(57)【要約】【課題】従来よりも低温で炭化ケイ素を製造することができる炭化ケイ素単結晶の製造方法を提供する。【解決手段】鉄（Ｆｅ）とケイ素（Ｓｉ）とを含みＳｉのモル分率が３３モル％以上５０モル％未満であるＦｅ−Ｓｉ合金を、グラファイト基板（炭素源固体）２２上で１２１０℃以上１５００℃未満の温度で溶融させ、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２にＳｉＣ種結晶（種結晶）２１を接触させる。更に、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２内に、グラファイト基板２２側が高温でＳｉＣ種結晶２１側が低温の温度勾配を発生させる。グラファイト基板２２中の炭素が溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２内に溶解し、溶解した炭素と溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２中のＳｉとが化合したＳｉＣがＳｉＣ種結晶２１を基に析出することにより、ＳｉＣ単結晶成長層１３が成長する。【選択図】図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
ケイ素及び炭素を含む液体から炭化ケイ素の単結晶を製造する方法において、
鉄及び／又はニッケルとケイ素とを含み、ケイ素のモル分率が３３モル％以上５０モル％未満である合金を、１２１０℃以上１５００℃未満の温度で溶融し、
溶融した前記合金に炭素を溶解させ、
溶融した前記合金に炭素が溶解した溶液を攪拌しながら該溶液に種結晶を接触させることにより、種結晶を基に炭化ケイ素の単結晶を成長させること
を特徴とする炭化ケイ素単結晶の製造方法。
【請求項２】
ケイ素及び炭素を含む液体から炭化ケイ素の単結晶を製造する方法において、
鉄及び／又はニッケルとケイ素とを含みケイ素のモル分率が３３モル％以上５０モル％未満である合金を、炭素を含有する炭素源固体に接触させ、
１２１０℃以上１５００℃未満であり、しかも、ケイ素のモル分率に応じて定まる前記合金中の固体成分が析出する温度よりも高温であり、ケイ素のモル分率に応じて定まるグラファイトが析出する温度よりも低温である範囲内の温度に、前記合金を加熱することにより、前記合金を溶融させ、
溶融した前記合金に、炭化ケイ素の単結晶を成長させるための種結晶を接触させ、
溶融した前記合金内に、より前記種結晶に近いほどより低温になる温度勾配が発生するように、前記範囲内で前記合金の温度を調整し、
溶融した前記合金を攪拌することにより、
溶融した前記合金内に前記炭素源固体から炭素が溶解して前記合金中のケイ素と化合した炭化ケイ素の単結晶を、前記種結晶を基に成長させること
を特徴とする炭化ケイ素単結晶の製造方法。
【請求項３】
溶融した前記合金内の高温部分と低温部分との温度差を５０℃以上にすることを特徴とする請求項２に記載の炭化ケイ素単結晶の製造方法。
【請求項４】
溶解した前記合金に接触した前記種結晶と前記炭素源固体との間の距離を１０ｍｍ未満にすることを特徴とする請求項２又は３に記載の炭化ケイ素単結晶の製造方法。
【請求項５】
高周波誘導加熱を用いることにより、前記合金の加熱及び攪拌を同時に行うことを特徴とする請求項２乃至４のいずれか一つに記載の炭化ケイ素単結晶の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、炭化ケイ素結晶を製造する方法に関し、液相から結晶を成長させることによって効果的に炭化ケイ素結晶を製造する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
炭化ケイ素（ＳｉＣ）は、広い禁制帯幅、高い熱伝導率、及び高い機械的強度等の優れた特性を有し、次世代の半導体材料として期待されている。ＳｉＣのバルク結晶は、２０００℃以上の高温でＰＶＤ（Physical Vapor Deposition ）法により製造されるのが一般的である。近年では、溶融状態のケイ素（Ｓｉ）を主成分とした溶媒に炭素（Ｃ）を溶解させた溶液を作成し、作成した溶液からＳｉＣの結晶を成長させる技術が開発されている。特許文献１には、溶融ケイ素を溶媒に用いて単結晶ＳｉＣを成長させる方法の一例が開示されている。溶融ケイ素を溶媒に用いてＳｉＣを成長させるこれらの方法では、１５００℃以上の温度にて１〜１００μｍ／ｈの成長速度でＳｉＣを得ることが可能となっている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開２００８−２３０９４６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
従来のＳｉＣの製造方法では、ＰＶＤ法では２０００℃以上、溶融ケイ素を溶媒に用いてＳｉＣを成長させる方法では１５００℃以上の高温が必要である。高温を発生させるためにエネルギー消費が大きくなり、また高温に耐える必要があるために製造装置が高価になるので、製造されるＳｉＣのコストが高いという問題がある。また溶融ケイ素を溶媒に用いてＳｉＣを製造する方法では、溶媒が酸化し易いので、溶媒の酸化を防止するために雰囲気制御を慎重に行う必要があり、この点も高コストの原因となる。
【０００５】
本発明は、斯かる事情に鑑みてなされたものであって、その目的とするところは、従来よりも低温で高い炭素溶解度を有する溶媒を用いることにより、従来よりも低温でＳｉＣを製造することができる炭化ケイ素結晶の製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明に係る炭化ケイ素単結晶の製造方法は、ケイ素及び炭素を含む液体から炭化ケイ素の単結晶を製造する方法において、鉄及び／又はニッケルとケイ素とを含み、ケイ素のモル分率が３３モル％以上５０モル％未満である合金を、１２１０℃以上１５００℃未満の温度で溶融し、溶融した前記合金に炭素を溶解させ、溶融した前記合金に炭素が溶解した溶液を攪拌しながら該溶液に種結晶を接触させることにより、種結晶を基に炭化ケイ素の単結晶を成長させることを特徴とする。
【０００７】
本発明においては、鉄及び／又はニッケルとケイ素とを含む合金を１２１０℃以上１５００℃未満の温度で溶融させ、炭素を溶解させ、種結晶を用いてＳｉＣ単結晶を成長させる。
【０００８】
本発明に係る炭化ケイ素単結晶の製造方法は、ケイ素及び炭素を含む液体から炭化ケイ素の単結晶を製造する方法において、鉄及び／又はニッケルとケイ素とを含みケイ素のモル分率が３３モル％以上５０モル％未満である合金を、炭素を含有する炭素源固体に接触させ、１２１０℃以上１５００℃未満であり、しかも、ケイ素のモル分率に応じて定まる前記合金中の固体成分が析出する温度よりも高温であり、ケイ素のモル分率に応じて定まるグラファイトが析出する温度よりも低温である範囲内の温度に、前記合金を加熱することにより、前記合金を溶融させ、溶融した前記合金に、炭化ケイ素の単結晶を成長させるための種結晶を接触させ、溶融した前記合金内に、より前記種結晶に近いほどより低温になる温度勾配が発生するように、前記範囲内で前記合金の温度を調整し、溶融した前記合金を攪拌することにより、溶融した前記合金内に前記炭素源固体から炭素が溶解して前記合金中のケイ素と化合した炭化ケイ素の単結晶を、前記種結晶を基に成長させることを特徴とする。
【０００９】
本発明においては、鉄及び／又はニッケルとケイ素とを含む合金を炭素源固体に接触させ、１２１０℃以上１５００℃未満の温度で合金を溶融させ、溶融状態の合金に種結晶を接触させ、溶融状態の合金内に炭素源固体側が高温で種結晶側が低温の温度勾配を発生させ、炭素源固体中の炭素が合金内に溶解してケイ素と化合したＳｉＣの単結晶が種結晶を基に成長する。鉄及び／又はニッケルとケイ素とを含む合金は、１５００℃未満の温度であっても、従来の溶媒に比べて同等以上の炭素溶解度を有し、従来と同様以上の成長速度でＳｉＣ単結晶を成長させることができる。
【００１０】
本発明に係る炭化ケイ素単結晶の製造方法は、溶融した前記合金内の高温部分と低温部分との温度差を５０℃以上にすることを特徴とする。
【００１１】
また本発明においては、合金内の高温部分と低温部分との温度差を５０℃以上とすることにより、合金内での炭素の溶解度の差を大きくする。
【００１２】
本発明に係る炭化ケイ素単結晶の製造方法は、溶解した前記合金に接触した前記種結晶と前記炭素源固体との間の距離を１０ｍｍ未満にすることを特徴とする。
【００１３】
また本発明においては、種結晶と炭素源固体との間の距離を１０ｍｍ未満とすることにより、合金内に溶解した炭素が炭素源固体からＳｉＣ単結晶へ到達し易くする。
【００１４】
本発明に係る炭化ケイ素単結晶の製造方法は、高周波誘導加熱を用いることにより、前記合金の加熱及び攪拌を同時に行うことを特徴とする。
【００１５】
また本発明においては、合金を高周波誘導加熱により加熱することにより、溶融した合金内には渦電流が発生し、溶融した合金は加熱されると同時に内部が攪拌される。
【発明の効果】
【００１６】
本発明にあっては、１５００℃未満の従来よりも低い温度で従来と同様以上の成長速度でＳｉＣ単結晶を製造することができるので、一定量のＳｉＣを製造するためのエネルギー消費を従来よりも削減することができる。またＳｉＣの製造装置は、１５００℃以上の高温に耐える必要がなくなるので、製造装置をより安価に実現することが可能となる。従って、従来よりも低コストでＳｉＣ単結晶を製造することが可能となる。また本発明で用いる炭素の溶媒は、従来技術に比べて酸化し難いので、雰囲気制御を従来よりも簡略化することができ、ＳｉＣ単結晶の量産がより容易となる。
【００１７】
また本発明にあっては、合金内での炭素の溶解度の差を大きくし、また合金内に溶解した炭素が炭素源固体からＳｉＣ単結晶へ到達し易くすることにより、ＳｉＣ単結晶を効率的に成長させることが可能となり、ＳｉＣ単結晶の成長速度をより大きくすることができる。
【００１８】
また本発明にあっては、ＳｉＣ単結晶の成長時に炭素の溶媒を攪拌することにより、ＳｉＣ単結晶が成長する界面に炭素が速やかにまた均質に行き渡り、ＳｉＣを均等に成長させることが可能となる等、本発明は優れた効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】本発明のＳｉＣ結晶の製造方法を簡略的に示す模式図である。
【図２】ＳｉＣ単結晶が成長した状態を示す模式図である。
【図３】Ｆｅ−Ｓｉ合金の状態図である。
【図４】本発明でＳｉＣ単結晶を成長させるために必要な条件を示した状態図である。
【図５】本発明によりＳｉＣ単結晶を製造するための製造装置の構成を示す模式的断面図である。
【図６】製造したＳｉＣ単結晶の例を示す写真である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
以下本発明をその実施の形態を示す図面に基づき具体的に説明する。
本発明では、鉄（Ｆｅ）とＳｉとの合金である溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金を溶媒として用い、炭素を溶解させた溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金からＳｉＣの単結晶を成長させることにより、ＳｉＣ結晶を製造する。図１は、本発明のＳｉＣ結晶の製造方法を簡略的に示す模式図である。本発明では、まず、炭素源固体であるグラファイト基板２２の上に、Ｓｉのモル分率が３３モル％以上５０モル％未満であるＦｅ−Ｓｉ合金固体１１を積み重ねて配置する。
【００２１】
図１（ａ）は、グラファイト基板２２上にＦｅ−Ｓｉ合金固体１１を配置した状態を示している。Ｆｅ−Ｓｉ合金固体１１は、グラファイト基板２２に接触して配置されている。この配置状態で、グラファイト基板２２及びＦｅ−Ｓｉ合金固体１１を加熱する。本発明では、Ｆｅ−Ｓｉ合金を１２１０℃以上１５００℃未満の温度に加熱し、この温度ではＦｅ−Ｓｉ合金は溶融して液体となる。図１（ｂ）は、Ｆｅ−Ｓｉ合金固体１１が溶融して溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２となった状態を示す。更に、ＳｉＣの単結晶基板を種結晶としたＳｉＣ種結晶２１を適宜加熱した上で溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２に接触させる。図１（ｃ）は、ＳｉＣ種結晶２１を溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２に接触させた状態を示す。溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２は、グラファイト基板２２及びＳｉＣ種結晶２１の間で両方に接触しており、グラファイト基板２２及びＳｉＣ種結晶２１は互いには非接触の状態となっている。また溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２に接触しているＳｉＣ種結晶２１の面は研磨面である。この配置状態でグラファイト基板２２をＳｉＣ種結晶２１よりも高温に加熱することにより、図１（ｃ）に示すように、グラファイト基板２２に近いほど高温でＳｉＣ種結晶２１に近いほど低温になるような温度勾配を溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２内に発生させる。
【００２２】
溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２は、１２１０℃以上の温度では０．４モル％以上の炭素溶解度を呈する。この炭素溶解度は、従来技術で溶媒として利用されている１５００℃以上の溶融ケイ素に比べて同等以上の高い値である。従って、グラファイト基板２２と溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２との界面では、グラファイト基板２２中の炭素が溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２内に溶解する。炭素が溶解することにより、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２は、溶融したＦｅ−Ｓｉ合金を溶媒とし、炭素を溶質とした溶液となる。本発明では、温度を制御することにより、Ｆｅ−Ｓｉ合金が溶融し、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２内に温度勾配が存在する状態を維持する。
【００２３】
温度勾配のため、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２内では、グラファイト基板２２付近よりもＳｉＣ種結晶２１付近の方が低温であり、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２内に溶解した炭素はＳｉＣ種結晶２１付近では過飽和状態となる。ＳｉＣ種結晶２１と溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２との界面では、過飽和状態の炭素と溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２中のＳｉとが化合したＳｉＣが析出する。ＳｉＣは、ＳｉＣ種結晶２１の結晶構造に応じた構造の単結晶として、ＳｉＣ種結晶２１の界面に固着して析出する。析出したＳｉＣ単結晶に固着して更にＳｉＣが析出する。このようにＳｉＣの析出が繰り返されることにより、種結晶であるＳｉＣ種結晶２１を基にしたＳｉＣ単結晶のエピタキシャル成長が行われる。図２は、ＳｉＣ単結晶が成長した状態を示す模式図である。ＳｉＣ単結晶が成長することにより、図２に示すように、ＳｉＣ種結晶２１と溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２との間には、ＳｉＣ単結晶成長層１３が生成される。ＳｉＣ単結晶成長層１３は、ＳｉＣ種結晶２１に連結し、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２に接触している。溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２とＳｉＣ単結晶成長層１３との界面では、ＳｉＣ単結晶の結晶成長が進行する。
【００２４】
次に、ＳｉＣ単結晶を成長させるためのＦｅ−Ｓｉ合金の成分及び温度の条件をより詳しく説明する。図３は、Ｆｅ−Ｓｉ合金の状態図である。横軸はＳｉのモル分率をモル％で示し、縦軸は温度を℃で示す。Ｓｉのモル分率は、Ｆｅ−Ｓｉ合金中に含まれるＦｅのモル数をＸ（Ｆｅ）、Ｓｉのモル数をＸ（Ｓｉ）とすると、Ｘ（Ｓｉ）／｛Ｘ（Ｓｉ）＋Ｘ（Ｆｅ）｝×１００で計算される。例えば、Ｆｅ−Ｓｉ合金中のＳｉのモル分率が１０モル％である場合は、Ｆｅのモル分率は９０モル％である。Ｆｅ−Ｓｉ合金は、図３中でＬと示す領域では、完全に溶融した液体の状態となっている。他の領域では、Ｆｅ−Ｓｉ合金は何らかの形態の固相を含む状態となっている。
【００２５】
図４は、本発明でＳｉＣ単結晶を成長させるために必要な条件を示した状態図である。図中には、ＳｉＣ単結晶を成長させるために必要な条件の範囲を、ＳｉＣ単結晶成長域として示した。まず、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２の温度は、１２１０℃以上１５００℃未満の温度範囲に含まれる必要がある。１２１０℃未満の温度では、図３に示すようにＦｅ−Ｓｉ合金の状態は固相となり、Ｆｅ−Ｓｉ合金は溶融状態にはならず、ＳｉＣ単結晶を成長させることはできない。また１５００℃以上の温度では、従来技術と同等の温度となり、ＳｉＣの製造コストが高くなる。また、Ｆｅ−Ｓｉ合金に含まれるＳｉのモル分率は、５０モル％未満である必要がある。Ｓｉのモル分率が５０％以上である場合は、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２の炭素の溶解度が０．１質量％以下となり、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２に炭素が溶解し難く、ＳｉＣ単結晶の成長に必要な時間が長大となる。
【００２６】
また図４中には、ＦｅＳｉ析出線３１を示している。ＦｅＳｉ析出線３１は、温度をＴとすると、下記の式に従う。
（Ｓｉのモル分率）＝５０３−０．７６９Ｔ＋０．０００３１７Ｔ2
【００２７】
ＦｅＳｉ析出線３１は、図３にも示している通り、Ｆｅ−Ｓｉ合金の液相と固相との境界を示す。ＦｅＳｉ析出線３１よりも低温・高濃度Ｓｉの領域は、図４中ではＳｉＣ−ＦｅＳｉ共析出域として示している。ＳｉＣ−ＦｅＳｉ共析出域では、Ｆｅ−Ｓｉ合金の固相が存在するので、ＳｉＣの単結晶の替わりに、ＳｉＣとＦｅＳｉとが共に析出することになる。従って、ＳｉＣの単結晶を成長させるためには、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２の状態を、ＦｅＳｉ析出線３１よりも高温・低濃度Ｓｉの状態に保つ必要がある。
【００２８】
また図４中には、グラファイト析出線３２を示している。グラファイト析出線３２は、下記の式に従う。
（Ｓｉのモル分率）＝１７．９＋０．０１１８Ｔ
【００２９】
グラファイト析出線３２は、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２中で過飽和状態となった炭素がＳｉと化合してＳｉＣとなる限界を示す。グラファイト析出線３２よりも高温・低濃度Ｓｉの領域は、図４中ではグラファイト析出域として示している。グラファイト析出域では、Ｓｉは過飽和状態の炭素と化合するよりもＦｅ−Ｓｉ合金の状態を維持する方が安定となるので、過飽和状態の炭素はＳｉＣとして析出せずにグラファイトとして析出する。従って、ＳｉＣ単結晶を成長させるためには、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２の状態を、グラファイト析出線３２よりも低温・高濃度Ｓｉの状態に保つ必要がある。グラファイト析出線３２上では、Ｓｉのモル分率は１２１０℃で３２モル％と３３モル％との間の値となるので、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２のＳｉのモル分率は、３３モル％以上とする必要がある。
【００３０】
以上の条件をまとめると、本発明でＳｉＣの単結晶を成長させるためには、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２の温度は少なくとも１２１０℃以上１５００℃未満であり、Ｓｉのモル分率は少なくとも３３モル％以上５０モル％未満であり、しかも、ＦｅＳｉ析出線３１よりも高温・低濃度Ｓｉであり、グラファイト析出線３２よりも低温・高濃度Ｓｉである必要がある。実際には、Ｓｉのモル分率を３３モル％以上５０モル％未満に調整したＦｅ−Ｓｉ合金固体１１を作成しておき、ＳｉＣ単結晶の成長時には、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２の温度を、１２１０℃以上１５００℃未満であり、しかも、Ｓｉのモル分率に対応するＦｅＳｉ析出線３１上の温度よりも高温であり、Ｓｉのモル分率に対応するグラファイト析出線３２上の温度よりも低温である温度範囲内に調整する。
【００３１】
また、その他の条件として、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２内におけるグラファイト基板２２付近の高温部分の温度と、ＳｉＣ種結晶２１又はＳｉＣ単結晶成長層１３付近の低温部分の温度との温度差を５０℃以上とすることが望ましい。温度差が５０℃未満である場合は、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２内での炭素の溶解度差が小さく、ＳｉＣの析出量が少なくなり、ＳｉＣ単結晶の成長速度が遅くなる。また、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２に接触したＳｉＣ種結晶２１とグラファイト基板２２との間の距離は、１０ｍｍ未満であることが望ましい。ＳｉＣ種結晶２１とグラファイト基板２２との間の距離が１０ｍｍ以上である場合は、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２内に溶解した炭素がグラファイト基板２２からＳｉＣ単結晶成長層１３へ到達するまでの時間が長くなり、ＳｉＣ単結晶成長層１３に到達する前にＳｉＣ粒子が析出する可能性が高くなる。溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２内で析出したＳｉＣ粒子は、ＳｉＣ単結晶の成長に寄与せず、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２内のＳｉが浪費されることとなる。場合によっては、析出したＳｉＣ粒子がＳｉＣ種結晶２１又はＳｉＣ単結晶成長層１３に付着し、ＳｉＣ単結晶の成長を阻害する虞がある。以上のように、ＳｉＣ単結晶を効率的に成長させるためには、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２内の高温部分と低温部分との温度差を５０℃以上とし、ＳｉＣ種結晶２１とグラファイト基板２２との間の距離を１０ｍｍ未満とすることが望ましい。
【００３２】
次に、本発明を用いてＳｉＣ単結晶を製造した実施例を示す。図５は、本発明によりＳｉＣ単結晶を製造するための製造装置の構成を示す模式的断面図である。グラファイト基板２２、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２及びＳｉＣ種結晶２１は、サセプタ４３上に載置される構成となっており、サセプタ４３は多孔質アルミナチューブ４４の内部に配置されている。更に、サセプタ４３及び多孔質アルミナチューブ４４は、石英チューブ４５内に配置されている。サセプタ４３上に載置されるグラファイト基板２２、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２及びＳｉＣ種結晶２１は、石英チューブ４５の軸方向に積層される形となっている。石英チューブ４５には、石英チューブ４５内にガスを流入させるガス流入部４１、及び石英チューブ４５内からガスを流出させるガス流出部４６が取り付けられている。図５中には、ガスの流れを矢印で示す。
【００３３】
また石英チューブ４５内には、石英チューブ４５外からアルミナチューブ４２が差し込まれてあり、アルミナチューブ４２の下端にはＳｉＣ種結晶２１が連結している。アルミナチューブ４２は上下にスライドさせることが可能に設けられており、アルミナチューブ４２を上下にスライドさせることにより、下端に連結したＳｉＣ種結晶２１を上下に移動させることができる構成となっている。また石英チューブ４５内には、石英チューブ４５内の各部の温度を測定するための図示しない温度計が配置されている。更に石英チューブ４５の周囲には、高周波誘導加熱により石英チューブ４５内の導電体を加熱するための複数の誘導コイル４７，４７，…が配置されている。各誘導コイル４７は石英チューブ４５を軸回りに囲んでおり、複数の誘導コイル４７，４７，…は石英チューブ４５の軸方向に並んでいる。誘導コイル４７，４７，…は図示しない電力供給源に接続されており、温度計及び電力供給源は図示しない温度制御部に接続されている。温度制御部は、誘導コイル４７，４７，…に供給する電力を調整することにより石英チューブ４５内の各部の温度を制御する処理を行う。
【００３４】
実施例では、Ｓｉのモル分率が４０モル％である１ｇのＦｅ−Ｓｉ合金固体１１を作成し、作成したＦｅ−Ｓｉ合金固体１１を図５中のグラファイト基板２２上に配置した。Ｆｅ−Ｓｉ合金固体１１及びグラファイト基板２２は、Ｆｅ−Ｓｉ合金固体１１が溶融した溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２の内部に温度勾配が発生するように、誘導コイル４７，４７，…との間の距離を調整しながら配置した。即ち、より高温に加熱すべき部分は誘導コイル４７により近くなり、より低温にすべき部分は誘導コイル４７からより遠くなるように、Ｆｅ−Ｓｉ合金固体１１及びグラファイト基板２２並びに誘導コイル４７，４７，…の位置を調整した。ガス流入部４１から石英チューブ４５内へ１０％の水素ガスを含むアルゴンガスを流入させた。これにより、Ｆｅ−Ｓｉ合金は水素ガスを含むアルゴンガスの雰囲気下で加熱されることとなる。誘導コイル４７，４７，…に周波数３０〜４０ｋＨｚで電力を供給することにより、グラファイト基板２２及びＦｅ−Ｓｉ合金固体１１の高周波誘導加熱を行った。Ｆｅ−Ｓｉ合金固体１１は溶融し、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２となった。次に、Ｆｅ−Ｓｉ合金固体１１が溶融して溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２となった状態を１０〜３０分間保持した後、ＳｉＣ種結晶２１を下降させ、ＳｉＣ種結晶２１を溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２に上から接触させた。ＳｉＣ種結晶２１とグラファイト基板２２との間の距離は約５ｍｍとした。溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２及びグラファイト基板２２と各誘導コイル４７との間の距離は前述のように予め調整してあり、この距離に応じて溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２内に温度勾配が発生する。誘導コイル４７，４７，…に供給する電力を調整することにより、温度勾配を保ちながら溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２の温度を調整した。具体的には、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２のグラファイト基板２２付近の高温部分の温度を１３７５℃±２５℃に維持し、ＳｉＣ種結晶２１付近の低温部分の温度を高温部分よりも約５０℃低い温度に調整し、この温度状態を維持した。但し、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２の低温部分の温度は、ＦｅＳｉ析出線３１よりも高温になるように調整した。
【００３５】
高周波誘導加熱により溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２を加熱するので、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２内には渦電流が発生し、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２は加熱されると同時に内部が攪拌される。溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２が攪拌されることにより、グラファイト基板２２中の炭素が溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２内に溶解して速やかにＳｉＣ単結晶成長層１３に到達し、速やかにＳｉＣ単結晶が成長する。また攪拌により、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２内に溶解した炭素が溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２とＳｉＣ単結晶成長層１３との界面内に均質に行き渡り、ＳｉＣ単結晶成長層１３を均等に成長させることができる。溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２を加熱するのみで攪拌を行わない場合は、ＳｉＣが不均質に析出するので、ＳｉＣは多結晶となり易く、ＳｉＣ単結晶を成長させることは困難である。
【００３６】
図６は、製造したＳｉＣ単結晶の例を示す写真である。図６（ａ）は、前述の温度条件を６０分間維持することによって得られたＳｉＣ単結晶成長層１３を示す。１７０μｍの厚さのＳｉＣ単結晶成長層１３が得られており、ＳｉＣ単結晶の成長速度は１７０μｍ／ｈである。図６（ｂ）は、前述の温度条件を１２０分間維持することによって得られたＳｉＣ単結晶成長層１３を示す。約４１０μｍの厚さのＳｉＣ単結晶成長層１３が得られており、ＳｉＣ単結晶の成長速度は約２００μｍ／ｈである。本実施例により、本発明で従来と同等以上の成長速度でＳｉＣ単結晶を製造できることが明らかとなった。
【００３７】
以上詳述した如く、本発明においては、１２１０℃以上１５００℃未満の温度で溶融させたＦｅ−Ｓｉ合金に炭素を溶解させ、ＳｉＣ種結晶２１を用いて溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２からＳｉＣ単結晶を成長させる。溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２は、１５００℃未満の温度であっても、従来の溶媒に比べて同等以上の炭素溶解度を有し、本発明では従来と同様以上の成長速度でＳｉＣ単結晶を成長させることができる。従来よりも低い温度で従来と同様以上の成長速度でＳｉＣ単結晶を製造することができるので、一定量のＳｉＣ単結晶を製造するためのエネルギー消費を従来よりも削減することができる。またＳｉＣの製造装置は、１５００℃以上の高温に耐える必要がなくなるので、製造装置の材料及び構成等の選択肢が広がり、製造装置をより安価に実現することが可能となる。従って、本発明により、従来よりも低コストでＳｉＣ単結晶を製造することが可能となる。
【００３８】
また本発明で炭素の溶媒として利用する溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２は、従来技術で溶媒として利用していた溶融ケイ素に比べて、Ｓｉの濃度が低いので、本発明では従来技術に比べて溶媒が酸化し難い。このため、本発明では、溶媒の酸化を防止するための雰囲気制御を従来よりも簡略化することができる。従って、本発明ではＳｉＣ単結晶の量産がより容易となる。また従来と同等の雰囲気制御を行った場合は、本発明では従来よりも高品質のＳｉＣ単結晶を製造することができる。
【００３９】
なお、以上の実施の形態においては、ＳｉＣの単結晶基板を種結晶としたＳｉＣ種結晶２１を用いた例を示したが、本発明では、格子定数がＳｉＣの格子定数に近い結晶であれば、ＳｉＣの単結晶以外の結晶を種結晶として利用することも可能である。例えば、単結晶サファイアを種結晶として利用することもできる。また以上の実施の形態においては、炭素源固体としてグラファイト基板２２を用いた例を示したが、本発明では、溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金１２に対して炭素を溶解させることができる物質であれば、グラファイト基板２２以外の固体を炭素源固体として利用することも可能である。例えば、ＳｉＣ基板を炭素源固体として利用することも可能である。
【００４０】
また本発明では、Ｆｅとほぼ同等の特性を有するニッケル（Ｎｉ）を利用することも可能である。即ち、Ｆｅ−Ｓｉ合金の替わりに、ＦｅをＮｉに置き換えたＮｉ−Ｓｉ合金、又はＦｅとＮｉとＳｉとの合金であるＦｅ−Ｎｉ−Ｓｉ合金を利用して本発明を実現することも可能である。Ｓｉのモル分率が３３モル％以上５０モル％未満であるＮｉ−Ｓｉ合金又はＦｅ−Ｎｉ−Ｓｉ合金を作成し、１２１０℃以上１５００℃未満の温度で溶融させ、炭素を溶解させ、種結晶を接触させることにより、ＳｉＣの単結晶を製造することができる。
【産業上の利用可能性】
【００４１】
本発明により、低コスト・高効率でＳｉＣ単結晶を製造することができる。本発明で製造したＳｉＣ単結晶は、半導体材料として利用することが可能であり、ＳｉＣを利用した半導体部品を安価に製造することが可能となる。
【符号の説明】
【００４２】
１１  Ｆｅ−Ｓｉ合金固体（合金）
１２  溶融Ｆｅ−Ｓｉ合金
１３  ＳｉＣ単結晶成長層（ＳｉＣ単結晶）
２１  ＳｉＣ種結晶（種結晶）
２２  グラファイト基板（炭素源固体）
４７  誘導コイル
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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