、ヒータ４（図３ではサイドヒーター４ａ、ボトムヒーター４ｂ）とを有する。ＳｉＣの種結晶９を、Ｓｉ及びＣを含む原料溶液５に上方より接触させながら結晶を成長させることで、ＳｉＣ単結晶を製造する。なお、図では、一般的なヒータ４の構成を示している。ヒータ４の構成は、後述したシミュレーションにより上述のような温度分布の条件が満たされた構成とする。
　図３に示す結晶成長装置１は、坩堝３の内部にＳｉとＣを含む原料溶液５を有し、引き上げ軸７は、長軸を回転軸として先端に取り付けられた種結晶９を回転可能である。なお、坩堝３と引き上げ軸７の中心は、必ずしも一致していなくてもよいが一致しているのが好ましく、坩堝３の中心、坩堝３の回転軸、引き上げ軸７の中心、及び引き上げ軸７の回転軸が全て一致していることがより好ましい。
　坩堝３としては、原料溶液５にＣを供給可能なグラファイト製の黒鉛坩堝が好ましいが、炭化水素ガスや固体の炭素源を添加可能であれば、黒鉛坩堝以外の坩堝を使用可能である。なお、原料溶液５の組成を均一にするために、坩堝３を回転させることが好ましく、坩堝３の中心を回転軸とするのがより好ましい。坩堝３の回転速度は５～５０rpmが好ましく、２０～４０rpmがより好ましい。上記の範囲内とすることで、装置に過度な負担をかけることなく、効率的に結晶成長させることが可能になる。また、坩堝３を正方向と逆方向に周期的に回転方向を反転させながら回転させてもよい。坩堝３は、チャンバ（不図示）の中に収容される。
　原料溶液５は、坩堝３の周囲に設けられたヒータ４により加熱され、溶融状態が保たれる。ヒータ４は、誘導加熱式でも抵抗加熱式でもよい。坩堝３内の温度が１７００～２１００℃であることが好ましい。なお、坩堝３内の温度は非接触式温度計（チノー製、ＩＲ－ＣＺＨ７型）で原料溶液５表面あるいはその近傍や、坩堝３を測定することで得られる。
　原料溶液のシリコン源としては、金属シリコン、シリコン合金、シリコン化合物などを用いることができる。また、原料溶液の炭素源としては、黒鉛、グラッシーカーボン、炭化ケイ素などの固体の炭素源や、メタン、エタン、プロパン、アセチレンなどの炭化水素ガス、などを用いることができる。
　原料溶液５は、ＳｉＣの結晶成長に用いられるＳｉとＣを含む溶液であれば特に限定されないが、添加元素を加えたＳｉ溶媒に、Ｃが溶解している溶液を用いることが好ましい。原料溶液のシリコン源として使用されるシリコン合金又はシリコン化合物としては、Ｓｉと、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｓｃ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｄｙ、Ｙ、Ｎｂ、Ｎｄ、Ｆｅから選ばれる少なくとも一種の添加元素との合金又は化合物を使用できる。特に、炭素溶解度が大きく、蒸気圧が小さく、化学的に安定している点で、Ｃｒを２０～６０モル％含むＳｉ－Ｃｒ合金系を溶媒として用いることが好ましい。また、前述した導電性不純物をＳｉＣ単結晶内に添加する場合、原料溶液５内に所望の元素を含む材料を供給するのが好ましい。
　結晶成長装置１内は、希ガス等の不活性ガスを流通させ、不活性雰囲気とするのが好ましい。圧力は特に限定されてないが、大気圧（約１００ｋＰａ）程度としてもよい。また、成長したＳｉＣ単結晶内に導電性不純物を供給する場合、導電性不純物の供給源となるガスを加えて混合ガス雰囲気としてもよい。
　引き上げ軸７は、種結晶９の位置を調整し、種結晶９の表面にＳｉＣ単結晶を成長させる。ＳｉＣ単結晶の直径は、種結晶９の直径と同程度でもよいし、種結晶９よりも直径が大きくなるように結晶成長させてもよい。成長結晶の直径を拡大させる角度は、好ましくは３５度～９０度であり、より好ましくは６０度～９０度、さらに好ましくは７８度～９０度である。種結晶９の側面にメニスカスを形成することにより、種結晶９の直径よりも成長結晶の直径を拡大させることができる。具体的には、種結晶周囲の溶液温度を低下させ、炭素過飽和度を増大させることで種結晶側面方向への成長速度が増大し、結晶径を拡大させることができる。引き上げ軸７の先端には種結晶９を保持する基板ホルダが設けられる。基板ホルダは、直径４インチ以上、好ましくは６インチ以上又は８インチ以上である。このような径の大きな基板ホルダは、径の大きな種結晶９を保持することができる。例えば、当該基板ホルダは、直径４インチ以上、好ましくは６インチ以上又は８インチ以上の種結晶９を保持することができる。そして、径の大きな種結晶９を利用することで、径の大きな成長結晶を得ることができる。
　本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法では、種結晶９を原料溶液５に接触させる際に、濃度が未飽和の原料溶液５に、炭化ケイ素の種結晶９を接触させ、種結晶９の一部を溶解するメルトバック工程を行ってから、種結晶９にＳｉＣ単結晶を成長させてもよい。
　メルトバック工程では、原料溶液５の炭素濃度が未飽和であるため、種結晶９が溶解する。メルトバック工程において、種結晶９の表面の凹凸がなくなり、種結晶９の下面が平滑化する。なお、メルトバック工程において種結晶９の全部が溶解することを防ぐため、種結晶９を浸漬する時間は、溶解速度を考慮して種結晶９の一部のみが溶解する時間に調整する。その後、種結晶９近傍で原料溶液５を過飽和状態とすることで、種結晶９に炭化ケイ素単結晶を成長させる。
　メルトバック工程を行う方法は特に限定されないが、坩堝３が黒鉛製で、坩堝３から原料溶液５に炭素が供給される場合は、昇温途中の温度Ｔ１の原料溶液５に種結晶を接触させる方法が考えられる。坩堝３からの炭素の溶解が遅く、昇温途中では原料溶液の炭素濃度は常に未飽和の状態であるため、種結晶を接触させると、坩堝３から炭素が溶解するのと同時に種結晶からＳｉＣが溶解する。その後、温度Ｔ１から温度Ｔ２に昇温して一定時間保持して安定させることで、坩堝３から炭素が十分に溶解し、原料溶液中の炭素濃度が飽和するため、温度Ｔ２にて種結晶に炭化ケイ素単結晶を成長させることができる。原料溶液５のメルトバック工程での温度Ｔ１が１４２０°以上２１００℃以下であり、１５００℃以上２０００℃以下であることが好ましい。また、結晶育成工程での温度Ｔ２がＴ１より高いことが好ましく、Ｔ２－Ｔ１が５℃以上、５０℃以上、１００℃以上であってもよく、２００℃以下であってもよい。
　他には、坩堝３が黒鉛製以外の場合は、仕込み時の炭素源の量を減らし、原料溶液５が未飽和の状態でメルトバック工程を行い、その後に原料溶液５に炭素源を供給して、炭素濃度を上げて結晶育成工程を行うことも可能である。
　メルトバック工程において、種結晶９の下面が平滑化するため、その後の結晶育成工程において、モフォロジーが良好になる。
　種結晶９は、４Ｈ－ＳｉＣおよび６Ｈ－ＳｉＣに代表される結晶多形を用いることができる。種結晶９は、表面が（０００－１）面であるオン基板であってもよいし、（０００－１）面に対して０．５～５度傾斜して切断された表面を有するオフ基板であってもよい。種結晶９の表面と（０００－１）面との角度をオフ角と呼ぶ。また、ステップフロー方向とは、ステップが進展する方向である。例えば、［１１－２０］方向に向けてオフ角が形成されていれば、ステップフロー方向は［１１－２０］方向である。オフ角については、特許文献である国際公開第２０１４／０３４０８０号の図２０を参考としてもよい。種結晶９の厚さは、特に限定はされないが、通常は０．１ｍｍ以上である。
　少なくとも種結晶９の結晶成長面に接触する原料溶液５は、過飽和状態になっている必要がある。溶質であるＣの過飽和状態を得る方法としては、飽和濃度のＳｉＣ溶液に種結晶基板を浸漬後、冷却によって過飽和状態とする冷却法、温度勾配を有するＳｉＣ溶液中に種結晶基板を浸漬し、低温部でＳｉＣ結晶を晶出させる温度差法などが可能である。
　温度差法を用いる場合は、ヒータ４の加熱を制御するか、種結晶９により冷却するなどして、種結晶９の近辺のみが過飽和状態になるため、引き上げ軸７は、種結晶９を原料溶液５に接触させ、引き上げることで、種結晶９の結晶成長面にはＳｉＣの結晶が析出する。
　冷却法を用いる場合は、原料溶液５の全体が過飽和となるため、種結晶９を原料溶液５の内部に浸漬した状態で、引き上げ軸７を回転させることでも結晶成長をすることが可能である。
　種結晶９は、固定したままでもよいが、原料溶液５の表面に平行な面内で回転させることが好ましい。種結晶９を回転させる場合、回転速度は２０～３００rpmが好ましく、２０～１５０rpmがより好ましい。回転速度を上記範囲内とすることで、装置に過度な負担をかけることなく、効率良く結晶成長することが可能となる。
　また、種結晶９の回転は、周期的に正回転と逆回転を繰り返す回転であることが好ましく、その周期は３０秒～５分程度である。周期的に回転方向を入れ替えることで、結晶成長を行う際の種結晶の成長表面における原料溶液の流れを制御することができる。
　オフ基板である種結晶９は、（０００－１）面に対して、所定のオフ角を有するように切り出されることができる。特に、［０００１］方向から[１１－２０]方向に０．５～５度の範囲でオフ角を有することが好ましい。種結晶９は、オフ角を有する面を結晶成長面として原料溶液５に接触させるように、引き上げ軸７に取り付けられる。
「成長方法２」
　成長方法２では、特徴的なＳｉＣ単結晶インゴットの製造装置（結晶成長装置）を用いることで、「成長層の成長面がより平面に近い状態（より平坦に近い状態）を維持しながら成長層を成長させること」を実現する。
　図５に、成長方法２で用いる結晶成長装置１の一例を模式的に示す。図示する結晶成長装置１は、坩堝３の構成において、図３を用いて説明した結晶成長装置１と相違する。成長方法２で用いる結晶成長装置１は、坩堝３の構成を除いて、図３を用いて説明した結晶成長装置１と同様の構成とすることができる。また、成長方法２の結晶成長装置１以外の構成は、広く知られた技術を採用することができる。その一例は成長方法１で説明した通りである。以下、坩堝３の構成を詳細に説明する。
　図５に示すように、坩堝３は、底部３－１と、側壁部３－２と、開口部３－３と、で囲まれた溶液収容空間３－４を有する。開口部３－３は底部３－１に対向している。溶液収容空間３－４に原料溶液５が収容される。開口部３－３は開口した状態となっており、仕切られていない。引き上げ軸７は、開口部３－３を介して坩堝３内に種結晶９を挿入する。底部３－１及び開口部３－３の平面形状は、例えば円であるが、その他の形状であってもよい。
　溶液収容空間３－４は、第１の空間３－４－１と第２の空間３－４－２とを有する。第１の空間３－４－１及び第２の空間３－４－２は、底部３－１から開口部３－３に向かう高さ方向に垂直な断面（以下、「上記断面」という場合がある）における径が互いに異なる。第１の空間３－４－１及び第２の空間３－４－２は、底部３－１から開口部３－３に向かう高さ方向に並んで繋がっている。第１の空間３－４－１が底部３－１側に位置する。そして、第２の空間３－４－２が開口部３－３側に位置する。第１の空間３－４－１及び第２の空間３－４－２の断面形状は、例えば円であるが、その他の形状であってもよい。第１の空間３－４―１の側壁は、底部３－１に対して垂直であってもよいし、傾斜していてもよい。傾斜している場合、第１の空間３－４―１の上記断面の径は、平均値とすることができる。また、傾斜している場合、第２の空間３－４―２の上記断面の径は、平均値とすることができる。
　図５において、第１の空間３－４－１の上記断面における径はＤ１で示している。そして、第２の空間３－４－２の上記断面における径はＤ２で示している。図示するように、第１の空間３－４－１の径Ｄ１は第２の空間３－４－２の径Ｄ２よりも小さい。
　（第１の空間３－４－１の上記断面における径Ｄ１）／（第２の空間３－４－２の上記断面における径Ｄ２）は、０．３０以上０．９０以下、好ましくは０．６５以上０．９０以下、さらに好ましくは０．６５以上０．７６以下であってもよい。当該条件を満たすことで、以下の実施例で示すように、成長層の成長面がより平面に近い状態（より平坦に近い状態）を維持しながら成長層を成長させ、その結果、溶媒インクルージョンを減らすことができる。
　また、（第１の空間３－４－１の上記高さ方向の高さＨ１）／（第２の空間３－４－２に収容された原料溶液５の上記高さ方向の高さＨ２）は、０．２以上０．８以下である。上記高さ方向は、底部３－１から開口部３－３に向かう方向である。このような構成とすることで、図６を用いて後述する「溶液収容空間３－４の中での原料溶液５の所望の流れ」を起こすことができる。
　また、第１の空間３－４－１の上記断面における径Ｄ１は、種結晶９（ＳｉＣ種結晶）の径ｄ１より大きいことが好ましい。図６を用いて後述する「溶液収容空間３－４の中での原料溶液５の所望の流れ」を起こした場合に、このような径Ｄ１及び径ｄ１の関係を満たしていれば、種結晶９の表面の全体に略均等に原料溶液５を送り込むことが可能となる。結果、成長層の成長面がより平面に近い状態（より平坦に近い状態）を維持しながら成長層を成長させることができる。
　ここで、図６を用いて、上述のような坩堝３を利用することで実現される作用効果の一例を説明する。
　図６（Ａ）乃至（Ｅ）は坩堝３の形状が互いに異なる。図６（Ｂ）乃至（Ｅ）は、互いに径が異なる第１の空間３－４－１及び第２の空間３－４－２を備える坩堝３である。図６（Ａ）は、互いに径が異なる第１の空間３－４－１及び第２の空間３－４－２を備えない坩堝３である。図６（Ｂ）乃至（Ｅ）の坩堝３は、第１の空間３－４－１の径が互いに異なる。図６（Ｂ）→図６（Ｃ）→図６（Ｄ）→図６（Ｅ）の順に、第１の空間３－４－１の径が小さくなっている。
　結晶育成時に坩堝３を回転させるなどして、溶質が溶媒外周に運ばれることを想定する。図６（Ａ）の坩堝３の場合、この現象により、外周側の過飽和度が中央側の過飽和度よりも高くなる。この状態を白黒の濃淡で示している。濃い部分が、過飽和度が高い部分である。そして、種結晶９の外周側により多くの溶質が供給される結果、外周側の結晶育成が中央側の結晶育成よりも促進され、凹状の結晶が得られる。
　次に、図６（Ｂ）乃至（Ｅ）のように坩堝３の底部側に径を小さくした第１の空間３－４－１を設けた場合について考える。この場合も、結晶育成時に遠心力によって溶質が溶媒外周に運ばれる場合を想定する。しかし、坩堝３の底部側に径を小さくした第１の空間３－４－１を設けた場合、外周側への溶質の移動を第１の空間３－４－１の側壁までに制限できる。すなわち、坩堝３の外周側への溶質の移動を妨げることができる。
　図６（Ｂ）乃至（Ｅ）に示すように第１の空間３－４－１の径が大きいほど外周側により多くの溶質が運ばれ、外周側の過飽和度が高くなりやすい。結果、外周側の結晶育成が中央側の結晶育成よりも促進され、凹状の結晶が得られやすくなる。そして、図６（Ｂ）乃至（Ｅ）に示すように第１の空間３－４－１の径が小さいほど中央側により多くの溶質が運ばれ、中央側の過飽和度が高くなりやすい。結果、中央側の結晶育成が外周側の結晶育成よりも促進され、凸状の結晶が得られやすくなる。そして、図６（Ｃ）に示すように第１の空間３－４－１の径を適切な大きさに調整することで、中央側及び外周側に同等の溶質が運ばれ、中央側及び外周側の過飽和度が同等となる。結果、外周側の結晶育成と中央側の結晶育成が同等となり、より平坦な結晶が得られる。
　なお、上述の通り、第１の空間３－４－１の径は、種結晶９の径より大きいことが好ましい。第１の空間３－４－１の径が種結晶９の径より小さい場合、図６（Ｅ）に示すように、種結晶９の外周側に溶質を供給し難くなる。結果、中央側により多くの溶質が供給され、凸状の結晶が得られやすくなる。第１の空間３－４－１の径を種結晶９の径より大きくすることで、このような不都合を抑制できる。
　以上説明したように、成長方法２の結晶成長装置１を利用する場合、第１の空間３－４－１の径を調整することで、得られる結晶の形状を調整することができる。すなわち、第１の空間３－４－１の径を小さくしてくことで、結晶形状が凹状→平坦→凸状へと変化させることができる。
「成長方法３」
　成長方法３では、成長方法１と成長方法２を組み合わせる。すなわち、成長方法３では、成長方法２で説明した結晶成長装置１を用いて、結晶を成長する。また、成長方法３では、成長方法１で説明したように、原料溶液と、種結晶又は成長層との界面における原料溶液の温度であって、種結晶又は成長層の中心と対峙する箇所の温度を第１の温度とし、種結晶又は成長層の外周と対峙する箇所の温度を第２の温度とした場合、「第１の温度と第２の温度との温度差」を「上記中心と上記外周との距離」で除した値の絶対値が０．１Ｋ／ｃｍ以下となるようにする。
＜ＳｉＣ単結晶ウエハの製造方法＞
　図４に示すように、本実施形態のＳｉＣ単結晶ウエハの製造方法は成長工程Ｓ１０と切出工程Ｓ１１とを有する。
　成長工程Ｓ１０は、ＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法で説明した通りである。成長工程Ｓ１０により、上述した本実施形態のＳｉＣ単結晶インゴットが製造される。
　切出工程Ｓ１１では、成長工程Ｓ１０で製造されたＳｉＣ単結晶インゴットからＳｉＣ単結晶ウエハを切り出す。このような工程により、上述した本実施形態のＳｉＣ単結晶ウエハが製造される。ＳｉＣ単結晶インゴットからＳｉＣ単結晶ウエハを切り出す方法は特段制限されず、ワイヤーソー切断、レーザー切断など広く知られた技術を採用することができる。
＜ＳｉＣエピタキシャル成長膜の成膜方法＞
　当該成膜方法は、特徴的なＳｉＣ単結晶ウエハの上にＳｉＣのエピタキシャル成膜を行う工程を含む。ＳｉＣ単結晶ウエハは、上述したウエア特徴１乃至７の中の少なくとも１つを含む。例えば、ＳｉＣ単結晶ウエハは、表面の面積当たりＣｒ濃度が１×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以下であってもよい。また、ＳｉＣ単結晶ウエハの径が４インチ以上で、体積当たりＣｒ濃度が１×１０１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上であってもよい。この場合、ＳｉＣエピタキシャル成長膜中の体積当たりCr濃度を１×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下とすることができる。なお、ここで例示したＳｉＣ単結晶の特徴はあくまで一例であり、ＳｉＣ単結晶は、ウエア特徴１乃至７として上述したその他の特徴を備えることができる。この実施形態のＳｉＣエピタキシャル成長膜の成膜方法は、このような特徴的なＳｉＣ単結晶を利用する点を除き、広く知られた技術を利用して実現することができる。
＜＜実施例＞＞
「成長方法１の効果の確認」
　上述した成長方法１の効果を確認するため、以下のようにして実施例１～３、比較例１のＳｉＣ単結晶インゴットを製造した。
＜実施例１＞
　下端面が（０００－１）面であり、（０００－１）面からの誤差は±０．１°以下であり、厚みが約５００μｍであり、ＴＴＶが７μｍ以下であり、マイクロパイプ密度が０．０７個／ｃｍ２以下である円板状の６インチ４Ｈ－ＳｉＣ単結晶（種結晶）を、黒鉛製の引き上げ軸に接着した。図３に示すようなサイドヒーターとボトムヒーターを持つ炉内中央に設置した黒鉛坩堝にシリコン、クロムの混合原料（クロム４０モル％）を準備し、ヒータを用いて加熱した。Ｓｉ－Ｃｒを融液として保持することで、黒鉛坩堝から黒鉛が溶解したＳｉ－Ｃｒ－Ｃ溶液を準備した。
　雰囲気ガスはヘリウムガスで、圧力は１気圧である。坩堝軸下方に設置した坩堝底の温度を測定する放射温度計の温度が２０５０℃に達した時点で引き上げ軸に接着した種結晶を溶液に接触させ、種結晶上への結晶成長を進行させた。成長中は引き上げ軸と坩堝軸を、互いの回転方向が逆になるように周期８２秒で同期させながら回転させた。また、結晶の成長速度制御とメニスカスの形状制御の双方を両立するように、成長中は引き上げ軸の位置を調整して、厚み方向に結晶成長が進行するようにした。１００時間後、結晶を溶液から引き上げ、炉内を冷却した。種結晶上に平均厚さ１０ｍｍの４Ｈ－ＳｉＣの成長結晶が形成され、ＳｉＣ単結晶インゴットを得ることができた。このＳｉＣ単結晶インゴットから所定の厚みで切り出すことでＳｉＣ単結晶ウエハを得ることができる。
結晶育成中の溶液中の温度分布を熱流体シミュレーションし、温度分布が定常に達した状態を評価したところ、「原料溶液と、種結晶又は成長層との界面における原料溶液の温度であって、種結晶又は成長層の中心と対峙する箇所の温度を第１の温度とし、種結晶又は成長層の外周と対峙する箇所の温度を第２の温度とした場合、「第１の温度と第２の温度との温度差」が－０．４Ｋであり、「上記中心と上記外周との距離」で除した値は－０．０５２Ｋ／ｃｍであった。
　ここで、熱流体シミュレーションの方法を説明する。当該シミュレーションは、実際の実験結果と高い相関を有することが確認されている。
　シミュレーションソフトウェア（ＣＯＭＳＯＬ社、ＣＯＭＳＯＬ　Ｍｕｌｔｉｐｈｙｓｉｃｓ）を使用して、育成炉内部の温度分布を解析した。解析モデルは２次元軸対称とし、熱伝導、輻射、対流を考慮した熱流体シミュレーションを実施した。計算は時間依存で行い、温度が定常に達した時点で終了した。
　得られたインゴットをスライスし、成長面の中央部２０ｍｍ角を切り出した後に（０００１）面側を研磨し、ＫＯＨエッチング処理後に転位密度を計測した。エッチング温度は５１０℃で処理時間は１０分である。エッチピットの観察にはデジタルマイクロスコープを用いた。転位の種別はエッチピットの形状を元に判別した。その結果、ＴＳＤ（貫通らせん転位）密度は７個／ｃｍ２、ＢＰＤ（基底面転位）密度は８個／ｃｍ２であった。
＜実施例２＞
　サイドヒーターとボトムヒーターの出力バランスを変更した以外は実施例１と同様に結晶育成を行った。その結果、「第１の温度と第２の温度との温度差」が－０．１Ｋであり、「上記中心と上記外周との距離」で除した値は－０．０１３Ｋ／ｃｍであった。成長結晶の厚みは１０ｍｍであった。
　実施例１と同様の手法で転位密度を計測した。その結果、ＴＳＤ（貫通らせん転位）密度は６個／ｃｍ２、ＢＰＤ（基底面転位）密度は９個／ｃｍ２であった。
＜実施例３＞
　メニスカス高さを実施例２より低くし、成長時間を長くした以外は実施例２と同様に結晶育成を行った。その結果、「第１と第２の温度との温度差」が－０．１Ｋであり、「上記中心と上記外周との距離」で除した値は－０．０１３Ｋ／ｃｍであった。成長結晶の直径は８インチまで拡大し、成長結晶の厚みは１３ｍｍであった。なお、成長結晶の径が拡張するように成長させたが、熱流体シミュレーションは温度分布が定常に達した状態を評価しているため、種結晶と同じ径で評価している。
　実施例１と同様の手法で転位密度を計測した。その結果、ＴＳＤ（貫通らせん転位）密度は９個／ｃｍ２、ＢＰＤ（基底面転位）密度は１１個／ｃｍ２であった。
＜比較例１＞
　サイドヒーターとボトムヒーターの出力バランスを変更した以外は実施例１と同様に結晶育成を行った。その結果、「第１の温度と第２の温度との温度差」が１．１Ｋであり、「上記中心と上記外周との距離」で除した値の０．１４Ｋ／ｃｍであった。
＜比較結果＞
　詳細は後述するが、表１に実施例１乃至３、比較例１の評価結果を示す。なお、用いた種結晶はいずれも６インチで同じである。そして、実施例１乃至３、比較例１いずれも成長結晶の直径は６インチ以上であり、実施例３については成長結晶の直径が８インチに達した。
「ΔＴ、及び単位長さあたりΔＴについて」
　表１のΔＴ、及び単位長さあたりΔＴは、実施例１乃至３、比較例１における加熱条件の違いの比較結果である。
　ΔＴは、上述したシミュレーションにおいて算出された第１の温度と第２の温度との温度差である。第１の温度は、原料溶液と、種結晶又は成長層との界面における原料溶液の温度であって、種結晶又は成長層の中心と対峙する箇所の温度である。第２の温度は、原料溶液と、種結晶又は成長層との界面における原料溶液の温度であって、種結晶又は成長層の外周と対峙する箇所の温度である。実施例１乃至３は、ΔＴの絶対値が０．４Ｋ以下と、比較例１に比べて小さい。
　単位長さあたりΔＴは、「ΔＴ」を「上記中心と上記外周との距離」で除した値である。実施例１乃至３は、単位長さあたりのΔＴの絶対値が０．１Ｋ／ｃｍ以下と、比較例１に比べて小さい。
「界面形状、成長厚さの標準偏差、及び育成結晶厚の標準偏差について」
　界面形状は、成長層と原料溶液との界面における成長層の表面（成長面）の形状である。具体的には、as-grown状態の成長層（ＳｉＣ単結晶インゴット）の成長面を評価した。
　成長厚さの標準偏差は、as-grown状態の成長層の表面の中心から外周に向かって２ｍｍ間隔で測定した「成長層の厚さの標準偏差」である。
　育成結晶厚の標準偏差は、as-grown状態の育成結晶（種結晶と成長層の積層体）の表面の中心から外周に向かって２ｍｍ間隔で測定した「育成結晶の厚さの標準偏差」である。
　「ΔＴの絶対値」及び「単位長さあたりΔＴの絶対値」を十分に小さくし、原料溶液と、成長層（又は成長層がない状態の種結晶）との界面の温度分布の均一性を高めた実施例１乃至３は、界面形状が平面であった。実施例１乃至３は、成長厚さの標準偏差及び育成結晶厚の標準偏差が２００μｍ以下と小さかった。
　一方、「ΔＴの絶対値」及び「単位長さあたりΔＴの絶対値」が比較的大きく、上記温度分布の均一性を高めていない比較例１は、界面形状が凹面であった。比較例１は、成長厚さの標準偏差及び育成結晶厚の標準偏差が３００μｍ以上と大きかった。
「溶媒インクルージョンの面積比率、及び判定について」
　溶媒インクルージョンの面積比率は、ＳｉＣ単結晶インゴットのas-grown状態の成長層の表面を撮影した画像において観察される溶媒インクルージョン領域の成長面に対する面積比率である。
　面積比率の算出には、デジタルマイクロスコープ（キーエンス社、ＶＨＸ－８０００）とそれに付属のソフトウェアを用いた面積計測機能を用いた。照明を同軸落射、倍率を２０倍とし、一部が重なるようにして複数画像を重ね合わせて結晶表面全体の画像を得た。結晶表面全体の明度を０～２５５で表し、１００以下の領域を溶媒インクルージョン箇所とみなし色分けした。色分け箇所のノイズを３×３メディアンフィルタにて除去したのち面積を計測した。得られた面積を結晶表面全体の面積で割ることで、溶媒インクルージョンの面積比率を求めた。
　原料溶液と、成長層（又は成長層がない状態の種結晶）との界面の温度分布の均一性を高め、成長層の成長面がより平面に近い状態（より平坦に近い状態）を維持しながら成長層を成長させた実施例１乃至３は、上記面積比率が５％以下、好ましくは１％以下と十分に小さかった。すなわち、溶媒インクルージョンが十分に低減されていた。
　一方、成長層の成長面がより平面に近い状態（より平坦に近い状態）を維持しながら成長層を成長させていない比較例１は、上記面積比率が５％より大と大きかった。すなわち、溶媒インクルージョンが低減されていなかった。
　以上より、成長面がより平面に近い状態（より平坦に近い状態）を維持しながら成長層を成長させることが、溶媒インクルージョンを低減する上で有効であることが分かる。
「ＴＳＤ（貫通らせん転位）密度、ＢＰＤ（基底面転位）密度について」
　原料溶液と、成長層（又は成長層がない状態の種結晶）との界面の温度分布の均一性を高め、成長層の成長面がより平面に近い状態（より平坦に近い状態）を維持しながら成長層を成長させた実施例１乃至３では、成長面の中央部のＴＳＤ（貫通らせん転位）密度、ＢＰＤ（基底面転位）密度が非常に小さかった。すなわち、転位欠陥密度が十分に低減されていた。
「成長方法２及び３の効果の確認」
　上述した成長方法２及び３の効果を確認するため、以下のようにして実施例４～７のＳｉＣ単結晶インゴットを製造した。
＜実施例４＞
　図５に示すような結晶成長装置１であって、以下の条件を満たす結晶成長装置１を利用してＳｉＣ単結晶インゴットを製造した。結晶成長装置が異なること以外は実施例１と同様に結晶を育成した。
・第１の空間３－４－１の上記断面における径Ｄ１が２００ｍｍ
・第２の空間３－４－２の上記断面における径Ｄ２が２５０ｍｍ
・径Ｄ１／径Ｄ２が０．８
・第１の空間３－４－１の上記高さ方向の高さＨ１が２５ｍｍ
・第２の空間３－４－２に収容された原料溶液５の上記高さ方向の高さＨ２が２０ｍｍ
＜実施例５＞
　図５に示すような結晶成長装置１であって、以下の条件を満たす結晶成長装置１を利用した点を除き、実施例４と同様にしてＳｉＣ単結晶インゴットを製造した。
・第１の空間３－４－１の上記断面における径Ｄ１が１８０ｍｍ
・第２の空間３－４－２の上記断面における径Ｄ２が２５０ｍｍ
・径Ｄ１／径Ｄ２が０．７２
・第１の空間３－４－１の上記高さ方向の高さＨ１が２５ｍｍ
・第２の空間３－４－２に収容された原料溶液５の上記高さ方向の高さＨ２が２０ｍｍ
＜実施例６＞
　図５に示すような結晶成長装置１であって、以下の条件を満たす結晶成長装置１を利用した点を除き、実施例４と同様にしてＳｉＣ単結晶インゴットを製造した。
・第１の空間３－４－１の上記断面における径Ｄ１が１５０ｍｍ
・第２の空間３－４－２の上記断面における径Ｄ２が２５０ｍｍ
・径Ｄ１／径Ｄ２が０．６
・第１の空間３－４－１の上記高さ方向の高さＨ１が２５ｍｍ
・第２の空間３－４－２に収容された原料溶液５の上記高さ方向の高さＨ２が２０ｍｍ
＜実施例７＞
　図５に示すような結晶成長装置１であって、以下の条件を満たす結晶成長装置１を利用した点を除き、実施例４と同様にしてＳｉＣ単結晶インゴットを製造した。
・第１の空間３－４－１の上記断面における径Ｄ１が１２０ｍｍ
・第２の空間３－４－２の上記断面における径Ｄ２が２５０ｍｍ
・径Ｄ１／径Ｄ２が０．４
・第１の空間３－４－１の上記高さ方向の高さＨ１が２５ｍｍ
・第２の空間３－４－２に収容された原料溶液５の上記高さ方向の高さＨ２が２０ｍｍ
　実施例４乃至７は、第１の空間３－４－１の上記断面における径Ｄ１、及び径Ｄ１／径Ｄ２が互いに異なり、その他は同条件である。
　実施例４乃至７の評価結果を表２に示す。
　表中の「坩堝下段の径」は、第１の空間３－４－１の上記断面における径Ｄ１である。表中の「下段径／上段径」は、径Ｄ１／径Ｄ２である。
「界面形状、成長厚さの標準偏差、及び育成結晶厚の標準偏差について」
　界面形状は、成長層と原料溶液との界面における成長層の表面（成長面）の形状である。具体的には、as-grown状態の成長層（ＳｉＣ単結晶インゴット）の成長面を評価した。
　「緩やかな凹状」は、成長層の表面の全体で形成された凹状が観察される状態。緩やかな凹状においては、成長層の表面の一部分において局所的に現れた凹状が観察されない。
　「平坦」は、育成結晶厚の標準偏差が５０μｍ以下の状態である。
　「緩やかな凸状」は、成長層の表面の全体で形成された凸状が観察される状態である。すなわち、緩やかな凸状においては、成長層の表面の一部分において局所的に現れた凸状が観察されない。
　「局所的に中央凸」は、成長層の表面の一部分において局所的に現れた凸状が観察される状態である。
　成長厚さの標準偏差は、as-grown状態の成長層の表面の中心から外周に向かって２ｍｍ間隔で測定した「成長層の厚さの標準偏差」である。
　育成結晶厚の標準偏差は、as-grown状態の育成結晶（種結晶と成長層の積層体）の表面の中心から外周に向かって２ｍｍ間隔で測定した「育成結晶の厚さの標準偏差」である。
「溶媒インクルージョンの面積比率について」
　溶媒インクルージョンの面積比率は、ＳｉＣ単結晶インゴットのas-grown状態の成長層の表面を撮影した画像において観察される溶媒インクルージョン領域の成長面に対する面積比率である。実施例１乃至３及び比較例１と同様の手段で算出した。
「考察」
　図５に示すような特徴的な結晶成長装置１を用いてＳｉＣ単結晶インゴットを製造した実施例４乃至７は、成長厚さの標準偏差及び育成結晶厚の標準偏差がいずれも３００μｍ以下と、上記比較例１に比べて十分に小さかった。そして、このように成長面がより平面に近い状態（より平坦に近い状態）を維持しながら成長層を成長させた実施例４乃至７はいずれも、溶媒インクルージョンの面積比率が５％以下で、上記比較例１に比べて十分に小さかった。
　また、径Ｄ１／径Ｄ２を０．６５以上０．９０以下に調整した実施例４及び５は、成長厚さの標準偏差及び育成結晶厚の標準偏差がいずれも２００μｍ以下と、当該条件を満たさない実施例６及び７に比べて十分に小さかった。すなわち、実施例４及び５は、実施例６及び７に比べて、成長面がより平面に近い状態（より平坦に近い状態）を維持させながら成長層を成長させた。そして、このような実施例４及び５はいずれも、溶媒インクルージョンの面積比率が１％以下と、実施例６及び７に比べて十分に小さかった。
　また、径Ｄ１／径Ｄ２を０．６５以上０．７６以下に調整した実施例５は、成長厚さの標準偏差及び育成結晶厚の標準偏差がいずれも１００μｍ以下、具体的には５０μｍ以下、より具体的には２０μｍ以下と、当該条件を満たさない実施例４、６及び７に比べて十分に小さかった。すなわち、実施例５は、実施例２、６及び７に比べて、成長面がより平面に近い状態（より平坦に近い状態）を維持させながら成長層を成長させた。そして、このような実施例５は、溶媒インクルージョンの面積比率が０．５％以下、具体的には０．２５％以下、より具体的には０．１５％以下と、実施例４、６及び７に比べて十分に小さかった。
　また、表２より、実施例４乃至７の界面形状は、径Ｄ１／径Ｄ２の変化に対して一定の規則で変化していることが分かる。すなわち、径Ｄ１／径Ｄ２を０．６５以上０．７６以下に調整することで界面形状を平坦にできる。そして、径Ｄ１／径Ｄ２を０．７６より大きくすることで界面形状を凹状にできる。そして、径Ｄ１／径Ｄ２を０．６５より小さくすることで界面形状を凸状にできる。このようになる理由は、図６を用いて説明した現象によると考えられる。
　なお、「実施例５」と「実施例４、６及び７」との比較により、界面形状を平坦にすることで、溶媒インクルージョンをより低減できることが分かる。また、「実施例４」と「実施例６及び７」との比較により、界面形状を凹状にした方が、界面形状を凸状にしたよりも、溶媒インクルージョンをより低減できることが分かる。
　なお、実施例１乃至３、比較例１と同様の方法で、実施例５のΔＴ、及び単位長さあたりΔＴを算出した。ΔＴは０．７で、単位長さあたりΔＴは０．０９２Ｋ／ｃｍであった。すなわち、実施例５は、上述した成長方法３に該当する。この結果より、成長方法１及び２を組み合わせた成長方法３においても、溶媒インクルージョンを低減できることわかる。
＜実施例８＞
　種結晶を６インチにし、放射温度計の温度が２０７０℃に達した時点で引き上げ軸に接着した種結晶を溶液に接触させる以外は、実施例１と同様にして、ＳｉＣ単結晶インゴットを製造した。種結晶上に平均厚さ２ｍｍの４Ｈ－ＳｉＣの成長結晶が形成され、ＳｉＣ単結晶インゴットを得ることができた。
　結晶育成中の溶液中の温度分布を熱流体シミュレーションし、温度分布が定常に達した状態を評価したところ、「原料溶液と、種結晶又は成長層との界面における原料溶液の温度であって、種結晶又は成長層の中心と対峙する箇所の温度を第１の温度」とし、「種結晶又は成長層の外周と対峙する箇所の温度を第２の温度」とした場合、「第１の温度と第２の温度との温度差」が－０．０５Ｋであり、「上記中心と上記外周との距離」で除した値は－０．００７Ｋ／ｃｍであった。
　実施例１と同じ方法で溶媒インクルージョン比率を求めた。その結果、ウエハの面内にインクルージョンが観察されず、０％であった。
　実施例１と同様の手法で転位密度を計測した。その結果、ＴＳＤ（貫通らせん転位）密度は５個／ｃｍ２、ＢＰＤ（基底面転位）密度は５個／ｃｍ２であった。
　成長層から厚さ５００μｍのウエハを切り出し、ウエハの表面を全反射蛍光Ｘ線分析装置（ＴＸＲＦ、リガク社ＴＸＲＦ－３８００e）を用いて表面Ｃｒ濃度を分析した結果、０．８×１０１０ａｔｏｍｓ／ｃｍ２であった。
ウエハ上にエピタキシャル成膜を行う装置の受け入れ基準を満たす数値であった。そのため、このウエハ上にＳｉＣのエピタキシャル成膜を行えば、体積当たりCr濃度が１×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下ＳｉＣエピタキシャル成長膜を得ることができる。
　成長層から厚さ５００μｍのウエハを切り出し、ウエハの中心１点を、二次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ、ＣＡＭＥＣＡ　ＩＭＳ－７Ｆ、測定条件：一次イオン種Ｃs＋、一次イオンエネルギー　１５．０ｋｅＶ）で測定した結果、１×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３のCｒが検出された。
　以上、実施の形態を参照して本開示を説明したが、本開示は上述の実施の形態に限定されるものではない。本開示の構成や詳細には、本開示のスコープ内で当業者が理解し得る様々な変更をすることができる。そして、各実施の形態は、適宜他の実施の形態と組み合わせることができる。
　上記の実施の形態の一部又は全部は、以下の付記のようにも記載されうるが、以下に限られない。
１．　直径が４インチ以上で、
　表面を撮影した画像において観察される溶媒インクルージョン領域の前記表面に対する面積比率が５％以下であるＳｉＣ単結晶インゴット。
２．　前記面積比率が０．０１％以上１％以下である１に記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
３．　直径が６インチ以上である１又は２に記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
４．　厚さが１ｍｍ以上である１から３のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
５．　as-grown状態で前記表面の中心から外周に向かって２ｍｍ間隔で測定した厚さの標準偏差が３００μｍ以下である１から４のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
６．　as-grown状態で前記表面は平坦又は凹状である１から５のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
７．　種結晶と、前記種結晶に接した成長層とを有し、
　前記種結晶の前記成長層に接する面の反対側は平面であり、
　前記種結晶と、as-grown状態の前記成長層の合計の厚さを、中心から外周に向かって２ｍｍ間隔で測定した厚さの標準偏差が３００μｍ以下である１から６のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
８．　as-grown状態で前記成長層の前記表面は平坦又は凹状である７に記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
９．　（前記種結晶と、as-grown状態の前記成長層の外周部の合計の厚さ）≧（前記種結晶と、as-grown状態の前記成長層の中心部の合計の厚さ）を満たす８に記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
１０．　表面の中央部のＴＳＤ（貫通らせん転位）密度又はＢＰＤ（基底面転位）密度が、１００個／ｃｍ２以下である１から６のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
１０－１．　表面の面積当たりＣｒ濃度が１×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以下である１から１０のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
１０－２．　体積当たりＣｒ濃度が１×１０１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上である１０－１に記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
１０－３．　表面の面積当たりＣｒ濃度が１×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以下であるＳｉＣ単結晶インゴット。
１０－４．　体積当たりＣｒ濃度が１×１０１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上である１０－３に記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
１１．　直径が４インチ以上で、
　表面を撮影した画像において観察される溶媒インクルージョン領域の前記表面に対する面積比率が５％以下であるＳｉＣ単結晶ウエハ。
１２．　前記面積比率が０．０１％以上１％以下である１１に記載のＳｉＣ単結晶ウエハ。
１３．　直径が６インチ以上である１１又は１２に記載のＳｉＣ単結晶ウエハ。
１４．　表面の中央部のＴＳＤ（貫通らせん転位）密度又はＢＰＤ（基底面転位）密度が、１００個／ｃｍ２以下である１１から１３のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶ウエハ。
１４－１．　表面の面積当たりＣｒ濃度が１×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以下である１１から１４のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶ウエハ。
１４－２．　体積当たりＣｒ濃度が１×１０１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上である１４－１に記載のＳｉＣ単結晶ウエハ。
１４－３．　表面の面積当たりＣｒ濃度が１×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以下であるＳｉＣ単結晶ウエハ。
１４－４．　体積当たりＣｒ濃度が１×１０１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上である１４－３に記載のＳｉＣ単結晶ウエハ。
１５．　ＳｉＣ種結晶をＳｉ及びＣを含む原料溶液に接触させ、前記ＳｉＣ種結晶の表面にＳｉＣ単結晶の成長層を生成する成長工程を有し、
　前記ＳｉＣ種結晶と、前記成長工程で得られたas-grown状態の前記成長層の合計の厚さを、中心から外周に向かって２ｍｍ間隔で測定した厚さの標準偏差が３００μｍ以下であるＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
１６．　前記成長工程では、厚さが１ｍｍ以上の前記成長層を生成する１５に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
１７．　前記原料溶液と、前記ＳｉＣ種結晶又は前記成長層との界面における前記原料溶液の温度であって、前記ＳｉＣ種結晶又は前記成長層の中心と対峙する箇所の温度を第１の温度とし、前記ＳｉＣ種結晶又は前記成長層の外周と対峙する箇所の温度を第２の温度とした場合、
　前記成長工程では、
　　前記第１の温度と前記第２の温度との温度差を、前記中心と前記外周との距離で除した値の絶対値が０．１Ｋ／ｃｍ以下である１５又は１６に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
１８．　前記種結晶の表面は平面である１５から１７のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
１９．　ＳｉＣ種結晶をＳｉ及びＣを含む原料溶液に接触させ、前記ＳｉＣ種結晶の表面にＳｉＣ単結晶の成長層を生成する成長工程を有し、
　前記成長工程では、
　　底部と、側壁部と、前記底部に対向する開口部と、で囲まれた溶液収容空間を有し、前記溶液収容空間に前記原料溶液が収容される坩堝と、
　　前記坩堝を収容するチャンバと、
　　直径が４インチ以上の前記ＳｉＣ種結晶が取り付けられる引き上げ軸と、
　　前記坩堝に収容された前記原料溶液を加熱するヒータと、
　を有し、
　　前記坩堝の前記溶液収容空間は、
　　　前記底部から前記開口部に向かう高さ方向に垂直な断面における径が互いに異なる第１の空間と第２の空間とを有し、
　　　前記第１の空間及び前記第２の空間が前記高さ方向に並んで繋がっており、
　　　前記底部側に位置する前記第１の空間の前記断面における径は、前記開口部側に位置する前記第２の空間の前記断面における径よりも小さい製造装置を用いて、前記成長層を生成するＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
２０．　（前記第１の空間の前記断面における径）／（前記第２の空間の前記断面における径）は、０．６５以上０．９０以下である１９に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
２１．　（前記第１の空間の前記断面における径）／（前記第２の空間の前記断面における径）は、０．６５以上０．７６以下である１９又は２０に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
２２．　前記第１の空間の前記断面における径は、前記ＳｉＣ種結晶の径より大きい１９から２１のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
２３．　前記坩堝は回転可能である１９から２２のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
２４．　（前記第１の空間の前記高さ方向の高さ）／（前記第２の空間の前記高さ方向の高さ）は、０．２以上０．８以下である１９から２３のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
２５．　前記ＳｉＣ種結晶の径は６インチ以上である１９から２４のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
２６．　前記ＳｉＣ種結晶と、前記成長工程で得られたas-grown状態の前記成長層の合計の厚さを、中心から外周に向かって２ｍｍ間隔で測定した厚さの標準偏差が３００μｍ以下である１９から２５のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
２７．　前記成長工程では、厚さが１ｍｍ以上の前記成長層を生成する１９から２６のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
２８．　前記原料溶液と、前記ＳｉＣ種結晶又は前記成長層との界面における前記原料溶液の温度であって、前記ＳｉＣ種結晶又は前記成長層の中心と対峙する箇所の温度を第１の温度とし、前記ＳｉＣ種結晶又は前記成長層の外周と対峙する箇所の温度を第２の温度とした場合、
　前記成長工程では、
　　前記第１の温度と前記第２の温度との温度差を、前記中心と前記外周との距離で除した値の絶対値が０．１Ｋ／ｃｍ以下である１９から２７のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
２９．　前記ＳｉＣ種結晶の表面は平面である１９から２８のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
３０．　１５から２９のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法でＳｉＣ単結晶インゴットを製造する工程と、
　前記ＳｉＣ単結晶インゴットからＳｉＣ単結晶ウエハを切り出す工程と、
を有するＳｉＣ単結晶ウエハの製造方法。
３１．　底部と、側壁部と、前記底部に対向する開口部と、で囲まれた溶液収容空間を有し、前記溶液収容空間にＳｉ及びＣを含む原料溶液が収容される坩堝と、
　前記坩堝を収容するチャンバと、
　直径が４インチ以上のＳｉＣ種結晶が取り付けられる引き上げ軸と、
　前記坩堝に収容された前記原料溶液を加熱するヒータと、
　を有し、
　前記坩堝の前記溶液収容空間は、
　　前記底部から前記開口部に向かう高さ方向に垂直な断面における径が互いに異なる第１の空間と第２の空間とを有し、
　　前記第１の空間及び前記第２の空間が前記高さ方向に並んで繋がっており、
　　前記底部側に位置する前記第１の空間の前記断面における径は、前記開口部側に位置する前記第２の空間の前記断面における径よりも小さい、ＳｉＣ単結晶インゴットの製造装置。
３２．　（前記第１の空間の前記断面における径）／（前記第２の空間の前記断面における径）は、０．６５以上０．９０以下である３１に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造装置。
３３．　（前記第１の空間の前記断面における径）／（前記第２の空間の前記断面における径）は、０．６５以上０．７６以下である３１又は３２に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造装置。
３４．　前記第１の空間の前記断面における径は、前記ＳｉＣ種結晶の径より大きい３１から３３のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造装置。
３５．　前記坩堝は回転可能である３１から３４のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造装置。
３６．　（前記第１の空間の前記高さ方向の高さ）／（前記第２の空間に収容された前記原料溶液の前記高さ方向の高さ）は、０．２以上０．８以下である３１から３５のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造装置。
３７．　前記ＳｉＣ種結晶の径は６インチ以上である３１から３６のいずれかに記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造装置。
３８．　表面の面積当たりＣｒ濃度が１×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以下であるＳｉＣ単結晶ウエハの上に、ＳｉＣのエピタキシャル成膜を行う工程を含むことを特徴とする、ＳｉＣエピタキシャル成長膜の成膜方法。
３９．　前記ＳｉＣエピタキシャル成長膜中の体積当たりＣｒ濃度が１×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下である３８に記載のＳｉＣエピタキシャル成長膜の成膜方法。
４０．　前記ＳｉＣ単結晶ウエハの径が４インチ以上で、体積当たりＣｒ濃度が１×１０１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上である３８又は３９に記載のＳｉＣエピタキシャル成長膜の成膜方法。
　この出願は、２０２４年５月３１日に出願された日本出願特願２０２４－０８８６７７号および２０２５年１月２０日に出願された日本出願特願２０２５－００８０２1号を基礎とする優先権を主張し、その開示の全てをここに取り込む。
　１　　結晶成長装置
　３　　坩堝
　３－１　
　３－２　
　３－３　
　３－４　
　３－４－１
　３－４－２
　４　　ヒータ
　５　　原料溶液
　６　　放射温度計
　７　　引き上げ軸
　９　　種結晶
　１０　　種結晶
　２０　　成長層

Claims (48)

  1. 　直径が４インチ以上で、
    　表面を撮影した画像において観察される溶媒インクルージョン領域の前記表面に対する面積比率が５％以下であるＳｉＣ単結晶インゴット。
  2. 　前記面積比率が０．０１％以上１％以下である請求項１に記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
  3. 　直径が６インチ以上である請求項１又は２に記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
  4. 　厚さが１ｍｍ以上である請求項１から３のいずれか１項に記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
  5. 　as-grown状態で前記表面の中心から外周に向かって２ｍｍ間隔で測定した厚さの標準偏差が３００μｍ以下である請求項１から４のいずれか１項に記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
  6. 　as-grown状態で前記表面は平坦又は凹状である請求項１から５のいずれか１項に記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
  7. 　種結晶と、前記種結晶に接した成長層とを有し、
    　前記種結晶の前記成長層に接する面の反対側は平面であり、
    　前記種結晶と、as-grown状態の前記成長層の合計の厚さを、中心から外周に向かって２ｍｍ間隔で測定した厚さの標準偏差が３００μｍ以下である請求項１から６のいずれか１項に記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
  8. 　as-grown状態で前記成長層の前記表面は平坦又は凹状である請求項７に記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
  9. 　（前記種結晶と、as-grown状態の前記成長層の外周部の合計の厚さ）≧（前記種結晶と、as-grown状態の前記成長層の中心部の合計の厚さ）を満たす請求項８に記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
  10. 　表面の中央部のＴＳＤ（貫通らせん転位）密度又はＢＰＤ（基底面転位）密度が、１００個／ｃｍ２以下である請求項１から９のいずれか１項に記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
  11. 　表面の面積当たりＣｒ濃度が１×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以下である請求項１から１０のいずれか１項に記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
  12. 　体積当たりＣｒ濃度が１×１０１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上である請求項１１に記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
  13. 　表面の面積当たりＣｒ濃度が１×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以下であるＳｉＣ単結晶インゴット。
  14. 　体積当たりＣｒ濃度が１×１０１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上である請求項１３に記載のＳｉＣ単結晶インゴット。
  15. 　直径が４インチ以上で、
    　表面を撮影した画像において観察される溶媒インクルージョン領域の前記表面に対する面積比率が５％以下であるＳｉＣ単結晶ウエハ。
  16. 　前記面積比率が０．０１％以上１％以下である請求項１５に記載のＳｉＣ単結晶ウエハ。
  17. 　直径が６インチ以上である請求項１５又は１６に記載のＳｉＣ単結晶ウエハ。
  18. 　表面の中央部のＴＳＤ（貫通らせん転位）密度又はＢＰＤ（基底面転位）密度が、１００個／ｃｍ２以下である請求項１５から１７のいずれか１項に記載のＳｉＣ単結晶ウエハ。
  19. 　表面の面積当たりＣｒ濃度が１×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以下である請求項１５から１８のいずれか１項に記載のＳｉＣ単結晶ウエハ。
  20. 　体積当たりＣｒ濃度が１×１０１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上である請求項１９に記載のＳｉＣ単結晶ウエハ。
  21. 　表面の面積当たりＣｒ濃度が１×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以下であるＳｉＣ単結晶ウエハ。
  22. 　体積当たりＣｒ濃度が１×１０１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上である請求項２１に記載のＳｉＣ単結晶ウエハ。
  23. 　ＳｉＣ種結晶をＳｉ及びＣを含む原料溶液に接触させ、前記ＳｉＣ種結晶の表面にＳｉＣ単結晶の成長層を生成する成長工程を有し、
    　前記ＳｉＣ種結晶と、前記成長工程で得られたas-grown状態の前記成長層の合計の厚さを、中心から外周に向かって２ｍｍ間隔で測定した厚さの標準偏差が３００μｍ以下であるＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
  24. 　前記成長工程では、厚さが１ｍｍ以上の前記成長層を生成する請求項２３に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
  25. 　前記原料溶液と、前記ＳｉＣ種結晶又は前記成長層との界面における前記原料溶液の温度であって、前記ＳｉＣ種結晶又は前記成長層の中心と対峙する箇所の温度を第１の温度とし、前記ＳｉＣ種結晶又は前記成長層の外周と対峙する箇所の温度を第２の温度とした場合、
    　前記成長工程では、
    　　前記第１の温度と前記第２の温度との温度差を、前記中心と前記外周との距離で除した値の絶対値が０．１Ｋ／ｃｍ以下である請求項２３又は２４に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
  26. 　前記ＳｉＣ種結晶の表面は平面である請求項２３から２５のいずれか１項に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
  27. 　ＳｉＣ種結晶をＳｉ及びＣを含む原料溶液に接触させ、前記ＳｉＣ種結晶の表面にＳｉＣ単結晶の成長層を生成する成長工程を有し、
    　前記成長工程では、
    　　底部と、側壁部と、前記底部に対向する開口部と、で囲まれた溶液収容空間を有し、前記溶液収容空間に前記原料溶液が収容される坩堝と、
    　　前記坩堝を収容するチャンバと、
    　　直径が４インチ以上の前記ＳｉＣ種結晶が取り付けられる引き上げ軸と、
    　　前記坩堝に収容された前記原料溶液を加熱するヒータと、
    　を有し、
    　　前記坩堝の前記溶液収容空間は、
    　　　前記底部から前記開口部に向かう高さ方向に垂直な断面における径が互いに異なる第１の空間と第２の空間とを有し、
    　　　前記第１の空間及び前記第２の空間が前記高さ方向に並んで繋がっており、
    　　　前記底部側に位置する前記第１の空間の前記断面における径は、前記開口部側に位置する前記第２の空間の前記断面における径よりも小さい製造装置を用いて、前記成長層を生成するＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
  28. 　（前記第１の空間の前記断面における径）／（前記第２の空間の前記断面における径）は、０．６５以上０．９０以下である請求項２７に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
  29. 　（前記第１の空間の前記断面における径）／（前記第２の空間の前記断面における径）は、０．６５以上０．７６以下である請求項２７又は２８に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
  30. 　前記第１の空間の前記断面における径は、前記ＳｉＣ種結晶の径より大きい請求項２７から２９のいずれか１項に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
  31. 　前記坩堝は回転可能である請求項２７から３０のいずれか１項に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
  32. 　（前記第１の空間の前記高さ方向の高さ）／（前記第２の空間に収容された前記原料溶液の前記高さ方向の高さ）は、０．２以上０．８以下である請求項２７から３１のいずれか１項に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
  33. 　前記ＳｉＣ種結晶の径は６インチ以上である請求項２７から３２のいずれか１項に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
  34. 　前記ＳｉＣ種結晶と、前記成長工程で得られたas-grown状態の前記成長層の合計の厚さを、中心から外周に向かって２ｍｍ間隔で測定した厚さの標準偏差が３００μｍ以下である請求項２７から３３のいずれか１項に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
  35. 　前記成長工程では、厚さが１ｍｍ以上の前記成長層を生成する請求項２７から３４のいずれか１項に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
  36. 　前記原料溶液と、前記ＳｉＣ種結晶又は前記成長層との界面における前記原料溶液の温度であって、前記ＳｉＣ種結晶又は前記成長層の中心と対峙する箇所の温度を第１の温度とし、前記ＳｉＣ種結晶又は前記成長層の外周と対峙する箇所の温度を第２の温度とした場合、
    　前記成長工程では、
    　　前記第１の温度と前記第２の温度との温度差を、前記中心と前記外周との距離で除した値の絶対値が０．１Ｋ／ｃｍ以下である請求項２７から３５のいずれか１項に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
  37. 　前記ＳｉＣ種結晶の表面は平面である請求項２７から３６のいずれか１項に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法。
  38. 　請求項２３から３７のいずれか１項に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造方法でＳｉＣ単結晶インゴットを製造する工程と、
    　前記ＳｉＣ単結晶インゴットからＳｉＣ単結晶ウエハを切り出す工程と、
    を有するＳｉＣ単結晶ウエハの製造方法。
  39. 　底部と、側壁部と、前記底部に対向する開口部と、で囲まれた溶液収容空間を有し、前記溶液収容空間にＳｉ及びＣを含む原料溶液が収容される坩堝と、
    　前記坩堝を収容するチャンバと、
    　直径が４インチ以上のＳｉＣ種結晶が取り付けられる引き上げ軸と、
    　前記坩堝に収容された前記原料溶液を加熱するヒータと、
    　を有し、
    　前記坩堝の前記溶液収容空間は、
    　　前記底部から前記開口部に向かう高さ方向に垂直な断面における径が互いに異なる第１の空間と第２の空間とを有し、
    　　前記第１の空間及び前記第２の空間が前記高さ方向に並んで繋がっており、
    　　前記底部側に位置する前記第１の空間の前記断面における径は、前記開口部側に位置する前記第２の空間の前記断面における径よりも小さい、ＳｉＣ単結晶インゴットの製造装置。
  40. 　（前記第１の空間の前記断面における径）／（前記第２の空間の前記断面における径）は、０．６５以上０．９０以下である請求項３９に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造装置。
  41. 　（前記第１の空間の前記断面における径）／（前記第２の空間の前記断面における径）は、０．６５以上０．７６以下である請求項３９又は４０に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造装置。
  42. 　前記第１の空間の前記断面における径は、前記ＳｉＣ種結晶の径より大きい請求項３９から４１のいずれか１項に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造装置。
  43. 　前記坩堝は回転可能である請求項３９から４２のいずれか１項に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造装置。
  44. 　（前記第１の空間の前記高さ方向の高さ）／（前記第２の空間に収容された前記原料溶液の前記高さ方向の高さ）は、０．２以上０．８以下である請求項３９から４３のいずれか１項に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造装置。
  45. 　前記ＳｉＣ種結晶の径は６インチ以上である請求項３９から４４のいずれか１項に記載のＳｉＣ単結晶インゴットの製造装置。
  46. 　表面の面積当たりＣｒ濃度が１×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以下であるＳｉＣ単結晶ウエハの上に、ＳｉＣのエピタキシャル成膜を行う工程を含むことを特徴とする、ＳｉＣエピタキシャル成長膜の成膜方法。
  47. 　前記ＳｉＣエピタキシャル成長膜中の体積当たりCr濃度が１×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下である請求項４６に記載のＳｉＣエピタキシャル成長膜の成膜方法。
  48. 前記ＳｉＣ単結晶ウエハの径が４インチ以上で、体積当たりＣｒ濃度が１×１０１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上である請求項４６又は４７に記載のＳｉＣエピタキシャル成長膜の成膜方法。
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