DE102017206741A1 - Vorrichtung und Verfahren zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls - Google Patents

Vorrichtung und Verfahren zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls Download PDF

Info

Publication number
DE102017206741A1
DE102017206741A1 DE102017206741.1A DE102017206741A DE102017206741A1 DE 102017206741 A1 DE102017206741 A1 DE 102017206741A1 DE 102017206741 A DE102017206741 A DE 102017206741A DE 102017206741 A1 DE102017206741 A1 DE 102017206741A1
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
crucible
gallium oxide
producing
oxide crystal
heat
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
Application number
DE102017206741.1A
Other languages
English (en)
Inventor
Keigo Hoshikawa
Takumi Kobayashi
Etsuko OHBA
Jun Yanagisawa
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Fujikoshi Machinery Corp
Shinshu University NUC
Original Assignee
Fujikoshi Machinery Corp
Shinshu University NUC
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Fujikoshi Machinery Corp, Shinshu University NUC filed Critical Fujikoshi Machinery Corp
Publication of DE102017206741A1 publication Critical patent/DE102017206741A1/de
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/16—Oxides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B11/00—Single-crystal growth by normal freezing or freezing under temperature gradient, e.g. Bridgman-Stockbarger method
    • C30B11/002—Crucibles or containers for supporting the melt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C5/00—Alloys based on noble metals
    • C22C5/04—Alloys based on a platinum group metal
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B11/00—Single-crystal growth by normal freezing or freezing under temperature gradient, e.g. Bridgman-Stockbarger method
    • C30B11/001—Continuous growth
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B11/00—Single-crystal growth by normal freezing or freezing under temperature gradient, e.g. Bridgman-Stockbarger method
    • C30B11/003—Heating or cooling of the melt or the crystallised material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B11/00—Single-crystal growth by normal freezing or freezing under temperature gradient, e.g. Bridgman-Stockbarger method
    • C30B11/006—Controlling or regulating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B11/00—Single-crystal growth by normal freezing or freezing under temperature gradient, e.g. Bridgman-Stockbarger method
    • C30B11/007—Mechanisms for moving either the charge or the heater
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B15/00—Single-crystal growth by pulling from a melt, e.g. Czochralski method
    • C30B15/10—Crucibles or containers for supporting the melt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B15/00—Single-crystal growth by pulling from a melt, e.g. Czochralski method
    • C30B15/14—Heating of the melt or the crystallised materials
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F27—FURNACES; KILNS; OVENS; RETORTS
    • F27B—FURNACES, KILNS, OVENS, OR RETORTS IN GENERAL; OPEN SINTERING OR LIKE APPARATUS
    • F27B14/00—Crucible or pot furnaces
    • F27B14/08—Details peculiar to crucible or pot furnaces
    • F27B14/10—Crucibles
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02518—Deposited layers
    • H01L21/02521—Materials
    • H01L21/02565—Oxide semiconducting materials not being Group 12/16 materials, e.g. ternary compounds
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02612—Formation types
    • H01L21/02617—Deposition types
    • H01L21/02623—Liquid deposition
    • H01L21/02625—Liquid deposition using melted materials
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F27—FURNACES; KILNS; OVENS; RETORTS
    • F27B—FURNACES, KILNS, OVENS, OR RETORTS IN GENERAL; OPEN SINTERING OR LIKE APPARATUS
    • F27B14/00—Crucible or pot furnaces
    • F27B14/08—Details peculiar to crucible or pot furnaces
    • F27B2014/0825—Crucible or pot support

Abstract

Die Vorrichtung (10) zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls gemäß der vorliegenden Erfindung enthält einen vertikalen Bridgman-Ofen mit: einem Grundkörper (12), einem zylindrischen Ofenkörper (14), der Hitzebeständigkeit aufweist und oberhalb des Grundkörpers (12) angeordnet ist, einem Deckelelement (18), das den Ofenkörper (14) verschließt, einer Heizung (20), die innerhalb des Ofenkörpers (14) angeordnet ist, einem Tiegelschaft (24), der vertikal durch den Grundkörper (12) bewegbar vorgesehen ist, und einem Tiegel (30), der auf dem Tiegelschaft (24) angeordnet ist und mit der Heizung (20) erhitzt wird, wobei der Tiegel (30) eine Pt-Basislegierung umfasst und der Ofenkörper (14) eine Innenwand aufweist, die als hitzebeständige Wand (32) ausgebildet ist, die mehrere ringförmige hitzebeständige Elemente (32b) enthält, die jeweils eine vorgegebene Höhe aufweisen und aufeinander gestapelt sind, wobei die ringförmigen hitzebeständigen Elemente (32b) jeweils mehrere Teilstücke (32a) enthalten, die miteinander zu der Ringform verbunden sind.

Description

  • Technisches Gebiet
  • Die vorliegende Erfindung betrifft eine Vorrichtung und ein Verfahren zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls, der ein Halbleiter mit breitem Bandabstand für Leistungsbauelemente ist und als Kristallmaterial der Nach-Silizium-Ara eingesetzt werden kann.
  • Stand der Technik
  • Seit den Berichten von Y. Tomm, et al. (NPL 3 und 4) im Jahr 2000 über Einkristallzüchtung mit dem FZ-Verfahren oder dem CZ-Verfahren wurden Galliumoxid-Einkristalle (insbesondere β-Ga2O3-Einkristalle, die folgende Beschreibung bezieht sich auf β-Ga2O3-Einkristalle) hinsichtlich ihrer Kristallzüchtung untersucht und ursprünglich als Substrat zur Herstellung von GaN-Dünnfilmen für LEDs entwickelt.
  • In den letzten Jahren berichteten M. Higashiwaki et al. die Realisierung eines FET für ein Leistungsbauelement unter Verwendung eines β-Ga2O3-Einkristalls (NPL 11), und die Herstellung großer β-Ga2O3-Einkristalle mit hoher Qualität und zu geringen Kosten zur Realisierung von Halbleitersubstraten mit breitem Bandabstand für Leistungsbauelemente findet starkes Interesse.
  • Man nimmt an, dass β-Ga2O3-Einkristalle für die Anwendung in Bauteilen durch Verfahren wie Zonenschmelzverfahren („Floating Zone”- bzw. FZ-Verfahren), CZ-Verfahren, EFG-Verfahren, VB-Verfahren und HB-Verfahren, wie sie in 18 gezeigt sind, gezüchtet werden können.
  • Von diesen Kristallzüchtungsverfahren benötigt das FZ-Verfahren wegen des Kristallzüchtungsprinzips kein Gefäß zum Halten einer Rohmaterialschmelze, und daher kann das Erhitzen auf hohe Temperaturen (Schmelzpunkt) zum Schmelzen des Rohmaterials relativ einfach erfolgen, wobei diesbezüglich verschiedene Studien durchgeführt wurden (siehe NPL 1 bis 3, 5, 7 und 8). Aufgrund des Züchtungsprinzips und der Temperaturbedingungen stößt das FZ-Verfahren jedoch an technische Grenzen bei der Bereitstellung großer Kristalle mit hoher Qualität, bei denen Strukturdefekte, einschließlich Versetzungen, unterdrückt sind, und obwohl in den letzten mehr als zehn Jahren verschiedene Untersuchungen durchgeführt wurden (siehe NPL 1 bis 3, 5, 7 und 8 und PTL 6), lässt sich sagen, dass das FZ-Verfahren den Anforderungen für die Anwendung für Bauelemente nicht ausreichend genügt.
  • Als Herstellungsverfahren für große Einkristalle mit hoher Qualität, die in für die Industrieproduktion eingesetzt werden können, wurden zur Einkristallzüchtung häufig das CZ-Verfahren und das EFG-Verfahren verwendet. Was die Züchtung großer β-Ga2O3-Einkristalle betrifft, ist davon auszugehen, dass bei dem CZ-Verfahren (NPL 4 und 10) und beim EFG-Verfahren (NPL 9 und PTL 1 bis 5) seit 2000 eine aktive Entwicklung stattgefunden hat. Jedoch wurde bis jetzt noch kein großer β-Ga2O3-Einkristall mit hoher Qualität bereitgestellt, der zu niedrigen Kosten hergestellt und in zukünftigen Leistungsbauelementen eingesetzt werden kann.
  • Liste der zitierten Dokumente
  • Patentliteratur:
    • PTL 1: JP-A-2013-237591
    • PTL 2: JP-A-2011-190134
    • PTL 3: JP-A-2011-190127
    • PTL 4: JP-A-2011-153054
    • PTL 5: JP-A-2006-312571
    • PTL 6: JP-A-2004-262684
  • Nichtpatentliteratur:
    • NPL 1: N. Ueda, H. Hosono, R. Waseda, H. Kawazoe, Appl. Phys. Lett., 70 (1997) 3561.
    • NPL 2: V. I. Vasyltsiv, Ya. I. Rym, Ya. M. Zakharo, Phys. Stat. Sol., B195 (1996) 653.
    • NPL 3: Y. Tomm, J. M. Ko, A. Yoshikawa, T. Fukuda, Solar Energy mater. Solar Cells, 66 (2000) 369.
    • NPL 4: Y. Tomm et. al; Czochralski grown Ga2O3 crystals, Journal of Crystal Growth, 220 (2000) 510–514.
    • NPL 5: E. G. Villora et al.; Large-size β-Ga2O3 single crystals and wafers, Journal of Crystal Growth, 270 (2004) 420–426.
    • NPL 6: M. Zinkevich et al.; Thermodynamic Assessment of the Gallium-Oxygen System, J. Am. Ceram. Soc., 87 [4] 683–91 (2004).
    • NPL 7: J. Zhanga et al.; Growth and spectral characterization of β-Ga2O3 single crystals, Journal of Physics and Chemistry of Solids, 67 (2006) 2448–2451.
    • NPL 8: J. Zhanga et al.; Growth and characterization of new transparent conductive oxides single crystals β-Ga2O3:Sn, Journal of Physics and Chemistry of Solids, 67 (2006) 1656–1659.
    • NPL 9: H. AIDA et al.; Growth of β-Ga2O3 Single Crystals by the Edge-Defined, Film Fed Growth Method, Japanese Journal of Applied Physics, Vol. 47, No. 11, 2008, pp. 8506–8509.
    • NPL 10: Z. Galazka et al.; Czochralski growth and characterization of β-Ga2O3 single crystals, Cryst. Res. Technol., 45, No. 12 (2010) 1229–1236.
    • NPL 11: M. Higashiwaki et al.; Gallium oxide (Ga2O3) metal-semiconductor field-effect transistors on single-crystal β-Ga2O3 (010) substrates, Appl. Phys. Lett., 100, (2012) 013504.
  • Zusammenfassung der Erfindung
  • Technisches Problem
  • Bei der Kristallzüchtung mit dem CZ-Verfahren und dem EFG-Verfahren ist es notwendig, einen Tiegel zum Halten der Rohmaterialschmelze zu verwenden. Da β-Ga2O3 einen hohen Schmelzpunkt von etwa 1800°C besitzt, beinhalten beispielhafte Materialien zur Verwendung als Tiegelmaterial Metalle mit hohem Schmelzpunkt wie Ir, Mo und W.
  • Es ist jedoch bekannt, dass Mo und W eindeutig nicht für Tiegel geeignet sind, wenn β-Ga2O3 bei hohen Temperaturen von über 1800°C in einem Tiegel aus Mo oder W geschmolzen wird, da Mo oder W als Tiegelmaterial β-Ga2O3 durch Entzug von Sauerstoff zersetzen und aufgrund des hohen Reduktionsvermögens von Mo und W oxidiert werden. Folglich erkannte man, dass Ir das einzige Metall mit hohem Schmelzpunkt ist, das zur Verwendung als Material für den Tiegel im CZ-Verfahren und für den Tiegel und die Düse im EFG-Verfahren geeignet ist. Dies lässt sich auch an der Tatsache erkennen, dass das in den angegebenen Dokumenten für das CZ-Verfahren (NPL 4 und 10) und das EFG-Verfahren (NPL 9) verwendete Tiegelmaterial immer Ir ist.
  • Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben jedoch durch verschiedene Versuche und theoretische Überlegungen deutlich gemacht, dass Ir bei Verwendung als Tiegelmaterial für das CZ-Verfahren und als Tiegelmaterial (einschließlich Düsenmaterial) für das EFG-Verfahren noch ein erhebliches Problem bereitet.
  • Insbesondere wurde gefunden, dass Ir in einem Hochtemperaturofen bei über 1800°C unter einem Sauerstoffpartialdruck von mehr als ein paar Prozent einer Oxidationsreaktion unterlegt und schwer als stabiles Tiegelmaterial zu verwenden ist. Es wurde zudem gefunden, dass β-Ga2O3 bei hohen Temperaturen von über 1800°C unter einem Sauerstoffpartialdruck von 10 Prozent oder weniger Zersetzungsreaktionen unter Sauerstoffverlust unterliegt und nicht leicht als stabile β-Ga2O3-Schmelze vorliegt.
  • Die obigen Ausführungen machen deutlich, dass der für β-Ga2O3 als Rohmaterialschmelze erforderliche Sauerstoffpartialdruck in einem Hochtemperaturofen mit einem Sauerstoffpartialdruck, der für den die Rohmaterialschmelze enthaltenden Ir-Tiegel erforderlich ist, unvereinbar ist. Folglich versteht sich, dass Ir kein geeignetes Tiegelmaterial zur Aufnahme einer β-Ga2O3-Rohmaterialschmelze sein kann.
  • Auch wenn eine β-Ga2O3-Kristallzüchtung mittels CZ-Verfahren und EFG-Verfahren unter Verwendung eines Ir-Tiegels innerhalb des engen Bereichs des Sauerstoffpartialdrucks im Ofen durchgeführt werden kann, wurde zudem experimentell festgestellt, dass der auf diese Weise gezüchtete β-Ga2O3-Kristall Probleme aufweist, einschließlich einer hohen Dichte von Sauerstoff-Fehlstellen, wie sie oft bei Oxidkristallen auftreten, die unter Sauerstoffmangel gezüchtet wurden, und einschließlich Verdampfungsverlusten und Verschlechterungen, die eine Folge der Oxidation von Ir sind. Darüber hinaus treten verschiedene Probleme bei der Realisierung von Halbleitervorrichtungen auf; beispielsweise beeinträchtigen die Sauerstoff-Fehlstellen die Ausbildung von Donatoren in hoher Konzentrationen durch die n-Typ-Fremdatome, so dass es äußerst schwierig ist, p-Typ-β-Ga2O3 zu erhalten.
  • Lösung des Problems
  • Die vorliegende Erfindung löst diese Probleme, und eine ihrer Aufgaben besteht darin, eine Vorrichtung und ein Verfahren zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls bereitzustellen, mit der bzw. dem die sich große Galliumoxidkristalle mit hoher Qualität bereitstellen lassen, die als für die Herstellung zukünftiger Leistungsbauelemente wesentliches Halbleitermaterial mit breitem Bandabstand als Kristallmaterial der Nach-Silizium-Ära eingesetzt werden können.
  • Die Erfindung betrifft eine Vorrichtung zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls, die einen vertikalen Bridgman-Ofen umfasst mit: einem Grundkörper; einem zylindrischen Ofenkörper, der Hitzebeständigkeit aufweist und oberhalb des Grundkörpers angeordnet ist; einem Deckelelement, das den Ofenkörper verschließt; einer Heizung, die innerhalb des Ofenkörpers angeordnet ist; einem Tiegelschaft, der vertikal durch den Grundkörper bewegbar vorgesehen ist; und einem Tiegel, der auf dem Tiegelschaft angeordnet ist und mit der Heizung erhitzt wird, wobei der Tiegel eine Pt-Basislegierung umfasst und der Ofenkörper eine Innenwand aufweist, die als hitzebeständige Wand ausgebildet ist, die mehrere ringförmige hitzebeständige Elemente enthält, die jeweils einer vorgegebenen Höhe aufweisen und aufeinander gestapelt sind, wobei die ringförmigen hitzebeständigen Elemente jeweils mehrere Teilstücke enthalten, die miteinander zu der Ringform verbunden sind.
  • Der Tiegel kann eine Pt-Rh-Basislegierung mit einem Rh-Gehalt von 10 bis 30 Gew.-% umfassen.
  • Die hitzebeständige Wand enthält vorzugsweise Zirconiumdioxid.
  • Die verwendete Heizung kann eine Widerstandsheizung oder eine Hochfrequenzinduktionsheizung sein. Beispiele für die Widerstandsheizung umfassen eine Widerstandsheizung, die als Hauptmaterial MoSi2 enthält, und Beispiele für die Hochfrequenzinduktionsheizung umfassen eine Heizung, die eine Pt-Rh-Basislegierung enthält.
  • Der Ofenkörper kann ein Zylinderstützelement, das aus einem hitzebeständigen Material gebildet ist und außerhalb der hitzebeständigen Wand angeordnet ist, und einen Wärmeisolator, der zwischen der hitzebeständigen Wand und dem Zylinderstützelement angeordnet ist, enthalten, und das Deckelelement kann durch das Zylinderstützelement abgestützt sein.
  • Das Deckelelement kann einen Wärmeisolator enthalten, und in dem Wärmeisolator kann ein Verstärkungselement angeordnet sein.
  • In der oben beschriebenen Erfindung wird als Tiegelgefäß zum Züchten eines Galliumoxidkristalls bei den hohen Temperaturen des Schmelzpunkts von Galliumoxid oder darüber unter Sauerstoffatmosphäre ein Tiegel aus einer Pt-Basislegierung anstelle von Ir verwendet.
  • 1 zeigt die Hochtemperatur-Verdampfungsverlustmengen der Elemente der Pt-Gruppe, die bei den hohen Temperaturen des Schmelzpunkts von Galliumoxid (β-Ga2O3) oder darüber als Tiegelmaterial verwendet werden können, in der Luft. Die in 1 gezeigten Daten basieren auf den bekannten Daten.
  • Die Erfinder haben auf Basis der bekannten Daten und der Ergebnisse genauer Schmelzversuche und genauer Kristallzüchtungsversuche von β-Ga2O3, die von den Erfindern durchgeführt wurden, gefunden, dass eine Platinbasislegierung, insbesondere eine Legierung aus Platin (Pt) und Rhodium (Rh), als Material für einen Tiegel zur Verwendung bei der Herstellung eines β-Ga2O3-Kristalls geeignet ist.
  • Eine Pt-Rh-Legierung besitzt unterschiedliche Schmelzpunkte in Abhängigkeit von dem in Pt enthaltenen Rh-Gehalt. 2 zeigt den Zusammenhang zwischen der Zusammensetzung der Pt-Rh-Legierung (Gew.-%) und dem Schmelzpunkt, basierend auf den bekannten Literaturdaten und den Versuchsdaten der Erfinder.
  • Der Versuch zur Messung des Schmelzpunkts der Pt-Rh-Legierung wurde an der Luft durchgeführt (mit einem Sauerstoffpartialdruck von etwa 20%), und es wurde bestätigt, dass sich die in 2 gezeigten Ergebnisse selbst in einer Argonatmosphäre (Ar-Atmosphäre) mit einem Sauerstoffpartialdruck von 10 bis 50% und in einer Stickstoffatmosphäre (N2-Atmosphäre) mit einem Sauerstoffpartialdruck von 10 bis 20% nicht wesentlich ändern.
  • Gemäß dem von den Erfindern durchgeführten Schmelzversuch von β-Ga2O3 schmilzt β-Ga2O3 vollständig bei etwa 1795°C. Demgemäß kann Pt mit einem Schmelzpunkt von 1768°C natürlich nicht als Material für einen Tiegel zum Schmelzen und Halten von β-Ga2O3 verwendet werden. Eine Pt-Rh-Legierung, die etwa 2 Gew.-% oder mehr Rh enthält, hat jedoch einen Schmelzpunkt, der über dem Schmelzpunkt von β-Ga2O3 liegt, und kann somit theoretisch als Tiegel zum Halten einer β-Ga2O3-Schmelze verwendet werden.
  • Bei der praktischen Durchführung der Kristallzüchtung von β-Ga2O3 variiert der Schmelzpunkt des Tiegels aus der Pt-Rh-Legierung, der für ein stabiles Halten einer β-Ga2O3-Schmelze mit einem Schmelzpunkt von etwa 1795°C und zum Durchführen der Kristallzüchtung erforderlich ist, in Abhängigkeit vom Prinzip der Kristallzüchtung, der Größe des zu züchtenden Kristalls, den Bedingungen der Kristallzüchtung, usw.
  • Bei der β-Ga2O3-Kristallzüchtung mit dem VB-Verfahren (Vertikales-Bridgman-Verfahren) wurde gefunden, dass der untere Grenzwert des Rh-Gehalts in einem verwendbaren Tiegel aus einer Pt-Rh-Legierung notwendigerweise 10 Gew.-% oder mehr ist und der Tiegel einen Schmelzpunkt von 1850°C oder mehr hat. Für die Züchtung eines Kristalls mit einem Durchmesser von 100 mm wurde gefunden, dass es ausreicht, wenn der Rh-Gehalt etwa 20 Gew.-% beträgt und wenn der Tiegel einen Schmelzpunkt von etwa 1900°C hat. Bei einem Tiegel aus einer Pt-Rh-Legierung kann das Problem des Eluierens bzw. Herauslösens von Rh auftreten, wenn der Rh-Gehalt zu groß ist, so dass der Rh-Gehalt vorzugsweise 30 Gew.-% oder weniger beträgt.
  • 2 zeigt den oben erwähnten experimentell und empirisch erhaltenen Bereich der Zusammensetzung der Pt-Rh-Legierung des bei einem VB-Verfahren eingesetzten Tiegels (in 2 mit (b) gekennzeichnet) und den Bereich der Zusammensetzung eines Tiegels für das CZ- und EFG-Verfahren (in 2 mit (a) gekennzeichnet).
  • Der Schmelzpunkt des Tiegels, der für einen stabilen Kristallzüchtungsprozess notwendig ist, indem verhindert wird, dass der Tiegel unter Problemen wie einer lokalen Verschlechterung oder lokalem Schmelzen und vollständigem Schmelzen leidet, unterscheidet sich charakteristisch für jedes Kristallzüchtungsverfahren. Insbesondere hängt die Tatsache, dass der Rh-Gehalt der Pt-Rh-Legierung des für das VB-Verfahren verwendeten Tiegels geringer ist als der Rh-Gehalt des Tiegels, der für das CZ-Verfahren und das EFG-Verfahren verwendet wird, damit zusammen, dass das VB-Verfahren das Kristallzüchtungsverfahren ist, bei dem der Durchmesser des Kristalls nicht kontrolliert werden muss, und kann somit als adäquates Ergebnis bezeichnet werden.
  • Gemäß dem erfindungsgemäßen Verfahren und der erfindungsgemäßen Vorrichtung zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls (β-Ga2O3-Kristall) kann der im Hinblick auf die Bedingungen zur Kristallzüchtung und die Charakteristiken des gezüchteten Kristalls erforderliche notwendige und ausreichende Sauerstoffpartialdruck (d. h. ein Sauerstoffpartialdruck von 10 bis 50%) angewendet werden, so dass Sauerstoff-Fehlstellen im Kristall, die bei Kristallzüchtungsverfahren mit üblichen Ir-Tiegeln ein erhebliches Problem sind, deutlich verringert werden, wodurch Einkristalle mit hoher Qualität bereitgestellt werden können.
  • Vorteilhafte Wirkungen der Erfindung
  • Gemäß dem erfindungsgemäßen Verfahren und der erfindungsgemäßen Vorrichtung zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls kann man einen Galliumoxidkristall (insbesondere einen β-Ga2O3-Kristall) vorteilhaft unter Sauerstoffatmosphäre züchten, indem man einen Tiegel verwendet, der eine Pt-Basislegierung enthält, und es können große Galliumoxidkristalle mit hoher Qualität und mit weniger Defekten hergestellt werden. Wenn die Innenwand des Ofenkörpers als hitzebeständige Wand ausgebildet ist, die viele aufeinander gestapelte, ringförmige hitzebeständige Elemente enthält, von denen jedes eine vorgegebenen Höhe aufweist, und die ringförmigen hitzebeständigen Elemente jeweils viele Teilstücke enthalten, die miteinander zu der Ringform verbunden sind, können dadurch Wärmeausdehnung und Wärmekontraktion absorbiert werden, und es kann eine Vorrichtung zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls mit ausgezeichneter Haltbarkeit bereitgestellt werden.
  • Kurze Beschreibung der Zeichnungen
  • 1 ist ein Diagramm, das die Hochtemperatur-Verdampfungsverlustmengen der Pt-Gruppenelemente in der Luft in einem Hochtemperaturbereich zeigt.
  • 2 ist ein Diagramm, das den Zusammenhang zwischen der Zusammensetzung der Pt-Rh-Legierung (Gew.-%) und dem Schmelzpunkt zeigt, basierend auf den bekannten Literaturdaten und den Versuchsdaten der Erfinder.
  • 3 ist eine Querschnittsansicht, die ein Beispiel des Aufbaus der Vorrichtung zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls zeigt.
  • 4 ist eine perspektivische Ansicht, die ein Beispiel des ringförmigen hitzebeständigen Elements zeigt.
  • 5 ist eine perspektivische Ansicht, die ein Beispiel des Ofenkörpers zeigt.
  • 6 ist eine perspektivische Ansicht, die ein Beispiel der Heizung zeigt.
  • 7 ist eine Draufsicht, die ein Beispiel des Deckelelements als eine Aluminiumoxidplatte (RF1800) zeigt, wobei die gestrichelten Linien ein Saphirrohr darstellen.
  • 8 ist eine schematische Darstellung eines Beispiels der Vorrichtung zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls unter Verwendung eines Hochfrequenzinduktionsheizungssystems.
  • 9 ist ein Diagramm, das die tatsächlich gemessenen Daten des Temperaturprofils des Tiegels zeigt, wenn β-Ga2O3 in den Tiegel gegeben und die Temperatur des Tiegels erhöht wird.
  • 10 ist ein Diagramm, das die tatsächlich gemessenen Daten des Temperaturprofils zeigt, wenn nach dem Schmelzen von β-Ga2O3 im Tiegel die Temperatur des Tiegels allmählich gesenkt wird.
  • Die 11A und 11B sind Fotografien, die den Zustand des β-Ga2O3-Materials vor Erhitzen (11A) und nach Schmelzen und Verfestigung (11B) zeigen.
  • Die 12A, 12B und 12C sind Fotografien, die den Schmelzversuch von β-Ga2O3 unter Verwendung eines Tiegels aus Pt-Rh-Legierung mit einem Verhältnis Pt/Rh von 70/30 Gew.-% zeigen.
  • Die 13A und 13B sind Fotografien, die den Schmelzversuch von β-Ga2O3 unter Verwendung eines Tiegels aus Pt-Rh-Legierung mit einem Verhältnis Pt/Rh von 90/10 Gew.-% zeigen.
  • 14 ist eine Fotografie, die den Schmelzversuch von β-Ga2O3 zeigt der unter Verwendung eines Tiegels aus Pt-Rh-Legierung mit einem Verhältnis Pt/Rh von 90/10 Gew.-% in einer Argonatmosphäre durchgeführt wurde.
  • 15 ist eine Fotografie, die die drei Arten typischer Kristalle bei unidirektionaler Verfestigung im Tiegel.
  • Die 16A, 16B, 16C und 16D sind Fotografien, die die Ergebnisse einer Beobachtung des doppelseitig spiegelpolierten Substrats mittels Nicolscher Prismen („crossed nicols”), Röntgentopographie und optischem Mikroskop zeigen.
  • 17 ist eine Fotografie eines β-Ga2O3-Kristalls, der mit einem Tiegel aus einer Legierung mit einem Pt/Rh-Verhältnis von 80/20 Gew.-% und einem Innendurchmesser von 2 Inch und unter Verwendung des in 3 gezeigten großtechnischen Atmosphärenofens mit Widerstandsheizung gezüchtet wurde.
  • 18 ist eine Darstellung, die Kristallzüchtungsverfahren zeigt (d. h. FZ-Verfahren, CZ-Verfahren, EFG-Verfahren, VB-Verfahren und HB-Verfahren).
  • Beschreibung von Ausführungsformen
  • Beispiel einer Herstellungsvorrichtung
  • Bei der Vorrichtung zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls (β-Ga2O3-Kristall) gemäß einer Ausführungsform der Erfindung wird als Tiegelmaterial zum Züchten des β-Ga2O3-Kristalls ein anderes Tiegelmaterial als Ir verwendet, nämlich eine Platin-Basislegierung und vorzugsweise ein Legierungsmaterial aus Platin (Pt) und Rhodium (Rh).
  • 3 zeigt ein Beispiel einer Vorrichtung 10 zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls zum Züchten eines β-Ga2O3-Kristalls. Die Vorrichtung 10 zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls ist eine Vorrichtung zum Züchten eines β-Ga2O3-Kristalls durch das VB-Verfahren (vertikales Bridgman-Verfahren) in einer Sauerstoffatmosphäre (d. h. in Luft).
  • Das Beispiel der Vorrichtung 10 zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls wird schematisch beschrieben.
  • In 3 ist oberhalb eines Grundkörpers (Sockel) 12 ein Ofenkörper 14 angeordnet. Der Grundkörper 12 besitzt einen darin vorgesehenen Kühlmechanismus 16, durch den Kühlwasser geleitet wird.
  • Der Ofenkörper 14 besitzt insgesamt eine zylindrische Gestalt und ist so ausgebildet, dass er eine hitzebeständige Struktur aufweist, die hohen Temperaturen von bis zu etwa 1850°C widersteht.
  • Der Ofenkörper 14 besitzt eine Öffnung, die mit einem Deckelelement 18 verschlossen werden kann.
  • Der Ofenkörper 14 besitzt einen Bodenabschnitt 22, der in seinem unteren Teil mehrere hitzebeständige Materialien gestapelt enthält.
  • Im Inneren des Ofenkörpers 14 ist eine Heizung 20 angeordnet. Die Heizung in dieser Ausführungsform ist eine Widerstandsheizung, die bei Anlegen von Strom Wärme abgibt.
  • Der Bodenabschnitt 22 und der Grundkörper 12 weisen ein in vertikaler Richtung durchgehendes Durchgangsloch auf, und durch das Durchgangsloch ist ein Tiegelschaft 24 angeordnet, der mit einem in der Figur nicht gezeigten Antriebsmechanismus vertikal bewegbar und um seine Mittelachse drehbar ist. Der Tiegelschaft 24 ist ebenfalls aus einem hitzebeständigen Material ausgebildet, das hohen Temperaturen widersteht, wie Aluminiumoxid. Im Inneren des Tiegelschafts 24 ist ein Thermoelement 26 angeordnet, mit dem die Temperatur im Ofenkörper 14 gemessen werden kann.
  • Am oberen Ende des Tiegelschafts 24 ist ein Adapter 28 montiert, der aus einem hitzebeständigen Material wie Zirconiumdioxid gebildet ist, und in den Adapter 28 ist ein aus der Pt-Rh-Legierung gebildeter Tiegel 30 zu platzieren. Der Tiegel 30 wird mittels Heizung 20 erhitzt.
  • Nachfolgend werden die Teile der Vorrichtung im Detail beschrieben.
  • In der in der Figur gezeigten Ausführungsform besitzt der Ofenkörper 14 eine vierschichtige Struktur mit einer hitzebeständigen Wand 32 als innerster Wand und, ausgehend von der Innenschicht in dieser Reihenfolge, einer Wärmeisolationsschicht 33, einem Zylinderstützelement 34 und einer Wärmeisolationsschicht 35. Die Außenseite der Wärmeisolationsschicht 35 ist mit einer Außenwand bedeckt, die in der Figur nicht gezeigt ist.
  • Wie in den 4 und 5 gezeigt, ist die hitzebeständige Wand 32 durch vertikales Stapeln einer Vielzahl hitzebeständiger Elemente 32b, von denen jedes sechs Teilstücke 32a enthält, die miteinander zu der Ringform mit einer vorgegebenen Höhe verbunden sind, so ausgebildet, dass sie eine zylindrische Form aufweist. Die zur Ringform ausgebildeten hitzebeständigen Elemente 32b sind vorzugsweise derart gestapelt angeordnet, dass die Teilstücke 32a der hitzebeständigen Elemente 32b, die in vertikaler Richtung aneinander angrenzen, in Umfangsrichtung zueinander versetzt sind, wie dies in 5 deutlich gemacht ist.
  • Das hitzebeständige Element 32b unterliegt keiner besonderen Einschränkung und ist vorzugsweise aus Aluminiumoxid oder Zirconiumdioxid mit einer Hitzebeständigkeit bis zu einer Temperatur von etwa 2000°C gebildet.
  • Das Zylinderstützelement 34 ist außerhalb der hitzebeständigen Wand 32 in einem Abstand zu der hitzebeständigen Wand 32 angeordnet. Das Zylinderstützelement 34 ist zudem so ausgebildet, dass es durch Stapeln vieler ringförmiger Elemente 34a, welche jeweils eine vorgegebene Höhe aufweisen, eine zylindrische Form hat. Die ringförmigen Elemente 34a, die in vertikaler Richtung aneinander angrenzen, sind vorzugsweise mit einem geeigneten Verbindungselement, das in der Figur nicht gezeigt ist, fixiert. Auf dem oberen Teil des Zylinderstützelements 34 ist ein Stützring 34b montiert, der nach innen vorstehende Abschnitte aufweist, und das Deckelelement 18 ist durch den Stützring 34b abgestützt.
  • Das Zylinderstützelement 34 fungiert als mechanische Struktur und ist vorzugsweise aus Aluminiumoxid gebildet, das hitzebeständig ist und gleichzeitig eine ausgezeichnete Festigkeit hat.
  • Die Wärmeisolationsschicht 33 ist zwischen der hitzebeständigen Wand 32 und dem Zylinderstützelement 34 angeordnet. Die Wärmeisolationsschicht 33 enthält Aluminiumoxidfasern, die zu einer vorgegebenen Dichte aggregiert sind, und ist so ausgebildet, dass sie poröser Natur ist und Hitzebeständigkeit und wärmeisolierende Eigenschaften besitzt.
  • Die Wärmeisolationsschicht 35, die außerhalb des Zylinderstützelements 34 angeordnet ist, ist durch Füllen mit Aluminiumoxidfasern gebildet.
  • Das Deckelelement 18 enthält eine notwendige Anzahl an gestapelten Platten 18a, von denen jede Aluminiumoxidfasern enthält, die zu einer vorgegebenen Dichte aggregiert sind, vergleichbar mit der Wärmeisolationsschicht 33. Demgemäß hat das Deckelelement 18 ein geringes Gewicht, und zur Verstärkung der Festigkeit in den gestapelten Platten ist ein Verstärkungselement 37 eingesetzt, das aus einem Saphirrohr oder dergleichen gebildet ist und Hitzebeständigkeit aufweist.
  • Zwar kann das Deckelelement 18 aus Zirconiumdioxid oder Aluminiumoxid mit hoher Dichte gebildet sein, doch wird die Vorrichtung 10 zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls gemäß der Ausführungsform im Inneren auf hohe Temperaturen von 1800°C oder mehr erhitzt und kann somit möglicherweise seinem eigenen Gewicht mit dem aus Zirconiumdioxid oder Aluminiumoxid mit hohen Dichte gebildeten Deckelelement nicht standhalten, was zu Problemen einschließlich Verformung führt. Dieses Problem kann dadurch gelöst werden, dass ein Deckelelements 18 mit geringem Gewicht verwendet wird, das aus aggregierten Aluminiumoxidfasern gebildet ist, und indem die mangelnde Festigkeit durch das Verstärkungselement 37 kompensiert wird.
  • 6 ist eine perspektivische Ansicht, die einen speziellen Aufbau der Heizung 20 zeigt.
  • Die in der Ausführungsform verwendete Heizung 20 ist eine Heizung 20 mit einer Widerstandsheizung aus Molybdändisilicid (MoSi2), die in U-Form ausgebildet ist (Handelsname: Kanthal Super). Wie in 6 gezeigt, sind vier Heizungen 20 an einem rahmenförmigen Trägerelement 38 fixiert, das an dem Ofenkörper 14 befestigt ist. Im Speziellen sind, wie in 7 gezeigt, in dem Deckelelement 18 Langlöcher 40 ausgebildet, durch welche die Heizungen 20 eingesetzt werden, und die Heizungen 20 sind derart in den Langlöcher 40 eingesetzt und angeordnet, dass die Heizungen 20 so positioniert sind, dass sie den Tiegel 30 im Ofenkörper 14 umgeben. Die Stelle, an der die Heizung 20 in das Langloch 40 eingesetzt wird, weist eine hohe Temperatur auf, und daher ist an der Stelle eine Lücke gebildet, um zu verhindern, dass die Heizung 20 in direktem Kontakt mit dem Langloch 40 steht.
  • Das Trägerelement 38 ist an einer geeigneten Position des Ofenkörpers 14 fixiert (welche in der Figur nicht gezeigt ist).
  • Zur Bildung der Wärmeisolationsschicht 41 ist in den Zwischenraum zwischen dem Trägerelement 38 und dem Deckelelement 18 die gleiche aus Aluminiumoxidfasern gebildete Wärmeisolierung gefüllt, wie sie in der Wärmeisolationsschicht 35 verwendet wird.
  • Kanthal Super (Handelsname) ist aus Molybdändisilicid gebildet und kann auf hohe Temperaturen von bis zu etwa 1900°C heizen, und die Heiztemperatur kann durch Regelung der der Heizung 20 zugeführten elektrischen Energie gesteuert werden. Neben Kanthal Super (Handelsname) kann auch eine Keramax-Heizung (Handelsname) auf hohe Temperaturen heizen.
  • Die Vorrichtung 10 zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls gemäß der Ausführungsform ist wie zuvor beschrieben ausgebildet und kann einen Galliumoxidkristall nach dem üblichen vertikalen Bridgman-Verfahren an der Luft wachsen lassen. Durch Verwenden des aus einem Pt-Basislegierungsmaterial, insbesondere einem Pt-Rh-Basislegierungsmaterial, gebildeten Tiegels 30, kann anders als bei alleiniger Verwendung von Ir sogar in Luftatmosphäre verhindert werden, dass der Tiegel 30 oxidiert wird, und die Kristallzüchtung kann in sauerstoffreicher Luft durchgeführt werden, so dass ein Galliumoxidkristall ohne Sauerstoff-Fehlstellen gezüchtet werden kann.
  • Wenngleich diese Ausführungsform eine Widerstandsheizung als Heizung verwendet, kann als Heizung auch ein Hochfrequenzinduktionsheizungssystem verwendet werden.
  • 8 ist eine schematische Darstellung eines Beispiels der Vorrichtung 10 zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls unter Verwendung eines Hochfrequenzinduktionsheizungssystems.
  • Der in 8 gezeigte Ofenkörper 14 scheint sich geringfügig von 3 zu unterscheiden, ist aber tatsächlich derselbe wie in den 3 bis 7.
  • Die Unterschiede bei dieser Ausführungsform beinhalten eine Hochfrequenzspule 44, die außerhalb des Ofenkörpers 14 angeordnet ist, und eine Heizung 46, die durch Hochfrequenzinduktionsheizung heizt, welche anstelle der Widerstandsheizung 20 der vorherigen Ausführungsform vorgesehen ist. Die verwendete Heizung 46 ist vorzugsweise eine aus einem Pt-Basislegierungsmaterial, insbesondere einem Pt-Rh-Basislegierungsmaterial, gebildete Heizung. Wie oben beschrieben ist es bevorzugt, zum Züchten eines Galliumoxidkristalls durch das VB-Verfahren einen Tiegel zu verwenden, der aus einer Pt-Rh-Basislegierung mit einem Rh-Gehalt von 10 bis 30 Gew.-% als Tiegelmaterial gebildet ist, und das Material für die Heizung 46 ist vorzugsweise ein Pt-Rh-Basislegierungsmaterial mit einem Rh-Gehalt von etwa 30 Gew.-%, d. h. reich an Rh, welches einer höheren Temperatur als der Tiegel 30 standhält. Die Vorrichtung 10 zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls gemäß dieser Ausführungsform kann ebenfalls mittels VB-Verfahren einen Galliumoxidkristall ohne Sauerstoff-Fehlstellen an Luft wachsen lassen, wobei eine Oxidation des Tiegels 30 verhindert wird.
  • Nachfolgend wird ein Schmelz- und Verfestigungsversuch von β-Ga2O3 als Rohmaterial gezeigt.
  • Schmelz- und Verfestigungsversuch von β-Ga2O3 I
  • Unter Verwendung der in 8 gezeigten Herstellungsvorrichtung 10 wird ein β-Ga2O3-Rohmaterial in dem Tiegel 30 platziert und ein Schmelzversuch von β-Ga2O3 durchgeführt. Der verwendete Tiegel ist ein Gefäß aus einer Pt-Rh-Legierung (Pt/Rh: 90/10 Gew.-%).
  • 9 ist ein Diagramm, das die tatsächlich gemessenen Daten des Temperaturprofils des Tiegels 30 unter Verwendung der Vorrichtung 10 für den Fall zeigt, dass das β-Ga2O3-Rohmaterial in dem Tiegel platziert wird und die Temperatur im Inneren des Ofenkörpers 14 ausgehend von Raumtemperatur schrittweise erhöht wird. 9 zeigt zudem die während der Temperaturerhöhung verstrichene Zeit.
  • Das in 9 gezeigte Temperaturprofil zeigt, dass sich die Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung, obwohl die Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung ab Raumtemperatur konstant erscheint, bei 1789,2°C einmal verlangsamt, so dass sich die Temperaturerhöhung verzögert, und danach stellt sich die ursprüngliche Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung bei 1793,5°C wieder ein. Somit ist 1789,2°C, wo sich die Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung zu verlangsamen beginnt, die Temperatur, bei der das β-Ga2O3-Material zu schmelzen beginnt, und 1793,6°C, wo sich die ursprüngliche Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung wieder einstellt, ist die Temperatur, bei der das β-Ga2O3-Material im Tiegel vollständig geschmolzen ist.
  • 10 ist ein Diagramm, das die tatsächlich gemessenen Daten des Temperaturprofils für den Fall zeigt, dass nach Erhitzen des Tiegels auf 1800°C oder mehr (1802°C) die Temperatur des Tiegels allmählich gesenkt wird. Das Temperaturprofil zeigt, dass sich zu dem Zeitpunkt, an dem die Temperatur auf 1772,2°C gesunken ist, die Temperatur schnell von 1772,2°C auf 1778,1°C erhöht. Die Temperaturänderung erfolgt aufgrund der Wärme, die durch die Verfestigung des geschmolzenen β-Ga2O3 erzeugt wird (Erstarrungswärme). Somit ist gezeigt, dass sich geschmolzenes β-Ga2O3 bei 1772,2°C verfestigt, und mit anderen Worten, dass das im Tiegel platzierte β-Ga2O3 vollständig geschmolzen wurde und sich dann verfestigte.
  • Die 11A und 11B sind Fotografien, die das im Tiegel platzierte β-Ga2O3-Rohmaterial vor Erhitzen (11A) und nach Schmelzen und Verfestigen (11B) zeigen. 11A zeigt den Zustand, bei dem eine Masse aus β-Ga2O3-Material im Tiegel platziert ist. 11B zeigt, dass das β-Ga2O3-Material zur vollständigen Füllung des Tiegels vollständig schmolz und sich dann verfestigte.
  • Der in 9 gezeigte Schmelz- und Verfestigungsversuch von β-Ga2O3 wird mit einer präzisen Temperaturmessung durchgeführt und ist insofern bedeutend, als die Schmelztemperatur von β-Ga2O3 genau bestimmt wurde und β-Ga2O3 im Tiegel vollständig geschmolzen und verfestigt wurde.
  • Für den Schmelzpunkt von β-Ga2O3 wurden innerhalb eines Bereichs von 1650 bis 1800°C verschiedene Werte beschrieben. In dem Schmelzversuch wurden die Temperatur, bei der das β-Ga2O3-Material zu Schmelzen beginnt, d. h. 1789,2°C, und die Temperatur, bei der das β-Ga2O3-Material im Tiegel vollständig geschmolzen ist, d. h. 1793,5°C, tatsächlich gemessen, und der Versuch identifiziert somit erstmals die genau Schmelztemperatur von β-Ga2O3. Demgemäß kann ein β-Ga2O3-Kristall verlässlich durch Auswahl des Materials für den Tiegel und, basierend auf der durch den Schmelzversuch erhaltenen Schmelztemperatur von β-Ga2O3, durch Steuern der Temperatur für die Kristallzüchtung gezüchtet werden.
  • In dem Schmelzversuch war der verwendete Tiegel ein Gefäß aus einer Pt-Rh-Legierung (Pt/Rh: 90/10 Gew.-%). Das Ergebnis des Versuchs zeigt, dass ein β-Ga2O3-Kristall unter Verwendung eines Gefäßes aus einer Pt-Rh-Legierung (Pt/Rh: 90/10 Gew.-%) hergestellt werden kann.
  • Schmelzversuch von β-Ga2O3 II
  • Die 12A, 12B und 12C sind Fotografien, die ein weiteres Beispiel eines Schmelzversuchs von β-Ga2O3 zeigen. In dem Schmelzversuch wird β-Ga2O3 geschmolzen, wobei eine Pt-Rh-Legierung mit einem Verhältnis Pt/Rh von 70/30 Gew.-% für den Tiegel verwendet wird.
  • 12A zeigt das in dem Versuch verwendete β-Ga2O3-Rohmaterial. Das verwendete Rohmaterial ist ein zylindrisches gesintertes β-Ga2O3-Material.
  • 12B zeigt den Zustand, in dem das β-Ga2O3 Rohmaterial platziert ist (bei dem das β-Ga2O3-Rohmaterial senkrecht stehend aufgenommen ist).
  • 12C zeigt den Zustand des Tiegels nach Erhöhen der Tiegeltemperatur auf etwa 1800 bis 1860°C und anschließendem Absenken auf Raumtemperatur. Das β-Ga2O3-Rohmaterial wird vollständig geschmolzen und verfestigt sich.
  • Das Ergebnis des Versuchs zeigt, dass ein Tiegel aus einer Pt-Rh-Legierung mit einem Verhältnis Pt/Rh von 70/30 Gew.-% hinreichend zur Kristallzüchtung von β-Ga2O3 verwendet werden kann.
  • Sowohl Schmelzversuch I als auch Schmelzversuch II wurden an Luft (oxidative Atmosphäre) durchgeführt. Die Ergebnisse der Versuche zeigen, dass die Kristallzüchtung von β-Ga2O3 an Luft durchgeführt werden kann, indem ein Tiegelgefäß verwendet wird, das aus einer Pt-Rh-Legierung gebildet ist.
  • Schmelzversuch von β-Ga2O3 III
  • Mit der oben beschriebenen Herstellungsvorrichtung 10 wurde ein Schmelzversuch von β-Ga2O3 durchgeführt. Es wurde ein Tiegelgefäß aus einer Pt-Rh-Legierung mit einem Verhältnis von Pt/Rh von 90/10 Gew.-% verwendet. Der Schmelzversuch diente der Beobachtung des Zustands, wenn die Temperatur zum Erhitzen des Tiegels auf einen signifikant höheren Temperaturbereich als die Schmelztemperatur von β-Ga2O3 erhöht wird.
  • 13A zeigt den Zustand, bei dem eine Masse aus gesintertem β-Ga2O3-Material in dem Tiegel platziert ist, vor Erhitzen. 13B zeigt den Zustand, bei dem der Tiegel auf die Schmelztemperatur von β-Ga2O3 oder mehr erhöht und dann auf Raumtemperatur gesenkt wurde.
  • Bei diesem Versuch erwartet man, dass sich der Tiegel auf etwa 1800 bis 1860°C erhitzt und dadurch das β-Ga2O3-Rohmaterial vollständig geschmolzen wird, wohingegen der Tiegel ebenfalls teilweise schmilzt.
  • Als Grund, warum der Tiegel teilweise schmilzt, wird angenommen, dass die Temperatur des Tiegels 1850°C übersteigt, was der Schmelzpunkt einer Pt-Rh-Legierung (Pt/Rh: 90/10 Gew.-%) ist.
  • Wenn eine Kristallzüchtung von β-Ga2O3 unter Verwendung einer Pt-Rh-Legierung (Pt/Rh: 90/10 Gew.-%) als Material für den Tiegel durchgeführt wird, ist es daher natürlich notwendig, die Temperatur für die Kristallzüchtung auf die Schmelztemperatur des Tiegels oder weniger zu regeln.
  • Schmelzversuch von β-Ga2O3 IV
  • Die zuvor erwähnten Schmelzversuche von β-Ga2O3 sind Versuche, bei denen ein β-Ga2O3-Rohmaterial unter Verwendung der in 8 gezeigten Herstellungsvorrichtung 10 an der Luft (oxidative Atmosphäre) geschmolzen wurde. Als Vergleichsbeispiel wurde ein Experiment durchgeführt, bei dem ein β-Ga2O3-Rohmaterial unter Verwendung eines Züchtungsofens mit einer Argongas-Atmosphäre geschmolzen wird.
  • In dem Kristallzüchtungsofen mit einer Argongasatmosphäre wird außerhalb des Tiegels ein Carbon-Heater angeordnet, der Tiegel und ein Teil eines Stützelements des Tiegels werden mit dem Carbon-Heater und einem Wärmeisolationsmaterial luftdicht abgeschirmt, und der Tiegel wird erhitzt, während Argongas in den Bereich strömt, in dem der Tiegel untergebracht ist.
  • Der in dem Schmelzversuch verwendete Tiegel ist ein Tiegel aus einer Pt-Rh-Legierung (Pt/Rh: 90/10 Gew.-%).
  • 14 zeigt den Zustand, bei dem ein β-Ga2O3-Rohmaterial in dem Tiegel platziert ist. Wenn der Tiegel in einer Argonatmosphäre auf 1700°C erhitzt und dann auf Raumtemperatur abgekühlt wird, geht das β-Ga2O3-Rohmaterial verloren und das Tiegelgefäß schmilzt (in der Figur nicht gezeigt). Das Phänomen zeigt, dass das Ga2O3 durch Erhitzen des Tiegels auf 1700°C in einer Argonatmosphäre reduktiv zersetzt wird und Ga-Metall und die Pt-Rh-Legierung des Tiegels eine Legierung mit einer niedrigeren Schmelztemperatur bilden, die bei 1700°C schmilzt.
  • Das Ergebnis des Versuchs zeigt, dass es in dem Fall, bei dem ein β-Ga2O3-Rohmaterial in einem Tiegel geschmolzen wird, notwendig ist, die Kristallzüchtung von β-Ga2O3 in einer oxidativen Atmosphäre durchzuführen, da in dem Hochtemperaturbereich, in dem β-Ga2O3 geschmolzen wird, eine reduktive Zersetzung von Ga2O3 stattfindet, so dass verhindert wird, dass β-Ga2O3 als stabile Schmelze vorliegt.
  • Beispiel für eine Kristallzüchtung von β-Ga2O3
  • Es wurde versucht, in einem VB-Ofen eine Kristallzüchtung von β-Ga2O3 durch unidirektionale Verfestigung ohne Keim/Keimkristall durchzuführen.
  • Es wurde ein gesintertes β-Ga2O3-Material als Rohmaterial in einen aus einer Pt-Rh-Basislegierung gebildeten Tiegel mit einem Innendurchmesser von 25 mm und einer Höhe von 50 mm gegeben und in einem Luft-Hochtemperaturofen (d. h. in der in 8 gezeigten Vorrichtung) bei 1800°C oder mehr vollständig geschmolzen, wobei dessen Temperaturverteilung so eingestellt wurde, dass der Temperaturgradient auf 5 bis 10°C/cm um den Schmelzpunkt von β-Ga2O3 (etwa 1795°C) gebracht wurde. Danach erfolgte eine unidirektionale Verfestigung durch die Kombination der Bewegung des Tiegels und der Temperaturabnahme im Ofen. Nach dem Abkühlen wurde der Tiegel gelöst und der gezüchtete Kristall entnommen.
  • 15 ist eine Fotografie von Kristallen, die die drei Arten typischer Kristalle zeigt, die durch die Kristallzüchtung von β-Ga2O3 mittels einer unidirektionalen Verfestigung erhalten werden. Der Kristall A zeigt den Fall, bei dem das gesamte Material einem polykristallinen Wachstum unterliegt. Der Kristall B zeigt den Fall, bei dem ein polykristallines Wachstum schnell in ein Einkristallwachstum übergeht. Der Kristall C zeigt den Fall, bei dem ein Einkristallwachstum vom Boden bis zum oberen Ende stattfand. Röntgenbeugung und Betrachtung des charakteristischen Kristallhabitus lassen erkennen, dass sowohl der Einkristallbereich des Kristalls B als auch der Einkristall C einem Facettenwachstum der (100)-Ebene in der <100>-Richtung unterliegen, und dass eine (001)-Facettenebene bei etwa 104° zur (100)-Ebene auftrat und die zu den beiden Facettenebenen senkrechte Richtung die <010>-Richtung war. Es wurde bestätigt, dass das (100)-Ebenen-Facettenwachstum in der <100>-Richtung aufgrund der starken Anisotropie in der Wachstumsrate mit hoher Wahrscheinlichkeit ohne Keim/Keimkristall stattfand, wobei die Wachstumsrate in der <010>-Richtung um etwa eine Größenordnung höher war als in der <100>-Richtung.
  • Aus dem resultierenden Einkristall wurde ein (100)-Ebenen-Substrat senkrecht zur Wachstumsrichtung geschnitten, um ein doppelseitig spiegelpoliertes Substrat mit einer Dicke von etwa 0,5 mm bereitzustellen. Die Substratprobe wurde einer Beobachtung mit Nicolschen Prismen („crossed nicols”), Röntgentopografie und mittels optischem Mikroskop nach Anätzen mit KOH unterzogen.
  • 16A zeigt das Ergebnis der Beobachtung mittels Nicolscher Prismen. Die Beobachtung ergab, dass das Substrat ein Einkristallsubstrat ohne erfassbare Kleinwinkelkorngrenze („low angle tilt boundary”) war. 16B zeigt die Transmissionsröntgentopografie desselben Substrats. Bis auf einen Teil des äußeren Rands wurde ein Transmissionsröntgenbeugungsmuster erhalten. Der Teil des äußeren Rands, der kein Muster zeigt (weißer Bereich), entspricht einem Bereich mit hoher Versetzungsdichte oder geringem Versetzungswinkel, der mit dem Verfahren mit Nicolschen Prismen nicht erfasst werden kann. 16C zeigt die Versetzungsgrubenlinie, die lokal im Wesentlichen in der <010>-Richtung ausgerichtet ist. Die Gruben besaßen eine Dichte von etwa 1 × 104 pro Quadratzentimeter. Der Bereich, der dem weißen Abschnitt in der in 16B gezeigten Röntgentopografie entspricht, wies Versetzungsgruben in einer hoher Dichte von etwa 5 × 105 pro Quadratzentimeter auf. 16D zeigt die Fehlstellen, die in einer Größe von 10 μm bis mehreren zehn Mikrometer in <010>-Richtung linear ausgerichtet sind, welche nicht der Röntgentopografie entsprechen. Die Fehlstellen wurden ohne Ätzen beobachtet und wurden als lineare Fehlstellen angesehen.
  • 17 ist eine Fotografie des Kristalls, der mit einem Legierungstiegel mit einem Pt/Rh-Verhältnis von 80/20 Gew.-% mit einem Innendurchmesser von ca. 5 cm (2 Inch) unter Verwendung des in 3 gezeigten großtechnischen Atmosphärenofens mit Widerstandsheizung gezüchtet wurde. In diesem Beispiel wurde als Rohmaterial ein gesintertes β-Ga2O3-Material in den Tiegel gegeben, vollständig geschmolzen und dann ausgehend vom unteren Teil (dünner Abschnitt) verfestigt, und es wurde ein β-Ga2O3-Kristall mit einem Durchmesser von ca. 5 cm (2 Inch) gezüchtet, wenngleich der Kristall kein vollständiger Einkristall war.
  • ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
  • Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
  • Zitierte Nicht-Patentliteratur
    • Y. Tomm, et al. (NPL 3 und 4) im Jahr 2000 [0002]

Claims (11)

  1. Vorrichtung (10) zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls, umfassend einen vertikalen Bridgman-Ofen mit: einem Grundkörper (12); einem zylindrischen Ofenkörper (14), der Hitzebeständigkeit aufweist und oberhalb des Grundkörpers (12) angeordnet ist; einem Deckelelement (18), das den Ofenkörper (14) verschließt; einer Heizung (20), die innerhalb des Ofenkörpers (14) angeordnet ist; einem Tiegelschaft (24), der vertikal durch den Grundkörper (12) bewegbar vorgesehen ist; und einem Tiegel (30), der auf dem Tiegelschaft (24) angeordnet ist und mit der Heizung (20) erhitzt wird, wobei der Tiegel (30) eine Pt-Basislegierung umfasst und der Ofenkörper (14) eine Innenwand aufweist, die als hitzebeständige Wand (32) ausgebildet ist, die mehrere ringförmige hitzebeständige Elemente (32b) enthält, die jeweils eine vorgegebene Höhe aufweisen und aufeinander gestapelt sind, wobei die ringförmigen hitzebeständigen Elemente (32b) jeweils mehrere Teilstücke (32a) enthalten, die miteinander zu der Ringform verbunden sind.
  2. Vorrichtung (10) zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls nach Anspruch 1, wobei der Tiegel (30) eine Pt-Rh-Basislegierung mit einem Rh-Gehalt von 10 bis 30 Gew.-% umfasst.
  3. Vorrichtung (10) zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls nach Anspruch 1 oder 2, wobei die hitzebeständige Wand (32) Zirconiumdioxid enthält.
  4. Vorrichtung (10) zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei die Heizung (20) eine Widerstandsheizung (20) ist.
  5. Vorrichtung (10) zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls nach Anspruch 4, wobei die Widerstandsheizung (20) MoSi2 als Hauptmaterial enthält.
  6. Vorrichtung (10) zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei die Heizung (20) eine Hochfrequenzinduktionsheizung (20) ist.
  7. Vorrichtung (10) zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls nach Anspruch 6, wobei die Hochfrequenzinduktionsheizung (20) eine Pt-Rh-Basislegierung enthält.
  8. Vorrichtung (10) zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls nach einem der Ansprüche 1 bis 7, wobei der Ofenkörper (14) ein Zylinderstützelement (34), das aus einem hitzebeständigem Material gebildet ist und außerhalb der hitzebeständigen Wand (32) angeordnet ist, und einen Wärmeisolator (33), der zwischen der hitzebeständigen Wand (32) und dem Zylinderstützelement (34) angeordnet ist, enthält, und das Deckelelement (18) über das Zylinderstützelement (34) abgestützt ist.
  9. Vorrichtung (10) zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls nach einem der Ansprüche 1 bis 8, wobei das Deckelelement (18) einen Wärmeisolator enthält und in dem Wärmeisolator ein Verstärkungselement (37) angeordnet ist.
  10. Verfahren zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls, umfassend Züchten eines Galliumoxidkristalls in einer Sauerstoffatmosphäre unter Verwendung der Vorrichtung (10) zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls nach einem der Ansprüche 1 bis 9.
  11. Verfahren zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls nach Anspruch 10, wobei das Galliumoxid β-Ga2O3 ist.
DE102017206741.1A 2016-04-21 2017-04-21 Vorrichtung und Verfahren zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls Pending DE102017206741A1 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016085153A JP6726910B2 (ja) 2016-04-21 2016-04-21 酸化ガリウム結晶の製造装置および酸化ガリウム結晶の製造方法
JP2016-085153 2016-04-21

Publications (1)

Publication Number Publication Date
DE102017206741A1 true DE102017206741A1 (de) 2017-10-26

Family

ID=60021074

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE102017206741.1A Pending DE102017206741A1 (de) 2016-04-21 2017-04-21 Vorrichtung und Verfahren zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls

Country Status (7)

Country Link
US (1) US10570528B2 (de)
JP (1) JP6726910B2 (de)
KR (2) KR102349701B1 (de)
CN (2) CN107304481B (de)
DE (1) DE102017206741A1 (de)
RU (1) RU2729682C2 (de)
TW (2) TWI729118B (de)

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6800468B2 (ja) * 2018-10-11 2020-12-16 国立大学法人信州大学 酸化ガリウム結晶の製造装置及び酸化ガリウム結晶の製造方法並びにこれらに用いる酸化ガリウム結晶育成用のるつぼ
JP7155968B2 (ja) 2018-12-04 2022-10-19 Tdk株式会社 単結晶育成用ルツボ及び単結晶製造方法
JP7228440B2 (ja) * 2019-03-28 2023-02-24 一般財団法人ファインセラミックスセンター 転位の評価方法および転位の評価を行うためのコンピュータプログラム
JP7403101B2 (ja) 2019-08-29 2023-12-22 不二越機械工業株式会社 酸化ガリウム結晶育成用るつぼ
JP7258293B2 (ja) * 2019-08-29 2023-04-17 不二越機械工業株式会社 酸化ガリウム結晶育成用るつぼ
JP7403098B2 (ja) 2020-02-27 2023-12-22 不二越機械工業株式会社 酸化ガリウム単結晶育成用るつぼ
US11674239B2 (en) * 2020-02-27 2023-06-13 Fujikoshi Machinery Corp. Gallium oxide crystal manufacturing device
JP2022063653A (ja) * 2020-10-12 2022-04-22 不二越機械工業株式会社 酸化ガリウム結晶の製造装置
CN114686819B (zh) * 2020-12-28 2024-02-09 Tcl科技集团股份有限公司 一种坩埚盖及坩埚
JP2022116761A (ja) 2021-01-29 2022-08-10 不二越機械工業株式会社 金属酸化物単結晶製造装置
JP2022116758A (ja) 2021-01-29 2022-08-10 不二越機械工業株式会社 酸化ガリウム結晶の製造装置および酸化ガリウム結晶の製造方法
JP2022149310A (ja) 2021-03-25 2022-10-06 Tdk株式会社 結晶製造方法、結晶製造装置、及び単結晶
CN114561701B (zh) * 2021-06-07 2022-08-19 浙江大学杭州国际科创中心 一种铸造法生长氧化镓单晶的方法及包含氧化镓单晶的半导体器件
EP4219803A1 (de) 2022-01-31 2023-08-02 Siltronic AG Verfahren und vorrichtung zur herstellung von elektrisch leitenden beta-ga2o3-volumeneinkristallen und elektrisch leitender beta-ga2o3-volumeneinkristall
WO2024078704A1 (en) 2022-10-11 2024-04-18 Forschungsverbund Berlin E.V. MELT-GROWN BULK ß-(AlxGa1-x)2O3 SINGLE CRYSTALS AND METHOD FOR PRODUCING BULK ß-(AlxGA1-x)2O3 SINGLE CRYSTALS

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004262684A (ja) 2003-02-24 2004-09-24 Univ Waseda β−Ｇａ２Ｏ３系単結晶成長方法
JP2006312571A (ja) 2005-05-09 2006-11-16 Koha Co Ltd Ｇａ２Ｏ３系結晶の製造方法
JP2011153054A (ja) 2010-01-28 2011-08-11 Namiki Precision Jewel Co Ltd 酸化ガリウム単結晶の製造方法および酸化ガリウム単結晶
JP2011190127A (ja) 2010-03-12 2011-09-29 Namiki Precision Jewel Co Ltd 酸化ガリウム単結晶及びその製造方法
JP2011190134A (ja) 2010-03-12 2011-09-29 Namiki Precision Jewel Co Ltd 酸化ガリウム単結晶の製造方法及び製造装置
JP2013237591A (ja) 2012-05-16 2013-11-28 Namiki Precision Jewel Co Ltd 酸化ガリウム融液、酸化ガリウム単結晶、酸化ガリウム基板、および酸化ガリウム単結晶の製造方法

Family Cites Families (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS604599B2 (ja) * 1976-03-17 1985-02-05 株式会社東芝 タンタル酸リチウム単結晶の製造方法
JPS589800B2 (ja) 1978-11-20 1983-02-22 三洋電機株式会社 酸化物単結晶の製造法
JPS5969490A (ja) 1982-10-14 1984-04-19 Sumitomo Metal Mining Co Ltd タンタル酸リチウム単結晶の製造方法
JPS63218596A (ja) 1987-03-05 1988-09-12 Hitachi Metals Ltd 光透過性に優れたリチウムタンタレ−ト単結晶およびその製造方法
JP2538598B2 (ja) * 1987-06-05 1996-09-25 株式会社東芝 単結晶の引き上げ装置
JP2957857B2 (ja) 1993-07-21 1999-10-06 信越化学工業株式会社 酸化物単結晶の製造方法
JP3254329B2 (ja) * 1994-06-02 2002-02-04 株式会社神戸製鋼所 化合物単結晶の製造方法及び製造装置
US5698029A (en) * 1995-06-06 1997-12-16 Kabushiki Kaisha Kobe Sekio Sho Vertical furnace for the growth of single crystals
JP3881052B2 (ja) * 1996-02-08 2007-02-14 株式会社神戸製鋼所 単結晶製造装置
JP3188923B2 (ja) * 1997-03-18 2001-07-16 日陽エンジニアリング株式会社 硼酸リチウム単結晶育成用容器及び硼酸リチウム単結晶の育成方法
JP2000313696A (ja) * 1999-04-27 2000-11-14 Victor Co Of Japan Ltd 酸化物単結晶の作製方法
JP2000313698A (ja) * 1999-04-27 2000-11-14 Victor Co Of Japan Ltd ランガサイト型結晶の処理方法
CN1272475C (zh) * 2000-02-24 2006-08-30 东芝株式会社 氧化物单晶的制造装置及制造方法
JP2001250787A (ja) * 2000-03-06 2001-09-14 Hitachi Kokusai Electric Inc 基板処理装置および基板処理方法
JP4524527B2 (ja) * 2001-01-31 2010-08-18 三菱マテリアル株式会社 ランガサイト単結晶の作製方法
JP3679097B2 (ja) 2002-05-31 2005-08-03 株式会社光波 発光素子
WO2004074556A2 (ja) * 2003-02-24 2004-09-02 Waseda University β‐Ｇａ2Ｏ3系単結晶成長方法、薄膜単結晶の成長方法、Ｇａ2Ｏ3系発光素子およびその製造方法
JP4168790B2 (ja) * 2003-03-07 2008-10-22 三菱マテリアル株式会社 単結晶製造方法及び単結晶製造装置並びにランガサイト単結晶
JP4475052B2 (ja) * 2004-08-04 2010-06-09 三菱マテリアル株式会社 酸化物単結晶の製造方法及び装置
US20090025628A1 (en) * 2005-08-17 2009-01-29 Pengdi Han Hybrid stockbarger zone-leveling melting method for directed crystallization and growth of single crystals of lead magnesium niobate-lead titanate (pmn-pt) solid solutions and related piezocrystals
CN100350081C (zh) * 2005-10-08 2007-11-21 山东大学 磷酸镓晶体的助熔剂生长法
JP2008162854A (ja) * 2006-12-28 2008-07-17 Shinshu Univ ランガサイト系単結晶の作製方法及び作製装置並びにその単結晶を用いた燃焼圧センサ
CN101070608B (zh) * 2006-12-29 2010-06-23 嘉兴学院 旋转多坩埚下降法晶体生长系统
TW200932963A (en) * 2008-01-29 2009-08-01 Green Energy Technology Inc Crystal growing furnace with heating improvement structure
JP5446241B2 (ja) * 2008-12-18 2014-03-19 国立大学法人信州大学 融液組成制御一方向凝固結晶成長装置および結晶成長方法
US8460751B2 (en) * 2009-08-28 2013-06-11 Max-Planck-Gesellschaft Zur Foerderung Der Wissenschaften E.V. Method for the synthesis of metallic nanotubes and nanotubes synthesized by the method
JP5879102B2 (ja) 2011-11-15 2016-03-08 株式会社タムラ製作所 β−Ｇａ２Ｏ３単結晶の製造方法
WO2013159808A1 (en) * 2012-04-24 2013-10-31 Forschungsverbund Berlin E.V. METHOD AND APPARATUS FOR GROWING INDIUM OXIDE (In203) SINGLE CRYSTALS AND INDIUM OXIDE (In203) SINGLE CRYSTAL
CN104372408B (zh) * 2014-12-15 2017-03-22 山东大学 常压下提拉法生长大尺寸氧化镓单晶的方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004262684A (ja) 2003-02-24 2004-09-24 Univ Waseda β−Ｇａ２Ｏ３系単結晶成長方法
JP2006312571A (ja) 2005-05-09 2006-11-16 Koha Co Ltd Ｇａ２Ｏ３系結晶の製造方法
JP2011153054A (ja) 2010-01-28 2011-08-11 Namiki Precision Jewel Co Ltd 酸化ガリウム単結晶の製造方法および酸化ガリウム単結晶
JP2011190127A (ja) 2010-03-12 2011-09-29 Namiki Precision Jewel Co Ltd 酸化ガリウム単結晶及びその製造方法
JP2011190134A (ja) 2010-03-12 2011-09-29 Namiki Precision Jewel Co Ltd 酸化ガリウム単結晶の製造方法及び製造装置
JP2013237591A (ja) 2012-05-16 2013-11-28 Namiki Precision Jewel Co Ltd 酸化ガリウム融液、酸化ガリウム単結晶、酸化ガリウム基板、および酸化ガリウム単結晶の製造方法

Non-Patent Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
E. G. Villora et al.; Large-size β-Ga2O3 single crystals and wafers, Journal of Crystal Growth, 270 (2004) 420–426
H. AIDA et al.; Growth of β-Ga2O3 Single Crystals by the Edge-Defined, Film Fed Growth Method, Japanese Journal of Applied Physics, Vol. 47, No. 11, 2008, pp. 8506–8509
J. Zhanga et al.; Growth and characterization of new transparent conductive oxides single crystals β-Ga2O3:Sn, Journal of Physics and Chemistry of Solids, 67 (2006) 1656–1659
J. Zhanga et al.; Growth and spectral characterization of β-Ga2O3 single crystals, Journal of Physics and Chemistry of Solids, 67 (2006) 2448–2451
M. Higashiwaki et al.; Gallium oxide (Ga2O3) metal-semiconductor field-effect transistors on single-crystal β-Ga2O3 (010) substrates, Appl. Phys. Lett., 100, (2012) 013504
M. Zinkevich et al.; Thermodynamic Assessment of the Gallium-Oxygen System, J. Am. Ceram. Soc., 87 [4] 683–91 (2004)
N. Ueda, H. Hosono, R. Waseda, H. Kawazoe, Appl. Phys. Lett., 70 (1997) 3561
V. I. Vasyltsiv, Ya. I. Rym, Ya. M. Zakharo, Phys. Stat. Sol., B195 (1996) 653
Y. Tomm et. al; Czochralski grown Ga2O3 crystals, Journal of Crystal Growth, 220 (2000) 510–514
Y. Tomm, et al. (NPL 3 und 4) im Jahr 2000
Y. Tomm, J. M. Ko, A. Yoshikawa, T. Fukuda, Solar Energy mater. Solar Cells, 66 (2000) 369
Z. Galazka et al.; Czochralski growth and characterization of β-Ga2O3 single crystals, Cryst. Res. Technol., 45, No. 12 (2010) 1229–1236

Also Published As

Publication number Publication date
KR102349701B1 (ko) 2022-01-10
US20170306521A1 (en) 2017-10-26
CN113930841B (zh) 2023-10-13
KR20170120501A (ko) 2017-10-31
RU2017113355A (ru) 2018-10-18
TW201807265A (zh) 2018-03-01
CN107304481A (zh) 2017-10-31
CN113930841A (zh) 2022-01-14
JP6726910B2 (ja) 2020-07-22
CN107304481B (zh) 2021-11-05
RU2017113355A3 (de) 2020-03-05
JP2017193466A (ja) 2017-10-26
TWI794810B (zh) 2023-03-01
KR102374317B1 (ko) 2022-03-14
TWI729118B (zh) 2021-06-01
RU2729682C2 (ru) 2020-08-11
KR20220005606A (ko) 2022-01-13
US10570528B2 (en) 2020-02-25
TW202132639A (zh) 2021-09-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE102017206741A1 (de) Vorrichtung und Verfahren zur Herstellung eines Galliumoxidkristalls
DE112009000360B4 (de) Verfahren zum Wachsen eines Siliziumkarbideinkristalls
DE112008003497B4 (de) Verfahren zum Aufwachsen eines Siliziumcarbideinkristalls
DE69509678T3 (de) Epitaktische züchtung von siliciumcarbid und so hergestellte siliciumcarbidstrukturen
DE112013002107B4 (de) SiC-Einkristall-Herstellungsverfahren
DE1803731C3 (de) Verfahren zum Kristallisieren einer binären Halbleiterverbindung
DE112006000771B4 (de) Si-dotierter GaAs-Einkristallingot und Verfahren zur Herstellung desselbigen, und Si-dotierter GaAs-Einkristallwafer, der aus Si-dotiertem GaAs-Einkristallingot hergestellt wird
DE2461553A1 (de) Verfahren zum erzeugen von einkristallen
DE112011101177B4 (de) Verfahren zum Fertigen eines Halbleiter-Einkristalls
DE112009000328B4 (de) Verfahren zum Aufwachsen eines Siliziumcarbideinkristalls
DE102008060520A1 (de) Ein Tiegel zur Prozessierung hochschmelzender Materialien
DE102018203131A1 (de) Einkristallherstellungsvorrichtung
DE102015118504A1 (de) Verfahren zur Herstellung eines SiC-Einkristalls
EP0634504A1 (de) Verfahren zur Herstellung von Stäben oder Blöcken aus beim Erstarren sich ausdehnendem Halbleitermaterial durch Kristallisieren einer aus Granulat erzeugten Schmelze
DE102016124181B4 (de) Herstellungsverfahren für SiC-Einkristall
DE3814259A1 (de) Verfahren und vorrichtung zur herstellung eines einkristalls eines verbindungshalbleiters
DE3514294A1 (de) Mit indium dotierte halbisolierende galliumarsenideinkristalle und verfahren zu ihrer herstellung
DE1667604B1 (de) Verfahren zur herstellung von kristallinem cadmiumtellurid
EP3464688B1 (de) Verfahren zur herstellung einer halbleiterscheibe aus einkristallinem silizium und vorrichtung zur herstellung einer halbleiterscheibe aus einkristallinem silizium
DE102020114524A1 (de) Verfahren und aufbau zum züchten von volumeneinkristallen
DE2025376C3 (de) Einkristall-Züchtungsverfahren für Bariumnatriumniobat und verwandte Verbindungen
DE2137772C3 (de) Verfahren zum Züchten von Kristallen aus halbleitenden Verbindungen
DE2221574A1 (de) Verfahren zur Herstellung eines Einkristalls
DE102005030851A1 (de) Vorrichtung und Verfahren zum Tempern von III-V-Wafern sowie getemperte III-V-Halbleitereinkristallwafer
DE1667604C (de) Verfahren zur Herstellung von kristallinem Cadmiumtellurid

Legal Events

Date Code Title Description
R012 Request for examination validly filed