[0001] 本发明涉及适合作为半导体元件的SiC单晶及其制造方法，更详细地讲，涉及贯穿位错少的高品质的SiC单晶以及采用熔液法的高品质SiC单晶制造方法。

[0002] SiC单晶在热学、化学上非常稳定，机械强度优异，抗放射线，而且与Si单晶相比，具有高的绝缘击穿电压、高的热导率等的优异的物性。因此，能够实现在采用Si单晶、GaAs单晶等的已有的半导体材料时不能够实现的高输出、高频率、耐电压、耐环境性等，作为能够实现大功率控制、节能的功率器件材料、高速大容量信息通信用器件材料、车载用高温器件材料、耐放射线器件材料等的宽范围的下一代的半导体材料，期待在提高。

[0003] 以往，作为SiC单晶的生长法，代表性的已知气相法、艾奇逊(Acheson)法、以及熔液法。气相法之中，例如升华法，有在生长了的单晶中容易产生被称为微管缺陷的中空贯穿状的缺陷和层积缺陷等的晶格缺陷以及晶体多型的缺点，但由于晶体的生长速度大，因此以往SiC块单晶的多数是采用升华法制造的。另外，也进行了降低生长晶体的缺陷的尝试，曾提出了采用升华法在(11-20)面以及(1-100)面上反复进行结晶生长来降低在＜0001＞方向传播的位错密度的方法(专利文献1)。采用艾奇逊法时，由于作为原料使用硅石和焦炭并在电炉中加热，因此由于原料中的杂质等而导致不能够得到结晶性高的单晶。

[0004] 熔液法，是在石墨坩埚中使C溶解于Si熔液或者将合金熔化到Si熔液并向该熔液中溶解C，在设置于低温部的籽晶基板上使SiC结晶层析出并使其生长的方法。熔液法，与气相法相比，进行在接近于热平衡的状态下的结晶生长，因此能够期待低缺陷化。因此，最近，提出了好几种采用熔液法的SiC单晶制造方法(专利文献2)，提出了得到结晶缺陷少的SiC单晶的方法(专利文献3)。

[0005] 在先技术文献

[0006] 专利文献

[0007] 专利文献1:特开2003-119097号

[0008] 专利文献2:特开2008-105896号

[0009] 专利文献3:特开平6-227886号

[0010] 如专利文献1～3所记载，在升华法或者熔液法中，降低生长晶体的缺陷的尝试曾被进行。但是，为了稳定地得到能够作为半导体元件使用的高品质的SiC单晶，上述方法尚不充分，特别是高合格率地制造不含贯穿位错的SiC单晶依然困难。在升华法中，难以得到大致不含或者完全不含贯穿位错的单晶，在熔液法中，籽晶的位错容易传播，也难以得到在与籽晶的生长面垂直的方向的生长晶体中大致不含或者完全不含贯穿位错的单晶。

[0011] 本发明是解决上述课题的发明，其目的是提供降低了贯穿螺旋位错、贯穿刃型位错、以及微管缺陷这些贯穿位错密度的高品质的SiC单晶、以及这样的SiC单晶的制造方法。

[0012] 本发明为一种采用熔液法的SiC单晶制造方法，使SiC籽晶接触具有从内部向表面温度降低的温度梯度的Si-C熔液而使SiC单晶生长，该制造方法包括：

[0013] 使Si-C熔液的表面区域的温度梯度成为10℃/cm以下；

[0014] 使SiC籽晶的(1-100)面接触Si-C熔液；以及

[0015] 在籽晶的(1-100)面上以小于20×10-4cm2/h·℃的、SiC单晶的生长速度相对于温度梯度的比(单晶的生长速度/温度梯度)使SiC单晶生长。

[0016] 本发明为一种SiC单晶，其是以SiC籽晶为基点而生长出的SiC单晶，(0001)面中的贯穿位错密度比籽晶的(0001)面中的贯穿位错密度小。

[0017] 根据本发明，能够得到(0001)面中的贯穿位错密度小的SiC单晶。附图说明

[0018] 图1是在本发明中能够使用的采用熔液法的单晶制造装置的截面模式图。

[0019] 图2是本发明涉及的、在(1-100)面上生长出的SiC单晶的生长面的外观照片。

[0020] 图3是从本发明涉及的以籽晶为基点的(1-100)面生长晶体切取(0001)面，进行了熔融碱腐蚀的(0001)面的显微镜照片。

[0021] 图4是对图3的籽晶部分进行了放大观察的照片。

[0022] 图5是对图3的生长晶体部分进行了放大观察的照片。

[0023] 图6是(11-20)面生长出的晶体的生长面的外观照片。

[0024] 图7是(1-100)面生长出的晶体的生长面的外观照片。

[0025] 图8是表示(1-100)面生长中的、基于Si-C熔液的表面区域的温度梯度以及单晶生长速度/温度梯度的比的、生长条件范围的图。

[0026] 在本说明书中，(1-100)面等的表述中的「-1」，是将本来在数字之上附带横线来表述的地方表述为「-1」。

[0027] 如上述专利文献1所记载，以往认为RAF生长法对晶体的低位错化有效，并进行了下述工作：通过采用升华法反复进行(11-20)面(也称为a面)生长以及(1-100)面(也称为m面)生长，来制作降低了位错的晶体。但是，即使采用RAF法也难以得到无位错的单晶，另外，需要(11-20)面以及(1-100)面的反复生长，希望获得能够更加降低位错密度且简便的制造方法。

[0028] 本发明人对于在采用熔液法的SiC单晶制造中，相比于以往能够降低起因于籽晶而在生长晶体中可能发生的螺旋位错、刃型位错、以及微管缺陷这些贯穿位错密度的高品质的SiC单晶进行了锐意研究。

[0029] 其结果发现，通过不是进行以往典型地进行的a面生长，而是采用熔液法进行以籽晶的(1-100)面(也称为m面)为基点的m面生长，能够得到贯穿位错密度比籽晶低的SiC单晶。另外可知，根据该方法，不需要使单晶反复生长，通过1次的m面生长能够得到相比于籽晶大幅度降低了贯穿位错密度的SiC单晶。

[0030] 进而查明，Si-C熔液的表面区域的温度梯度、以及相对于温度梯度的单晶生长速度，分别影响到SiC单晶的生长面的平坦性。而且发现了编入了该Si-C熔液的表面区域的温度梯度和单晶的生长速度的条件的SiC单晶制造方法。

[0031] 本发明以SiC单晶的制造方法为对象，该制造方法为采用熔液法的SiC单晶制造方法，使SiC籽晶接触具有从内部向表面温度降低的温度梯度的Si-C熔液而使SiC单晶生长，该制造方法包括：

[0032] 使Si-C熔液的表面区域的温度梯度成为10℃/cm以下；

[0033] 使SiC籽晶的(1-100)面接触Si-C熔液；以及

[0034] 在籽晶的(1-100)面上以小于20×10-4cm2/h·℃的、SiC单晶的生长速度相对于温度梯度的比(单晶的生长速度/温度梯度)使SiC单晶生长。

[0035] 在本方法中，能够得到下述SiC单晶，该SiC单晶是以籽晶为基点而生长出的SiC单晶，具有平坦的生长面，且在(0001)面中的贯穿位错密度比籽晶的(0001)面中的贯穿位错密度小，优选贯穿位错密度为1个/cm2以下，进一步优选贯穿位错密度为零。

[0036] 在本发明的SiC单晶的制造方法中采用熔液法。所谓用于制造SiC单晶的熔液法，是通过在坩埚内形成从Si-C熔液的内部向熔液的表面温度降低的温度梯度，使Si-C熔液的表面区域成为过饱和，以接触了Si-C熔液的籽晶为基点，在籽晶上使SiC单晶生长的方法。

[0037] 在本方法中，能够使用在SiC单晶的制造中一般所用的品质的SiC单晶作为籽晶。例如能够使用采用升华法一般所制成的SiC单晶作为籽晶。在这样的采用升华法一般所制成的SiC单晶中大体上较多地包含贯穿位错以及基底面位错。

[0038] 在本方法中，使用具有(1-100)面的SiC籽晶，以该(1-100)面为基点，采用熔液法使SiC单晶进行(1-100)面生长。所得到的进行了(1-100)面生长的SiC单晶的(0001)面中的贯穿位错密度，比籽晶的(0001)面中的贯穿位错密度小，优选贯穿位错密度为1个/cm2以下，更优选贯穿位错密度为零。籽晶能够为例如板状、圆盘状、圆柱状、棱柱状、圆锥台状、或者棱锥台状等的任意形状。能够采用籽晶的(1-100)面作为与Si-C熔液面接触的籽晶的下表面，能够采用相反侧的上表面作为保持于石墨轴等的籽晶保持轴上的面。

[0039] 所谓Si-C熔液的表面区域的温度梯度，是Si-C熔液的表面的垂直方向的温度梯度，是从Si-C熔液的内部向熔液的表面温度降低的温度梯度。温度梯度能够通过下述方法算出：用热电偶测定成为低温侧的Si-C熔液的表面的温度A和从Si-C熔液的表面向熔液侧垂直方向的规定的深度处的成为高温侧的温度B，其温度差除以测定温度A和温度B的位置间的距离。例如，测定Si-C熔液的表面和从Si-C熔液的表面向熔液侧垂直方向的深度Dcm的位置之间的温度梯度的情况下，能够通过Si-C熔液的表面温度A与从Si-C熔液的表面向熔液侧垂直方向的深度Dcm的位置的温度B的差除以Dcm的下述式：温度梯度(℃/cm)＝(B-A)/D算出。

[0040] 在本方法中，Si-C熔液的表面区域的温度梯度为10℃/cm以下。可知，通过使SiC熔液的表面区域的温度梯度在上述范围内，容易得到不含贯穿位错、且具有平坦的表面的SiC单晶。

[0041] 若籽晶基板附近的温度梯度大，则能够加速SiC单晶的生长速度，但如果温度梯度过大，则难以得到平坦的生长面，因此需要控制在上述的温度梯度的范围。

[0042] Si-C熔液的表面区域的温度梯度的下限，不作特别限定，但可以使其为例如2℃/cm以上、4℃/cm以上、6℃/cm以上、或者8℃/cm以上。

[0043] 温度梯度的控制范围，优选为从Si-C熔液的表面起算直到3mm的深度的范围，进一步优选为直到20mm的深度的范围。

[0044] 若温度梯度的控制范围过浅，则控制温度梯度的范围浅，控制C的过饱和度的范围也变浅，有时SiC单晶的生长变得不稳定。另外，若控制温度梯度的范围深，则控制C的过饱和度的范围也变深，对SiC单晶的稳定生长有效，但实际上，有助于单晶生长的深度为从Si-C熔液的表面到数mm的深度的范围。因此，为了稳定地进行SiC单晶的生长和温度梯度的控制，优选控制上述深度范围的温度梯度。

[0045] Si-C熔液的表面区域的温度梯度的控制，在后面参照附图详细说明，通过调整配置于单晶制造装置的坩埚周边的高频线圈等的加热装置的配置、构成、输出等，能够形成与Si-C熔液的表面垂直的方向的规定的温度梯度。

[0046] 在本方法中，将SiC单晶的生长速度(μm/h)相对于Si-C熔液的表面区域的温度梯度(℃/cm)的比(单晶的生长速度/温度梯度)控制为低于20×10-4cm2/h·℃，优选控制为低-4 2于12×10 cm /h·℃，来进行SiC单晶的生长。可知，通过除了控制Si-C熔液的表面区域的温度梯度之外，还使单晶的生长速度相对于温度梯度的比处于上述范围内，能够稳定地得到不含贯穿位错、且具有平坦的表面的SiC单晶。

[0047] SiC单晶的生长速度，能够通过控制Si-C熔液的过饱和度来进行。如果提高Si-C熔液的过饱和度，则SiC单晶的生长速度增加，如果降低过饱和度，则SiC单晶的生长速度降低。

[0048] Si-C熔液的过饱和度，主要可利用Si-C熔液的表面温度、以及Si-C熔液的表面区域的温度梯度来控制，例如，如果使Si-C熔液的表面温度为恒定，并且减小Si-C熔液的表面区域的温度梯度，则能够减小过饱和度，如果增大Si-C熔液的表面区域的温度梯度，则能够增大过饱和度。

[0049] 再者，即使使经由籽晶保持轴的排热变化，籽晶附近的Si-C熔液的过饱和度也变化，SiC单晶的生长速度会变化。因此，通过选定籽晶保持轴的材料来变更热导率、或者通过改变籽晶保持轴的直径等来改变排热的程度，也能够改变SiC单晶的生长速度。

[0050] 有无贯穿位错的评价，可通过下述方法来进行：进行镜面研磨，以使(0001)面露出，进行使用了熔融氢氧化钾、过氧化钠等的熔融碱腐蚀，来强调位错，对SiC单晶的表面进行显微镜观察。

[0051] 籽晶向单晶制造装置上的设置，可通过如上述那样使籽晶的上表面保持于籽晶保持轴上来进行。

[0052] 籽晶向Si-C熔液的接触，可通过使保持了籽晶的籽晶保持轴朝向Si-C熔液面降下，使籽晶的下表面相对于Si-C熔液面平行而使其接触Si-C熔液来进行。而且，可相对于Si-C熔液面，将籽晶保持在规定的位置，来使SiC单晶生长。

[0053] 籽晶的保持位置，可以是籽晶的下表面的位置与Si-C熔液面一致、或相对于Si-C熔液面处于下侧、或者相对于Si-C熔液面处于上侧。在将籽晶的下表面相对于Si-C熔液面保持在上方的位置的情况下，暂且使籽晶接触Si-C熔液，使籽晶的下表面接触Si-C熔液后，提升到规定的位置。也可以使籽晶的下表面的位置与Si-C熔液面一致、或者处于Si-C熔液面的下侧，但为了防止多晶的发生，优选Si-C熔液不与籽晶保持轴接触。在这些方法中，也可以在单晶的生长中调节籽晶的位置。

[0054] 籽晶保持轴，可以是在其端面保持籽晶基板的石墨的轴。籽晶保持轴可为圆柱状、棱柱状等的任意形状，可以使用具有与籽晶的上表面的形状相同的端面形状的石墨轴。

[0055] 能够使用采用本方法生长出的SiC单晶作为籽晶，来使SiC单晶进一步生长。虽然在采用本方法进行了(1-100)面生长的SiC单晶中包含少许的基底面位错，但是贯穿位错非常少或为零，因此当以该SiC单晶的(000-1)面为基点进一步进行结晶生长时，能够得到不仅不含贯穿位错、而且也不含基底面位错的非常高的品质的SiC单晶。这是由于，成为籽晶的生长基点的(000-1)面中的贯穿位错非常少或完全不含有，因此从籽晶向生长晶体传播的贯穿位错非常少或完全没有，籽晶中可能含有的基底面位错难以向(000-1)面生长晶体传播。这能够采用熔液法进行，或者也能够采用升华法进行。

[0056] 在本发明中，所谓Si-C熔液，是指以Si或者Si/X(X为Si以外的1种以上的金属)的熔液为溶剂的溶解有C的熔液。X为一种以上的金属，如果能够形成与SiC(固相)在热力学上达到平衡状态的液相(熔液)就不作特别限制。作为适当的金属X的例子，可举出Ti、Mn、Cr、Ni、Ce、Co、V、Fe等。

[0057] Si-C熔液，优选为以Si/Cr/X(X为Si和Cr以外的1种以上的金属)的熔液为溶剂的Si-C熔液。进而，以按原子组成百分率计Si/Cr/X＝30～80/20～60/0～10的熔液为溶剂的Si-C熔液，C的溶解量的变动少，从而优选。例如，在坩埚内，除了投入Si，还投入Cr、Ni等，能够形成Si-Cr熔液、Si-Cr-Ni熔液等。

[0058] Si-C熔液，其表面温度优选为C向Si-C熔液的溶解量的变动少的1800～2200℃。

[0059] Si-C熔液的温度测定，能够使用热电偶、辐射温度计等进行。关于热电偶，从高温测定以及防止杂质混入的观点出发，优选：在石墨保护管之中装有被覆了氧化锆和/或氧化镁玻璃的钨-铼裸线的热电偶。

[0060] 图1表示适合于实施本发明的方法的SiC单晶制造装置的一例。图示的SiC单晶制造装置100，具备坩埚10，该坩埚10收容了C溶解于Si或者Si/X的熔液中而成的Si-C熔液24，形成从Si-C熔液的内部向熔液的表面温度降低的温度梯度，使保持于能够升降的石墨轴12的顶端的籽晶基板14接触Si-C熔液24，能够使SiC单晶生长。优选使坩埚10以及石墨轴12旋转。

[0061] Si-C熔液24通过下述方法来调制：使C溶解于将原料投入到坩埚中并使其加热熔化而调制的Si或者Si/X的熔液中。通过使坩埚10为石墨坩埚等的碳质坩埚或SiC坩埚，利用坩埚10的熔化而使C溶解于熔液中，形成Si-C熔液。这样一来，在Si-C熔液24中不存在未溶解的C，能够防止SiC单晶向未溶解的C的析出而导致的SiC的浪费。C的供给，例如，可以利用吹入烃气体、或者将固体的C供给源与熔液原料一起投入这些方法，或者，也可以将这些方法和坩埚的熔化组合。

[0062] 为了保温，坩埚10的外周用绝热材料18覆盖着。它们总括地被收容于石英管26内。在石英管26的外周配置有加热用的高频线圈22。高频线圈22，可以由上段线圈22A以及下段线圈22B构成，上段线圈22A以及下段线圈22B能够分别独立地控制。

[0063] 坩埚10、绝热材料18、石英管26、以及高频线圈22由于变为高温，因此配置于水冷室的内部。水冷室，为了能够将装置内进行气氛调整为Ar、He等，具备气体导入口和气体排出口。

[0064] Si-C熔液的温度，通常由于辐射等而成为表面的温度比Si-C熔液的内部低的温度分布，但通过进一步调整高频线圈22的匝数以及间隔、高频线圈22和坩埚10的高度方向的位置关系、以及高频线圈的输出，能够在Si-C熔液24中形成与Si-C熔液24的表面垂直的方向的规定的温度梯度，使得浸渍籽晶基板14的熔液上部变为低温、熔液下部变为高温。例如，使上段线圈22A的输出小于下段线圈22B的输出，能够在Si-C熔液24中形成熔液上部变为低温、熔液下部变为高温的规定的温度梯度。

[0065] 溶解于Si-C熔液24中的C，通过扩散以及对流而被分散。籽晶基板14的下表面附近，通过线圈22的上段/下段的输出控制、从Si-C熔液的表面的散热、以及经由石墨轴12的排热，形成了相比于Si-C熔液24的下部变为低温的温度梯度。溶入到高温且溶解度大的熔液下部的C，一到达低温且溶解度低的籽晶基板下表面附近就变为过饱和状态，以该过饱和度为驱动力，在籽晶基板上生长SiC单晶。

[0066] 在几个方式中，也可以在SiC单晶的生长前，进行使SiC籽晶基板的表面层熔化到Si-C熔液中从而除去的回熔(melt-back)。有时在使SiC单晶生长的籽晶基板的表层中存在位错等的加工变质层和自然氧化膜等，在使SiC单晶生长之前将它们熔化除去对生长高品质的SiC单晶有效。熔化的厚度，根据SiC籽晶基板的表面的加工状态而变化，但为了充分除去加工变质层和自然氧化膜，优选大约为5～50μm。

[0067] 回熔，能够通过在Si-C熔液中形成从Si-C熔液的内部向熔液的表面温度增加的温度梯度、即与SiC单晶生长反向的温度梯度来进行。通过控制高频线圈的输出，能够形成上述反向的温度梯度。

[0068] 回熔通过下述方法也能够进行：在Si-C熔液中不形成温度梯度，仅将籽晶基板浸渍于被加热到比液相线温度高的温度的Si-C熔液中。该情况下，Si-C熔液温度越高，熔化速度越提高，但熔化量的控制变难，若温度低，则有时熔化速度变慢。

[0069] 在几个方式中，也可以预先加热籽晶基板后，使籽晶基板接触Si-C熔液。若使低温的籽晶基板接触高温的Si-C熔液，则有时籽晶发生热冲击位错。在使籽晶基板接触Si-C熔液之前加热籽晶基板，对防止热冲击位错，使高品质的SiC单晶生长有效。籽晶基板的加热，能够连同石墨轴一起加热而进行。或者，也可以代替该方法，使籽晶接触较低温的Si-C熔液后，将Si-C熔液加热到结晶生长的温度。该情况也对防止热冲击位错、使高品质的SiC单晶生长有效。

[0070] 本发明还以SiC单晶为对象，所述SiC单晶为以籽晶为基点而生长出SiC单晶，(0001)面中的贯穿位错密度小于籽晶的(0001)面中的贯穿位错密度。SiC单晶的(0001)面中的贯穿位错密度优选为1个/cm2以下，进一步优选为零。

[0071] 实施例

[0072] (实施例1)

[0073] 准备采用升华法制作的SiC单晶，作为籽晶基板使用，该SiC单晶为厚度0.8mm且10mm见方的板状4H-SiC单晶，下表面具有(1-100)面。将籽晶基板的上表面使用石墨的粘接剂粘接到长度20cm且直径12mm的圆柱形状的石墨轴的端面的大致中央部，使得石墨轴的端面不从籽晶的上表面突出而处于籽晶的上表面内。

[0074] 使用图1所示的单晶制造装置，按原子组成百分率计以50：40：10的比例向收容Si-C熔液的内径40mm、高度185mm的石墨坩埚中装入Si/Cr/Ni来作为熔液原料。将单晶制造装置的内部的空气用氩进行了置换。对高频线圈通电，通过加热将石墨坩埚内的原料熔化，形成了Si/Cr/Ni合金的熔液。然后，从石墨坩埚向Si/Cr/Ni合金的熔液溶解充分的量的C，形成了Si-C熔液。

[0075] 调节上段线圈以及下段线圈的输出功率，加热石墨坩埚，使Si-C熔液的表面的温度升温到1820℃。温度的测定，使用能够升降的在石墨保护管中装有钨-铼裸线的热电偶来进行。进行了下述的籽晶接触：一边与Si-C熔液面平行地保持与石墨轴粘接的籽晶的下表面，一边将籽晶下表面的位置配置在与Si-C熔液的液面一致的位置，使籽晶的下表面接触Si-C熔液。

[0076] 进而，使Si-C熔液的表面的温度升温到1930℃，并且，从熔液表面起算，在20mm的范围从熔液内部向熔液表面温度降低的温度梯度控制为8.6℃/cm，使晶体生长。

[0077] 晶体生长结束后，使石墨轴上升，将籽晶以及以籽晶为基点而生长出的SiC晶体从Si-C熔液以及石墨轴分开并回收。得到的生长晶体为单晶，生长速度为45μm/h。图2示出从生长面观察生长出的单晶的照片。得到的单晶的生长表面如图2所示那样是平坦的。

[0078] (实施例2)

[0079] 将使晶体生长时的Si-C熔液的表面的温度设为2030℃，将温度梯度设为9.0℃/cm，除此以外在与实施例1同样的条件下使晶体生长并回收。

[0080] 所得到的生长晶体为单晶，生长速度为100μm/h。所得到的单晶的生长表面与在实施例1中生长出的单晶同样地是平坦的。

[0081] (实施例3)

[0082] 将使晶体生长时的Si-C熔液的表面的温度设为1920℃，将温度梯度设为9.3℃/cm，除此以外在与实施例1同样的条件下使晶体生长并回收。

[0083] 所得到的生长晶体为单晶，生长速度为80μm/h。所得到的单晶的生长表面与在实施例1中生长出的单晶同样地是平坦的。

[0084] (实施例4)

[0085] 将使晶体生长时的Si-C熔液的表面的温度设为1920℃，将温度梯度设为9.0℃/cm，除此以外在与实施例1同样的条件下使晶体生长并回收。

[0086] 所得到的生长晶体为单晶，生长速度为60μm/h。所得到的单晶的生长表面与在实施例1中生长出的单晶同样地是平坦的。

[0087] (实施例5)

[0088] 准备采用升华法制作的SiC单晶，作为籽晶基板使用，该SiC单晶为厚度3.5mm且10mm见方的板状4H-SiC单晶，下表面具有(1-100)面，将使晶体生长时的Si-C熔液的表面的温度设为2000℃，使籽晶的下表面与2000℃的Si-C熔液进行籽晶接触，将温度梯度设为
10.0℃/cm，除此以外在与实施例1同样的条件下使晶体生长并回收。

[0089] 所得到的生长晶体为单晶，生长速度为60μm/h。所得到的单晶的生长表面与在实施例1中生长出的单晶同样地是平坦的。

[0090] (实施例6)

[0091] 准备采用升华法制作的SiC单晶，作为籽晶基板使用，该SiC单晶为厚度2.0mm且10mm见方的板状4H-SiC单晶，下表面具有(1-100)面，除此以外，在与实施例5同样的条件下使晶体生长并回收。

[0092] 所得到的生长晶体为单晶，生长速度为101μm/h。所得到的单晶的生长表面与在实施例1中生长出的单晶同样地是平坦的。

[0093] (实施例7)

[0094] 准备采用升华法制作的SiC单晶，作为籽晶基板使用，该SiC单晶为厚度1.5mm且10mm见方的板状4H-SiC单晶，下表面具有(1-100)面，除此以外在与实施例5同样的条件下使晶体生长并回收。

[0095] 所得到的生长晶体为单晶，生长速度为132μm/h。所得到的单晶的生长表面与在实施例1中生长出的单晶同样地是平坦的。

[0096] (贯穿位错的观察)

[0097] 将在实施例1～7中生长出的SiC单晶分别用金刚石锯切断，以使(0001)面露出，利用2种金刚石浆料(浆料粒径：6μm以及3μm)进行研磨，进行了镜面加工。接着，将各个的生长SiC单晶在混合有氢氧化钾(ナカライテスク株式会社制)和过氧化钾(和光纯药工业株式会社制)的500℃的熔液中浸渍5分钟来进行了腐蚀。将各SiC单晶从混合熔液取出，在纯水中进行超声波洗涤后，通过显微镜观察(尼康制)进行了位错的观察。

[0098] 图3～5示出将在实施例1中得到的单晶进行了熔融碱腐蚀的(0001)面的显微镜照片。图3是包含籽晶14以及生长晶体30的总体照片，图4表示对图3的籽晶14进行了放大观察的部位32的放大照片，图5表示对生长晶体30进行了放大观察的部位34的放大照片。根据籽晶的观察，检出了贯穿螺旋位错(TSD)以及贯穿刃型位错(TED)，但在生长晶体中，虽然看到了少许的基底面位错(BPD)，但是没有检出贯穿螺旋位错(TSD)、贯穿刃型位错(TED)、以及微管缺陷等的贯穿位错，可知不含有贯穿位错。从在实施例2～7中生长出的单晶也同样地未检出贯穿位错，可知不含有贯穿位错。

[0099] (比较例1)

[0100] 准备具有(11-20)面的SiC单晶，作为以(11-20)面为下表面的籽晶基板使用，该SiC单晶为厚度1mm且10mm见方的板状4H-SiC单晶。与实施例1同样地使用石墨的粘接剂将籽晶基板的上表面粘接到石墨轴的端面的大致中央部。

[0101] 然后，将使晶体生长时的Si-C熔液的表面的温度设为1930℃，将温度梯度设为8.2℃/cm，除此以外在与实施例1同样的条件下使晶体生长并回收。

[0102] 图6示出从生长面观察生长出的晶体的照片。所得到的晶体的生长表面如图6所示那样严重地粗糙，不能形成平坦的面，另外可知没有进行单晶生长。

[0103] (比较例2)

[0104] 将使晶体生长时的Si-C熔液的表面的温度设为1890℃，将温度梯度设为10.3℃/cm，除此以外在与实施例1同样的条件下使晶体生长并回收。

[0105] 所得到的晶体的生长速度为83μm/h。图7示出从生长面观察生长出的晶体的照片。所得到的晶体为单晶，但生长表面如图7所示那样粗糙，没有得到平坦的面。

[0106] (比较例3)

[0107] 将使晶体生长时的Si-C熔液的表面的温度设为1870℃，将温度梯度设为12.0℃/cm，除此以外在与实施例1同样的条件下使晶体生长并回收。

[0108] 所得到的晶体的生长速度为144μm/h。所得到的晶体为单晶，但生长表面与比较例2同样地粗糙，没有得到平坦的面。

[0109] (比较例4)

[0110] 将使晶体生长时的Si-C熔液的表面的温度设为2000℃，将温度梯度设为15.0℃/cm，除此以外在与实施例1同样的条件下使晶体生长并回收。

[0111] 所得到的结晶的生长速度为144μm/h。所得到的晶体为单晶，但生长表面与比较例2同样地粗糙，没有得到平坦的面。

[0112] (比较例5)

[0113] 将使晶体生长时的Si-C熔液的表面的温度设为1990℃，将温度梯度设为8.6℃/cm，除此以外在与实施例1同样的条件下使晶体生长并回收。

[0114] 所得到的晶体的生长速度为172μm/h。所得到的晶体为单晶，但生长表面与比较例2同样地粗糙，没有得到平坦的面。

[0115] 表1示出实施例1～7以及比较例1～5中的生长面、Si-C熔液表面的温度、Si-C熔液的表面区域的温度梯度、所得到的晶体的种类、晶体生长速度、以及生长速度/温度梯度的比。另外，图8表示实施例1～7以及比较例2～5的(1-100)面生长时的、Si-C熔液的表面区域的温度梯度、和单晶生长速度/温度梯度的比的最佳生长条件范围。

[0116] 表1

[0117]

[0118] 在(11-20)面生长时，得不到单晶，但通过采用(1-100)面进行生长，能够得到单晶。而且，通过在将Si-C熔液的表面区域的温度梯度设为10℃/cm以下、且将晶体生长速度相对于上述温度梯度的比(生长速度/温度梯度)设为低于20(10-4cm2/(h·℃))的条件下进行结晶生长，得到了具有平坦的表面、且在(0001)面中不含贯穿位错的SiC单晶。

[0119] 附图标记说明

[0120] 100  单晶制造装置

[0121] 10   石墨坩埚

[0122] 12   石墨轴

[0123] 14   籽晶基板

[0124] 18   绝热材料

[0125] 22   高频线圈

[0126] 22A  上段高频线圈

[0127] 22B  下段高频线圈

[0128] 24   Si-C熔液

[0129] 26   石英管

[0130] 30   SiC生长单晶

[0131] 32   籽晶部的放大观察部位

[0132] 34   生长单晶部的放大观察部位