CN110325670B - 碳化硅衬底和用于生长SiC单晶锭的方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种具有改进的机械特性和电学特性的碳化硅(SiC)衬底。此外，本发明涉及用于在物理气相传输生长系统中生产块状SiC晶体的方法。碳化硅衬底包括构成所述衬底(100)的总表面积的至少30％的内部区域(102)，以及径向围绕内部区域(102)的环形外周区域(104)，其中，内部区域(102)中的掺杂剂的平均浓度与外周区域(104)中的该掺杂剂的平均浓度相差最大5×10¹⁸cm^‑3、优选1×10¹⁸cm^‑3。

Description

碳化硅衬底和用于生长SiC单晶锭的方法

技术领域

本发明涉及具有改进的机械特性和电学特性的碳化硅(SiC)衬底。此外，本发明涉及用于在物理气相传输生长系统中生产块状SiC晶体的方法。

背景技术

由于其优异的物理、化学和电学性质，碳化硅尤其用作用于电力电子半导体组件、用于射频组件以及用于各种特殊发光半导体组件的半导体衬底材料。需要具有理想纯度和无缺陷的品质的块状SiC晶体作为这些产品的基础。

如本领域中已知的，块状SiC晶体通常通过物理气相沉积技术生产，特别是使用升华方法。该过程需要超过2000℃的温度。物理气相输送(PVT)基本上是升华和再冷凝的过程，其中源材料和晶种以使得源材料的温度高于晶种的温度的方式放置在生长炉内，从而使源材料升华，蒸气物质扩散并沉积在晶种上形成单晶。

为了生产晶片形衬底，例如通过孕镶金刚石的线锯将块状SiC晶体切片。通过随后的多级抛光步骤来精加工表面。为了制造电子组件，薄单晶层(例如SiC或GaN)外延地沉积在抛光的衬底上。这些层的特性以及由此制造的电子组件的特性决定性地取决于下面的SiC衬底的品质。

特别地，衬底的吸收特性及其在衬底表面上的分布代表了沉积外延层的品质的重要因素。这是因为即使对于外延反应器内的初始均匀的加热能量分布，在SiC衬底的表面上的不均匀吸收导致外延生长表面处的温度变化。因此，在具有例如1600℃的工作温度并具有主要是辐射驱动的热传递的外延反应器中，仅对于具有均匀吸收特性的衬底可以确保外延反应器内部的最佳热耦合(对于均匀且高品质的层生长是决定性的)。具有不均匀吸收特性的衬底导致品质较低的外延层以及产率较低的外延生产工艺。

美国公开专利8,747,982 B2示出了用于通过物理气相传输来制造SiC单晶的传统方法。在该工艺中，生长平面由温度场的等温线限定。为了利用该方法来制造高品质的SiC单晶，表面必须是弯曲的。然而，当考虑到特定的晶体长度时，弯曲的热场也是造成外周区域与中心相比出现不同的温度的原因。与外周区域相比，这导致中心的杂质原子的不同掺入。结果是外来原子在最终的SiC衬底上的不均匀分布，这又导致不均匀的吸收，因为吸收特性还取决于嵌入的杂质原子的种类和数量。另一方面，如果等温线的曲率减小太多以便减小嵌入的外来原子的横向差异，则不能再制造低缺陷的晶体。在已知的制造工艺中，通常接受SiC衬底的不均匀吸收以及外延工艺的较低产率的缺点。

此外，已知制造工艺采用相当高的衬底厚度，以便确保衬底的低的弯曲度和翘曲度(bow and warp)值。在US 7,422,634 B2中提及，当为直径约75mm的衬底选择约1mm的衬底厚度时，可以实现低的弯曲度和翘曲度值。显然，增加的厚度通过增加衬底的刚度使得该衬底更稳定。因此，由于内部机械张力，衬底不易受到变形(distortion)的影响。这种改进的几何形状旨在确保外延反应器内部的最佳机械耦合。然而，该解决方案涉及更大量的材料并因此涉及显著更高的成本，此外，该解决方案在1600℃的外延系统中是不够的，在该系统中通过辐射的热传递主导通过热传导的传递。

公开专利US 8,747,982 B2描述了一种用于生产具有限定位置的晶格平面的SiC衬底的方法。然而，如果外延反应器内的热耦合不够均匀，则仅仅SiC衬底的良好品质不足以在该衬底上沉积低缺陷或无缺陷的外延层。因此，额外需要均匀的吸收特性，以便在外延工艺期间通过热辐射实现均匀的热耦合，从而确保低缺陷或无缺陷的外延层。

因此，仍然需要一种改进的碳化硅衬底和一种确保该衬底的改进的吸收特性的制造方法。

发明内容

该目的通过独立权利要求的主题解决。本发明的有利实施方式是从属权利要求的主题。

本发明的发明人已经认识到必须限制吸收系数的不均匀性以限制(或避免)上述对外延工艺的负面影响。如上文已经提及的，完全加工的SiC衬底中的吸收的横向差异主要取决于晶锭生长过程中的热条件。为了避免在晶锭生长期间的晶体缺陷，必须以等温线在生长前沿(凸晶体)处是弯曲的方式选择温度场。因此，对于选定的晶体长度，与外周区域相比，在中心存在不同的温度。这导致对于杂质的不同嵌入机制，因为这些机制与温度有关。如果选择等温线的曲率太小，则晶体具有太多缺陷。

通常，不能避免掺入杂质(例如掺杂剂或污染物)，杂质可以包括除硅或碳之外的任何化学元素。一方面，通常需要氮作为掺杂剂以便调节衬底的电阻。另一方面，源材料和坩埚部件总是被微量的杂质(例如铁、铝等)污染。

如本领域中已知的，杂质原子可以在规则的晶格位置处取代硅或碳原子，或者杂质原子可以位于间隙位置。此外，根据杂质原子的类型和在晶格内的位置，杂质原子可以是电活性的或非电活性的。必须注意的是，终产品的测量的电学特性(例如电阻)不一定反映实际的杂质原子浓度。这些杂质原子局部地影响吸收特征。

特别地，由于氮对所谓的供体-受体-对(DAP)吸收带的影响，掺杂剂氮的存在会影响吸收特性。

因此，最终加工的SiC衬底的吸收特性的横向差异取决于在晶体生长期间嵌入的外来原子(例如氮)。SiC衬底的吸收特性对外延工艺期间半透明衬底与热场的耦合品质具有相当大的影响。在外延生长期间，SiC衬底的热耦合的差异导致衬底上的温度分布不均匀。这导致不利和不希望的效果，特别是外延层的不均匀生长，因此增加了成本和废料。

本发明基于以下构思：通过限制吸收系数的不均匀分布可以避免或至少减少对外延工艺的负面影响。为了在最终加工的衬底中达到特别均匀的横向吸收特性，本发明通过使用改进的晶体生长工艺来调节两个不同区域中的外来原子的平均浓度。特别地，通过引入额外的具有受控横向分布的掺杂剂原子，可以补偿衬底的整个表面上在晶体生长期间由弯曲的等温线引起的吸收特性的差异。

根据本发明的SiC衬底包括沿径向方向的至少两个不同区域。通过在第一区域中提供与第二区域相比显著不同浓度的所选杂质原子，可以选择性地控制衬底中的吸收特性分布。特别地，根据本发明的碳化硅衬底包括构成所述衬底的总表面积的至少30％的内部区域，以及径向围绕所述内部区域的环形外周区域。内部区域中的掺杂剂的平均浓度与外周区域中的该掺杂剂的平均浓度相差不超过5×10¹⁸cm^-3，并且内部区域和外周区域的平均吸收系数相差小于10cm^-1。

发明人已经认识到，由此可以在衬底的表面上提供均匀的吸收特征分布，从而在外延反应室中产生均匀的热耦合。这又导致具有高得多的品质的外延层。

优选地，所述内部区域构成所述衬底的总表面积的45％±15％。可以示出，这种分配产生最令人满意的结果。如已经提及的，所述内部区域内的平均浓度与所述外周区域内的平均浓度相差最大5×10¹⁸cm^-3，优选地，所述内部区域内的平均浓度与所述外周区域内的平均浓度相差最大1×10¹⁸cm^-3(即，与所述外周区域相比，所述内部区域可以具有更高的平均浓度或更低的平均浓度)。必须注意的是，该浓度差值的量与所述衬底中存在的总掺杂剂浓度水平无关。

可以使用任何杂质元素，因为通过根据本发明的掺杂剂调节了吸收系数。有利地，可以使用氮，无论如何都将氮引入制造工艺中以便确定SiC衬底的电阻。

为了实现特别高品质的外延层，内部区域和外周区域的平均吸收系数的最大偏差小于10cm^-1，优选地小于5cm^-1。有利地，本发明可以用于具有选自包括4H、6H、15R、以及3C的组的多型体的衬底。特别地，优选4H多型体。SiC存在于许多不同的多型体(例如4H、6H、3C、以及15R)中，但是4H-SiC是用于高功率和高温电子器件中的最受关注的多型体。不同多型体之间的区别由沿着c轴线的堆叠序列的Si-C双层给出。

此外，衬底的表面的取向可以是偏离轴线0°至8°，优选地，衬底表面具有4°偏离取向，而不是名义上在轴线上(on-axis)。该取向对随后沉积的层的外延生长有影响。

有利地，衬底具有12mΩcm至26mΩcm、优选地18mΩcm至22mΩcm的电阻率，和/或小于50000cm^-2的蚀坑密度。蚀坑密度(etch pitch density，EPD)是衬底的近表面区域中所包含的缺陷和位错的量度。

本发明还涉及用于在物理气相传输生长系统中生长至少一个SiC单晶锭的方法，所述方法包括以下步骤：

将SiC粉末源材料布置在源材料室中，

在生长室内布置至少一个SiC晶种，其中，所述源材料室连接至所述生长室，用于向所述生长室提供升华的气态组分，

施加升高的温度用于产生升华的气态组分，所述气态组分在所述SiC晶种处产生SiC生长相，使得在所述SiC晶种处形成SiC块单晶锭，

其中，所述生长室包括掺杂剂源和/或用于在所述单晶锭的生长期间在参照所述单晶锭的纵向轴线的径向方向上控制掺杂剂浓度的掺杂剂槽(sink)。

存在控制掺杂剂浓度的多种可能性。一般而言，单晶的径向外周区域(相对于纵向轴线)必须具有比中心区域更高的掺杂剂浓度。根据本发明，中心区域中的平均掺杂剂浓度相对于外周区域中的浓度的差值可以不大于5×10¹⁸cm^-3，优选地不大于1×10¹⁸cm^-3。生长温度可以达到约2200℃，同时达到0.1毫巴至100毫巴的压力。

可以通过在生长室的外周区域中布置特定掺杂剂元素的源来实现该浓度差值，使得例如与内部区域相比，外周区域容纳更高量的掺杂剂。替选地，用于所选掺杂剂的吸气剂材料也可以布置在生长室的内部区域中，使得其对生长的晶体的内部区域具有最大的影响。

例如，掺杂剂可以包括氮和/或氨。在这种情况下，生长的晶锭的外周区域可以用氮气吹扫(flush)。特别地，两个或更多个气体入口可以围绕生长室内部的外周区域对称地布置，从而将氮气注入生长室内的气氛中。该解决方案具有的优势是可以非常容易地修改和优化在生长工艺中嵌入的掺杂剂的浓度。

通过在与晶种的外周区域相对的区域中提供富集掺杂剂的SiC粉末源材料、而不是填充均匀的SiC粉末源材料，也可以实现在生长的晶体的外周区域中掺杂剂的提高的浓度。该变型具有的优势是，富集掺杂剂的粉末比额外的气体入口和流体处理剂可以更容易地处理。富集的SiC粉末中的掺杂元素的浓度为至少1×10²⁰cm^-3，优选地为5×10²⁰cm^-3。较低掺杂的源材料中的掺杂元素的浓度低于5×10¹⁷cm^-3，优选地低于1×10¹⁷cm^-3。

如已经提及的，提供所需的浓度差值的一种方法是在第二区域供给增加量的掺杂剂。另一种方法是局部地减少供给到第一区域的掺杂剂的量。这例如可以通过将吸气剂材料提供到比外周区域更接近生长的晶体的中心区域来完成。当然，所需的吸气剂材料取决于具有必须形成该浓度分布的特定掺杂剂。

根据本发明的有利实施方式，提供了一种氮吸气剂，所述氮吸气剂包含一种或多种结合氮的金属。这些金属可以例如是钽、钨、钼、铌、铪和/或其合金或混合物。存在于生长区域的中心区内的氮与金属部分地结合并且产生(通常不可逆的)氮化物键。这意味着控制了与晶体的生长前沿相邻的横向氮分布，使得与外周区域相比，在中心区域中较少的氮可用于结合至生长的晶体中。

对于本领域技术人员明显的是，还可以使用其它吸气剂材料，这取决于必须被其包含在单晶中的空间浓度影响的特定掺杂剂。

吸气剂材料可以例如以颗粒状或粉状颗粒的形式提供，所述吸气剂材料由多孔壁(例如石墨)固定就位。在待吸收氮的情况下，吸气剂颗粒可以包括钽、钨、铪、钼、铌、铪和/或其合金或混合物。氮穿过多孔石墨壁并且与吸气剂金属不可逆地结合。因此，沿径向方向产生氮浓度分布，该氮浓度分布在中心区域内具有比在外周区域中更低的浓度值。因此，在生长的SiC单晶的中心区域内，可用于嵌入生长的晶格中的气态氮较少。

根据本发明的有利实施方式，可以在生长室和源材料室之间的界面处调节生长室中的掺杂剂的浓度分布。特别地，将SiC粉末源材料布置在源材料室中的步骤可以包括填充掺杂剂(例如氮)富集的SiC粉末源材料并且用掺杂剂(例如氮)吸气剂部分地覆盖源材料室和生长室之间的界面的中心区域。吸气剂可以是金属，例如作为体现在石墨囊中的合金或混合物的钽、钨、铌、钼或铪，所述吸气剂具有1.0g/cm^-3至2.0g/cm^-3、优选地1.2g/cm^-3的堆积密度，吸气剂颗粒的组成在0.01mm至1mm、优选地是0.05mm至0.5mm的范围内。

当然，本发明也旨在涵盖上述实施方式的各种组合。

如在本领域中公知的，PVT生长技术受制于生长速率相当慢(通常是约100μm/h)的事实。因此，额外需要一种在没有受损特性的情况下更快速地生长SiC晶体的方法。为了解决该问题，根据本发明的构思可以施用于对称的PVT生长系统，用于通过将坩埚的内室分隔成中心源材料室和对称布置的两个生长室(每个生长室包括至少一个SiC晶种)来同时生长超过一个SiC单晶锭。每个生长室通过可透气的多孔屏障与源材料室分隔。借助于这种完美对称的布置，可以产生这样的温度分布：在源材料室的中心具有最高温度，具有在晶种位置处的具有相同的较低温度的区域。在欧洲专利EP 2 664 695 B1中描述了这种PVT生长系统。

同时生长两个SiC单晶的这种方法具有的优势是可以达到更高的生产量，同时仍然保持所生产的晶锭的品质不受损害。

附图说明

附图并入说明书中并形成说明书的一部分，以便说明本发明的多个实施方式。这些附图与说明书一起用于解释本发明的原理。附图仅出于说明如何得到和使用本发明的优选和替选示例的目的，而不被解释为仅将本发明限制于示出和描述的实施方式。此外，实施方式的多个方面可以单独地或以不同的组合形成根据本发明的解决方案。因此，根据如附图所示的本发明的各种实施方式的以下更具体的描述，其它特征和优势将变得明显，其中相同的附图标记表示相同的元件，并且其中：

图1示出根据本发明的第一有利实施方式的碳化硅衬底的示意性俯视图；

图2示出根据本发明的第二有利实施方式的碳化硅衬底的示意性俯视图；

图3示出根据本发明的第一实施方式的PVT生长装置的示意性截面图；

图4示出根据本发明的另一实施方式的PVT生长装置的示意性截面图；

图5示出根据本发明的另一实施方式的PVT生长装置的示意性截面图；

图6示出根据本发明的另一实施方式的PVT生长装置的示意性截面图；

图7示出根据本发明的另一实施方式的PVT生长装置的示意性截面图；

图8示出根据本发明的另一实施方式的PVT生长装置的示意性截面图。

具体实施方式

现在将参考附图更详细地描述本发明。首先参见图1，示出了根据本发明的SiC衬底100(有时也称为“晶片”)的示意图。根据本发明，SiC衬底100包括沿径向方向(如箭头r所示)的第一区域102和第二区域104。第一区域102被第二环形区域104围绕。如字母“A”所示，第一区域102具有第一平均浓度的掺杂剂(例如氮)，而第二区域104具有不同于第一平均浓度的第二平均浓度(“B”)。根据本发明的示例性实施方式，在第一区域102中的掺杂剂的平均浓度与第二区域104中的平均浓度相差不超过5×10¹⁸cm^-3、优选地不超过1×10¹⁸cm^-3。特别地，第一区域102中的氮的平均浓度可以低于第二外周区域104中的氮浓度。

根据本发明的示例性实施方式，第一区域102中的平均吸收系数与第二区域104中的平均吸收系数相差不超过10cm^-1、优选地不超过5cm^-1。根据本发明，圆形内部区域102占据整个晶片表面的至少45％±15％。因此，环形外部区域104当然也占据整个晶片表面的至少45％±15％。

通过在不同的第一区域和第二区域中引入具有不同平均浓度的杂质原子，可以使在晶锭生长的过程中受热条件影响的横向吸收特征均匀化。因此，本发明提供一种SiC衬底，该SiC衬底理想地具有完全均匀的吸收特性，但至少具有接近理想的均匀吸收特性。在外延反应器内部，这些SiC衬底具有以下优势：在外延生长条件下具有均匀的温度分布并允许高品质外延层的生长。此外，可以在根据本发明的衬底上制造高品质的电子组件。

当在第一(内部)区域102中提供与第二(外部)区域104中的平均掺杂剂浓度相差不超过5×10¹⁸cm^-3的平均氮掺杂剂浓度，或优选地第一(内部)区域102与第二(外部)区域104中的掺杂剂浓度相差不超过1×10¹⁸cm^-3的平均氮掺杂剂浓度时，根据本发明的SiC衬底100可以通过以下特征区分。

可以选择尺寸使得直径为100mm或甚至150mm或200mm，晶片厚度小于1000μm且大于200μm，例如350μm±25μm。由蚀坑密度(EPD)指示的总位错密度可以达到50000cm^-2，优选地保持在10000cm^-2以下。电阻率可以是12mΩcm至26mΩcm，优选地是18mΩcm至22mΩcm。

根据预期的后续外延层以及所需的光学和半导体材料性质，SiC衬底可以具有迄今为止已发现的超过200种可能的SiC多型体中的一种。如本领域已知的，最常见的多型体包括3C、2H、4H、6H、8H、9R、10H、14H、15R、19R、20H、21H和24R，其中(C)、(H)和(R)是三种基本的立方形、六边形和菱形晶体学类别。在标记为3C-SiC或β-SiC的立方闪锌矿结构中，Si和C占据金刚石框架中的有序位置。在六边形多型体nH-SiC和菱形多型体nR-SiC(通常称为a-SiC)中，由C和Si层组成的nSi-C双层在原始晶胞中堆叠。优选地，根据本发明的衬底是4H多型体。此外，衬底的取向是偏离轴线0°至8°，优选地偏离轴线4°。多型体和取向通常通过晶种的取向或通过在晶体制备期间倾斜来控制。

图2示出了根据本发明的衬底的另一方面。当在PVT系统中制造SiC衬底时，可以预期在区域102和区域104之间将不存在清晰的限制线。相反，存在具有位于区域102的A值和区域14的B值之间的平均掺杂剂浓度的梯度的过渡区域106。过渡区域106中的掺杂剂浓度用字母“C”标记。必须理解的是，在过渡区域106中，平均掺杂剂浓度沿径向方向r是可变的，以便从中心区域102中的较低值A引导至外周区域104中的较高值B。

重要地，必须注意的是，图1和图2是示意图，并不是关于区域102、区域104和区域106的尺寸以及关于这些区域相对于彼此的面积比来按比例绘制的。

图3至图8示出了用于生长单晶锭的PVT工艺的不同实施方式，如参考图1和图2所描述的，该单晶锭可以被切片成衬底。物理气相传输(PVT)(也称为晶种升华生长)是最普遍的且成功的方法以便生长大尺寸的SiC单晶。美国专利8,747,982B2描述了一种有利的制造方法，该方法可以使用和修改以便制造根据本发明的SiC衬底。

将参考图3解释在SiC单晶108的生长期间沿径向方向产生掺杂剂分布的第一示例。在下文中，生长的SiC单晶108也将被称为“锭”。

图3示出了PVT生长单元110的示意图，其中，SiC单晶108的PVT生长在石墨坩埚112中进行，石墨坩埚112用石墨盖密封并且载荷有设置在坩埚112底部处的源材料室116中的升华源114。在坩埚顶部处布置单晶种(附图中不可见)。绝热材料围绕坩埚112并且仅在散热通道的区域中打开，该散热通道产生再冷凝所需的温度梯度(图中未示出)。

升华源114通常是在单独工艺中合成的多晶SiC颗粒或粉末。载荷的坩埚112放置在生长室内，在生长室中，坩埚112被隔热材料包围(图中未示出)。使用感应加热或电阻加热(图中未示出)以便使坩埚112达到合适的温度，通常是2000℃至2400℃，用于SiC单晶种上的SiC单晶的PVT生长。生长室可以例如由熔融石英制成，并且RF线圈相对于坩埚112定位，使得在单晶生长期间，升华源114的温度保持高于晶种的温度(通常相差10K至200K)。

在达到适当的高温时，升华源114蒸发并用硅、Si₂C和SiC₂分子的蒸气填充坩埚112的生长室118。升华源114和晶种之间的温差迫使该蒸气迁移并凝结在晶种上，从而形成生长的单晶锭108。为了控制生长速率，PVT生长通常在小的惰性气体压力(通常是0.1毫巴至100毫巴)的存在下进行。

除了如US8,747,982B2中所示的已知布置之外，本发明还提供至少两个、优选六个气体入口120，这些气体入口120在生长室118内的外周处对称地布置。气体入口120提供定向气流122，该定向气流122朝向生长的晶体108的外周区域引导。由此，在生长室118的靠近坩埚112的内壁124的区域与中心区域之间出现掺杂剂浓度差。通过在生长的晶体108的外周附近提供更高的掺杂剂浓度，在外周的生长晶格中嵌入比在中心区域中嵌入的浓度更高的掺杂剂浓度。根据气流122的具体参数，可以实现如图1或图2所示的浓度分布，用于由晶体108产生的最终加工的SiC衬底。

在所示的实施方式中，气流122包含作为掺杂剂的氮和/或氨。然而，当然，也可以通过气体入口120将其它合适的气体引入生长室118中。

如上文已经提及的，通过同时生长两个晶体而不是一个晶体，可以显著地减少用于生长SiC单晶的生产时间。为了实现这种同时生长，欧洲专利EP 2 664695B1的原理可以适于根据本发明的构思。

如图4所示，根据本发明的生长单元210可以包括两个生长室118、119。生长室118、生长室119相对于源材料室116对称地布置，所述源材料室116包括升华源114。在生长室118、生长室119的每一者中，一个晶体108、109从晶种(图中未示出)生长。类似于图3中所示的布置，提供了用于将氮气朝向生长的晶体108、生长的晶体109中的每一者引导的气体入口120。当然，该实施方式也可以涵盖任何其它气态掺杂剂(例如氨)。

在生长室118、生长室119的每一者中，对称布置的至少两个、优选六个掺杂剂入口121、掺杂剂入口123以使得向生长室118、生长室119的相应外周区域供给比中心区域更高浓度的掺杂剂的方式布置。这允许生产在整个晶片表面上具有均匀吸收特性的SiC衬底。

图5示出了用于生长单晶锭108的生长单元110的另一实施方式。晶体108从布置在生长室118中的晶种生长。升华粉末源114包含在源材料室116中。源材料的堆积密度应该是1.0g·cm^-3至2.6g·cm^-3，优选是1.4g·cm^-3至1.8g·cm^-3。源材料的晶粒尺寸(D50)应该是100μm至1000μm，优选是300μm至500μm。然而，与已知的布置相反，粉末源114不是均匀地分布在坩埚112的整个直径上。根据本发明，源材料室116的外周包括富集的源材料126，该源材料126是额外富集掺杂剂(例如氮)的。富集的SiC粉末中的掺杂元素的浓度为至少1×10²⁰cm^-3，优选5×10²⁰cm^-3。较低掺杂的源材料中的掺杂元素的浓度低于5×10¹⁷cm^-3，优选低于1×10¹⁷cm^-3。在加热过程中，当蒸发富集的源材料126时，产生掺杂剂的环形流128。此外，还可以在中心的未掺杂的源材料和富集的源材料126之间的界面处提供逐渐稀释的掺杂剂。

与图3所示的实施方式相比，可以看到该实施方式的优势在于以下事实：首先不需要处理气态掺杂剂源，其次在生长过程中不需要连续靠近坩埚112。

当然，图5中所示的原理也可以适于同时生长两个晶锭108、109的构思。图6中示出了该生长单元布置210。根据该实施方式的生长单元210包括两个生长室118、119。生长室118、生长室119相对于包括升华源114的源材料室116对称地布置。在生长室118、生长室119的每一者中，一个晶体108、109从晶种(图中未示出)生长。

类似于图5中所示的布置，粉末源114不是均匀地分布在坩埚112的整个直径上。相反，源材料室116的外周包括额外富集掺杂剂(例如氮)的富集的源材料126。在加热过程期间，当蒸发富集的源材料126时，产生掺杂剂的两个环形流128、129，并且将其朝向生长的晶体108、生长的晶体109中的每一者引导。此外，还可以在中心的未掺杂的源材料与富集的源材料126之间的界面处提供逐渐稀释的掺杂剂。当然，尽管氮作为示例示出，该实施方式也可以涵盖任何其它掺杂剂。

如上文描述的图3至图6涉及在生长室118的外周中主动增加掺杂剂(例如氮)的浓度的构思。另一方面，将在下文描述的图7和图8示出了生长室118的中心区域中掺杂剂浓度主动降低的实施方式。

如图7所示，用于生长SiC单晶108的PVT生长单元110包括用石墨盖密封且载荷有富集掺杂剂的升华源126的石墨坩埚112，该升华源126设置在坩埚112底部的源材料室116中。单晶种(图中不可见)布置在坩埚顶部。绝热材料围绕坩埚112并且仅在散热通道的区域内打开，该散热通道产生再冷凝所需的温度梯度(图中未示出)。

升华源126例如是在单独的工艺中合成的并掺杂有所期望的掺杂剂(例如氮)的多晶SiC晶粒或粉末。载荷的坩埚112放置在生长室内，在生长室中，坩埚112被隔热材料(图中未示出)包围。使用感应加热或电阻加热(图中未示出)使坩埚112达到用于SiC单晶种上的SiC单晶的PVT生长的合适温度，通常是2000℃至2400℃。生长室可以例如由熔融石英制成，并且RF线圈相对于坩埚112定位，使得在单晶生长期间，升华源114的温度保持高于晶种的温度(通常相差10K至200K)。

在达到适当的高温时，掺杂氮的升华源126蒸发并且用硅、Si₂C和SiC₂分子的蒸气填充坩埚112的生长室118。升华源126和晶种之间的温差迫使该蒸气迁移并凝结在晶种上，从而形成生长的单晶锭108。

根据图7中所示的实施方式，氮吸气剂材料130中心地布置在掺杂氮的升华源126和生长室118之间的界面处。因此，产生掺杂剂128(例如氮)的环形流，该环形流朝向生长的晶体118的外周区域引导。在中心区域内，吸气剂材料130结合来自生长室118的中心区域的一定量的掺杂剂原子。因此，吸气剂材料130产生在生长室118内掺杂剂的浓度梯度。特别地，生长室118的中心内的掺杂剂浓度低于外周区域中的掺杂剂浓度，以便使得在中心区域内将较低的掺杂剂浓度嵌入到生长的晶体108中。

通常，将多孔石墨的膜布置在源材料室116和生长室118之间(图中未示出)。该膜将固体源材料与气态物质分离。根据本发明，在中心区域中提供由多孔材料制成的储存器。储存器包括例如石墨，该石墨允许分子和原子从生长室扩散至吸气剂材料，反之亦然。因此，储存器壁应当具有1.0g·cm^-3至2.0g·cm^-3、优选为1.2g·cm^-3的堆积密度。储存器填充有颗粒状或粉末状的吸气剂材料，例如钽、钨、钼、铌、铪和/或其合金或混合物。通过吸气剂材料的氮被吸气剂材料130不可逆地结合。因此，横向的氮分布受到影响，使得与中心相比，在外周处更多的氮可用于嵌入到生长的晶体中。为了在晶体生长过程的整个时间内平衡吸气剂功能，颗粒尺寸和粉末尺寸的组成必须在0.01mm至1mm的范围内、优选地在0.05mm至0.5mm的范围内调节，使得吸气剂的优化的自由表面是可接近的。必须调节吸气剂囊的高度，使得在整个晶体生长过程中保持吸气剂能力，吸气剂囊的厚度为1mm至20mm、优选5mm至10mm。

提供中心布置的吸气剂材料130的构思也可以适于两个SiC晶锭108、109同时生长的布置。该PVT生长单元210如图9中所描绘的。如图9中所示，掺杂氮的粉末源126布置在2个生长室118、119之间。在掺杂氮的粉末源126与生长室118、生长室119中的每一者之间的界面处，氮吸气剂材料130、氮吸气剂材料132中心地布置。因此，产生掺杂剂的环形流128、环形流129，该环形流朝向生长的SiC晶体108、生长的SiC晶体109引导。因此，在生长的晶体108、生长的晶体109的外周区域中存在更高的掺杂剂浓度。

由于掺杂剂在生长室118、生长室119的中心区域中的可用性降低，与外周区域相比，在内部区域处较低的掺杂剂浓度被掺入到生长的晶体108中。

例如，当使用氮作为掺杂剂时，固体吸气剂材料130、固体吸气剂材料132可以包括金属，例如钽、钨、钼、铌或铪、和/或其合金或混合物。这些元素通过形成氮化物键来不可逆地结合氮。当然也可以使用其它合适的吸气剂材料。

由此可以实现如图1和图2所示的根据本发明的最终加工的SiC衬底的浓度分布。当然也可以根据需要组合上文描述的概念。

根据本发明，限制了吸收系数的不均匀性，以确保通过外延工艺在SiC衬底上生长的高品质的层。吸收系数表征当通过给定材料时电磁辐射的强度降低。吸收系数的大小为1/长度，通常用单位1/cm表示。大的吸收系数意味着特定的材料相对强烈地屏蔽具体的辐射，而小的吸收系数意味着材料对于具体的辐射是更可透过的。除了其它因素外，辐射的波长强烈地影响吸收系数。对于外延工艺，相关的波长是约2μm至0.6μm。

碳化硅是具有宽带隙和电荷载流子浓度的半导体，因此掺杂剂浓度也强烈地影响吸收。P.J.Wellmann、R.Weingartner、M.Bickermann、T.L.Straubinger、A.Winnacker的文章“Optical quantitative determination of doping levels and their distributionin SiC”，材料科学与工程B91-92(2002)75-78在图1中示出了具有低掺杂浓度和高低掺杂浓度的n-型4H-SiC材料的吸收光谱。如该文献中所示，掺杂浓度(例如对于氮)越高，吸收系数越高。

因此，完全加工的SiC衬底的吸收特性的横向差异取决于在晶体生长期间将掺杂剂(例如氮)嵌入晶格中的方式。SiC衬底的吸收特性显著地决定了在任何外延工艺期间透明晶片与热场的耦合品质。SiC衬底的热耦合的变化在外延工艺期间引起不均匀的温度，并因此导致不期望的效果，例如外延层的不均匀生长。因此，根据本发明，吸收系数的不均匀性被最小化，用于减少对外延层的负面影响。

附图标记

附图标记	说明
		100	SiC衬底
102	内部区域
		104	外部区域
106	过渡区域
		108，109	SiC单晶锭
110，210	生长单元
		112	坩埚
114	升华源材料
		116	源材料室
118，119	生长室
		120，121，123	气体入口
122	气体流
		124	坩埚的内壁
126	富集掺杂剂的源材料
		128，129	掺杂剂流
130，132	吸气剂材料

Claims (11)

1.一种碳化硅衬底，包括：

被掺杂的内部区域(102)，所述内部区域(102)构成所述衬底(100)的总表面积的45％±15％，

径向围绕所述内部区域(102)的环形外周区域(104)，所述外周区域被掺杂的浓度不同于所述内部区域的掺杂剂的浓度，

其中，所述内部区域(102)中的掺杂剂的平均浓度与所述外周区域(104)中的该掺杂剂的平均浓度相差不超过1×10¹⁸cm^-3，并且其中，所述内部区域(102)和所述外周区域(104)的平均吸收系数的最大偏差小于5cm^-1。

2.根据权利要求1所述的碳化硅衬底，其中，所述掺杂剂包括氮。

3.根据权利要求1所述的碳化硅衬底，其中，所述衬底(100)具有选自包括4H、6H、15R、以及3C的组的多型体。

4.根据权利要求1所述的碳化硅衬底，其中，所述衬底(100)具有小于1000μm的厚度，和/或其中，所述衬底(100)具有至少100mm的直径。

5.根据权利要求1所述的碳化硅衬底，其中，所述衬底(100)具有12mΩcm至26mΩcm的电阻率，和/或小于50000cm^-2的蚀坑密度。

6.一种用于在物理气相传输生长系统中生长至少一个SiC单晶锭(108，109)的方法，所述方法包括以下步骤：

将SiC粉末源材料(114)布置在源材料室(116)中，

在生长室(118，119)内布置至少一个SiC晶种，其中，所述源材料室(116)连接至所述生长室(118，119)，用于向所述生长室(118，119)提供升华的气态组分，

施加升高的温度用于产生所述升华的气态组分，所述气态组分在所述SiC晶种处生成SiC生长相，使得在所述SiC晶种处形成SiC块单晶锭(108，109)，

其中，至少一个所述生长室(118，119)包括掺杂剂源和/或用于在所述单晶锭(108，109)的生长期间在参照所述单晶锭(108，109)的纵向轴线的径向方向上控制掺杂剂浓度的掺杂剂槽，使得所述单晶锭(108，109)的中心区域中的掺杂剂浓度不同于在所述单晶锭(108，109)的外周区域中的掺杂剂浓度，其中内部区域(102)中的掺杂剂的平均浓度与所述外周区域(104)中的该掺杂剂的平均浓度相差不超过1×10¹⁸cm^-3，并且其中，所述内部区域(102)和所述外周区域(104)的平均吸收系数的最大偏差小于5cm^-1。

7.根据权利要求6所述的方法，其中，所述掺杂剂包括氮。

8.根据权利要求7所述的方法，其中，生长的所述单晶锭(108，109)的外周区域用氮气和/或氨气吹扫。

9.根据权利要求6所述的方法，其中，所述SiC粉末源材料包括在与所述晶种的外周区域相对的区域中的富集掺杂剂的材料(126)。

10.根据权利要求6所述的方法，其中，将所述SiC粉末源材料布置在所述源材料室中的步骤包括填充富集掺杂剂的SiC粉末源材料(126)并用吸气剂材料覆盖所述源材料室(116)和所述生长室(118，119)之间的界面的中心区域。

11.根据权利要求6所述的方法，其中，在两个生长室(118，119)中的每一者内布置至少一个SiC晶种，其中，所述源材料室(116)对称地布置在所述两个生长室(118，119)之间，并且通过可透气的多孔膜与所述生长室中的每一者分隔。

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