DE69916093T2

DE69916093T2 - Simulierte diamant edelsteine aus aluminiumnitrid und aluminiumnitrid:siliziumkarbid legierung

Info

Publication number: DE69916093T2
Application number: DE69916093T
Authority: DE
Inventors: Eric Charles HUNTER
Original assignee: Cree Inc
Current assignee: Wolfspeed Inc
Priority date: 1998-10-09
Filing date: 1999-10-08
Publication date: 2004-12-30
Anticipated expiration: 2019-10-09
Also published as: KR20010080077A; WO2000022204A2; MY116047A; ATE263260T1; EP1119653A2; TW518375B; JP4387061B2; JP2002527343A; CN1273655C; CA2346308C; CN1329683A; WO2000022204A3; US6048813A; AU1106000A; KR100588423B1; WO2000022204A9; EP1119653B1; ES2214897T3; DE69916093D1; CA2346308A1

Description

Gebiet der Erfindung
Die Erfindung betrifft synthetische Edelsteine. Insbesondere betrifft die Erfindung simulierte Diamantedelsteine, die aus farblosem Aluminiumnitrid (AlN)-Einkristall und aus farblosem Aluminiumnitrid : Siliziumkarbid-Legierungs (AlN : SiC)-Einkristall gebildet sind.
Hintergrund der Erfindung
Edelsteine im allgemeinen
Es gibt eine begrenzte Anzahl an Elementen und chemischen Verbindungen, welche die physikalische Eigenschaft aufweisen, als Edelsteine brauchbar zu sein. Die physikalischen Eigenschaften, die im allgemeinen als die wichtigsten erachtet werden, sind die Härte, der Brechungsindex und die Farbe, wobei die Hitzebeständigkeit, die chemische Beständigkeit und Zähigkeit bei vielen Edelsteinanwendungen ebenfalls als wichtig angesehen werden.
Derzeit sind die einzigen chemischen Substanzen, die technisch als Edelsteine betrachtet werden, Diamanten (einkristalliner Kohlenstoff) und Korund (Saphir und Rubin [einkristallines Aluminiumoxid]), da ihre Härte, auf der Mohsschen Härteskala gemessen, ungefähr 9 oder höher ist. Das Mohs-System ist eine Skala für die Einstufung der Härte eines Minerals, wobei Diamant mit 10 das härteste ist, Saphir bei 9 liegt, Topas bei 8, und sich bis zu dem weichsten Mineral, Talkum, welches den Wert 1 hat, nach unten erstreckt. Smaragd wird wegen seiner Seltenheit als ein Edelstein betrachtet, selbst wenn seine Härte nur bei 7,5 liegt, während andere Edelsteine, wie etwa Chrysoberyll, Topas und Granat, aufgrund ihrer geringeren Härte üblicherweise als Halbedelsteine eingestuft werden. Die Härte hat insoweit einen praktischen Wert, als dass sie die Fähigkeit eines Edelsteines definiert, Kratzern zu widerstehen.
Der Brechungsindex ist wichtig, weil er die Fähigkeit eines Edelsteines definiert, Licht zu brechen. Wenn Materialien mit einem hohen Brechungsindex zu fertigen Edelsteinen geformt werden, funkeln sie und erscheinen brillant, wenn sie dem Licht ausgesetzt werden. Das charakteristische Funkeln eines Diamanten beruht vorrangig auf seinem hohen Brechungsindex.
Die Farbe eines Edelsteines wird durch eine Vielzahl an Faktoren bestimmt, und zwar von den Verunreinigungsatomen, die in das Kristallgitter der physikalischen und elektronischen Struktur des Kristalls selbst eingearbeitet sein können. Ein Rubin zum Beispiel ist einfach ein einkristalliner Saphir (Aluminiumoxid), der eine geringe Konzentration an Chrom-Verunreinigungsatomen enthält.
Die thermische und chemische Stabilität eines Edelsteines kann wichtig während des Befestigungsvorgangs von Steinen in Schmuckstücken sein. Im allgemeinen ist es nützlich, wenn Steine auf hohe Temperaturen erhitzt werden können, ohne dass sie ihre Farbe verändern oder mit Umgebungsgasen (die die Oberflächenbeschaffenheit beeinträchtigen) reagieren.
Die Zähigkeit eines Edelsteines bezieht sich auf die Fähigkeit des Edelsteines, Energie ohne Brechen, Abspanen oder Zerbröseln zu absorbieren. Ein Edelstein muss in der Lage sein, den Einwirkungskräften zu widerstehen, die normalerweise während einer auf einem Ring oder einem anderen Schmuckstück befestigt bedingten Nutzdauer auftreten.
Die Härte, der Brechungsindex, die Farbe, die thermische/chemische Beständigkeit und Zähigkeit sind alles Eigenschaften, die in Kombination die Nützlichkeit eines Materials wie eines Edelsteins, bestimmen.
Synthetische Diamant-Edelsteine
Noch aus den 60er Jahren herrührend, wurde ein Versuch von der General Electric Company unternommen, synthetische Diamanten in Edelsteinqualität zu produzieren, was zu zahlreichen Patenten führte, einschließlich des U. S. Patents Nr. 4,042,673. Diese Bemühungen kreisten um die Verwendung von Umgebungen mit sehr hohem Druck beziehungsweise hoher Temperatur für das Wachstum monokristalliner Diamanten auf Impfkristallen. Synthetische Diamanten in Edelsteinqualität haben allgemein keine wirtschaftliche Akzeptanz gefunden.
Synthetische Siliziumkarbid-Edelsteine
Wie in dem U.S. Patent Nr. 5,762,896 beschrieben, wurde festgestellt, dass man durchsichtiges einkristallines Siliziumkarbid mit verhältnismäßig geringer Verunreinigung mit einer gewünschten Farbe züchten und danach durch Facettieren und Polieren in synthetische Edelsteine formen kann. Dies Edelsteine haben eine außergewöhnliche Härte, Zähigkeit, chemische und thermische Stabilität und einen hohen Brechungsindex und eine Streuung, die eine einzigartige Brillanz erzeugen. Die Einzelkristalle, aus denen die Edelsteine erzeugt werden, werden durch Sublimation, entsprechend den in dem U.S. Patent Nr. Re. 34,061 beschriebenen Verfahrensarten, gezüchtet.
Aluminiumnitridkristalle
Irgendwann ist festgestellt worden, dass die physikalischen und elektronischen Eigenschaften von Aluminiumnitrid (AlN) diesem ein deutliches Potential in einer großen Bandbreite von Halbleiteranwendungen verleihen. Zusätzlich machen die hohe Wärmeleitfähigkeit und die hohe optische Durchlässigkeit (d. h. eine niedrige optische Dichte) von AlN dieses zu einem hervorragenden Kandidaten für Halbleiter-Substratmaterial. Obwohl AlN außergewöhnliche Eigenschaften für ein Halbleitermaterial aufweist und ein vorzügliches wirtschaftliches Potential hat, werden Halbleitervorrichtungen auf AlN-Basis durch die mangelnde Verfügbarkeit großer AlN-Einkristalle mit geringen Fehlern beschränkt. Slack und McNelly demonstrierten ein Verfahren für das Züchten von AlN-Einkristallen durch Sublimation in AlN Single Crystals (Journal of Crystal Growth 42, 1977). Jedoch betrug die zur Züchtung eines 12 mm mal 4 mm großen Kristalls benötigte Zeit ungefähr 150 Stunden. Diese Wachstumsgeschwindigkeit ist bei weitem zu langsam, um jemals die kommerzielle Produktion von AlN-Einkristallen für elektronische oder irgendwelche anderen Endnutzungen zu erlauben.
Aluminiumnitrid : Siliziumkarbid-Legierungen
AlN ist mit Siliziumkarbid (SiC) in monokristallinen dünnen Filmen legiert worden, die zum Beispiel durch Flüssigphasen-Epitaxie erzeugt wurden. Polykristalline AlN : SiC-Legierungen sind auch durch isostatische Pressverfahren produziert worden. Jedoch sind keine größeren einkristallinen Legierungen aus AlN : SiC kommerziell produziert worden.
Die vorliegende Erfindung besteht entsprechend einem ersten Aspekt aus einem simulierten Diamant-Edelstein aus einem Einkristall aus farblosem, synthetischem AlN oder einer AlN : SiC-Legierung, bei dem die Facetten zu einem Glättegrad poliert wurden, der charakteristisch für nachbearbeitete Diamant-Edelsteine ist und ausreicht, um den Lichteintritt in den Edelstein für die innere Reflektion aus dem Inneren des Edelsteines zu gestatten. Diese Edelsteine weisen hervorragende Edelsteineigenschaften auf und können, wie unten beschrieben, in farbloser Form produziert werden, was sie zu einem hervorragenden simulierten Diamanten macht.
Gemäß der vorliegenden Erfindung werden voluminöse AlN-Einkristalle durch eines von mehreren Verfahren gezüchtet, zum Beispiel die folgenden:

1. Die bevorzugte Sublimation von festem polykristallinem AlN und die Wiederkondensierung der sublimierten Al- und N-Dämpfe auf der wachsenden Kristallgrenzfläche, die typischerweise von einem Impfkristall erzielt wird.
2. Die Verdampfung von Aluminium in einem Flüssigkeitsbad zur Herstellung von Ursprungsdampfarten aus Al, die in einem Wachstums-Schmelztiegel mit einem eingespritzten stickstoffhaltigen Gas kombiniert werden, das die N-Ursprungsdampfarten so bereitstellt, dass die Al- und N-Arten auf der Kristall-Wachstumsgrenzfläche kondensieren können.
3. Das Ziehen eines voluminösen Einkristalls aus einer Schmelze von Aluminium, in welche N-haltiges Gas eingeblasen wird.
4. Die Synthese in Masse eines AlN-Einkristalls durch ein kostengünstiges, Beschikkungsverfahren mit hohem Ausstoß, das mehrfache, bevorzugt gekühlte Keimbildungsflächen verwendet.

Die so in Masse produzierten voluminösen AlN-Einkristalle haben eine sehr große Energielücke in der Größenordnung von 6 eV. So können sie, wenn die Kristalle mit geringen Verunreinigungskonzentrationen gezüchtet werden, farblos gezüchtet werden und danach in simulierte Diamanten mit einer Farbe in dem Bereich von D–J auf der Farbskala des Gemological Institute of America (GIA) geformt werden.
Ein AlN-Kristall wird in einen nachbearbeiteten simulierten Diamant-Edelstein ungewandelt, indem man den Kristall mit einem Form- und Poliercharakteristikum nachbearbeiteter Diamant-Edelsteine facettiert und poliert, so dass Licht in den Edelstein eintreten kann und von dem Inneren des Edelsteines reflektiert werden kann.
Während aus einkristallinem AlN geformte Edelsteine einen Aspekt der Erfindung bilden, wird bei der Erfindung auch daran gedacht, dass das voluminöse einkristalline Material auch mit Siliziumkarbid gebildet werden kann, das einen Teil des AlN in dem Gitterstruktur zur Erzeugung eines voluminösen Einkristalls aus AlN : SiC-Legierung, typischerweise eine hexagonale "2H"-Gitterstruktur, ersetzt. Zu diesem Zweck können die oben beschriebenen Abscheidungsverfahren zur Produktion der voluminösen Einkristalle aus AlN modifiziert werden, indem man Ursprungsdämpfe aus Siliziumkarbid und C an der wachsenden Kristallgrenzfläche zur Verfügung stellt. Edelsteine, die aus bestimmten AlN : SiC-Kristall-Legierungen gebildet sind, weisen gegenüber unlegierten Einkristallen erhöhte Fähigkeiten auf, so zum Beispiel erhöhte Härte und einen höheren Brechungsindex. Obwohl verschiedene Atom-Prozentsätze von AlN und SiC in der Legierung verwendet werden können, werden Legierungen in dem Bereich von AlN_0,99 : SiC_0,01 bis AlN_0,5 : SiC_0,95 bevorzugt, wobei Legierungen in dem Bereich von AlN_0,8 : SiC_0,2 bis AlN_0,5 : SiC_0,5 am meisten bevorzugt werden.
Letztlich kann statt des Legierens des AlN-Massen-Einkristalls mit zum Beispiel SiC, der AlN-Kristall mit absichtlich eingeführten Dotierstoffen gezüchtet werden, die nicht in der Gitterstruktur elektronisch aktiv sind (d. h. isoelektronische Unreinheiten), die ebenfalls die Härte verbessern und den Brechungsindex erhöhen. Bestimmte Dotierstoffe können auch verwendet werden, um, wenn gewünscht, dem Kristall ästhetisch gewünschte Farbe zu verleihen.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
Einige der Merkmale der Erfindung sind bereits dargestellt worden, andere Merkmale werden im Verlaufe der Beschreibung auftauchen, die im Zusammenhang mit den beigefügten Zeichnungen zu sehen ist, in denen
1 eine schematische Darstellung eines Gesamtsystems zum Züchten von voluminösen Einkristallen aus AlN oder einer AlN : SiC-Legierung ist,
2 eine Ansicht des zentralen Unteraufbaus von 1 ist, die Details einer ersten Ausführungsform des Effusionssystems zeigt,
3 eine vereinfachte Darstellung der Wärmesenke des zentralen Unteraufbaus von 2 ist, die in Zusammenhang mit einer schematischen Aufzeichnungen des geschlossenen Temperatursteuerungssystems für die Kristallgrenzfläche gezeigt wird,
4 eine erste alternative Ausführungsform des Effusionssystems zeigt,
5 eine zweite alternative Ausführungsform des Effusionssystems zeigt,
6 eine dritte alternative Ausführungsform des Effusionssystems zeigt, die in Verbindung mit einem festen Schmelztiegel und einem Kristall-Ziehmechanismus verwendet wird,
7 ein Kristall-Züchtungssystem mit einem zylindrischen Widerstandsheizungselement zeigt,
8A ein Kristall-Züchtungssystem ähnlich dem von 7 zeigt, jedoch mit einer Gaseinspritzvorrichtung und einer modifizierten Form von Effusionssystem,
8B1 ein Kristall-Züchtungssystem mit einer Dämpfe-Ursprungsvorrichtung, die verwendet wird, um einen konstanten Fluss an Al-Ursprungsdämpfen zu erzeugen, und eine Gaseinspritzvorrichtung für das Einführen von Gasen zeigt, die ein N- und C-Ursprungsgas bereitstellt,
8B2 ein Kristall-Züchtungssystem mit einer Dämpfe-Ursprungsvorrichtung, die verwendet wird, um einen konstanten Fluss an Al- und Si-Ursprungsdämpfen zu erzeugen, und eine Gaseinspritzvorrichtung für das Einführen von Gasen zeigt, die N- und C-Ursprungsgase bereitstellen,
8C ein Kristall-Züchtungssystem ähnlich dem System von 8B zeigt, jedoch mit einer anderen Geometrie und einer hinzugefügten horizontalen Ablenkplatte oberhalb des geschmolzenen flüssigen Al-Siliziumkarbids, um das Einführen der Al- und Si-Ursprungsdämpfe in den Abschnitt des Schmelztiegels zu erleichtern, der die wachsende Kristallgrenzfläche enthält,
8D eine Kristall-Züchtungsvorrichtung ähnlich der Vorrichtung der 8B und 8C mit getrennt voneinander enthaltenen geschmolzenen Flüssigkeitsquellen der Al- und Si-Ursprungsdämpfe zeigt,
9A das Wärmeprofil zwischen einem zylindrischen Heizelement und einer Wärmesenke zeigt,
9B das Wärmeprofil zwischen einem flachen PlattenHeizelement und einer Wärmesenke zeigt,
10 Abschnitte eines Kristall-Züchtungssystems mit einem Schmelztiegel zeigt, der ein sehr niedriges Höhen-Durchmesser-Verhältnis hat,
die 11A–D vergrößerte Ansichten des Bodens der Wärmesenke von 10 sind, wobei der Impfkristall an der Wärmesenke und der voranschreitenden Kristall-Züchtungsgrenzfläche an vier Punkten in einem repräsentativen Züchtungskreislauf befestigt ist,
12 eine schematische Wiedergabe eines Systems für das Züchten von voluminösen Einkristallen aus Aluminiumnitrid durch Ziehen der Kristalle aus einer Aluminiumschmelze ist,
13 eine Ansicht einer Unteranordnung eines Systems, wie etwa das von 12, ist, bei dem der Schmelztiegel durch eine Induktions-Heizwicklung erwärmt wird,
14 eine Ansicht einer alternativen Ausführungsform des Kristall-Ziehsystems ist,
15 eine schematische Wiedergabe eines Gesamtsystems zum Züchten von voluminösen Einkristallen aus AlN oder AlN : SiC-Legierung durch ein kostengünstiges Beschickungsverfahren mit hohem Ausstoß ist, das mehrere bevorzugt gekühlte Keimbildungsstellen verwendet,
16 eine Seitenansicht des Ofenabschnitts und der betreffenden Bestandteile des in 15 gezeigten Kristall-Züchtungssystems ist,
17 eine Schnittansicht entlang im wesentlichen der Linie 17-17 von 16 ist, die das Ursprungsmaterial und die zugehörigen aufrechten porösen Röhren an dem Boden des Ofens zeigt,
18 eine vergrößerte Ansicht der Fläche in dem Kreis 18 in 16 ist, die einen Abschnitt der oberen Ofenplatte, der umgeimpfte Keimbildungsstellen enthält und die zugehörige Wärmesenkstruktur mit nach unten herabhängenden Schenkeln an jeder Keimbildungsstelle zum Bereitstellen des bevorzugten Kühlens daran, zeigt,
19A eine Ansicht ähnlich 18 ist, die eine alternative obere Ofenplatte mit geimpften Keimbildungsstellen zeigt,
19B eine weitere vergrößerte Ansicht des Bereichs innerhalb des Kreises 19B von 19A ist,
die 20A, 20B, 20C 20D die ungeimpften Keimbildungsstellen von 18 in verschiedenen Stufen eines repräsentativen Kristall-Züchtungsbetriebs zeigen,
die 21A, 21B, 21C, 21D die geimpften Keimbildungsstellen der 19A und 19B in verschiedenen Stufen eines repräsentativen Kristall-Züchtungssystems zeigen,
22 eine schematische Wiedergabe von Abschnitten eines alternativen Systems zum Züchten von voluminösen Einkristallen aus AlN : SiC-Legierung, wobei Al und Si-Ursprungsdämpfe aus einer flüssigen Al-SiC-Schmelzung ausströmen und durch ein poröses Graphitmedium fließen,
23 ein System ähnlich dem System von 22 zeigt, wobei aber das poröse Graphitmedium entfernt ist und die Kohlenstoffdämpfe durch eingespritztes CN-Gas bereitgestellt werden,
24 eine schematische Darstellung von Abschnitten eines anderen alternativen Systems zum Züchten von voluminösen Einkristallen aus AlN : SiC-Legierung ist, wobei die Al- und Si-Ursprungsdämpfe aus individuell getrennt gesteuerten flüssigen Schmelzungen aus Al beziehungsweise Si ausströmen,
25 ein System ähnlich dem System von 24 zeigt, wobei aber das poröse Graphitmedium entfernt ist und die Kohlenstoffdämpfe durch eingespritztes CN-Gas bereitgestellt werden,
die 26A, 26B bis 31A, 31B schematisch ein alternatives System für das sequentielle bevorzugte Kühlen von sich radial ausdehnenden Keimbildungsstellen über den Verlauf eines vierundzwanzigstündigen Züchtungskreislaufs hinweg zeigen,
32 eine bildliche Ansicht eines Schaftes mit einem großen Einkristall ist,
33 eine vergrößerte bildliche Ansicht eines rauhen synthetischen Edelsteines ist, der aus dem Einkristall von 32 ausgeschnitten ist, und
34 eine vergrößerte Ansicht eines nachbearbeiteten synthetischen Edelsteines ist, der aus dem rauhen Stein von 33 geformt ist.
Detaillierte Beschreibung der Erfindung
Obwohl die vorliegende Erfindung im folgenden ausführlicher unter Bezugnahme auf die beiliegenden Zeichnungen beschrieben werden wird, in denen Aspekte der bevorzugten Art der Anwendung der vorliegenden Erfindung gezeigt werden, versteht es sich zu Beginn der Beschreibung, welche folgt, dass Fachleute die hier beschriebene Erfindung verändern können und nach wie vor die hervorragenden Resultate dieser Erfindung erzielen. Dementsprechend ist die Beschreibung, welche folgt, als eine weite Lehrbeschreibung zu verstehen, die sich an Fachleute richtet, und nicht als eine die vorliegende Erfindung beschränkende.
Die Beschreibung wird zunächst verschiedene Verfahren zur Erzeugung von voluminösem einkristallinem Aluminiumnitrid und AlN : SiC-Legierungen diskutieren, gefolgt von einer Beschreibung von Verfahren zum Formen von nachbearbeiteten Edelsteinen aus den voluminösen Einkristallen.
(1) Herstellung von voluminösen Einkristallen aus Aluminiumnitrid durch Ablagern von Ursprungsdämpfen aus Al und N auf einer wachsenden Kristallgrenzfläche
Unter Bezugnahme auf die Zeichnungen und besonders auf 1, wird dort ein Schema für die prinzipiellen Bestandteile des Gesamtsystems 10 für das Züchten von voluminösen Einkristallen aus Aluminiumnitrid gemäß der vorliegenden Erfindung gezeigt. Das Züchtungssystem 10 schließt einen zentralen Unteraufbau ein, der allgemein mit 20 angezeigt wird. Dieser Unteraufbau bezieht den Schmelztiegel 90, die Heizvorrichtung 51, die Wärmesenke 67, den Impfhalter 70, das Effusionssystem 100 und die betreffende Struktur ein, von denen alle dazu dienen, den Impfkristall zu halten und die Umgebung bei der wachsenden Kristallgrenzfläche während der Kristallzüchtungsvorgänge zu steuern. Der zentrale Unteraufbau und insbesondere das Effusionssystem können verschiedene Formen innerhalb der generellen Parameter der Erfindung annehmen. In dem Gesamtschema von 1 wird der Unteraufbau 20 von 2 gezeigt und wird nun im Detail gemeinsam mit den restlichen Bestandteilen des Züchtungssystems 10 beschrieben.
Das System 10 schließt eine Ofenkammer 30 ein, die aus nicht rostendem Stahl 316 oder einem anderen geeigneten Material besteht. Die Kammer 30 ist wassergekühlt (Details werden nicht gezeigt), was den Prinzipien des Standes der Technik entspricht. Der Systemdruck in der Kammer 30 unterhalb von 10 Torr wird über eine Stellklappe 34 (zum Beispiel eine von MKS Instruments, Inc. aus Andover, Massachusetts, USA hergestellte Stellklappe mit einem Durchmesser von 7,62 cm (3 inch)) gesteuert, die in Reihe mit einem Vakuumpumpsystem 38 untergebracht ist. Entsprechend Techniken nach dem Stand der Technik besteht das Vakuumpumpsystem 38 aus einer mechanischen Pumpe 40 zum Reduzieren des Systemdrucks auf 133 mPa 10^–3 Torr und einer turbomolekularen Pumpe 42 zum Pumpen des Systems herunter auf 1,33 mPa (10^–5 Torr). Die Drucksteuerung oberhalb von 1,33 mPa (10 Torr) wird durch ein magnetisches Steuerungsventil 48 aufrechterhalten, das auch in Reihe mit dem Vakuumpumpsystem 38 geschaltet ist. Der Systemdruck wird von 133 mPa (10^–3 Torr) bis zu 1,000 Torr mit einem höchst genauen temperaturgesteuerten Manometer 50 für absolute Kapazität, wie etwa das Model Nr. 390 von MKS Instruments, Inc. gemessen.
Dem System 10 wird Wärme durch eine Widerstandsheizungsvorrichtung 51 einschließlich eines aus einer dünnen Platte bestehenden horizontalen Heizelements 52 zugeführt, das bevorzugt aus Graphit oder Wolfram besteht. Das Heizelement 52 kann die Form einer einzelnen horizontalen Platte, wie es in 2 dargestellt wird, oder in der Alternative eines horizontalen Plattenpaares, wobei sich eine Platte unterhalb des Schmelztiegels 90 und eine Platte oberhalb des Schmelztiegels befindet, oder andere, unten beschriebene Formen, haben. Die Temperatursteuerung wird durch ein Strahlungspyrometer 54 (1) erleichtert, das sich auf der Rückseite des Heizelements 52 befindet. Das Pyrometer 54 liefert ein konstantes Eingabesignal an eine digitale Temperatursteuerungseinrichtung 56, die die Temperatur durch Steuerung der Abgabe von einer Stromversorgungseinheit 60 bei einem Sollwert beibehält. Entsprechend in der Fachwelt bekannter Prinzipien wird die durch das Heizelement 52 erzeugte Wärme von den nicht rostenden Stahlwänden der Kammer 30 durch Hitzeschilde 62, die bevorzugt aus Graphit bestehen, abgeschirmt. Die Temperatur an der Quelle sollte in dem Bereich von etwa 2025° bis etwa 2492°C gehalten werden.
Ungeachtet der genauen Form, welche das aus einer horizontalen Platte bestehende Heizelement annimmt, ermöglicht es eine solche Anordnung dem System, ein in hohem Maße einheitliches Wärmeprofil über eine wachsende Kristallgrenzfläche mit großem Durchmesser hinweg beizubehalten, was die Züchtung voluminöser Einkristalle mit großem Durchmesser und die Verwendung eines Schmelztiegels mit einem sehr niedrigen Verhältnis der Höhe (H) zu dem Durchmesser (D) erlaubt, wobei H die Entfernung von dem Kristallfuß zu der Quelle (z. B. dem Ursprungsmaterial 53 in 2) ist und D der Durchmesser des Schmelztiegels in dem Raum zwischen dem Kristallfuß und der Quelle ist. Dort, wo dieser Durchmesser nicht konstant ist, wird ein durchschnittlicher Durchmesser verwendet. In solchen Fällen, wo der Schmelztiegel keinen runden oder annähernd runden Querschnitt zwischen dem Kristallfuß und der Quelle hat, kann ein entsprechender Durchmesser errechnet werden, indem man das Innenvolumen des Schmelztiegels von dem Kristallfuß zu der Quelle errechnet (ein Volumen mit einer Höhe H), und dann den Durchmesser eines aufrecht stehenden Zylinders mit der gleichen Höhe H und dem gleichen Volumen berechnet. Dieser Durchmesser ist ein äquivalenter Durchmesser, der als der Durchmesser D in dem Längenverhältnis H : D benutzt werden kann. So soll, wenn hier der Begriff "Durchmesser, D" oder "D" verwendet wird, wenn dies in Verbindung mit einem Längenverhältnis geschieht, dieser sich auf einen aktuellen Schmelztiegel-Durchmesser, einen durchschnittlichen Schmelztiegel-Durchmesser oder einen äquivalenten Schmelztiegel-Durchmesser, wie er oben festgelegt wurde, beziehen. Die geringen Längenverhältnisse der Erfindung, vorzugsweise ein Verhältnis, das geringer als etwa 6 : 1 ist, beseitigen mehr oder weniger die verzwickten Massentransportprobleme, die durch die zähe Wechselwirkung der Ursprungsdämpfe mit den Schmelztiegelwänden verursacht werden, und gestatten eine verbesserte Dämpfestöchiometrie an der wachsenden Kristallgrenzfläche, wie es hier im folgenden detailliert beschrieben wird. Insbesondere kann gemäß einer Struktur in der Form, wie sie in 2 dargestellt ist, die Höhe (H) von dem Ursprungsmaterial 53 zu der wachsenden Kristallgrenzfläche in der Größenordnung von 7,5 cm und der Durchmesser (D) des Schmelztiegels in der Größenordnung von 20 cm liegen, was zu einem H : D-Längenverhältnis von 0,375 : 1 führt. Diese Geometrie, gekoppelt mit einem typischen Temperaturunterschied zwischen dem Ursprungsmaterial und dem Kristallfuß von ungefähr 82°, führt zu einem verhältnismäßig steilen Temperaturgefälle von ungefähr 11°C/cm. Diese Struktur bietet zahlreiche hier beschriebene Vorteile, einschließlich hoher Züchtungsgeschwindigkeiten und der Fähigkeit, Kristalle mit großen Durchmessern und hoher Reinheit zu züchten.
Es liegt auf der Hand, dass, obwohl Längenverhältnisse der Erfindung im Großen und Ganzen als geringer als etwa 6 : 1 bezeichnet werden können, niedrigere Längenverhältnisse noch wünschenswerter sind, zum Beispiel Längenverhältnisse in der Größenordnung von 1 : 3 oder niedriger.
Der Mechanismus zum Ausrichten, Halten und Übertragen von Wärme von dem Kristallfuß 72 weg schließt eine Wärmesenke 67 mit einem Rohr 68 ein, das eine Lippenstruktur 70 an dessen Boden zur Aufnahme des Keims 72 hat. Die Wärmesenke 67 schließt auch einen Stab mit Wärmesenke 76 ein, der in das Rohr 68 eingeschraubt ist und nach unten hin auf dem Kristallfuß festgeschraubt ist, um so fest auf den Keim zu pressen. Das Rohr 68 und die Stange 76 sind bevorzugt aus einem Graphit mit hoher Dichte gebildet, das eine sehr hohe Wärmeleitfähigkeit hat.
Bezugnehmend auf 3, werden weitere Details des Kristallfußkühlsystems gezeigt. In diesem Zusammenhang ist die Stange 76 an eine wassergekühlte nicht rostende Stange 79 angeschlossen. Der Wasserfluss durch die nicht rostende Stange 79 und die Stange 76 wird so eingestellt, dass er die gewünschte Kristallfußtemperatur so beibehält, wie sie von einem Strahlungspyrometer 80 abgelesen wird. Vorzugsweise wird das System automatisch betrieben, indem das Signal von dem Strahlungspyrometer 80 aus an die elektronische Steuerungseinrichtung 82 eingegeben wird, die elektronisch mit einem Ventil 84 verbunden ist, welches den Wasserfluss zu der thermischen Wärmesenke steuert. Die Steuerungseinrichtung 82 empfängt ihr Kommando von einem Computer 85, der eine Tabelle in ROM oder einer anderen geeigneten Speichermöglichkeit einschließt. Die Tabelle wird anhand von empirisch erarbeiteten Daten erzeugt, die das Ausmaß wiedergeben, in welchem die Temperatur an dem Ablesepunkt durch das Strahlungspyrometer 80 über den Kristallzüchtungskreislauf abnehmen muss, um eine konstante Temperatur an der Kristallgrenzfläche beizubehalten, wenn die wachsende Kristallgrenzfläche sich näher zu der Quelle bewegt. So wird die Wärmeübertragungsgeschwindigkeit der Wärmesenke während des Kristallzüchtungskreislaufs so erhöht, wie es notwendig ist, um eine konstante Temperatur an der wachsenden Kristallgrenzfläche beizubehalten. Die Temperatur an der wachsenden Kristallgrenzfläche sollte in dem Bereich von etwa 1900°C bis etwa 2488°C gehalten werden.
Unter Bezugnahme auf 1, stellt das System 10 einen (schematisch gezeigten) Mechanismus 95 zum Drehen des Kristallfußes um eine vertikale Achse während des Kristallzüchtungskreislaufs, um den Effekt thermischer Unregelmäßigkeiten in dem Heizelement abzudämpfen und um ein gleichmäßiges Wärmeprofil über die wachsende Kristallgrenzfläche hinweg bereitzustellen. In dieser Hinsicht erlaubt es die Struktur des zentralen Unteraufbaus 20 der 1 und 2 dem Schmelztiegel 90, welcher an der Wärmesenke 67 befestigt ist, in der Kammer 30 schwebend gehalten zu werden, so dass sich der Schmelztiegelboden in einer gewählten Entfernung oberhalb des flachen Heizelements 52 befindet, und zwar in einer Ausführungsform ungefähr 2 mm darüber. Zu diesem Zweck wird die Wärmesenke von der Oberseite der Kammer 30 bei 98 gehalten und ist durch einen Mechanismus 95, vorzugsweise einen Stufenmotor, drehbar. Auf diese Weise dreht sich der Boden des Schmelztiegels 90 über dem Heizelement 52, so dass thermische Unregelmäßigkeiten bei der Wärmeübertragung von dem Heizelement zu dem Schmelztiegel abgedämpft werden.
Es wird nun das System zur Aufrechterhaltung der Effusion an der wachsenden Kristallgrenzfläche beschrieben. Entsprechend der in den 1 und 2 dargestellten Ausführungsform schließt das Effusionssystem 100 ein zylindrisches Effusionsablenkblech 104 ein, das sich direkt unterhalb des Kristallfußes 72 in dem Weg befindet, auf welchem die Dämpfe sich von dem Ursprungsmaterial zu der relativ kühleren wachsenden Oberfläche des Kristallkeims bewegen. Wie oben erwähnt, ist der vorrangige Zweck des Effusionssystem, Verunreinigungsatome/-moleküle und nicht stöchiometrische Dampfbestandteile von der wachsenden Kristallgrenzfläche wegzuspülen. Zu diesem Zweck schließt das Effusionsablenkblech 104 eine Reihe von Effusions-öffnungen 106 ein, durch welche ein konstanter Fluss aufrechterhalten wird, um Gase von der wachsenden Kristallgrenzfläche wegzutragen. Die Öffnungen 106 können die Form mehrerer symmetrisch angeordneter Löcher in der zylindrischen Wand des Ablenkblechs 104 haben, zum Beispiel mehrere Linien vertikal ausgerichteter Löcher, die sich an ausgewählten umfänglichen Abständen an dem Ablenkblech 104 befinden. In diesem Zusammenhang ist die Verwendung von zwei vertikalen Linien von Löchern bei einem 180°-Abstand entlang der zylindrischen Ablenkblechwand eine wünschenswerte Ausführungsform. Zwei Linien aus Löchern 110A und 110B werden in 2 gezeigt. Das dargestellte Effusionssystem 100 schließt auch einen in der Oberseite des Schmelztiegels 90 gebildeten Haupteffusionsauslass 112 ein. Der Auslass 112 steht zwecks Gasabzugs an der Grenzfläche mit den Effusionslöchern des Ablenkblechs 104 durch eine Keilringkammer 114 in Fließverbindung. Obwohl der Haupteffusionsauslass jede geeignete Form haben kann, sollte er in Bezug auf den Kristall symmetrisch angeordnet sein und zum Beispiel aus einer Reihe von symmetrisch angeordneten vertikalen Öffnungen in der Oberseite des Schmelztiegels bestehen, von denen zwei in 2 gezeigt werden. Bevorzugt sind die Linien der Effusionslöcher bei 110A–D, die Keilringkammer 114 und der Haupteffusionsauslass 112 so ausgestaltet, dass sie eine konstante, gesteuerte Effusionsgeschwindigkeit über den KristallZüchtungsprozess hinweg gestatten.
Bei einer bevorzugten Ausführungsform des in 2 gezeigten Effusionssystems 100 sind die vertikal ausgerichteten Löcher bei 110A und B so bemessen, dass der Lochdurchmesser fortlaufend, beginnend an dem Kristallkeim, bis zu dem Boden des Effusionsablenkblechs 104 abnimmt. Auf diese Weise werden, da der Kristall wächst und die wachsende Kristallgrenzfläche sich in Richtung auf die Quelle bewegt, die größeren Löcher der Reihe nach von dem wachsenden Kristall abgedeckt, so dass die Gasgeschwindigkeit durch die restlichen Löcher hindurch zunimmt. Dadurch kann bei richtiger Lokalisierung und Bemessung der Löcher und bei richtiger Bemessung der Kammer 114 gemäß den bekannten Prinzipien der Flüssigkeitsdynamik, die Fließgeschwindigkeit der Effusion über den Kristallzüchtungskreislauf hinweg im wesentlichen konstant gehalten werden, wobei gleichfalls das Effusionsgas dazu angehalten wird, nach oben und über die wachsende Kristallgrenzfläche hinweg zu fließen, bevor es durch die Löcher bei 110A und B und den Haupteffusionsauslass austritt.
Es liegt auf der Hand, dass die präzise Geometrie des in den 1 und 2 gezeigten Effusionsystems 100, einschließlich der Größe und der Flüssigkeitsfließwege darin, am besten dadurch bestimmt werden kann, dass man mehrere Faktoren in Betracht zieht, und zwar vorrangig die Größe und die Gesamtdampffließgeschwindigkeit, die Systemdrücke sowohl innerhalb als auch außerhalb des Schmelztiegels, die Fließgeschwindigkeit irgendwelchen Effusionsunterstützungsgases und die Systemtemperatur. Bei Betrieb eines Effusionssystems, wie etwa des Systems 100, ohne ein Effusionsunterstützungsgas ist eine Effusionsgeschwindigkeit wünschenswert, die größer als 2% der Gesamtdampffließgeschwindigkeit ist, wobei sie typischerweise in dem Bereich von etwa 2% bis etwa 80% liegt. Insbesondere wird eine Effusionsgeschwindigkeit in dem Bereich von etwa Unteraufbau 20% bis etwa 50% der Gesamtdampffließgeschwindigkeit als noch wünschenswerter erachtet, wobei eine Geschwindigkeit in dem Bereich von etwa 30% bis etwa 35% bevorzugt wird.
Obwohl nicht dargestellt, besteht ein wünschenswerter Weg zur Aufrechterhaltung einer konstanten Effusion in einem System, wie etwa dem dargestellten System 100, oder anderen solchen Systemen, darin, den Haupteffusionsauslass mit einem außerhalb der Kammer befindlichen Manometer absoluter Kapazität mit niedrigem Druck und höchster Genauigkeit zu verbinden, wobei das Manometer an eine elektronische Steuerungseinrichtung und das zugehörige Steuerungsventil und die Vakuumpumpe angeschlossen ist, um Gas, wenn notwendig, ausströmen zu lassen, um eine vorbestimmte konstante Druckablesung an dem Manometer beizubehalten. Bei Verwendung der gleichen Vorrichtung könnte ein sehr genaues Differential-Kapazitätsmanometer, das den Druckabfall über eine feste Öffnung hinweg oder eine andere geeignete Technik den Absolutmanometer ersetzen. Auch könnte eine Steuerungseinrichtung für die thermisch wirksame Masse als Mittel zur Beibehaltung konstanter Effusion verwendet werden.
Bei einer anderen, in 4 gezeigten, Ausführungsform, schließt das Effusionssystem 200 einen Haupteffusionsauslass 208 ein, der sich jenseits des Umfangs des Kristallkeims auf ungefähr der gleichen Höhe oder höher wie dem Kristallkeim befindet, so dass die Quellendämpfe auf der Kristallzüchtungsgrenzfläche, über sie hinweg und von ihr weg wandern müssen, um den Effusionsauslass zu erreichen. Wie dargestellt, liegt der Effusionsauslass 208 höher als der Kristallkeim. Um eine wünschenswerte Effusion zu erreichen, schließt das Effusionssystem 200 ein horizontales Effusionsablenkblech 210 ein, einschließlich einer großen Öffnung 212, die sich zentral direkt vor dem Kristallkeim befindet, durch welche die Quellendämpfe und irgendwelches Effusionsunterstützungsgas hindurchgelangen müssen, bevor sie den Kristallkeim erreichen. Alternativ zu der einen mittigen Öffnung in dem Effusionsablenkblech kann das Ablenkblech eine Reihe von symmetrisch angeordneten kleineren Öffnungen einschließen, die sich zentral direkt vor dem Keim befinden, oder das Ablenkblech kann aus porösem Graphit oder einem anderen geeigneten porösen Material gebildet sein, das zentral direkt vor dem Keim liegt.
Bei wiederum einer anderen in 5 gezeigten Ausführungsform schließt ein Effusionsystem 300 ein zylindrisches Einsatzrohr 302 ein, das vertikale Reihen von symmetrisch angeordneten Effusionsauslässen, Nuten oder vertikalen Schlitzen enthält. Dieses zylindrische Einsatzrohr wird durch einen (schematisch dargestellten) Hebe-/Senkmechanismus nach oben über einen festen Haupteffusionsauslass 308 in der Schmelztiegelseitenwand gezogen, so dass stets ein Auslass für die Effusion von Fremdkörperatomen genau unterhalb der Kristallzüchtungsgrenzfläche vorhanden ist.
Nunmehr bezugnehmend auf den Unteraufbau 120 von 6, wird dort eine andere Ausführungsform des zentralen Unteraufbaus gezeigt, die einige strukturelle und funktionelle Unterschiede zu dem Unteraufbau 20 von 2 aufweist. Diesbezüglich stellt 6 ein anderes Effusionsystem 400 dar, das in Verbindung mit einem Zugmechanismus verwendet wird, der den Kristall bei seinem Wachsen anhebt, wodurch die wachsende Kristallgrenzfläche in der gleichen relativen Position über den Züchtungskreislauf hinweg bestehen bleibt. Entsprechend der Ausführungsform von 6 wird der Schmelztiegel 490 fest durch eine äußere Hülse 492 in der Züchtungskammer gehalten, während die Wärmesenke und der Keim von der Oberseite der Kammer herabhängen. Auf diese Weise sind die Wärmesenke und der Keim von dem Schmelztiegel losgelöst, so dass sie in einer Geschwindigkeit nach oben gezogen werden können (Pfeil P), die der Geschwindigkeit entspricht, in welcher der Kristall. wächst. Das Ziehen des Kristallkeims kann durch ein geschlossenes Regelsystem, das mit einem Schrittmotor gekoppelt ist, durchgeführt werden. Alternativ dazu kann die Züchtungsgeschwindigkeit auf Grundlage beobachteter vergangener Züchtungsinformation be rechnet oder geschätzt werden, wobei der Zugmechanismus so programmiert wird, dass er der berechneten oder geschätzten Geschwindigkeit entspricht. Wenn der Kristall gezogen wird, kann das System zur Steuerung der Temperatur an der Kristallzüchtungsgrenzfläche die Form einer wie in 3 dargestellten Steuerungseinrichtung haben, ohne den Computer zu nutzen. Da das Strahlungspyrometer 80 über den Züchtungskreislauf hinweg in Bezug auf die Kristallzüchtungsgrenzfläche auf die gleiche Position ausgerichtet ist, wird die gefühlte Temperatur stets die Temperatur an der Kristallgrenzfläche wiedergeben, ohne dass die Verwendung eines Computers und einer Tabelle erforderlich ist, um die Bewegung der Grenzfläche wegen des Kristallwachstums zu korrigieren.
Das Effusionsystem 400 schließt ein zylindrisches Effusionsablenkblech 404 mit Effusionsöffnungen 406 in der Ablenkblechseitenwand an symmetrisch darum herum und genau unterhalb der wachsenden Kristallgrenzfläche angeordneten Stellen ein. Die Öffnungen 406 sind durch eine verjüngte Kammer 414 mit einem Haupteffusionsauslass 412 in der Oberwand des Schmelztiegels verbunden. Weil der Zugmechanismus die wachsende Kristallgrenzfläche über den Züchtungskreislauf hinweg an der gleichen Position belässt, bewegt sich die Grenzfläche in Bezug auf das Effusionsystem nicht, wodurch zuverlässige Fließeigenschaften bereitgestellt werden, die eine konstante Effusionsgeschwindigkeit erleichtern.
Es liegt auf der Hand, dass andere Effusionsystemgeometrien genutzt werden können, und zwar unter der Voraussetzung, dass der vorrangige Zweck des Effusionsystems der ist, Effusion an der Kristallzüchtungsgrenzfläche bereitzustellen, um Verunreinigungsatome/-moleküle und stöchiometrischen Überschuss auszuspülen.
Der Unteraufbau 120 von 6 schließt auch ein Paar von Gaseinspritzvorrichtungen 122, 124 ein, die dafür vorgesehen sind, (i) ein Effusionsunterstützungsgas zu liefern, oder (ii) ein Quellgas zu liefern, oder (iii) ein Gas zu liefern, das beiden Zwecken dient, indem es die Zufuhr von Dämpfen aus einer anderen Quelle (z. B. einer festen Quelle 53) ergänzt und dennoch auch die Effusion unterstützt.
Bei Verwendung der Gaseinspritzvorrichtungen 122, 124 des Unteraufbaus 120 zum Einspritzen von Effusionsunterstützungsgas (z. B. Stickstoff oder Argon), wird die Fließgeschwindigkeit bevorzugt auf einem fortlaufenden Niveau gehalten, das ausreicht, um das Entfernen von Verunreinigungsatomen/-molekülen und stöchiometrischem Überschuss von der Kristallzüchtungsgrenzfläche zu unterstützen.
Wenn die Gaseinspritzvorrichtungen 122, 124 des Unteraufbaus 120 verwendet werden, um Quellmaterial bereitzustellen, kann das Züchtungssystem sehr viel längere Zeit ohne Veränderung der Wachstumschemie (Züchtungschemie) laufen, die auftritt, wenn bevorzugt kristalline Feststoffe sublimieren. Zusätzlich bietet die Nutzung eines Gaseinspritzsystems für den fortlaufenden Fluss von Quellmaterial die Flexibilität, um die Wachstumsgeschwindigkeiten zu optimieren, indem Quellmaterial in verschiedenen Geschwindigkeiten und Formen, wie etwa N₂ und N-Ionen, zugeführt werden. Da die atomare Verbindung von N₂ sehr stark ist, wird das Beifügen von Stickstoffionen oder angeregtem N₂ zu den Ursprungsdämpfen die Wachstumsgeschwindigkeit der AlN-Einkristalle deutlich erhöhen. Diesbezüglich berücksichtigt das Wachstum der AlN-Einkristalle die Reaktion deutlicher Geschwindigkeitsherabsetzung ½N_2(g) → ½N_2(ads) → N_(ads). Das Vorkommen von atomarem Stickstoff, Stickstoffionen oder angeregtem N₂ in dem Züchtungsschmelztiegel trägt dazu bei, diese Beschränkung bei der Züchtungsgeschwindigkeit zu überwinden. Das Hinzufügen von atomarem Stickstoff, Stickstoffionen oder angeregtem N₂ kann erleichtert werden durch die Verwendung eines Lasers oder eines anderen Systems zum Erzeugen von atomarem Stickstoff, Stickstoffionen oder angeregtem N₂ entweder vor oder nach der Einspritzung in den Züchtungsschmelztiegel.
Die Verwendung eines Effusionsunterstützungsgases, wie etwa Stickstoff oder Argon kann zum Erhöhen der Effusionsgeschwindigkeit verwendet werden. Diesbezüglich kann das Effusionsunterstützungsgas unterhalb oder direkt an der Kristallzüchtungsgrenzfläche eingespritzt werden, um die Gasfließgeschwindigkeit über die wachsende Kristallgrenzfläche hinweg und durch das Effusionsablenkblech hindurch zu erhöhen. Das Effusionsunterstützungsgas kann auch direkt in den Bereich zwischen dem Effusionsablenkblechauslass und dem Haupteffusionsauslass eingespritzt werden, um die Effusionsgeschwindigkeit durch das Effusionsablenkblech hindurch zu erhöhen. Bei gasunterstützten Effusionsbetrieben sollte die Effusion an der wachsenden Kristallgrenzfläche in dem Bereich von etwa 12% bis etwa 99,9% der gesamten Dampffließgeschwindigkeit liegen. Diesbezüglich bezieht sich der hier Begriff "gesamte Dampffließgeschwindigkeit" so wie er hier verwendet wird, auf den gesamten Gasfluss, einschließlich (i) des durch Sublimation, Quellgaseinspritzung, verdampften flüssigen Al, oder auf andere Weise zugeführten Quellendampfflusses, und (ii) des Effusionsunterstützungsgasflusses.
Das Effusionsystem kann auch auf eine solche Weise betrieben werden, dass der Gasdruck in der Züchtungskammer während des Wachstumsverlaufes abgesenkt wird, um so eine konstante Effusionsgeschwindigkeit beizubehalten, wenn der Kristall das Effusionsablenkblech herunterwächst. Diesbezüglich kann sich das Haupteffusionsloch oder die Löcher neben dem Kristallkeim befinden, wo die Effusion in einer konstanten Geschwindigkeit beibehalten wird, indem der Gasdruck in der Züchtungskammer während des Kristallwachstumsverlaufs durch Verwendung der in 1 gezeigten Drucksteuerungseinrichtungen abgesenkt wird.
Nunmehr bezugnehmend auf 7, wird dort ein noch anderer zentraler Unteraufbau 220 gezeigt, der ein zylindrisches Widerstandsheizelement 252 einschließt, das in einer nicht gezeigten wassergekühlten Ofenkammer eingeschlossen ist. Das Heizelement 252 wird genutzt, um den Kristallkeim zu erwärmen, der sich in einem Schmelztiegel 920 befindet, der den oben beschriebenen Schmelztiegeln ähnlich ist, wobei aber der Schmelztiegel 290 wegen der Wärmeübertragungsmöglichkeiten des vertikalen zylindrischen Heizelements eine wesentlich größere Höhe hat.
8A stellt einen Unteraufbau 320 dar, der in der allgemeinen Form und Konstruktion dem Unteraufbau von 7 ähnelt mit der Ausnahme, dass eine Gaseinspritzseinrichtung 350 genutzt wird, um Argon oder Stickstoff in den Schmelztiegel einzuspritzen, um als Effusionsunterstützungsgas zu dienen. Das eingespritzte Gas wird durch ein Effusionsablenkblech 352 in ein zylindrisches Gehäuse gelenkt, das eine Gasflussleitung bereitstellt, die zu dem Kristallkeim führt. Mehrere Effusionslöcher befinden sich an der Oberseite des Gehäuses 354, um Verunreinigungen bei einer Gasflussgeschwindigkeit wegzuspülen, die mit der Eingabegeschwindigkeit des eingespritzten Gases übereinstimmt.
Obwohl nicht dargestellt, liegt auf der Hand, dass dem Züchtungssystem Wärme durch eine Kombinationswärmeanordnung zugeführt werden kann, die sowohl einen horizontalen flachen Plattenerwärmer, wie etwa das Heizelement 52 von 2, als auch einen zylindrischen Erwärmer, wie etwa das Heizelement 252 der 7 und 8A einschließt. Bei einer solchen Struktur wird die vorrangige Wärme an das System und die Bildung eines gleichförmigen (horizontalen) Wärmeprofils in dem Schmelztiegel durch das Heizgerät 52 ausgeführt, während das vertikale zylindrische Heizgerät 252 dazu verwendet wird, eine Wärmequelle bereitzustellen, um Kanteneffekte an den aufrecht stehenden Schmelztiegelwänden zu bewirken. Als eine Veredelung dieser Kombinationswärmeanordnung kann das vertikale zylindrische Heizgerät durch mehrere gestapelte Heizkörperringe (nicht gezeigt) ersetzt werden, die den Schmelztiegel umgeben. Die Ringe sind elektrisch und physikalisch voneinander isoliert und werden unabhängig gesteuert, so dass der Wärmegradient, wenn gewünscht, die vertikale Achse des Schmelztiegels hinauf verändert werden kann.
8B1 stellt eine Dampfquellenvorrichtung 800 dar, die benutzt wird, um einen konstanten Fluss aus Aluminium- und N₂-Quellendämpfen zu erzeugen. In diesem System wird Al-Dampf, der durch das Erwärmen von flüssigem Al auf eine spezielle Temperatur erzeugt wird, mit N₂ in dem Züchtungsschmelztiegel kombiniert, um den gewünschten Fluss und die Stöchiometrie der Ursprungsdämpfe zu produzieren. Daher stellt das System durch Steuerung des Dampfdrucks der Al-Flüssigkeit durch Kontrolle seiner Temperatur in Kombination mit der Kontrolle des eingespritzten N₂-Gases mit einer Wärmemassenfluss-Steuerungseinrichtung eine hervorragende Steuerung der Effusionsgeschwindigkeit und der Dampf-Stöchiometrie bereit. Insbesondere schließt die Dampfquellenvorrichtung 800 einen Graphit-Schmelztiegel 990 mit der in 8B1 gezeigten Form, ein zylindrisches Widerstandsheizelement 952, eine Wärmesenke 967, die einen Keim 72 hält, und ein Effusionssystem ähnlich dem in 4 gezeigten Effusionssystem ein. In einem unteren Schmelztiegel 975, der bei 977 durch einen BN-Isolierring, oder durch einen physikalischen Spalt oder durch eine andere Einrichtung elektrisch isoliert wird, ist flüssiges Al enthalten. Der Schmelztiegel 975 kann ein kalter Schmelztiegel sein, zum Beispiel ein wassergekühlter Kupferschmelztiegel, dessen Inhalte, wie in 8B1 gezeigt, durch eine wassergekühlte Induktionsheizspule 980 erhitzt werden. Alternativ dazu kann der Schmelztiegel 975 aus Graphit hoher Dichte, pyrolytischem Graphit, Siliziumkarbid-überzogenem Graphit oder Bornitrid gebildet werden. Diese Schmelztiegel können je nach Eignung entweder durch Widerstandsheizung oder Induktionsheizung erhitzt werden. Al-Gas tritt in den Schmelztiegel 990 von dem flüssigen Al aus ein, während N₂-Gas durch die Einspritzanlage 993 eingespritzt wird. Das flüssige Al wird auf einer Temperatur gehalten, die ausreicht, um einen geeigneten Dampffluss unter den in dem Schmelztiegel beibehaltenen Bedingungen, insbesondere dem Schmelztiegeldruck, zu erzeugen. Typischerweise wird die Temperatur des flüssigen Al zwischen etwa 1000°C und 2400°C aufrechterhalten, um eine geeignete Dampfflussgeschwindigkeit unter den Systembedingungen zu erzeugen, wobei eine Temperatur unter etwa 2200°C bevorzugt wird. Die Temperatur in dem Schmelztiegel wird auf einer Temperatur gehalten, die höher ist als die des flüssigen Al. Der Bereich innerhalb des Schmelztiegels wird mit Al- und N₂-Dampf angereichert, der an der kälteren Keimwachstumsschnittstelle kondensiert. Obwohl nicht dargestellt, kann sich ein horizontales Ablenkblech mit einer mittigen Öffnung über den Schmelztiegel 990 oberhalb des Isolier rings 977 erstrecken, um einen Druckgradienten darüber hinweg und eine Geschwindigkeitserhöhung des Al-Dampfes zu erzeugen, der sich in den Schmelztiegel 990 hinein bewegt, wodurch die Rückdiffusion von N₂ zu dem flüssigen Al verringert wird.
Es liegt auf der Hand, dass das System von 8B1 die Verwendung sehr reiner Quellendämpfe und die Fähigkeit zur sorgfältigen Steuerung der Stöchiometrie gestattet. Diese Faktoren, gekoppelt mit der bevorzugten Plazierung des Keimkristalls in der Nähe des geschmolzenen Al, ermöglichen den Betrieb eines wie in 8B1 gezeigten Systems mit geringer oder keiner Effusion, wobei es sich versteht, dass Effusion bevorzugt wird.
9A stellt das uneinheitliche Wärmeprofil zwischen dem zylindrischen Heizelement 252 und der Wärmesenke dar, während 9B das einheitliche Wärmeprofil zwischen dem horizontalen Heizelement 52 der zuvor beschriebenen Ausführungsformen und der Wärmesenke darstellt.
10 stellt Abschnitte eines Kristallwachstumssystems mit einem Schmelztiegel mit einem sehr niedrigen Höhen-zu-Durchmesser-(H : D)-Längenverhältnis und anderen Merkmalen dar, die speziell zur Züchtung von AlN-Kristallen mit großem Durchmesser gebildet wurden. Das Quellenmaterial 53 ist ein festes Material, das sehr dicht an dem Keimkristall 672 plaziert wird, um ein (H : D)-Längenverhältnis von weniger als etwa 2,5 : 1, typischerweise unter 1 : 3, und am meisten bevorzugt in dem Bereich von 1 : 8 zu erzeugen. Das Effusionssystem ähnelt dem in 4 gezeigten und oben beschriebenen Effusionssystem. Um das Wachstum eines Kristalls mit großem Durchmesser anzuregen, wird der Keimkristall so an der Wärmesenke 667 befestigt, dass ein Abschnitt des Keims sich unter die untere geschliffene flache Oberfläche der Wärmesenke erstreckt. Dazu wird der Keim geschnitten, um eine sich nach außen erstreckende umfängliche Lippe 610 (11A) zu erzeugen, die auf einer runden Schulter 614 ruht, die an dem Umfang einer Öffnung 618 gebildet ist, die sich durch den Boden der Wärmesenke erstreckt. Diese Anordnung gestattet es dem unteren Abschnitt des Keims, über die Wärmesenke hinaus hervorzuragen, um nicht nur die Keimwachstumsfläche 620 freizusetzen, sondern auch den umfänglichen äußeren Wandabschnitt 622 des Keims. Das Wachstum des Keims außerhalb des Wandabschnitts 622 (d. h. in einer horizontalen Ebene) erleichtert das Wachstum eines Kristalls mit großem Durchmesser, speziell in den Fällen, in denen, was bevorzugt wird, die Hauptwachstumsrichtung (d. h. die vertikale) nicht auf der Abschrägungsebene des Keims liegt. Diese Keimausrichtung erzeugt eine noch schnellere Wachstumsgeschwindigkeit in der Horizontalrichtung.
Das System geringen Längenverhältnisses von 10 kann erfindungsgemäß mit einem sehr reinen Quellenmaterial 53 genutzt werden, um voluminöse Kristalle aus AlN ohne Verwendung von Effusion zu züchten. In dieser Hinsicht hat das Quellenmaterial in fester oder flüssiger Form bevorzugt einen Al-Überschuss-Gehalt von weniger als 0,08%, einen nicht dotierenden/nicht legierenden elektrisch aktiven Fremdstoffgehalt von weniger als etwa 0,05% und einen Sauerstoff-Gewichtsgehalt von weniger als etwa 400 ppm. Das (H : D)-Längenverhältnis ist geringer als etwa 2,5 : 1, typischerweise geringer als 1 : 3 und am meisten bevorzugt geringer als 1 : 8.
Gemäß der Erfindung kann das System von 10 auch mit geringer oder keiner Effusion verwendet werden, um voluminöse AlN-Kristalle unter Verwendung eines niedrigen (H : D)-Längenverhältnisses unter 1 : 3 und bevorzugt unter 1 : 8 zu züchten, wobei eine horizontal angeord nete flache Plattenheizeinrichtung sich direkt unterhalb des flachen Bodens des Schmelztiegels befindet.
Die 11B–D sind vergrößerte Ansichten des Keims und der Wärmesenke von 10, die die vorantreibenden Kristallwachstumsschnittstelle 630B, 630C, 630D bei den Wachstumskreisläufen (-zyklen) t = 2 Stunden, t = 8 Stunden beziehungsweise t = 12 Stunden zeigen. Als repräsentatives Beispiel hat der Keim einen freigesetzten Durchmesser von 25 mm und der Boden der Wärmesenke hat einen Durchmesser von 112,5 mm. Zum Abschluss eines zwölfstündigen Wachstumszyklus' hat der gewachsene Kristall einen Durchmesser von 100 mm und eine Höhe von 20 mm.
Es liegt auf der Hand, dass die passende Wahl des Quellenmaterials und die Form des Quellenmaterials (d. h. fest oder gasförmig oder eine Kombination) und das anfängliche Einführen des Dotiermaterials verwendet werden können, damit der Betrieb speziell auf das Kristallwachstumssystem zugeschnitten werden kann, um eine gewünschte Kristallstruktur und -zusammensetzung zu erzeugen. Die Beispiele sind wie folgt:

(1) Verwendung eines festen undotierten AlN als Quellenmaterial zum absichtlichen Züchten von inhärentem AlN.
(2) Verwendung von festem AlN, das absichtlich mit einem speziellen Unreinheitsniveau als Quellenmaterial dotiert wurde, um absichtlich kompensiertes AlN oder AlN mit Dotierstoffen, die nicht nicht-elektrisch oder optisch aktiv sind, um absichtlich die Härte und/oder den Brechungsindex des einkristallinen AlN zu erhöhen.
(3) Verwendung einer kombinierten Quelle, bestehend aus festem dotiertem oder undotiertem AlN mit Unreinheiten in Kombination mit eingespritztem Quellengas oder -gasen.
(4) Verwendung von Atomstickstoff, N₂, Stickstoffionen, Al(CH₃)₃, NH₃, AlCl₃, Al-Dampf oder anderen Gasquellen allein oder in Kombination mit den obigen Materialien in (3).
(5) Verwendung von atomaren Stickstoff, N₂, Stickstoffionen, Al(CH₃)₃, NH₃, AlCl₃, Al-Dampf oder anderen Gasquellen allein oder in Kombination mit den obigen Materialien als das Quellenmaterial.
(6) Verwendung eines Mikrowellen-, Laser- oder anderen Systems, um atomaren Stickstoff, Stickstoffionen oder angeregten Stickstoff entweder vor oder nach der Einspritzung in den Wachstumsschmelztiegel hinein zu erzeugen.

Zu begrüßen ist, dass der Keimkristall, auf welchem der voluminöse Einkristall aus Aluminiumnitrid gezüchtet wird, ein Aluminiumnitrid-Keimkristall oder ein Siliziumkarbid-Keimkristall oder ein Keimkristall sein kann, der aus einem anderen geeigneten Material, wie etwa einkristallinem Wolfram, einkristallinem Al₂O₃ (unter 2040°C) und Legierungen oder anderen chemischen Kombinationen gebildet sein kann, die AlN enthalten.
Beispiel 1
Voluminöse AlN-Einkristalle werden unter Verwendung von AlN-Quellenkristallen gezüchtet, die bei 1950°C über 10 Stunden sublimiert wurden, um die Überschuss-Aluminium-Konzentration auf <0,05% zu reduzieren. Danach wird der pyrolytische Graphitwachstumsschmelztiegel 90 aus den 1 und 2 mit 720 Gramm aus AlN-Quellenkristallen in eine Glovebox unter gereinigter N₂-Atmosphäre beladen. Ein 0,8 mm dicker einkristalliner SiC-Keim mit einem Durchmesser von 2,25 inch auf der Achse 6H (Ausrichtung in der Abschrägachse) wird auf dem Boden der Wärmesenkröhre 68 aus Graphit hoher Dichte plaziert und durch Druck an Ort und Stelle befestigt, der durch die Wärmesenkstange 76 ausgeübt wird.
Die Effusionssystembestandteile werden passend in dem Schmelztiegel und der Wärmesenke positioniert, welche mit der Oberseite des Schmelztiegels durch Anschrauben verbunden ist. Die gesamte Vorrichtung wird dann in die Kristallwachstumsofenkammer geladen. Nach Versiegeln der Wachstumskammer wird das System mit der mechanischen Vakuumpumpe in einem linearen Gefälle von 20 Minuten auf 133 mPa (10^–3 torr) herunter gepumpt. Die Turbomolekularpumpe wird dazu verwendet, den Kammerdruck in 30 Minuten auf 1,33 mPa (10^–5 torr) zu verringern. Die Wachstumskammer wird wieder mit N₂ hoher Reinheit auf einen Druck von 101,3 kPa (760 torr) zurück gefüllt. Der Schmelztiegel wird dann auf eine Temperatur von 300°C erhitzt. Danach wird die Wachstumskammer auf einen Druck von 133 133 mPa (10^–3 torr) herunter gepumpt. Das System wird dann wieder mit N₂ hoher Reinheit auf einen Druck von 133,322 kPa (1,000 torr) zurück gefüllt.
Der Druck wird konstant bei 133,322 kPa (1,000 torr) gehalten, indem Gas durch das magnetische Steuerungsventil gedrosselt wird, während die Schmelztiegelbodentemperatur, gemessen von dem optischen Pyrometer, von 300°C auf 2365°C in einem linearen Gefälle über 2 Stunden und 15 Minuten erhöht wird.
Danach wird der Systemdruck in einem linearen Gefälle über 30 Minuten auf 266,6 Pa (2 torr) reduziert. Die Keimtemperatur wird, gemessen durch den optischen Pyrometer, bei 2260°C gehalten, indem der Wasserfluss zu der Wärmesenke eingestellt wird.
Das System wird dann für 14 Stunden in dieser Konfiguration mit einer Effusionsgeschwindigkeit von N_e = 28% von N_t gehalten. Danach wird die Schmelztiegeltemperatur von 2365°C auf 1200°C in einem linearen Gefälle über einen Zeitraum von 1 Stunde und 30 Minuten verringert. Das System wird dann wieder mit Stickstoff zurück auf einen Druck von 101,3 kPa (760 torr) über einen Zeitraum von 1 Stunde gefüllt, wobei zur gleichen Zeit die Stärke der Heizelemente in einem linearen Gefälle auf Null verringert wird. Nach zwei Stunden wird der Schmelztiegel aus der Kristallwachstumskammer entfernt. Der sich ergebende AlN-Kristall hat einen Durchmesser von 5,1 cm (zwei inches) und ist 16–20 mm dick.
Beispiel II
Voluminöse AlN-Einkristalle werden unter Verwendung von AlN-Quellenkristallen gezüchtet, die bei 1950°C über 10 Stunden sublimiert wurden, um die Überschuss-Aluminium-Konzentration auf <0,05% zu reduzieren. Danach wird der mit Kohlenstoff hoher Dichte imprägnierte Graphitwachstumsschmelztiegel 490 aus 6 mit 720 Gramm aus AlN-Quellenkristallen in eine Glovebox unter gereinigter N₂-Atmosphäre geladen. Ein 0,8 mm dicker einkristalliner SiC-Keim mit einem Durchmesser von 5,7 cm (2,25 inch) auf der Achse 6H (Ausrichtung in der Abschrägachse) wird auf dem Boden der Wärmesenkröhre 68 aus Graphit hoher Dichte plaziert und durch Druck an Ort und Stelle befestigt, der durch die Wärmesenkstange ausgeübt wird.
Die Effusionssystembestandteile werden passend in dem Schmelztiegel positioniert und die äußere Hülse aus Graphit hoher Dichte wird an Ort und Stelle verschraubt. Die gesamte Vorrichtung wird dann in die Kristallwachstumsofenkammer geladen und die Graphitgaseinspritzeinrichtungen werden in den Schmelztiegel eingeschraubt. Nach Versiegeln der Wachstumskammer wird das System mit der mechanischen Vakuumpumpe in einem linearen Gefälle von 20 Minuten auf 133 mPa (10^–3 torr) herunter gepumpt. Die Turbomolekularpumpe wird dazu verwendet, den Kammerdruck in 30 Minuten auf 1,33 mPa (10^–5 torr) zu verringern. Die Wachstumskammer wird wieder mit N₂ hoher Reinheit auf einen Druck von 101,3 kPa (760 torr) zurück gefüllt. Der Schmelztiegel wird dann auf eine Temperatur von 300°C erhitzt. Danach wird die Wachstumskammer auf einen Druck von 133 133 mPa (10^–3 torr) herunter gepumpt. Das System wird dann wieder mit N₂ hoher Reinheit auf einen Druck von 133,322 kPa (1,000 torr) zurück gefüllt.
Der Druck wird konstant bei 133,322 kPa (1,000 torr) gehalten, indem Gas durch das magnetische Steuerungsventil gedrosselt wird während die Schmelztiegelbodentemperatur, gemessen von dem optischen Pyrometer, von 300°C auf 2365°C in einem linearen Gefälle über 2 Stunden und 15 Minuten erhöht wird.
Danach wird der Systemdruck in einem linearen Gefälle über 30 Minuten auf 266,6 Pa (2 torr) reduziert. Die Keimtemperatur wird, gemessen durch das optische Pyrometer, bei 2260°C gehalten, indem der Wasserfluss zu der Wärmesenke eingestellt wird.
Danach wird N₂ in einer Gesamtgeschwindigkeit von 1,2 Normalkubikzentimeter pro Minute über eine Massenflusssteuerungseinrichtung von MKS Instruments in die Gaseinspritzeinrichtungen 122 und 124 eingeflößt.
Schließlich wird der vertikale Anhebe-/Senkmechanismus darauf eingestellt, den Keim in einer Geschwindigkeit von 2 mm pro Stunde nach oben zu ziehen.
Das System wird dann für 24 Stunden in dieser Konfiguration mit einer Effusionsgeschwindigkeit von N_e = 64% von N_t gehalten. Danach wird die Schmelztiegeltemperatur von 2365°C auf 1200°C in einem linearen Gefälle über einen Zeitraum von 1 Stunde und 30 Minuten verringert. Das System wird dann wieder mit Stickstoff zurück auf einen Druck von 101,3 kPa (760 torr) über einen Zeitraum von 1 Stunde gefüllt, wobei zur gleichen Zeit die Stärke der Heizelemente in einem linearen Gefälle auf Null verringert wird. Nach zwei Stunden wird der Schmelztiegel aus der Kristallwachstumskammer entfernt. Der sich ergebende AlN-Kristall hat einen Durchmesser von 5,08 cm (zwei inches) und ist 44–48 mm dick.
(2) Herstellung voluminöser Einkristalle aus Aluminiumnitrid : Siliziumkarbid-Legierung durch Kondensieren von Quellendampf-Verbindungen aus Al, Si, N und C an einer wachsenden Kristallschnittstelle
Der oben beschriebene Prozess zur Herstellung voluminöser Einkristalle aus Aluminiumnitrid kann modifiziert werden, um gewünschte Prozentsätze an Silizium- und Kohlenstoff-Quellendampf-Verbindungen an der wachsenden Kristallschnittstelle verfügbar zu machen, so dass SiC AlN an Stellen in der Gittermusterstruktur des Kristalls ersetzt. Eine Art der Herstellung voluminöser Einkristalle aus AlN : SiC-Legierung durch dieses Verfahren ist die Nutzung des Systems aus den 1 und 2 und das Hinzufügen von Feststoffen zu dem Feststoffquellenmaterial 53, das bevorzugt Si- und C-Quellendampf-Verbindungen in den Schmelztiegel hinein gemeinsam mit den Al- und N-Quellendampf-Verbindungen sublimiert. Dieses Verfahren wird in dem Beispiel III unten dargelegt.
Beispiel III
Voluminöse AlN_0,7 : SiC_0,3-Einkristalle werden unter Verwendung reiner polykristalliner AlN : SiC-Quellenkristalle mit einem Verhältnis von ungefähr 70 Atomprozent AlN und 30 Atomprozent SiC gezüchtet. Der pyrolytische Graphitwachstumsschmelztiegel 90 aus den 1 und 2 wird mit 720 Gramm aus AlN-Quellenkristallen in eine Glovebox unter gereinigter N₂-Atmosphäre geladen. Ein 0,8 mm dicker einkristalliner SiC-Keim mit einem Durchmesser von 2,25 inch auf der Achse 6H (Ausrichtung in der Abschrägachse) wird auf dem Boden der Wärmesenkröhre 68 aus Graphit hoher Dichte plaziert und durch Druck an Ort und Stelle befestigt, der durch die Wärmesenkstange 76 ausgeübt wird.
Die Effusionssystembestandteile werden passend in dem Schmelztiegel und der Wärmesenke positioniert, welche mit der Oberseite des Schmelztiegels durch Anschrauben verbunden ist. Die gesamte Vorrichtung wird dann in die Kristallwachstumsofenkammer geladen. Nach Versiegeln der Wachstumskammer wird das System mit der mechanischen Vakuumpumpe in einem linearen Gefälle von 20 Minuten auf 133 mPa (10^–3 torr) herunter gepumpt. Die Turbomolekularpumpe wird dazu verwendet, den Kammerdruck in 30 Minuten auf 1,33 mPa (10^–5 torr) zu verringern. Die Wachstumskammer wird wieder mit N₂ hoher Reinheit auf einen Druck von 101,3 kPa (760 torr) zurück gefüllt. Der Schmelztiegel wird dann auf eine Temperatur von 300°C erhitzt. Danach wird die Wachstumskammer auf einen Druck von 133 mPa (10^–3 torr) herunter gepumpt. Das System wird dann wieder mit N₂ hoher Reinheit auf einen Druck von 133,3 kPa (1,000 torr) zurück gefüllt.
Der Druck wird konstant bei 133,3 kPa (1,000 torr) gehalten, indem Gas durch das magnetische Steuerungsventil gedrosselt wird während die Schmelztiegelbodentemperatur, gemessen von dem optischen Pyrometer, von 300°C auf 2335°C in einem linearen Gefälle über 2 Stunden und 15 Minuten erhöht wird.
Danach wird der Systemdruck in einem linearen Gefälle über 30 Minuten auf 933 Pa (2 torr) reduziert. Die Keimtemperatur wird, gemessen durch das optische Pyrometer, bei 2215°C gehalten, indem der Wasserfluss zu der Wärmesenke eingestellt wird.
Danach wird ein 95%N₂/5%CN-Gas in einer Gesamtgeschwindigkeit von 1,2 Normalkubikzentimeter pro Minute über eine Massenflusssteuerungseinrichtung von MKS Instruments in die Gaseinspritzeinrichtungen 122 und 124 eingeflößt.
Schließlich wird der vertikale Anhebe-/Senkmechanismus darauf eingestellt, den Keim in einer Geschwindigkeit von 2,1 mm pro Stunde nach oben zu ziehen.
Das System wird dann für 24 Stunden in dieser Konfiguration mit einer Effusionsgeschwindigkeit von N_e = 64% von N_t gehalten. Danach wird die Schmelztiegeltemperatur von 2335°C auf 1200°C in einem linearen Gefälle über einen Zeitraum von 1 Stunde und 30 Minuten verringert. Das System wird dann wieder mit Stickstoff zurück auf einen Druck von 101,3 kPa (760 torr) über einen Zeitraum von 1 Stunde gefüllt, wobei zur gleichen Zeit die Stärke der Heizelemente in einem linearen Gefälle auf Null verringert wird. Nach zwei Stunden wird der Schmelztiegel aus der Kristallwachstumskammer entfernt. Der sich ergebende AlN : SiC-Legierungs-Einkristall hat einen Durchmesser von zwei inches und ist 46–50 mm dick.
Unter Bezugnahme auf die 8B2, 8C und 8D, können voluminöse Einkristalle aus AlN : SiC-Legierung auch durch Verdampfung eines kombinierten Al-Si-Flüssigbades oder einzelner Al- und Si-Flüssigbäder gezüchtet werden, um Al- und Si-Quellendämpfe in dem Wachstumsschmelztiegel zu erzeugen, wobei C- und N-Dampf-Arten durch Einspritzen von Gas in den Wachstumsschmelztiegel bereitgestellt wird, das C und N enthält.
8B2 stellt ein Kristallwachstumssystem dar, das eine Dampfquellenvorrichtung 800 einbezieht, die benutzt wird, um einen konstanten Fluss aus Al, Si, N und C-Quellendampf zu erzeugen. In diesem System wird Al- + Si-Dampf, der durch das Erhitzen von flüssigem Al-Si auf eine spezifische Temperatur hervorgebracht wurde, mit C- und N-Dampf in dem Wachstumsschmelztiegel kombiniert, um den gewünschten Fluss und die Stöchiometrie des Quellendampfes zu produzieren. Der Bereich innerhalb des Wachstumsschmelztiegels nahe dem Keim oder wachsenden Kristallgrenzfläche wird mit Al-, Si-, C- und N-Bestandteilen gesättigt, die reagieren, um eine einkristalline AlN : SiC-Legierung an der wachsenden Kristallgrenzfläche zu bilden. Insbesondere schließt die Dampfquellenvorrichtung 800 einen Graphitschmelztiegel 990 mit der in 8B2 gezeigten Form, ein zylindrisches Widerstandheizelement 952, eine Wärmesenke 967, die einen Keim 72 hält und ein Effusionssystem ähnlich dem in 4 gezeigten Effusionssystem, ein. Flüssiges Al-Si ist in einem unteren Schmelztiegel 975 enthalten, der elektrisch bei 977 durch einen BN-Isolierring oder einen physikalischen Spalt oder durch eine andere geeignete Einrichtung isoliert wird. Der Schmelztiegel 975 kann ein kalter Schmelztiegel, zum Beispiel ein wassergekühlter Kupferschmelztiegel sein, dessen Inhalt durch eine wassergekühlte Induktionsheizspule 980 erhitzt wird, wie sie in 8B2 gezeigt wird. Alternativ dazu kann der Schmelztiegel 975 aus einem Graphit hoher Dichte, pyrolytischem Graphit, mit Siliziumkarbid beschichtetem Graphit oder Bornitrid gebildet werden. Diese Schmelztiegel können entweder durch Widerstanderhitzung oder Induktionserhitzung, je nach Eignung, erhitzt werden. Die C- und N-Dämpfe werden durch ein C und N enthaltendes Quellengas produziert, das durch eine Gaseinspritzeinrichtung 993 eingeführt wird. Bei einer Ausführungsform ist das C und N enthaltende Quellengas CN, das in einem passenden Trägergas, wie etwa N₂, transportiert wird. Der Fluss des C und N enthaltenden Quellengases wird durch eine geeignete Vorrichtung erreicht, wie etwa im Falle von CN, wo eine Wärmemassensteuerungseinrichtung 999 genutzt wird, die den Fluss an N₂ über Paracyanogen hinweg bei einer erhöhten Temperatur (z. B. >850°C) steuert, so dass ein gewünschter Fluss an CN in N₂ produziert wird. Das flüssige Al-Si wird auf einer Temperatur gehalten, die ausreicht, um einen passenden Dampffluss unter den in dem Schmelztiegel aufrechterhaltenen Bedingungen, insbesondere dem Schmelztiegeldruck, zu erzeugen. So wird zum Beispiel bei einer 30%AlN/70%SiC (Atomprozent)-Zusammensetzung der gesamte Al- und Si-Dampfdruck in dem Bereich von 728 Pa (5,46 torr) bei 1727°C liegen. Um eine passende Dampffließgeschwindigkeit zu erzeugen, wird eine Temperatur über etwa 700°C bevorzugt.
8C stellt ein anderes Kristallwachstumssystem dar, das eine Dampfquellenvorrichtung 800' einbezieht, die der Vorrichtung 800 von 8B2 ähnelt, die jedoch eine unterschiedliche Geometrie und zusätzlich ein horizontales Ablenkblech 995 oberhalb des geschmolzenen Al-Si hat, um das Einführen von Al- und Si-Quellendampf in den Abschnitt des Wachstumsschmelztiegels 990 zu erleichtern, der die wachsende Kristallgrenzfläche enthält. Insbesondere erstreckt sich das horizontale Ablenkblech 995, das eine mittige Öffnung 996 enthält, über den Fließdurchgang hinweg, durch welchen der Al- und Si-Quellendampf fließt, um einen Druckgradienten darüber hinweg und einen daraus resultierenden Geschwindigkeitsanstieg des Al- und Si-Dampfes, der sich in den Schmelztiegel 990 hinein bewegt, zu erzeugen. Diese Anordnung dient dazu, die Rückdiffusion von CN oder anderer C und N enthaltender Gase zu dem flüssigen Al-Si zu verringern, wobei sie gleichzeitig dazu dient, den Al- und Si-Quellendampf zu der wachsenden Kristallgrenzfläche voranzutreiben. Dies ist besonders wichtig, wenn die Kristallwachstumstemperatur höher ist als die Temperatur, die notwendig ist, um das flüssige Al und Si zu verdampfen. Die Vorrichtung 800' schließt auch eine untere Profil-Schmelztiegelstruktur ein, welche die Dampfablagerung an der wachsenden Kristallgrenzfläche unter bestimmten Betriebsbedingungen erleichtert.
8D stellt eine Kristallwachstumsvorrichtung 1800 dar, die denen in den 8B2 und 8C gezeigten ähnelt, die aber separat enthaltene geschmolzene Flüssigkeitsquellen von Al- und Si-Quellendämpfen hat. Insbesondere schließt die Vorrichtung 1800 einen ersten Schmelztiegel 1810 ein, der flüssiges Al auf einer Temperatur hält, die von einer wassergekühlten Induktionsheizspule 1815 kontrolliert wird, und einen zweiten Schmelztiegel 1820, der flüssiges Si bei einer von der Heizspule 1825 kontrollierten Temperatur hält. Ein Wärme- und Elektroisolator 1830 trennt die Schmelztiegel 1810 und 1820. Die Schmelztiegel 1810 und 1820 sind mit dem Wachstumsschmelztiegel 990 durch jeweilige Al-/Si-Dampfflussleitungen 1840, 1842 verbunden, welche bevorzugt Ablenkbleche 1850, 1852 mit zentralen Öffnungen zum Erzeugen eines Druckgradienten und zum Erleichtern von Dampffluss in der oben in Verbindung mit der Ausführungsform von 8C beschriebenen Weise einschließen. Die unabhängigen Schmelztiegel zum Erzeugen von Al- uns Si-Dämpfen sind vorteilhaft, weil der Dampfdruck aus Al deutlich höher ist als der von Si. So muss, wenn Al und Si in flüssiger Form in einem gemeinsamen Schmelztiegel wie etwa in den 8B2 und 8C enthalten sind, die prozentuale Zusammensetzung der Al-Si-Flüssigkeit kontrolliert werden, um das passende Verhältnis von Al- und Si-Dämpfen unter den gemeinsamen Temperatur- und Druckbedingungen in dem Schmelztiegel zu produzieren. Anders ausgedrückt, eine kombinierte geschmolzene Lösung aus Al-Si würde typischerweise einen hohen (Atomgewicht-) Prozentsatz an Si darin erfordern, um die gewünschte Al- und Si-Dampfzusammensetzung in dem Wachstumsschmelztiegel zu erhalten. Auf der anderen Seite erlauben die getrennten Schmelztiegel von 8D eine unab hängige Temperaturkontrolle für ein besseres Steuern der Verdampfungsgeschwindigkeiten des Al und Si.
Es liegt auf der Hand, dass die Systeme aus den 8B2, 8C und 8D die Verwendung sehr reiner Quellendämpfe und die Fähigkeit zum vorsichtigen Steuern der Stöchiometrie gestatten. Diese Faktoren, gekoppelt mit der bevorzugten Plazierung des Keimkristalls nahe dem geschmolzenen Al und Si ermöglichen den Betrieb eines Systems mit geringer oder keiner Effusion, wobei es sich versteht, dass Effusion bevorzugt wird.
Es ist ebenso unter Bezugnahme auf die Systeme der 8B2, 8C und 8D ersichtlich, dass unter bestimmten Druck- und Temperaturbedingungen das Si und Al entweder kombiniert oder voneinander getrennt, aus der festen Form statt aus der flüssigen Form heraus verdampft werden können.
Das Wachstum der voluminösen Einkristalle aus AlN oder AlN : SiC-Legierung ist hier manchmal als etwas beschrieben worden, was man gemeinhin als eine "Sublimations"-Technik bezeichnen könnte, bei der der Quellendampf wenigstens zum Teil dann produziert wird, wenn kristalline Festbestandteile aus AlN, SiC oder anderen Feststoffen oder Flüssigkeiten, die AlN, Al, N, SiC, Si oder C enthalten, bevorzugt sublimieren und anschließend an der wachsenden Kristallgrenzfläche rekondensieren. In anderen Fällen werden die Quellendämpfe, besonders Al und Si, durch das Verdampfen von Al- und Si-Flüssigkeiten produziert. Darüber hinaus kann der Quellendampf gemäß der Erfindung im ganzen oder teilweise durch das Einspritzen von Quellengasen oder vergleichbare Techniken erreicht werden. Bei der Beschreibung dieser und anderer Techniken, die verwendet werden, um voluminöse Einkristalle aus AlN : SiC-Legierung gemäß dieser Erfindung zu züchten, werden die Begriffe "Abscheiden", Abscheidungsdampfarten" und ähnliche Begriffe manchmal benutzt werden.
Obgleich das Verfahren und die Vorrichtung der vorliegenden Erfindung dazu dienen können, Einkristalle aus AlN : SiC-Legierung in variierenden Gitternetzstrukturen zu produzieren, wird auf der Hand liegen, dass unter den hier festgelegten Wachstumsbedingungen die Gitterstruktur "2H" bevorzugt wird, bei der AlN und SiC einander in der Gitterstruktur ersetzen, um einen Einkristall zu erzeugen. In diesem Zusammenhang wird der Begriff "Einkristall" hier dafür verwendet, sich auf Einkristalle und bestimmte Feststofflösungen mit einer Fernbereichsordnung zu beziehen, die ausreicht, isotropische elektronische und/oder optische Eigenschaften bereitzustellen.
(3) Produktion voluminöser Einkristalle aus Aluminiumnitrid durch Ziehen der Kristalle aus einer Schmelze von Aluminium
Voluminöse Einkristalle aus Aluminiumnitrid können auch durch ein Verfahren produziert werden, bei dem der Kristall aus einer Schmelzung aus Aluminium gezogen wird, in die ein N-haltiges Gas eingeblasen wird. Ein derartiges System wird unter Bezugnahme auf 12 beschrieben. Das System 10M schließt eine Bornitrid-(BN)Gaseinspritzungseinrichtung 400M ein, die dazu benutzt wird, N₂-Gas in den Boden eines Graphitschmelztiegels 110M zu pressen, der flüssiges Al 120M enthält, so dass das N₂-Gas AlN bildet und sich erneut auf einem Keimkristall 130M abscheidet, der auf einer Temperatur gehalten wird, die unter der Temperatur von flüssigem Al liegt. Der Schmelz tiegel ist in einer Kammer 260M enthalten und wird durch ein zylindrisches Widerstandsheizelement 240M erhitzt. Es werden dem Stand der Technik entsprechende Hitzeabschirmungen 250M benutzt.
Bei einer anderen in 13 gezeigten Ausführungsform der Erfindung (Unteranordnung 2) wird der Schmelztiegel durch eine Induktionsheizspule 140M erhitzt.
Bei anderen Ausführungsformen der Erfindung kann der Schmelztiegel durch mehr als ein Widerstandsheizelement erhitzt werden, um so einen vertikalen Wärmegradienten durch den flüssiges Al enthaltenden Schmelztiegel zu produzieren. Mehrere Heizelemente können die Form zylindrischer Ringe, einer flachen Platte an dem Boden des Schmelztiegels, die in Kombination mit einem zylindrischen Heizelement entlang der Seite des Schmelztiegels verwendet wird, flacher Platten über und unter dem Schmelztiegel sowie jeder anderen Kombination annehmen, die die Kontrolle des Wärmeprofils durch den Schmelztiegel gestattet.
Der Schmelztiegel kann aus Graphit, Graphit hoher Dichte, pyrolytischem Graphit, mit Siliziumkarbid überzogenem Graphit, Al₂O₃, Zirkoniumoxid, BN oder einem anderen geeigneten Material bestehen. Zusätzlich kann ein aus Kupfer bestehender wassergekühlter Kalt-Schmelztiegel verwendet werden, wenn Induktionswärme genutzt wird.
Die Keimtemperatur kann gesteuert werden, indem der Fluss an Kühlwasser zu der Wärmesenke 210M kontrolliert wird (am besten zu erkennen in 13), wobei es sich versteht, dass der Keim 130M sich in engem Wärmeaustauschverhältnis mit der Wärmesenke 210M befindet. Die Temperaturregelungsschleife schließt ein optisches Pyrometer 230M ein, das an einen Temperaturregler 200M angeschlossen ist, der seinerseits mit einem Kühlwasser-Steuerungsventil 220M verbunden ist.
Die Gaseinspritzungseinrichtung 400M kann aus BN, Graphit hoher Dichte oder einem anderen geeigneten Material bestehen. Das Gas wird bevorzugt in das flüssige Al direkt unterhalb der wachsenden Kristallgrenzfläche 450M eingespritzt. Ein sich an dem Ende der Gaseinspritzungseinrichtung 400M befindender Gasdiffusor 420M, der mehrere Löcher enthält, kann genutzt werden, um sicherzustellen, dass sich keine großen unreagierten N₂-Blasen in dem flüssigen Al bilden.
Der Keim besteht aus einkristallinem SiC, Al₂O₃, W oder AlN.
Ein Mittel für die visuelle Überprüfung und Kontrolle des Systems wird durch eine Sichtöffnung 300M geliefert.
Andere Elemente des Systems 10M werden unmittelbar unten gemeinsam mit ihren Funktionen in den Beispielen V und VI beschrieben.
Beispiel V
Die Gaseinspritzungseinrichtung 400M wird in den Schmelztiegel 110M eingeführt. Al-Material mit einem Gewicht von 850 gr. Und einem Reinheitsniveau größer als 99,999% wird in den Schmelztiegel 110M geladen. Der Schmelztiegel wird in der Kammer 260M plaziert und in die Graphitschmelztiegel-Trägerstange 360M eingeschraubt. Die Kammer wird dann versiegelt und mittels der mechanischen Pumpe 330M auf 133 mPa (10^–3 torr) in einem linearen Gefälle über 10 Minuten herunter gepumpt. Das Magnetkontrollventil 340M wird benutzt, um den Druck auf 1,33 kPa (10 torr) herunter zu regeln. Ein Drosselungsventil 310M mit einem Durchmesser von 7,62 cm (drei inch) wird benutzt, um den Druck auf unter 1,33 kPa herunter zu regeln. Eine Turbomolekularpumpe 320M wird dann verwendet, um die Kammer auf 1,33 mPa (10^–5 torr) herunter zu pumpen. Danach wird die Kammer erneut mit hoher Reinheit unter Verwendung des Steuerungsventils 305M auf einen Druck von 400 kPa (3000 torr) zurück gefüllt. Der Druckregler 350M wird verwendet, um den Kammerdruck bei 400 kPa (3000 torr) während des Wachstumsprozesses beizubehalten.
Die Schmelztiegeltemperatur wird dann in einem linearen Anstieg über eine Stunde unter Verwendung des Temperaturreglers 280M auf 1470°C erhöht. Der Keim 130M mit einem Durchmesser von 12,7 mm (0,5 inch) wird dann in unter Verwendung des vertikalen Zug-/Drehmechanismus' 205M in das flüssige Al hinein abgesenkt und die Drehung wird auf 1,5 U/min. eingestellt. Die N₂-Fließgeschwindigkeit wird auf 3,5 Normkubikzentimeter pro Minute in die Einspritzeinrichtung 400M mit dem Wärmemassenfließregler 206M hinein eingestellt. Die Keimtemperatur wird unter Verwendung des Temperaturreglers 280M, welcher an einen optischen Pyrometer 290M und die Energiezufuhr 270M für die Wärmeeinrichtung 240M angeschlossen ist, auf 1425°C eingestellt. Der Keim wird dann nach oben gezogen, um einen 2–3 mm hohen Meniskus an der Keimflüssigkeitsgrenzfläche zu erzeugen. Der vertikale Zugmechanismus wird dann so eingestellt, dass er den Keim über 0,5 mm pro Stunde hebt. Diese Zuggeschwindigkeit wird alle 4 Minuten neu adjustiert, um den Meniskus in 2–3 mm Höhe beizubehalten. Wenn der Durchmesser des Kristalls 5,1 cm (2 inches) erreicht, wird die Zuggeschwindigkeit auf 0,8 mm pro Stunde erhöht und alle 4 Minuten neu adjustiert, um einen Meniskus von 3–5 mm aufrechtzuerhalten und um den Kristalldurchmesser bei 5,1 cm (2 inches) beizubehalten. Der Kristall wird in dieser Konfiguration über 16 Stunden gezogen.
Der Kristall wird dann ungefähr 0,5 cm aus dem Al herausgezogen und die Energie an das Heizelement wird in einem linearen Gefälle über 1 Stunde auf Null reduziert. Dem System wird es gestattet, über zusätzliche 2 Stunden abzukühlen, und der N₂-Druck wird über das Kontrollventil 340M auf 101,3 kPa (760 torr) verringert.
Der sich ergebende AlN-Einkristall ist 11–15 mm hoch und hat einen Durchmesser von 5,1 cm (2 inches).
Beispiel VI
Die Gaseinspritzungseinrichtung 400M wird in den Schmelztiegel 110M eingeführt. Al-Material mit einem Gewicht von 1400 gr. Und einem Reinheitsniveau größer als 99,999% wird in den Schmelztiegel 110M geladen. Der Schmelztiegel wird in der Kammer 260M plaziert und in die Graphitschmelztiegel-Trägerstange 360M eingeschraubt. Die Kammer wird dann versiegelt und mittels der mechanischen Pumpe 330M auf 133 mPa (10^–3 torr) in einem linearen Gefälle über 10 Minuten herunter gepumpt. Das Magnetkontrollventil 340M wird genutzt, um den Druck auf 1,33 kPa (10 torr) herunter zu regeln. Ein Drosselungsventil 310M mit einem Durchmesser von 7,62 cm (drei inch) wird genutzt, um den Druck auf unter 1,33 kPa (10 torr) herunter zu regeln. Die Turbomolekularpumpe 320M wird dann verwendet, um die Kammer auf 1,33 mPa (10^–5 torr) herunter zu pumpen. Danach wird die Kammer erneut mit hoher Reinheit unter Verwendung des Steuerungsventils 305M auf ei nen Druck von 400 kPa (3000 torr) zurück gefüllt. Der Druckregler 350M wird verwendet, um den Kammerdruck bei 400 kPa (3000 torr) während des Wachstumsprozesses beizubehalten.
Die Schmelztiegeltemperatur wird dann in einem linearen Anstieg über eine Stunde unter Verwendung des Temperaturreglers 280M auf 1540°C erhöht. Der Keim mit einem Durchmesser von 12,7 mm (0,5 inch) wird dann unter Verwendung des vertikalen Zug-/Drehmechanismus' 205M in das flüssige Al hinein abgesenkt und die Drehung wird auf 1,5 U/min. eingestellt. Die N₂-Fließgeschwindigkeit wird auf 6,5 Normkubikzentimeter pro Minute in die Einspritzeinrichtung 400M mit dem Wärmemassenfließregler 206M hinein eingestellt. Die Keimtemperatur wird unter Verwendung des Temperaturreglers 280M, welcher an ein optisches Pyrometer 290M und die Energiezufuhr 270M für die Wärmeeinrichtung 240M angeschlossen ist, auf 1495°C eingestellt. Der Keim wird dann nach oben gezogen, um einen 2–3 mm hohen Meniskus an der Keimflüssigkeitsgrenzfläche zu erzeugen. Der vertikale Zugmechanismus wird dann so eingestellt, dass er den Keim über 0,7 mm pro Stunde hebt. Diese Zuggeschwindigkeit wird alle 4 Minuten neu adjustiert, um den Meniskus in 2–3 mm Höhe beizubehalten. Wenn der Durchmesser des Kristalls 5,1 cm (2 inches) erreicht, wird die Zuggeschwindigkeit auf 1,6 mm pro Stunde erhöht und alle 4 Minuten neu adjustiert, um einen Meniskus von 3–5 mm aufrechtzuerhalten und um den Kristalldurchmesser bei 5,1 cm (2 inches) beizubehalten. Der Kristall wird in dieser Konfiguration über 16 Stunden gezogen.
Der Kristall wird dann ungefähr 0,5 cm aus der Al-Schmele herausgezogen und die Energie an das Heizelement wird in einem linearen Gefälle über 1 Stunde auf Null reduziert. Dem System wird es gestattet, über zusätzliche 2 Stunden abzukühlen, und der N₂-Druck wird über das Kontrollventil 340M auf 101,3 kPa (760 torr) verringert.
Der sich ergebende AlN-Einkristall ist 11–15 mm hoch und hat einen Durchmesser von 5,1 cm (2 inches).
Ein wichtiges Merkmal der Schmelztechnik ist, dass sie besonders gut auf das Wachstum von Kristallen zugeschnitten ist, die einen größeren Durchmesser als 2,54 cm (1 inch) und eine Länge haben, die größer als 5 mm ist, zum Beispiel eine Länge in der Größenordnung von 5–100 mm. Wie oben besprochen, sind solch große Kristalle wünschenswert, wenn nicht in manchen Fällen sogar notwendig.
Ein anderes Merkmal der Schmelztechnik ist, dass sie bei bevorzugten Ausführungsformen eine Gasreaktion einbezieht, welche es dem Systemgestalter gestattet, eine breite Auswahl an Schmelztemperaturen zu nutzen. Bei niedrigeren Temperaturen hat der Systemgestalter einen weiten Spielraum in Bezug auf Schmelztiegelmaterialien, die die Schmelzung nicht grundlegend kontaminieren, und zwar aufgrund der verhältnismäßig niedrigen Lösbarkeit der Schmelztiegelmaterialien bei niedrigen Temperaturen. Auf der anderen Seite kann das System unter Verwendung der wie oben besprochenen passenden Materialien bei hohen Schmelztemperaturen, zum Beispiel bis hinauf auf ungefähr 2200°C, betrieben werden, um höhere Kristallwachstumsgeschwindigkeiten zu erzielen.
Es liegt auf der Hand, dass es relativ leicht ist, die Temperatur einer Schmelze zu regeln im Vergleich zu dem Kontrollieren von Temperaturen über ein Sublimationswachsstumssystem hinweg, was zuverlässigere konsistente Wachstumsbedingungen an der Kristallwachstumsgrenzfläche schafft.
Ein anderes Merkmal der Schmelztechnik ist, dass sie unter Nutzung kostengünstiger Rohmaterialien ausgeführt werden kann, welche zu geringen Kosten in ausreichend reiner Form am Markt verfügbar sind.
Es ist zu begrüßen, dass die Ausführungsform der 12 und 13 und die oben beschriebenen Prozesse in vielfältiger Weise variiert werden können. So kann zum Beispiel statt des Einspritzens eines stickstoffhaltigen Gases in die Schmelze das stickstoffhaltige Gas an der Oberfläche der Schmelze vorhanden sein, wo AlN sich bilden kann, in Lösung gehen und dann an der Kristallwachstumsgrenzfläche abgeschieden werden kann. Auch kann als eine andere Alternative Stickstoff zu der Schmelze in einer festen stickstoffhaltigen Verbindung geliefert werden. Eine Art der Bereitstellung von Stickstoff in fester Form wird in 14 gezeigt, wobei ein AlN-Plättchen 400M, zum Beispiel ein aus isostatisch gepresstem AlN-Pulver gebildeten Plättchen, auf dem Boden eines Schmelztiegels 410M gehalten wird, wobei das geschmolzene AlN über dem AlN-Plättchen und der Keimkristall an der Oberseite der Schmelze positioniert ist. Ein Temperaturgradient wird mit der höchsten Temperatur an dem festen AlN und der niedrigsten Temperatur an dem Kristall beibehalten. Als eine noch weitere alternative Ausführungsform der Schmelztechnik kann der Einkristall ohne das Ziehen des Keimkristalls abgeschieden werden. Obwohl das Ziehen des Kristalls die zuvor in dieser Beschreibung erwähnten Vorteile hat, kann unter bestimmten Umständen geeignetes Wachstum an dem Keimkristall ohne das Ziehen erreicht werden, vorausgesetzt, die Kristallwachstumsoberfläche ist ausreichend gekühlt.
Obwohl ein Druck von 400 kPa (3000 torr) in den Beispielen V und VI als ein geeigneter Kammerdruck während des Kristallwachstumsbetriebs beschrieben worden ist, können andere Drücke verwendet werden, wobei es sich versteht, dass ein Druck wesentlich über dem Dampfdruck von Aluminium bei der gegebenen Züchtungstemperatur unter den oben beschriebenen Wachstumsbedingungen notwendig ist. Diesbezüglich sollte klar sein, dass Techniken, wie etwa bekannte Gaseinkapselungstechniken, verwendet werden können, um die Verdampfung des Al zu unterdrükken, was verhältnismäßig hohe Wachstumstemperaturen bei einem vorgegebenen Druck erlaubt.
(4) Produktion voluminöser Einkristalle aus Aluminiumnitrid und Aluminiumnitrid : Siliziumkarbid-Legierungen durch kostengünstige Ansatzverfahren mit hohem Ausstoß unter Einbeziehung bevorzugt von gekühlten Keimbildungsstellen
Unter Bezugnahme auf die 15 und 16 wird eine Form eines Kristallwachstumssystems 10P der vorliegenden Erfindung gezeigt, die für die kostengünstige Produktion unter hohem Ausstoß von voluminösen Einkristallen aus AlN, SiC und AlN : SiC-Legierungen geringer Fehlerdichte und geringer Unreinheit ausgestaltet ist. Das System 10P schließt eine Kristallwachstumsumhüllung in Form eines aufrecht stehenden zylindrischen Sublimationsofens 12P mit einer unteren Zone 16P, die festes Quellenmaterial 15P enthält, einer mittigen Zone 18P, die eine ausgewählte Atmosphäre enthält, zum Beispiel N₂, durch welche sublimierte Quellendampf-Arten zu den Keimbildungsflächen hindurchwandern, und einer oberen Zone 20P, wo Kristallwachstum auftritt, wenn die sublimierten Quellendampf-Verbindungen an den bevorzugt gekühlten Keimbildungsflächen wieder kondensieren. Eine wassergekühlte Wärmesenkstange 22P aus nicht rostendem Stahl dient dazu, die Keimbildungsflächen bevorzugt durch ein Kühlscheibenteil 23P aus Graphit zu kühlen, die die Keimbildungsflächen überlagert. Der Ofen 12P wird durch ein horizontales Platten-Heizelement 24P und ein aufrecht stehendes zylindrisches Heizelement 26P erhitzt. Eine Kammer 30P aus nicht rostendem Stahl dient als die äußere Behältnisstruktur für das System 10P. Die Kammer 30P ist wassergekühlt (nicht im Detail gezeigt), und zwar entsprechend den Prinzipien nach dem bekannten Stand der Technik.
Der Systemdruck in der Kammer 30P unter 1,33 kPa (10 torr) wird über ein Drosselungsventil 34P (zum Beispiel einem Drosselungsventil mit einem Durchmesser von 7,6 cm (3 inch), das von MKS Instruments, Inc. of Andover, Massachusetts, USA hergestellt wird) geregelt, das in einer Reihe mit einem Vakuumpumpensystem 38P untergebracht ist. Entsprechend bekannter Techniken wird das Vakuumpumpensystem 38P aus einer mechanischen Pumpe 40P zum Verringern des Systemdrucks auf die 133 mPa (10^–3 torr) und einer Turbomolekularpumpe 42P zum Pumpen des Systems auf 1,33 mPa (10^–5 torr) zusammengesetzt. Die Druckkontrolle über 1,33 kPa (10 torr) wird durch ein Magnetkontrollventil 48P aufrechterhalten, das ebenfalls in Reihe mit dem Vakuumpumpensystem 38P steht. Der Systemdruck von 133 mPa (10^–3 torr) bis 133,3 kPa (1000 torr) wird mit einem höchst genau temperaturgeregelten Manometer 50P absoluter Kapazität, wie etwa dem Modell Nr. 390 von MKS Instruments, Inc. gemessen. Das horizontale Heizelement 24P dient als die primäre Wärmequelle für das System 10P, während das zylindrische Heizelement 26P unterstützende Wärme bereitstellt und ein Mittel für das Kontrollieren von Wärmeverlusten an dem Umkreis des Ofens 12P bereitstellt.
Die Temperaturkontrolle wird durch ein optisches Pyrometer 54P (15) erleichtert, das sich auf der Rückseite des Heizelements befindet. Das Pyrometer 54P liefert ein konstantes Eingabesignal an einen digitalen Temperaturregler 56P, der die Temperatur auf einem eingestellten Punkt hält, indem die Abgabe einer Stromversorgung geregelt wird. Gemäß den bekannten Prinzipien des Stands der Technik wird die durch die Heizelemente 24P, 26P erzeugte Hitze von den nicht rostenden Stahlwänden der Kammer 30P durch die Hitzeabschirmungen 62P, die bevorzugt aus Graphit bestehen, abgeschirmt. Ungeachtet der genauen von dem horizontalen Plattenheizelement angenommenen Form, ermöglicht eine solche Anordnung es dem System, ein höchst gleichförmiges Wärmeprofil über einen großen Durchmesser hinweg beizubehalten.
Die untere Ofenzone 16P enthält Quellenmaterial 15P in den Räumen zwischen mehreren aufrecht stehenden porösen Graphitröhren 44P (16 und 17). Während des Betriebs, wenn das feste Quellenmaterial bevorzugt sublimiert, um Dampf-Arten für das Züchten der Kristalle zu erzeugen, bewegen sich die Dampf-Arten durch die Wände der porösen Röhren 44P und werden dadurch durch die offenen Oberseiten der Röhren zu der Ofenmittelzone 18P transportiert. Wie oben besprochen, kann das Quellenmaterial die Form von AlN-Pulver, SiC-Pulver, AlN : SiC-Legierungsfeststoffmaterial (zum Beispiel isostatisch gepresste AlN : SiC-Plättchen), eine Kombination aus AlN- und SiC-Pulvern, anderer fester Formen, die Al enthalten, anderer fester Formen, die Si enthalten, oder eines anderen Materials annehmen, das sublimiert oder verdampft, um die ge wünschten Dampf-Arten zu erzeugen. In der unteren Ofenzone 16P sind Röhren 44P positioniert, so dass die sublimierten Dampf-Arten nicht über mehr als über eine bestimmte Entfernung, zum Beispiel 3 cm, verteilen müssen, bevor sie die poröse Wand von einer der Röhren erreichen.
Wie unten im Detail beschrieben, treibt der Wärmegradient zwischen dem Quellenmaterial (bei zum Beispiel 2400°C) und den bevorzugt gekühlten Keimbildungsflächen (bei zum Beispiel 2200°C) gemeinsam mit dem chemischen Gradienten die Dampf-Arten durch die Röhren 44P und die zentrale Zone 18P zu den Keimbildungsflächen.
Die Keimbildungsflächen 80P befinden sich an der unteren Fläche der kreisförmigen Graphitscheibe 23P, die als die obere Begrenzung der oberen Ofenzone 20P dient. Die Scheibe 23P wird in physischem Kontakt und in einem Wärmeaustauschverhältnis an einem darüber liegenden kreisförmigen Graphitteil 88P gehalten, das dazu dient, bevorzugt die Keimbildungsflächen zu kühlen. Das Teil 88P ist seinerseits durch Schraubgewinde mit der nicht rostenden wassergekühlten Stange 22P verbunden, die als die Wärmesenke dient.
18 zeigt in einem vergrößerten Maßstab vier benachbarte Keimbildungsflächen 80P auf der Scheibe 23P und Abschnitt des darüber liegenden Teils 88P und die Wärmesenkstange 22P. Bei einer Ausführungsform ist die Scheibe 23P eine kreisförmige, dünne feste Graphitscheibe mit einer Dicke in der Größenordnung von 0,5 cm und einem Durchmesser (z. B. 45,5 cm), der ungefähr der gleich ist wie der Durchmesser des zylindrischen Ofens 12P. Eine große Anzahl an nicht mit Keimen versehenen Keimbildungsflächen 80P (z. B. 254 Flächen) wird in der Scheibe 23P gebildet, indem man Material mit einer kegelförmigen Form von der Unterseite des Teils 23P entfernt. bei einer bevorzugten Ausführungsform kann sich jede kegelförmige Keimbildungsflächen 80P zu einem Scheitelpunkt A innerhalb von ungefähr 0,05 cm der oberen Oberfläche der Scheibe 23P erstrecken. Das überlagernde kreisförmige Teil 88P hat ungefähr den gleichen Durchmesser wie die Scheibe 23P und schließt sich nach unten erstreckende Schenkel 90P ein, wobei ein Schenkel jede Keimbildungsfläche 80P in physikalischem und Wärmeaustausch-Verhältnis zu der Scheibe 23P überlagert. bevorzugt ist das überlagernde kreisförmige Teil 88P an seiner Peripherie mit Gewinde versehen und durch passende Schrauben mit der Wärmesenkstange 22P verbunden. So pressen beim Betrieb die Schenkel 90P nach unten auf die obere Oberfläche der Scheibe 23P, und zwar genau über jeder Keimbildungsfläche 80P, um bevorzugt jede Fläche zu kühlen. Der verhältnismäßig kurze Wärmeaustauschweg (z. B. 0,05 cm) von dem Scheitelpunkt A jeder Keimbildungsfläche 80P trägt zu einer deutlich lokal(isiert)en Kühlung über den Betrieb des Kristallwachstums hinweg bei, und besonders am Anfang, wenn der anfängliche Keim an oder nahe bei dem Scheitelpunkt auftritt. Sowohl die kegelförmigen Keimbildungsflächen als auch die Schenkel können in jeweiligen Teilen 23P, 88P durch computergesteuerte Fräsvorgänge oder ähnliche Verfahren nach dem Stand der Technik gebildet werden. Zu begrüßen ist, dass der Scheitelpunkt A jeder Keimbildungsfläche 80P auf die niedrigste Temperatur innerhalb des Ofen-Schmelztiegels heruntergekühlt wird, und zwar aus zwei miteinander verbundenen, aber verschiedenen Gründen. Erstens ist der Scheitelpunkt in direkter, unterliegender Nähe zu einem jeweiligen der kühlenden Schenkel 90P positioniert. Zweitens hat der Scheitelpunkt von allen freigesetzten Oberflächen auf der Unterseite der Scheibe 23P den kürzesten Wärmeaustauschweg zu der Wärmeausscheidungseinrichtung über der Scheibe 23P. Auf diese Weise würden, selbst ohne die Verwendung getrennter kühlender Schenkel, die jede Keimbildungsfläche überlagern (d. h. die Nutzung einer gleichmäßigen Wärmeausscheidung über die Oberseite der Scheibe 23P hinweg), die Keimbildungsflächen, besonders an jedem Scheitelpunkt A, die kühlsten Oberflächen auf der Unterseite der Scheibe 23P sein und daher als Keimbildungsflächen dienen. Ebenso würden die lokalen Bereiche unterhalb jedes Schenkels, selbst wenn die Scheibe 23P ohne strukturelle Formationen, die die lokale Kühlung fördern, z. B. mit einer flachen Unterseite, aber mit den überlagernden kühlenden Schenkeln, die kühlsten Oberflächen auf der Unterseite der Scheibe 23P sein und als Keimbildungsflächen dienen. Nichtsdestoweniger wird eine Kombination aus lokaler Wärmeausscheidung (z. B. Schenkel 90P) und strukturellen Formationen, die lokale Kühlung fördern (z. B. Keimbildungsflächen 80P), bevorzugt.
Die 19A und 19B zeigen eine Struktur ähnlich wie die von 18, jedoch mit einer Scheibe 123P, die mit Keimen versehene Keimbildungsflächen 180P bereitstellt, statt der Flächen ohne Keime, wie in 18. Bei der dargestellten Ausführungsform hat die Scheibe 123P den gleichen Durchmesser wie die Scheibe 23P und kann austauschbar mit dem gleichen überlagernden Teil 88P, der gleichen Wärmesenkstange 22P und ohne Wechseln der Ofenstruktur verwendet werden. Jede Keimbildungsfläche 180P auf der Scheibe 123P wird gebildet, indem, wie oben beschrieben, zuerst ein kegelförmiger Abschnitt aus der Unterseite des Teils 123P herausgefräst wird, und anschließend eine zylindrische Bohrung 150P direkt über dem kegelförmigen Abschnitt liegend gebohrt wird. Die Bohrung 150P ist geringfügig größer als der Schenkel 90P und erstreckt sich bis zu einer Tiefe, die ausreicht, um eine ringförmige, horizontale Schulter 155P (19B) zu erzeugen, wo der Kegel stumpf ist. Die Schulter 155P dient dazu, einen kreisförmigen Keim 160P zu tragen, welcher seinerseits an seiner oberen Oberfläche von seinem jeweiligen Schenkel 90P ergriffen wird. Auf diese Weise dient die alternative Struktur der 19A und 19B dazu, mit Keimen versehene, bevorzugt gekühlte Keimbildungsflächen anzubieten. Bei einer besonderen Ausführungsform hat die Scheibe 123P einen Durchmesser von ungefähr 45 cm, eine Dicke von ungefähr 0,5 cm und eine zylindrische Bohrung 150P mit einem Durchmesser von ungefähr 1,0 cm. Die Bohrung 150P erstreckt sich ungefähr über die Hälfte durch die Scheibe 23P hindurch. Der Keim 160P ist ein 0,08 cm dicker 6H- oder 4H-SiC-Keim mit einem Durchmesser von ungefähr 1 cm, der an der Achse geschnitten ist, wobei die Grundfläche freigesetzt ist. Die Schulter 155P hat eine Breite von ungefähr 0,1 cm, so dass ein Abschnitt des Keims 160P mit einem Durchmesser von ungefähr 0,8 cm freigesetzt wird.
Während Systeme der Erfindung auf einer im großen und ganzen geschlossenen Basis ohne deutliche Effusion betrieben werden können, schließen bevorzugte Ausführungsformen Effusionsöffnungen ein, die das Entweichen oder die Effusion von Gasen aus der mittleren Ofenkammer 18P gestatten, um so Unreinheiten und stöchiometrischen Überschuss zu entfernen und dadurch die passenden Quellendampf-Bestandteile an den wachsenden Kristallgrenzflächen beizubehalten, die von den Keimbildungsflächen benötigt werden. Zu diesem Zweck kann die Effusion von einer ausgewählten Anzahl (z. B. 8) an Effusionauslässen 55P (16) bereitgestellt werden, die symmetrisch an dem Umfang der Mittelzone des Ofens 18P angeordnet sind. Alternativ dazu können die Effusionsöffnungen zum Beispiel durch kreisförmige Scheiben 23P in symmetrischer Form geformt werden, wobei eine oder mehrere (nicht gezeigte) Effusionsöffnungen sich an jeder Keimbildungsfläche befinden. Das Effusionsunterstützungsgas, z. B. N₂, das in das System an der Zuführungsstelle für N₂ mit hoher Reinheit (15) eintritt, kann zu einer wärmeisolierten Effusionsunterstützungsgas-Beförderungsröhre 135P geführt (geleitet) werden, das sich nach oben durch die am meisten mittig befindliche poröse Graphitröhre 44P erstreckt, wie es in den 16 und 17 gezeigt wird. Noch mehr Details bezüglich der Systeme und Prozesse für effektive Effusion an einer wachsenden Kristallgrenzfläche sind in dem U.S. Patent Nr. 5,858,086 des Anmelders enthalten, deren Inhalte hierin in ihrer Gesamtheit eingeschlossen sind.
Die Bestandteile, die den hohen Ofentemperaturen ausgesetzt sind, sind bevorzugt aus einem Material gebildet, das in der Ofenumgebung nicht chemisch reagiert und Temperaturen von bis zu ungefähr 2400°C widersteht. Zu diesem Zweck werden diese Bestandteile bevorzugt aus geschliffenem Graphit, geschliffenem Siliziumkarbid, geschliffenem Wolfram oder einem anderen geeigneten Material gebildet, wobei geschliffenes Graphit bevorzugt wird.
Um den gewünschten Wärmegradienten zu erzeugen, wird die Temperatur an der wachsenden Kristallgrenzfläche sorgfältig durch Verwendung eines optischen Pyrometers 79P und eine angeschlossene Steuerungseinrichtung 81 kontrolliert, die den Prinzipien des Standes der Technik entsprechen.
Die 20A–20D zeigen das fortschreitende Wachstum voluminöser Einkristalle an vier benachbarten Keimbildungsflächen 80P, die nicht mit Keimen versehen sind. 20A stellt die anfängliche Keimbildung C1 des Kristalls dar, welche typischerweise an dem kältesten Bereich auftreten wird, der an oder nahe bei dem Scheitelpunkt der egelförmigen Keimbildungsfläche auftreten wird. 20B zeigt das fortgeschrittene Wachstum C2 des Kristalls gerade über die kegelförmige Öffnung hinweg. 20C zeigt das fortgesetzte Wachstum C3 des Kristalls noch weiter über die kegelförmige Struktur hinaus. 20D zeigt die Situation, bei der die Keimbildungsflächen nahe genug aneinander sind, dass das Wachstum C4 benachbarter Kristalle in der horizontalen Ebene benachbarte Kristalle in Kontakt miteinander bringt. In diesem Zusammenhang kann, während längerer Kristallwachstumsbetriebe unter günstigen Wachstumsbedingungen, eine große Platte aus Einkristall-Struktur gezüchtet werden.
Die 21A–21D stellen ein ähnliches fortlaufendes Kristallwachstumsmuster für die Keimbildungsflächen 180P ohne Keime dar.
Der Betrieb des oben beschriebenen Kristallwachstumssystems wird unten im Detail beschrieben.
Beispiel VII
Ein Kristallwachstumssystem 10P, das die bevorzugt gekühlten Keimbildungsflächen ohne Keim von 18 einbezieht, wird entsprechend den folgenden Parametern konstruiert und betrieben, um voluminöse Einkristalle aus AlN : SiC-Legierung zu erzeugen:
Innerer Durchmesser der wassergekühlten Kammer 30P: 122 cm
Innerer Durchmesser der des Ofen-Schmelztiegels, der das Quellenmaterial enthält: 46 cm
Höhe der porösen Röhren: 3 cm
Anzahl poröser Röhren: 37
Quellenmaterial: 70%AlN : 30%SiC-Pulver hoher Reinheit
Röhrenvolumen: 16%
Quellenmaterialvolumen: 84%
Gewicht des Quellenmaterials: 33,625 gm
Anzahl der Keimbildungsflächen: 254
Struktur der Keimbildungsflächen: Ohne Keim, bevorzugt gekühlt
Temperatur am Boden des Quellenmaterials: 2350°C
Keimbildungsflächen-Temperatur: 2125°C
Wärmegradient vom Boden des Quellenmaterials zu den Keimbildungsflächen: 9,3°C/cm
Umwandlungsrate des Quellenmaterials zu Kristallen: 22%
Kristallbildung: 7397 gm (36,987 Karat)
Nach dem Laden des Quellenmaterials und dem Ausrichten und Sichern der Wärmesenkstange 22P, des Teils 88P und der Schenkel 90P in Wärmeaustauschbeziehung in Bezug auf die Keimbildungsflächen, wird das System mit der mechanischen Vakuumpumpe in einem linearen Gefälle von 20 Minuten auf 133 mPa (10^–3 torr) herunter gepumpt. Die Turbomolekularpumpe wird dazu verwendet, den Kammerdruck in 30 Minuten auf 1,33 mPa (10^–5 torr) zu verringern. Die Wachstumskammer wird wieder mit N₂ hoher Reinheit auf einen Druck von 101,3 kPa (760 torr) zurück gefüllt. Der Schmelztiegel wird dann auf eine Temperatur von 300°C erhitzt. Danach wird die Wachstumskammer auf einen Druck von 133 mPa (10^–3 torr) herunter gepumpt. Das System wird dann wieder mit N₂ hoher Reinheit auf einen Druck von 133,3 kPa (1,000 torr) zurück gefüllt.
Der Druck wird konstant bei 133,3 kPa (1,000 torr) gehalten, indem Gas durch das magnetische Steuerungsventil gedrosselt wird, während die Schmelztiegelbodentemperatur, gemessen von dem optischen Pyrometer, von 300°C auf 2350°C in einem linearen Gefälle über 2 Stunden und 15 Minuten erhöht wird.
Danach wird der Systemdruck in einem linearen Gefälle über 30 Minuten auf 1,07 kPa (8 torr) reduziert. Die Keimtemperatur wird, gemessen durch den optischen Pyrometer, bei 2125°C gehalten, indem der Wasserfluss zu der Wärmesenke eingestellt wird.
Danach wird N₂-Effusionsgas in einer Gesamtmenge von 45 Standardkubikmeter über eine Massenflusssteuerungseinrichtung von MKS eingeflößt.
Das System wird dann für 20 Stunden in dieser Konfiguration mit einer Effusionsrate von N_e = 28% von N_t gehalten. Danach wird die Schmelztiegeltemperatur von 2350°C auf 1200°C in einem linearen Gefälle über einen Zeitraum von 1 Stunde und 30 Minuten verringert. Das System wird dann wieder mit Stickstoff zurück auf einen Druck von 101,3 kPa (760 torr) über einen Zeitraum von 1 Stunde gefüllt, wobei zur gleichen Zeit die Stärke der Heizelemente in einem linearen Gefälle auf Null verringert wird. Nach zwei Stunden wird der Schmelztiegel aus der Kristallwachstumskammer entfernt. Der sich an den Keimbildungsflächen bildende AlN-Kristall hat eine Dicke in dem Bereich von etwa 14–22 mm. Über den Verlauf des Wachstumskreislaufes hinweg wachsen die Kristalle an benachbarten Keimbildungsflächen nach außen, um gemeinsame Grenzen zu bilden, was zu einer großen Platte oder Platten führt, die eine Reihe einzelner Einkristalle enthält/enthalten (siehe 20D).
22 stellt ein alternatives Kristallwachstumssystem dar, das eine Dampfquellenvorrichtung 210P einbezieht, die benutzt wird, um einen konstanten Fluss aus Al, Si, N und C-Quellendampf zu erzeugen. In diesem System wird Al- + Si-Dampf, der durch das Erhitzen flüssigen Al-Si auf eine spezifische Temperatur hervorgebracht wurde, mit C- und N-Dampf in dem Wachstumsschmelztiegel kombiniert, um den gewünschten Fluss und die Stöchiometrie des Quellendampfes zu produzieren. Der Bereich innerhalb des Wachstumsschmelztiegels nahe dem Keim oder wachsenden Kristallgrenzfläche wird mit Al-, Si-, C- und N-Bestandteilen gesättigt, die reagieren, um eine einkristalline AlN : SiC-Legierung an den Keimbildungsflächen zu bilden. Insbesondere schließt die Dampfquellenvorrichtung 210P die gleiche(n) oder ähnliche(n) Scheibe 23P, Keimbildungsflächen 80P, Schenkel 90P, Wärmesenkstange 22P und Effusionsöffnungen ein, wie sie in den 15, 16 und 18 gezeigt werden. Flüssiges Al-Si ist in einem unteren Schmelztiegel 975P enthalten, der, falls es erforderlich ist, wie im Falle eines kalten Schmelztiegels, elektrisch bei 977P durch einen BN-Isolierring oder einen physikalischen Spalt oder durch eine andere geeignete Einrichtung isoliert wird. Die Wärmeisolierung wird durch Hitzeabschirmungen 979P bereitgestellt. Der Schmelztiegel 975P kann ein kalter Schmelztiegel, zum Beispiel ein wassergekühlter Kupferschmelztiegel sein, dessen Inhalte durch eine wassergekühlte Induktionsheizspule 980P erhitzt werden. Alternativ dazu kann der Schmelztiegel 975P aus einem Graphit hoher Dichte, pyrolytischem Graphit, mit Siliziumkarbid beschichtetem Graphit oder Bornitrid gebildet werden. Diese Schmelztiegel können entweder durch Widerstanderhitzung oder Induktionserhitzung, je nach Eignung, erhitzt werden. Das flüssige Al-Si wird bei einer Temperatur gehalten, die ausreicht, einen geeigneten Dampffluss unter den in dem Schmelztiegel aufrechterhaltenen Bedingungen, insbesondere dem Schmelztiegeldruck, zu erzeugen. So wird zum Beispiel bei einer 30%AlN/70%SiC (Atomprozent)-Zusammensetzung der gesamte Al- und Si-Dampfdruck in dem Bereich von 728 Pa (5,46 torr) bei 1727°C liegen. Um eine passende Dampffließgeschwindigkeit zu erzeugen, wird eine Temperatur über etwa 700°C bevorzugt. Der Al- und Si-Quellendampf passiert ein C-haltiges gasdurchlässiges Medium, wie etwa ein poröses Graphit, das C-Quellendampf-Verbindungen bereitstellt. Zusätzlich wird eine Quelle von N-Dampf-Verbindungen durch eine Gaseinspritzeinrichtung 993P in Form eines N₂- oder eines anderen N-haltigen Gases, wie oben besprochen, bereitgestellt. Das durch die Gaseinspritzeinrichtung 993P eingespritzte Gas kann auch die Form eines C- und N-haltigen Quellengases haben. Bei einer Ausführungsform ist das C und N enthaltende Quellengas CN, das in einem passenden Trägergas, wie etwa N₂, transportiert wird. Der Fluss des C und N enthaltenden Quellengases wird durch eine geeignete Vorrichtung erreicht, wie etwa im Falle von CN, wo eine Wärmemassensteuenrungseinrichtung 999P genutzt wird, die den Fluss an N₂ über Paracyanogen hinweg bei einer erhöhten Temperatur (z. B. >850°C) steuert, so dass ein gewünschter Fluss an CN in N₂ produziert wird. Das System 210P schließt ein horizontales Ablenkblech 995P oberhalb des geschmolzenen Al-Si ein, um das Einführen von Al- und Si-Quellendampf in den Abschnitt des Wachstumsschmelztiegels zu erleichtern, der die Keimbildungsflächen enthält. Insbesondere erstreckt sich das horizontale Ablenkblech 995P, das eine mittige Öffnung 996P enthält, über den Fließdurchgang hinweg, durch welchen der Al- und Si-Quellendampf fließt, um einen Druckgradienten darüber hinweg und einen daraus resultierenden Geschwindigkeitsanstieg des Al- und Si-Dampfes, der sich in den Schmelztiegel hinein bewegt, zu erzeugen. Diese Anordnung dient dazu, die Rückdiffusion von CN oder anderer C und N enthaltender Gase zu dem flüssigen Al-Si zu verringern, wobei sie gleichzeitig dazu dient, den Al- und Si-Quellendampf zu der wachsenden Kristallgrenzfläche voranzutreiben. Dies ist besonders wichtig, wenn die Kristallwachstumstemperatur höher ist als die Temperatur, die notwendig ist, um das flüssige Al und Si zu verdampfen. Wie in 22 gezeigt, kann bei einem repräsentativen Kristallwachstumskreislaufs das flüssige Al-Si in dem Schmelztiegel 975P bei 1400°C bis 1700°C gehalten werden, um bei Systemdruck ausreichend Al + Si-Dampf zu produzieren. Der Boden des Ofen-Schmelztiegels liegt bei ungefähr 2400°C, während die Keimbildungsflächen 80P bevorzugt auf ungefähr 2125°C abgekühlt werden. Bei einer Ofenkammer mit einer Höhe von 20 cm erzeugt dies einen Wärmegradienten von ungefähr 11,25/cm.
23 zeigt ein Kristallwachstumssystem 310P, das dem System von 22 ähnelt, außer dass das kohlenstoffhaltige gasdurchlässige Medium entfernt worden ist, so dass die Al- und Si-Verbindungen durch Verdampfen der flüssigen Schmelze bereitgestellt werden, während die N- und C-Dampf-Arten durch C- und N-haltige(s) Quellengas(e) bereitgestellt werden, wobei in diesem Fall CN durch N₂ getragen wird, wenn es, wie oben besprochen, unter Nutzung von Paracyanogen produziert wird.
24 stellt eine Kristallwachstumsvorrichtung 410P dar, die dem in 22 gezeigten System ähnlich ist, aber getrennte geschmolzene flüssige Quellen aus Al- und Si-Quellendämpfen enthält. Insbesondere schließt die Vorrichtung 410P einen ersten Schmelztiegel 1810P, der flüssiges Al bei einer Temperatur hält, die von einer wassergekühlten Induktionsheizspule 1815P kontrolliert wird und einen zweiten Schmelztiegel 1820P, der flüssiges Si bei einer durch die Heizspule 1825P kontrollierten Temperatur hält. Eine Wärme- und elektrische Isolierung 1830P trennt die Schmelztiegel 1810P und 1820p. Die Schmelztiegel 1810P und 1820P sind mit dem Wachstumsschmelztiegel durch jeweilige Al-/Si-Dampfflussleitungen 1840P, 1842P verbunden, welche bevorzugt Ablenkbleche 1850P, 1852P mit zentralen Öffnungen zum Erzeugen eines Druckgradienten und zum Erleichtern von Dampffluss in der oben in Verbindung mit der Ausführungsform von 22 beschriebenen Weise einschließen. Die unabhängigen Schmelztiegel zum Erzeugen von Al- uns Si-Dämpfen sind vorteilhaft, weil der Dampfdruck aus Al deutlich höher ist als der von Si. So muss, wenn Al und Si in flüssiger Form in einem gemeinsamen Schmelztiegel, wie etwa in der Ausführungsform von 22, enthalten sind, die prozentuale Zusammensetzung der Al-Si-Flüssigkeit kontrolliert werden, um das passende Verhältnis von Al- und Si-Dämpfen unter den gemeinsamen Temperatur- und Druckbedingungen in dem Schmelztiegel zu produzieren. Anders ausgedrückt, eine kombinierte geschmolzene Lösung aus Al-Si würde typischerweise einen hohen (Atomgewicht-) Prozentsatz an Si darin erfordern, um die gewünschte Al- und Si-Dampfzusammensetzung in dem Wachstumsschmelztiegel zu erhalten. Auf der anderen Seite erlauben die getrennten Schmelztiegel von 24 eine unabhängige Temperaturkontrolle für ein besseres Steuern der Verdampfungsgeschwindigkeiten des Al und Si.
25 zeigt ein anderes Kristallwachstumssystem 510P, das dem System von 24 ähnelt, außer dass das kohlenstoffhaltige gasdurchlässige Medium entfernt worden ist, so dass die Al- und Si-Verbindungen durch Verdampfen der flüssigen Schmelze bereitgestellt werden, während die N- und C-Dampf-Arten durch C- und N-haltige(s) Quellengas(e) bereitgestellt werden, wobei in diesem Fall CN durch N₂ getragen wird, wenn es, wie oben besprochen, unter Nutzung von Paracyanogen produziert wird.
Zu begrüßen ist, dass die Systeme aus den 22–25 die Verwendung sehr reiner Quellendämpfe und die Fähigkeit zur sorgfältigen Steuerung der Stöchiometrie gestatten. Diese Faktoren, gekoppelt mit der bevorzugten Platzierung des Keimkristalls in der Nähe des geschmolzenen Al, ermöglichen den Betrieb eines Systems mit geringer oder keiner Effusion, wobei es sich versteht, dass Effusion bevorzugt wird.
Es ist ebenso zu begrüßen, dass, in Bezug auf die Ausführungsformen der 22–25, unter bestimmten Druck- und Temperatur-Bedingungen das Si und das Al, entweder kombiniert oder getrennt enthalten, aus der festen statt aus der flüssigen Form verdampft werden kann.
Die Beschreibung wendet sich nun der Diskussion einer anderen Form bevorzugter gekühlter mehrfacher Keimbildungsflächen zu. Die 26A und 26B zeigen schematische Ober- beziehungsweise Unterseitenansichten einer Scheibe 223P, die eine obere Oberfläche des Schmelztiegels in der gleichen Weise wie die Scheiben 23P und 123P bildet, die dazu in Verbindung mit den Ausführungsformen der 15–19 dienten. Die 26A und 26B zeigen die Situation im Zeitpunkt t = 0 in dem Kristallwachstumskreislauf, während die 27A, 27B bis hin zu 31A, 31B die Kristallwachstumsabfolge zu anderen Zeitpunkten bis hin zu dem Ende eines 20-stündigen Wachstumskreislaufes. Die Scheibe 223P ist in fünf konzentrische Ringkühlungszonen 1–5 unterteilt. Über jeder Kühlungszone befindet sich ein (nicht gezeigtes) jeweiliges Wärmeausscheidungssystem, das Wärme aus dieser Zone ausscheidet. Die Wärmeausscheidungssysteme werden getrennt betrieben, um bevorzugt die jeweils darunter liegenden Abschnitte der Scheibe 223P zu kühlen. Beim Betrieb, im Zeitpunkt t = 0 (26A und 26B) wird Zone 1 aktiviert, um die Mitte der Scheibe 223P zu kühlen und um eine bevorzugt gekühlte Keimbildungsfläche darunter zu erzeugen. Beim Zeitpunkt t = 0 (27A und 27B) wird Zone 2 gemeinsam mit Zone 1 aktiviert. Zu diesem Zeitpunkt hat die Keimbildung einkristallinen AlN_X : SiC_Y an der Mitte der Scheibe 223P in Zone 1 begonnen. Beim Zeitpunkt t = 2 Stunden (28A und 28B) wird Zone 3 zusätzlich zu den Zonen 1 und 2 aktiviert. Zu diesem Zeitpunkt ist der Kristall in einer schnellen Weise radial nach außen gewachsen, bevorzugt in der Richtung der Grundfläche des Kristalls. Zum Zeitpunkt t = 3 Stunden (29A und 29B) wird Zone 4 gemeinsam mit den Zonen 1–3 aktiviert. Zu diesem Zeitpunkt ist der Kristall gut in Zone 3 hinein gewachsen. Bei t = 4 Stunden (30A und 30B) wird Zone 5 aktiviert, so dass die gesamte Scheibe 223P von diesem Zeitpunkt an bis zum Ende des Wachstumskreislaufes gekühlt werden kann. Bei t = 20 Stunden (31A und 31B) wird der Wachstumskreislauf beendet und der Kristall ist auf eine gewünschte Dicke in dem Bereich von 20–50 mm gewachsen. Zu begrüßen ist, dass, entsprechend der vorliegenden Erfindung, das in den 26–31 beschrieben System aufeinander folgende bevorzugte Kühlung von Keimbildungsflächen beschreibt, wenn das Wachstum des einkristallinen AlN_X : SiC_Y voranschreitet. Obgleich nicht dargestellt, kann das Wärmeausscheidungssystem über jeder Zone 1–5 getrennte, computergesteuerte konzentrische kühlende Wasserzirkulationszonen umfassen, die in einer Wärmesenkstange enthalten sind. Ebenso kann die untere Oberfläche der Scheibe 223P strukturelle Formationen einschließen, die lokale Kühlung unterstützen, z. B. eine Struktur ähnlich den in 8B gezeigten Flächen 80P. Wenn eine solche Struktur in die Ausführungsform der 26–31 einbezogen wird, schließt das System sowohl die aufeinander folgende, lokale Wärmeausscheidung als auch strukturelle Formationen ein, die die Kühlung unterstützen.
Es ist zu begrüßen, dass die Kristalle typischerweise auf einer Schichtbasis produziert werden. Im Anschluss an jeden Verlauf und die Abkühlperiode, wird der Ofen geöffnet und die Kristalle werden aus den Keimbildungsflächen entfernt.
Bearbeitung (Formgebung) der voluminösen Einkristalle aus AlN und AlN : SiC-Legierung in fertige Edelsteine
Bezugnehmend auf die 32–34 wird ein voluminöser AlN- oder AlN : SiC-Legierungs-Kristall 11C (32) in mehrere rohe synthetische Edelsteine 12C (von denen einer in 33 gezeigt ist) zerschnitten, die ein ausgewähltes Gewicht, zum Beispiel 0,2 bis 5 Karat, haben. Der Rohedelstein 12C kann eine kubische oder annähernd kubische Form haben. Um einen fertigen Edelstein, wie ion 34 dargestellt, zu produzieren, hat es sich als wünschenswert herausgestellt, den Rohedelstein 12C zu einem fertigen Edelstein mit präzisen Winkeln und sehr scharfen Kanten wie bei Diamantedelsteinen zu bearbeiten, um die Zähigkeit und Härte des Material vol auszunutzen und um maximales Feuer und Brillanz zu erzeugen. Eine vollständigere Beschreibung des Bearbeitungsprozesses wird unten, im Anschluss an eine kurze Diskussion der Formgebung im allgemeinen, und bestimmten Aspekten der Bearbeitung gefärbter Edelsteine, wie etwa Rubine, Saphire und Smaragde, dargelegt.
Bearbeitung im allgemeinen (Stand der Technik)
Die Edelsteinbearbeitung schließt vier Techniken ein, das Facettieren, das Rommeln, das Einbrennen und das Gravieren. Transparente und hoch lichtdurchlässige Edelsteine werden normalerweise facettiert. Weniger lichtdurchlässige und lichtundurchlässige Materialien werden üblicherweise gerommelt, eingebrannt oder graviert, weil die optischen Eigenschaften, die mit dem Facettieren zusammenhängen, von dem aus dem Steininneren reflektieren Licht abhängen.
Die Form eines Edelsteins ist seine Konturerscheinung, die Position, in welcher er betrachtet werden soll, wenn er montiert ist. Andere als runde Formen werden als ausgefallen betrachtet. Einige ausgefallene Formen schließen den bekannten Smaragdschnitt, Kissen, antikes Kissen, oval, Birne und Marquis ein. Gefärbte Steine (und Diamanten über drei Karat) werden im allgemeinen in ausgefallene Formen geschnitten, weil ein Steinschneider mehr Gewicht des ursprünglichen Edelsteins erhalten kann, indem er eine ausgefallene Form nutzt, was auf diese Weise das hervorgebrachte Gewicht verbessert.
Das bei Diamanten zu beobachtende präzise, standardisierte Facettieren ist bei gefärbten Steinen selten. Ein Grund dafür ist die Unfähigkeit mancher gefärbter Steine aufgrund ihrer geringe ren Härte und Zähigkeit in scharfe Winkel facettiert zu werden, ohne zu zerbrechen oder abzuspanen. Ein anderer Grund ist der Unterschied, den die Profis und Kunden von Diamanten gegenüber anderen Steinen erwarten. "Orientalischer oder ursprünglicher Schnitt" sind Begriffe, um facettierte Edelsteine zu beschreiben, welche verzerrte Formen und unregelmäßig platzierte Facetten haben, und sind üblicher bei gefärbten Steinen. Die Schmuckindustrie akzeptiert nicht perfekt facettierte gefärbte Steine. Die meisten gefärbten Steine sind gerade noch so facettiert, dass sie Licht hinein lassen.
Die meisten facettierten Edelsteine haben drei Hauptteile, die Krone, den Gürtel und den Pavillon. Die Krone ist der obere Teil, der Gürtel ist der enge Abschnitt, der die Grenze zwischen der Krone und dem Pavillon bildet, er ist die Fassungskante. Der Pavillon ist der Boden. Gefärbte Steine haben üblicherweise Facetten an dem Pavillon und der Krone.
Der Bearbeitungsprozess im allgemeinen für gefärbte Steine (Stand der Technik)
Der Facettierer für gefärbte Edelsteine beginnt, indem er den gefärbten Rohedelstein in die ungefähre Form und die Abmessungen des fertigen Steins schleift. Dies wird Vorbearbeitung genannt. Für die Vorbearbeitung nimmt man ein grobes Schleifmittel. Diamantstaub, eingebettet in eine mit Nickel überzogene Kupferscheibe ist die beste Wahl für die Vorbearbeitung sehr harter gefärbter Steine (Korund, Chrysoberyll, Spinell und Siliziumkarbid).
Bei der Vorbearbeitung und dem Rest des Facettierablaufs ist Wasser der Klarspüler. Steinschneider verwenden verschiedene Anordnungen, um die Räder nass zu halten. Die Vorbearbeitung rauht die Gürtelkontur und das allgemeine Profil der Krone und des Pavillons auf, was eine mattierte rund um den gesamten Stein hinterlässt. Vor dem Einschleifen der Facetten, muss der Steinschneider den gefärbten Stein auf einem Diamanthalter montieren. Dieser Vorgang wird Dopping genannt. Der Stein wird leicht erwärmt, und dann gegen das Ende des Halters gebracht, welcher in geschmolzenes Klebewachs getaucht worden ist. Sobald sich die Vorform in Position gesetzt hat, wird sie beiseite gelegt, um zu kühlen.
Die Facetten des gefärbten Steins werden auf horizontal drehenden Rädern geschliffen und poliert, die man Läppwerkzeuge nennt. Steinschneider verwenden eine Reihe von Schneid-Läppwerkzeugen mit fortschreitend feinerer Körnungsnummer, um die Facetten einzuschleifen, was deren Oberflächen nach und nach glättet. Dann führen sie das abschließende Polieren auf einem speziellen Polier-Läppwerkzeug durch.
Polier-Läppwerkzeuge bestehen aus einer Vielzahl von Materialien. Die Poliermittel, mit denen sie beladen werden, sind sehr feingemahlene Pulver, einschließlich Diamant, Korund, Zer-oxid und Zinnoxid. Um stets in den gleichen gewünschten Winkeln zu schneiden und zu polieren, befestigt der Facettierer den Stift an einer Vorrichtung, die den Stein in Position hält, wenn er auf das Läppwerkzeug trifft. Der traditionelle Aufbau, der bei vielen Herstellern von gefärbten Steinen verwendet wird, ist der Stützzapfen. Dieser verfügt über einen an einem vertikalen Pfosten montierten Block. Der Diamanthalterstift passt in einer Reihe von Löchern an der Seite des Blocks. Die Position jedes Lochs legt einen speziellen Winkel (von der Gürtelebene aus) fest, in welchem die Facette geschnit ten wird. Indem man den Diamanthalterstift im Ganzen dreht, plaziert man alle Facetten eines vorgegebenen Typs in dem gleichen Winkel in ihrem Kreislauf um den Stein herum.
Bearbeitungsprozess für Edelsteine aus AlN- und AlN : SiC-Legierung
Da die Schönheit der meisten Diamanten von dem Funkeln, der Brillanz und dem Feuer (nicht der Farbe) abhängt, müssen Diamantschneider sorgfältig die Schneidfaktoren kontrollieren, die diese Eigenschaften beeinflussen. Da die Brechungsindex der Kristalle aus AlN und AlN : SiC-Legierung mit denen von Diamant vergleichbar sind, werden entsprechend der vorliegenden Erfindung die Edelsteine mit Präzisionsdiamantschnitten bearbeitet. Zuerst wird der Rohedelstein mittels eines geeigneten Klebstoffs, bevorzugt einem Kunstharz oder Superhaftleims an einem Diamanthalter befestigt. Der Diamanthalter wird in einer herkömmlichen Facettiermaschine mit Präzisionsführung und einem Plaziermechanismus für das Facettieren und Polieren des Steins, auf einem flachen, sich drehenden Läppwerkzeug installiert. Das anfängliche rohe Facettieren wird unter Verwendung eines Diamantschleifwerkzeugs mit einer Maschengröße von 80 (ungefähr 200 μm Teilchengröße) durchgeführt. Im Falle eines typischen runden Brillanten können die Pavillon-Facetten als erstes geformt werden, üblicherweise 24 Facetten. Dem Diamantschleifwerkzeug mit einer Maschengröße von 80 können sich in Reihe die in der folgenden Tabelle aufgeführten Diamantschleifwerkzeug anschließen:
Das Schleifwerkzeug mit 14.000 Maschen erzeugt eine geeignete endgültige Politur, bei der im wesentlichen für das nackte Auge keine Polierstreifen (-linien) zu sehen sind. Jedoch erzeugen 50.000 bis 100.000 Maschen eine noch feinere Politur, wobei sogar bei einer 10fachen Vergrößerung keine Polierstreifen vorkommen.
Nachdem der Pavillon vollständig facettiert und poliert ist, wird der Stein um 180° gedreht und an einem ..... befestigt, so dass die Krone unter Verwendung des gleichen Verlaufs der Läppwerkzeuge facettiert und poliert werden kann. Gemäß diesem Facettier- und Polierverfahren wird Wasser an dem Läppwerkzeug genutzt, um sowohl als ein Kühlmittel als auch ein Schmiermittel zu dienen. Sobald sowohl der Pavillon als auch die Krone vollständig facettiert und poliert worden sind, ist das Ergebnis der in 34 gezeigte fertige runde Brillantedelstein 13C.
Wie oben erwähnt, können, zusätzlich zum Legieren von Aluminiumnitrid durch Ersetzen eines gewünschten Atomprozentsatzes an Siliziumkarbid in der Gitterstruktur von Aluminiumnitrid, die Eigenschaften des sich ergebenden Edelsteins unter bestimmten Umstanden verbessert werden, indem man das einkristalline Aluminiumnitrid mit einer nichtelektronischen aktiven Unreinheit dotiert.
Dazu kann das Dotieren mit Gallium (Ga) in Konzentrationen in dem Bereich von 10^–15 bis 10^–16 verwendet werden, um die Edelsteineigenschaften zu verbessern. Andere Dotierstoffe, wie etwa Zer, Gadolinium und Samarium, können ebenfalls verwendet werden.

Claims

Simulierter Diamant-Edelstein, der einen Einkristall von farblosem, synthetischem AlN oder AlN : SiC-Legierung mit zu einem Glattheitsgrad polierten Facetten, der charakteristisch für nachbearbeitete Diamant-Edelsteine ist und ausreicht, die Einführung von Licht in den Edelstein für innere Reflexion aus dem Inneren des Edelsteins zu erlauben.
Simulierter Diamant-Edelstein nach Anspruch 1, worin der Einkristall ein AlN_x : SiC_y Einkristall ist, worin x + y = 1 und x zwischen 0,05 und 1 und y zwischen 0,95 und 0 liegen.
Simulierter Diamant-Edelstein nach Anspruch 2, worin der Einkristall ein AlN_x : SiC_y-Einkristll ist, worin x + y = 1 und x zwischen 0,5 und 0,8 und y zwischen 0,5 und 0.2 liegen.
Simulierter Diamant-Edelstein nach Anspruch 1, worin der Einkristall aus AlN besteht, welches mit lichtoptisch aktiven Verunreinigungen oder kompensierten Verunreinigungen dotiert ist, um die Härte und den Brechungsindex von farblosem oder nahezu farblosem AlN zu steigern.
Verfahren zur Herstellung eines simulierten Diamant-Edelsteins aus einem Einkristall von synthetischem AlN oder AlN : SiC-Legierung mit den Stufen, in denen man einen Einkristall aus AlN oder AlN : SiC-Legierung in mehrere rauhe synthetische Edelsteine zerschneidet und einen der rauhen synthetischen Edelsteine zu einem nachbearbeiteten Edelstein facettiert und poliert.
Verfahren nach Anspruch 5, weiterhin damit, daß man einen Einkristall von farblosem AlN oder AlN : SiC-Legierung züchtet und in der Stufe der Facettierung und des Polierens den Kristall mit Facetten formt und dimensioniert und die Facetten zu einem Grad optischer Glattheit poliert, der für nachbearbeitete Diamant-Edelsteine charakteristisch ist, um dabei einen nachbearbeiteten simulierten Diamant-Edelstein zu erzeugen.
Verfahren nach Anspruch 5, bei dem die Stufe des Facettierens und Polierens eines rauhen Edelsteins einen nachbearbeiteten simulierten Diamant-Edelstein mit Form und Poliereigenschaften erzeugt, die ein leichtes Eintreten von Licht in den Edelstein und ein Reflektieren von der Innenseite des Edelsteins erlauben.