DE69822256T2 - Herstellung des Siliziumkarbids - Google Patents

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Description

  • Erfindungsgebiet
  • Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Siliziumkarbidmaterial, das hervorragende Werte in seiner Dichte, in seinem Korrosionswiderstand und in seinen Festigkeitseigenschaften aufweist und deshalb besonders geeignet ist als Material für die Halbleiterfertigung unter Einschluß von beispielsweise Aufnehmer-Platten, Roh-Wafern, Target-Materialien oder verschiedenen Spannvorrichtungen, die in den Prozessen benutzt werden wie z.B. beim epitaxialen Wachstum, beim Plasma-Ätzverfahren, bei CVD-Prozessen und ähnlich Verfahren.
  • Hintergrund der Erfindung
  • Siliziumkarbid (nachfolgend als „SiC" bezeichnet) hat hervorragende Materialeigenschaften, z.B. beim thermischen Widerstand und beim Korrosionswiderstand, die diesen Werkstoff als Material für verschiedene industrielle Anwendungsgebiete geeignet erscheinen lassen. So wird beispielsweise ein SiC-Material, das durch Verwendung einer chemischen Dampfabscheidung (chemical vapor deposition CVD) hergestellt wird (nachfolgend CVD-SiC-Material genannt) wegen seiner Dichte und seiner hohen Reinheit sehr umfassend benutzt in einer Vielzahl von Materialien, die zur Herstellung von Halbleitern verwendet werden.
  • Ein derartiges CVD-SiC-Material wird hergestellt durch Ablagerung von SiC-Kristallkörnern auf einer Substratoberfläche mittels einer Gasphasenreaktion unter Verwendung von gasförmigen Rohmaterialien und durch Entfernung des Substratkörpers, nachdem ein fester Überzug durch aufwachsende Kristallitkörner gebildet wurde. Deshalb lässt sich das Material charakterisieren durch seine hohe Dichte, seine hohe Reinheit und seinen hohen Gleichförmigkeitsgrad in der Struktur.
  • Als Beispiel eines CVD-SiC-Materials wird eine selbsttragende CVD-Filmstruktur in der japanischen Patentanmeldung Offenlegung Nummer 188927/1995 veröffentlicht, bei der die selbsttragende CVD-Filmstruktur ein hitzebeständiges keramisches Material umfasst wie z.B. SiC, Si3N4 oder ähnliche Werkstoffe und die charakterisiert ist durch eine willkürlich verteilte Kristallkornstruktur. Bei dieser Erfindung ist die Kristallkornorientierung durch eine zusätzliche Wärmebehandlung bei einer Temperatur oberhalb der Rekristallisationstemperatur z.B. zwischen 1700 und 2200°C aufgehoben und somit regellos geworden, so dass die Anisotropie in der mechanischen Festigkeit der selbsttragenden CVD-Filmstruktur reduziert wurde. Ein derartiger zusätzlicher Verfahrensschritt macht jedoch das Herstellungsverfahren sehr kompliziert.
  • Ergänzend wird in der japanischen Patentanmeldung Veröffentlichung Nummer 188408/1996 ein Verfahren und eine Methode zur Herstellung eines CVD-SiC-Materials beschrieben, wobei ein SiC-Überzug auf beiden Seiten eines SiC-Substrates aufgebracht wird durch einen CVD-Prozess und auch durch Bildung eines SiC-Überzuges auf einem Substrat, durch Umwandeln dieses Körpers in ein SiC-Substrat, durch Entfernung des besagten Substrates und Aufbringen eines zusätzlichen SiC-Überzuges auf beiden Seiten des SiC-Substrates.
  • Weiterhin wird in der japanischen Patentanmeldung Veröffentlichung Nummer 188468/1996 ein Verfahren zur Herstellung eines CVD-SiC-Materials veröffentlicht, umfassend eine Laminierung/Beschichtung von drei oder mehr SiC-Schichten, von denen jede eine Dicke von 100 μm oder weniger aufweist, und auch einem Verfahren zur Herstellung eines CVD-SiC-Materials unter Verwendung einer Technik, bei der ein SiC-Überzug auf einem Substrat gebildet wird und dann in ein SiC-Material durch Entfernung des Substrates umgewandelt wird. Bei dem letzteren Verfahren wird die Bildung von SiC-Schichten mit dem CVD-Verfahren und der nachfolgenden Einebnung der Oberfläche der SiC-Schicht für mehrere Male wiederholt um eine Laminatbeschichtung mit SiC-Schichten aufzubauen, die jeweils eine Dicke von 100 μm oder weniger aufweisen, bis zu der gewünschten Gesamtdicke, bevor dann das Substrat entfernt wird.
  • Die vorbeschriebenen Erfindungen in der japanischen Patentanmeldung Offenlegung Nummer 188408/1996 und 188468/1996 benutzen zum Zwecke der Verhinderung von Brüchen oder Verwerfungen, die auf einem SiC-Material auftreten können, verschiedene Verfahren, wobei (a) das Wachstum eines SiC-Überzuges unterbrochen wird ohne es auf die gewünschte Enddicke in einem Prozess zu bringen, wodurch die Ansammlung von inneren Spannungen in dem Überzug minimiert wird, und um einen SiC-Überzug herzustellen, der aus einheitlichen Kristallkörnern und einer reduzierten Oberflächenrauhigkeit besteht und danach einen SiC-Überzug aufzubauen sowohl auf der Vorder- als auch auf der Rückseite des SiC-Überzuges, der als ein Substrat verwendet werden kann (japanische Patentanmeldung Offenlegung Nummer 188408/1996); oder (b) ein Verfahren, bestehend aus der mehrstufigen Bildung einer SiC-Schicht bis zu einem frühen Stadium des Wachstums mit anschließender Einebnung der Oberflächenschicht, die mehrmals wiederholt wird (japanische Patentanmeldung Veröffentlichung Nummer 188468/1996.
  • Die oben beschriebenen Erfindungen in den japanischen Patentanmeldungen Offenlegung Nummer 188408/1996 und 188468/1996 beinhalten daher Nachteile durch eine Komplizierung des Herstellungsprozesses und durch das Erfordernis der Unterbrechung des CVD-Wachstums bei einem SiC-Überzug, ohne ihn auf die gewünschte und erforderliche Dicke in einem durchgehenden Prozess zu bringen, und andererseits durch das Erfordernis einer zusätzlichen Nivellierungs-Behandlung der Oberfläche. Beide Verfahren beeinträchtigen dabei die Wirksamkeit und Effizienz der Herstellung nachteilig. Darüber hinaus zeigt sich, dass die Festigkeitseigenschaften oder die thermische Schockbeständigkeit eines nach diesen Erfindungen hergestellten Produktes noch immer nicht zufriedenstellend ausfallen.
  • Zusammenfassung der Erfindung
  • Als Ergebnis einer Untersuchung, die erfolgte, um die vorgenannten Probleme zu lösen, haben die gegenwärtigen Erfinder herausgefunden, dass durch Auswahl und Steuerung der Eigenschaften von SiC-Kristallkörnern, die während des CVD-Prozesses abgeschieden werden, ein CVD-SiC-Material mit hervorragenden Festigkeits- und thermischen Eigenschaften hergestellt werden kann. Dementsprechend ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein CVD-SiC-Material nach Anspruch 1 mit hervorragenden Festigkeits- und thermischen Eigenschaften ohne das Erfordernis eines komplizierten Verfahrensganges herzustellen.
  • Das SiC-Material der vorliegenden Erfindung, das die vorgenannte Aufgabe erfüllt, ist ein SiC-Material, das nach einem CVD-Verfahren gemäß Anspruch 3 (CVD-SiC-Material) so hergestellt wird, dass die thermische Leitfähigkeit entlang der Richtung des SiC-Kristallwachstums zwischen 100 und 300 W/m·K liegt, wobei der durchschnittliche Korndurchmesser der inneren Struktur einen Wert zwischen 4 und 12 μm aufweist. Weiterhin wird das Verhältnis der thermischen Leitfähigkeit in der Richtung des SiC-Kristallwachstums zur thermischen Leitfähigkeit in der senkrechten Richtung hierzu vorzugsweise auf einen Bereich von 1.10 bis 1.40 eingestellt.
  • Ausführliche Beschreibung der Erfindung und der bevorzugten Ausführungsbeispiele
  • Ein SiC-Material, hergestellt nach einem CVD-Verfahren z.B. ein CVD-SiC-Material, wird aus einem gasförmigen Rohmaterial durch eines Gasphasenreaktion erhalten, indem SiC auf einer Substratoberfläche abgeschieden wird und indem der Substratkörper danach entfernt wird. Als ein geeignetes Substrat wird beispielsweise Graphitmaterial oder keramisches Material verwendet. Es können verschiedene Verfahren eingesetzt werden, um das Substrat zu entfernen wie z.B. Schneidverfahren oder Schleifverfahren. Um jedoch Deformationen oder das Eintragen von Verunreinigungen zu verhindern wird die Verwendung von Graphitmaterial bevorzugt, das dann leicht durch Verbrennung entfernt werden kann.
  • Während des Verfahrens, bei dem SiC auf der Oberfläche eines Substrats mit einem CVD-Verfahren abgeschieden wird und zur Bildung eines SiC-Überzuges heranwächst, werden SiC-Kerne zunächst auf der Substratoberfläche durch eine Gasphasenreaktion eines Rohmaterialgases erzeugt. Die SiC-Kerne bilden dann ein amorphes SiC und danach sehr feine polykristalline SiC-Körner aus. Eine Fortsetzung der CVD-Reaktion bewirkt, dass die feinen polykristallinen SiC-Körner weiter heranwachsen zu einer säulenartigen kristallinen Struktur, die einen SiC-Überzug ausbildet. Der SiC-Überzug wächst auf der Substratoberfläche und die sich bildende Schicht vergrößert sich in der Dicke ausgehend von der Substratoberfläche. Die Partikelgröße der Kristalle schwankt während der SiC-Überzug heranwächst. Die Festigkeits- und thermischen Eigenschaften eines CVD-SiC-Materials hängen daher in einem sehr großen Umfange von den Korneigenschaften des SiC-Überzuges ab, der auf der Substratoberfläche abgeschieden und darauf ausgebildet wurde.
  • Das SiC-Material nach der vorliegenden Erfindung wird definiert über bestimmte physikalische Eigenschaften des SiC-Überzugs, der auf dem Substrat abgeschieden und gebildet wurde, wobei die thermische Leitfähigkeit entlang der Richtung des SiC-Kornwachstums innerhalb eines spezifizierten Bereiches von 100 bis 300 W/m·K liegt. Wenn das SiC-Überzugsmaterial aus SiC-Körnern besteht, die reich an feinkristallinen SiC-Körnern sind und einen geringen Anteil an säulenartigen Körnern aufweisen, intensiviert dies die Phonon-Dispersion an den Korngrenzen zur Steigerung des thermischen Widerstandes und trägt darüber hinaus zur Reduzierung der thermischen Leitfähigkeit und zur Steigerung der Festigkeit des gebildeten SiC-Überzugsmaterials bei. Der Grund, weshalb die thermische Leitfähigkeit in Richtung des SiC-Kornwachstums begrenzt wurde auf den Bereich von 100 bis 300 W/m·K wird im folgenden erläutert.
  • Wenn die thermische Leitfähigkeit unterhalb von 100 W/m·K liegt, beeinflusst dies negativ die thermische Schockbeständigkeit, die während des Aufheiz- und Abkühlungs-Zyklus benötigt wird. Auf der anderen Seite wird, wenn die thermische Leitfähigkeit oberhalb von 300 W/m·K liegt, die gerichtete Struktur der Korngrenzeneigenschaften in der Weise beeinflusst, dass die Anisotropie sowohl der Festigkeit als auch der thermischen Eigenschaften anwächst und dadurch das Material zu einer thermischen Deformation neigt. Ein bevorzugter Bereich der thermischen Leitfähigkeit liegt zwischen 150 und 250 W/m·K.
  • Weiterhin benötigt das SiC-Material nach der vorliegenden Erfindung eine interne Struktur mit einer durchschnittlichen Korngröße von 4 bis 12 μm. Die interne Struktur eines CVD-SiC-Materials besteht aus SiC-Körnern des SiC-Überzugsmaterials, das abgeschieden und geformt wurde auf der Substratoberfläche durch eine CVD-Reaktion, wobei die Größe der SiC-Körner die Festigkeit und die thermischen Eigenschaften des CVD-SiC-Materials beeinflussen. Im Falle, dass der Korndurchmesser klein ist können die Korngrenzen Spannungen aufzunehmen, während ein großer Korndurchmesser die Abspaltung von Kristallkörnern selbst bewirkt als Ergebnis einer Konzentrierung von Spannung-Einflüssen. Demzufolge bewirkt die vorliegende Erfindung ein Ausbalancieren zwischen der Festigkeit und den thermischen Eigenschaften durch die Spezifizierung eines durchschnittlichen Korndurchmessers der inneren Struktur, so dass das CVD-SiC-Material in einem Bereich von 4 bis 12 μm konstituiert wird. Wenn der durchschnittliche Korndurchmesser unter 4 μm liegt, beeinträchtigt dieses negativ die thermischen Eigenschaften wie z.B. die thermische Leitfähigkeit, während ein mittlerer Korndurchmesser von mehr als 12 μm in reduzierten Festigkeitseigenschaften resultieren kann wie z.B. einer Biegefestigkeit von weniger als 600 Mpa.
  • Außerdem werden die Eigenschaften der SiC-Körner weniger anisotrop, wenn das Verhältnis der thermischen Leitfähigkeit in der Richtung des SiC-Kristallwachstums zur thermischen Leitfähigkeit in der senkrechten Richtung hierzu in einem Bereich von 1.10 bis 1.40 liegt, wobei dies zu verbesserten thermischen Eigenschaften beiträgt, beispielsweise in der Verhinderung von mechanischen oder thermischen Defekten wie z.B. Rissen (cracks), die durch thermische Schocks während einer Aufheizung und anschließenden Abkühlung entstehen. Ein CVD-SiC-Material besteht hauptsächlich aus dem kubischen Kristallsystem vom β-SiC-Typus, der in verschiedenen Formen des Kristallwachstums in Erscheinung tritt, so dass z.B. ein Röntgen-Diffraktiometer (X-ray-diffraction) eine Diffraktions-Intensität von (111), (200), (220) und (311) in verschiedenen Anteilen zeigt. In einigen Fällen zeigt die thermische Leitfähigkeit eines CVD-SiC-Materials eine Anisotropie, die von der Kristallform abhängt. Wenn beispielsweise die Reaktionsbedingungen wie z.B. die Gaskonzentration oder der Druck das Ausmaß der Übersättigung des Rohmaterialgases anhebt oder das Kristallwachstum in der senkrechten Richtung zum Substrat ansteigen lässt, resultiert daraus eine Anisotropie in der thermischen Leitfähigkeit, die eine Abnahme in der Festigkeit oder in der Antischockbeständigkeit bewirkt.
  • Ein CVD-SiC-Material wird üblicherweise durch Einsetzen und Erhitzen eines graphitischen Materials als Substrat in einer Reaktionskammer einer CVD-Anlage hergestellt, wobei eine gasförmige Mischung aus einer halogenierten organischen Siliziumverbindung und Wasserstoff in die Reaktionskammer eingeleitet wird und ein SiC-Überzug der gewünschten Dicke mit Abscheidung von SiC auf der Oberfläche gebildet wird, wie es bei reduzierender thermischer Zersetzung von halogenierten organischen Siliziumverbindungen entsteht, woraufhin das restliche graphitische Substrat entfernt wird. Als eine halogenierte organische Siliziumverbindung, geeignet als Rohmaterialgas, werden Verbindungen wie Trichlormethyl-Silan, Trichlorphenyl-Silan, Dichlormethyl-Silan, Dichlordimethyl-Silan, Chlortrimethyl-Silan und ähnliche Verbindungen verwendet. Um das graphitische Substrat zu entfernen, wird eine geeignete Methode genutzt, wie z.B. das Abschälen des Graphitmaterials oder durch Verbrennung des Materials durch Erhitzung in Luft, wobei die Prozedur des Verbrennens wegen ihrer Einfachheit als bevorzugt gilt. Außerdem ist es wünschenswert, das Material einer Schleifbehandlung zu unterziehen zum Zwecke der Einebnung nach der Entfernung des graphitischen Substrats.
  • Das SiC-Material nach der vorliegenden Erfindung kann hergestellt werden durch Einstellung und Steuerung der Verfahrens-Bedingungen wie dem Verhältnis der halogenierten organischen Siliziumverbindung als einem Rohmaterialgas zu Wasserstoff als einem reduzierendem Mittel, der Fließrate der gasförmigen Mischung, der Temperatur oder der Dauer der CVD-Reaktion und dem Ofen-Druck der CVD-Anlage.
  • Beispiele
  • In den folgenden Abschnitten werden detaillierte Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung in Gegenüberstellung mit Vergleichsbeispielen beschrieben.
  • Beispiele 1 bis 10 und Vergleichsbeispiele 1 bis 11
  • Als Substrat wurde ein hochreines isotropes graphitisches Material (mit einem Aschegehalt von 20 ppm oder weniger) mit einem Durchmesser von 202 mm und einer Dicke von 6 mm in einem Reaktionsrohr aus Quarz einer CVD-Anlage eingesetzt und aufgeheizt. Indem man Trichlormethyl-Silan als eine halogenierte organische Siliziumverbindung des Rohmaterialgehalts verwendete, wurde eine gasförmige Mischung mit Wasserstoff vorbereitet und in das Reaktionsrohr mit einer Fließrate von 190 L/min eingeleitet, wobei eine CVD-Reaktion für 24 Stunden durchgeführt wurde um einen SiC-Überzug auf der Oberfläche des Substrates zu bilden. Während dieses Verfahrens wurden SiC-Überzüge mit verschiedenen physikalischen Eigenschaften abgeschieden, indem man die Trichlormethyl-Silan-Konzentration in der gasförmigen Mischung, die CVD-Reaktionstemperatur und den Druck in dem Reaktionsrohr variierte. Das Substrat wurde dann in der radialen Querschnittsrichtung in zwei Hälften gespalten, auf 650°C an Luft erhitzt um das graphitische Substrat abzubrennen und nachfolgend mit einer Schleifbehandlung bearbeitet, um ein scheibenförmiges CVD-SiC-Material zu erhalten, das einen Durchmesser von 200 mm und eine Dicke von 1.2 mm aufwies.
  • An dem wie vorbeschrieben hergestellten SiC-Material wurde die thermische Leitfähigkeit, der durchschnittliche Korndurchmesser der inneren Struktur und die Biegefestigkeit gemessen und außerdem die thermische Schockempfindlichkeit durch einen Test in Übereinstimmung mit den weiter unten erläuterten Testverfahren ermittelt. Die ermittelten Ergebnisse werden zusammen mit den zugehörigen Herstellungs- und Behandlungsbedingungen für jedes getestete CVD-SiC-Material in Tabelle 1 dargestellt.
  • (1) Thermische Leitfähigkeit (W/m·K)
  • Die thermische Leitfähigkeit wurde berechnet aus der thermischen Diffusion und der spezifischen Wärmekapazität, die mit der Laser-Flash-Methode erhalten wurde nach der Vorschrift in JIS R1611-1991, wobei die folgenden Gleichungen verwendet wurden:
    • K = α X Cp X ρ
    • wobei K = thermische Leitfähigkeit (W/m·K)
    • α = thermische Diffusionsvermögen (m2/s)
    • Cp = spezifische Wärmekapazität (J/kg-K)
    • ρ = Schüttdichte (Bulk density (kg/m3))
  • (2) Durchschnittlicher Korndurchmesser der inneren Struktur (μm)
  • Die Abbildung eines Rasterelektronenmikroskops des Probestücks wurde mit einer Vergrößerung von 3000 verwendet, um die Korngröße bei einem kumulierten Flächenverhältnis von 50 % als durchschnittlichen Korndurchmesser bestimmen zu können.
  • (3) Biegefestigkeit (Mpa)
  • Die Biegefestigkeit wurde in Übereinstimmung mit JIS R1601-1981 bestimmt nach der 3-Punkt Biegemethode.
  • (4) Thermischer Schocktest
  • Ein Probematerial wurde bei Raumtemperatur in einen elektrisch beheizten Ofen eingegeben, auf 1200°C erhitzt und unter innerter Atmosphäre gehalten, dann nach 2 Minuten aus dem Ofen entnommen und auf 200°C an Luft abgekühlt und danach wieder in den Ofen zurückgegeben. Der Heizzyklus wurde 10 mal wiederholt, wobei die Erscheinung des Probestücks nach jedem Zyklus genau beobachtet wurde.
  • Aus den in Tabelle 1 erkennbaren Testergebnissen geht hervor, dass das SiC-Material in den Ausführungsbeispielen mit einer thermischen Leitfähigkeit in Richtung des SiC-Kristall-Wachstums (in der Tabelle als „B" bezeichnet) in dem Bereich von 100 bis 300 W/m·K und einen durchschnittlichen Korndurchmesser der inneren Struktur zwischen 4 und 12 μm alle gemeinsam eine höhere Biegefestigkeit und eine bessere thermische Schockbeständigkeit als die Vergleichsbeispiele aufweisen.
  • Wenn außerdem das Verhältnis (B/A) der thermischen Leitfähigkeit (B) in Richtung des SiC-Kristall-Wachstums zur thermischen Leitfähigkeit (A) in der senkrechten Richtung hierzu in einem Bereich von 1.10 bis 1.40 liegt, ergibt sich eine noch bessere thermische Schockbeständigkeit.
  • Wie im vorhergehenden beschrieben, umfasst die vorliegende Erfindung ein SiC-Material, das ein hochreines und hochverdichtetes CVD-SiC-Material mitumfasst, das sehr gute Festigkeits- und thermische Eigenschaften aufweist. Deshalb ist das SiC-Material in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung besonders nützlich als Material für die Verwendung zur Herstellung von Halbleitern einschließlich der Herstellung von als Beispiel genannten Suszeptoren, von Dummy wafern, von Aufnehmerplatten oder von verschiedenen Aufspannvorrichtungen, die in Prozessen wie einem Epitaxial-Wachstum, einem Plasma-Ätzen und einem CVD-Verfahren oder ähnlichen Verfahren verwendet werden.
  • Figure 00110001
  • Anmerkungen
    • *1: Konzentration an Trichlormethyl-Silan in der Gasmischung in Vol %
    • *2: Thermische Leitfähigkeit senkrecht zur Richtung des SiC-Kristall-Wachstums in W/m·K
    • *3: Thermische Leitfähigkeit in Richtung des SiC-Kristall-Wachstums in W/m·K
    • *4: Anzahl von Wärmezyklen zur Erzeugung von Rissen

Claims (5)

  1. SiC-Material hergestellt durch ein CVD-Verfahren (chemical vapour deposition), bei dem als Ausgangsmaterial eine Gasmischung einer halogenierten organischen Siliziumverbindung und Wasserstoff verwendet wird, wobei die Konzentration des Ausgangsmaterials zwischen 5,0 und 5,7 Vol. % liegt, durch Einleitung der gasförmigen Mischung in einer Reaktionskammer, Behandlung der gasförmigen Mischung unter einem Druck von 500 bis 760 Torr (65 bis 101 kPa) und unter einer Reaktionstemperatur zwischen 1320 und 1400°C sowie unter Reaktionsbedingungen, unter denen das Rohgas nicht in einem Zustand der Übersättigung während der Bildung einer SiC-Schicht auf einer Graphitunterlage vorliegt, dadurch gekennzeichnet, dass a) das SiC-Material eine thermische Leitfähigkeit TCA in Richtung des SiC-Kornwachstums gemessen zwischen 150 und 250 W/mK aufweist b) ein durchschnittlicher Korndurchmesser in der inneren Struktur zwischen 4 und 12 μm vorliegt und c) ein Verhältnis TCAB der thermischen Leitfähigkeit entlang des SiC-Kornwachstums zur thermischen Leitfähigkeit in der senkrecht hierzu verlaufenden Richtung zwischen 1.10 und 1.40 liegt.
  2. SiC-Material nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der durchschnittliche Korndurchmesser der inneren Struktur des SiC-Materials zwischen 5 und 8 μm liegt.
  3. Verfahren zur Herstellung eines SiC-Materials mit einem Verhältnis von thermischer Leitfähigkeit in Richtung des SiC-Kristallwachstums zur thermischen Leitfähigkeit in der senkrechten Richtung hierzu von 1.10 bis 1.40 durch ein CVD-Verfahren (chemical vapour deposition), wobei das Verfahren folgende Schritte umfasst a) aufheizen eines Graphitmaterials als Substrat in einer Reaktionskammer einer CVD-Anlage, b) einleiten einer gasförmigen Mischung von Trichlormethylsilan, Trichlorphenylsilan, Dichloromethylsilan, Dichlorodimethylsilan, Chlorotrimethylsilan in die Reaktionskammer, c) aufrechterhalten der Reaktionsbedingungen bis das CVD-SiC-Material hauptsächlich aus kubisch orientierten beta-SiC Kristalliten besteht mit einer thermischen Leitfähigkeit in Richtung des SiC-Kornwachstums zwischen 150 – 250 Wm/K und einem durchschnittlichen Korndurchmesser in der inneren Struktur zwischen 4 und 12 μm aufweist, d) bilden einer SiC-Schicht mit einer Abscheidung von SiC auf dem Substrat durch reduzierende thermische Zersetzung der halogenierten organischen Siliziumverbindung e) entfernen der graphitischen Struktur aus der Reaktionskammer.
  4. Verfahren nach Anspruch 3, wobei die Reaktionstemperatur zwischen 1320 und 1400°C und der Druck zwischen 500 und 760 Torr (65 bis 101 kPa) liegt.
  5. Verfahren nach Anspruch 3 oder 4, wobei die Ausgangskonzentration zwischen 5,0 und 7,5 Vol.% liegt.
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