JP2002527342A - 窒化アルミニウム、炭化珪素、及び窒化アルミニウム:炭化珪素合金のバルク単結晶の製造 - Google Patents
窒化アルミニウム、炭化珪素、及び窒化アルミニウム:炭化珪素合金のバルク単結晶の製造Info
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Abstract
Description
ニウム、炭化珪素、及び窒化アルミニウム:炭化珪素合金の低欠陥密度低不純物
のバルク単結晶の低コスト大量生産に関する。
用途において大きな可能性を有する。AlNは、広いエネルギーバンドギャップ
(6.2eV)、高い絶縁破壊電界及び極めて高い熱伝導率を有する。実際に、
すべての半導体材料をランキングしている Chow ら による Wide Bandgap Compo
und Semiconductors for Superior High Voltage Unipolar Power Devices (IEE
E Transactions on Electron Devices, Vol. 41,No. 8, 1994) において、AlN
は、ダイヤモンドを除いて、単極性電力デバイス性能に関して最も高い性能係数
を有することが報告されている。
)の故に、AlNは優れた基板材料の候補である。また、AlNは、例えば半導体
性能に関して極めて高い性能係数(珪素の最大4,413,000倍まで)を有
するAl0.8In0.2Nのような擬二元内部金属化合物の成長のための最適な基板
として有望である。AlNは半導体材料のための並外れた特性、及び途方も無い
商業的可能性を有するが、AlNベースの半導体デバイスは、大きくて低欠陥の
AlN単結晶が入手できないので限定されてきた。最も成功した従来の仕事で、S
lack 及び McNelly が、AlN Single Crystals(Journal of Crystal Growth 42,
1977)において、昇華によってAlN単結晶を成長させる方法を実証した。しか
しながら、12mm x 4mmの結晶を成長させるのに要する時間は約150時
間であった。この成長速度では遅過ぎてAlN単結晶を商業的に生産することが
できない。
炭化珪素(SiC)と合金させてきた。多結晶質AlN:SiC合金も、アイソス
タティック成形法によって製造されてきた。しかしながら、AlN:SiCのバル
ク単結晶質(多結晶質)合金は商業的に製造されてこなかった。
電子的特性を有する基板材料として期待できる。物理的及び電子的性質は、特定
のAlN:SiC合金組成を選択することによって、特定の用途に適応させること
ができる。例えば、ある種のAlN:SiC合金は、光電子デバイス用途及び他の
電子デバイス用途にとって重要な特性である直接バンドギャップ材料である。更
に、AlN:SiC合金は、他の望ましい電子的特性、例えば高い電子正孔移動度
、高い電子絶縁破壊フィールド(electron break down field)、高い飽和電子
ドリフト速度、高い熱伝導率及び広いエネルギーバンドギャップを有する。而し
て、AlN:SiCのバルク単結晶質合金を、特に例えば、特定のニーズ、例えば
電子工業における特定のニーズを満たすように前記合金の加工時に適応される単
結晶質合金を成長させるための装置及び方法に関するニーズが存在する。
製品のために、結晶質の形態で、80年を超える間製造されてきた。天然及び研
磨剤製品において見出される炭化珪素結晶は、実質的なレベルの不純物原子を含
んでいるので一般的に黒色であり半透明ではない。
素半導体デバイスの開発で用いられる小さな薄い炭化珪素結晶を製造するLely
法がGeneral Electric Companyで開発された。
70年代に、半導体デバイスの製造で用いるために不純物の少ない炭化珪素の大
きな(バルク)結晶を成長させることを目的とする重要な開発が開始された。こ
れらの努力により、商業的に利用可能な、比較的不純物が少なく半透明な炭化珪
素結晶が得られた。これらの炭化珪素結晶は、半導体デバイスにとって有用な非
常に薄い緑色、琥珀色又は青色(175μm0 〜 400μm)のスライスとし
て二次加工され市販されている。
させ、その後に、ファセットを刻み且つ磨くことによって仕上げ、合成の宝石用
原石を得ることができることを発見した。これらの宝石用原石は、並外れた硬度
、靭性、化学的及び耐熱性、及び比類の無い輝きを生む高い屈折率及び分散を有
する。宝石用原石が製造される単結晶は、米国特許No.Re.34,061で
説明されているタイプの技術にしたがって昇華させ成長させた。
を含む)で成長させることができ、ドーパント(例えば、窒素及びアルミニウム
)を適当に選択することによって且つ正味のドーピング密度(濃度)を変化させ
ることによって各色の範囲内で徐々に変化させる。その広いバンドギャップの故
に、六方晶系又は斜方面体晶系のドーピングされていない(「真性の(intrinsi
c)」)炭化珪素結晶は本来無色である。而して、炭化珪素結晶は、ファセット
を刻み且つ磨いて多くの様々な概観の宝石用原石となる可能性を提供する。その
可能性は比較的無色のダイヤモンドの可能性を含む。
価値が認識され始めており、前記材料の低欠陥密度低不純物のバルク単結晶を低
コストで大量に生産する方法に関する強いニーズが生まれてきている。
低不純物のバルク単結晶を経済的に成長させることができる。
低い温度まで選択的に冷却された複式核形成部位によって提供される成長結晶界
面上に蒸気種の流れを等方性で堆積できる方法及びシステムである。
SiC結晶、焼結されたAlN:SiC、静水プレスされたAlN:SiC、静水プ
レス及び焼結されたAlN:SiCから、AlN:SiC粉末から、又は所望の結晶
を成長させるのに必要なAlN:SiC、AlN、SiC、Al、N、Si若しくはC
を含む他の固体形態から提供することができる。本発明の他の態様では、ガス注
入を用いてソース蒸気流をを提供する。ソースガスは、C2N2、CN、気化パラ
シアン、気化テトラシアノエチレン、気化ヘキサシアノブタジエン、気化Si、
SiH4、AlCl3、NH3、気化Al、N2、原子窒素、窒素イオン、窒素イオンと
組合せたN2、又は極超短波、レーザー若しくは他のエネルギー源によって励起
されたAl、N、Si若しくはCを含む他のガス、又は窒素、アルミニウム、珪
素若しくは炭素を単独で若しくは組合せて含む他のガスの形態であることができ
る。更に、ソース蒸気は、固体又は液体のソース材料から一部分提供され、ガス
源材料(1種又は複数種)から一部分提供され、例えばC2H2又はCNと組合せ
た溶融Si及びAlからのソース蒸気を用いることができる。
補助ガス流を提供することによって有効な噴散を増加させることもできる。噴散
補助ガスを用いると、ソース蒸気流に対して追加の流れが加わるので、成長して
いる結晶界面を通過するガスの流量が増加する。
ずに、例えばCNを噴射することによって、ソースガス及び噴散補助ガスの双方
として役立つ噴射ガスを用いることもできる。
きる。本発明にしたがって任意の有用な大きさの結晶を成長させることができる
が、殆どの用途では、結晶は1/2インチから1インチ以上の直径を有する。
させる。当該合金の原子パーセントは、特定の用途に必要とされる物理的及び/
又は電子的な性質を提供するように選択する。原子パーセントは、典型的には、
約AlN0.99:SiC0.01からAlN0.01:SiC0.99までの範囲であることができ
る。ある種の態様では、合金組成は、一般的な温度及び圧力条件下で、固体又は
液体のソース材料成分の相対的な昇華速度又は気化速度によって殆ど決定される
。
Nx:SiCy(式中、x+y=1及びxは1→0であり、yは0→1である)の
バルク単結晶を指す。
金」などの用語は、結晶質構造の各軸に沿って実質的に等方性の電子的性質及び
/又は物理的性質を提供するのに充分な長距離秩序(long range order)を有す
る、単結晶質形態又は他の形態で、例えば固体溶液でAlN及びSiCを含む物質
組成を指す。
の説明により他の特徴も明らかになるだろう。 発明の詳細な説明 以下、本発明を実施する好ましい様式の面が示してある図面を参照しながら更
に完全に本発明を説明するが、本発明の好ましい結果をなお達成しながら本明細
書で説明している発明を当業者が改良できることを、最初に理解すべきである。
而して、以下の説明は、当業者に対する広範な教示開示であって、本発明を限定
するものではないと理解すべきである。
単結晶を低コストで大量に生産するために設計されている本発明の結晶成長シス
テム10の一つの形態を示している。システム10は、固体ソース材料15を含
む下部帯16、選択された雰囲気、例えばN2を含み、そこを通って昇華された
ソース蒸気種が核形成部位へと移動する中心帯18、及び昇華されたソース蒸気
種が、選択的に冷却された核形成部位において再凝縮するときに結晶成長が起こ
る上部帯20を有する直立円筒形昇華炉12の形態で結晶成長閉鎖容器を含む。
水冷ステンレス鋼ヒートシンクロッド22は、核形成部位を被っているグラファ
イト冷却ディスク部材23によって核形成部位を選択的に冷却するのに役立つ。
炉12は、水平プレート加熱要素24及び直立円筒形加熱要素26によって加熱
される。ステンレス鋼チャンバ30は、システム10のための外部格納容器構造
として役立つ。チャンバ30は当業において公知の原理にしたがって水冷される
(図示されていない)。
された絞り弁34(例えば、アメリカ合衆国マサチューセッツ州アンドーバーに
あるMKS Instruments, Inc.によって製造された直径3インチの絞り弁)によっ
て10トル未満に調節される。当業において公知の技術にしたがって、真空ポン
ピングシステム38は、システム圧力を10-3トルに下げるためのメカニカルポ
ンプ40及び10-5トルまでシステムをポンプダウンさせるためのターボ分子ポ
ンプ42から構成されている。10トルを超える圧力調節は、真空ポンピングシ
ステム38とも直列になっている電磁調節弁48によって保たれる。システム圧
力は、例えばMKS Instruments, Inc.から市販されているモデルNo.390の
ような高度に正確な温度に調節された絶対キャパシタンスマノメーター50によ
って、10-3トルから1,000トルまで測定される。水平加熱要素24は、シ
ステム10のための主熱源として役立ち、円筒形加熱要素26は、補助熱を提供
し、また炉12の全周における熱損失を調節するための手段も提供する。
る。光高温計54は、電源60の出力を調節することによって、設定ポイントに
温度を維持するデジタル温度調節器56へと一定の入力信号を提供する。当業に
おいて公知の原理にしたがって、加熱要素24,26によって発生された熱は、
好ましくはグラファイトで形成された熱シールド62によって、チャンバ30の
ステンレス鋼壁から遮蔽される。水平プレート加熱要素によって形成される精密
な形態にもかかわらず、前記配置によって、システムは、大口径にわたって高度
に均一な熱分布を維持することできる。
ス材料15を含む(図2及び図3)。運転中、固体ソース材料が選択的に昇華し
て、結晶を成長させるための蒸気種が生成すると、当該蒸気種は、多孔質管44
の壁を通って移動し、当該管の上部開口部から炉中心帯18へと移動する。既に
考察したように、ソース材料は、AlN粉末、SiC粉末、AlN:SiC合金固体
材料(例えば、静水プレスされたAlN:SiC固体ペレット)、AlN粉末とSi
C粉末との組合せ、Alを含む他の固体形態、Siを含む他の固体形態、又は昇華
若しくは気化して所望の蒸気種を生成する他の材料の形態をとることができる。
管44は、昇華された蒸気種が当該管の多孔質壁に達する前に、予定距離を超え
て、例えば3cmを超えて拡散する必要が無いように、炉下部帯16中に配置さ
れる。
2400℃)と選択的に冷却された核形成部位(例えば2200℃)との間の熱
勾配によって、蒸気種は、管44及び中心帯18から核形成部位へと押し流され
る。
ィスク部材23の下面上に配置される。ディスク部材23は、核形成部位を選択
的に冷却するのに役立つその上に配置されている円形グラファイト部材88に対
して物理的接触及び伝熱の関係で保持される。そして、部材88は、ヒートシン
クとして役立つステンレス鋼水冷ロッド22に対して、ねじ切るように(thread
ingly)接続される。
されている部材88の部分及びヒートシンクロッド22を拡大縮尺で示している
。一つの態様では、ディスク部材23は、0.5cm程度の厚さと、円筒炉12
の直径とほぼ同じ直径(例えば45.5cm)を有する円形で薄い固体グラファ
イトディスクである。多くの播種されていない核形成部位80(例えば254個
の部位)は、部材23の下側から円錐形状を有する材料を取り除くことによって
、ディスク部材23の中に形成される。一つの好ましい態様では、各円錐核形成
部位80は、ディスク部材23の上面から約0.05cm以内の頂点Aまで延び
ていても良い。その上に配置されている円形部材88は、ディスク部材23とほ
ぼ同じ直径を有し、下方に突き出しているペグ90を含み、1つの当該ペグはデ
ィスク部材23に関して物理的関係及び伝熱関係で各核形成部位80の上に配置
されている。好ましくは、上に配置されている円形部材88は、その周囲におい
てねじ切られ、ねじ山をヒートシンクロッド22と噛み合わせることによって接
続される。而して、運転中、ペグ90は、各核形成部位80の直ぐ上にあるディ
スク部材23の上面を下方にプレスして、各部位を選択的に冷却する。各核形成
部位80の頂点Aから比較的短い伝熱路(例えば0.05cm)は、結晶成長運
転を通して、特に初期核形成が当該頂点において又はその近傍で起こり始める時
に、有意な局所冷却を助ける。円錐核形成部位及びペグの双方は、コンピュータ
制御されたフライス削り操作、又は当業において公知である同様な操作によって
、各部材23,88において形成することができる。各円錐核形成部位80の頂
点Aは、関連はあるが別個の2つの理由のために、炉のるつぼ内における最低温
度まで冷却されることが評価される。第一に、当該頂点は、冷却ペグ90のそれ
ぞれ1つの近傍に、且つ当該ペグの下に直接配置される。第二に、ディスク部材
23の下側にあるすべての曝露面の中で、頂点は、ディスク部材23の上に熱除
去手段への最も短い伝熱路を有する。而して、各核形成部位の上に配置されてい
る個々の冷却ペグを用いなくても(すなわち、ディスク部材23の上面にわたっ
て均一な熱除去を用いる)、核形成部位、特に各頂点Aにある核形成部位は、デ
ィスク部材23の下側において最も冷却された表面であるので、核形成部位とし
て役立つと考えられる。また、局所冷却を促進する構造形成が無く、ディスク部
材23が形成される場合、例えば平らな下面で、しかし上に配置されている冷却
ペグでディスク部材23が形成される場合、各ペグ下の局所領域は、ディスク部
材23の下側にある最も冷却された表面であり、核形成部位として役立つと考え
られる。にもかかわらず、局所的な熱除去と、局所冷却を促進する構造形成(例
えば、核形成部位80)との組合せが好ましい。
播種されていない部位の代わりに、播種されている核形成部位180を提供する
ディスク部材123を有する。図示してある態様では、ディスク部材123は、
ディスク部材23と同じ直径を有し、同じオーバーライング(overlying)部材
88、同じサーマルシンクロッド22と共に、炉構造を変化させずに、互換的に
用いることができる。ディスク部材123上にある核形成部位180それぞれは
、まず最初に、上記したように部材123の下側から円錐部分をフライス削りし
、次に、当該円錐部分の上に直接重ねられる円筒形内腔(cylindrical bore)1
50をドリルで開けることによって、形成される。内腔150は、ペグ90に比
べて僅かに大きく作り、円錐が切取られる環状水平肩155(図5B)を創り出
すのに充分な深さまで延ばす。肩155は、今度は、その各ペグ90によってそ
の上面に噛み合わされる環状種160を支持するのに役立つ。而して、図5A及
び図5Bの別の構造は、播種され選択的に冷却された核形成部位を与えるのに役
立つ。特定の態様では、ディスク部材123は、約45cmの直径、約0.5c
mの厚さを有し、且つ約1.0cmの直径を有する円筒形内腔150を有する。
内腔150は、ディスク部材23のほぼ半分まで延びている。種160は、曝露
された底面を有する軸上で切断された厚さ0.08cm、直径約1cmの6H型
又は4H型SiC種である。肩155は、約0.1cmの幅を有するので、種1
60の約0.8cmの直径部分が曝露される。
、好ましい態様は、不純物及び化学量論的過剰を取除き、それによって、核形成
部位によって与えられる成長結晶界面において適当なソース蒸気成分を維持する
ように、 炉中心チャンバ18からガスを排気又は噴散させる噴散開口部を含む
。このために、炉中心帯18の周囲に対称に配置された、選択された数(例えば
8個)の噴散出口55(図2)によって噴散を提供しても良い。別法として、噴
散開口部を、対称的な様式で、環状ディスク部材23を貫通させて形成しても良
く、例えば1つ以上の噴散開口部(図示されていない)を各核形成部位に配置す
る。高純度N2供給において(図1)システムに入る噴散補助ガス、例えばN2は
、図2及び図3に示してあるように、中心多孔質グラファイト管44の中を上方
に延びている断熱噴散補助ガス運搬管135へと指向しても良い。成長結晶界面
における有効な噴散のためのシステム及び方法に関する更なる詳細は、参照とし
て本明細書に完全に取り入れられる本出願人の米国特許第5,858,086号
に含まれている。
応せず且つ最大約2400℃までの温度に耐えられる適当な材料から形成される
。このために、これらの構成成分は、好ましくは、研磨されたグラファイト、研
磨された炭化珪素、研磨されたタングステン、又は他の適当な材料から形成され
る。好ましくは、研磨されたグラファイトである。
たがって、光高温計79及び付属の制御装置81を用いることによって、所望の
熱勾配を創り出す。
おけるバルク単結晶の連続成長を示している。図6Aは、円錐核形成部位の頂点
に存在する又は頂点の近傍に存在する最も冷却された領域で典型的に起こる結晶
の初期核形成C1を図示している。図6Bは、円錐開口部をまさに越えている結
晶の継続成長C2を示している。図6Cは、円錐構造をはるかに越えている結晶
の継続成長C3を示している。図6Dは、水平面における隣接結晶の成長C4が
隣接結晶と接触するほど核形成部位が共に充分に接近している状態を示している
。この点に関して、好ましい成長条件下におけるより長い結晶成長運転中には、
大きな単結晶質構造のプレートが成長することができる。
成長を図示している。 以下、実施例を掲げて、上記した結晶成長システムの運転を更に詳細に説明す
る。
込んでいる結晶成長システム10をつくり運転して、バルクAlN:SiC合金単
結晶を製造する。
2、部材88及びペグ90を位置合わせして固定した後、メカニカル真空ポンプ
で、20分間、直線傾斜でシステム圧力を10-3トルまでポンプダウンさせる。
ターボ分子ポンプを用いて、30分で、チャンバの圧力を10-5トルまで低下さ
せる。成長チャンバを760トルの圧力まで高純度N2で裏込め注入する。次に
、炉るつぼを300℃の温度まで加熱し、次に、中心炉帯の成長チャンバを10 -3 トルの圧力までポンプダウンさせる。次に、システムを1,000トルの圧力
まで高純度N2で裏込め注入する。
て一定に保ち、光高温計によって測定されるるつぼ底部温度を、2時間15分に
わたる直線傾斜で300℃から2,350℃まで上昇させる。
温計によって測定される種温度を、サーマルシンクへの水の流れを調節すること
によって2,125℃に保つ。
45標準立法センチメートルの総流量でN2噴散ガスを流す。 次に、Ne/Nt=28%の噴散率で20時間この構成でシステムを保持する
。次に、るつぼ温度を1時間30分にわたる直線傾斜で2,350℃から1,2
00℃まで低下させる。次に、1時間にわたって直線傾斜で圧力760トルまで
窒素でシステムを裏込め注入し、加熱要素への電力を同じ時間において直線傾斜
で0まで低下させる。2時間後、るつぼを結晶成長チャンバから取出す。単結晶
質AlN:SiCが約14 〜 22mmの厚さで核形成部位に形成されている。成
長サイクルの過程にわたって、隣接している核形成部位にある結晶は、外側に成
長して共通の境界を形成し、その結果、多数の個々の単結晶を含む大きなプレー
ト(単数又は複数)が得られる(図6D参照)。
源装置210を組込んでいる別の結晶成長システムを図示している。このシステ
ムでは、液体Al-Siが特定の温度まで加熱されることによって生成されるAl+
Si蒸気を、成長るつぼにおいて、C及びNの蒸気と組合せて、ソース蒸気の所
望の流れ及び化学量論量を生成させる。播種されている又は播種されていない核
形成部位近傍にある成長るつぼの内側領域は、反応して核形成部位でAlN:Si
C単結晶質合金を形成するAl,Si,C及びN成分で飽和させる。更に詳しくは
、図1,図2及び図4に示してあるように、蒸気源装置210は、同じ又は同様
なディスク部材23、核形成部位80、ペグ90、ヒートシンクロッド22及び
噴散開口部を含む。液体Al-Siは、下部るつぼ975の中に含まれ、必要なら
ば、当該下部るつぼ975は、低温るつぼの場合のように、BN絶縁体リング、
又は物理的ギャップ、又は他の適当な手段によって、977において電気的に絶
縁しても良い。断熱は、ヒートシールド979によって提供しても良い。るつぼ
975は、低温るつぼ、例えば水冷銅るつぼであっても良く、当該るつぼの含有
物は、水冷誘導加熱コイル980によって加熱される。別法として、るつぼ97
5は、高密度グラファイト、熱分解グラファイト、炭化珪素で被覆されたグラフ
ァイト又は窒化硼素から形成しても良い。これらのるつぼは、適正に応じて、抵
抗加熱又は誘導加熱のいずれかによって加熱することができる。液体Al-Siは
、るつぼにおいて維持される条件(特にるつぼの圧力)下で適当な蒸気流を創出
するのに充分な温度に保たれる。例えば、30%AlN/70%SiC(原子百分
率)組成のためには、Al及びSiの全蒸気圧は、好ましくは、1727℃で5.
46トル程度である。適当な蒸気流量を創出するためには、約700℃を超える
温度が好ましい。Al及びSiソース蒸気は、Cソース蒸気種を提供する例えば多
孔質グラファイトのようなC含有ガス透過性媒体を通過する。更に、N蒸気種の
供給源は、上記したように、N2含有又は他のN含有ガスの形態で、ガスインジ
ェクター993によって提供される。インジェクター993によって噴射される
ガスは、C及びN含有ソースガスの形態もとることができる。一つの態様では、
C及びN含有ソースガスは、例えばN2のような適当なキャリヤーガスで運搬さ
れるCNである。C及びN含有ソースガスの流れは、適当な装置によって、例え
ば、CNの場合では、N2中CNの所望の流れが生成されるように、高温(例え
ば >850℃)において、パラシアンを横断するN2の流れを調節する熱質量制
御装置999を用いる装置によって達成される。システム210は、核形成部位
を含む成長るつぼの部分へのAl及びSiソース蒸気の運搬を容易にする溶融液体
Al-Siの上にある水平じゃま板995を含む。更に詳しくは、中心開口部66
9を含む水平じゃま板995は流路を横切って延びており、そこを通ってAl及
びSiソース蒸気が流れて、成長るつぼ中に移動する当該Al及びSI蒸気に対し
て、向こう側への圧力勾配と、その結果生じる速度増加とを創出する。この配置
は、CNガス又は他のC及びN含有のガスが、液体Al-Siの方へと逆拡散する
のを抑えるのに役立ち、また成長結晶界面の方へとAl及びSiソース蒸気を推進
するのにも役立つ。この事は、結晶成長温度が、液体Al及びSiを気化させるの
に要する温度に比べて高い場合に特に重要である。図8に示してあるように、一
つの代表的な結晶成長サイクルでは、システム圧力において、るつぼ975にお
ける液体Al-Siを1400℃ 〜 1700℃に保って充分なAl+Si蒸気を生
成させることができる。炉るつぼの底部は約2400℃であり、核形成部位は約
2125℃まで選択的に冷却される。これにより、高さ20cmを有する炉チャ
ンバのために約11.25/cmの熱勾配が生じる。
またN及びC蒸気種がC及びN含有のソースガス(1種又は複数種)によって提
供されるように(この場合、CNは、上記したパラシアンを用いて製造されるよ
うに、N2によって運ばれる)、炭素含有ガス透過性媒体を取除いた以外は、図
8のシステムと同様な結晶成長システム310を示している。
に示したシステムと同様な結晶成長装置410を示している。更に詳しくは、装
置410は、水冷誘導加熱コイル1815によって調節される温度で液体Alを
保持する第一るつぼ1810と、加熱コイル1825によって調節される温度で
液体Siを保持する第二るつぼ1820とを含む。断熱体及び絶縁体1830は
、るつぼ1810及びるつぼ1820を分離する。るつぼ1810及び1820
は、好ましくは図8の態様と関連して上記の様式で圧力勾配を創出し、蒸気流を
促進するための中心開口部を有するじゃま板1850,1852を含むAl/Si
蒸気流導管1840、1842それぞれによって、成長るつぼと連絡している。
Al及びSi蒸気を生成するための独立るつぼは、Alの蒸気圧がSiのそれに比べ
て著しく高いので有利である。而して、Al及びSiが、図8の態様のように、共
通のるつぼに液体形態で含まれている場合、Al-Si液体の組成%を調節して、
るつぼにおいて、共通の温度及び圧力条件下で、適正な割合のAl及びSi蒸気を
生成させなければならない。換言すれば、Al-Siの組合された溶融液は、典型
的には、成長るつぼにおいて所望のAl及びSi蒸気組成を得るために、高い(原
子量)%のSiが必要であると考えられる。それに反して、図10の分離るつぼ
は、Al及びSiの気化率をより良く制御するために独立した温度調節が可能であ
る。
、またN及びC蒸気種がC及びN含有のソースガス(1種又は複数種)によって
提供されるように(この場合、CNは、上記したパラシアンを用いて製造される
ように、N2によって運ばれる)、炭素含有ガス透過性媒体を取除いた以外は、
図10のシステムと同様な別の結晶成長システム510を示している。
ためのシステム610を示しており、当該システムでは、Siソース蒸気種がSi
溶融液から生じ、Si蒸気がC蒸気種の供給源として多孔質グラファイト媒体又
はグラファイト粉末床を通過する。この態様にしたがって、液体Siの温度を約
1600℃ 〜 1700℃に保って、今度は、例えば多孔質グラファイト、又は
比較的大きな粒子サイズ、例えば直径約3mm 〜 5mmの粒子サイズを有する
グラファイト粉末床のようなC含有ガス透過性媒体を通過する必須Si蒸気を生
成させても良い。炉12によって提供される結晶成長閉鎖容器は、その底部にお
いて、2400℃程度の最大温度を有する。選択的に冷却される核形成部位、す
なわち播種されていない部位80又は播種されている核形成部位180を約20
50℃ 〜 2322℃に維持する。好ましい温度は2175℃程度である。炉及
び核形成部位の温度に関して、炉閉鎖容器の底部から核形成部位までの熱勾配は
、5℃/cm 〜 20℃/cmが望ましく、約10℃/cm 〜 15℃/cmが
好ましい。内径45cm、高さ15cm(高さ 対 直径 のアスペクト比 = 1
:3)を有する炉るつぼに関して、熱勾配は約15℃/cmである。この点に関
して、約1:1 〜 1:3のアスペクト比が一般的に好ましい。上記システム6
10の運転は、様々な使用のために、特に、その開示が参照として本明細書に完
全に取り入れられる米国特許第5,723,391号の原理にしたがってSiC
宝石用原石を仕上げることができる合成材料として使用するために、低コストで
大量に成長させることができるSiCの純粋なバルク単結晶を製造するのに特に
充分に適する。更に特に、超高純度バルクSi材料及び超高純度グラファイト粉
末が利用可能になると、真性形態において擬似ダイヤモンドとして役立つのに必
要な程度まで無色である極めて純粋なSiC結晶、例えば6H型SiC結晶を製造
することが可能になる。上記特許で採用されている慣用にしたがって、SiCバ
ルク単結晶は、AlNx:SiCy(式中、x+y=1,x=0及びy=1である)
バルク単結晶として表すことができる。
を示している。システム710は、多孔質グラファイト/グラファイト床を取除
き、インジェクター993を加え、ソースガスを、特にN2キャリヤーガス中C
Nを提供した以外は、図12のシステムと同様である。システム710は、図1
2のシステム610と同様なシステムパラメーターで運転され、n型SiCを製
造する。
つ化学量論量を注意深く調節できることが評価される。溶融液体蒸気供給源近傍
における(播種されていない又は播種されている)核形成部位の配置と組合され
たこれらの因子によって(噴散は好ましいと理解されるが)殆ど又はまったく噴
散を起さずにシステムを運転することができる。
Si及びAlを、液体ではなく、固体形態から気化させることができることも、図
8 〜 図13の態様に関して評価される。
4A及び図14Bは、図1 〜 図5の態様と関連して役立つディスク部材23及
び123と同様な様式でるつぼ上部表面を形成するディスク部材223の上面図
及び側面図をそれぞれ概略示している。図14A及び図14Bは、結晶成長サイ
クルのt=0における状態を示しており、図15A,図15B 〜 図19A,図
19Bは、20時間成長サイクルの終わりまでの異なる時間における結晶成長の
連続図である。ディスク部材223は5つの同心円の環状冷却帯1 〜 5に分か
れている。前記各冷却帯は、当該帯から熱を除去する各熱除去システム(図示さ
れていない)である。熱除去システムは、別々に運転されて、ディスク部材22
3のそれぞれ下に配置されている部分を選択的に冷却する。運転時、t=0(図
14A及び図14B)において、帯1は活性化されて、ディスク部材223の中
心を冷却し、その下に、選択的に冷却された核形成部位を創り出す。t=1時間
では(図15A及び図15B)、帯2は帯1と共に活性化される。このときまで
には、単結晶質AlNx:SiCyの核形成が、帯1におけるディスク部材223の
中心で始まった。t=2時間では(図16A及び図16B)、帯1及び帯2に加
えて帯3が活性化される。このときには、結晶は、外側に向かって、好ましくは
結晶の底面の方向に急速に成長した。t=3時間では(図17A及び図17B)
、帯4が、帯1 〜 帯3と共に活性化される。t=4時間では(図18A及び図
18B)、ディスク部材223全体がその時間から成長サイクルの終わりまで冷
却されるように、帯5が活性化される。t=20時間では(図19A及び図19
B)、成長サイクルが終わり、結晶は20 〜 50mm程度の所望の厚さまで成
長した。本発明にしたがって、図14 〜 図19に図示してあるシステムは、単
結晶質AlNx:SiCyの成長が進行するときの核形成部位の連続した選択的冷却
を説明していることが評価される。図示されていないが、帯1 〜 帯5それぞれ
の上に存在する熱除去システムは、ヒートシンクロッド内に含まれる独立したコ
ンピュータ制御される同心円冷却水循環帯を含んでいても良い。また、ディスク
部材223の下面は、局所冷却を促進する構造形成を、例えば図4に示した核形
成部位80と同様な構造を含んでいても良い。そのような構造が図14 〜 図1
9の態様に組込まれている場合、システムは、連続的な局所的熱除去と、局所冷
却を促進する構造形成の双方を含む。
ができる。また、当該単結晶は、合成宝石用原石として用いるために表面仕上げ
及び研磨することもでき、又は所望の他の目的のために用いることもできる。電
子工学用途に関して、適当なドーパントと共に結晶を成長させて、所望のp型材
料又はn型材料を得ることができる。
ク単結晶の成長を時に説明してきた。前記技術では、Al、Si、AlN、SiCの
結晶質固体又はAlN、Al、N、SiC、Si若しくはCを含む他の固体が、選択
的に昇華し、その後、成長結晶界面で再凝縮するとき、ソース蒸気が少なくとも
一部分製造される。他の場合では、ソース蒸気、特にAl及び/又はSiは、Al
及び/又はSi液体を気化させることによって製造される。更に、本発明にした
がって、ソースガスの噴射又は同様な技術によってソース蒸気を全部又は一部分
得ることができる。本発明にしたがうバルク単結晶を成長させるために用いられ
るこれらの及び他の技術を説明する場合、「堆積」「堆積蒸気種」及び同様な用
語が時に用いられる。
価される。各運転及び冷却期間の後に、炉を開放し、核形成部位から結晶を取出
す。
範囲から逸脱せずに、改良を行うことができることが評価される。
せるための一つの全システムに関する該略図である。
3−3に沿って実質的に切った断面図である。
において下方に突き出しているペグを有する関連ヒートシンク構造とを含む上部
ファーニスプレート(furnace plate)の一部分を示している図2の円で示した
領域4に関する拡大図である。
示している図4と同様な図である。 図5Bは、図5Aの円5B内にある領域に関する更なる拡大図である。
ける図4の播種されていない核形成部位を示している図である。
ける図5の播種されていない核形成部位を示している図である。
体を通って流れる、AlN:SiC合金のバルク単結晶を成長させるための別のシ
ステムの部分に関する概略図である。
蒸気種が供給される以外は、図8のシステムと同様なシステムに関する図である
。
れている溶融液から生じる、AlN:SiC合金のバルク単結晶を成長させるため
のもう一つ別のシステムの部分に関する概略図である。
蒸気種が供給される以外は、図10のシステムと同様なシステムに関する図であ
る。
孔質グラファイト媒体又はグラファイト粉末床を通過する、極めて純粋なSiC
、例えば真性SiCのバルク単結晶を成長させるためのシステムを示している図
である。
Nガスによって炭素蒸気種が供給される以外は、図12のシステムと同様なシス
テムに関する図である。
に広がっている核形成部位を連続して選択的に冷却するための別のシステムを示
している概略図である。
に広がっている核形成部位を連続して選択的に冷却するための別のシステムを示
している概略図である。
に広がっている核形成部位を連続して選択的に冷却するための別のシステムを示
している概略図である。
に広がっている核形成部位を連続して選択的に冷却するための別のシステムを示
している概略図である。
に広がっている核形成部位を連続して選択的に冷却するための別のシステムを示
している概略図である。
向に広がっている核形成部位を連続して選択的に冷却するための別のシステムを
示している概略図である。
Claims (20)
- 【請求項1】 以下の工程:すなわち、 バルク単結晶を成長させるのに必要な選択された元素Al、Si、N及びCの蒸
気種を結晶成長閉鎖容器中に提供する工程; 当該結晶成長閉鎖容器に複式核形成部位を提供する工程; 結晶成長閉鎖容器における周囲表面に比べて低い温度まで当該核形成部位を選
択的に冷却する工程;及び 各核形成部位において生じる単結晶質AlNx:SiCyの成長を規定する条件下
で当該蒸気種を堆積させる工程 を含む、AlNx:SiCy(式中、x+y=1及びxは1→0であり、yは0→1
である)のバルク単結晶を製造する方法。 - 【請求項2】 当該核形成部位が、播種されていない請求項1記載の方法。
- 【請求項3】 当該核形成部位が、播種されている請求項1記載の方法。
- 【請求項4】 当該核形成部位における個々の結晶の成長を規定する時間及
び条件下で、蒸気種を堆積させる工程を含む請求項1記載の方法。 - 【請求項5】 複式核形成部位から生じる連接された結晶部分を含むプレー
ト様結晶の成長を規定する時間及び条件下で蒸気種を堆積させる工程を含む請求
項1記載の方法。 - 【請求項6】 当該式中x=0及びy=1である請求項1記載の方法。
- 【請求項7】 当該式中x=1及びy=0である請求項1記載の方法。
- 【請求項8】 単結晶質AlNx:SiCyの成長が進行するにつれて、核形成
部位を連続して選択的に冷却する工程を含む請求項1記載の方法。 - 【請求項9】 蒸気種を提供する工程が、固体ソース材料を昇華させること
を含む請求項1記載の方法。 - 【請求項10】 昇華した蒸気が当該核形成部位に達するまでそこを通って
拡散する複式直立多孔質管状膜を有する閉込め構造において固体ソース材料を閉
込める工程を含む請求項9記載の方法。 - 【請求項11】 平板ヒーターによって固体ソース材料を加熱する工程を含
む請求項9記載の方法。 - 【請求項12】 当該固体ソース材料を、Al結晶、Si結晶、AlN:SiC
結晶、焼結されたAlN:SiC、静水プレスされたAlN:SiC、静水プレス及
び焼結されたAlN:SiC及びAlN:SiC粉末から成る群より選択する請求項
9記載の方法。 - 【請求項13】 蒸気種を提供する工程が、Al及び/又はSiを気化させる
ことを含む請求項1記載の方法。 - 【請求項14】 蒸気種を提供する工程が、ソースガスを噴射させることを
含む請求項1記載の方法。 - 【請求項15】 当該ソースガスを、C2N2、CN、気化パラシアン、気化
テトラシアノエチレン、気化ヘキサシアノブタジエン、気化Si、SiH4、AlC
l3、NH3、気化Al、N2、原子窒素、窒素イオン、窒素イオンと組合せたN2か
ら成る群より選択する請求項14記載の方法。 - 【請求項16】 プレート部材の片側に当該核形成部位を形成し、且つ当該
プレート部材の反対側と当該核形成部位に対して正反対の側に配置された個々の
冷却要素とを接触させることによって、当該核形成部位を選択的に冷却する工程
を含む請求項1記載の方法。 - 【請求項17】 当該核形成部位が、当該プレートの反対側上に配置された
各ペグによって冷却される円錐形状に取除かれた材料の領域を含む請求項16記
載の方法。 - 【請求項18】 以下のもの:すなわち、 選択されたAl、Si、N及びCの蒸気種の供給源; 当該蒸気種を閉込めるための結晶成長閉鎖容器; 当該結晶成長閉鎖容器中の複式核形成部位;及び 当該結晶成長閉鎖容器における周囲表面に比べて低い温度まで当該核形成部位
を選択的に冷却するための手段 を含む、AlNx:SiCy(式中、x+y=1及びxは1→0であり、yは0→1
である)のバルク単結晶を製造するためのシステム。 - 【請求項19】 当該核形成部位を選択的に冷却するための手段が、単結晶
質AlNx:SiCyの成長が進行するにつれて、当該核形成部位を連続して選択的
に冷却するのに役立つ請求項18記載のシステム。 - 【請求項20】 当該核形成部位が、同心円の帯を含む請求項19記載のシ
ステム。
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