JP2016132600A - Sapphire single crystal manufacturing apparatus and manufacturing method of sapphire single crystal - Google Patents
Sapphire single crystal manufacturing apparatus and manufacturing method of sapphire single crystal Download PDFInfo
- Publication number
- JP2016132600A JP2016132600A JP2015008960A JP2015008960A JP2016132600A JP 2016132600 A JP2016132600 A JP 2016132600A JP 2015008960 A JP2015008960 A JP 2015008960A JP 2015008960 A JP2015008960 A JP 2015008960A JP 2016132600 A JP2016132600 A JP 2016132600A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- crucible
- single crystal
- sapphire single
- crystal
- growth
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
Abstract
Description
本発明は、サファイア単結晶製造装置、及びサファイア単結晶の製造方法に関する。 The present invention relates to a sapphire single crystal manufacturing apparatus and a sapphire single crystal manufacturing method.
サファイア単結晶は、酸化アルミニウムのコランダム構造を有する結晶体であり、優れた機械的および熱的特性、化学的安定性、光透過性を有することから、多くの分野で利用されている。サファイア単結晶は、特に、半導体分野において、窒化ガリウム（ＧａＮ）系発光ダイオードの発光層を成長させるための基板として、あるいは、シリコン・オン・サファイア（ＳＯＳ）デバイス用の基板などに用いられており、これらの用途の重要性が高まるに応じて、その需要が飛躍的に伸びてきている。 A sapphire single crystal is a crystal having a corundum structure of aluminum oxide, and has excellent mechanical and thermal properties, chemical stability, and light transmittance, and thus is used in many fields. The sapphire single crystal is used as a substrate for growing a light emitting layer of a gallium nitride (GaN) light emitting diode or a substrate for a silicon-on-sapphire (SOS) device, particularly in the semiconductor field. As the importance of these applications increases, the demand for them has increased dramatically.
サファイア単結晶の製造方法として、チョクラルスキー法（Ｃｚ法）やカイロポーラス法（ＫＹ法）、ＥＦＧ法（ｅｄｇｅ−ｄｅｆｉｎｅｄ ｆｉｌｍ−ｆｅｄ ｇｒｏｗｔｈ 法）などが知られている。これらの方法は、サファイア原料を坩堝内で融解し、その原料融液表面に種結晶を接触させて徐々に引き上げることにより単結晶を育成する方法である。 As a method for producing a sapphire single crystal, the Czochralski method (Cz method), the Cairo porous method (KY method), the EFG method (edge-defined film-fed growth method) and the like are known. These methods are methods for growing a single crystal by melting a sapphire raw material in a crucible, bringing a seed crystal into contact with the surface of the raw material melt and gradually pulling it up.
また、その他のサファイア単結晶の製造方法として、ブリッジマン法やグラディエントフリーズ法（ＧＦ法）が知られている。これらの方法は、予め坩堝内に原料とともに種結晶を設置し、種結晶部が最も温度が低くなるように形成した温度勾配下で、種結晶を起点として原料融液を一方向凝固させることで単結晶を得る方法である。ブリッジマン法やＧＦ法の中で、種結晶を坩堝底部に設置し、坩堝底部から上部に向かって温度が高くなる温度勾配下で、坩堝底部の種結晶から上方に向かって結晶育成を行う場合は、特に、垂直ブリッジマン法（ＶＢ法）、垂直ＧＦ法（ＶＧＦ法）と呼ばれている。 As other sapphire single crystal manufacturing methods, the Bridgman method and the gradient freeze method (GF method) are known. In these methods, a seed crystal is previously placed in a crucible together with the raw material, and the raw material melt is unidirectionally solidified starting from the seed crystal under a temperature gradient formed so that the temperature of the seed crystal portion is lowest. This is a method for obtaining a single crystal. In the Bridgman method or the GF method, when a seed crystal is installed at the bottom of the crucible and crystal growth is performed upward from the seed crystal at the bottom of the crucible under a temperature gradient in which the temperature increases from the bottom to the top of the crucible Are called the vertical Bridgman method (VB method) and the vertical GF method (VGF method).
なお、これらの方法で育成されたサファイア単結晶は、所定の結晶方位で基板状に加工され、表面を鏡面研磨することによりサファイア単結晶基板として出荷されている。 In addition, the sapphire single crystal grown by these methods is processed into a substrate shape with a predetermined crystal orientation, and the surface is mirror-polished and shipped as a sapphire single crystal substrate.
近年、需要が伸びている発光ダイオード作製用途のサファイア基板は、Ｃｚ法、ＫＹ法、ＥＦＧ法で育成されることが一般的である。これらの方法では、種結晶を原料融液に浸す温度（シーディング温度）の制御と育成中及び冷却中の温度勾配の適正化が、結晶育成の収率、再現性を決定する要因である。 In recent years, a sapphire substrate for light-emitting diode production whose demand has been increasing is generally grown by the Cz method, the KY method, and the EFG method. In these methods, control of the temperature at which the seed crystal is immersed in the raw material melt (seeding temperature) and optimization of the temperature gradient during growth and cooling are factors that determine the yield and reproducibility of crystal growth.
しかし、サファイア単結晶の原料となる酸化アルミニウムの融点が２０００℃を越えるので、Ｃｚ法等によりサファイア単結晶を育成する際、坩堝を設置した炉内の熱の伝達は輻射が主体となっている。従って、低コスト化のために育成結晶を大型化するに伴って、所望の形状の結晶を得るためのシーディング温度の制御や温度勾配の適正化の難易度が高くなる。結晶育成の制御性、再現性を高めるためには、温度勾配を大きくすることが有利であるが、高温度勾配下で育成された結晶は、結晶内の温度差に起因する熱応力で歪を生じ、結晶性が悪化したり、クラックが発生するという欠点がある。 However, since the melting point of aluminum oxide, which is a raw material for the sapphire single crystal, exceeds 2000 ° C., when the sapphire single crystal is grown by the Cz method or the like, the heat transfer in the furnace in which the crucible is installed is mainly radiation. . Therefore, as the growth crystal is enlarged for cost reduction, the difficulty of controlling the seeding temperature and obtaining the appropriate temperature gradient for obtaining a crystal having a desired shape increases. In order to improve the controllability and reproducibility of crystal growth, it is advantageous to increase the temperature gradient, but crystals grown under a high temperature gradient are strained by thermal stress caused by temperature differences within the crystal. This is disadvantageous in that crystallinity is deteriorated and cracks are generated.
それに対して、ＶＧＦ法やＶＢ法のような容器内（坩堝内）の一部に種結晶を設置し、その種結晶から容器の形状に従って原料融液を固化させることで単結晶育成を行う方法は、結晶形状が容器形状で規定され、結晶形状の制御が不要となる。このため、低温度勾配下での育成が可能で、高品質結晶を得ることが可能である。 On the other hand, a method for growing a single crystal by setting a seed crystal in a part of a container (in a crucible) such as the VGF method and the VB method and solidifying the raw material melt from the seed crystal according to the shape of the container. Since the crystal shape is defined by the container shape, it is not necessary to control the crystal shape. For this reason, it is possible to grow under a low temperature gradient and to obtain a high quality crystal.
例えば特許文献１には、融点１７００℃以上の金属又は金属化合物からなる高融点単結晶材料の製造方法において、溶融原料が封入された坩堝を、温度勾配を有する炉内を移動させて単結晶を育成するブリッジマン法を用いて単結晶を製造する方法が開示されている。 For example, in Patent Document 1, in a method for producing a high melting point single crystal material made of a metal or a metal compound having a melting point of 1700 ° C. or higher, a crucible filled with a molten raw material is moved in a furnace having a temperature gradient to obtain a single crystal. A method for producing a single crystal using the growing Bridgman method is disclosed.
ところで、ＶＧＦ法や、ＶＢ法によって容器内で容器の内壁形状に沿った形状で育成されたサファイア単結晶においては、成長界面形状が育成結晶の結晶性に大きく影響する。成長界面形状の凸度が大きいと、結晶の半径方向の温度差が大きくなるので、その温度差に起因した熱応力が発生し、応力緩和のために転位の発生、小傾角粒界（リネージ）の発達等が起こり育成結晶の結晶性を悪化させる。また、成長界面形状が凹であると、半径方向の温度差に起因した転位が発生するとともに、成長界面に到達した転位が結晶中央部に向かって伝搬し、多結晶化を発生させる。これは、転位は成長界面に垂直に伝搬することが最もエネルギー的に安定となる性質を有しているからである。従って、低欠陥密度の高品質サファイア単結晶を得るためには、育成初期から末期まで成長界面形状をできる限りフラットに制御することが求められる。 By the way, in the sapphire single crystal grown in the shape along the inner wall shape of the container in the container by the VGF method or the VB method, the growth interface shape greatly affects the crystallinity of the grown crystal. If the growth interface shape has a high degree of convexity, the temperature difference in the radial direction of the crystal increases, so thermal stress is generated due to the temperature difference, dislocations occur to relieve the stress, and low-angle grain boundaries (lineage) Development occurs, and the crystallinity of the grown crystal deteriorates. If the growth interface shape is concave, dislocations are generated due to a temperature difference in the radial direction, and the dislocations reaching the growth interface are propagated toward the center of the crystal to cause polycrystallization. This is because dislocations have the property of being most energetically stable when propagating perpendicularly to the growth interface. Therefore, in order to obtain a high-quality sapphire single crystal with a low defect density, it is required to control the growth interface shape as flat as possible from the initial growth stage to the final growth stage.
そこで例えば特許文献２には、カップ状をなす坩堝における所定の外周位置を円環状に冷却する冷却手段を備えたサファイア単結晶製造装置が開示されている。係るサファイア単結晶製造装置によれば、坩堝における所定の外周位置を冷却することが可能となり、当該外周位置における坩堝内温度分布を、凸状ではなく、より平坦な形状とすることが可能となる。 Therefore, for example, Patent Document 2 discloses a sapphire single crystal manufacturing apparatus including a cooling means for cooling a predetermined outer peripheral position of a cup-shaped crucible in an annular shape. According to the sapphire single crystal manufacturing apparatus, it is possible to cool a predetermined outer peripheral position of the crucible, and it is possible to make the temperature distribution in the crucible at the outer peripheral position a flat shape instead of a convex shape. .
しかしながら、特許文献２に開示されたサファイア単結晶製造装置においては、冷却位置が冷却手段を設けた外周位置に限定される。このため、サファイア単結晶の育成の進行とともにその効果が薄くなり成長界面がフラットから乖離し、結晶性の悪化を招くことになり、その効果は十分ではなかった。 However, in the sapphire single crystal manufacturing apparatus disclosed in Patent Document 2, the cooling position is limited to the outer peripheral position where the cooling means is provided. For this reason, as the growth of the sapphire single crystal progresses, the effect becomes thin, the growth interface deviates from the flat, and the crystallinity is deteriorated, and the effect is not sufficient.
そこで、本発明の一側面では、上記従来技術が有する問題に鑑み、より平坦な成長界面を実現することができるサファイア単結晶製造装置を提供することを目的とする。 Therefore, an object of one aspect of the present invention is to provide an apparatus for manufacturing a sapphire single crystal that can realize a flatter growth interface in view of the problems of the conventional techniques.
上記課題を解決するため本発明の一態様によれば、坩堝内の底部に種結晶を設置し、坩堝の底部から上部に向かって温度が高くなる温度勾配の下で、前記種結晶側から原料融液を固化させることで単結晶育成を行うサファイア単結晶の製造装置において、
前記坩堝と、
前記坩堝の中心軸と平行な軸を回転軸として、前記坩堝を回転させる回転機構と、
前記回転機構が前記坩堝を回転させる方向を周期的に反転させる制御手段とを備えたサファイア単結晶製造装置を提供することができる。
In order to solve the above-described problem, according to one aspect of the present invention, a seed crystal is installed at the bottom of the crucible, and the raw material is supplied from the seed crystal side under a temperature gradient in which the temperature increases from the bottom to the top of the crucible. In a sapphire single crystal manufacturing apparatus that grows a single crystal by solidifying the melt,
The crucible;
A rotation mechanism for rotating the crucible with an axis parallel to the central axis of the crucible as a rotation axis;
It is possible to provide a sapphire single crystal manufacturing apparatus including control means for periodically reversing the direction in which the rotating mechanism rotates the crucible.
本発明の一態様によれば、より平坦な成長界面を実現することができるサファイア単結晶製造装置を提供することができる。 According to one embodiment of the present invention, a sapphire single crystal manufacturing apparatus that can realize a flatter growth interface can be provided.
以下、本発明を実施するための形態について図面を参照して説明するが、本発明は、下記の実施形態に制限されることはなく、本発明の範囲を逸脱することなく、下記の実施形態に種々の変形および置換を加えることができる。
（サファイア単結晶製造装置）
本実施形態のサファイア単結晶製造装置の一構成例について説明する。
DESCRIPTION OF EMBODIMENTS Hereinafter, embodiments for carrying out the present invention will be described with reference to the drawings. However, the present invention is not limited to the following embodiments, and the following embodiments are not departed from the scope of the present invention. Various modifications and substitutions can be made.
(Sapphire single crystal manufacturing equipment)
One structural example of the sapphire single crystal manufacturing apparatus of this embodiment is demonstrated.
本実施形態のサファイア単結晶製造装置は坩堝内の底部に種結晶を設置し、坩堝の底部から上部に向かって温度が高くなる温度勾配の下で、種結晶側から原料融液を固化させることで単結晶育成を行うサファイア単結晶の製造装置に関する。 In the sapphire single crystal manufacturing apparatus of this embodiment, a seed crystal is installed at the bottom of the crucible, and the raw material melt is solidified from the seed crystal side under a temperature gradient in which the temperature increases from the bottom to the top of the crucible. The present invention relates to a sapphire single crystal manufacturing apparatus that performs single crystal growth.
そして、本実施形態のサファイア単結晶製造装置は、坩堝と、坩堝の中心軸と平行な軸を回転軸として、坩堝を回転させる回転機構と、回転機構が坩堝を回転させる方向を周期的に反転させる制御手段と、を有することができる。 Then, the sapphire single crystal manufacturing apparatus of the present embodiment includes a crucible, a rotation mechanism that rotates the crucible about an axis parallel to the central axis of the crucible, and a direction in which the rotation mechanism rotates the crucible periodically. Control means.
上述のように本実施形態のサファイア単結晶製造装置は、坩堝内の底部側に種結晶を設置し、坩堝の底部から上部に向かって温度が高くなる温度勾配の下で、種結晶側から原料融液を固化させることで単結晶育成を行うサファイア単結晶製造装置に関する。具体的には例えばＶＧＦ法（Ｖｅｒｔｉｃａｌ Ｇｒａｄｉｅｎｔ Ｆｒｅｅｚｅ法）やＶＢ法（Ｖｅｒｔｉｃａｌ Ｂｒｉｄｇｅｍａｎ法）によりサファイア単結晶を製造する際に好適に用いることができるサファイア単結晶製造装置に関する。 As described above, the sapphire single crystal manufacturing apparatus of the present embodiment has the seed crystal installed on the bottom side in the crucible, and the raw material from the seed crystal side under a temperature gradient in which the temperature increases from the bottom to the top of the crucible. The present invention relates to a sapphire single crystal manufacturing apparatus for growing a single crystal by solidifying a melt. Specifically, for example, the present invention relates to a sapphire single crystal manufacturing apparatus that can be suitably used for manufacturing a sapphire single crystal by a VGF method (Vertical Gradient Freeze method) or a VB method (Vertical Bridgeman method).
ここでまず、従来のＶＧＦ法によるサファイア単結晶製造装置の構成例、及びＶＧＦ法によりサファイア単結晶を製造する場合の手順、温度分布変化について図１、図２を用いて説明する。 First, a configuration example of a conventional sapphire single crystal manufacturing apparatus by the VGF method, a procedure in the case of manufacturing a sapphire single crystal by the VGF method, and a temperature distribution change will be described with reference to FIGS.
従来、ＶＧＦ法によりサファイア単結晶を製造する場合、図１に示すような構成を有するサファイア単結晶製造装置１０が用いられていた。図１はサファイア単結晶製造装置の坩堝の中心軸を含む面における断面構成図を示している。 Conventionally, when manufacturing a sapphire single crystal by the VGF method, a sapphire single crystal manufacturing apparatus 10 having a configuration as shown in FIG. 1 has been used. FIG. 1 shows a cross-sectional configuration diagram of a surface including a central axis of a crucible of a sapphire single crystal manufacturing apparatus.
サファイア単結晶製造装置１０はチャンバー１１の内壁に沿って断熱材１２が設けられている。そして、断熱材１２に囲まれた内部空間にはヒーター１３、及びヒーター１３に囲まれるようにして坩堝１４が設けられている。坩堝１４は坩堝軸１５１、及びその上部に設けられた坩堝台１５２により底部側から支持することができる。坩堝１４内にはサファイア単結晶の製造開始時、坩堝１４の底部側に種結晶１４１を配置し、種結晶１４１の上部に原料を充填しておくことができる。 The sapphire single crystal manufacturing apparatus 10 is provided with a heat insulating material 12 along the inner wall of the chamber 11. In the internal space surrounded by the heat insulating material 12, a heater 13 and a crucible 14 are provided so as to be surrounded by the heater 13. The crucible 14 can be supported from the bottom side by a crucible shaft 151 and a crucible base 152 provided on the crucible shaft 151. In the crucible 14, when the production of the sapphire single crystal is started, the seed crystal 141 can be disposed on the bottom side of the crucible 14 and the seed crystal 141 can be filled with a raw material.
ヒーター１３は坩堝１４を配置した該ヒーター１３で囲まれた領域内に所望の温度勾配を形成することができるように、例えば高さ方向に複数のヒーターを組み合わせた構成とし、各ヒータ―毎に温度制御するように構成することもできる。 The heater 13 has a structure in which, for example, a plurality of heaters are combined in the height direction so that a desired temperature gradient can be formed in a region surrounded by the heater 13 in which the crucible 14 is disposed. It can also be configured to control the temperature.
そして、サファイア単結晶を育成する際に種結晶１４１の温度を測定するため、底部側温度測定手段１６を設けることができる。底部側温度測定手段１６としては例えば放射温度計や熱電対を用いることができ、坩堝軸１５１、及び坩堝台１５２を貫通するように形成した貫通孔や、観察窓１５３を介して温度を測定することができる。また、坩堝１４内に充填した原料、または原料が融解した原料融液１４２の温度を測定するため、上部側温度測定手段１７を設けることができる。上部側温度測定手段１７としては例えば放射温度計を用いることができ、チャンバー１１や断熱材１２を貫通する貫通孔、及び観察窓１８を介して温度を測定することができる。 And in order to measure the temperature of the seed crystal 141 when growing a sapphire single crystal, the bottom side temperature measuring means 16 can be provided. As the bottom side temperature measuring means 16, for example, a radiation thermometer or a thermocouple can be used, and the temperature is measured through a through hole formed so as to penetrate the crucible shaft 151 and the crucible base 152, or an observation window 153. be able to. Further, in order to measure the temperature of the raw material filled in the crucible 14 or the raw material melt 142 in which the raw material is melted, an upper side temperature measuring means 17 can be provided. As the upper temperature measuring means 17, for example, a radiation thermometer can be used, and the temperature can be measured through a through-hole penetrating the chamber 11 and the heat insulating material 12 and the observation window 18.
なお、チャンバー１１内を所定の雰囲気とするために図示しないガス供給手段や、ガス排気手段等を設けることができる。必要に応じて任意にさらに各種手段を設けることもできる。 In addition, in order to make the inside of the chamber 11 into a predetermined atmosphere, a gas supply means, a gas exhaust means, etc. which are not shown in figure can be provided. Various means can be optionally provided as required.
そして、ＶＧＦ法によりサファイア単結晶を育成する単結晶育成工程における手順、及び温度分布の変化について図２（ａ）〜図２（ｃ）を用いて説明する。図２（ａ）〜図２（ｃ）の各図では右側に坩堝１４内の種結晶１４１、原料融液１４２、育成したサファイア単結晶である育成結晶２１の分布を模式的に示しており、左側に高さ方向の温度分布を示している。なお、図２（ａ）〜図２（ｃ）においては坩堝１４、及びヒーター１３以外の構成については記載を省略している。図２（ａ）〜図２（ｃ）の左側に示した温度分布のグラフは縦軸が高さ方向の位置を、横軸が温度を示している。横軸におけるＴｍはサファイア（酸化アルミニウム）の融点を示している。 And the procedure in the single crystal growth process which grows a sapphire single crystal by VGF method, and the change of temperature distribution are demonstrated using Fig.2 (a)-FIG.2 (c). In each of FIGS. 2A to 2C, the distribution of the seed crystal 141 in the crucible 14, the raw material melt 142, and the grown crystal 21 that is a grown sapphire single crystal is schematically shown on the right side. The temperature distribution in the height direction is shown on the left side. In addition, in FIG. 2 (a)-FIG.2 (c), description is abbreviate | omitted about structures other than the crucible 14 and the heater 13. FIG. In the graphs of the temperature distribution shown on the left side of FIGS. 2A to 2C, the vertical axis indicates the position in the height direction, and the horizontal axis indicates the temperature. Tm on the horizontal axis indicates the melting point of sapphire (aluminum oxide).
図２（ａ）は右側の図に示すように坩堝１４に充填した原料を融解させ、サファイア単結晶の育成を開始した原料融解ステップを実施している状態を示している。 FIG. 2A shows a state in which the raw material melting step is started in which the raw material filled in the crucible 14 is melted and the growth of the sapphire single crystal is started as shown in the diagram on the right side.
単結晶育成工程を開始する前に予め、坩堝１４の底部に種結晶１４１を設置し、その上部に原料を配置しておくことができる。そして、図２（ａ）に示した原料融解ステップにおいては坩堝１４の底部が坩堝１４の上部よりも低温となる温度勾配下で昇温し、原料を全量融解して原料融液１４２とすることができる。特に左側の図に示すように、種結晶１４１の部分についてはサファイアの融点以下、原料融液１４２の部分についてはサファイアの融点以上となるように温度分布を制御することができる。 Before starting the single crystal growing step, the seed crystal 141 can be installed in the bottom of the crucible 14 and the raw material can be placed on the top thereof. In the raw material melting step shown in FIG. 2A, the temperature of the bottom portion of the crucible 14 is raised under a temperature gradient that is lower than the upper portion of the crucible 14, and the entire raw material is melted to form the raw material melt 142. Can do. In particular, as shown in the diagram on the left side, the temperature distribution can be controlled so that the portion of the seed crystal 141 is equal to or lower than the melting point of sapphire and the portion of the raw material melt 142 is equal to or higher than the melting point of sapphire.
図２（ａ）の原料融解ステップでは、種結晶１４１の形状加工時に発生し表面に残った加工歪層を取り除くために、種結晶１４１の上端部を数ｍｍから１ｃｍ程度の範囲で融解させることができる。種結晶の上端部を融解させることにより、歪が取り除かれた種結晶１４１表面が原料融液１４２と良く馴染むようにすることができる。 In the raw material melting step of FIG. 2A, the upper end portion of the seed crystal 141 is melted within a range of several mm to 1 cm in order to remove a processing strain layer generated during the shape processing of the seed crystal 141 and remaining on the surface. Can do. By melting the upper end portion of the seed crystal, the surface of the seed crystal 141 from which the strain is removed can be made to be well adapted to the raw material melt 142.
そして、図２（ａ）に示した温度分布の状態まで昇温した後、十分な時間を置き、温度を安定させることが好ましい。この時、種結晶１４１の融解表面と原料融液１４２との境界（固液界面）をサファイアの融点である２０５０℃とすることができる。 And after raising the temperature to the state of the temperature distribution shown in FIG. 2A, it is preferable to allow sufficient time to stabilize the temperature. At this time, the boundary (solid-liquid interface) between the melting surface of the seed crystal 141 and the raw material melt 142 can be set to 2050 ° C., which is the melting point of sapphire.
なお、図２（ａ）に示した原料融解ステップにおいて、原料、及び種結晶１４１の融解不足、あるいは、種結晶１４１の過融解が起こらないように温度を制御することが好ましい。制御は例えば、図１に示したサファイア単結晶製造装置１０で説明したように、底部側温度測定手段１６、及び上部側温度測定手段１７により、坩堝１４の底部側の温度、及び原料融液１４２表面の温度をモニターし、モニターした温度に基づいて実施できる。この際、モニターした温度から坩堝内温度分布が、予備試験で求めた適切な温度プロファイルと一致していることを確認しながら制御を実施することが好ましい。 In the raw material melting step shown in FIG. 2A, it is preferable to control the temperature so that the raw material and the seed crystal 141 are not sufficiently melted or the seed crystal 141 is not excessively melted. For example, as explained in the sapphire single crystal manufacturing apparatus 10 shown in FIG. 1, the bottom side temperature measuring means 16 and the top side temperature measuring means 17 are used to control the temperature on the bottom side of the crucible 14 and the raw material melt 142. The temperature of the surface can be monitored and implemented based on the monitored temperature. At this time, it is preferable to perform the control while confirming that the temperature distribution in the crucible matches the appropriate temperature profile obtained in the preliminary test from the monitored temperature.
チャンバー１１内の雰囲気は、チャンバー内に設置した部材の材質等に応じて任意に選定することができ、特に限定されるものではない。例えば、不活性ガス雰囲気、もしくは真空雰囲気とすることが好ましい。 The atmosphere in the chamber 11 can be arbitrarily selected according to the material of the member installed in the chamber, and is not particularly limited. For example, an inert gas atmosphere or a vacuum atmosphere is preferable.
図２（ａ）を用いて説明したように原料が完全に融解し、且つ、種結晶１４１の上端部が融解し原料融液１４２と馴染んだと判断した後、降温ステップを実施することができる。 As described with reference to FIG. 2A, the temperature lowering step can be performed after determining that the raw material is completely melted and that the upper end portion of the seed crystal 141 is melted and has become familiar with the raw material melt 142. .
図２（ｂ）に示すように降温ステップでは、上下方向の温度勾配を保持したまま、所定の速度で全体の温度を降下させることができる。 As shown in FIG. 2B, in the temperature lowering step, the entire temperature can be lowered at a predetermined speed while maintaining the temperature gradient in the vertical direction.
具体的には、図２（ｂ）の左側のグラフに示したように、原料融解ステップでは温度分布が点線Ａで示されていたところ、実線Ｂの温度分布となるように温度勾配を保持したまま、全体の温度を降下させることができる。図２（ｂ）の左側のグラフから明らかなように、温度勾配を保持したまま全体の温度を降下させることによって、温度勾配に従って、坩堝内におけるサファイアの融点と同じ温度になっている位置が上部へ移動する。その移動に伴って、固液界面も上部へ移動して行く。つまり、種結晶を元に、種結晶と同じ結晶方位を持つサファイア単結晶が坩堝底部から上部に向かって育成され、図２（ｂ）の右側の図に示したように、坩堝１４内には底部側から種結晶１４１、育成結晶２１、原料融液１４２が配置された状態となる。 Specifically, as shown in the graph on the left side of FIG. 2B, the temperature distribution was indicated by the dotted line A in the raw material melting step, and the temperature gradient was maintained so as to be the temperature distribution of the solid line B. The overall temperature can be lowered. As is clear from the graph on the left side of FIG. 2B, by lowering the overall temperature while maintaining the temperature gradient, the position where the temperature is the same as the melting point of sapphire in the crucible according to the temperature gradient is Move to. Along with this movement, the solid-liquid interface also moves upward. That is, based on the seed crystal, a sapphire single crystal having the same crystal orientation as the seed crystal is grown from the bottom of the crucible toward the top, and as shown in the right side of FIG. The seed crystal 141, the grown crystal 21, and the raw material melt 142 are arranged from the bottom side.
降温ステップでは、原料融解ステップにおける温度分布を示す点線Ａから上述のように実線Ｂの温度分布となるように全体の温度を降下させた後、さらに、図２（ｃ）の左側のグラフに示すように、実線Ｃで示した温度分布まで全体の温度を降下させることができる。実線Ｃで示した温度分布では、坩堝１４内の原料融液１４２全体がサファイアの融点未満となっており、図２（ａ）において原料融液１４２であった部分全体が育成結晶２１となり結晶化したところで結晶育成は終了となる。 In the temperature lowering step, after the entire temperature is lowered from the dotted line A indicating the temperature distribution in the raw material melting step to the temperature distribution of the solid line B as described above, it is further shown in the graph on the left side of FIG. Thus, the entire temperature can be lowered to the temperature distribution indicated by the solid line C. In the temperature distribution indicated by the solid line C, the entire raw material melt 142 in the crucible 14 is less than the melting point of sapphire, and the entire portion that was the raw material melt 142 in FIG. At this point, the crystal growth is finished.
その後、所定の冷却速度で室温まで温度を降下させる冷却工程を実施し、坩堝１４から育成結晶２１を取出しサファイア単結晶とすることができる。得られたサファイア単結晶は例えば製品基板とするため各種加工をすることができる。 Thereafter, a cooling step of lowering the temperature to room temperature at a predetermined cooling rate is performed, and the grown crystal 21 can be taken out from the crucible 14 to be a sapphire single crystal. The obtained sapphire single crystal can be processed in various ways to form a product substrate, for example.
しかし、既述のようにＶＧＦ法等によりサファイア単結晶を製造した場合、サファイア単結晶の育成過程において成長界面の形状が凸形状、または凹形状となり、フラットな形状となっていなかった。そこで、本発明の発明者らは、従来のサファイア単結晶の製造装置においてサファイア単結晶を製造する際に成長界面がフラット形状とならない原因について検討を行った。この点について図３を用いて以下に説明する。 However, as described above, when a sapphire single crystal is manufactured by the VGF method or the like, the growth interface has a convex shape or a concave shape in the growth process of the sapphire single crystal, and is not flat. Therefore, the inventors of the present invention have examined the cause of the growth interface not being flat when manufacturing a sapphire single crystal in a conventional sapphire single crystal manufacturing apparatus. This point will be described below with reference to FIG.
図３は、従来のサファイア単結晶製造装置によりサファイア単結晶を育成、冷却する際の熱の流れを模式的に示した図であり、坩堝の中心軸を含む面における断面図を示している。なお、図３は坩堝１４、ヒーター１３、および坩堝軸１５１、坩堝台１５２以外の構成や、坩堝軸１５１、および坩堝台１５２に設けた貫通孔は記載を省略している。また、図３中に示した矢印は熱の流れを表している。 FIG. 3 is a diagram schematically showing the flow of heat when a sapphire single crystal is grown and cooled by a conventional sapphire single crystal manufacturing apparatus, and shows a cross-sectional view of the surface including the central axis of the crucible. In FIG. 3, configurations other than the crucible 14, the heater 13, the crucible shaft 151, and the crucible base 152, and the through holes provided in the crucible shaft 151 and the crucible base 152 are omitted. Moreover, the arrow shown in FIG. 3 represents the flow of heat.
図３に示すように、育成中は坩堝１４の外周部に設置されたヒーター１３によって、坩堝１４を通して坩堝１４内部の原料融液１４２、及び育成結晶２１を加熱しているために、坩堝１４と育成結晶２１の温度を水平方向で比較すると、坩堝１４の方が高くなっている。固化に伴って発生する潜熱は図中矢印で示したように、育成結晶２１、種結晶１４１、坩堝台１５２、坩堝軸１５１を通して下部へ向かって流れる。従って、従来のサファイア単結晶製造装置による結晶の成長界面は、中央部が周辺部に対して高い位置となった凸形状となり易かったと考えられる。 As shown in FIG. 3, since the raw material melt 142 inside the crucible 14 and the grown crystal 21 are heated through the crucible 14 by the heater 13 installed on the outer periphery of the crucible 14 during the growth, When the temperature of the grown crystal 21 is compared in the horizontal direction, the crucible 14 is higher. The latent heat generated along with solidification flows downward through the grown crystal 21, seed crystal 141, crucible base 152, and crucible shaft 151 as indicated by arrows in the figure. Therefore, it is considered that the crystal growth interface by the conventional sapphire single crystal manufacturing apparatus was likely to have a convex shape in which the central portion was positioned higher than the peripheral portion.
ここで図４に、上記従来のサファイア単結晶製造装置で育成された結晶から成長方向に対して垂直な面で切り出した基板のＸ線トポグラフ像を示す。図４中のブロック矢印４２が回折ベクトルの方向を示している。図４に示すように従来のサファイア単結晶製造装置で育成されたサファイア単結晶から作製した基板においては、育成時の半径方向の温度差に起因して形成されたと推定されるリネージ４１が複数本存在することが確認できる。 FIG. 4 shows an X-ray topographic image of a substrate cut out from a crystal grown by the conventional sapphire single crystal manufacturing apparatus in a plane perpendicular to the growth direction. A block arrow 42 in FIG. 4 indicates the direction of the diffraction vector. As shown in FIG. 4, in a substrate produced from a sapphire single crystal grown by a conventional sapphire single crystal manufacturing apparatus, a plurality of lineages 41 presumed to be formed due to a temperature difference in the radial direction at the time of growth are provided. It can be confirmed that it exists.
そこで、本発明の発明者らはサファイア単結晶の育成工程において、育成初期から末期までより平坦な成長界面を実現できるサファイア単結晶製造装置について検討を行い、本発明のサファイア単結晶製造装置を完成させた。以下に具体的に説明する。 Therefore, the inventors of the present invention have studied a sapphire single crystal manufacturing apparatus that can realize a flatter growth interface from the initial growth stage to the final stage in the growth process of the sapphire single crystal, and completed the sapphire single crystal manufacturing apparatus of the present invention. I let you. This will be specifically described below.
本実施形態のサファイア単結晶製造装置は既述のように、坩堝と、坩堝の中心軸と平行な軸を回転軸として、坩堝を回転させる回転機構と、回転機構が坩堝を回転させる方向を周期的に反転させる制御手段と、を有することができる。 As described above, the sapphire single crystal manufacturing apparatus according to the present embodiment has a crucible, a rotation mechanism that rotates the crucible around an axis parallel to the central axis of the crucible, and a direction in which the rotation mechanism rotates the crucible. And control means for reversing automatically.
図５に本実施形態のサファイア単結晶製造装置の断面構成図を示す。図５は、坩堝の中心軸を含む面における断面図を示している。 FIG. 5 shows a cross-sectional configuration diagram of the sapphire single crystal manufacturing apparatus of the present embodiment. FIG. 5 shows a cross-sectional view of the surface including the central axis of the crucible.
本実施形態のサファイア単結晶製造装置５０は、坩堝５４を有することができる。坩堝５４の形状は特に限定されるものではないが、例えば外形が円筒形状を有し、上部に開口部を有する坩堝を用いることができる。なお、図５においては坩堝５４内に底部側から種結晶５４１、育成結晶５４３、原料融液５４２が配置された状態、すなわちサファイア単結晶を育成しているサファイア単結晶育成工程での状態を示している。 The sapphire single crystal manufacturing apparatus 50 of this embodiment can have a crucible 54. The shape of the crucible 54 is not particularly limited. For example, a crucible having an outer shape that is cylindrical and having an opening at the top can be used. FIG. 5 shows a state in which the seed crystal 541, the grown crystal 543, and the raw material melt 542 are arranged in the crucible 54 from the bottom side, that is, the state in the sapphire single crystal growing step for growing the sapphire single crystal. ing.
そして、坩堝を回転させる回転機構５９を有することができる。回転機構５９は坩堝５４の中心軸と平行な軸を回転軸として、坩堝５４を回転させることができる手段であればよく、その構成は特に限定されるものではない。なお、ここでいう坩堝５４の中心軸とは、坩堝５４の底面の中心を通り、坩堝の底面と垂直な軸のことを意味している。 And it can have the rotation mechanism 59 which rotates a crucible. The rotation mechanism 59 may be any means that can rotate the crucible 54 with an axis parallel to the central axis of the crucible 54 as a rotation axis, and its configuration is not particularly limited. Here, the central axis of the crucible 54 means an axis that passes through the center of the bottom surface of the crucible 54 and is perpendicular to the bottom surface of the crucible.
例えば、図５に示したサファイア単結晶製造装置５０においては、坩堝５４の下部には、坩堝５４を支持する坩堝台５５２、及び坩堝台５５２に接続された坩堝軸５５１とを含む坩堝支持部５５が配置されている。そして、回転機構５９として、モーター部５９１と、ベルト５９２とを有する構成とすることができる。 For example, in the sapphire single crystal manufacturing apparatus 50 shown in FIG. 5, a crucible support portion 55 including a crucible base 552 that supports the crucible 54 and a crucible shaft 551 connected to the crucible base 552 in the lower part of the crucible 54. Is arranged. The rotation mechanism 59 can include a motor unit 591 and a belt 592.
この場合、図５に示したようにモーター部５９１と、坩堝軸５５１とをベルト５９２により接続することで、モーター部５９１の回転を坩堝軸５５１に伝達し、坩堝軸５５１に接続された坩堝台５５２上に配置された坩堝５４を回転するように構成できる。 In this case, as shown in FIG. 5, the motor unit 591 and the crucible shaft 551 are connected by the belt 592, whereby the rotation of the motor unit 591 is transmitted to the crucible shaft 551, and the crucible base connected to the crucible shaft 551. A crucible 54 disposed on 552 can be configured to rotate.
回転機構５９、及び坩堝支持部５５は、坩堝５４を、後述する制御手段６０からの指示により時計回り、反時計回りいずれの方向にも回転できるように構成されていることが好ましい。 The rotation mechanism 59 and the crucible support portion 55 are preferably configured to be able to rotate the crucible 54 in either a clockwise direction or a counterclockwise direction according to an instruction from the control means 60 described later.
なお、図５に示したサファイア単結晶製造装置５０では、回転機構５９に含まれるモーター部５９１をベルト５９２を介して坩堝軸５５１に接続しているが、回転機構５９は坩堝５４を回転できるように構成されていればよく、上述の構成に限定されるものではない。例えばベルト５９２を省略して、モーター部５９１を坩堝軸５５１に直接接続するように構成することもできる。また、回転機構５９をチャンバー５１内に設けてもよい。 In the sapphire single crystal manufacturing apparatus 50 shown in FIG. 5, the motor unit 591 included in the rotation mechanism 59 is connected to the crucible shaft 551 via the belt 592, but the rotation mechanism 59 can rotate the crucible 54. As long as it is configured, it is not limited to the above-described configuration. For example, the belt 592 may be omitted, and the motor unit 591 may be directly connected to the crucible shaft 551. Further, the rotation mechanism 59 may be provided in the chamber 51.
回転機構５９により坩堝５４を回転する際、坩堝５４の中心軸を回転軸として回転するように構成されていることが好ましいが、中心軸と若干ずれていても十分に効果を発揮することができる。このため、既述のように坩堝５４の中心軸と平行な軸を回転軸とすることができる。そして、上述のように例えば回転機構５９と接続された坩堝支持部５５を回転させることで、坩堝５４の中心軸と平行な軸を回転軸として、坩堝５４を回転させることができる。 When the crucible 54 is rotated by the rotation mechanism 59, the crucible 54 is preferably configured to rotate with the central axis of the crucible 54 as a rotation axis. However, even if it is slightly deviated from the central axis, a sufficient effect can be exhibited. . For this reason, as described above, an axis parallel to the central axis of the crucible 54 can be used as the rotation axis. Then, as described above, for example, by rotating the crucible support part 55 connected to the rotation mechanism 59, the crucible 54 can be rotated with an axis parallel to the central axis of the crucible 54 as a rotation axis.
そして、回転機構５９が坩堝５４を回転させる方向を周期的に反転させる制御手段６０を有することができる。制御手段６０を有することにより、坩堝５４を坩堝５４の上部側、すなわち例えば図５中の上部側温度測定手段５７から見て時計回り、及び反時計回りに交互に回転させることができる。 And it can have the control means 60 which reverses the direction which the rotation mechanism 59 rotates the crucible 54 periodically. By having the control means 60, the crucible 54 can be alternately rotated clockwise and counterclockwise as viewed from the upper side of the crucible 54, that is, for example, the upper temperature measuring means 57 in FIG.
既述のように坩堝内の底部に種結晶を設置し、坩堝の底部から上部に向かって温度が高くなる温度勾配の下で、種結晶側から原料融液を固化させることで単結晶育成を行うＶＧＦ法等においては、原料融液内の温度分布は、底部側が低温で上部側が高温となる。従って、ＶＧＦ法等では原理的には原料融液内では熱対流が起こらない。 As described above, a seed crystal is installed at the bottom of the crucible, and the raw material melt is solidified from the seed crystal side under a temperature gradient in which the temperature increases from the bottom to the top of the crucible, thereby growing a single crystal. In the VGF method or the like to be performed, the temperature distribution in the raw material melt is low on the bottom side and high on the top side. Therefore, in the VGF method or the like, thermal convection does not occur in the raw material melt in principle.
また、チョクラルスキー法による育成の場合、原料融液の表面に接触させた種結晶を回転させながら引き上げるため、原料融液に対して育成結晶を回転させることとなるが、ＶＧＦ法等では原料融液に対して育成結晶を回転する等の操作を行うものではない。 Further, in the case of growing by the Czochralski method, the seed crystal brought into contact with the surface of the raw material melt is pulled up while rotating, so the grown crystal is rotated with respect to the raw material melt. The operation such as rotating the grown crystal with respect to the melt is not performed.
ＶＧＦ法等の様に、原料融液に対して回転させる力が加わっていない場合、育成結晶の成長界面形状は、坩堝、坩堝台、坩堝軸を通した熱伝導と育成結晶が受ける熱輻射で決定されることになる。この場合、図３に示したように育成結晶２１は周辺部よりも中央部の成長速度が速くなり凸界面成長となる。加えて、ヒーターの発熱分布の不均一性等に起因する温度分布の軸対称性のズレに対応して成長界面形状や結晶内の温度分布も中心軸に対して非対称となる。 When no rotating force is applied to the raw material melt as in the VGF method, the growth interface shape of the grown crystal is the heat conduction through the crucible, the crucible base, the crucible shaft, and the thermal radiation received by the grown crystal. Will be decided. In this case, as shown in FIG. 3, the growth crystal 21 has a growth rate at the central portion higher than that at the peripheral portion, resulting in a convex interface growth. In addition, the growth interface shape and the temperature distribution in the crystal are also asymmetric with respect to the central axis, corresponding to the deviation of the axial symmetry of the temperature distribution due to the non-uniformity of the heat generation distribution of the heater.
これに対して、本実施形態のサファイア単結晶製造装置においては、上述のように坩堝５４を回転機構５９を用いて回転させ、坩堝５４内の原料融液５４２に強制的に対流を生じさせることができる。これにより成長界面近傍の温度差は均一化する方向へ向かうこととなる。 On the other hand, in the sapphire single crystal manufacturing apparatus of the present embodiment, the crucible 54 is rotated using the rotation mechanism 59 as described above to forcibly generate convection in the raw material melt 542 in the crucible 54. Can do. As a result, the temperature difference in the vicinity of the growth interface tends to become uniform.
ここで、図６に坩堝５４を一定方向に回転させた場合の坩堝内の状態を模式的に示した図を示す。図６では坩堝５４周辺のみを拡大して示しており、坩堝５４、ヒーター５３、および坩堝軸５５１、坩堝台５５２以外の構成や、坩堝軸５５１、および坩堝台５５２に設けた貫通孔は記載を省略している。 Here, FIG. 6 is a diagram schematically showing the state in the crucible when the crucible 54 is rotated in a certain direction. In FIG. 6, only the periphery of the crucible 54 is shown enlarged, and the configuration other than the crucible 54, the heater 53, the crucible shaft 551, and the crucible base 552, and the through holes provided in the crucible shaft 551 and the crucible base 552 are described. Omitted.
図６に示したように、一定方向に坩堝５４を回転させた場合は、原料融液５４２内の強制対流６１が定常的な流れとなるために、育成結晶５４３の成長界面５４３Ａは、その定常的な対流によって形成される温度分布に従った形状となる場合がある。このため、成長界面５４３Ａの形状はフラットな形状の界面とすることができない恐れがある。 As shown in FIG. 6, when the crucible 54 is rotated in a certain direction, the forced convection 61 in the raw material melt 542 becomes a steady flow, so that the growth interface 543A of the grown crystal 543 has its steady state. In some cases, the shape follows a temperature distribution formed by a general convection. For this reason, the shape of the growth interface 543A may not be a flat interface.
そこで、本実施形態のサファイア単結晶製造装置５０においては上述のように、回転機構５９が坩堝５４を回転させる方向を周期的に反転させる制御手段６０を有することができる。 Therefore, as described above, the sapphire single crystal manufacturing apparatus 50 according to the present embodiment can include the control unit 60 that periodically reverses the direction in which the rotation mechanism 59 rotates the crucible 54.
制御手段６０により回転機構５９を制御し、坩堝５４の回転方向を周期的に反転させた場合、回転方向の反転時に、慣性で流れようとする原料融液５４２に対して逆方向に坩堝５４が回転する。 When the rotation mechanism 59 is controlled by the control means 60 and the rotation direction of the crucible 54 is periodically reversed, the crucible 54 is moved in the opposite direction with respect to the raw material melt 542 that is to flow by inertia when the rotation direction is reversed. Rotate.
ここで、図７に坩堝５４を回転させる方向を周期的に反転させた場合の坩堝内の状態を模式的に示した図を示す。図７でも図６と同様に坩堝５４周辺のみを拡大して示しており、坩堝５４周辺以外の部材や、坩堝軸５５１に設けることができる貫通孔については記載を省略している。 Here, the figure which showed typically the state in a crucible at the time of rotating the direction which rotates the crucible 54 periodically in FIG. 7 is shown. In FIG. 7, only the periphery of the crucible 54 is shown in an enlarged manner as in FIG. 6, and descriptions of members other than the periphery of the crucible 54 and through holes that can be provided in the crucible shaft 551 are omitted.
図７に模式的に示すように、上述のように制御手段６０により坩堝５４を周期的に反転させた場合、原料融液５４２内に矢印で示したように、乱流が発生し定常的な流れが形成されない。従って、成長界面５４３Ａ近傍の原料融液５４２の温度は非常に均一化し、成長界面５４３Ａをここまで説明した従来のサファイア単結晶製造装置を用いた場合よりもフラットな形状の界面とすることができる。 As schematically shown in FIG. 7, when the crucible 54 is periodically inverted by the control means 60 as described above, turbulent flow is generated in the raw material melt 542 as indicated by arrows, and the steady state is maintained. No flow is formed. Therefore, the temperature of the raw material melt 542 in the vicinity of the growth interface 543A is very uniform, and the growth interface 543A can be made to have a flatter interface than when the conventional sapphire single crystal manufacturing apparatus described so far is used. .
また、本実施形態のサファイア単結晶製造装置５０においては、上述のように坩堝５４を回転機構５９、及び制御手段６０により周期的に反転させている。このため、原料融液５４２の撹拌効果が大きくなるので、従来問題となっていたボイド不良を低減させることもできる。この点について以下に説明する。 Moreover, in the sapphire single crystal manufacturing apparatus 50 of this embodiment, the crucible 54 is periodically reversed by the rotation mechanism 59 and the control means 60 as described above. For this reason, since the stirring effect of the raw material melt 542 becomes large, the void defect which has been a problem in the past can be reduced. This will be described below.
原料融液５４２中にはガス成分が溶け込んでいるが、該ガス成分の原料融液５４２に対する溶解度と、固体である育成結晶５４３に対する溶解度とは異なっており、原料融液５４２に対する溶解度の方が大きくなっている。そして、原料融液５４２の結晶化に伴い、原料融液５４２内に溶け込んでいたガスが、原料融液５４２に対する溶解度と、育成結晶に対する溶解度との差によって、成長界面に吐き出される。吐き出されたガス成分は成長界面から離れる前に成長界面の前進によって育成結晶中に取り込まれることによってボイド不良は発生している。 Although the gas component is dissolved in the raw material melt 542, the solubility of the gas component in the raw material melt 542 is different from the solubility in the grown crystal 543, which is a solid, and the solubility in the raw material melt 542 is greater. It is getting bigger. As the raw material melt 542 is crystallized, the gas dissolved in the raw material melt 542 is discharged to the growth interface due to the difference between the solubility in the raw material melt 542 and the solubility in the grown crystal. The discharged gas component is taken into the grown crystal by advancing the growth interface before leaving the growth interface, thereby causing a void defect.
本実施形態のサファイア単結晶製造装置では、坩堝５４を周期的に反転させることにより、原料融液５４２を撹拌している。このため、成長界面に吐き出されたボイドを速やかに取り除くことが可能となるので、ボイド不良を低減させることができる。また、従来のサファイア単結晶製造装置を用いた場合よりも育成結晶の成長速度を大きくすることが可能となり生産性を向上させることが可能となる。 In the sapphire single crystal manufacturing apparatus of this embodiment, the raw material melt 542 is stirred by periodically inverting the crucible 54. For this reason, since it becomes possible to remove rapidly the void discharged to the growth interface, void defects can be reduced. Further, the growth rate of the grown crystal can be increased as compared with the case of using the conventional sapphire single crystal manufacturing apparatus, and the productivity can be improved.
ここで、制御手段６０により、回転機構５９が坩堝５４を周期的に反転させる際、坩堝５４の回転速度は特に限定されるものではなく、任意に選択することができる。例えば１ｒ．ｐ．ｍ．以上２０ｒ．ｐ．ｍ．以下とすることが好ましく、５ｒ．ｐ．ｍ．以上１０ｒ．ｐ．ｍ．以下とすることがより好ましい。 Here, when the rotation mechanism 59 periodically reverses the crucible 54 by the control means 60, the rotation speed of the crucible 54 is not particularly limited and can be arbitrarily selected. For example, 1r. p. m. 20r. p. m. The following is preferable: 5r. p. m. 10r. p. m. More preferably, it is as follows.
これは回転速度を１ｒ．ｐ．ｍ．以上とすることで、坩堝内の原料融液に対してより確実に十分な撹拌力を与えることができるためである。ただし、回転速度を早くしすぎると、坩堝の中心軸の位置と坩堝を回転させる回転軸の位置との関係によっては、原料融液内に局所的に乱流が生じる等して成長界面の凹凸の高低差（幅）が大きくなる場合もある。このため、より高い確率で成長界面がよりフラットな形状となるように回転速度は例えば２０ｒ．ｐ．ｍ．以下とすることが好ましい。 This reduces the rotational speed to 1r. p. m. It is because sufficient stirring force can be given more reliably with respect to the raw material melt in a crucible by setting it as the above. However, if the rotational speed is too high, the growth interface unevenness may occur due to local turbulence in the raw material melt depending on the relationship between the position of the center axis of the crucible and the position of the rotation axis that rotates the crucible. In some cases, the height difference (width) increases. For this reason, the rotational speed is, for example, 20 r. So that the growth interface has a flatter shape with a higher probability. p. m. The following is preferable.
なお、時計回りと、反時計回りとで回転速度を変更することもできるが、制御の容易性から、時計回りと反時計回りとで回転速度が同じであることが好ましい。 Although the rotational speed can be changed clockwise and counterclockwise, the rotational speed is preferably the same between clockwise and counterclockwise for ease of control.
また、坩堝５４を時計回りに回転させる時の回転角、及び反時計回りに回転させる時の回転角について、サファイア単結晶を育成する間に変化させることもできるが、サファイア単結晶を育成する１バッチの間それぞれ一定であることが好ましい。 Further, the rotation angle when the crucible 54 is rotated clockwise and the rotation angle when the crucible 54 is rotated counterclockwise can be changed during the growth of the sapphire single crystal. Each is preferably constant during the batch.
そして、時計回りに坩堝５４を回転させる時の回転角をω１、反時計回りに坩堝５４を回転させる時の回転角をω２とした場合ω１、ω２＞１８０°、かつω１≠ω２であることが好ましい。このように、時計回りに回転させる際の回転角ω１と、反時計回りに回転させる際の回転角ω２とが異なることで、坩堝５４は反転位置が３６０°／｜ω１−ω２｜周期で１回転することになる。 If the rotation angle when the crucible 54 is rotated clockwise is ω1, the rotation angle when the crucible 54 is rotated counterclockwise is ω2, ω1, ω2> 180 °, and ω1 ≠ ω2. preferable. In this way, the rotation angle ω1 when rotating clockwise and the rotation angle ω2 when rotating counterclockwise are different, so that the crucible 54 has a reverse position of 360 ° / | ω1-ω2 | Will rotate.
坩堝５４の周りに配置したヒーター５３や断熱材５２を完全に均一とすることは困難であり、また坩堝５４の中心軸と坩堝５４を囲むヒーター５３等の中心軸とを一致させることも困難である。このため、例えば坩堝５４の周方向に沿って水平面内で見た場合に、通常、温度分布を有する。 It is difficult to make the heater 53 and the heat insulating material 52 arranged around the crucible 54 completely uniform, and it is also difficult to match the central axis of the crucible 54 with the central axis of the heater 53 surrounding the crucible 54. is there. For this reason, for example, when viewed in a horizontal plane along the circumferential direction of the crucible 54, it usually has a temperature distribution.
そこで、上述のように坩堝５４を回転させる際に反転位置を少しづつずらすことで、ヒーター５３等により水平面内に温度分布が形成されたとしてもその影響を抑制することが可能になり、特に成長界面内の成長速度の均一性を向上させることができる。 Therefore, by shifting the reversal position little by little when rotating the crucible 54 as described above, even if the temperature distribution is formed in the horizontal plane by the heater 53 or the like, it is possible to suppress the influence, and particularly the growth. The uniformity of the growth rate in the interface can be improved.
なお、ω１と、ω２はどちらが大きくても構わない。 Note that either ω1 or ω2 may be larger.
また、３≦３６０°／｜ω１−ω２｜≦１２の関係式を満たすことが好ましく、６≦３６０°／｜ω１−ω２｜≦９の関係式を満たすことがより好ましい。 Further, it is preferable to satisfy the relational expression of 3 ≦ 360 ° / | ω1−ω2 | ≦ 12, and it is more preferable to satisfy the relational expression of 6 ≦ 360 ° / | ω1−ω2 | ≦ 9.
これは上記関係式が３以上の場合、時計回りに坩堝を回転させる時の回転角ω１と、反時計回りに坩堝を回転させる時の回転角ω２との差の絶対値が１２０°以下であることを意味している。この場合、坩堝を時計回りに回転している時間と、坩堝を反時計回りに回転している時間との差を短くすることができ、坩堝内の原料融液内に特に十分な乱流を生じさせることができ、成長界面をよりフラットな形状とすることができる。 When the above relational expression is 3 or more, the absolute value of the difference between the rotation angle ω1 when the crucible is rotated clockwise and the rotation angle ω2 when the crucible is rotated counterclockwise is 120 ° or less. It means that. In this case, the difference between the time during which the crucible is rotated clockwise and the time during which the crucible is rotated counterclockwise can be shortened, and particularly sufficient turbulent flow is generated in the raw material melt in the crucible. The growth interface can be made flatter.
また、上記関係式が１２以下の場合、時計回りに坩堝を回転させる時の回転角ω１と、反時計回りに坩堝を回転させる時の回転角ω２との差の絶対値が３０°以上であることを意味している。この場合、坩堝を時計回りに回転している時間と、坩堝を反時計回りに回転している時間との差を十分に確保することができ、坩堝内の原料融液内に特に十分な乱流を生じさせることができ、成長界面をよりフラットな形状とすることができる。 When the relational expression is 12 or less, the absolute value of the difference between the rotation angle ω1 when the crucible is rotated clockwise and the rotation angle ω2 when the crucible is rotated counterclockwise is 30 ° or more. It means that. In this case, it is possible to secure a sufficient difference between the time during which the crucible is rotated clockwise and the time during which the crucible is rotated counterclockwise. A flow can be generated, and the growth interface can be made flatter.
ここまで、坩堝５４、及びこれに接続された坩堝支持部５５、回転機構５９、制御手段６０について説明してきたが、本実施形態のサファイア単結晶製造装置５０においてはさらに任意の部材を有することができる。 Up to this point, the crucible 54, the crucible support portion 55 connected thereto, the rotation mechanism 59, and the control means 60 have been described. However, the sapphire single crystal manufacturing apparatus 50 of the present embodiment may further include arbitrary members. it can.
例えば、図５に示したサファイア単結晶製造装置５０においては、図中に示したように、チャンバー５１、及びチャンバー５１の内壁に沿って配置した断熱材５２を有することができる。 For example, the sapphire single crystal manufacturing apparatus 50 shown in FIG. 5 can have a chamber 51 and a heat insulating material 52 arranged along the inner wall of the chamber 51 as shown in the figure.
そして、断熱材５２で囲まれた内部空間には、ヒーター５３を配置することができる。そして、坩堝５４はヒーター５３で囲まれるようにして配置することができる。 A heater 53 can be disposed in the internal space surrounded by the heat insulating material 52. The crucible 54 can be arranged so as to be surrounded by the heater 53.
なお、サファイア単結晶を育成する際、坩堝５４内には底部側に種結晶５４１を、種結晶５４１上には原料を配置しておき、図２を用いて説明したように所定の温度勾配となるようにヒーター５３を昇温して原料を原料融液５４２とすることができる。そしてその後、温度勾配を維持したまま全体的に温度を下げることで育成結晶５４３を育成することができる。 When growing a sapphire single crystal, a seed crystal 541 is placed on the bottom side in the crucible 54, and a raw material is placed on the seed crystal 541, and a predetermined temperature gradient and a predetermined temperature gradient as described with reference to FIG. The temperature of the heater 53 can be raised so that the raw material can be used as the raw material melt 542. Then, the grown crystal 543 can be grown by lowering the temperature overall while maintaining the temperature gradient.
坩堝５４の材質は、サファイアの融点２０５０℃を越える温度でも安定で、且つ、原料融液と反応しない材料であることが好ましい。このため、坩堝５４の材質として例えばイリジウム（Ｉｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、モリブデンータングステン合金（Ｍｏ−Ｗ合金）等を用いることができる。特に、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｏ−Ｗ合金のように、線膨張係数がサファイア単結晶と近いか、もしくはサファイア単結晶よりも小さなものを好ましく用いることができる。 The material of the crucible 54 is preferably a material which is stable even at a temperature exceeding the melting point of sapphire of 2050 ° C. and does not react with the raw material melt. Therefore, for example, iridium (Ir), molybdenum (Mo), tungsten (W), molybdenum-tungsten alloy (Mo—W alloy) or the like can be used as the material of the crucible 54. In particular, a material having a linear expansion coefficient close to that of the sapphire single crystal or smaller than that of the sapphire single crystal, such as Mo, W, and Mo—W alloy, can be preferably used.
ヒーター５３と断熱材５２の材質については特に限定されないが、例えばタングステン製ヒーターと、タングステン製及びモリブデン製のリフレクタとの構成とすることができる。また、カーボン製ヒーターと、カーボン製積層断熱材との構成とすることもできる。 Although the material of the heater 53 and the heat insulating material 52 is not specifically limited, For example, it can be set as the structure of the heater made from tungsten, and the reflectors made from tungsten and molybdenum. Moreover, it can also be set as the structure of a carbon heater and a carbon laminated heat insulating material.
ヒーター５３は坩堝５４を配置した該ヒーター５３で囲まれた領域内に所望の温度勾配を形成することができるように、例えば高さ方向に複数のヒーターを組み合わせた構成とし、各ヒータ―毎に温度制御するように構成することもできる。 The heater 53 has a configuration in which, for example, a plurality of heaters are combined in the height direction so that a desired temperature gradient can be formed in a region surrounded by the heater 53 in which the crucible 54 is disposed. It can also be configured to control the temperature.
そして、サファイア単結晶を育成する際に坩堝５４の底部側の温度、特に種結晶５４１の温度を測定するため、底部側温度測定手段５６を設けることができる。底部側温度測定手段５６は、例えば坩堝支持部５５を貫通するように形成した貫通孔や、観察窓５５３を介して温度を測定することができる。また、坩堝５４内に充填した原料、または原料が融解した原料融液５４２の温度を測定するため、上部側温度測定手段５７を設けることができる。上部側温度測定手段５７は、例えばチャンバー５１や断熱材５２を貫通する貫通孔や、観察窓５８を介して温度を測定することができる。 And when growing a sapphire single crystal, in order to measure the temperature of the bottom part side of the crucible 54, especially the temperature of the seed crystal 541, the bottom part side temperature measurement means 56 can be provided. The bottom side temperature measuring means 56 can measure the temperature through, for example, a through hole formed so as to penetrate the crucible support part 55 or an observation window 553. Further, in order to measure the temperature of the raw material filled in the crucible 54 or the raw material melt 542 in which the raw material is melted, an upper side temperature measuring means 57 can be provided. The upper-side temperature measuring means 57 can measure the temperature via, for example, a through-hole penetrating the chamber 51 and the heat insulating material 52 and the observation window 58.
底部側温度測定手段５６や、上部側温度測定手段５７としては特に限定されるものではないが、例えば熱電対や、放射温度計を用いることができる。 The bottom side temperature measuring means 56 and the upper side temperature measuring means 57 are not particularly limited, and for example, a thermocouple or a radiation thermometer can be used.
また、チャンバー５１内を所定の雰囲気とするために図示しないガス供給手段や、ガス排気手段等を設けることができる。必要に応じて任意にさらに各種手段を設けることもできる。 Moreover, in order to make the inside of the chamber 51 into a predetermined atmosphere, a gas supply means, a gas exhaust means, etc. which are not shown in figure can be provided. Various means can be optionally provided as required.
本実施形態のサファイア単結晶製造装置によれば、製造されるサファイア単結晶中の成長界面の形状を、従来のサファイア単結晶製造装置により製造されるサファイア単結晶中の成長界面の形状よりもフラットな形状とすることができる。 According to the sapphire single crystal manufacturing apparatus of this embodiment, the shape of the growth interface in the manufactured sapphire single crystal is flatter than the shape of the growth interface in the sapphire single crystal manufactured by the conventional sapphire single crystal manufacturing apparatus. Can be made into a simple shape.
なお、本実施形態のサファイア単結晶の製造装置により製造されるサファイア単結晶においても、結晶育成時に坩堝と対向する外周部近傍の領域であって、成長界面の形状が外周部側から中央部側に向かって若干盛り上がった形状となる外周部側領域を含む場合がある。これは、外周部側領域はヒーターに近く他の部分よりも温度が上昇しやすく、完全に温度勾配の発生を除去することは困難であるためである。このため、本実施形態のサファイア単結晶製造装置により得られるサファイア単結晶は、係る外周部側領域を除いた範囲内で成長界面がよりフラットな形状となることが好ましい。 The sapphire single crystal manufactured by the sapphire single crystal manufacturing apparatus of the present embodiment is also a region near the outer periphery facing the crucible during crystal growth, and the shape of the growth interface changes from the outer periphery to the center. There may be a case where an outer peripheral portion side region having a slightly raised shape toward is included. This is because the outer peripheral region is close to the heater and the temperature is likely to rise more than other portions, and it is difficult to completely eliminate the occurrence of the temperature gradient. For this reason, it is preferable that the sapphire single crystal obtained by the sapphire single crystal manufacturing apparatus of the present embodiment has a flattened growth interface within a range excluding the outer peripheral side region.
上記外周部側領域を除いた領域における成長界面の平坦程度は特に限定されるものではないが、例えば成長界面の成長方向における高低差が２０ｍｍ未満であることが好ましく、１９ｍｍ以下であることがより好ましく、５ｍｍ以下であることがさらに好ましい。 The flatness of the growth interface in the region excluding the outer peripheral region is not particularly limited. For example, the height difference in the growth direction of the growth interface is preferably less than 20 mm, more preferably 19 mm or less. Preferably, it is 5 mm or less.
また、上述した外周部側領域の幅は特に限定されるものではないが、その幅を十分に狭くして、成長界面の形状がよりフラットに近いことが好ましい。このため、外周部側領域の幅は例えば１５ｍｍ未満であることが好ましく、１０ｍｍ以下であることがより好ましい。 Further, the width of the outer peripheral side region described above is not particularly limited, but it is preferable that the width is sufficiently narrow and the shape of the growth interface is closer to flat. For this reason, it is preferable that the width | variety of an outer peripheral part side area | region is less than 15 mm, for example, and it is more preferable that it is 10 mm or less.
以上に説明した本実施形態のサファイア単結晶の製造装置によれば、回転機構、及び制御手段により坩堝を繰り返し反転させながら回転させることで、原料融液内に乱流を発生させながら撹拌することができる。このため、サファイア単結晶の育成初期から末期まで従来のサファイア単結晶製造装置を用いて育成した場合よりも、より平坦な成長界面を実現することができる。 According to the sapphire single crystal manufacturing apparatus of the present embodiment described above, stirring is performed while generating turbulent flow in the raw material melt by rotating the crucible while being repeatedly inverted by the rotation mechanism and the control means. Can do. For this reason, a flatter growth interface can be realized as compared with the case where the sapphire single crystal is grown using the conventional sapphire single crystal manufacturing apparatus from the initial growth stage to the final growth stage.
さらに、サファイア単結晶の育成時、上述のように原料融液を撹拌することができるため、成長界面に吐き出されたボイドを速やかに取り除くことが可能となるので、ボイド不良を低減させることができる。このためサファイア単結晶を効率的に高収率で製造できる。 Further, when the sapphire single crystal is grown, since the raw material melt can be stirred as described above, voids discharged to the growth interface can be quickly removed, and void defects can be reduced. . For this reason, a sapphire single crystal can be efficiently manufactured with a high yield.
さらに、従来法よりも育成結晶の成長速度を大きくすることが可能となり生産性を向上させることが可能となる。
（サファイア単結晶の製造方法）
次に、本実施形態のサファイア単結晶の製造方法の一構成例について説明する。
Furthermore, the growth rate of the grown crystal can be increased as compared with the conventional method, and the productivity can be improved.
(Method for producing sapphire single crystal)
Next, a configuration example of the method for producing a sapphire single crystal of the present embodiment will be described.
本実施形態のサファイア単結晶の製造方法は坩堝内の底部側に種結晶を設置し、坩堝の底部から上部に向かって温度が高くなる温度勾配の下で、種結晶側から原料融液を固化させることで単結晶育成を行うサファイア単結晶製造方法に関する。
そして、坩堝内でサファイア単結晶を育成する単結晶育成工程を有することができる。
単結晶育成工程は、坩堝の中心軸と平行な軸を回転軸として、坩堝を時計回りに回転させる時計回り回転ステップと、坩堝の中心軸と平行な軸を回転軸として、坩堝を反時計回りに回転させる反時計回り回転ステップとを有することができる。また、時計回り回転ステップと、反時計回り回転ステップとを交互に実施することができる。
The manufacturing method of the sapphire single crystal of this embodiment sets a seed crystal on the bottom side in the crucible, and solidifies the raw material melt from the seed crystal side under a temperature gradient in which the temperature increases from the bottom to the top of the crucible. It is related with the manufacturing method of a sapphire single crystal which grows a single crystal by doing.
And it can have a single crystal growth process which grows a sapphire single crystal in a crucible.
The single crystal growth process consists of a clockwise rotation step that rotates the crucible clockwise with an axis parallel to the central axis of the crucible as a rotation axis, and a counterclockwise rotation with the axis parallel to the central axis of the crucible as the rotation axis. And a counterclockwise rotation step that rotates the counterclockwise. Further, the clockwise rotation step and the counterclockwise rotation step can be performed alternately.
本実施形態のサファイア単結晶の製造方法について以下に具体的に説明する。なお、本実施形態のサファイア単結晶の製造方法においては既述のサファイア単結晶製造装置を好適に用いることができる。このため、サファイア単結晶製造装置と説明が重複する部分については一部説明を省略する。 The manufacturing method of the sapphire single crystal of this embodiment will be specifically described below. In addition, in the manufacturing method of the sapphire single crystal of this embodiment, the above-mentioned sapphire single crystal manufacturing apparatus can be used suitably. For this reason, description is partially abbreviate | omitted about the part which description overlaps with the sapphire single crystal manufacturing apparatus.
上述のように本実施形態のサファイア単結晶の製造方法は、単結晶育成工程を有することができる。 As described above, the method for manufacturing a sapphire single crystal of the present embodiment can include a single crystal growth step.
単結晶育成工程においては、坩堝の底部から上部に向かって温度が高くなる温度勾配の下で、種結晶から原料融液を固化させることで単結晶育成を行うことができる。特に、ＶＧＦ法やＶＢ法によりサファイア単結晶を育成することができる。 In the single crystal growth step, the single crystal can be grown by solidifying the raw material melt from the seed crystal under a temperature gradient in which the temperature increases from the bottom to the top of the crucible. In particular, a sapphire single crystal can be grown by the VGF method or the VB method.
そして、単結晶育成工程は例えば以下のステップを有することができる。なお、原料融解ステップにおける温度条件は図２を用いて説明した場合と同様に設定することができるため、詳細な説明は一部省略する。 And a single crystal growth process can have the following steps, for example. The temperature conditions in the raw material melting step can be set in the same manner as described with reference to FIG.
まず、坩堝内の底部側に種結晶を、その上部に原料である酸化アルミニウム多結晶粒子を配置した後、原料を融解させる原料融解ステップを実施することができる。 First, after placing the seed crystal on the bottom side in the crucible and the aluminum oxide polycrystalline particles as the raw material on the top, a raw material melting step for melting the raw material can be performed.
原料融解ステップでは図２（ａ）を用いて説明したように、坩堝の底部から上部に向かって温度が高くなる温度勾配を形成することができ、例えば、種結晶と原料（原料融液）との境界をサファイアの融点になるようにすることができる。なお、この際の温度勾配の大きさは特に限定されるものではなく、坩堝のサイズ等に応じて任意に選択することができ、例えば予備試験等を行いその結果から選択することもできる。 In the raw material melting step, as described with reference to FIG. 2A, a temperature gradient in which the temperature increases from the bottom to the top of the crucible can be formed. For example, a seed crystal and a raw material (raw material melt) The boundary of can be made to be the melting point of sapphire. In addition, the magnitude | size of the temperature gradient in this case is not specifically limited, According to the size of a crucible etc., it can select arbitrarily, For example, a preliminary test etc. can be performed and it can also select from the result.
原料融解ステップにおいては既述のように原料を全量融解して原料融液とすることができる。また、種結晶の上端部、すなわち原料（原料融液）と接する部分についても数ｍｍから１ｃｍ程度融解させ種結晶の形状加工時に発生し表面に残った加工歪み層を取り除き、種結晶と原料融液とをなじませることが好ましい。 In the raw material melting step, as described above, the entire raw material can be melted to obtain a raw material melt. In addition, the upper end portion of the seed crystal, that is, the portion in contact with the raw material (raw material melt) is also melted by several mm to 1 cm to remove the processing strain layer generated on the surface of the seed crystal and remaining on the surface. It is preferable to blend with the liquid.
原料融解ステップにおいては、原料を融解し原料融液とした後、所定の温度勾配の状態で一定時間保持し、温度を安定させることが好ましい。なお、原料融解ステップにおいて種結晶の過融解や、原料、及び種結晶の融解不足が生じないように、例えば上部側温度測定手段や、底部側温度測定手段により温度をモニターし、予備試験での温度プロファイルを基に制御することが好ましい。 In the raw material melting step, it is preferable to stabilize the temperature by melting the raw material to obtain a raw material melt and then maintaining the temperature for a predetermined time in a predetermined temperature gradient state. In order to prevent overmelting of the seed crystal and insufficient melting of the raw material and the seed crystal in the raw material melting step, the temperature is monitored by, for example, the upper side temperature measuring means or the bottom side temperature measuring means, and the preliminary test is performed. It is preferable to control based on the temperature profile.
次に図２（ｂ）、（ｃ）を用いて説明したように、原料融解ステップで形成した温度勾配を維持しつつ、全体の温度を降下させることで結晶の成長界面（固液界面）を坩堝の上部の方へ移動させ、サファイア単結晶を育成する降温ステップを実施することができる。なお、温度勾配を維持しつつ全体の温度を下げることで結晶の成長界面を移動させることを目的としていることから、温度勾配は原料融解ステップで形成した温度勾配と完全に一致している必要はなく、底部から上部に向かって温度が高くなる温度勾配であればよい。ただし、成長界面を一定速度で移動させた方がより均一なサファイア単結晶を得ることができるため、原料融解ステップで形成した温度勾配と同一、またはほぼ一致した温度勾配を維持していることが好ましい。また、降温速度についても特に限定されるものではなく、例えば坩堝のサイズ等に応じて任意に選択することができる。 Next, as described with reference to FIGS. 2B and 2C, the crystal growth interface (solid-liquid interface) is reduced by lowering the overall temperature while maintaining the temperature gradient formed in the raw material melting step. A temperature lowering step for growing the sapphire single crystal can be performed by moving toward the upper part of the crucible. Since the purpose is to move the crystal growth interface by lowering the overall temperature while maintaining the temperature gradient, the temperature gradient must be exactly the same as the temperature gradient formed in the raw material melting step. However, it may be a temperature gradient in which the temperature increases from the bottom toward the top. However, since a more uniform sapphire single crystal can be obtained by moving the growth interface at a constant speed, the temperature gradient must be the same or nearly the same as the temperature gradient formed in the raw material melting step. preferable. Further, the temperature drop rate is not particularly limited, and can be arbitrarily selected according to the size of the crucible, for example.
そして、本実施形態のサファイア単結晶の製造方法においては、少なくとも降温ステップを開始した後に、降温ステップと平行して、上述の時計回り回転ステップと、反時計回り回転ステップとを交互に実施することができる。 And in the manufacturing method of the sapphire single crystal of this embodiment, after starting a temperature-falling step at least, in parallel with a temperature-falling step, performing the above-mentioned clockwise rotation step and a counterclockwise rotation step alternately. Can do.
なお、時計回り回転ステップとは、坩堝の中心軸と平行な軸を回転軸として、坩堝を時計回りに回転させるステップのことを、反時計回り回転ステップとは、坩堝の中心軸と平行な軸を回転軸として、坩堝を反時計回りに回転させるステップのことをいう。 The clockwise rotation step is a step of rotating the crucible clockwise with an axis parallel to the central axis of the crucible as a rotation axis. The counterclockwise rotation step is an axis parallel to the central axis of the crucible. This is a step of rotating the crucible counterclockwise with the rotation axis as a rotation axis.
時計回り回転ステップ、及び反時計回り回転ステップにおいて、坩堝を回転させる回転速度は特に限定されるものではなく、任意に選択することができる。例えば１ｒ．ｐ．ｍ．以上２０ｒ．ｐ．ｍ．以下とすることが好ましく、５ｒ．ｐ．ｍ．以上１０ｒ．ｐ．ｍ．以下とすることがより好ましい。 In the clockwise rotation step and the counterclockwise rotation step, the rotation speed for rotating the crucible is not particularly limited and can be arbitrarily selected. For example, 1r. p. m. 20r. p. m. The following is preferable: 5r. p. m. 10r. p. m. More preferably, it is as follows.
これは回転速度を１ｒ．ｐ．ｍ．以上とすることで、坩堝内の原料融液に対してより確実に十分な撹拌力を与えることができるためである。ただし、回転速度を早くしすぎると、坩堝の中心軸の位置と坩堝を回転させる回転軸の位置との関係によっては、原料融液内に局所的に乱流が生じる等して成長界面の凹凸の高低差（幅）が大きくなる場合もある。このため、回転速度は例えば２０ｒ．ｐ．ｍ．以下とすることが好ましい。 This reduces the rotational speed to 1r. p. m. It is because sufficient stirring force can be given more reliably with respect to the raw material melt in a crucible by setting it as the above. However, if the rotational speed is too high, the growth interface unevenness may occur due to local turbulence in the raw material melt depending on the relationship between the position of the center axis of the crucible and the position of the rotation axis that rotates the crucible. In some cases, the height difference (width) increases. For this reason, the rotation speed is, for example, 20 r. p. m. The following is preferable.
なお、時計回り回転ステップと、反時計回り回転ステップとで回転速度を変更することもできるが、制御の容易性から、時計回り回転ステップと反時計回り回転ステップとで回転速度が同じであることが好ましい。 Although the rotation speed can be changed between the clockwise rotation step and the counterclockwise rotation step, the rotation speed is the same between the clockwise rotation step and the counterclockwise rotation step for ease of control. Is preferred.
また、時計回り回転ステップにおける坩堝の回転角、及び反時計回り回転ステップにおける坩堝の回転角は、サファイア単結晶を育成する間に変化させることもできるが、サファイア単結晶を育成する１バッチの間、それぞれ一定であることが好ましい。 In addition, the rotation angle of the crucible in the clockwise rotation step and the rotation angle of the crucible in the counterclockwise rotation step can be changed while growing the sapphire single crystal, but during one batch of growing the sapphire single crystal. , Each is preferably constant.
そして、時計回り回転ステップにおける坩堝の回転角をω１、反時計回り回転ステップにおける坩堝の回転角をω２とした場合ω１、ω２＞１８０°、かつω１≠ω２であることが好ましい。このように、時計回り回転ステップにおける坩堝の回転角ω１と、反時計回り回転ステップにおける坩堝の回転角ω２とが異なることで、坩堝は反転位置が３６０／｜ω１−ω２｜周期で１回転することになる。 When the rotation angle of the crucible in the clockwise rotation step is ω1, and the rotation angle of the crucible in the counterclockwise rotation step is ω2, it is preferable that ω1, ω2> 180 °, and ω1 ≠ ω2. As described above, the rotation angle ω1 of the crucible in the clockwise rotation step and the rotation angle ω2 of the crucible in the counterclockwise rotation step are different, so that the crucible rotates one rotation at a 360 / | ω1-ω2 | cycle. It will be.
既述のように、坩堝を回転させる際に反転位置を少しづつずらすことで、ヒーター等により水平面内に温度分布が形成されたとしてもその影響を抑制することが可能になり、特に成長速度の成長界面内の均一性を向上させることができる。 As described above, when the crucible is rotated, the reversal position is shifted little by little, and even if a temperature distribution is formed in the horizontal plane by a heater or the like, it is possible to suppress the influence, and particularly the growth rate. The uniformity within the growth interface can be improved.
なお、ω１と、ω２はどちらが大きくても構わない。 Note that either ω1 or ω2 may be larger.
また、ω１と、ω２とが、３≦３６０°／｜ω１−ω２｜≦１２の関係式を満たすことが好ましく、６≦３６０°／｜ω１−ω２｜≦９の関係式を満たすことがより好ましい。 Moreover, it is preferable that ω1 and ω2 satisfy the relational expression of 3 ≦ 360 ° / | ω1−ω2 | ≦ 12, and more preferably satisfy the relational expression of 6 ≦ 360 ° / | ω1−ω2 | ≦ 9. preferable.
これは上記関係式が３以上の場合、時計回り回転ステップにおける坩堝の回転角と、反時計回り回転ステップにおける坩堝の回転角との差の絶対値が１２０°以下であることを意味している。この場合、坩堝を時計回りに回転している時間と、坩堝を反時計回りに回転している時間との差を短くすることができ、坩堝内の原料融液内に特に十分な乱流を生じさせることができ、成長界面をよりフラットな形状とすることができる。 This means that when the relational expression is 3 or more, the absolute value of the difference between the rotation angle of the crucible in the clockwise rotation step and the rotation angle of the crucible in the counterclockwise rotation step is 120 ° or less. . In this case, the difference between the time during which the crucible is rotated clockwise and the time during which the crucible is rotated counterclockwise can be shortened, and particularly sufficient turbulent flow is generated in the raw material melt in the crucible. The growth interface can be made flatter.
また、上記関係式が１２以下の場合、時計回り回転ステップにおける坩堝の回転角と、反時計回り回転ステップにおける坩堝の回転角との差の絶対値が３０°以上であることを意味している。この場合、坩堝を時計回りに回転している時間と、坩堝を反時計回りに回転している時間との差を十分に確保することができ、坩堝内の原料融液内に特に十分な乱流を生じさせることができ、成長界面をよりフラットな形状とすることができる。 When the above relational expression is 12 or less, it means that the absolute value of the difference between the rotation angle of the crucible in the clockwise rotation step and the rotation angle of the crucible in the counterclockwise rotation step is 30 ° or more. . In this case, it is possible to secure a sufficient difference between the time during which the crucible is rotated clockwise and the time during which the crucible is rotated counterclockwise. A flow can be generated, and the growth interface can be made flatter.
なお、時計回り回転ステップと、反時計回り回転ステップとは、既述のように少なくとも降温ステップを開始した後、降温ステップと平行して実施することが好ましい。ただし、降温ステップを開始する前から実施することもできる。具体的には例えば原料融解ステップ開始時、または原料融解ステップ開始後、降温ステップを開始する前の任意のタイミングで実施することもできる。 The clockwise rotation step and the counterclockwise rotation step are preferably performed in parallel with the temperature lowering step after at least the temperature lowering step is started as described above. However, it can also be carried out before starting the temperature lowering step. Specifically, for example, it can be carried out at an arbitrary timing at the start of the raw material melting step or after the start of the raw material melting step and before starting the temperature lowering step.
単結晶育成工程終了後は冷却工程を実施することができる。冷却工程においては、単結晶育成工程終了後、育成したサファイア単結晶を室温まで冷却することができる。 A cooling process can be implemented after completion of the single crystal growth process. In the cooling step, the grown sapphire single crystal can be cooled to room temperature after completion of the single crystal growth step.
なお、単結晶育成工程においては既述のように坩堝の底部側から上部側に向かって温度が高くなる温度勾配を形成し、該温度勾配を維持したまま、全体の温度を下げることによりサファイア単結晶を育成することができる。従って、坩堝の種結晶を配置した底部側から上部側に向かってサファイア単結晶が育成されることになる。このため、坩堝内に充填した原料（原料融液）の上端部の温度がサファイアの融点未満になった時を、単結晶育成工程の終了時とすることができる。 In the single crystal growth step, as described above, a temperature gradient is formed in which the temperature increases from the bottom side to the top side of the crucible, and the entire temperature is lowered while maintaining the temperature gradient, thereby reducing the sapphire unit. Crystals can be grown. Therefore, the sapphire single crystal is grown from the bottom side where the seed crystal of the crucible is arranged to the upper side. For this reason, the time when the temperature of the upper end portion of the raw material (raw material melt) filled in the crucible becomes lower than the melting point of sapphire can be regarded as the end of the single crystal growth step.
冷却工程における条件は特に限定されるものではないが、急激に冷却すると育成したサファイア単結晶にクラック等を生じる恐れがあるため、予め実施した予備試験での条件に従い、ヒーターの出力を制御して冷却速度を調整することが好ましい。 The conditions in the cooling process are not particularly limited, but there is a risk of cracks and the like in the grown sapphire single crystal when rapidly cooled, so the output of the heater is controlled according to the conditions in the preliminary test conducted in advance. It is preferable to adjust the cooling rate.
なお、上述の単結晶育成工程においては坩堝周辺を不活性雰囲気、または真空雰囲気とすることが好ましい。例えばアルゴン雰囲気とすることができる。そして、単結晶育成工程後についてもチャンバー内の温度が十分に下がるまでは単結晶育成工程と同様に不活性雰囲気、または真空雰囲気とすることが好ましい。特に、冷却工程を終えるまでは不活性雰囲気、または真空雰囲気とすることがより好ましい。上述のように図５に示したサファイア単結晶製造装置を用いる場合、チャンバー５１内を所望の雰囲気に制御することで、坩堝周辺の雰囲気を制御することができる。 Note that in the above-described single crystal growing step, it is preferable that the periphery of the crucible be an inert atmosphere or a vacuum atmosphere. For example, an argon atmosphere can be used. And also after a single crystal growth process, it is preferable to set it as an inert atmosphere or a vacuum atmosphere like the single crystal growth process until the temperature in a chamber fully falls. In particular, an inert atmosphere or a vacuum atmosphere is more preferable until the cooling step is completed. When using the sapphire single crystal manufacturing apparatus shown in FIG. 5 as described above, the atmosphere around the crucible can be controlled by controlling the inside of the chamber 51 to a desired atmosphere.
冷却工程終了後は坩堝からサファイア単結晶を取り出し、用途に応じて所望の形状に加工することができ、必要に応じて任意の工程を実施することができる。 After completion of the cooling step, the sapphire single crystal can be taken out from the crucible and processed into a desired shape according to the application, and any step can be performed as necessary.
例えばサファイア単結晶基板（サファイアウエハー）とする場合には、サファイア単結晶を板状にスライスする切断工程や、サファイア単結晶基板の主平面や、端面を研磨する研磨工程等を実施することができる。 For example, in the case of a sapphire single crystal substrate (sapphire wafer), a cutting step for slicing the sapphire single crystal into a plate shape, a polishing step for polishing the main plane and end face of the sapphire single crystal substrate, and the like can be performed. .
本実施形態のサファイア単結晶の製造方法によれば、製造されるサファイア単結晶中の成長界面の形状を、従来のサファイア単結晶製造装置により製造されるサファイア単結晶中の成長界面の形状よりもフラットな形状とすることができる。 According to the method for manufacturing a sapphire single crystal of the present embodiment, the shape of the growth interface in the manufactured sapphire single crystal is more than the shape of the growth interface in the sapphire single crystal manufactured by the conventional sapphire single crystal manufacturing apparatus. It can be made into a flat shape.
なお、本実施形態のサファイア単結晶の製造方法により製造されるサファイア単結晶においても、結晶育成時に坩堝と対向する外周部近傍の領域であって、成長界面の形状が外周部側から中央部側に向かって若干盛り上がった形状となる外周部側領域を含む場合がある。これは、外周部側領域はヒーターに近く他の部分よりも温度が上昇しやすく、完全に温度勾配の発生を除去することは困難であるためである。このため、本実施形態のサファイア単結晶製造装置により得られるサファイア単結晶は、係る外周部側領域を除いた範囲内で成長界面がよりフラットな形状となることが好ましい。 Note that the sapphire single crystal manufactured by the method for manufacturing a sapphire single crystal of the present embodiment is also a region near the outer periphery facing the crucible during crystal growth, and the shape of the growth interface changes from the outer periphery to the center. There may be a case where an outer peripheral portion side region having a slightly raised shape toward is included. This is because the outer peripheral region is close to the heater and the temperature is likely to rise more than other portions, and it is difficult to completely eliminate the occurrence of the temperature gradient. For this reason, it is preferable that the sapphire single crystal obtained by the sapphire single crystal manufacturing apparatus of the present embodiment has a flattened growth interface within a range excluding the outer peripheral side region.
上記外周部側領域を除いた領域における成長界面の平坦程度は特に限定されるものではないが、例えば成長界面の成長方向における高低差が２０ｍｍ未満であることが好ましく、１９ｍｍ以下であることがより好ましく、５ｍｍ以下であることがさらに好ましい。 The flatness of the growth interface in the region excluding the outer peripheral region is not particularly limited. For example, the height difference in the growth direction of the growth interface is preferably less than 20 mm, more preferably 19 mm or less. Preferably, it is 5 mm or less.
また、上述した外周部側領域の幅は特に限定されるものではないが、その幅を十分に狭くして、成長界面の形状がよりフラットに近いことが好ましい。このため、外周部側領域の幅は例えば１５ｍｍ未満であることが好ましく、１０ｍｍ以下であることがより好ましい。 Further, the width of the outer peripheral side region described above is not particularly limited, but it is preferable that the width is sufficiently narrow and the shape of the growth interface is closer to flat. For this reason, it is preferable that the width | variety of an outer peripheral part side area | region is less than 15 mm, for example, and it is more preferable that it is 10 mm or less.
以上に説明した本実施形態のサファイア単結晶の製造方法によれば、単結晶育成工程の、少なくとも降温ステップを実施する際に、時計回り回転ステップと、反時計回り回転ステップとを交互に実施することで原料融液内に乱流を発生させながら撹拌することができる。このため、サファイア単結晶の育成初期から末期までより平坦な成長界面を実現することができる。 According to the sapphire single crystal manufacturing method of the present embodiment described above, the clockwise rotation step and the counterclockwise rotation step are alternately performed when performing at least the temperature lowering step of the single crystal growth step. Thus, stirring can be performed while generating turbulent flow in the raw material melt. For this reason, a flatr growth interface can be realized from the initial growth stage to the final growth stage of the sapphire single crystal.
さらに、サファイア単結晶の育成時、原料融液を上述のように撹拌することができるため、成長界面に吐き出されたボイドを速やかに取り除くことが可能となるので、ボイド不良を低減させることができる。このためサファイア単結晶を効率的に高収率で製造できる。 Furthermore, since the raw material melt can be stirred as described above when growing the sapphire single crystal, voids discharged to the growth interface can be quickly removed, and void defects can be reduced. . For this reason, a sapphire single crystal can be efficiently manufactured with a high yield.
さらに、従来法よりも育成結晶の成長速度を大きくすることが可能となり生産性を向上させることが可能となる。 Furthermore, the growth rate of the grown crystal can be increased as compared with the conventional method, and the productivity can be improved.
以下に具体的な実施例、比較例を挙げて説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。 Specific examples and comparative examples will be described below, but the present invention is not limited to these examples.
ここでまず、以下の実施例および比較例において育成したサファイア単結晶の評価方法について説明する。
（Ｘ線トポグラフ法による結晶性の評価）
Ｘ線トポグラフ像撮影は、大試料ラングカメラ（株式会社リガク製、ＬＧＬ−８）を用いて行い、得られたＸ線トポグラフ像から結晶性の評価を行った。
Here, first, an evaluation method of a sapphire single crystal grown in the following examples and comparative examples will be described.
(Evaluation of crystallinity by X-ray topograph method)
X-ray topographic image photography was performed using a large sample Lang camera (manufactured by Rigaku Corporation, LGL-8), and crystallinity was evaluated from the obtained X-ray topographic image.
次に各実施例、比較例におけるサファイア単結晶の育成条件、および評価結果について説明する。
［実施例１］
本実施例では、以下の構成を有するサファイア単結晶製造装置を用いてサファイア単結晶を製造し、その評価を行った。
Next, the growth conditions and evaluation results of sapphire single crystals in each example and comparative example will be described.
[Example 1]
In this example, a sapphire single crystal was manufactured using a sapphire single crystal manufacturing apparatus having the following configuration and evaluated.
本実施例では図５に示した構成を有するサファイア単結晶製造装置５０を用いた。 In this example, a sapphire single crystal manufacturing apparatus 50 having the configuration shown in FIG. 5 was used.
サファイア単結晶製造装置５０は、チャンバー５１の内壁に沿って断熱材５２が配置され、断熱材５２で囲まれた内部空間に坩堝５４が配置されている。 In the sapphire single crystal manufacturing apparatus 50, a heat insulating material 52 is disposed along the inner wall of the chamber 51, and a crucible 54 is disposed in an internal space surrounded by the heat insulating material 52.
坩堝５４としては、内径１５０ｍｍφ、内高５００ｍｍのＷ（タングステン）製坩堝を用いた。 As the crucible 54, a W (tungsten) crucible having an inner diameter of 150 mmφ and an inner height of 500 mm was used.
ヒーター５３は、高さ方向に分割された３つの領域ごとに温度勾配、及び温度を制御できるように構成された３ゾーン・ヒーターを用いた。ヒーター５３及び断熱材５２の材質はカーボンとした。 As the heater 53, a three-zone heater configured to control the temperature gradient and temperature for each of the three regions divided in the height direction was used. The material of the heater 53 and the heat insulating material 52 was carbon.
そして、坩堝５４の下部には、坩堝５４を支持する坩堝台５５２、及び坩堝台５５２に接続された坩堝軸５５１とを含む坩堝支持部５５が配置されている。そして、モーター部５９１と、ベルト５９２とを有する回転機構５９が設けられ、坩堝軸５５１と、回転機構５９のモーター部５９１とがベルト５９２により接続され、モーター部５９１の回転を伝達できるように構成されている。また、モーター部５９１は制御手段６０からの指令により坩堝支持部５５上に配置された坩堝５４を坩堝５４の中心軸と平行な軸を回転軸として時計回りと、反時計回りとに交互に回転できるように構成されている。 A crucible support portion 55 including a crucible base 552 that supports the crucible 54 and a crucible shaft 551 connected to the crucible base 552 is disposed below the crucible 54. A rotation mechanism 59 having a motor portion 591 and a belt 592 is provided, and the crucible shaft 551 and the motor portion 591 of the rotation mechanism 59 are connected by the belt 592 so that the rotation of the motor portion 591 can be transmitted. Has been. In addition, the motor unit 591 rotates the crucible 54 disposed on the crucible support unit 55 alternately clockwise and counterclockwise about an axis parallel to the central axis of the crucible 54 according to a command from the control means 60. It is configured to be able to.
サファイア単結晶製造装置内の温度測定は、図５に示すように装置中心軸上の上下方向から上部側温度測定手段５７、及び底部側温度測定手段５６を用いて行った。各温度測定手段としては二色放射温度計を用いた。なお、上部側温度測定手段５７は、チャンバー５１等に形成された貫通孔、及び観察窓５８を介して観察できるように構成した。また、底部側温度測定手段５６は、坩堝台５５２、及び坩堝軸５５１に形成された貫通孔、及び観察窓５５３を介して観察するように構成した。 The temperature measurement in the sapphire single crystal manufacturing apparatus was performed using the upper side temperature measuring means 57 and the bottom side temperature measuring means 56 from the vertical direction on the center axis of the apparatus as shown in FIG. A two-color radiation thermometer was used as each temperature measuring means. The upper temperature measuring means 57 is configured to allow observation through a through hole formed in the chamber 51 or the like and an observation window 58. Further, the bottom side temperature measuring means 56 is configured to observe through the crucible base 552, the through-hole formed in the crucible shaft 551, and the observation window 553.
また、チャンバー５１内を所定の雰囲気とするため、図示しないガス供給手段、及びガス排気手段を有している。 Moreover, in order to make the inside of the chamber 51 into a predetermined atmosphere, it has a gas supply means and a gas exhaust means (not shown).
次に、本実施例におけるサファイア単結晶の製造方法について説明する。 Next, the manufacturing method of the sapphire single crystal in a present Example is demonstrated.
まず、坩堝５４の底部に種結晶５４１を配置した。種結晶５４１としては、直径１５０ｍｍφ、厚さ４０ｍｍのサファイア単結晶円板を用いた。種結晶円板の面方位（育成方位）はｃ面であった。 First, a seed crystal 541 was placed at the bottom of the crucible 54. As the seed crystal 541, a sapphire single crystal disk having a diameter of 150 mmφ and a thickness of 40 mm was used. The plane orientation (growth orientation) of the seed crystal disk was c-plane.
次いで、坩堝５４内の種結晶５４１上にサファイア単結晶の原料として、酸化アルミニウム多結晶体粒子を２５ｋｇチャージした。 Next, 25 kg of aluminum oxide polycrystal particles were charged on the seed crystal 541 in the crucible 54 as a raw material for a sapphire single crystal.
次に、単結晶育成工程を開始した。 Next, the single crystal growing process was started.
具体的にはまず、サファイア単結晶製造装置のチャンバー５１を密閉し、チャンバー５１内をＡｒガスで置換した後に昇温を開始して、原料融解ステップを開始した。 Specifically, first, the chamber 51 of the sapphire single crystal manufacturing apparatus was sealed, the inside of the chamber 51 was replaced with Ar gas, the temperature was raised, and the raw material melting step was started.
昇温時に、上部側温度測定手段５７、及び底部側温度測定手段５６による測定値を基に、３ゾーン・ヒーターの出力比を調節し、坩堝底部から上部に向かって、平均５℃／ｃｍの勾配で温度が高くなる温度分布を形成した。 When the temperature is raised, the output ratio of the three-zone heater is adjusted based on the measured values by the upper side temperature measuring means 57 and the bottom side temperature measuring means 56, and an average of 5 ° C./cm from the bottom of the crucible toward the top. A temperature distribution was formed in which the temperature increased with the gradient.
そして、上記温度分布を形成後、時計回り回転ステップと、反時計回り回転ステップとを交互に実施した。 And after forming the said temperature distribution, the clockwise rotation step and the counterclockwise rotation step were implemented alternately.
時計回り回転ステップでは１回のステップで、坩堝５４をサファイア単結晶製造装置５０の上部側から見て時計回りに、回転速度が１ｒ．ｐ．ｍ．、回転角ω１が３６０°となるように回転させた。 In the clockwise rotation step, the crucible 54 is viewed clockwise from the upper side of the sapphire single crystal manufacturing apparatus 50, and the rotation speed is 1 r. p. m. The rotation angle ω1 was rotated to 360 °.
また反時計回り回転ステップでは１回のステップで、坩堝５４をサファイア単結晶製造装置５０の上部側から見て反時計回りに、回転速度が１ｒ．ｐ．ｍ．、回転角ω２が４２０°となるように回転させた。 In the counterclockwise rotation step, the crucible 54 is viewed in the counterclockwise direction when viewed from the upper side of the sapphire single crystal manufacturing apparatus 50, and the rotation speed is 1 r. p. m. The rotation angle ω2 was rotated to 420 °.
なお、時計回り回転ステップ、及び反時計回り回転ステップは、後述する冷却工程を終えるまで交互に継続して実施した。 In addition, the clockwise rotation step and the counterclockwise rotation step were alternately and continuously performed until the cooling process described later was completed.
さらにその後、底部側温度測定手段５６の測定値に基づいてヒーター５３の出力合計値を調整し、種結晶５４１の上端部を５ｍｍ程融解させてシーディングを行った。なお、ここでの種結晶５４１の上端部の融解量は、予め融解試験を行い作成しておいて、温度勾配、及び底部側温度測定手段５６の測定値と、種結晶の融解量との関係式を用いて算出した推定値である。 Further, the total output value of the heater 53 was adjusted based on the measured value of the bottom side temperature measuring means 56, and the upper end of the seed crystal 541 was melted by about 5 mm to perform seeding. Here, the melting amount of the upper end portion of the seed crystal 541 is created by performing a melting test in advance, and the relationship between the temperature gradient and the measured value of the bottom side temperature measuring means 56 and the melting amount of the seed crystal. This is an estimated value calculated using an equation.
種結晶５４１の上端部を５ｍｍ程融解させたシーディング温度で３０分間放置した後に、ヒーター出力を全体的に徐々に降下させる降温ステップを開始し、結晶育成を行った。 After allowing the seed crystal 541 to stand at a seeding temperature in which the upper end of the seed crystal 541 was melted by about 5 mm for 30 minutes, a temperature lowering step for gradually decreasing the heater output as a whole was started, and crystal growth was performed.
降温ステップにおいてはサファイア単結晶を育成する際のサファイア単結晶の成長界面の形状を視覚化するため降温速度を周期的に変化させて実施した。降温ステップにおける降温速度について図８を用いて説明する。 In the temperature decreasing step, the temperature decreasing rate was periodically changed in order to visualize the shape of the growth interface of the sapphire single crystal when growing the sapphire single crystal. The temperature decrease rate in the temperature decrease step will be described with reference to FIG.
図８のうち、下側のグラフが降温ステップ開始後の時間に対する降温速度の変化を示している。また、図８のうち上側の図は下側のグラフに従って降温ステップを実施した場合に得られるサファイア単結晶の中心軸を通る面、すなわち成長方向と平行な面での断面図を模式的に示したものである。図８の上図のうち図中右側端部８１Ａが坩堝の上部側、図中左側端部８１Ｂが坩堝の底部側を示しており、図中右側が成長方向を示している。 In FIG. 8, the lower graph shows the change in the cooling rate with respect to the time after the start of the cooling step. The upper diagram in FIG. 8 schematically shows a cross-sectional view of a plane passing through the central axis of the sapphire single crystal obtained when the temperature lowering step is performed according to the lower graph, that is, a plane parallel to the growth direction. It is a thing. In the upper diagram of FIG. 8, the right end 81A in the drawing shows the upper side of the crucible, the left end 81B in the drawing shows the bottom of the crucible, and the right side in the drawing shows the growth direction.
図８下図に示したように、降温ステップ開始後は、炉内温度の降温速度が２．５℃／Ｈとなるように、ヒーター出力の降温速度を調整した（通常育成期間）。上記降温速度とした場合の成長界面の前進速度（成長速度）は５ｍｍ／Ｈとなっている。 As shown in the lower diagram of FIG. 8, after starting the temperature lowering step, the temperature decrease rate of the heater output was adjusted so that the temperature decrease rate of the furnace temperature was 2.5 ° C./H (normal growth period). The forward speed (growth speed) of the growth interface when the temperature lowering speed is set is 5 mm / H.
そして、降温ステップ開始後１０時間経過した時間ｔ１において、降温速度を５℃／Ｈとし、時間ｔ２まで３０分間５℃／Ｈの降温速度で冷却した（高速育成期間）。そして、時間ｔ２において再び降温速度を２．５℃／Ｈに戻した。 Then, at time t1 when 10 hours have elapsed since the start of the temperature lowering step, the temperature decreasing rate was set to 5 ° C./H, and cooling was performed at a temperature decreasing rate of 5 ° C./H for 30 minutes until the time t2 (high-speed growth period). And at time t2, the temperature drop rate was returned to 2.5 ° C./H again.
降温速度を２．５℃／Ｈに戻した後、図８に示すように、降温速度を２．５℃／Ｈとして１０時間（時間Ｔ）サファイア単結晶を育成する通常育成期間と、降温速度を５℃／Ｈとして３０分間サファイア単結晶を育成する高速育成期間と、を交互に繰り返し実施した。 After returning the temperature drop rate to 2.5 ° C./H, as shown in FIG. 8, a normal growth period for growing a sapphire single crystal for 10 hours (time T) at a temperature drop rate of 2.5 ° C./H, and the temperature drop rate And a high-speed growth period for growing a sapphire single crystal for 30 minutes at 5 ° C./H.
ここで、図８の上図は上述のように、図８の下側に示した降温速度の変化に対応して降温ステップを実施した場合に得られるサファイア単結晶の断面図を模式的に示したものである。 Here, the upper diagram of FIG. 8 schematically shows a cross-sectional view of the sapphire single crystal obtained when the temperature lowering step is performed in accordance with the temperature decrease rate change shown in the lower side of FIG. 8 as described above. It is a thing.
降温速度を５℃／Ｈと速くした高速育成期間は、通常育成期間と比較してボイドの取り込み量が多くなっており高ボイド密度部８２ａ〜８２ｄを形成し、通常育成期間内に育成した低ボイド密度部８１と識別することができる。そして、高速育成期間に育成した高ボイド密度部８２ａ〜８２ｄの形状は育成時の成長界面の形状を反映していると考えられるから、係る高ボイド密度部８２ａ〜８２ｄの形状を育成時の成長界面の形状とすることができる。 In the high-speed growth period in which the temperature lowering rate is increased to 5 ° C./H, the amount of voids taken in is higher than that in the normal growth period, and high void density portions 82a to 82d are formed, and the low growth period is increased within the normal growth period. The void density portion 81 can be identified. And since it is thought that the shape of the high void density part 82a-82d grown in the high-speed growth period reflects the shape of the growth interface at the time of the growth, the shape of the high void density part 82a-82d is grown at the time of the growth. The shape of the interface can be obtained.
以上のように降温ステップでは降温速度を周期的に変化させながら、原料全体が結晶化するまで温度降下を行った。そして、上部側温度測定手段により測定された温度がサファイアの融点未満になった時点で単結晶育成工程が終了したと判断した。 As described above, in the temperature lowering step, the temperature was decreased while the temperature decreasing rate was periodically changed until the entire raw material was crystallized. And it was judged that the single crystal growth process was complete | finished when the temperature measured by the upper side temperature measurement means became less than melting | fusing point of sapphire.
単結晶育成工程が終了したと判断した直後から、冷却工程を開始した。 Immediately after it was determined that the single crystal growth process was completed, the cooling process was started.
具体的には、上部側温度測定手段と、底部側温度測定手段の温度差が３℃以下となるようにヒーターの出力を調整した後に、炉内温度が約１００℃／ｈの速度で降温するようにヒーターの出力を下げ、炉内を室温まで冷却し結晶を取出した。 Specifically, after adjusting the output of the heater so that the temperature difference between the upper side temperature measuring means and the bottom side temperature measuring means is 3 ° C. or less, the temperature in the furnace is lowered at a rate of about 100 ° C./h. Thus, the output of the heater was lowered, the inside of the furnace was cooled to room temperature, and the crystals were taken out.
坩堝から結晶を取出したところ、得られた結晶は種結晶部を除いた育成部の長さが約３１０ｍｍで、６インチφ結晶であることが確認できた。得られた結晶には、種結晶表面から５０ｍｍ毎に高ボイド密度部が観察された。 When the crystal was taken out from the crucible, it was confirmed that the obtained crystal was a 6-inch φ crystal with the length of the growth part excluding the seed crystal part being about 310 mm. In the obtained crystal, a high void density portion was observed every 50 mm from the seed crystal surface.
得られた結晶の一部について、成長方向と平行な面で切断した試料（縦切り試料）を切り出し、ボイド分布形状の観察から成長界面形状を推定した。 About a part of the obtained crystal, a sample (longitudinal sample) cut along a plane parallel to the growth direction was cut out, and the growth interface shape was estimated from observation of the void distribution shape.
図９に得られた縦切り試料の観察図を模式的に示す。図９中、高ボイド密度部９１ａ〜９１ｃの形状は既述のように成長界面の形状とすることができる。そして、図９に示すように高ボイド密度部９１ａ〜９１ｃの形状は結晶外周部から結晶中央部に向かって１０ｍｍ程度の外周部側領域９２については外周部側から中央部側に向かって若干盛り上がっていること（このような形状を以下「ダレ」とも記載する）が確認された。しかし、育成初期から末期まで成長界面の形状はほぼフラット形状であることを確認できた。特に上記外周部側領域９２を除いた成長界面の成長方向の高低差はいずれも６ｍｍ以下であることが確認できた。 FIG. 9 schematically shows an observation view of the obtained longitudinally cut sample. In FIG. 9, the shape of the high void density portions 91a to 91c can be the shape of the growth interface as described above. As shown in FIG. 9, the shape of the high void density portions 91a to 91c is slightly raised from the outer peripheral side to the central side in the outer peripheral side region 92 of about 10 mm from the outer peripheral portion of the crystal toward the central portion of the crystal. (This shape is also referred to as “sag” hereinafter). However, it was confirmed that the shape of the growth interface was almost flat from the initial stage to the final stage. In particular, it was confirmed that the height difference in the growth direction of the growth interface excluding the outer peripheral side region 92 was 6 mm or less.
同じ条件で上記１回を含めて合計１０回サファイア単結晶の製造を実施したところ、残りの９回についても成長界面の形状が上述の場合と同様にほぼフラットな形状を有するサファイア単結晶を得られていることが確認できた。 When the sapphire single crystal was manufactured 10 times in total under the same conditions including the above, the sapphire single crystal having a substantially flat shape was obtained for the remaining 9 times as in the case described above. It was confirmed that
次に、１回目に作製したサファイア単結晶の残りの結晶塊の高ボイド密度部を除いた領域から結晶の中心軸と垂直に、すなわち成長方向と垂直にサファイア単結晶を切断し、横切り試料を切り出した。そして上記縦切り試料、及び横切り試料についてＸ線トポグラフ法による結晶性評価を行った。その結果、縦切り試料、横切り試料どちらにおいても育成初期から末期までリネージの生成は見られず、育成結晶はリネージ・フリーの高品質結晶であることが確認できた。
［実施例２］
時計回り回転ステップ、及び反時計回り回転ステップにおける坩堝の回転速度をいずれも５ｒ．ｐ．ｍ．とした点以外は、実施例１と全く同様の条件でサファイア単結晶を製造した。結晶成長を行った。
Next, the sapphire single crystal is cut perpendicularly to the central axis of the crystal, that is, perpendicular to the growth direction, from the region excluding the high void density portion of the remaining crystal mass of the sapphire single crystal prepared at the first time, Cut out. And the crystallinity evaluation by the X-ray topograph method was performed about the said longitudinally cut sample and the transversely cut sample. As a result, no lineage was generated from the initial growth stage to the final growth stage in either the longitudinally cut sample or the transversely cut sample, and it was confirmed that the grown crystal was a lineage-free high-quality crystal.
[Example 2]
The rotational speed of the crucible in the clockwise rotation step and the counterclockwise rotation step is 5 r. p. m. A sapphire single crystal was produced under exactly the same conditions as in Example 1 except that. Crystal growth was performed.
冷却工程終了後に、炉内から結晶を取り出し、実施例１と同様の方法で成長界面形状、結晶性の評価を行った。 After the cooling step, the crystal was taken out from the furnace, and the growth interface shape and crystallinity were evaluated in the same manner as in Example 1.
図１０に得られた縦切り試料の観察図を模式的に示す。図１０中、高ボイド密度部１０１ａ〜１０１ｃの形状は既述のように成長界面の形状とすることができる。そして、図１０に示すように高ボイド密度部１０１ａ〜１０１ｃの形状は結晶外周部から結晶中央部に向かって５ｍｍ程度の外周部側領域１０２については外周部側から中央側に向かって若干盛り上がったダレが確認された。しかし、育成初期から末期まで成長界面の形状はほぼフラット形状であることを確認できた。特に上記外周部側領域１０２を除いた成長界面の成長方向の高低差はいずれも３ｍｍ以下であることが確認できた。 FIG. 10 schematically shows an observation view of the obtained longitudinally cut sample. In FIG. 10, the shape of the high void density portions 101a to 101c can be the shape of the growth interface as described above. As shown in FIG. 10, the shape of the high void density portions 101a to 101c slightly rises from the outer peripheral side to the central side in the outer peripheral side region 102 of about 5 mm from the outer peripheral portion of the crystal toward the central portion of the crystal. Sagging was confirmed. However, it was confirmed that the shape of the growth interface was almost flat from the initial stage to the final stage. In particular, it was confirmed that the height difference in the growth direction of the growth interface excluding the outer peripheral region 102 was 3 mm or less.
同じ条件で上記１回を含めて合計１０回サファイア単結晶の製造を実施したところ、残りの９回についても成長界面の形状が上述の場合と同様にほぼフラットな形状を有するサファイア単結晶を得られていることが確認できた。 When the sapphire single crystal was manufactured 10 times in total under the same conditions including the above, the sapphire single crystal having a substantially flat shape was obtained for the remaining 9 times as in the case described above. It was confirmed that
次に、１回目に作製したサファイア単結晶から実施例１と同様に横切り試料を作製し、縦切り試料、及び横切り試料についてＸ線トポグラフ法による結晶性評価を行った。そして、縦切り試料、横切り試料どちらにおいても育成初期から末期までリネージの生成は見られず、育成結晶はリネージ・フリーの高品質結晶であることが確認できた。
［実施例３］
時計回り回転ステップ、及び反時計回り回転ステップにおける坩堝の回転速度をいずれも２０ｒ．ｐ．ｍ．とした以外は、実施例１と全く同様の条件で結晶成長を行った。
Next, a transverse sample was produced from the first sapphire single crystal produced in the same manner as in Example 1, and the crystallinity of the longitudinally cut sample and the transverse sample was evaluated by X-ray topography. No lineage was generated from the initial growth stage to the final growth stage in either the longitudinally cut sample or the transversely cut sample, and it was confirmed that the grown crystal was a lineage-free high-quality crystal.
[Example 3]
Both the rotational speed of the crucible in the clockwise rotation step and the counterclockwise rotation step is 20 r. p. m. Except that, crystal growth was performed under the same conditions as in Example 1.
冷却工程終了後に、炉内から結晶を取り出し、実施例１と同様の方法で成長界面形状、結晶性の評価を行った。 After the cooling step, the crystal was taken out from the furnace, and the growth interface shape and crystallinity were evaluated in the same manner as in Example 1.
図１１に得られた縦切り試料の観察図を模式的に示す。図１１中、高ボイド密度部１１１ａ〜１１１ｃの形状は既述のように成長界面の形状とすることができる。そして、図１１に示すように高ボイド密度部１１１ａ〜１１１ｃの形状は結晶中央部よりも半径方向でみて約１／２となる位置、例えば位置１１３が僅かに（２ｍｍ程度）低くなっていることが確認された。また、結晶外周部から結晶中央部に向かって３ｍｍ程度の外周部側領域１１２については外周部側から中央部側に向かって若干盛り上がったダレが確認された。しかし、上述のように外周部側領域１１２を除いた領域において成長界面の成長方向の高低差は８ｍｍ程度であり、育成初期から末期まで成長界面の形状はほぼフラット形状であることを確認できた。 FIG. 11 schematically shows an observation view of the obtained longitudinally cut sample. In FIG. 11, the shape of the high void density portions 111a to 111c can be the shape of the growth interface as described above. As shown in FIG. 11, the shape of the high void density portions 111a to 111c is about a half lower than the center portion of the crystal in the radial direction, for example, the position 113 is slightly lower (about 2 mm). Was confirmed. Further, in the outer peripheral side region 112 of about 3 mm from the crystal outer peripheral part toward the crystal central part, sagging was slightly raised from the outer peripheral part side toward the central part side. However, as described above, in the region excluding the outer peripheral side region 112, the height difference in the growth direction of the growth interface was about 8 mm, and it was confirmed that the shape of the growth interface was almost flat from the initial stage of growth to the end stage. .
同じ条件で上記１回を含めて合計１０回サファイア単結晶の製造を実施したところ、残りの９回についても成長界面の形状が上述の場合と同様にほぼフラットな形状を有するサファイア単結晶を得られていることが確認できた。 When the sapphire single crystal was manufactured 10 times in total under the same conditions including the above, the sapphire single crystal having a substantially flat shape was obtained for the remaining 9 times as in the case described above. It was confirmed that
次に、１回目に作製したサファイア単結晶から実施例１と同様に横切り試料を作製し、縦切り試料、及び横切り試料についてＸ線トポグラフ法による結晶性評価を行った。そして、縦切り試料、横切り試料どちらにおいても育成初期から末期までリネージの生成は見られず、育成結晶はリネージ・フリーの高品質結晶であることが確認できた。
［実施例４］
時計回り回転ステップ、及び反時計回り回転ステップにおける坩堝の回転速度をいずれも５ｒ．ｐ．ｍ．とした点と、時計回り回転ステップにおける回転角ω１を３６０°、反時計回り回転ステップにおける回転角ω２を３９０°とした点以外は、実施例１と全く同様の条件で結晶成長を行った。
Next, a transverse sample was produced from the first sapphire single crystal produced in the same manner as in Example 1, and the crystallinity of the longitudinally cut sample and the transverse sample was evaluated by X-ray topography. No lineage was generated from the initial growth stage to the final growth stage in either the longitudinally cut sample or the transversely cut sample, and it was confirmed that the grown crystal was a lineage-free high-quality crystal.
[Example 4]
The rotational speed of the crucible in the clockwise rotation step and the counterclockwise rotation step is 5 r. p. m. Crystal growth was performed under the same conditions as in Example 1 except that the rotation angle ω1 in the clockwise rotation step was 360 ° and the rotation angle ω2 in the counterclockwise rotation step was 390 °.
冷却工程終了後に、炉内から結晶を取り出し、実施例１と同様の方法で成長界面形状、結晶性の評価を行った。 After the cooling step, the crystal was taken out from the furnace, and the growth interface shape and crystallinity were evaluated in the same manner as in Example 1.
成長界面形状は、図１０とほぼ同等で、結晶外周部から結晶中央部に向かって５ｍｍ程度の外周部側領域については外周部側から中央部側に向かって若干盛り上がっているダレが確認された。しかし、図１０の場合と同様に外周部側領域を除いた成長界面の成長方向の高低差はいずれも４ｍｍ以下であることが確認され、育成初期から末期まで成長界面の形状はほぼフラット形状であることを確認できた。 The growth interface shape was almost the same as in FIG. 10, and in the outer peripheral side region of about 5 mm from the outer peripheral part of the crystal toward the central part of the crystal, sagging was slightly raised from the outer peripheral part side to the central part side. . However, as in the case of FIG. 10, it is confirmed that the height difference in the growth direction of the growth interface excluding the outer peripheral side region is 4 mm or less, and the shape of the growth interface is almost flat from the initial growth stage to the final stage. I was able to confirm that there was.
同じ条件で上記１回を含めて合計１０回サファイア単結晶の製造を実施したところ、残りの９回についても成長界面の形状が上述の場合と同様にほぼフラットな形状を有するサファイア単結晶を得られていることが確認できた。 When the sapphire single crystal was manufactured 10 times in total under the same conditions including the above, the sapphire single crystal having a substantially flat shape was obtained for the remaining 9 times as in the case described above. It was confirmed that
次に、１回目に作製したサファイア単結晶から実施例１と同様に横切り試料を作製し、縦切り試料、及び横切り試料についてＸ線トポグラフ法による結晶性評価を行った。そして、縦切り試料、横切り試料どちらにおいても育成初期から末期までリネージの生成は見られず、育成結晶はリネージ・フリーの高品質結晶であることが確認できた。
［実施例５］
時計回り回転ステップ、及び反時計回り回転ステップにおける坩堝の回転速度をいずれも５ｒ．ｐ．ｍ．とした点と、時計回り回転ステップにおける回転角ω１を３６０°、反時計回り回転ステップにおける回転角ω２を４８０°とした点以外は、実施例１と全く同様の条件で結晶成長を行った。
Next, a transverse sample was produced from the first sapphire single crystal produced in the same manner as in Example 1, and the crystallinity of the longitudinally cut sample and the transverse sample was evaluated by X-ray topography. No lineage was generated from the initial growth stage to the final growth stage in either the longitudinally cut sample or the transversely cut sample, and it was confirmed that the grown crystal was a lineage-free high-quality crystal.
[Example 5]
The rotational speed of the crucible in the clockwise rotation step and the counterclockwise rotation step is 5 r. p. m. Crystal growth was performed under the same conditions as in Example 1 except that the rotation angle ω1 in the clockwise rotation step was 360 ° and the rotation angle ω2 in the counterclockwise rotation step was 480 °.
冷却工程終了後に、炉内から結晶を取り出し、実施例１と同様の方法で成長界面形状、結晶性の評価を行った。 After the cooling step, the crystal was taken out from the furnace, and the growth interface shape and crystallinity were evaluated in the same manner as in Example 1.
成長界面形状は、図１０とほぼ同等で、結晶外周部から結晶中央部に向かって５ｍｍ程度の外周部側領域については外周部側から中央部側に向かって若干盛り上がっているダレが確認された。しかし、図１０の場合と同様に外周部側領域を除いた成長界面の成長方向の高低差はいずれも４ｍｍ以下であることが確認され、育成初期から末期まで成長界面の形状はほぼフラット形状であることを確認できた。 The growth interface shape was almost the same as in FIG. 10, and in the outer peripheral side region of about 5 mm from the outer peripheral part of the crystal toward the central part of the crystal, sagging was slightly raised from the outer peripheral part side to the central part side. . However, as in the case of FIG. 10, it is confirmed that the height difference in the growth direction of the growth interface excluding the outer peripheral side region is 4 mm or less, and the shape of the growth interface is almost flat from the initial growth stage to the final stage. I was able to confirm that there was.
同じ条件で上記１回を含めて合計１０回サファイア単結晶の製造を実施したところ、残りの９回についても成長界面の形状が上述の場合と同様にほぼフラットな形状を有するサファイア単結晶を得られていることが確認できた。 When the sapphire single crystal was manufactured 10 times in total under the same conditions including the above, the sapphire single crystal having a substantially flat shape was obtained for the remaining 9 times as in the case described above. It was confirmed that
次に、１回目に作製したサファイア単結晶から実施例１と同様に横切り試料を作製し、縦切り試料、及び横切り試料についてＸ線トポグラフ法による結晶性評価を行った。そして、縦切り試料、横切り試料どちらにおいても育成初期から末期までリネージの生成は見られず、育成結晶はリネージ・フリーの高品質結晶であることが確認できた。
［実施例６］
時計回り回転ステップ、及び反時計回り回転ステップにおける坩堝の回転速度をいずれも０．５ｒ．ｐ．ｍ．とした点以外は、実施例１と全く同様の条件でサファイア単結晶を製造した。
Next, a transverse sample was produced from the first sapphire single crystal produced in the same manner as in Example 1, and the crystallinity of the longitudinally cut sample and the transverse sample was evaluated by X-ray topography. No lineage was generated from the initial growth stage to the final growth stage in either the longitudinally cut sample or the transversely cut sample, and it was confirmed that the grown crystal was a lineage-free high-quality crystal.
[Example 6]
Both the rotation speed of the crucible in the clockwise rotation step and the counterclockwise rotation step is 0.5 r. p. m. A sapphire single crystal was produced under exactly the same conditions as in Example 1 except that.
冷却工程終了後に、炉内から結晶を取り出し、実施例１と同様の方法で成長界面形状、結晶性の評価を行った。 After the cooling step, the crystal was taken out from the furnace, and the growth interface shape and crystallinity were evaluated in the same manner as in Example 1.
成長界面形状は、図９の場合とほぼ同等で、結晶外周部から結晶中央部に向かって１０ｍｍ程度の外周部側領域９２については外周部側から中央部側に向かって若干盛り上がっているダレが確認された。しかし、育成初期から末期まで成長界面の形状はほぼフラット形状であることを確認できた。 The growth interface shape is almost the same as that in FIG. 9, and in the outer peripheral side region 92 of about 10 mm from the outer peripheral part of the crystal toward the central part of the crystal, the sagging slightly raised from the outer peripheral part side to the central part side. confirmed. However, it was confirmed that the shape of the growth interface was almost flat from the initial stage to the final stage.
同じ条件で上記１回を含めて合計１０回サファイア単結晶の製造を実施したところ、１０回中、上記１回を含む６回は成長界面の形状が図９と同様にほぼフラットな形状を有するサファイア単結晶を得られていることが確認できた。すなわち、外周部側領域を除いた成長界面の成長方向の高低差はいずれも１５ｍｍ以下であることが確認された。 When the sapphire single crystal was manufactured 10 times in total under the same conditions including the above 1 time, the growth interface shape was almost flat like FIG. 9 in 6 out of 10 times. It was confirmed that a sapphire single crystal was obtained. That is, it was confirmed that the height difference in the growth direction of the growth interface excluding the outer peripheral region was 15 mm or less.
しかし、１０回中４回については成長界面が、図３を用いて説明した場合と同様に成長界面全体が上に凸となっており、中央部が周辺部に対して約１８ｍｍ程度高い位置になっていることが確認できた。すなわち外周部側領域を除いた成長界面の成長方向の高低差は１８ｍｍであることが確認された。また、結晶外周部から結晶中央部に向かって１０ｍｍ程度の外周部側領域については外周部側から中央部側に向かって若干盛り上がっているダレが確認された。 However, in 4 out of 10 times, the growth interface is convex upward as in the case described with reference to FIG. 3, and the central part is at a position about 18 mm higher than the peripheral part. It was confirmed that That is, it was confirmed that the height difference in the growth direction of the growth interface excluding the outer peripheral region was 18 mm. Further, in the outer peripheral side region of about 10 mm from the outer peripheral part of the crystal toward the central part of the crystal, a sagging slightly rising from the outer peripheral part side toward the central part side was confirmed.
これは回転速度が０．５ｒ．ｐ．ｍ．と小さかったため、回転軸となる坩堝軸５５１の位置と、坩堝５４の中心軸の位置によっては、坩堝５４内の原料融液中の乱流の流れが弱く、成長界面の高低差が若干大きくなったものと考えられる。 This is because the rotational speed is 0.5 r. p. m. Therefore, depending on the position of the crucible shaft 551 serving as the rotation axis and the position of the central axis of the crucible 54, the turbulent flow in the raw material melt in the crucible 54 is weak and the difference in height of the growth interface is slightly increased. It is thought that.
次に、１回目に作製したサファイア単結晶から実施例１と同様に横切り試料を作製し、縦切り試料、及び横切り試料についてＸ線トポグラフ法による結晶性評価を行った。そして、縦切り試料、横切り試料どちらにおいても育成初期から末期までリネージの生成は見られないことが確認できた。このことから、１回目に作製した成長界面がフラットになった場合の育成結晶はリネージ・フリーの高品質結晶であることが確認できた。
［実施例７］
時計回り回転ステップ、及び反時計回り回転ステップにおける坩堝の回転速度をいずれも２５ｒ．ｐ．ｍ．とした点以外は、実施例１と全く同様の条件でサファイア単結晶を製造した。
Next, a transverse sample was produced from the first sapphire single crystal produced in the same manner as in Example 1, and the crystallinity of the longitudinally cut sample and the transverse sample was evaluated by X-ray topography. It was confirmed that no lineage was produced from the initial growth stage to the final growth stage in either the longitudinally cut sample or the transversely cut sample. From this, it was confirmed that the grown crystal in the case where the first growth interface was flattened was a lineage-free high quality crystal.
[Example 7]
Both the rotational speed of the crucible in the clockwise rotation step and the counterclockwise rotation step is 25 r. p. m. A sapphire single crystal was produced under exactly the same conditions as in Example 1 except that.
冷却工程終了後に、炉内から結晶を取り出し、実施例１と同様の方法で成長界面形状、結晶性の評価を行った。 After the cooling step, the crystal was taken out from the furnace, and the growth interface shape and crystallinity were evaluated in the same manner as in Example 1.
成長界面形状は、図９の場合とほぼ同等で、結晶外周部から結晶中央部に向かって１０ｍｍ程度の外周部側領域９２については外周部側から中央部側に向かって若干盛り上がっているダレが確認された。しかし、育成初期から末期まで成長界面の形状はほぼフラット形状であることを確認できた。
同じ条件で上記１回を含めて合計１０回サファイア単結晶の製造を実施したところ、１０回中、上記１回を含む６回は成長界面の形状が図９と同様にほぼフラットな形状を有するサファイア単結晶を得られていることが確認できた。すなわち、外周部側領域を除いた成長界面の成長方向の高低差はいずれも５ｍｍ以下であることが確認された。
The growth interface shape is almost the same as that in FIG. 9, and in the outer peripheral side region 92 of about 10 mm from the outer peripheral part of the crystal toward the central part of the crystal, the sagging slightly raised from the outer peripheral part side to the central part side. confirmed. However, it was confirmed that the shape of the growth interface was almost flat from the initial stage to the final stage.
When the sapphire single crystal was manufactured 10 times in total under the same conditions including the above 1 time, the growth interface shape was almost flat like FIG. 9 in 6 out of 10 times. It was confirmed that a sapphire single crystal was obtained. That is, it was confirmed that the height difference in the growth direction of the growth interface excluding the outer peripheral region was 5 mm or less.
しかし１０回中４回については成長界面が図１２に示すようにＷ型形状となっていた。図１２に得られた縦切り試料の観察図を模式的に示す。 However, in 4 out of 10 times, the growth interface was W-shaped as shown in FIG. FIG. 12 schematically shows an observation view of the obtained longitudinally cut sample.
図１２中、高ボイド密度部１２１ａ〜１２１ｃの形状は既述のように成長界面の形状とすることができる。そして、図１２に示すように高ボイド密度部１２１ａ〜１２１ｃの形状は、結晶半径で約１／２にあたる付近が、結晶外周部、結晶中央部に対して約５ｍｍ程低くなったＷ型となった。また、結晶外周部から結晶中央部に向かって３ｍｍ程度の外周部側領域１２２については外周部側から中央部側に向かって若干盛り上がっているダレが確認された。すなわち外周部側領域１２２を除いた成長界面の成長方向の高低差は約５ｍｍであることが確認された。 In FIG. 12, the shape of the high void density portions 121a to 121c can be the growth interface shape as described above. Then, as shown in FIG. 12, the shape of the high void density portions 121a to 121c is a W type in which the vicinity corresponding to about 1/2 of the crystal radius is about 5 mm lower than the crystal outer peripheral portion and the crystal central portion. It was. Moreover, about the outer periphery side area | region 122 about 3 mm toward the crystal | crystallization center part from the crystal | crystallization outer peripheral part, the sagging slightly raised toward the center part side from the outer peripheral part side was confirmed. That is, it was confirmed that the height difference in the growth direction of the growth interface excluding the outer peripheral side region 122 was about 5 mm.
これは回転速度が２５ｒ．ｐ．ｍ．と速かったため、回転軸となる坩堝軸５５１の位置と、坩堝５４の中心軸の位置によっては、坩堝５４内の原料融液中の全体に十分な乱流を起こすことができず、成長界面の高低差が若干大きくなったものと考えられる。 This is because the rotational speed is 25 r. p. m. Therefore, depending on the position of the crucible shaft 551 serving as the rotation axis and the position of the central axis of the crucible 54, sufficient turbulent flow cannot be caused in the raw material melt in the crucible 54, and the growth interface It is thought that the difference in height is slightly larger.
次に、１回目に作製したサファイア単結晶から実施例１と同様に横切り試料を作製し、縦切り試料、及び横切り試料についてＸ線トポグラフ法による結晶性評価を行った。そして、縦切り試料、横切り試料どちらにおいても育成初期から末期までリネージの生成は見られないことが確認できた。このことから、１回目に作製した成長界面がフラットになった場合の育成結晶はリネージ・フリーの高品質結晶であることが確認できた。
［実施例８］
時計回り回転ステップ、及び反時計回り回転ステップにおける坩堝の回転速度をいずれも５ｒ．ｐ．ｍ．とした点と、時計回り回転ステップにおける回転角ω１を３６０°、反時計回り回転ステップにおける回転角ω２を３７５°とした点以外は、実施例１と全く同様の条件で結晶成長を行った。
Next, a transverse sample was produced from the first sapphire single crystal produced in the same manner as in Example 1, and the crystallinity of the longitudinally cut sample and the transverse sample was evaluated by X-ray topography. It was confirmed that no lineage was produced from the initial growth stage to the final growth stage in either the longitudinally cut sample or the transversely cut sample. From this, it was confirmed that the grown crystal in the case where the first growth interface was flattened was a lineage-free high quality crystal.
[Example 8]
The rotational speed of the crucible in the clockwise rotation step and the counterclockwise rotation step is 5 r. p. m. The crystal growth was performed under the same conditions as in Example 1 except that the rotation angle ω1 in the clockwise rotation step was 360 ° and the rotation angle ω2 in the counterclockwise rotation step was 375 °.
冷却工程終了後に、炉内から結晶を取り出し、実施例１と同様の方法で成長界面形状、結晶性の評価を行った。 After the cooling step, the crystal was taken out from the furnace, and the growth interface shape and crystallinity were evaluated in the same manner as in Example 1.
成長界面形状は、図９の場合とほぼ同等で、結晶外周部から結晶中央部に向かって１０ｍｍ程度の外周部側領域９２については外周部側から中央部側に向かって若干盛り上がっているダレが確認された。しかし、育成初期から末期まで成長界面の形状はほぼフラット形状であることを確認できた。すなわち、外周部側領域を除いた成長界面の成長方向の高低差はいずれも４ｍｍ以下であることが確認された。 The growth interface shape is almost the same as that in FIG. 9, and in the outer peripheral side region 92 of about 10 mm from the outer peripheral part of the crystal toward the central part of the crystal, the sagging slightly raised from the outer peripheral part side to the central part side. confirmed. However, it was confirmed that the shape of the growth interface was almost flat from the initial stage to the final stage. That is, it was confirmed that the height difference in the growth direction of the growth interface excluding the outer peripheral region was 4 mm or less.
同じ条件で上記１回を含めて合計１０回サファイア単結晶の製造を実施したところ、１０回中、上記１回を含む６回は成長界面の形状が図９と同様にほぼフラットな形状を有するサファイア単結晶を得られていることが確認できた。 When the sapphire single crystal was manufactured 10 times in total under the same conditions including the above 1 time, the growth interface shape was almost flat like FIG. 9 in 6 out of 10 times. It was confirmed that a sapphire single crystal was obtained.
しかし１０回中４回については成長界面が図１３に示すように一部傾斜した形状となっていた。図１３に得られた縦切り試料の観察図を模式的に示す。 However, the growth interface was partially inclined as shown in FIG. FIG. 13 schematically shows an observation view of the obtained longitudinally cut sample.
図１３中、高ボイド密度部１３１ａ〜１３１ｃは既述のように成長界面の形状とすることができる。そして、図１３に示すように高ボイド密度部１３１ａはほぼフラットな形状を有しているのに対して、高ボイド密度部１３１ｂ、１３１ｃについてはフラットであるものの、若干傾斜した形状を有することが確認できる。また、高ボイド密度部１３１ａ〜１３１ｃによってその幅にはばらつきがみられたが、いずれの高ボイド密度部においても結晶外周部から結晶中央部に向かって３ｍｍ〜１２ｍｍ程度の外周部側領域１３２に外周部側から中央側に向かって若干盛り上がったダレが確認された。 In FIG. 13, the high void density portions 131a to 131c can be formed in the shape of the growth interface as described above. As shown in FIG. 13, the high void density portion 131a has a substantially flat shape, whereas the high void density portions 131b and 131c are flat but have a slightly inclined shape. I can confirm. Further, although the width was varied by the high void density portions 131a to 131c, in any high void density portion, the outer peripheral side region 132 of about 3 mm to 12 mm from the crystal outer peripheral portion toward the crystal central portion was formed. A sagging slightly raised from the outer peripheral side toward the central side was confirmed.
なお、外周部側領域を除いた成長界面の成長方向の高低差は最大でも１５ｍｍであることが確認された。 It was confirmed that the height difference in the growth direction of the growth interface excluding the outer peripheral side region was 15 mm at the maximum.
これは、時計回り回転ステップと、反時計回り回転ステップとにおける坩堝の回転角との差が小さく、坩堝を時計回りに回転している時間と、反時計回りに回転している時間との差が十分ではなく、原料融液内に十分な乱流が生じない場合があったため考えられる。 This is because the difference between the rotation angle of the crucible in the clockwise rotation step and the counterclockwise rotation step is small, and the difference between the time during which the crucible is rotated clockwise and the time during which the crucible is rotated counterclockwise. This is probably because the turbulent flow was not sufficient in the raw material melt.
次に、１回目に作製したサファイア単結晶から実施例１と同様に横切り試料を作製し、縦切り試料、及び横切り試料についてＸ線トポグラフ法による結晶性評価を行った。そして、縦切り試料、横切り試料どちらにおいても育成初期から末期までリネージの生成は見られないことが確認できた。このことから、１回目に作製した成長界面がフラットになった場合の育成結晶はリネージ・フリーの高品質結晶であることが確認できた。
［実施例９］
時計回り回転ステップ、及び反時計回り回転ステップにおける坩堝の回転速度をいずれも５ｒ．ｐ．ｍ．とした点と、時計回り回転ステップにおける回転角ω１を３６０°、反時計回り回転ステップにおける回転角ω２を５００°とした点以外は、実施例１と全く同様の条件で結晶成長を行った。
Next, a transverse sample was produced from the first sapphire single crystal produced in the same manner as in Example 1, and the crystallinity of the longitudinally cut sample and the transverse sample was evaluated by X-ray topography. It was confirmed that no lineage was produced from the initial growth stage to the final growth stage in either the longitudinally cut sample or the transversely cut sample. From this, it was confirmed that the grown crystal in the case where the first growth interface was flattened was a lineage-free high quality crystal.
[Example 9]
The rotational speed of the crucible in the clockwise rotation step and the counterclockwise rotation step is 5 r. p. m. Crystal growth was performed under the same conditions as in Example 1 except that the rotation angle ω1 in the clockwise rotation step was 360 ° and the rotation angle ω2 in the counterclockwise rotation step was 500 °.
冷却工程終了後に、炉内から結晶を取り出し、実施例１と同様の方法で成長界面形状、結晶性の評価を行った。 After the cooling step, the crystal was taken out from the furnace, and the growth interface shape and crystallinity were evaluated in the same manner as in Example 1.
成長界面形状は、図９の場合とほぼ同等で、結晶外周部から結晶中央部に向かって１０ｍｍ程度の外周部側領域９２については外周部側から中央部側に向かって若干盛り上がっているダレが確認された。しかし、育成初期から末期まで成長界面の形状はほぼフラット形状であることを確認できた。すなわち、外周部側領域を除いた成長界面の成長方向の高低差はいずれも５ｍｍ以下であることが確認された。 The growth interface shape is almost the same as that in FIG. 9, and in the outer peripheral side region 92 of about 10 mm from the outer peripheral part of the crystal toward the central part of the crystal, the sagging slightly raised from the outer peripheral part side to the central part side. confirmed. However, it was confirmed that the shape of the growth interface was almost flat from the initial stage to the final stage. That is, it was confirmed that the height difference in the growth direction of the growth interface excluding the outer peripheral region was 5 mm or less.
同じ条件で上記１回を含めて合計１０回サファイア単結晶の製造を実施したところ、１０回中、上記１回を含む６回は成長界面の形状が実施例１と同様にほぼフラットな形状を有するサファイア単結晶を得られていることが確認できた。 When the sapphire single crystal was manufactured 10 times in total under the same conditions including the above 1 time, the shape of the growth interface in the 10 times including the 1 time was almost flat as in Example 1. It was confirmed that a sapphire single crystal was obtained.
しかし１０回中４回については成長界面が中央部が周辺部に対して約１０ｍｍ程度高い位置となった凸形状となることが確認できた。また、結晶外周部から結晶中央部に向かって１０ｍｍ程度の外周部側領域については外周部側から中央部側に向かって若干盛り上がっているダレが確認された。すなわち外周部側領域１２２を除いた成長界面の成長方向の高低差は約１０ｍｍであることが確認された。 However, in 4 out of 10 times, it was confirmed that the growth interface had a convex shape in which the central part was higher by about 10 mm than the peripheral part. Further, in the outer peripheral side region of about 10 mm from the outer peripheral part of the crystal toward the central part of the crystal, a sagging slightly rising from the outer peripheral part side toward the central part side was confirmed. That is, it was confirmed that the height difference in the growth direction of the growth interface excluding the outer peripheral side region 122 was about 10 mm.
これは、時計回り回転ステップと、反時計回り回転ステップとにおける坩堝の回転角との差が大きいため、坩堝を時計回りに回転している時間と、反時計回りに回転している時間との差が大きくなり、原料融液内に十分な乱流が生じない場合があったため考えられる。 This is because the difference between the rotation angle of the crucible in the clockwise rotation step and the counterclockwise rotation step is large, so the time for rotating the crucible clockwise and the time for rotating counterclockwise This is presumably because the difference became large and sufficient turbulent flow did not occur in the raw material melt.
次に、１回目に作製したサファイア単結晶から実施例１と同様に横切り試料を作製し、縦切り試料、及び横切り試料についてＸ線トポグラフ法による結晶性評価を行った。そして、縦切り試料、横切り試料どちらにおいても育成初期から末期までリネージの生成は見られないことが確認できた。このことから、１回目に作製した成長界面がフラットになった場合の育成結晶はリネージ・フリーの高品質結晶であることが確認できた。
［比較例１］
回転機構５９、及び制御手段６０を有さない、図１に示した従来のサファイア単結晶製造装置１０を用い、坩堝を回転させることなく単結晶育成工程、および冷却工程を実施した点以外は、実施例１と全く同様の条件で結晶成長を行った。
Next, a transverse sample was produced from the first sapphire single crystal produced in the same manner as in Example 1, and the crystallinity of the longitudinally cut sample and the transverse sample was evaluated by X-ray topography. It was confirmed that no lineage was produced from the initial growth stage to the final growth stage in either the longitudinally cut sample or the transversely cut sample. From this, it was confirmed that the grown crystal in the case where the first growth interface was flattened was a lineage-free high quality crystal.
[Comparative Example 1]
Except that the conventional sapphire single crystal manufacturing apparatus 10 shown in FIG. 1, which does not have the rotation mechanism 59 and the control means 60, performs the single crystal growth step and the cooling step without rotating the crucible, Crystal growth was performed under exactly the same conditions as in Example 1.
冷却工程終了後に、炉内から結晶を取り出し、実施例１と同様の方法で成長界面形状、結晶性の評価を行った。 After the cooling step, the crystal was taken out from the furnace, and the growth interface shape and crystallinity were evaluated in the same manner as in Example 1.
成長界面形状は、図３を用いて説明したように、中央部が周辺部に対して約２０ｍｍ程度高い位置となった凸形状であることが確認できた。また、結晶外周部から結晶中央部に向かって１５ｍｍ程度の領域については外周部側から中央部側に向かって若干盛り上がっているダレが確認された。すなわち、すなわち外周部側領域を除いた成長界面の成長方向の高低差は約２０ｍｍであることが確認され、成長界面の形状が大きく湾曲した形状であることが確認できた。 As described with reference to FIG. 3, it was confirmed that the growth interface shape was a convex shape in which the central portion was higher than the peripheral portion by about 20 mm. In addition, in a region of about 15 mm from the crystal outer peripheral portion toward the crystal central portion, a sagging slightly rising from the outer peripheral portion side toward the central portion side was confirmed. That is, the height difference in the growth direction of the growth interface excluding the outer peripheral region was confirmed to be about 20 mm, and it was confirmed that the shape of the growth interface was a curved shape.
同じ条件で上記１回を含めて合計１０回サファイア単結晶の製造を実施したところ、１０回中、上記１回を含む１０回とも成長界面の形状は上記の場合と同様になることが確認できた。 When the sapphire single crystal was manufactured 10 times in total under the same conditions including the above 1 time, it was confirmed that the shape of the growth interface was the same as in the above case in 10 times including 10 times. It was.
次に、１回目に作製したサファイア単結晶から実施例１と同様に縦切り試料、及び横切り試料を作製し、Ｘ線トポグラフ法による結晶性評価を行った。その結果、育成初期からリネージが観察され、縦切り試料の観察からそれらが育成結晶後半部に向かって伝搬していることが確認された。さらに、横切り試料の観察では、図４に示した場合と同様に、半径方向の温度差起因の応力によって発生したと考えられる複数のリネージ４１が観察された。 Next, a longitudinally cut sample and a transversely cut sample were produced from the sapphire single crystal produced for the first time in the same manner as in Example 1, and the crystallinity was evaluated by X-ray topography. As a result, lineage was observed from the initial stage of growth, and it was confirmed from observation of the longitudinally cut samples that they propagated toward the latter half of the grown crystal. Further, in the observation of the crossing sample, a plurality of lineages 41 that were considered to be generated due to the stress due to the temperature difference in the radial direction were observed as in the case shown in FIG.
実施例１〜実施例９と比較例１とを比較すると、坩堝を回転させる回転機構、及び制御手段を備えていないサファイア単結晶製造装置を用いた比較例１においては、製造した全てのサファイア単結晶について、成長界面が大きく湾曲していることが確認できた。 When Examples 1 to 9 and Comparative Example 1 are compared, in Comparative Example 1 using a sapphire single crystal manufacturing apparatus that does not include a rotation mechanism that rotates the crucible and a control means, all the manufactured sapphire singles. For the crystal, it was confirmed that the growth interface was greatly curved.
これに対して、坩堝を回転させる回転機構、及び制御手段を備えたサファイア単結晶製造装置を用い、坩堝を回転させながらサファイア単結晶の育成を行った、実施例１〜実施例９においては、成長界面がフラットなサファイア単結晶を製造できることが確認できた。 On the other hand, in Example 1 to Example 9, in which the sapphire single crystal was grown while rotating the crucible using a rotation mechanism for rotating the crucible and a sapphire single crystal manufacturing apparatus provided with a control means, It was confirmed that a sapphire single crystal with a flat growth interface could be produced.
５０ サファイア単結晶製造装置
５４ 坩堝
５４１ 種結晶
５４２ 原料融液
５９ 回転機構
６０ 制御手段
50 Sapphire single crystal manufacturing apparatus 54 Crucible 541 Seed crystal 542 Raw material melt 59 Rotating mechanism 60 Control means
Claims (4)
前記坩堝と、
前記坩堝の中心軸と平行な軸を回転軸として、前記坩堝を回転させる回転機構と、
前記回転機構が前記坩堝を回転させる方向を周期的に反転させる制御手段とを備えたサファイア単結晶製造装置。 A sapphire single crystal in which a seed crystal is placed at the bottom of the crucible and single crystal growth is performed by solidifying the raw material melt from the seed crystal side under a temperature gradient in which the temperature increases from the bottom to the top of the crucible In the manufacturing equipment of
The crucible;
A rotation mechanism for rotating the crucible with an axis parallel to the central axis of the crucible as a rotation axis;
The sapphire single crystal manufacturing apparatus provided with the control means which reverses the direction in which the said rotation mechanism rotates the said crucible periodically.
前記坩堝内でサファイア単結晶を育成する単結晶育成工程を有しており、
前記単結晶育成工程は、
前記坩堝の中心軸と平行な軸を回転軸として、前記坩堝を時計回りに回転させる時計回り回転ステップと、
前記坩堝の中心軸と平行な軸を回転軸として、前記坩堝を反時計回りに回転させる反時計回り回転ステップとを有し、
前記時計回り回転ステップと、前記反時計回り回転ステップとを交互に実施するサファイア単結晶の製造方法。 A sapphire single crystal in which a seed crystal is placed at the bottom of the crucible and a single crystal is grown by solidifying the raw material melt from the seed crystal side under a temperature gradient in which the temperature increases from the bottom to the top of the crucible In the manufacturing method of
A single crystal growth step for growing a sapphire single crystal in the crucible;
The single crystal growing step includes
A clockwise rotation step of rotating the crucible clockwise with an axis parallel to the center axis of the crucible as a rotation axis;
A counterclockwise rotation step of rotating the crucible counterclockwise with an axis parallel to the center axis of the crucible as a rotation axis;
A method for producing a sapphire single crystal, wherein the clockwise rotation step and the counterclockwise rotation step are alternately performed.
前記反時計回りステップにおける前記坩堝の回転角ω２とが、
ω１、ω２＞１８０°、かつω１≠ω２である請求項２に記載のサファイア単結晶の製造方法。 The rotation angle of the crucible in the clockwise step is ω1,
The rotation angle ω2 of the crucible in the counterclockwise step is
The method for producing a sapphire single crystal according to claim 2, wherein ω1, ω2> 180 °, and ω1 ≠ ω2.
３≦３６０°／｜ω１−ω２｜≦１２の関係式を満たす請求項３に記載のサファイア単結晶の製造方法。 The ω1 and the ω2 are
The method for producing a sapphire single crystal according to claim 3, satisfying a relational expression of 3 ≦ 360 ° / | ω1−ω2 | ≦ 12.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2015008960A JP2016132600A (en) | 2015-01-20 | 2015-01-20 | Sapphire single crystal manufacturing apparatus and manufacturing method of sapphire single crystal |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2015008960A JP2016132600A (en) | 2015-01-20 | 2015-01-20 | Sapphire single crystal manufacturing apparatus and manufacturing method of sapphire single crystal |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2016132600A true JP2016132600A (en) | 2016-07-25 |
Family
ID=56437306
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2015008960A Pending JP2016132600A (en) | 2015-01-20 | 2015-01-20 | Sapphire single crystal manufacturing apparatus and manufacturing method of sapphire single crystal |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2016132600A (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2019043788A (en) * | 2017-08-30 | 2019-03-22 | 住友金属鉱山株式会社 | Method and apparatus for growing single crystal |
-
2015
- 2015-01-20 JP JP2015008960A patent/JP2016132600A/en active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2019043788A (en) * | 2017-08-30 | 2019-03-22 | 住友金属鉱山株式会社 | Method and apparatus for growing single crystal |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5758986B2 (en) | SiC single crystal manufacturing method and manufacturing apparatus | |
| JP5633732B2 (en) | Sapphire single crystal manufacturing method and sapphire single crystal manufacturing apparatus | |
| JP4351249B2 (en) | Crystal manufacturing equipment | |
| KR101767268B1 (en) | Apparatus for producing sapphire single crystal | |
| JP6231622B2 (en) | Crystal production method | |
| JP4830312B2 (en) | Compound semiconductor single crystal and manufacturing method thereof | |
| JP2008031019A (en) | Method of manufacturing sapphire single crystal | |
| JP2006117524A (en) | High quality single crystal and its growing method | |
| CN104651938A (en) | Method for producing SiC single crystal | |
| JP2006347865A (en) | Container for growing compound semiconductor single crystal, compound semiconductor single crystal and manufacturing method of compound semiconductor single crystal | |
| JP2018150198A (en) | LARGE-DIAMETER ScAlMgO4 SINGLE CRYSTAL, AND GROWTH METHOD AND GROWTH UNIT THEREFOR | |
| TW202113167A (en) | Scalmgo4 single crystal, preparation method for same, and free-standing substrate | |
| JP4151474B2 (en) | Method for producing single crystal and single crystal | |
| JP2008120614A (en) | Compound semiconductor single crystal substrate and method for producing the same | |
| JP2014162665A (en) | Production method of sapphire single crystal | |
| JP2016132600A (en) | Sapphire single crystal manufacturing apparatus and manufacturing method of sapphire single crystal | |
| WO2004092455A1 (en) | Process for producing single crystal | |
| JP4899608B2 (en) | Semiconductor single crystal manufacturing apparatus and manufacturing method | |
| JP2016130205A (en) | Production method for sapphire single crystal | |
| JP2010248003A (en) | METHOD FOR PRODUCING SiC SINGLE CRYSTAL | |
| JP2018002490A (en) | Production method of silicon single crystal | |
| JP2016132599A (en) | Sapphire single crystal production device and sapphire single crystal production method | |
| JP2013256424A (en) | Apparatus for growing sapphire single crystal | |
| JP2016169112A (en) | Method for manufacturing sapphire single crystal | |
| JP2006248808A (en) | Crystal growth apparatus |