v)bi4~b24
[0041] (该里，记号a和b所附带的数字与半径ri~r24所附带的编号相对应，例如a拟 及bi为半径r1上存在的测定点。其中，a是在各半径中刻度处于超过0且在0. 5W下的测 定点，b是在各半径中刻度处于超过0.5且在1W下的测定点。另外，具有同一记号的24个 测定点对于每一个记号a、b分别存在于同一圆上。此外，处于直径上的2个半径中的一 个为ri，将在第一半圆区域内与之邻接的半径设定为r,，该样沿圆周方向依次决定半径r的 编号）
[0042] (9)根据上述（8)所述的碳化娃单晶基板，其特征在于：所述在第一半圆区域观察 得到的螺旋位错密度的平均值为600个/cm2W下。
[00创 （10)根据上述妨或做所述的碳化娃单晶基板，其特征在于对于包含所述直 径在内的使基板的圆周24等分的12根直径，当将从基板的中屯、点0 W放射状延伸的24 根半径ri~T24当作将该中屯、点0设定为零而分别具有0~1的刻度的轴时，在所述扇形区 域观察得到的螺旋位错密度的平均值是在下述i)、Vi)W及vii)的合计15个测定点测得 的值的平均，而且在所述第二半圆区域观察得到的螺旋位错密度的平均值是在下述iv)~ V)的合计22个测定点测得的值的平均。
[0044] i)中屯、点 0
[0045] vi)a4~ai〇
[0046] vii)b4~bio
[0047] iv)ai4~a24
[0048] v)bi4~b24
[0049] (该里，记号a和b所附带的数字与半径ri~r24所附带的编号相对应，例如a拟 及bi为半径r1上存在的测定点。其中，a是在各半径中刻度处于超过0且在0. 5W下的测 定点，b是在各半径中刻度处于超过0.5且在1W下的测定点。另外，具有同一记号的24个 测定点对于每一个记号a、b分别存在于同一圆上。此外，处于直径上的2个半径中的一 个为ri，将在第一半圆区域内与之邻接的半径设定为r,，该样沿圆周方向依次决定半径r的 编号）
[0050] (11)根据上述（10)所述的碳化娃单晶基板，其特征在于：所述在扇形区域观察得 到的螺旋位错密度的平均值为400个/cm2W下。
[0化1] (12) -种碳化娃单晶的制造方法，其特征在于：其是通过使用巧晶的升华再结晶 法而制造碳化娃单晶的方法，其包括W下工序：
[0化2] (i)第1生长工序，其在0. 13kPa~2. 6Wa的第1生长气氛压力、W及在巧晶的温 度为2100°C~2400°C的第1生长温度下，生长厚度至少为1mm的碳化娃单晶；
[0053] (ii)第2生长工序，其在超过2. 6kPa且在65kPaW下的第2生长气氛压力、W及 在巧晶的温度为2100°C~2400°C的第2生长温度下，生长厚度至少为0. 5mm的碳化娃单 晶；W及
[0054] (iii)第3生长工序，其在0. 13Wa~2.6Wa的第3生长气氛压力、W及在巧晶的 温度为2100°C~2400°C的第3生长温度下，生长比第1生长工序厚的碳化娃单晶。
[0化5] 该里，该巧晶由SiC单晶构成，而且具有相对于（0001)面超过0°且在16。W下 的偏离角0S。
[0056] (13) -种碳化娃单晶的制造方法，其特征在于：其是通过使用巧晶的升华再结晶 法而制造碳化娃单晶的方法，其包括W下工序：
[0化7] (i)第1生长工序，其在0. 13kPa~2. 6Wa的第1生长气氛压力、W及在巧晶的温 度为2100°C~2400°C的第1生长温度下，生长厚度至少为1mm的碳化娃单晶；
[0058] (ii)第2生长工序，其在超过2. 6kPa且在65kPaW下的第2生长气氛压力、W及 在巧晶的温度为2100°C~2400°C的第2生长温度下，生长厚度至少为0. 5mm的碳化娃单 晶；W及
[0059] (iii)第3生长工序，其在0. 13k化~2. 6k化的第3生长气氛压力、化及在巧晶的 温度为2100°C~2400°C的第3生长温度下，生长比第1生长工序厚的碳化娃单晶；
[0060] 该里，该巧晶由SiC单晶构成，而且具有相对于（0001)面超过4°且在16。W下 的偏罔角0S。
[0061] (14)根据上述或（蝴所述的碳化娃单晶的制造方法，其特征在于：化每1小 时13. 3kPaW下的压力变化速度，由第1或者第2生长气氛压力变化为第2或者第3生长 气氛压力。
[0062] (15)根据上述（12)~（14)中任一项所述的碳化娃单晶的制造方法，其特征在于： W每1小时40°CW下的温度变化速度，由第1或者第2生长温度变化为第2或者第3生长 温度。
[0063] (16)根据上述（12)~（15)中任一项所述的碳化娃单晶的制造方法，其特征在于： 第2生长工序中的结晶生长速度为100ym/虹W下。
[0064] 发明的效果
[0065] 本发明的SiC单晶基板是从采用升华再结晶法得到的块状SiC单晶切出的单晶基 板，在将基板对半分所得到的某一单侧的半圆区域内产生的螺旋位错比在剩下的半圆区域 产生的螺旋位错有所降低，优选大幅度降低。因此，例如当在基板内进行器件的分别制作 时，可W实现高性能SiC器件的制作。另外，如果使用本发明的SiC单晶基板，则容易进行 与上述螺旋位错的分布相适应的器件制作，因而能够提高器件制作的成品率等，在工业上 是极其有用的。
【附图说明】
[0066] 图1是对用于得到本发明的SiC单晶基板的块状SiC单晶进行说明的示意剖视 图。
[0067] 图2是对本发明的SiC单晶基板进行说明的示意俯视图。
[0068] 图3是用于说明本发明的SiC单晶基板中的偏离角0 "和偏离方向d"的示意图。
[0069] 图4是用于说明六方晶的几个方向的示意图。
[0070] 图5是当求出SiC单晶基板的在第一半圆区域W及第二半圆区域观察得到的各自 的螺旋位错密度的平均值时，表示所选择的测定点的一个例子的示意俯视图。
[0071] 图6是表示为制造在得到本发明的SiC单晶基板中使用的块状SiC单晶的单晶制 造装置的示意剖视图。
【具体实施方式】
[0072] 下面就本发明进行更详细的说明。
[0073] 本发明的SiC单晶基板是从采用升华再结晶法生长而成的块状碳化娃单晶切出 的单晶基板。如前所述，在采用MSE法的结晶生长和采用CVD法的SiC的外延生长中，存在 成功地使螺旋位错得W降低的报告例。然而，采用MSE法或CVD法的SiC的外延生长为采 用升华再结晶法生长块状SiC单晶时通常的生长速度的10分之1W下，它毕竟与本发明那 样从该块状SiC单晶切出而制造SiC单晶基板的形态在生产率水平方面是完全不同的。另 夕F，在采用MSE法或CVD法的情况下，通常使SiC的外延膜相对于基底的SiC基板生长而得 到SiC外延基板。因此，基板内的螺旋位错的存在形态是与如本发明那样、从采用升华再结 晶法生长而成的块状SiC单晶切出的SiC单晶基板不同的。也就是说，在采用MSE法等得 到的SiC外延基板中，基底的SiC基板照原样存在螺旋位错，与此相对照，在本发明的SiC 单晶基板中，至少在某一单侧的半圆区域，在遍及基板的厚度方向上使螺旋位错降低。
[0074]本发明人等使用升华再结晶法，就获得螺旋位错得W降低的SiC单晶基板的手段 反复进行了潜屯、的研究，结果新近发现；在生长块状SiC单晶时，通过在生长途中采用规定 的生长条件，螺旋位错或者上述复合螺旋位错（在本说明书中将它们归纳称为螺旋位错） 发生了结构变换。
[0075] 也就是说，在采用升华再结晶法形成的块状SiC单晶中，通常从巧晶上承袭下来、 或者在与巧晶的界面等处产生的螺旋位错相对于C轴方向大致并行地存在。详细来看，螺 旋位错具有向生长中的等温线的法线方向伸展的性质。该里，在升华再结晶法中，一般为了 获得晶型多型稳定的SiC单晶等，设置使生长结晶的中央部比周边部低的温度梯度（中央 部低的程度一般为超过〇°C且在20°CW下），从而一边维持凸形的结晶生长表面，一边形成 块状SiC单晶。也就是说，由于生长中的等温线呈凸形状，因而螺旋位错的伸展方向严格地 说，在生长结晶的表面是各自不同的。
[0076] 另一方面，由于结晶中的螺旋位错包含< 0001 >方向的柏氏矢量，因而螺旋位 错处于在该方向伸展的状态为最稳定存在的状态。因此，如果螺旋位错的伸展方向偏离 < 0001 >方向，则晶格崎变增大，因而达到能量较高的状态，该样的螺旋位错一般认为处 于不稳定的状态。于是，本发明在结晶生长的途中，通过创造出升华再结晶法的平衡状态或 者接近于平衡状态的状态，使处于不稳定状态的螺旋位错产生结构变换，从而获得螺旋位 错部分降低的SiC单晶基板。
[0077] 也就是说，如图1所示，首先，（i)作为初期生长，在巧晶1上生长SiC单晶的初期 生长层2 ;其次，（ii)创造出上述的平衡状态或者接近于平衡状态的状态而使结构变换层3 生长。该里，所谓升华再结晶法的平衡状态或者接近于平衡状态的状态，是指SiC升华原料 在相蜗内升华而再结晶化时的原子的附着量与原子从结晶表面解吸的解吸量之差较小的 状态。因此，与（i)的初期生长层2、和在此W后生长的（iii)的主要生长结晶4的情况相 比，生长速度慢得多。此时，在初期生长层2产生的螺旋位错6中，能量不稳定的位错停止 向结晶生长方向的伸展，向堆煤层错7和基底面位错（图示外）等更稳定的状态进行结构 变换。其中，在巧晶1的源自偏离角eS的偏离方向ds的相反侧的区域，由于螺旋位错6的 伸展方向与< 0001 >方向的方位差较大，因而该区域存在的螺旋位错6处于更不稳定的状 态，从而可W认为发生上述结构变换的概率升高。