JP5117671B2 - 高品質単結晶及びその成長方法 - Google Patents

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Description

本発明は、高品質の単結晶を成長させる方法に関し、より詳しくは、液相から固相の単結晶を成長させる際、融液の温度分布を制御して高品質の単結晶を成長させる方法に関する。
従来、半導体など電子素子の歩留まりを増大させることができる高品質の単結晶を成長させるために主に固相の結晶の温度分布を制御した。これは結晶化以後、冷却による収縮などにより有機される応力などを制御したり凝固時に発生した点欠陥の動きを制御したりするためのものである。
このように高品質単結晶を製造するために固相結晶の温度分布を制御する従来技術としては次のようなものがある。特許文献４ではガリウム砒素単結晶成長後に熱応力を制御するために温度分布の調節を意図し、特許文献７では単結晶が冷却する過程で高温領域のホットゾーンを採用することによってシリコン単結晶の格子欠陥を減少させようとするものである。また、特許文献９では結晶内の温度分布と結晶引上速度を制御し、特許文献１０ではホットゾーンを改善して冷却速度を制御することによって欠陥密度を制御するものである。特許文献３ではホットゾーンを変更して冷却速度を制御することによって欠陥形成を抑制するものである。特許文献６では熱シールドと水冷管を改善することによって高品質単結晶の生産性を向上させることができたと主張している。
しかしながら、このような従来技術は固相反応に基づいているので、次のような問題がある。第１に、高品質単結晶という目的の達成において多くの制約が伴う。例えば、特許文献３では過飽和した点欠陥が結晶欠陥に成長する前に高温領域で十分拡散反応させることによって点欠陥の濃度を低くしようとするが、それに必要とする温度維持時間が甚だしくは１６時間以上であるから理論的に可能であるだけで、実際の適用が不可能であるという問題があった。
第２に、固相反応理論に基づいた発明は高い生産性が達成できない。特許文献５では可能な最適の熱シールドと水冷管を提案したが、実際に高品質単結晶を得ることができる引上速度が０．４ｍｍ／分程度で、低い生産性を見せた。
高品質の単結晶を得るためのもう１つの従来の方法は、固−液界面(結晶成長界面)を制御するものである。特許文献１及び特許文献８ではガリウム砒素等、高品質の化合物単結晶を得るための固−液界面の制御方法を記述しており、特許文献２及び特許文献１１では高品質のシリコン単結晶を得るための固−液界面の形態を限定している。
しかしながら、特許文献３では上記の発明が主張している固−液界面の形態を有していることにもかかわらず、充分な高品質単結晶が得られなかった。また、上述の従来の方法では目的とする高品質の単結晶の獲得歩留まりが低かった。
この発明の先行技術文献情報としては次のものがある。
大韓民国出願１９９３−０００１２４０号 大韓民国出願１９９８−０２６７９０号 大韓民国出願１９９９−７００９３０９(ＵＳ６０／０４１，８４５)号 大韓民国出願２０００−００１３０２８号 大韓民国出願２００１−７００６４０３号 大韓民国出願２００２−００２１５２４号 特願平２−１１９８９１号 特願平４−１７３４７４号 特願平７−１５８４５８号 特願平７−６６０７４号 米国登録６，４５８，２０４号 大韓民国特許出願第２００３−００８０９９８号
本発明は、上述のような問題を解決するために開発されたもので、高品質の単結晶を製造する方法を提供することをその目的とする。
本発明の他の目的は、生産性の高い高品質単結晶成長方法を提供することにある。
本発明の又他の目的は、歩留まりの高い高品質単結晶成長方法を提供することにある。
上述の技術的課題を達成するために、本発明では融液の温度分布を制御することにより点欠陥の発生を極小に制御して高品質の単結晶を成長させた。
すなわち、本発明は坩堝に受容された融液から引き上げにより単結晶を成長させる方法であって、融液の温度を単結晶の長手方向と平行した前記単結晶の中心を貫通する軸に沿って測定する際、融液と単結晶との界面から単結晶と離れるほど前記融液の温度が徐々に上昇して、前記融液の全体の深さに対して前記融液の表面から１／５地点乃至２／３地点で最高点に到達してから徐々に下降し、前記上昇する融液温度の傾きが前記下降する融液温度の傾きより大きい状態を維持する条件で、前記単結晶を成長させる単結晶成長方法を提供する。
上述の単結晶成長方法は、チョクラルスキー(Czochralski；CZ)法、修正チョクラルスキー(modified Czochralski)法、又はTSSG(top−seeded solution growth) 法とすることができる。
単結晶は、Ｓｉ、Ｇｅを含む単元素、または、 ＧａＡｓ、ＩｎＰ、ＬＮ(LiNbO3)、ＬＴ(LiTaO3)、ＹＡＧ(yttrium aluminum garnet)、ＬＢＯ(LiB3O5)及びＣＬＢＯ(CsLiB6O10)を含む化合物であることができる。
また、融液の対流を坩堝の底部と側壁部に沿って融液の表面に上昇してから融液の表面に沿って単結晶側に循環する外側領域と、外側領域の内部傾斜面に沿って単結晶の下部近接部分で循環する内側領域とに区分し、前記内側領域の大きさが前記外側領域の大きさより小さな状態を維持しながら前記単結晶を成長させることができる。
上述のように、本発明によれば、坩堝に受容された融液から引き上げにより単結晶を成長させる全ての種類の単結晶成長方法において、融液の温度分布を本発明から提示した特定の条件に制御して高品質の単結晶を成長させることができ、また、高い成長速度によって生産性の高い高品質単結晶成長方法を提供する効果がある。
このような高品質の単結晶から加工されたウエハを基板として使用すれば電子素子の歩留まりを向上させることができる効果がある。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明は、坩堝に受容された融液から引き上げにより固相の単結晶を成長させることにおいて、点欠陥が最小化した高品質の単結晶を成長させることが固相単結晶の温度勾配の調節及び固−液界面の形態調節だけで達成されるのでないという点の認識から出発して、高品質単結晶成長のための、より決定的な因子があるという事実に着目したものである。
本発明では、結晶化の以後に起こる固相反応の限界を克服するために固化以前の液相の流体状態を徹底的に分析したものであり、その結果、融液の温度分布が非常に重要であるということを初めて見出した。
一般に、結晶成長は原子または分子形態の成長単位が結晶成長界面、または、準安定領域へ移動して界面に固着することによってなされるが、液相内の温度の傾きが大きくなることによって流体状態の結晶成長単位が結晶成長界面または準安定領域へ移動しようとする駆動力が大きくなるものである。
ここで、結晶成長界面とは、結晶化界面、または、固液界面ともいい、固相の結晶と液相の融液とが合う境界面である。準安定領域とは、液相の融液が結晶化する直前の状態であって、結晶性があることはあるが、完全でない領域を意味する。
したがって、融液内の温度の傾きが大きければ成長単位の結晶成長の参与が高まるので、結晶格子欠乏または結晶欠陥が更に制限でき、このような高品質の単結晶が製造できる成長速度を非常に向上させることができる。
制限しようとする格子欠陥または結晶欠陥は、エッジ(edge)、スクリュー (screw)及びループ(loop) 形態などの全ての転位(dislocation)欠陥と、積層欠陥(Stacking Fault)、空孔(vacancy)集合体のボイド(void)等であって、全て空孔(vacancy)と隙間(interstitial)等に起因して成長発現する欠陥である。
図１は、本発明の一実施形態によって単結晶を成長させる過程を示す断面図である。図１に示すように、固相の単結晶１０は坩堝１２内に収容されている融液１４から成長する。
図１の融液１４内には等温線が図示されており、また、図１には単結晶の長手方向と平行した軸(Ｘ)に沿って測定された融液の温度プロファイルが共に図示されている。
一般に、融液１４の温度を注意深く見れば、熱供給源であるヒータ１６と最も近い坩堝の側面部分で最高の融液温度(図１においてTP領域と表示)を示し、結晶成長が起こる固液界面部分で固化温度(solidification temperature)である最低の融液温度を示す。
シリコン融液(SM)の温度の傾きを単結晶(IG)の半径方向と平行した軸に沿って測定する際、この温度の傾きは垂直方向の瞬間温度の傾きであり、単結晶(IG)の下部に位置する融液で測定することが好ましい。
本発明では融液の内部に、周りに比べて相対的に温度が高い高温領域(図１でTH領域と表示)が存在するようにし、特に、その高温領域(TH)の上部の温度の傾き及び下部の温度の傾きを制御する。
より具体的に説明すれば、融液の温度を単結晶の長手方向と平行した軸(X)に沿って測定する際、固液界面から単結晶と離れるほど融液の温度が徐々に上昇して最高点(H)に到達してから、また最高点(H)で単結晶から最も離れた地点である融液の底部側に行くほど徐々に下降する。
この際、固液界面から最高点(H)までの上昇する融液温度の傾き(ΔTi)が最高点(H)から融液の底部までの下降する融液温度の傾き(ΔTd)より大きい状態、すなわち、ΔTi>ΔTdである条件を維持しながら単結晶を成長させることが重要である。また、温度測定位置を表示する基準となる軸(X)は単結晶の中心を貫通する中心軸であることが好ましい。
高温領域の位置及び融液内の温度の傾きは、ヒータの発熱分布、融液を囲んでいる断熱材、結晶の回転速度及び坩堝回転速度、単結晶成長装置の内部に流入するアルゴンガス(Ar)の流入量及び雰囲気圧力、磁気場または電磁気場などにより制御することができる。
上述の種々な手段を利用して融液の温度の傾きを上述のようなΔＴｉ>ΔＴｄである条件を満足させるように最適化した結果、各種結晶欠陥が排除された高品質の単結晶を容易に得ることができ、具現される成長速度が非常に向上することを確認した。
このような状態は固液界面から最高点までの上昇する融液温度の傾きを増加させることによって原子や分子などの成長単位が結晶成長界面へ移動しようとする駆動力が増加するためであり、これによって、空孔（vacancy）、隙間（interstitial）などの点欠陥発生が最小化する高品質の結晶成長速度、すなわち、結晶引上速度を向上できるものである。
上述の方法によって、本発明では、空孔（vacancy）及び隙間（interstitial）などの点欠陥発生を制御することによって、成長欠陥である転位欠陥(エッジ、スクリュー、ループ形態の転位欠陥)、積層欠陥(stacking fault)、空孔（vacancy）集合体であるボイド（void）などの欠陥を全て抑制するものである。
一方、融液内には、大別して２種類の対流が分布する。すなわち、融液の対流分布は坩堝１０の底部と側壁部に沿って融液(SM)の表面に上昇してから融液(SM)の表面に沿って単結晶側に循環する外側領域と、外側領域の内部傾斜面に沿って単結晶の下部近接部分で循環する内側領域とに分けられる。
本発明では融液の対流の中で、内側領域の大きさが外側領域の大きさより小さな状態を維持しながら単結晶を成長させることができる。このようにすれば単結晶の品質を半径方向に一層均一にすることができる(特許文献１２参照)。
上述の単結晶成長方法は、チョクラルスキー(Czochralski)法だけでなく、修正チョクラルスキー(modified Czochralski)法、又はTSSG(top−seeded solution growth)法など、融液から引き上げにより固相の単結晶を成長させる全ての方法に適用することができる。
また、上述の方法は、材料の制限はなく全ての種類の単結晶成長に適用でき、例えば、Ｓｉ、Ｇｅなどの全ての単元素の単結晶を成長させることができ、または、 ＧａＡｓ、ＩｎＰ、ＬＮ(LiNbO3)、ＬＴ(LiTaO3)、ＹＡＧ(yttrium aluminum garnet)、ＬＢＯ(LiB3O5)及びＣＬＢＯ(CsLiB6O10)を含む全ての化合物の単結晶を成長させることもできる。
以下、実施形態を通じて本発明をより詳細に説明する。
実施形態１では、図２に示すような単結晶成長装置を利用したのであり、この装置には成長中の単結晶１０の温度勾配を制御するための熱シールド１８を装着した。実施形態１では融液の温度の傾きを本発明で提案した条件にするためにヒータ１６を改善した。
すなわち、融液の側方に設けられたヒータ４０において、融液の全体の深さに対し、融液の表面から１／５地点乃至２／３地点に対応する部分の発熱量を周囲に比べて増加させた状態で単結晶を成長させることができる。
より好ましくは、ヒータ４０は融液の全体の深さに対し、融液の表面から１／３地点乃至１／２地点に対応する部分の発熱量を、周囲に比べて増加させることができる。
例えば、抵抗線に電流を流して発生するジュール熱を利用するヒータの場合、融液の表面から１／５地点乃至２／３地点に対応する部分、より好ましくは１／３地点乃至１／２地点に対応する部分の抵抗を増加させることができる。このようにヒータで特定の部位の抵抗を増加させるには抵抗が比抵抗及び長さに比例し断面積に反比例する特性を利用して、特定の部位の断面積を狭くするか、または、比抵抗の高い材質を利用してヒータを構成する。
固相の単結晶１０と坩堝１２内に収容されている融液１４の温度は、熱伝対(thermocouple)を利用して測定したものであり、その結果を各々表１及び表２に示す。表１には、固液界面での温度勾配(G)、固液界面と固液界面から５０ｍｍ離れた単結晶地点の温度差、すなわち、固液界面での温度１４１０℃で固液界面から５０ｍｍ離れた単結晶地点での温度(T50mm)を引いた値(結晶ΔT(50mm)=1410℃−T50mm)、固液界面から１００ｍｍ離れた単結晶地点の温度差(結晶ΔT(100mm)=1410℃−T100mm)を各々求め、これらを各々基準値に対する割合で示す。
表２には、融液の深さ方向温度差(ΔT)を測定した結果を示したものであり、この値は固液界面での温度(1410℃)と、融液の全体の深さに対し、表面から各々１／５深さ地点、１／４深さ地点、１／３深さ地点、１／２深さ地点、２／３深さ地点、３／４深さ地点及び４／５深さ地点での融液温度間の差を、各々求めて、これらを各々基準値に対する割合で示したものである。例えば‘融液ΔＴ(１／５深さ)’は１４１０℃で融液の全体の深さに対して固液界面から１／５深さ地点での融液温度を引いた値を基準値ＬＴ１／５に対する割合で示したものである。
すなわち、表１及び２に表した実施形態１乃至２の結果及び比較例１乃至２の結果は、基準値に対する割合で示す値である。この際、基準値はシリコン融液の温度が固液界面から離れて坩堝の底部に行くほど続けて上昇するものの、その上昇する温度の傾きが徐々に小さくなる温度プロファイルを表す。
Figure 0005117671
Figure 0005117671
表２に表すように、実施形態１では融液の温度が固液界面から離れる方向に、表面から１／５深さを過ぎながら基準値に比べて１．３倍高い状態に徐々に上昇してから表面から１／２深さ地点を過ぎた後に最高点に到達した。その最高点から融液の温度が徐々に下降してから３／４深さと４／５深さとの間で基準値と同一な温度である地点があり、以後、基準値より温度が低くなった。この際、上昇する温度の傾きが、下降する温度の傾きより大きく、上述の融液の温度条件下でシリコン単結晶を成長させた。
実施形態２では、実施形態１と同一な成長装置を利用するものの、融液の温度の傾きを本発明で提示した条件とするために、結晶の回転速度、坩堝回転速度、成長装置の内部に流入するアルゴンガス(Ar)の流入量及び雰囲気圧力などの工程変数を変更した。
実施形態１と同一な方法により固相の単結晶と融液の温度を測定し、その結果を表2に共に示した。
比較例１では固相の単結晶の温度分布を制御する従来技術により、単結晶を成長させたものであり、実施形態１と同一な方法により固相の単結晶と融液の温度を測定した結果を表２に共に示す。
比較例２では、結晶成長が起きる固液界面の形態を単結晶側に膨らんでいるよう制御するために強い水平磁場を印加する従来技術により単結晶を成長させたものであり、実施形態１と同一な方法により固相の単結晶と融液の温度を測定した結果を表2に共に示した。
表２に表すように、比較例１及び２では融液の温度が本発明で提示した条件に符合しなかった。すなわち、比較例１及び２では融液の温度が固液界面から離れる方向に坩堝の底部に至るまで続けて上昇した。
単結晶成長を完了した後、結晶の品質を確認した結果、高品質の単結晶が確保される成長速度が、実施形態１の場合、比較例１対比２０％程度向上したことが判り、実施形態２の場合、比較例１対比４０．４％程度向上したことが判る。
図３ａ乃至図３ｃと図４ａ乃至図４ｄは、実施形態１乃至２と比較例１乃至２に対する表１及び２の結果から高品質の単結晶が確保される成長速度(V／V0)と温度勾配、または，温度差との関係を示すグラフである。
この際、図３ａでの温度勾配は各々固液界面近くの結晶での瞬間温度勾配(G／G0)であり、図３ｂ乃至図３ｃでの温度差は固液界面から５０ｍｍ地点での単結晶温度差(ΔTs50／ΔT0)、固液界面から１００ｍｍ地点での単結晶温度差(ΔTs100／ΔT0)である。
図４ａ乃至図４ｄでの温度差は固液界面と各々融液の全体の深さに対し、表面から１／５深さ地点での融液温度差(ΔT15／ΔT0)、１／４深さ地点での融液温度差(ΔT14／ΔT0)、１／３深さ地点での温度差(ΔT13／ΔT0)及び１／２深さ地点での融液温度差(ΔT12／ΔT0)である。
図３ａ乃至図３ｃでは、Ｖ／Ｇは一定の値を示しておらず、したがって、高品質の単結晶が確保される成長速度は結晶の温度勾配または温度差とは相関関係がないということが判る。
一方、図４ａ乃至図４ｄでは、高品質単結晶成長速度と融液との温度差、すなわち、融液温度の傾きが相当な相関関係を見せており、したがって、高品質の単結晶を成長させるために融液の温度の傾きが決定的因子であることが判り、また、実施形態１及び２での高品質単結晶確保成長速度が、比較例１及び２に比べて向上したことが判る。
また、本発明では、単結晶半径方向への融液温度分布は、融液(SM)が収容された坩堝２０の回転速度と関連があることを見出し、融液の温度を単結晶の半径方向に均一化させるための坩堝回転速度を最適化した。
なぜなら、融液を受容している坩堝を回転させれば融液は遠心力を受けることになるが、この際、融液の単位体積が受ける遠心力(F)は、Ｆ＝ｍｒω２と表す。ここで、ｍは融液の単位体積の質量、ｒは中心軸からの距離であり、ωは融液の単位体積が負う角速度であって、坩堝の回転速度と考えてもよい。遠心力の他に摩擦力等は融液の比較的低い粘性により考慮しない。
図５には本発明の一実施形態に係るシリコン融液の(表面から)１／５地点で中心位置から半径方向に坩堝壁までの融液の温度差ΔＴｒを坩堝回転速度別に示すグラフを示す。坩堝の回転速度が減少することにつれて、すなわち、ω３曲線からω１曲線に下降するほど、半径方向への融液温度差(ΔＴｒ)が減少して半径方向への融液温度分布が均一になるように改善されることが判る。
したがって、シリコン融液の温度を単結晶の半径方向に均一化させるためには、坩堝の回転速度をできる限り低くしなければならず、例えば２ｒｐｍ以下に、好ましくは１ｒｐｍ以下に、より好ましくは０．６ｒｐｍ以下に低くしなければならない。
すなわち、単結晶中心位置から半径方向に外周部に向かって、融液の位置が変わるほど融液の単位体積が受ける遠心力(F)は直線的に増加し、また、その遠心力(F)は坩堝回転速度の自乗に比例して増加する。
また、高品質の単結晶を高い生産性で製造するためには、坩堝２０の回転速度を考慮して、単結晶(IG)回転速度の運用範囲を定めるべきである。図６は本発明の一実施形態に係る坩堝の回転速度Ｖｃとシリコン単結晶の回転速度Ｖｓにより得られるログ値であるＬｎ[Ｖｓ／Ｖｃ]に対する単結晶の成長速度を示すグラフである。図６のグラフにおいて、Ｖｐは本発明により高品質の単結晶が具現される成長速度を意味し、Ｖｏは従来技術に係る成長速度を意味する。
図６のグラフからＬｎ[Ｖｓ／Ｖｃ]値が増加することにつれて、高品質の単結晶が具現される成長速度が増加してから、ある一定の区間を過ぎながら、また減少する傾向を見せることが判る。これは本発明者が出願した大韓民国特許出願第２００３−００８０９９８号におけるように、低い坩堝回転速度に比べて単結晶回転速度があまりに大きくなる場合は、坩堝の底部の冷たい融液の上昇により高温領域の温度が減少し、したがって、融液の垂直方向温度の傾きが減少するためである。また、Ｌｎ[Ｖｓ／Ｖｃ]値を設定する際、単結晶(固体)−融液(液体)−雰囲気(気体)が合う三重点近くの単結晶半径方向への融液温度の傾きが過度に小さくなる場合、結晶の異常成長が発生するので、そのような値は避けることが好ましい。このような結果を通じて本発明では坩堝の回転速度をＶｃといい、シリコン単結晶の回転速度をＶｓという時、次の数式１を満足させる条件で単結晶を成長させた。
Figure 0005117671
以上のように、本発明は固体現状でない流体現状を基にしているので、隙間優勢領域及び空孔優勢領域が、必ず、単結晶長手方向の中心軸を中心にして対称では表れないけれども、高品質単結晶及びウエハの確保には何らの問題が発生しない。すなわち、本発明によって製造された単結晶及びウエハには欠陥濃度分布などの品質分布が中心に対して実際に非対称をなすことになる。
本発明は、前記シリコン単結晶によるチョクラルスキー(Czochralski) 法の実施形態に限定されず、坩堝に受容された融液から引き上げにより単結晶を成長させる全ての種類の成長方法に適用できるものであって、当分野での通常の知識を有する者により本発明の技術的事象内で多くの変形により実施可能であることが明らかである。
本発明の実施形態によって単結晶を成長させる過程を示す断面図である。 本発明の実施形態で使用した単結晶成長装置を示す断面図である。 実施形態１乃至２及び比較例１乃至２に対し、高品質の単結晶領域が確保される成長速度と、単結晶の温度勾配との関係を示すグラフである。 実施形態１乃至２及び比較例１乃至２に対し、高品質の単結晶領域が確保される成長速度と、単結晶の温度勾配との関係を示すグラフである。 実施形態１乃至２及び比較例１乃至２に対し、高品質の単結晶領域が確保される成長速度と、単結晶の温度勾配との関係を示すグラフである。 実施形態１乃至２及び比較例１乃至２に対し、高品質の単結晶領域が確保される成長速度と融液の温度勾配との関係を示すグラフである。 実施形態１乃至２及び比較例１乃至２に対し、高品質の単結晶領域が確保される成長速度と融液の温度勾配との関係を示すグラフである。 実施形態１乃至２及び比較例１乃至２に対し、高品質の単結晶領域が確保される成長速度と融液の温度勾配との関係を示すグラフである。 実施形態１乃至２及び比較例１乃至２に対し、高品質の単結晶領域が確保される成長速度と融液の温度勾配との関係を示すグラフである。 本発明の一実施形態に係るシリコン融液深さ１／５地点で中心位置から半径方向に坩堝壁までの融液の温度差ΔＴｒを坩堝回転速度毎に示すグラフである。 本発明の一実施形態に係る坩堝の回転速度Ｖｃとシリコン単結晶の回転速度Ｖｓにより得られるログ値であるＬｎ[Ｖｓ／Ｖｃ]に対する高品質単結晶の成長速度を示すグラフである。
符号の説明
１０ 単結晶
１２ 坩堝
１４ 融液
１６、４０ ヒータ
１８ 熱シールド

Claims (8)

  1. 坩堝に受容された融液から引き上げにより単結晶を成長させる方法であって、
    融液の温度を単結晶の長手方向と平行した前記単結晶の中心を貫通する軸に沿って測定するにあたり、融液と単結晶との界面から単結晶と離れるほど前記融液の温度が徐々に上昇して、前記融液の全体の深さに対して前記融液の表面から１／５地点乃至２／３地点で最高点に到達してから徐々に下降し、前記上昇する融液温度の傾きが前記下降する融液温度の傾きより大きい状態を維持することを特徴とする単結晶成長方法。
  2. 前記最高点は、前記融液の全体の深さに対し、前記融液の表面から１／３地点乃至１／２の地点に存在することを特徴とする請求項１記載の単結晶成長方法。
  3. 前記融液を受容する坩堝の回転速度をＶｃとし、前記単結晶の回転速度をＶｓとする時、下記の式を満足することを特徴とする請求項１記載の単結晶成長方法。
    Figure 0005117671
  4. 前記融液の側方にヒータを設け、
    前記ヒータにおいて、前記融液の全体の深さに対し、前記融液の表面から１／５地点乃至２／３地点に対応する部分の発熱量を、周囲に比して増加させた状態で前記単結晶を成長させることを特徴とする請求項１記載の単結晶成長方法。
  5. 前記融液の側方にヒータを設け、
    前記ヒータにおいて、前記融液の全体の深さに対し、前記融液の表面から１／３地点乃至１／２地点に対応する部分の発熱量を、周囲に比して増加させた状態で前記単結晶を成長させることを特徴とする請求項１記載の単結晶成長方法。
  6. 前記融液の対流を坩堝の底部と側壁部に沿って融液の表面に上昇してから融液の表面に沿って単結晶側に循環する外側領域と、外側領域の内部傾斜面に沿って単結晶の下部近接部分で循環する内側領域とに区分し、前記内側領域の大きさが前記外側領域の大きさより小さな状態を維持しながら前記単結晶を成長させることを特徴とする請求項１記載の単結晶成長方法。
  7. 前記単結晶成長方法は、チョクラルスキー法、修正チョクラルスキー法、又はＴＳＳＧ法であることを特徴とする請求項１〜６いずれか１項記載の単結晶成長方法。
  8. 前記単結晶は、Ｓｉ、Ｇｅを含む単元素、または、ＧａＡｓ、ＩｎＰ、ＬＮ(LiNbO3)、ＬＴ(LiTaO3)、ＹＡＧ(yttrium aluminum garnet)、ＬＢＯ(LiB3O5)及びＣＬＢＯ(CsLiB6O10)を含む化合物であることを特徴とする請求項１〜６いずれか１項記載の単結晶成長方法。
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