借助多层生长导向器的直径导向式SIC升华生长.pdf

在生长SiC晶棒时，在生长用坩埚内设置生长导向器，其中所述坩埚的底部装有SiC源材料，而所述坩埚的顶部装有SiC籽晶。所述生长导向器具有内层和外层，其中所述内层限定了所述生长导向器中的开孔的至少一部分，并且所述外层在坩埚内支承着所述内层。所述开孔朝向源材料，而所述籽晶放置于所述开孔的与所述源材料相对的一端。所述内层由第一材料形成，并且所述外层由不同的第二材料形成，其中所述第一材料的导热率高于所述第二材料的导热率。使所述源材料通过所述生长导向器中的所述开孔、升华生长在所述生长用坩埚内的所述籽晶上，从而在所述籽晶上形成SiC晶棒。

1.  一种SiC晶棒生长方法，包括：
(a)在生长用坩埚内设置生长导向器，所述坩埚的底部装有SiC源材料，而所述坩埚的顶部装有SiC籽晶，所述生长导向器具有内层和外层，所述内层限定了所述生长导向器中的开孔的至少一部分，并且所述外层在所述坩埚内支承着所述内层，所述开孔朝向所述源材料，而所述籽晶放置于所述开孔的与所述源材料相对的一端，其中所述内层由第一材料形成，并且所述外层由不同于所述第一材料的第二材料形成，其中所述第一材料的导热率高于所述第二材料的导热率；以及
(b)使所述源材料通过所述生长导向器中的所述开孔、升华生长在所述生长用坩埚内的所述籽晶上，从而在所述籽晶上形成SiC晶棒。

2.  权利要求1所述的方法，其中：
所述开孔呈圆锥形，其具有直径较小的一端和直径较大的一端；并且
所述籽晶被放置在所述圆锥形开孔的所述直径较小的一端。

3.  权利要求2所述的方法，其中在生长6H多型体SiC晶棒时，所述生长导向器的所述开孔的中心轴与至少所述内层的内表面之间的夹角为43.3°、48.6°或54.7°，而在生长4H多型体SiC晶棒时，该夹角为43.3°或51.5°。

4.  权利要求1所述的方法，其中，在2000℃下，
所述内层的导热率高于50W/(m·K)；并且
所述外层的导热率低于20W/(m·K)。

5.  权利要求1所述的方法，其中：
所述内层由粘结剂含量低于20重量％的等静压成型石墨、或由不含粘结剂的中间相石墨制成；并且
所述外层由多孔碳制成。

6.  权利要求5所述的方法，其中在PVT法生长所述SiC晶棒的过程中，所述外层起到硅吸收剂的作用。

7.  权利要求1所述的方法，其中所述内层的厚度在2mm至6mm之间。

8.  权利要求1所述的方法，其中所述生长用坩埚的顶部与所述内层的至少一部分之间间隔有2mm至5mm的缝隙。

9.  权利要求8所述的方法，其中所述缝隙由导热率低于20W/(m·K)的材料填充。

10.  权利要求8所述的方法，其中所述缝隙由用于形成所述外层的所述材料填充。

11.  权利要求1所述的方法，其中，在2000℃下，
所述内层的导热率高于80W/(m·K)；并且
所述外层的导热率低于10W/(m·K)。

12.  权利要求1所述的方法，其中所述内层设置在所述外层中的沟或凹槽内。

13.  权利要求12所述的方法，其中所述开孔由所述内层的表面和所述外层的表面组合限定。

14.  一种SiC晶棒生长装置，包括：
石墨材质的生长用坩埚；
SiC源材料，其设置于所述生长用坩埚内的底部；
SiC籽晶，其设置于所述生长用坩埚内的顶部；
生长导向器，其设置于所述生长用坩埚内的顶部，所述生长导向器具有由所述籽晶向所述源材料延伸的开孔，所述开孔的至少一部分由所述生长导向器的第一层的表面限定，所述第一层在所述生长用坩埚内由所述生长导向器的第二层支承，所述生长导向器的所述第一层由第一材料形成，所述第二层由不同于所述第一材料的第二材料形成，并且所述第一材料的导热率高于所述第二材料的导热率；以及
用于在所述生长用坩埚内形成温度梯度的装置，其中所述温度梯度足以使所述SiC源材料蒸发并被输送至所述籽晶，所述蒸发后的源材料在所述籽晶上凝结并形成SiC晶棒。

15.  权利要求14所述的装置，其中：
所述开孔呈圆锥形，其具有直径较小的一端和直径较大的一端；
所述籽晶放置在所述圆锥形开孔的所述直径较小的一端；并且
所述圆锥形开孔的所述直径较大的一端朝向所述源材料。

16.  权利要求14所述的方法，其中在生长6H多型体SiC晶棒时，所述生长导向器的所述开孔的中心轴与所述第一层的所述表面之间的夹角为43.3°、48.6°或54.7°，而在生长4H多型体SiC晶棒时，该夹角为43.3°或51.5°。

17.  权利要求14所述的方法，其中在2000℃下，
所述第一层的导热率高于50W/(m·K)；并且
所述第二层的导热率低于20W/(m·K)。

18.  权利要求14所述的方法，其中：
所述第一层由粘结剂含量低于20重量％的等静压成型石墨、或由不含粘结剂的中间相石墨制成；并且
所述第二层由多孔碳制成。

19.  权利要求14所述的方法，其中所述开孔由所述第一层的所述表面和所述第二层的表面组合限定。

20.  权利要求14所述的方法，其中所述生长用坩埚的顶部与所述第一层的至少一部分之间间隔有缝隙。

借助多层生长导向器的直径导向式SiC升华生长
背景技术
4H和6H多型体的碳化硅晶片被用作生长SiC和GaN外延层的晶格匹配的衬底，其中SiC和GaN外延层被用于制造SiC系和GaN系半导体装置。衬底和外延层中的晶体缺陷会严重影响这种半导体装置的性能。SiC衬底中最不希望出现的缺陷为微管、位错和小角度晶界。人们普遍认为，SiC和GaN单晶中的高缺陷密度会对由这些单晶制成的装置的性能产生不利的影响。
参照图1，通常通过被称为物理气相传输(PVT)的升华技术来生长大的SiC单晶。典型的PVT生长系统包括坩埚1，其通常由石墨制成，里面装有多晶SiC源材料3以及SiC籽晶4(通常为SiC单晶)。源材料3被设置于坩埚1的底部，而籽晶4被附着在坩埚盖或顶部2。坩埚1被隔热体6包裹。RF线圈7与坩埚1电磁耦合，并将其加热至SiC生长温度，通常为1900℃至2400℃。另外(或者作为可供选用的其他方式)，可采用电阻加热器(图中未示出)，以将坩埚1内部加热至SiC生长温度。这样设置RF线圈7与坩埚1的相对位置，使得源材料3的温度高于籽晶4的温度，并且这两者间的温度差为数摄氏度至200℃。通常使用穿过隔热体6中的开孔8的光测高温计来监测源材料3和籽晶4的温度。
在高温条件下，源材料3蒸发，从而使坩埚1中充满Si₂C、SiC₂和Si的挥发性分子。受到坩埚1内温度梯度的驱动，这些蒸气移动并凝结于籽晶4上，从而形成单晶5。
在如下文献中披露了PVT生长的现有工艺方法和装置，这些文献为：Y.Tairov和V.Tsvetkov，“Investigation of Growth Processes ofIngots of Silicon Carbide Single Crystals”，J.Crystal Growth，Vol.43(1978)，209-212页；D.Nakamura等人，“Ultrahigh-Quality SiliconCarbide Single Crystals”，Nature 430，1009-1012页，2004；D.Nakamura等人，“SiC Single Crystal，Method for Manufacturing SiC Single Crystal，SiC Wafer Having an Epitaxial Film，Method for Manufacturing SiCWafer Having an Epitaxial Film，and SiC Electronic Device”；I.D.Matukov等人，“Faceted Growth of SiC Bulk Crystals”，Mat.Sci.Forum457-460(2004)，63-66页；以及美国专利文献5,683,507、5,611,955、5,667,587、5,746,827、5,968,261、5,985,024、6,428,621、6,508,880、6,534,026、6,863,728、6,670,282、6,786,969和6,890,600。
六方4H和6H SiC晶体(例如单晶5)的尺寸缺陷可分为两类：“穿透型”(Threading)和“基面型”(Basal Plane)。穿透位错是位错线平行于六方晶体c轴的位错。穿透缺陷的例子包括穿透刃位错(TED)、穿透螺位错(TSD)和微管。基面位错(BPD)和基面堆叠缺陷为位错层平行于c基面的位错。
当SiC晶体沿着c方向生长(也被称为“轴向”生长或“法向”生长)时，存在于籽晶中的TED、TSD、以及微管会复制并蔓延至正在生长的晶体中，而基面缺陷则不会出现这种情况。当SiC晶体沿着与c轴垂直的方向生长(也称为“侧向”生长，可能沿着与六方晶体c轴垂直的a、m方向或其他晶体学方向进行生长)时，会出现相反的状况：基面缺陷(BPD和堆叠缺陷)会复制并蔓延至正在生长的晶体中，而穿透缺陷则不会出现这种情况。因此，重复进行侧向生长和法向生长可降低缺陷密度并提高晶体质量。
在一种现有的生长技术中，侧向晶体生长和法向晶体生长是分开进行的，每次均需要新的籽晶、新的源材料、新的坩埚等。然而，这种技术过于复杂且耗时过长，因而不能用作工业化的工艺。
参见图2，当生长中的晶体侧向扩张而超出籽晶尺寸时，发生了一系列的侧向生长和法向生长。SiC籽晶10(类似于图1中的SiC籽晶4)的表面被切割为与晶体学c平面平行，并且SiC籽晶10含有如图2中虚线所示出的穿透缺陷(位错、微管)，其中图2中还绘制出了晶体生长的三个顺序时间段，分别标注为步骤1、步骤2和步骤3。在步骤1中，晶体由籽晶10开始沿法向方向生长，并形成晶体层11。晶体层11继承了籽晶10的所有穿透缺陷，然而其不含有基面缺陷。在晶体层11生长的同时，形成了块体(volume)12。块体12从晶体层11侧向生长，因此其没有穿透缺陷。另一方面，由于作为块体12的籽晶的晶体层11也不含基面缺陷，因此块体12亦没有基面缺陷。
在步骤2中，晶体层13沿着晶体层11的法向方向生长，其继承了晶体层11的所有穿透缺陷。同时，形成了块体14和块体15。块体14沿着块体12的法向方向生长，而块体15则侧向生长。块体14和块体15均不含有穿透缺陷、也不含有基面缺陷。
在步骤3中，形成了块体16、17和18。从图中可看出，块体16含有穿透缺陷，而块体17和18既不含有穿透缺陷、也不含有基面缺陷。
从图中可看出，侧向扩张至超出籽晶10的范围的SiC晶棒(boule)部分包括块体12、14、15、17和18，这些块体很理想地既不含有穿透缺陷、也不含有基面缺陷。
图3A、3B和3C中示意性地示出了晶体直径扩张的两种可能模式，即自由式和导向式。图3A-3C各自示出了生长用坩埚(类似于图1中所示的生长用坩埚)的上部局部图，其中坩埚盖或顶部附着有SiC籽晶。具体参见图3A和3B，在自由式扩张中，单晶不接触坩埚壁或者坩埚的任何其余内部部分(除了坩埚顶部)，并且其形状和形态仅由坩埚内的温度梯度来决定。当径向温度梯度较大时，如图3A所示，会形成透镜形状的晶体，并且该晶体具有多个边缘面(edge facet)。这种扩张会导致高度的热弹性应力并形成位错，尤其是靠近晶棒边缘的部分更是如此。当径向温度梯度较小时，如图3B所示，在坩埚盖上多晶SiC于籽晶周围成核，且与单晶并排生长，从而使得单晶的扩张程度不可预测。
图3C中示出了所谓的SiC晶棒直径导向式扩张的示意图。这种技术的区别性特征在于包围在籽晶周围的圆锥形生长导向器，其促使晶体在被称为导向式直径扩张(guided diameter expansion)的工艺中形成导向器内腔的形状。
参见图4A至4D，图4A中示出了导向式直径扩张的理想情况，其发生在SiC晶体生长过程中，SiC晶体沿着导向器内壁“滑动”而并不与内壁接触。在晶体与生长导向器之间存在着通常为1mm至2mm宽或更窄的细缝。
然而，导向式扩张技术并非毫无问题。图4B、4C和4D中示出了最有害的问题。图4B示出了生长导向器的腐蚀，这种腐蚀是由在PVT生长过程中坩埚内产生的侵蚀性的富含硅的蒸气而造成的。由于腐蚀，生长导向器的内表面变得不规则，因此长成的单晶的形状也是不规则的。靠近长成的单晶的边缘处的不规则生长区域内存在众多缺陷。
如图4C所示，另一问题是在生长导向器上形成了多晶SiC沉积物。这些沉积物消耗了蒸气相中的有益于单晶生长的物质(nutrient)，从而降低了生长中的单晶的尺寸。
图4D示出了晶体与生长导向器间的合并。在生长过程中，单晶与导向器接触，附着在其上并在边缘处形成粗糙的缺陷。
据信，为了消除单晶与生长导向器间的合并、以及多晶SiC在生长导向器上的沉积，可使生长导向器内表面的温度维持为高于生长中的晶体的温度。这可通过对加热器或线圈(如图1中的RF线圈7)的几何形状进行设计、以及/或者使用具有特殊(和复杂)几何形状的生长用坩埚而达成。
PVT生长是一种“密闭”工艺，无法通过实验方法测量坩埚的内部温度，仅能依靠模拟来对温度进行估测。在高温下，只是大概知道石墨和SiC晶体的热性质。这使得热模拟的准确度较低。此外，坩埚内的热条件会随着生长的进行而发生改变。
生长导向器所受到的腐蚀是由在PVT生长过程中坩埚内产生的侵蚀性的富含硅的蒸气对导向器材料(通常为石墨)进行化学侵蚀而造成的。SiC升华生长中所用的坩埚、挡热罩和其他部分，一般是由高纯度等静压成型石墨制成的。众所周知，高纯度石墨的化学耐性取决于其结构。一般来说，石墨是通过将石墨填料(焦炭)与粘结剂混合而制成的。石墨焦炭由尺寸为几十微米至几百微米的小尺寸石墨晶粒构成。粘结剂由残渣油(柏油、焦油)或由高碳树脂构成。所制得的混合物经过碳化和石墨化，其中石墨化的温度高达3000℃。石墨化后的最终结构由被石墨化粘结剂包围的石墨晶粒构成。石墨化粘结剂在某种程度上仍是无定形的，即，其含有无序的化学键。在化学侵蚀过程中，石墨化粘结剂首先被腐蚀(被除去)。石墨化粘结剂的去除会使微小的石墨晶粒脱离，这种微小的石墨晶粒会悬浮于空气中，并对生长中的SiC晶体造成污染。这使得具有高粘结剂含量的石墨比具有低粘结剂含量的石墨更易于发生气体/蒸气腐蚀。
为了保护石墨免于发生气体/蒸气腐蚀，人们提出了使用多种碳涂层和耐火涂层。碳涂层可由无定形(玻璃态、玻璃质)碳或热解的晶体石墨构成。这些碳涂层较薄，通常其厚度不超过40微米至50微米，并且在SiC升华生长的条件下会快速地被蒸气腐蚀。保护性耐火涂层可包含碳化钽或碳化铌。然而，在SiC升华生长的条件下，这些耐火涂层并非呈惰性。反而是这些耐火涂层会与蒸气反应，然后剥落并造成晶体的污染。
发明内容
一种由碳/石墨材料制成的生长导向器，其由内层或套筒以及外层构成。面对着生长中的晶体的内层由高导热率石墨制成，而外层由具有低导热率的多孔碳素材料制成。这种组合影响了导向器空腔内的热传导，使得内表面温度高于生长中的晶体的温度。结果，避免或消除了多晶SiC的沉积以及生长中的晶体在导向器上的附着。
生长导向器的耐蒸气腐蚀性得到提高，这是通过由低粘结剂含量的石墨制成导向器的内层而达成的。另外，通过从蒸气中除去过量的硅，也提高了生长导向器的耐腐蚀稳定性。上述硅的去除是通过在生长用坩埚内加入硅“吸收剂”(getter)来达到的。这种吸收剂优选为对硅具有高化学亲和性的碳素材料。
更具体而言，本发明披露了一种SiC晶棒生长方法，该方法包括：在生长用坩埚内设置生长导向器，其中所述生长用坩埚的底部装有SiC源材料，而坩埚顶部装有SiC籽晶。生长导向器具有内层和外层，其中所述内层限定了所述生长导向器中的开孔的至少一部分，并且所述外层在所述坩埚内支承着所述内层。所述开孔朝向所述源材料，而所述籽晶放置于所述开孔的与所述源材料相对的一端。所述内层由第一材料形成，并且所述外层由不同于第一材料的第二材料形成，其中第一材料的导热率高于第二材料的导热率。使所述源材料通过生长导向器中的所述开孔、升华生长在所述生长用坩埚内的所述籽晶上，从而在该籽晶上形成SiC晶棒。
开孔可呈圆锥形，其具有直径较小的一端和直径较大的一端。可将籽晶放置在圆锥形开孔的所述直径较小的一端。
在生长6H多型体碳化硅晶棒时，生长导向器开孔的中心轴与至少内层的内表面之间的夹角为43.3°、48.6°或54.7°，而在生长4H多型体碳化硅晶棒时，该夹角为43.3°或51.5°。
在2000℃下，内层的导热率可高于50W/(m·K)，并且外层的导热率可低于20W/(m·K)。
可由粘结剂含量低于20重量％的等静压成型石墨、或由不含粘结剂的中间相石墨制成内层。外层可由多孔碳制成。
在PVT法生长SiC晶棒的过程中，外层能够起到硅吸收剂的作用。
内层的厚度可介于2mm至6mm之间。生长用坩埚的顶部与至少部分内层之间可存在2mm至5mm的缝隙。该缝隙可由导热率低于20W/(m·K)的材料填充，该材料例如为(但不限于)形成外层的材料。
在2000℃下，内层的导热率优选高于80W/(m·K)，并且外层的导热率优选低于10W/(m·K)。
可将内层设置在外层中的沟或凹槽内。所述开孔可由内层表面和外层表面组合限定。
本发明还披露了SiC晶棒生长装置，该装置包括：石墨材质的生长用坩埚；设置在生长用坩埚内的底部的SiC源材料；设置在生长用坩埚内的顶部的SiC籽晶；设置在生长用坩埚内的顶部的生长导向器，所述生长导向器具有由籽晶向源材料延伸的开孔，所述开孔的至少一部分由所述生长导向器的第一层的表面限定，所述第一层在生长用坩埚内由所述生长导向器的第二层支承，所述生长导向器的所述第一层由第一材料形成，第二层由不同于第一材料的第二材料形成，并且第一材料的导热率高于第二材料的导热率；用于在生长用坩埚内形成温度梯度的装置，其中该温度梯度足以使SiC源材料蒸发并被输送至籽晶，蒸发后的源材料在籽晶上凝结并形成SiC晶棒。
开孔可呈圆锥形，其具有直径较小的一端和直径较大的一端。可将籽晶放置在圆锥形开孔的所述直径较小的一端。圆锥形开孔的直径较大的一端可朝向源材料。
在生长6H多型体碳化硅晶棒时，生长导向器开孔的中心轴与第一层的表面之间的夹角为43.3°、48.6°或54.7°，而在生长4H多型体碳化硅晶棒时，该夹角为43.3°或51.5°。
在2000℃下，第一层的导热率可高于50W/(m·K)，并且第二层的导热率可低于20W/(m·K)。
可由粘结剂含量低于20重量％的等静压成型石墨或由不含粘结剂的中间相石墨制成第一层。第二层可由多孔碳制成。
可由第一层表面和第二层表面组合起来限定开孔。
生长用坩埚的顶部与第一层的至少一部分之间可被缝隙隔开。
附图说明
图1为现有技术的物理气相传输(PVT)生长系统的剖视示意图，其用以在籽晶上生长SiC晶体。
图2是在与图1所示PVT生长系统类似的PVT生长系统中，按现有技术在籽晶上生长的SiC晶体的一系列侧向生长以及法向生长的示意图。
图3A-3B是在与图1所示PVT生长系统类似的PVT生长系统中，现有技术的SiC晶体在籽晶上自由式扩张生长的剖视示意图，所述生长是分别在高(或强)的径向温度梯度以及低的径向温度梯度的存在下进行的。
图3C是在与图1所示PVT生长系统类似的PVT生长系统中，现有技术的SiC晶体在籽晶上导向式扩张生长的剖视示意图。
图4A是在与图1所示PVT生长系统类似的PVT生长系统中，现有技术的SiC晶体在籽晶上进行理想的导向式扩张生长的剖视示意图。
图4B-4D是在与图1所示PVT生长系统类似的PVT生长系统中，现有技术的SiC晶体在籽晶上导向式扩张生长的剖视示意图，其示出了在导向式扩张生长中所遇到的典型问题，即分别为：由PVT生长过程中产生的富含硅的侵蚀性蒸气对生长导向器造成的腐蚀；SiC在生长导向器上的沉积；以及在生长导向器上形成多晶SiC沉积物。
图5A-5B是在与图1所示PVT生长系统类似的PVT生长系统中，现有技术的SiC晶体在籽晶上导向式扩张生长的剖视示意图，其中在这两幅图中，生长导向器分别为：具有为零的导热率，以及具有导热性。
图6是在与图1所示PVT生长系统类似的PVT生长系统中，SiC晶体在籽晶上导向式扩张生长的剖视示意图，该生长系统利用了本发明所披露的多层生长导向器。
图7是在与图1所示PVT生长系统类似的PVT生长系统中生长出的6H-SiC晶棒侧面的照片，该生长系统利用了图6中所示的多层生长导向器。
图8A-8B为由图7中所示晶棒所获得的晶片的线性摇摆曲线扫描图，其分别示出了样品角度Ω(度)与晶片上的距离间的关系、以及半峰全宽(FWHM)与晶片上的距离间的关系。
图9A-9C为在图7中所示的晶棒的一个边缘处、中心以及外边缘处的X射线反射图。
图10A-10B分别是由未使用图6所示的生长导向器以及使用了图6所示的生长导向器生长出的SiC晶片而得到的位错密度图，其中颜色较深的阴影部分表示位错密度较大，而颜色较浅的阴影部分表示位错密度较小。
发明详述
本发明所披露的SiC升华晶体生长在其生长过程中利用了晶体直径的导向式扩张，以消除或避免生长导向器的腐蚀、多晶SiC在导向器上的沉积、以及晶体在导向器上的附着。其可用于生产大直径、高质量的SiC单晶。
为了理解生长导向器的设计对其内表面温度的影响、及其与晶体温度间的关系，可参照图5A、5B和图6。图5A、5B和图6这三幅图均示意性地示出了SiC晶体生长用坩埚(与图1中的坩埚类似)的上部，这三个SiC晶体生长用坩埚分别具有非导热性圆锥形生长导向器、导热性圆锥形生长导向器、以及根据本发明实施方案的多层生长导向器。各生长导向器均设置在坩埚顶部，并包围在SiC籽晶以及生长的SiC晶棒的周围。
在SiC升华生长的高温下，传热的方式主要为辐射传热，也有较少部分的传热是借助于石墨部件(如生长导向器)的热传导。由于源材料温度高于籽晶温度，因此坩埚内热流的总体方向是向上的，分别如图5A、5B和图6中的箭头21、31和41所示出的那样，由源材料流向晶体。逸出坩埚的热量如箭头29、39和49所示出。SiC晶体的生长界面通常为等温线构型。然而，由于小平面的形成，生长界面可能会与等温线发生微小的偏离。
图5A描述了导热率为零的现有技术的圆锥形生长导向器22的理想情况。生长导向器22的圆锥形起到了热“漏斗”的作用，其将热流朝向坩埚轴23(以虚线示出)的方向汇聚。这样，在生长导向器22的腔体内除了存在着以箭头24标注的轴向热流之外，还出现了以箭头25标注的具有径向分量的热流。这在生长导向器22的腔体内部以及生长中的晶体27与生长导向器22之间的界面处形成了等温线，这些等温线向着坩埚的底部凸起。图5A中以虚线示出了单根凸起的等温线26。由于生长导向器22的导热率为零，因此在生长中的晶体27与生长导向器22的圆锥形内表面之间不会发生热交换。这意味着，生长中的晶体27的表面与生长导向器22的圆锥形内表面在所有的接触点或彼此紧密相邻的地方，这二者的温度都是相同的。
图5B示出了这样一种情况，其中圆锥形生长导向器32由导热性材料(如常规的等静压成型石墨)制成。除了以箭头34标注的导向器腔体内的轴向热流(其平行于坩埚轴33(以虚线示出))外，穿过生长导向器32的热传导形成了具有指向外部的径向分量的热流(如箭头35所示)。在晶体37的生长过程中，在晶体37与生长导向器32的圆锥形内表面之间发生了热交换，并且热传递的方向由晶体37指向生长导向器32中。这样，生长导向器32的内表面温度低于晶体37的温度。因此，有可能发生多晶SiC在生长导向器32上的沉积、以及生长中的晶体37棒与生长导向器32之间的合并。
参见图6，根据本发明实施方案的圆锥形生长导向器42由两个独立的层构成，这两个层连接在一起从而形成生长导向器42。这两个层包括面向坩埚内壁48的外层42b以及面向生长中的晶体47的内层42a。外层42b由具有低导热率的材料构成，该材料例如为(但不限于)多孔碳，而内层42a由具有高导热率的材料构成，该材料例如为(但不限于)石墨。在内层42a与坩埚顶部或盖52之间设置有缝隙51。如图6所示，缝隙51中填充有形成外层42b的低导热率材料，或其他任何合适并且/或者需要的非导热性材料。
箭头45a、45b和45c分别示出了沿着生长导向器42的内层42a的热传导。由于存在这种热传导，使得生长导向器42的腔体内出现了径向热流。在生长导向器42靠下的部分，如箭头45a所示，径向热流的方向是向外的。在生长导向器42靠上的部分(SiC晶体47在这里生长)，如箭头45c所示，径向热流的方向是向内的，即沿着从生长导向器42到晶体47的方向。这意味着生长导向器42的内表面温度高于晶体47的温度。因此，不可能发生多晶SiC在生长导向器42上的邻近晶体47的位置处的沉积、以及生长中的晶体47晶棒与生长导向器42(尤其是与内层42a)之间的合并。
有利的是，用于生长导向器42的外层42b的材料为在SiC升华生长温度下具有低导热率的多孔碳素材料。有利的是，在2000℃下，生长导向器42的外层42b的导热率低于20W/(m·K)，更有利的是低于10W/(m·K)。
有利的是，用于生长导向器42的内层42a的材料为在SiC升华生长温度下具有高导热率的等静压成型石墨。有利的是，在2000℃下，生长导向器42的内层42a的导热率高于50W/(m·K)，更有利的是高于80W/(m·K)。
生长导向器42的内层42a被成型为薄壁圆锥形，其壁厚优选为2mm至6mm。生长导向器42的内层42a与坩埚盖52之间的缝隙51的宽度优选为2mm至5mm，并且其中填充有低导热率材料，例如(但不限于)用以形成生长导向器42的外层42b的材料。
有利的是，将内层42a设置在形成于外层42b中的沟或凹槽53内，从而使面向坩埚轴43(以虚线示出)的内层42a和外层42b的表面是共平面或基本共平面的，并且这二者合起来限定了生长导向器42的圆锥形内表面。
在PVT生长过程中，石墨耐气体或蒸气腐蚀的稳定性取决于粘结剂含量：粘结剂含量越高，石墨越易于受到腐蚀。在图6中所示出、并且在上文中结合图6所描述的实施方案中，通过优选使用具有低粘结剂含量的、致密的等静压成型石墨来构造内层42a，可提高生长导向器42抵抗富含硅的蒸气侵蚀的耐抗性。有利的是，用于制备生长导向器42的内层42a的石墨品种包含小于20重量％的粘结剂。更有利的是，由不含粘结剂的中间相石墨来制备生长导向器42的内层42a。
由于SiC升华的不一致特性(incongruent character)，所以SiC上的蒸气相是富含硅的。根据温度的不同，在SiC升华生长的温度范围内，蒸气中Si∶C原子比可为1.3至3。Si∶C比值也可能取决于源材料中的SiC晶粒的尺寸以及多型的组成。即，微细粒状的SiC晶粒上的气相中的Si∶C比值高于大尺寸晶粒上的气相中的Si∶C比值。此外，非六方多型体上的Si∶C比值也高于六方多型体上的Si∶C比值。据观察，在SiC升华生长过程中，蒸气相中的Si∶C比值越高，石墨的腐蚀越严重。
为了降低富含硅的蒸气对石墨的腐蚀，有利的是，从蒸气相中除去过量的硅。这可通过在生长用坩埚中加入硅“吸收剂”55来达到。硅吸收剂55(在图6中，仅仅为了示意性目的而将其示作方块)优选由对硅具有高化学亲和性的碳素材料制成，更有利的是，由多孔石墨或纤维状石墨、多孔碳或纤维状碳、或碳化的有机泡沫或有机毡制成。
生长成的晶体通常会展示出高度的应力，这种应力是由生长过程中的某些条件造成的。这些条件可包括(但不限于)：温度梯度、掺杂程度、组成不均匀性或掺杂不均匀性、特定的生长机制和条件。另外，已知的是，生长所导致的应力如果过大，可导致长成的晶棒在随后的加工成为晶片的过程中发生破裂。
通过降低在生长过程中、于晶体边缘处形成的边缘面的数量和种类，可降低长成的晶体中的应力，并减少随后的破裂。为了达到该目的，使所制造的圆锥形生长导向器42的锥角符合六方SiC中一个主要锥体面(dominant pyramidal facet)与六方SiC中的c轴之间所形成的夹角，其中所述锥角为生长导向器42的中心轴43与生长导向器42的内表面(例如(但不限于)，内层42a的内表面)之间的夹角。有利的是，主要的锥体晶面选自由{1，0，-1，n}面构成的组，其中，对于6H多型体，n＝4、5和6，而对于4H多型体，n＝3和4。对于6H多型体，相应的生长导向器42的锥角选自43.3°、48.6°和54.8°。对于4H多型体，相应的生长导向器42的锥角选自43.3°或51.5°。
此外，还可对长成的晶棒和/或切割的晶片实施更多的常规处理(如生长后退火)，以减轻应力并减少破裂。
概括而言，上述实施方案具有如下特征：
1.通过使用圆锥形生长导向器，使得SiC升华生长工艺与晶棒直径的导向式扩张结合进行，其中所述圆锥形生长导向器置于生长晶棒的周围，并且与生长晶棒共轴。生长导向器由两层构成：具有高导热率的内层以及具有低导热率的外层。
2.生长导向器的内层优选由导热性石墨制成，所述导热性石墨例如为(但不限于)等静压成型石墨。优选的是，在2000℃下，生长导向器的内层的导热率高于50W/(m·K)，更有利的是高于80W/(m·K)。
3.生长导向器的外层优选由低导热率的碳素材料制成。优选的是，在2000℃下，生长导向器的外层的导热率低于20W/(m·K)，更有利的是低于10W/(m·K)。
4.生长导向器内层的厚度优选介于2mm至6mm之间。
5.优选的是，生长导向器内层的上部(或端部)与坩埚盖之间存在缝隙。优选的是，该缝隙宽度为2mm至5mm。该缝隙可由低导热率材料填充，该材料例如为(但不限于)用于导向器外层的材料。
6.生长导向器的内层优选由粘结剂含量低于20重量％的石墨品种制成。更优选的是，生长导向器的内层由不含粘结剂的中间相石墨制成。
7.优选在蒸气相中的硅∶碳比值通过从该蒸气相中除去过量的Si而降低的条件下进行SiC的升华生长。
8.优选通过使用设置于生长用坩埚内的硅吸收剂来实现从蒸气相中就地去除过量硅的操作。优选的是，硅吸收剂为对硅具有高化学亲和性的碳素材料。更优选的是，硅吸收剂为多孔石墨或纤维状石墨、或碳化的有机泡沫或有机毡形式的多孔碳或纤维状碳。
9.优选的是，圆锥形生长导向器的锥角(圆锥表面与圆锥轴之间的夹角)选自6H或4H晶体多型中的锥体面与六方c轴之间的夹角。更具体而言，希望晶面选自由{1，0，-1，n}面构成的组，其中，对于6H多型体，n＝4、5和6，而对于4H多型体，n＝3和4。更优选的是，对于6H多型体，生长导向器的锥角选自43.3°、48.6°或54.7°。对于4H多型体，生长导向器的锥角选自43.3°或51.5°。
上述与导向式直径扩张结合的SiC晶体生长工艺具有如下优点：
1.SiC晶棒直径的无缺陷侧向扩张。可预想到，在近期内，该优点能够使SiC衬底直径由目前的76.2mm(3英寸)增至100mm，而在稍远的将来，可使SiC衬底直径增至125mm到150mm。
2.SiC衬底的晶体质量得到改善，其包括衬底边缘处的缺陷密度得到降低，所述缺陷例如为晶粒、微管和位错。
使用上面所述的这种导向式直径扩张技术生长出了多个4H和6H多型体的SiC单晶。下面将对一种这样的晶体生长进行描述。
在由致密的、等静压成型石墨制成的坩埚内进行升华式晶体生长。准备直径为60mm的6H-SiC籽晶，该籽晶表面被切割成与晶面(0001)平行。使用碳基粘合剂将该籽晶粘附到籽晶固定件(在本实施例中，固定件为坩埚顶部或坩埚盖)。SiC源材料为高纯度多晶SiC晶粒，其尺寸为1mm至3mm。该SiC源材料装于坩埚底部。
制备与上述生长导向器42类似的生长导向器，其具有圆锥形内表面且锥角为44°。如图6所示，生长导向器包括两层。由等静压成型石墨加工得到壁厚为3mm的薄壁圆锥体，其中该等静压成型石墨的密度为1.78g/cm³，且含有低于20重量％的粘结剂。将该圆锥体用作生长导向器的内层。根据制造商的数据，该等静压成型石墨在室温下的导热率为约130W/(m·K)，并且在2000℃下的导热率为约80W/(m·K)。在导向器内层与坩埚盖之间形成有2mm的缝隙。该缝隙内填充了用于导向器外层的材料。
导向器外层由密度接近于1.0g/cm³的多孔石墨制成。该材料在室温下的导热率为约60W/(m·K)，并且在2000℃下的导热率低于20W/(m·K)。该材料还用作硅吸收剂。
根据标准的SiC生长工序来进行生长。坩埚中装有源材料和籽晶，并将生长导向器置于坩埚内。坩埚被由轻质石墨泡沫制成的隔热体包围。借助RF线圈进行加热，其中RF线圈以与坩埚共轴的方式布置。
在为生长做准备的过程中，将生长用坩埚排空并用惰性气体(例如(但不限于)纯氦气)冲洗，以除去氧气、氮气和湿气。随后，在500托的氦气压力下，将坩埚加热至所需的生长温度。在达到生长温度后，将生长用坩埚内的氦气压力由500托降低至20托。在加热过程内，调整RF线圈的位置，使得坩埚底部(源材料)的温度达到2130℃，并且使坩埚顶部(籽晶)温度达到2090℃。使用光测高温计来测量坩埚顶部和底部的温度。在生长过程中，使这两者的温度保持恒定。
待生长周期结束后，将坩埚冷却至室温。取下坩埚盖，该坩埚盖载有长成的晶棒并且该晶棒被生长导向器包围。目测表明，在长成的晶棒与生长导向器之间存在约1mm的缝隙。在生长导向器的内表面上仅发现了微弱的腐蚀痕迹。将生长导向器与晶体分开并对生长导向器进行分析。尽管生长导向器的内层由于受到了蒸气腐蚀而显示出少量的重量损失，但是生长导向器的外层由于从蒸气相中吸收了硅而显示出重量增加。
这样生长得到的6H-SiC晶棒的照片示于图7中。在生长过程中，晶棒的直径由60mm扩张至大约85mm。晶棒具有光滑且闪亮的生长界面，其中心平坦且边缘处略微凸起。在晶棒表面不存在可见的缺陷。
在将这样长成的晶棒制成晶片之前，对其进行生长后退火。该退火是等温的，即，该晶棒被放置于石墨盒内，该石墨盒经设计从而使其中的温度梯度最小化。退火条件包括本领域已知的温度、压力以及持续时间的恰当组合。
将长成的晶棒制成晶片。利用X射线摇摆曲线技术对制得的晶片进行表征。使用双晶衍射计(CuKα1，光斑尺寸：1×1mm²，(0006)布拉格反射)进行X射线测量。图8A和8B示出了在其中一个晶片上进行线性摇摆曲线扫描的结果。图8A的Ω扫描示出了在整个晶片直径范围内，样品角度Ω的变化较小，为约0.1°。这表明该晶体中不含有取向发生偏差的亚晶粒。图8B的FWHM扫描显示出，在边缘处，摇摆曲线的宽度(FWHM)分别低于125弧秒(arc-second)和低于50弧秒。摇摆曲线的形状是一种良好的衡量晶体质量的衡量手段：晶体质量越高，则反射越强，并且其FWHM越小。图7、8A和8B示出了使用图6中的多层生长导向器并通过本文所述方法而生长得到的所有SiC晶体的典型结果。
图9A-9C分别示出了在长成的晶棒的一个边缘处、中心处以及相对边缘处的X射线反射图。从图中可看出，与在中心区域测得的X射线反射相比，在长成的晶棒边缘处测得的X射线反射更强且更窄。
图10A和10B示出了导向式直径扩张对位错密度的影响。图10A是在直径为76.2mm(3英寸)的标准工业级别的半绝缘6H-SiC晶片上测得的位错密度图，其中该半绝缘6H-SiC晶片是从一个未经导向式直径扩张的晶棒上切下的，即，该晶棒是使用标准PVT生长工艺长成的。该图示出平均位错密度为1.2×10⁵cm^-2。在晶片边缘附近，可看到呈暗“云雾”状的高位错密度区域，其密度达到10⁶cm^-2。
图10B示出了76.2mm(3英寸)的晶片的位错密度图，其中该晶片是从一个使用了图6的多层生长导向器、并采用了上述导向式直径扩张而长成的晶棒上切下的。该晶片中的平均位错密度为4.6×10⁴cm^-2。可看出，边缘附近的位错密度低于中心区域的位错密度。
由使用图6的多层生长导向器、并采用本文所述的导向式直径扩张技术而长成的SiC晶棒所获得的结果表明，晶体的“扩张”部分具有高的晶体质量。这使得所述SiC升华生长工艺可用于生产大尺寸的高质量SiC单晶。
可以看出，利用图6所示多层生长导向器的、本文所述的SiC升华晶体生长方法将晶棒直径的轴向生长与侧向生长结合在一起，其中侧向生长程度以及生长中的晶体的形状由圆锥形导向器决定，其中圆锥形导向器置于生长晶棒周围、并且与生长晶棒共轴。利用了图6的多层生长导向器的本文所述的SiC升华晶体生长方法避免或消除了现有技术的导向式直径扩张生长的缺陷，即，蒸气对生长导向器的腐蚀、多晶SiC在导向器内表面上的沉积、以及生长中的晶体在导向器上的附着。
已经参照优选的实施方案对本发明进行了说明。本领域的普通技术人员通过阅读和理解前面的详细说明，可以对本发明进行显而易见的修改和改变。这意味着本发明可以被解释为包括所有上述的修改和改变，只要这些修改和改变落入所附的权利要求书或权利要求书的等同物的范围内即可。