DE102009016131A1 - Herstellungsverfahren für einen SiC-Volumeneinkristall mittels einer Gasbarriere und versetzungsarmes einkristallines SiC-Substrat - Google Patents

Abstract

Das Verfahren dient zur Herstellung eines SiC-Volumeneinkristalls (2). In einem Kristallwachstumsbereich (5) eines Züchtungstiegels (3) wird eine SiC-Wachstumsgasphase (9) erzeugt. Der SiC-Volumeneinkristall (2) wächst mittels Abscheidung aus der SiC-Wachstumsgasphase (9) auf. Die SiC-Wachstumsgasphase (9) wird zumindest teilweise aus einem zumindest anfangs pulverförmigen SiC-Quellmaterial (6), das sich in einem Vorratsbereich (4) des Züchtungstiegels (3) befindet, gespeist. Quellmaterialanteile des SiC-Quellmaterials (6) werden mittels eines zwischen dem Vorratsbereich (4) und dem Kristallwachstumsbereich (5) angeordneten und als Gasbarriere wirkenden SiC-Volumenzwischenblocks (21) zum Kristallwachstumsbereich (5) transferiert. Die Quellmaterialanteile werden an einer dem Vorratsbereich (4) zugewandten Unterseite des SiC-Volumenzwischenblocks (21) abgeschieden und später als die SiC-Wachstumsgasphase (9) bildenden SiC-Gasphasenspezies an einer dem Kristallwachstumsbereich (5) zugewandten Oberseite des SiC-Volumenzwischenblocks (18; 21) wieder sublimiert. Damit erhält man SiC-Volumeneinkristalle (2) sowie daraus hergestellte einkristalline SiC-Substrate mit nur wenigen Versetzungen, die außerdem weitgehend homogen verteilt vorliegen.

Description

• Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines SiC-Volumeneinkristalls sowie ein einkristallines SiC-Substrat.
• Das Halbleitermaterial Siliziumcarbid (SiC) wird aufgrund seiner herausragenden physikalischen, chemischen, elektrischen und optischen Eigenschaften unter anderem auch als Ausgangsmaterial für leistungselektronische Halbleiterbauelemente, für Hochfrequenzbauelemente und für spezielle lichtgebende Halbleiterbauelemente eingesetzt. Als Basis sind hierzu SiC-Volumeneinkristalle in reiner und defektfreier Qualität erforderlich.
• SiC-Volumeneinkristalle werden in der Regel mittels physikalischer Gasphasenabscheidung, insbesondere mittels eines Sublimationsverfahrens, hergestellt. Aus diesen SiC-Volumeneinkristallen werden scheibenförmige einkristalline SiC-Substrate herausgeschnitten, die dann im Rahmen der Bauelementefertigung mit mindestens einer weiteren SiC-Epitaxieschicht versehen werden. In der Regel werden Defekte aus dem SiC-Substrat in die aufgebrachte SiC-Epitaxieschicht vererbt und führen damit zu einer Verschlechterung der Bauelementeeigenschaften. Die Qualität der Bauelemente hängt also von der des gezüchteten SiC-Volumeneinkristalls und der daraus gewonnenen SiC-Substrate ab.
• Bei einkristallinem SiC-Halbleitermaterial sind Versetzungen eine der vorkommenden Defektarten. Typischerweise treten solche Versetzungen gehäuft als Folge von Primärdefekten, wie z. B. Stapelfehlern, Kleinwinkelkongruenzen oder lokale Modifikationswechsel, auf. Diese lokal begrenzten Ansammlungen von Versetzungen (= Versetzungshäufungen) führen zu einer erheblichen Verminderung der Qualität der auf dieser Basis hergestellten Halbleiterbauelemente. Insbesondere führt dies zu nicht reproduzierbaren und auch nur schwer vorhersagbaren Bauelementeeigenschaften.
• Die Aufgabe der Erfindung besteht deshalb darin, ein verbessertes Verfahren zur Herstellung eines SiC-Volumeneinkristalls sowie ein verbessertes einkristallines SiC-Substrat anzugeben.
• Zur Lösung der das Verfahren betreffenden Aufgabe wird ein Verfahren entsprechend den Merkmalen des Anspruchs 1 angegeben. Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren handelt es sich um ein solches zur Herstellung eines SiC-Volumeneinkristalls, bei dem in einem Kristallwachstumsbereich eines Züchtungstiegels eine SiC-Wachstumsphase erzeugt wird und der SiC-Volumeneinkristall mittels Abscheidung aus der SiC-Wachstumsgasphase aufwächst. Die SiC-Wachstumsgasphase wird zumindest teilweise aus einem zumindest anfangs pulverförmigen SiC-Quellmaterial, das sich in einem Vorratsbereich des Züchtungstiegels befindet, gespeist. Quellmaterialanteile des SiC-Quellmaterials werden mittels eines zwischen dem Vorratsbereich und dem Kristallwachstumsbereich angeordneten und als Gasbarriere wirkenden SiC-Volumenzwischenblocks zum Kristallwachstumsbereich transferiert. Dabei werden die Quellmaterialanteile an einer dem Vorratsbereich zugewandten Unterseite des SiC-Volumenzwischenblocks abgeschieden und später als die SiC-Wachstumsgasphase bildenden SiC-Gasphasenspezies an einer dem Kristallwachstumsbereich zugewandten Oberseite des SiC-Volumenzwischenblocks wieder sublimiert.
• Es wurde erkannt, dass sich der erfindungsgemäß vorgesehene SiC-Volumenzwischenblock, der insbesondere quasi gasdicht, das heißt vorzugsweise für die SiC-Gasphasenspezies nicht passierbar, ausgebildet ist, günstig auf die SiC-Wachstumsgasphase im Kristallwachstumsbereich und damit auf die Qualität des aufwachsenden SiC-Volumeneinkristalls auswirkt. Der SiC-Volumenzwischenblock hat insbesondere eine Dichte von mindestens 80% der theoretischen Dichte für einkristallines SiC-Material, also von etwa 3,2 g/cm³. Der SiC-Volumenzwischenblock verhindert vorteilhafterweise, dass sich im Kristallwachstumsbereich ein erhöhter Siliziumgehalt in der SiC-Wachstumsgasphase ausbildet. Ein solcher Siliziumüberschuss ergibt sich bei konventionellen Züchtungsanordnungen ohne den erfindungsgemäßen SiC-Volumenzwischenblock aufgrund einer nicht stöchiometrischen Sublimation des SiC-Quellmaterials im Vorratsbereich. Der erfindungsgemäße SiC-Volumenzwischenblock trennt den Vorratsbereich und den Kristallwachstumsbereich. Ein direkter Gastransfer vom Vorratsbereich in den Kristallwachstumsbereich ist praktisch ausgeschlossen, sodass der Siliziumüberschuss, der sich in den aus dem SiC-Quellmaterial sublimierten gasförmigen Quellmaterialanteilen ausbildet, nicht in den Kristallwachstumsbereich gelangen kann. Vielmehr lagern sich die sublimierten Quellmaterialanteile an der Unterseite des SiC-Volumenzwischenblocks ab. Zugleich erfolgt an dessen Oberseite eine erneute, dann aber streng stöchiometrische Sublimation von SiC-Material, das die SiC-Gasphasenspezies der eigentlichen SiC-Wachstumsgasphase bildet, aus der der SiC-Volumeneinkristall aufwächst. Die an dem SiC-Volumenzwischenblock stattfindende Anlagerung an der Unterseite und Sublimation an der Oberseite kann auch als Umsublimation bezeichnet werden. Aufgrund der stöchiometrischen Zusammensetzung dieser SiC-Wachstumsgasphase kommt es zu einer 1:1-Umsetzung bei der Anlagerung von Atomen an der Wachstumsgrenzfläche des aufwachsenden SiC-Volumeneinkristalls und damit zu einem sehr defektfreiem Wachstum.
• Insgesamt lassen sich mit dem erfindungsgemäßen Züchtungsverfahren sehr defektarme SiC-Volumeneinkristalle herstellen, die zum einen nur eine äußerst niedrige globale Anzahl an Defekten, insbesondere an Versetzungen, aufweist und bei denen zum anderen diese wenigen Defekte bzw. Versetzungen sehr homogen innerhalb des Volumens des SiC-Volumeneinkristalls verteilt sind. Insbesondere kommt es bei den so hergestellten SiC-Volumeneinkristallen nicht mehr zu den besonders störenden Versetzungshäufungen, die bei konventionell hergestellten SiC-Volumeneinkristallen auftreten. Damit haben die erfindungsgemäß hergestellten SiC-Volumeneinkristalle eine deutlich höhere Qualität und lassen sich auch besser weiterverwenden, insbesondere zur Herstellung von Halbleiter-Bauelementen.
• Gemäß einer besonderen Ausgestaltung wird zwischen dem Vorratsbereich und dem Kristallwachstumsbereich eine, insbesondere senkrecht zur Transportrichtung der SiC-Gasphasenspezies und der Wachstumsrichtung des SiC-Volumeneinkristalls angeordnete, erste kinetische Barriere vorgesehen, die von den SiC-Gasphasenspezies passiert wird und an deren dem Vorratsbereich zugewandter Unterseite der SiC-Volumenzwischenblock angelagert wird. Vorzugsweise wird außerdem zwischen der ersten kinetischen Barriere und dem Vorratsbereich eine zweite kinetische Barriere angeordnet. Bevorzugt haben die beiden kinetischen Barrieren eine unterschiedliche Gasdurchlässigkeit bezüglich der SiC-Gasphasenspezies. Letztere werden mit einer höheren Transferrate durch die dem Vorratsbereich zugewandte zweite kinetische Barriere transferiert als durch die dem Kristallwachstumsbereich zugewandte erste kinetische Barriere. Vorzugsweise hat die zweite kinetische Barriere eine Porosität von 50% bis 70%, wo hingegen die erste kinetische Barriere vorzugsweise eine Porosität von 10% bis 50% aufweist. Aufgrund dieser unterschiedlichen Durchlässigkeiten für die SiC-Gasphasenspezies bildet sich im Zwischenraum zwischen den beiden kinetischen Barrieren der quasi gasdichte SiC-Volumenzwischenblock. Letzterer wird also vorzugsweise vor Beginn des eigentlichen Züchtungsvorgangs während einer Startphase gebildet. Diese ”in-situ”-Bildung erfolgt dabei insbesondere mittels Abscheidung an der Unterseite der ersten kinetischen Barriere. Dies ist besonders effizient, da nur eine einzige Ausgangssubstanz, nämlich das pulverförmige SiC-Quellmaterial benötigt wird. Nur dieses muss unter Einhaltung der hohen Qualitätsanforderungen hergestellt und/oder überwacht werden.
• Bei einer alternativen ebenfalls günstigen Ausgestaltung wird der SiC-Volumenzwischenblock vor Beginn des Züchtungsvorgangs in den Züchtungstiegel eingebracht. Dadurch wird von Anfang an eine gasdichte Trennung zwischen dem Vorratsbereich und dem Kristallwachstumsbereich geschaffen. Im Kristallwachstumsbereich kann damit die SiC-Wachstumsgasphase sofort nach Züchtungsbeginn entsprechend den gewünschten Wachstumsbedingungen eingestellt werden.
• Gemäß einer weiteren besonderen Ausgestaltung wird für den SiC-Volumenzwischenblock eine in einer Wachstumsrichtung des aufwachsenden SiC-Volumeneinkristalls gemessene Dicke von höchstens 10 mm vorgesehen. Der Züchtungsprozess wird so geführt bzw. kontrolliert, dass diese Dicke während der gesamten Züchtungsdauer den Wert von 10 mm nicht überschreitet. Dies begünstigt die Einstellung und Kontrolle des Temperaturgradienten innerhalb des Züchtungstiegels in axialer Richtung, d. h. in Wachstumsrichtung. Solange die Dicke des SiC-Volumenzwischenblocks den genannten Wert nicht überschreitet, wird dieser Temperaturgradient durch den zusätzlich eingebrachten SiC-Volumenzwischenblock nicht maßgeblich beeinflusst.
• Gemäß einer weiteren besonderen Ausgestaltung wird an einer Wachstumsgrenzfläche des aufwachsenden SiC-Volumeneinkristalls ein senkrecht zur Wachstumsrichtung betrachtet ebenes Temperaturfeld mit geraden Isothermen eingestellt. Aufgrund dieses in radialer Richtung ebenen Temperaturfeldes werden im aufwachsenden SiC-Volumeneinkristall weniger mechanische Spannungen induziert. Damit entfällt eine weitere Ursache für die Bildung von Stapelfehlern und damit von Versetzungen. Die SiC-Wachstumsgasphase hat innerhalb des Kristallwachstumsbereichs jedenfalls keinen Siliziumüberschuss. Tendenziell ist insbesondere sogar ein gewisser Kohlenstoffüberschuss vorhanden, sodass die bei konventionellen Herstellungsverfahren und Züchtungsanordnungen für SiC-Volumeneinkristalle an der Wachstumsgrenzfläche vorgesehene leichte Krümmung der Isothermen entfallen kann. Die gekrümmten Isothermen kommen beim Stand der Technik vor allem zur Vermeidung von verstärktem Wachstum an der kohlenstoffhaltigen Tiegelinnenwand zum Einsatz. Dies ist aufgrund des erfindungsgemäßen SiC-Volumenzwischenblocks nicht mehr erforderlich.
• Zur Lösung der das einkristalline SiC-Substrat betreffenden Aufgabe wird ein SiC-Substrat entsprechend den Merkmalen des Anspruchs 9 angegeben. Bei dem erfindungsgemäßen einkristallinen SiC-Substrat handelt es sich um ein solches mit einer Substrathauptoberfläche, wobei eine für die gesamte Substrathauptoberfläche ermittelte globale Versetzungsdichte höchstens 10⁴ cm^–2 beträgt, und eine für eine beliebige 4 mm² große, insbesondere quadratische Teilfläche der Substrathauptoberfläche ermittelte lokale Versetzungsdichte höchstens um den Faktor zwei größer ist als die globale Versetzungsdichte. Das erfindungsgemäße einkristalline SiC-Substrat zeichnet sich also insbesondere durch eine in radialer Richtung, das heißt senkrecht zur Wachstumsrichtung gesehen, im Wesentlichen sehr gleichmäßig verteilte Anordnung der Versetzungen aus. Aufgrund dieser radial homogenen Verteilung der Versetzungen unterliegen die Eigenschaften des SiC-Substrats über die Substrathauptoberfläche gesehen, wenn überhaupt, nur sehr geringen Schwankungen. Das erfindungsgemäße Substrat kann folglich mit hoher Ausbeute eingesetzt werden, beispielsweise als Substrat zur Herstellung von Halbleiter-Bauelementen.
• So vorteilhafte einkristalline SiC-Substrate mit einer so gleichmäßigen Verteilung der Versetzungen gab es bislang nicht. Sie lassen sich erst aus den mittels des vorstehend beschriebenen erfindungsgemäßen Verfahrens gezüchteten SiC-Volumeneinkristallen herstellen.
• Gemäß einer besonderen Ausgestaltung gilt die verglichen mit der globalen Versetzungsdichte um höchsten den Faktor zwei größere lokale Versetzungsdichte sogar auch für eine beliebige 1 mm² große insbesondere quadratische Teilfläche der Substrathauptoberfläche. Das einkristalline SiC-Substrat weist dann also eine noch höhere Homogenität der Dichteverteilung der Versetzungen auf. Dadurch wird die Qualität und Weiterverwendbarkeit des SiC-Substrats zusätzlich verbessert.
• Gemäß einer weiteren besonderen Ausgestaltung hat die Substrathauptoberfläche einen Substratdurchmesser von mindestens 50 mm, insbesondere mindestens 75 mm, insbesondere mindestens 100 mm und vorzugsweise mindestens 200 mm. Je größer der Substratdurchmesser ist, umso effizienter kann das einkristalline SiC-Substrat beispielsweise für die Herstellung von Halbleiterbauelementen weiterverwendet werden. Dadurch sinken die Herstellungskosten für die Halbleiterbauelemente. Die erfindungsgemäße weitgehend homogene radiale Verteilung der Versetzungen lässt sich ins besondere auch bei vergleichsweise großen einkristallinen SiC-Substraten erreichen. Ein SiC-Substrat mit einem so großen Durchmesser kann mit Vorteil auch zur Herstellung von relativ großen Halbleiterbauelementen, die z. B. eine Grundfläche von etwa 1 cm² haben, verwendet werden. Dies bedingt aber zugleich eine höhere Anforderung an die Homogenität des SiC-Substrats, da ein Halbleiterbauelement als Ausschuss zu betrachten ist, sobald ein Bereich mit lokal erhöhter Versetzungsdichte innerhalb der Grundfläche des Halbleiterbauelements liegt. Die Wahrscheinlichkeit hierfür steigt, je größer das Halbleiterbauelement ist. Bei der Herstellung kleiner Bauelemente mit einer Grundfläche von nur einigen wenigen mm² werden einfach diejenigen Bauelemente als Ausschuss aussortiert, die auf Substratzonen mit Defektanhäufungen liegen, wohingegen die dazwischen liegenden Bauelemente verwendet werden können. Dieses Ausleseverfahren ist bei großen Bauelementen aber nicht oder nur eingeschränkt möglich. Aufgrund der großen Grundfläche kann es sein, dass praktisch alle Bauelemente Teilzonen mit den besonders störenden Defektanhäufungen enthalten und somit nicht zu verwenden sind. Deshalb kommt es gerade bei der Herstellung großer Bauelemente entscheidend darauf an, solche Teilzonen mit Defektanhäufungen innerhalb des SiC-Substrats von Anfang an zu vermeiden. Das erfindungsgemäße SiC-Substrat mit den sehr homogen verteilten Versetzungen (= Defekte) begünstigt also die Herstellung großer Bauelemente.
• Gemäß einer weiteren besonderen Ausgestaltung geben die globale und die lokale Versetzungsdichte jeweils flächenbezogen an, wie viele Versetzungen mindestens eines Versetzungstyps aus der Gruppe umfassend Schraubenversetzung, Stufenversetzung und Basalebenenversetzung im Kristallaufbau des SiC-Substrats vorhanden und an der Substrathauptoberfläche erfassbar sind. Insbesondere geben die globale und die lokale Versetzungs dichte in dem Kristallaufbau des einkristallinen SiC-Substrats vorhandene und an der Substrathauptoberfläche erfassbare Versetzungen jeglichen Typs an, und zwar insbesondere für Versetzungen eines Typs oder aber für sämtliche Versetzungen unabhängig vom jeweiligen Typ. Die globale und die lokale Versetzungsdichte sind hier also jeweils flächenbezogene Größen. Das erfindungsgemäße SiC-Substrat hat nur sehr wenige Versetzungen jedes einzelnen Typs, wobei auch die Gesamtzahl aller Versetzungen äußerst niedrig ist. Darüber hinaus sind die Versetzungen der einzelnen Typen und auch sämtliche Versetzungen unabhängig von dem jeweiligen Versetzungstyp weitgehend homogen innerhalb des SiC-Substrats verteilt. Insbesondere gibt es keine Versetzungshäufungen, die andernfalls die Qualität des SiC-Substrats erheblich mindern würden.
• Weitere Merkmale, Vorteile und Einzelheiten der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung von Ausführungsbeispielen anhand der Zeichnung. Es zeigt:
• 1 ein Ausführungsbeispiel einer Züchtungsanordnung zur Herstellung eines SiC-Volumeneinkristalls mittels zweier kinetischer Barrieren,
• 2 und 3 die Züchtungsanordnung gemäß 1 bei verschiedenem Züchtungsfortschritt und mit einem sich als Gasbarriere zwischen den zwei kinetischen Barrieren ausbildenden SiC-Volumenzwischenblock, und
• 4 ein Ausführungsbeispiel einer Züchtungsanordnung zur Herstellung eines SiC-Volumeneinkristalls mittels zweier kinetischer Barrieren und eines dazwischen vor Züchtungsbeginn eingebrachten als Gasbarriere wirkenden SiC-Volumenzwischenblocks.
• 5 ein Ausführungsbeispiel eines einkristallinen SiC-Substrats, das aus einem mittels einer Züchtungsanordnungen gemäß 1 bis 4 gezüchteten SiC-Volumeneinkristall hergestellt ist und das Versetzungen verschiedenen Typs enthält, in einer Ausschnittsdarstellung.
• Einander entsprechende Teile sind in den 1 bis 5 mit denselben Bezugszeichen versehen.
• In 1 ist ein Ausführungsbeispiel einer Züchtungsanordnung 1 zur Herstellung eines SiC-Volumeneinkristalls 2 mittels Sublimationszüchtung dargestellt. Die Züchtungsanordnung 1 enthält einen Züchtungstiegel 3, der einen SiC-Vorratsbereich 4 sowie einen Kristallwachstumsbereich 5 umfasst. In dem SiC-Vorratsbereich 4 befindet sich beispielsweise pulverförmiges SiC-Quellmaterial 6, das als vorgefertigtes Ausgangsmaterial vor Beginn des Züchtungsprozesses in den SiC-Vorratsbereich 4 des Züchtungstiegels 3 eingefüllt wird. Zwischen dem SiC-Vorratsbereich 4 und dem Kristallwachstumsbereich 5 sind zwei kinetische Barrieren 7 und 8 angeordnet.
• An einer dem SiC-Vorratsbereich 4 gegenüberliegenden Innenwand des Züchtungstiegels 3 ist im Kristallwachstumsbereich 5 ein in 1 nicht explizit dargestellter defektfreier oder zumindest äußerst defektarmer Keimkristall angebracht. Auf diesem Keimkristall wächst der zu züchtende SiC-Volumeneinkristall 2 mittels Abscheidung aus einer im Kristallwachstumsbereich 5 sich ausbildenden SiC-Wachstumsgasphase 9 auf. Der auf wachsende SiC-Volumeneinkristall 2 und der Keimkristall haben in etwa den gleichen Durchmesser. Wenn überhaupt, ergibt sich eine Abweichung von höchstens 10%, um die der Durchmesser des Keimkristalls kleiner als der Durchmesser des SiC-Volumeneinkristalls 2 ist.
• Der Züchtungstiegel 3 besteht bei dem Ausführungsbeispiel gemäß 1 aus einem elektrisch und thermisch leitfähigen Graphit-Tiegelmaterial mit einer Dichte von mindestens 1,75 g/cm³. Um ihn herum ist eine thermische Isolationsschicht 10 angeordnet. Letztere besteht z. B. aus einem schaumartigen Graphit-Isolationsmaterial, dessen Porosität deutlich höher ist als die des Graphit-Tiegelmaterials.
• Der thermisch isolierte Züchtungstiegel 3 ist innerhalb eines rohrförmigen Behälters 11 platziert, der beim Ausführungsbeispiel als Quarzglasrohr ausgeführt ist und einen Autoklaven oder Reaktor bildet. Zur Beheizung des Züchtungstiegels 3 ist um den Behälter 11 ist eine induktive Heizeinrichtung in Form einer Heizspule 12 angeordnet. Die Heizspule 12 koppelt einen elektrischen Strom induktiv in eine elektrisch leitfähige Tiegelwand 13 des Züchtungstiegels 3 ein. Dieser elektrische Strom fließt im Wesentlichen als Kreisstrom in Umfangsrichtung innerhalb der hohlzylindrischen Tiegelwand 13 und heizt dabei den Züchtungstiegel 3 auf. Die relative Position zwischen der Heizspule 12 und dem Züchtungstiegel 3 kann axial, d. h. in die Richtung einer Mittenlängsachse 14 des aufwachsenden SiC-Volumeneinkristalls 2, verändert werden, insbesondere um die Temperatur bzw. den Temperaturverlauf innerhalb des Züchtungstiegels 3 einzustellen und bei Bedarf auch zu verändern. Der Züchtungstiegel 3 wird mittels der Heizspule 12 auf Temperaturen von mehr als 2000°C erhitzt.
• Die SiC-Wachstumsgasphase 9 im Kristallwachstumsbereich 5 wird durch das SiC-Quellmaterial 6 gespeist. Während der Hauptphase der Kristallzüchtung erfolgt dies, wie nachfolgend noch näher erläutert wird, indirekt. Die SiC-Wachstumsgasphase 9 enthält zumindest Gasbestandteile in Form von Si, Si₂C und SiC₂ (= SiC-Gasspezies). Der Transport vom SiC-Quellmaterial 6 zur Wachstumsgrenzfläche erfolgt längs eines Temperaturgradienten. Die Temperatur innerhalb des Züchtungstiegels 3 nimmt zu dem aufwachsenden SiC-Volumeneinkristall 2 hin ab. Der SiC-Volumeneinkristall 2 wächst in einer Wachstumsrichtung 15, die im in 1 gezeigten Ausführungsbeispiel von oben nach unten, also von der oberen Wand des Züchtungstiegels 3 zu dem unten angeordneten SiC-Vorratsbereich 4, orientiert ist. Die Wachstumsrichtung 15 verläuft parallel zu der zentralen Mittenlängsachse 14. Da der aufwachsende SiC-Volumeneinkristall 2 bei dem gezeigten Ausführungsbeispiel konzentrisch innerhalb der Züchtungsanordnung 1 angeordnet sind, kann die zentrale Mittenlängsachse 14 auch der Züchtungsanordnung 1 insgesamt zugeordnet werden.
• Im Folgenden werden anhand von 1 bis 3, die die Züchtungsanordnung 1 zu verschiedenen Zeitpunkten während des Züchtungsvorgangs wiedergeben, die Funktionsweise und besonderen Vorteile der Züchtungsanordnung 1 näher erläutert.
• Die kinetischen Barrieren 7 und 8 sind senkrecht zur Mittenlängsachse 14 und in Richtung der Mittenlängsachse 14 hintereinander angeordnet. Die erste, dem aufwachsendem SiC-Volumeneinkristall 2 zugewandte obere kinetische Barriere 7 hat eine geringere Gasdurchlässigkeit für die SiC-Gasphasenspezies als die darunter angeordnete und dem SiC-Vorratsbereich 4 zugewandte zweite kinetische Barriere 8. Die Porosität der oberen kinetischen Barriere 7 liegt zum Beispiel im Bereich zwischen 10% und 50%, die der unteren kinetischen Barriere 8 zum Beispiel im Bereich zwischen 50% und 70%. Zwischen den beiden kinetischen Barrieren 7 und 8 ist ein Zwischenraum 16 gebildet. SiC-Gasphasenspezies können ausgehend von den SiC-Quellmaterial 6 also leichter durch die untere Barriere 8 in diesen Zwischenraum 16 gelangen, als diesen über die obere kinetische Barriere 7 in Richtung des Kristallwachstumsbereichs 5 wieder verlassen.
• Deshalb lagert sich während des Züchtungsvorgangs an einer Unterseite 17 der oberen kinetischen Barriere 7 ein SiC-Volumenzwischenblock 18 an. Dieser durch Abscheidung gebildete SiC-Volumenzwischenblock 18 wirkt als Gasbarriere. Er ist so dicht, dass SiC-Gasphasenspezies nicht durch ihn hindurch gelangen können. Seine Dichte liegt bei mehr als 80% der theoretischen Dichte von einkristallinem SiC (= 3,2 g/cm³). Der SiC-Volumenzwischenblock 18 ist also quasi gasdicht. Er bildet sich bei der Ausgestaltung der Züchtungsanordnung 1 gemäß 1 bis 3 während einer Startphase des Züchtungsprozesses. Seine in Richtung der Mittenlängsachse 14 gemessene Dicke beträgt während des ganzen Züchtungsvorgangs höchstens 10 mm.
• Die günstige Wirkung des SiC-Volumenzwischenblocks 18 wird ersichtlich, wenn man die Sublimations- bzw. Verdampfungsvorgänge innerhalb des SiC-Quellmaterials 6 näher betrachtet. Zu Beginn des Züchtungsvorgangs (siehe 1) liegt das SiC-Quellmaterial 6 in pulverförmigem Zustand vor. Innerhalb des Züchtungstiegels 3 wird in axialer Richtung, d. h. in Richtung der Mittenlängsachse 14, ein Temperaturgradient eingestellt, wobei die höchste Temperatur am Boden des SiC-Vorratsbereichs 4 und die niedrigste Temperatur an der gegenüberliegenden Oberseite des Züchtungstiegels 3, also im Bereich des aufwachsenden Keimkristalls 2 herrscht. Dieser Temperaturgradient ist die treibende Kraft für den Transport der SiC-Gasphasenspezies vom SiC-Vorratsbereich 4 zum aufwachsenden SiC-Volumeneinkristall 2.
• Da die höchste Temperatur am Boden des Züchtungstiegels 3 herrscht, sublimiert das SiC-Quellmaterial 6 primär in diesem Bereich und nicht an der dem SiC-Volumeneinkristall 2 zugewandten Oberseite des SiC-Quellmaterials 6. Aufgrund der hohen Porosität des pulverförmigen SiC-Quellmaterials 6 gelangen diese am Boden des SiC-Vorratsbereichs 4 sublimierten Quellmaterialanteile ohne weiteres an die Oberfläche des SiC-Quellmaterials 6, um von dort aufgrund des erwähnten Temperaturgradienten weiter in Richtung des SiC-Volumeneinkristalls 2 transportiert zu werden. Die im Kristallwachstumsbereich 5 sich ausbildende SiC-Wachstumsgasphase 9 wird also maßgeblich durch die im Inneren des SiC-Quellmaterials 6 entstehenden gasförmigen Quellmaterialanteile bestimmt. Mit Fortschritt des Züchtungsvorgangs kommt es innerhalb des SiC-Quellmaterials 6 aufgrund der Sublimation und des in Richtung der Mittenlängsachse 14 gerichteten Gastransports zur Ausbildung einer gerichteten Struktur, die aber weiterhin für SiC-Gasphasenspezies passierbar bleibt (siehe 2). Außerdem karbidisiert das SiC-Quellmaterial 6. Es bleibt ein Materialkonglomerat zurück, das einen Kohlenstoffüberschuss hat und als eine Art ”Graphitschaum” vorliegt. Dies bedeutet, dass sich im Laufe des Züchtungsvorgangs die zunächst stöchiometrische Zusammensetzung der SiC-Gasphasenspezies zumindest geringfügig in Richtung eines Siliziumüberschusses verschiebt. Dies ist ungünstig, da dadurch der Wachstumsvorgang an der Wachstumsgrenzfläche des SiC-Volumeneinkristalls 2 gestört wird und es zu einer Ausbildung von Defekten, beispielsweise in Form von Versetzungen kommen kann.
• Um dies zu unterbinden, sind bei der Züchtungsanordnung 1 die beiden kinetischen Barrieren 7 und 8 und vor allem der sich an der Unterseite 17 der oberen kinetischen Barriere 7 ausbildende SiC-Volumenzwischenblock 18 vorgesehen.
• Wie aus 2 ersichtlich, lagert sich das SiC-Quellmaterial 6 an der unteren kinetischen Barriere 8 als SiC-Quellkonglomerat 19 ab. Letzteres ist aufgrund der beschriebenen Sublimations- und Gastransportvorgänge in Richtung der Mittenlängsachse 14 strukturiert. Gemäß der schematischen Darstellung von 2 erfolgt die Sublimation und damit der Materialabtrag im Vorratsbereich 4 zunächst am Boden des Züchtungstiegels 3. Dieses SiC-Quellkonglomerat 19 verdichtet sich während des Züchtungsprozesses zusehends, wobei der Materialabtrag jeweils von der Unterseite aus erfolgt. Gegen Züchtungsende weist das SiC-Quellkonglomerat 19 einen Kohlenstoffüberschuss auf und liegt in Form eines karbidisierten schaumartigen Materialgebildes vor (siehe 3).
• Aus dem SiC-Quellmaterial 6 bzw. aus dem SiC-Quellkonglomerat 19 gelangen die sublimierten Quellmaterialanteile aufgrund der Porosität der unteren kinetischen Barriere 8 in den Zwischenraum 16, der einen Umsublimationsraum darstellt. Aufgrund der unterschiedlichen Gasdurchlässigkeit der beiden kinetischen Barrieren 7 und 8 scheiden sich die SiC-Gasphasenspezies im Zwischenraum 16 an der Unterseite 17 der oberen kinetischen Barriere 7 in Form des SiC-Volumenzwischenblocks 18 ab. Dieser ist wie bereits erwähnt im Wesentlichen gasdicht, sodass kein direkter Gasphasentransport zwischen dem SiC-Vorratsbereich 4 und dem Kristallwachstumsbereich 5 stattfindet. Der Materialtransport erfolgt vielmehr mittels einer Umsublimation, indem an einer dem SiC-Vorratsbereich 4 zugewandten Unterseite des SiC-Volumenzwischenblocks 18 eine Ab scheidung und an einer dem Kristallwachstumsbereich 5 zugewandten Oberseite des SiC-Volumenzwischenblocks 18 eine Sublimation erfolgt. Die an der Oberseite des SiC-Volumenzwischenblocks 18 absublimierten SiC-Gasphasenspezies gelangen aufgrund der Porosität der oberen kinetischen Barriere 7 in den Kristallwachstumsbereich 5, wo sie die eigentliche SiC-Wachstumsgasphase 9 bilden, aus der der SiC-Volumeneinkristall 2 aufwächst.
• Der SiC-Volumenzwischenblock 18 verhindert also, dass die im Laufe des Züchtungsvorgangs in unstöchiometrischem Verhältnis aus dem SiC-Quellmaterial 6 bzw. aus dem SiC-Quellkonglomerat 19 sublimierenden SiC-Gasphasenspezies direkt in den Kristallwachstumsbereich 5 gelangen und dort zu unstöchiometrischen Wachstumsbedingungen führen. Aufgrund des SiC-Volumenzwischenblocks 18 sind die Verhältnisse im Kristallwachstumsbereich 5 stets stöchiometrisch, sodass der SiC-Volumeneinkristall 2 unter idealen Bedingungen und damit weitgehend frei von Versetzungen aufwachsen kann.
• Ähnlich günstige Züchtungsbedingungen ergeben sich auch bei Verwendung eines in 4 gezeigten alternativen Ausführungsbeispiels einer Züchtungsanordnung 20. Letztere unterscheidet sich von der Züchtungsanordnung 1 gemäß 1 bis 3 lediglich dadurch, dass anstelle der In-situ-Bildung des SiC-Volumenzwischenblocks 18 (siehe 2 und 3) bereits vor Züchtungsbeginn ein gesonderter SiC-Volumenzwischenblock 21 an der Unterseite 17 der oberen kinetischen Barriere 7 angebracht wird. Damit ist die Gasbarriere zwischen dem SiC-Vorratsbereich 4 und dem Kristallwachstumsbereich 5 bereits von Beginn des Züchtungsprozesses an vorhanden. Ansonsten sind die im Zusammenhang mit der Züchtungsanordnung 1 beschriebenen Wirkungsweisen und Vorteile bei der Züchtungsan ordnung 20 in gleicher Weise gegeben. Insbesondere kommt es auch hier zu der Anlagerung des SiC-Quellkonglomerats 19 an der Unterseite der unteren kinetischen Barriere 8, ebenso wie zu der Karbidisierung desselben.
• Aus einem mittels der Züchtungsanordnung 1 oder 20 hergestellten SiC-Volumeneinkristall 2, der aufgrund der beschriebenen günstigen Züchtungsbedingungen innerhalb des Kristallwachstumsbereichs 5 sehr defektarm, insbesondere sehr arm an Versetzungen, und darüber hinaus auch sehr homogen aufwächst, lassen sich mit Vorteil einkristalline SiC-Substrate 22 erzeugen, die sich in ihren Eigenschaften kaum oder überhaupt nicht voneinander unterscheiden. Alle derartigen einkristallinen SiC-Substrate 22, von denen ein Ausführungsbeispiel in einer ausschnittsweisen Schnittdarstellung in 5 gezeigt ist, werden aus dem SiC-Volumeneinkristall 2 dadurch gewonnen, dass sie axial sukzessive als Scheiben senkrecht zur Wachstumsrichtung 15 bzw. zur Mittenlängsachse 14 abgeschnitten bzw. abgesägt werden. Diese SiC-Substrate 22 unterscheiden sich in ihren Eigenschaften praktisch nicht voreinander. Insbesondere haben sie jeweils eine sehr niedrige Versetzungsdichte, wobei wenigen verbleibenden Versetzungen bezogen auf eine Substrathauptoberfläche 23 weitgehend homogen verteilt sind.
• Bei dem in 5 gezeigten Ausführungsbeispiel des SiC-Substrats 22 ist eine kristallographische Hauptachse 24, die die Kristallorientierung [0001] wieder gibt, um einen Verkippungswinkel α von einigen wenigen Grad gegenüber der Mittenlängsachse 14 bzw. der Wachstumsrichtung 15 geneigt. Eine (1-100)-Ebene ist mit dem Bezugszeichen 25 bezeichnet. Diese Kristallebene 25 verläuft parallel zur Zeichnungsebene. Weitere Kristall ebenen 26 sind senkrecht zur Kristallebene 25 orientiert. Diese in der Querschnittsdarstellung gemäß 5 schematisch angedeuteten weiteren Kristallebenen 26 sind gegenüber der Substrathauptoberfläche 23 um den Verkippungswinkel α geneigt.
• Das SiC-Substrat 22 hat nur äußerst wenige und zudem weitgehend homogen verteilte Versetzungen. Dies gilt sowohl für jeden Versetzungstyp als auch für die Gesamtheit aller Versetzungstypen. Zur Verdeutlichung ist in 5 beispielhaft von den drei hauptsächlich vorkommenden Versetzungstypen jeweils ein Beispiel eingetragen.
• Eine Stufenversetzung 27 liegt parallel zur kristallographischen [0001]-Hauptachse 24. Dieser Versetzungstyp lässt sich mittels einer Ätzung mit flüssigem KOH nachweisen. Eine Häufigkeit (= globale Versetzungsdichte) liegt bei dem erfindungsgemäßen SiC-Substrat 22 bei höchstens 10⁴ cm^–2. Dieser Versetzungstyp ist bei dem Einsatz des SiC-Substrats 22 zur Herstellung von Halbleiter-Bauelementen eher unkritisch.
• Eine ebenfalls parallel zur kristallographischen [0001]-Hauptachse 24 orientierte Schraubenversetzung 28 lässt sich auch durch Ätzen mit flüssigem KOH nachweisen. Die Häufigkeit (= globale Versetzungsdichte) dieses Versetzungstyps liegt bei dem erfindungsgemäßen SiC-Substrat 22 typischerweise bei höchstens 100 cm^–2. Dies ist ein sehr niedriger Wert, wodurch sich das SiC-Substrat 22 besonders gut für die Herstellung von Halbleiter-Bauelementen eignet.
• Eine Basalebenenversetzung 29 ist dagegen senkrecht zur kristallographischen [0001]-Hauptachse 24 orientiert. Dieser Versetzungstyp kann des halb durch Ätzen mit flüssigem KOH insbesondere dann sichtbar gemacht werden, wenn das SiC-Substrat 22 wie beim in 5 gezeigten Ausführungsbeispiel eine leichte Verkippung gegenüber der [0001]-Hauptachse 24 aufweist. Beim SiC-Substrat 22 kommt dieser Versetzungstyp mit einer Häufigkeit (= globale Versetzungsdichte) von höchstens 1000 cm^–2 vor. Auch dies ist ein sehr niedriger Wert, sodass sich das SiC-Substrat auch diesbezüglich gut zum Einsatz für die Herstellung von Halbleiter-Bauelementen eignet.
• Abgesehen von den genannten niedrigen Häufigkeiten sind diese Versetzungen aber auch weitgehend homogen innerhalb des SiC-Substrats 22 verteilt. So hat jede beliebige 4 mm² große und vorzugsweise sogar jede beliebige 1 mm² große quadratische Teilfläche der Substrathauptoberfläche 23 eine für diese Teilfläche ermittelte lokale Versetzungsdichte, die höchstens um den Faktor zwei größer ist als die globale Versetzungsdichte. Dies gilt sowohl für jeden Versetzungstyp als auch bei gemeinsamer Betrachtung aller Versetzungstypen. Bei dem SiC-Substrat 23 treten also vorteilhafterweise die besonders störenden Versetzungshäufungen, die bei bisher bekannten SiC-Substraten stets zu beobachten sind, nicht mehr auf. Dies ist ein erheblicher Vorteil, da sich das SiC-Substrat 22 dadurch deutlich besser und effizienter zur Herstellung von Halbleiter-Bauelementen einsetzen lässt. Die bei der Bauelemente-Herstellung resultierende Ausschussrate wird dadurch drastisch reduziert.

Claims (12)

1. Verfahren zur Herstellung eines SiC-Volumeneinkristalls (2), wobei a) in einem Kristallwachstumsbereich (5) eines Züchtungstiegels (3) eine SiC-Wachstumsgasphase (9) erzeugt wird und der SiC-Volumeneinkristall (2) mittels Abscheidung aus der SiC-Wachstumsgasphase (9) aufwächst, b) die SiC-Wachstumsgasphase (9) zumindest teilweise aus einem zumindest anfangs pulverförmigen SiC-Quellmaterial (6), das sich in einem Vorratsbereich (4) des Züchtungstiegels (3) befindet, gespeist wird, dadurch gekennzeichnet, dass c) Quellmaterialanteile des SiC-Quellmaterials (6) mittels eines zwischen dem Vorratsbereich (4) und dem Kristallwachstumsbereich (5) angeordneten und als Gasbarriere wirkenden SiC-Volumenzwischenblocks (18; 21) zum Kristallwachstumsbereich (5) transferiert werden, d) wobei die Quellmaterialanteile an einer dem Vorratsbereich (4) zugewandten Unterseite des SiC-Volumenzwischenblocks (18; 21) abgeschieden und später als die SiC-Wachstumsgasphase (9) bildenden SiC-Gasphasenspezies an einer dem Kristallwachstumsbereich (5) zugewandten Oberseite des SiC-Volumenzwischenblocks (18; 21) wieder sublimiert werden.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass zwischen dem Vorratsbereich (4) und dem Kristallwachstumsbereich (5) eine erste kinetische Barriere (7) vorgesehen wird, die von den SiC-Gasphasenspezies passiert wird und an deren dem Vorratsbereich (4) zugewandter Unterseite (17) der SiC-Volumenzwischenblock (18; 21) angelagert wird.
3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass eine zwischen der ersten kinetischen Barriere (7) und dem Vorratsbereich (4) angeordnete zweite kinetische Barriere (8) vorgesehen wird.
4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass die SiC-Gasphasenspezies mit einer höheren Rate durch die dem Vorratsbereich (4) zugewandte zweite kinetische Barriere (8), die vorzugsweise eine Porosität von 50% bis 70% hat, transferiert werden als durch die dem Kristallwachstumsbereich (5) zugewandte erste kinetische Barriere (7), die vorzugsweise eine Porosität von 10% bis 50% hat.
5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der SiC-Volumenzwischenblock (18) vor Beginn des eigentlichen Züchtungsvorgangs während einer Startphase gebildet wird.
6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der SiC-Volumenzwischenblock (21) vor Beginn des Züchtungsvorgangs in den Züchtungstiegel (3) eingebracht wird.
7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass für den SiC-Volumenzwischenblock (18; 21) eine in einer Wachstumsrichtung (15) des aufwachsenden SiC-Volumeneinkristalls (2) gemessene Dicke von höchstens 10 mm vorgesehen wird.
8. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass an einer Wachstumsgrenzfläche des aufwachsenden SiC-Volumeneinkristalls (2) ein senkrecht zur Wachstumsrichtung (15) betrachtet ebenes Temperaturfeld mit geraden Isothermen eingestellt wird.
9. Einkristallines SiC-Substrat mit einer Substrathauptoberfläche (23), wobei a) eine für die gesamte Substrathauptoberfläche (23) ermittelte globale Versetzungsdichte höchstens 10⁴ cm^–2 beträgt, und b) eine für eine beliebige 4 mm² große insbesondere quadratische Teilfläche der Substrathauptoberfläche (23) ermittelte lokale Versetzungsdichte höchstens um den Faktor zwei größer ist als die globale Versetzungsdichte.
10. SiC-Substrat nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass die verglichen mit der globalen Versetzungsdichte um höchstens den Faktor zwei größere lokale Versetzungsdichte auch für eine beliebige 1 mm² große insbesondere quadratische Teilfläche der Substrathauptoberfläche (23) gilt.
11. SiC-Substrat nach Anspruch 9 oder 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Substrathauptoberfläche (23) einen Durchmesser von mindestens 50 mm, insbesondere von mindestens 100 mm, und vorzugsweise von mindestens 200 mm, hat.
12. SiC-Substrat nach einem der Ansprüche 9 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass die globale und die lokale Versetzungsdichte jeweils flächenbezogen angeben, wie viele Versetzungen (27, 28, 29) mindes tens eines Versetzungstyps aus der Gruppe umfassend Stufenversetzung (27), Schraubenversetzung (28) und Basalebenenversetzung (29) im Kristallaufbau des SiC-Substrats (22) vorhanden und an der Substrathauptoberfläche (23) erfassbar sind.