JP2008538542A - 空間的に均一のドーピング不純物を有するＳｉＣ結晶を形成するための方法とそのシステム - Google Patents

Abstract

物理的蒸気輸送方法及びそのシステムにおいて、源物質と種結晶とが空間的に関係して入れられた成長チャンバーが備えられている。カプセルの内部と外部との間に伸びた少なくとも１つの毛細管を有する少なくとも１つのカプセルもまた備えられているが、そこでは、カプセルの内部にはドーパントが入れられている。各カプセルは前記成長チャンバーに組み込まれている。各カプセルの組み込みに続いて前記成長チャンバーで行われる成長反応を経て、結晶は、前記源物質を用いて前記種結晶の上で形成されるが、そこでは、該形成された結晶は前記ドーパントがドーピングされる。
【選択図】 図３ａ

Description

この出願は、２００５年４月１９日に出願された米国仮特許出願第６０／６７２，９４５号からの優先権を主張するが、これは参照としてここで取り入れられている。

炭化ケイ素（ＳｉＣ）の独特な電気的特性は、高頻度、高電圧、電流密度、及び厳しい条件で動作し得る最新技術の半導体デバイスにとってとても好ましい物質にＳｉＣをする。多くのそのようなデバイスでは、炭化ケイ素は、エピタキシー、フォトリソグラフィー、メタリゼーションを用いるのに半導体デバイス構造が形成されるところの基材として利用されている。デバイスデザインに依存して、かかる基材は、導電型や抵抗率等の特定の電気パラメータを有さなければならない。マイクロ波の高振動数で動作するデバイス（ＲＦデバイス）は、とても高い抵抗率を有する半絶縁性（ＳＩ）基材を必要とするが、高電力スイッチングデバイスにとっては、低抵抗率のｎ型及びｐ型の基材が必要とされている。

現在、ＳｉＣ単結晶は、物理的蒸気輸送（ＰＶＴ）と呼ばれる昇華技術によって工業規模で成長されている。典型的な従来技術のＰＶＴ処理の概略図が図１に示されている。ＰＶＴでは、炭化ケイ素の多結晶粒（ＳｉＣ源）１は成長容器２の下部に入れられ、ＳｉＣ種結晶４は成長容器２の上部に付着されている。好ましくは、成長容器２は、グラファイト等の物質から形成されるが、それは、ＳｉＣ又はそこに加えられたドーパント（以下で述べられているが）には反応しない。斯かる加えられた成長容器２は、真空になり、ある好ましい圧力に不活性ガスで満たされ、成分を加熱する少なくとも一つのもの３（例えばＲＦコイル）によって成長温度に、例えば１９００℃と２４００℃との間に加熱される。成長容器２は、鉛直温度勾配が作られてＳｉＣ源１の温度をＳｉＣ種４の温度よりも高くするような形式で加熱される。高い温度では、ＳｉＣ源１の炭化ケイ素は、昇華して、揮発性分子種のスペクトラルを蒸気層へ放出する。これらの気体種のほとんどは、Ｓｉ、Ｓｉ₂Ｃ及びＳｉＣ₂である。温度勾配による操作によって、それらは、ＳｉＣ種４へ輸送され、ＳｉＣ種４上で濃縮し、ＳｉＣ種４上でＳｉＣ単結晶５の成長を起こす。この分野における従来技術特許は、例えば、米国特許第６，８０５，７４５号、米国特許第５，６８３，５０７号、米国特許第５，６１１，９５５号、米国特許第５，６６７，５８７号、米国特許第５，７４６，８２７号、米国再発行特許発明第３４，８６１号を含むが、これらは参照としてここで取り入れられている。

半導体物質に関する当業者は知っていることだが、好ましい電気的特性を有するＳｉＣ回路基盤を製造することは、ドーピングとして知られている過程で目的のある不純物を導入せずには不可能である。炭化ケイ素では、化学結合はとても並外れて強く、不純物の固体拡散はとても遅いので、成長しているＳｉＣ結晶５の格子の中へドーピング成分（ドーパント）が直接取り込まれる時に、結晶成長の段階でのみバルクにおけるドーピングは達成され得る。

成長中のＳｉＣドーピングの特別な例としては、少量の気体窒素（Ｎ₂）を成長容器２の空気へ加えることによってｎ型ＳｉＣ結晶は製造される。非常に独特な電気的特性を有し窒素をドーピングされたＳｉＣ単結晶は、成長の間に適切なＮ₂分圧を保持することによってすぐに成長され得る。

窒素をドーピングされた結晶は例外として、半絶縁性を有し、ｐ型の及びリンをドーピングされたｎ型の結晶を含むＳｉＣ結晶の他の種類において独特な電気的特性を達成することはかなりより難しいが、それは、なぜなら、ドーピング化合物は気体ではなく固体だからである。バナジウムは特に重要なドーパントの１つであるが、それは、高抵抗半絶縁性ＳｉＣ結晶を製造するために用いられている。アルミニウムは、ｐ型の導電性結晶が成長するために用いられるもう１つの重要なドーパントである。他の固体のドーパントは、ホウ素、リン、重金属及び希土類元素を含む。

固体のドーパントを用いるＳｉＣ結晶における従来技術のドーパミングは、少量の不純物を直接ＳｉＣ源１に混ぜることによって実行される。例えば、バナジウムは、原子状バナジウム、炭化バナジウム、又はケイ化バナジウムの形態で導入され得る。アルミニウムは、原子状の形態、炭化アルミニウム、又はケイ化アルミニウムで導入され得る。ホウ素、リン等の他の適した固体のドーパントは、原子、炭化物、又はケイ化物として同様に導入され得る。ドーピング化合物は、粉体、一片又はチップ状の物理形態であろう。

ＳｉＣ結晶５の昇華成長の間に、多段の化学反応が、ＳｉＣ源１とＳｉＣ源に直接混ぜられたドーパントとの間で起こる。これらの反応は、いくつかの段階を通して進み、複数の中間化合物の形態を導く。バナジウムドーピングの場合では、ＳｉＣとバナジウムドーパント（原子状、炭化物又はケイ化物）との間の反応の生成物はＳｉＣの化学量論に依存することを熱力学的解析が示す。ＳｉＣ源１がケイ素リッチであり且つその組成がＳｉＣとＳｉとの間の２相平衡に対応する時には、ケイ化バナジウム（ＶＳｉ₂）の形態が起こり得る。ＳｉＣ源が炭素リッチであり且つその組成がＳｉＣとＣとの間の２相平衡に対応する時には、炭化バナジウム（ＶＣ_x）の形態が起こり得る。

新しく合成されたＳｉＣ源１は通常ケイ素リッチであることが知られている。ＳｉＣ昇華の調和のない特徴のために、初期におけるケイ素リッチのＳｉＣ源１は徐々に炭素リッチとなる。昇華成長の間におけるＳｉＣ源１の化学量論でのこの変化は、次の一連の反応を起こす。

成長の初期段階の間に、ＳｉＣ源１がケイ素リッチである時には、バナジウムドーパントとＳｉＣとの間の反応はケイ化バナジウムＶＳｉ₂を生じる。

成長が進み且つＳｉＣ源１がより炭素リッチになるにつれて、ケイ化バナジウムは炭化ケイ化中間体ＶＣ_xＳｉ_yに変わる。

成長の最終段階の間に、ＳｉＣ源１が炭素リッチである時には、炭化ケイ化バナジウムは、炭化バナジウムＶＣ_xに変わる。

従って、生じたバナジウムの種の気相における分圧は、成長初期の高い値から終了時の低い値へと減少する。バナジウムの分圧変化は、ＳｉＣ結晶５ブールの成長初期部分での多すぎるバナジウムと、成長終焉部分での少なすぎるバナジウムとを有する特徴的な濃度プロファイルをもたらす。このため、従来技術におけるドーピング技術を用いて成長するＳｉＣ結晶の電気的特性は空間的に均一ではなく、そして電気的に高品質な基材の収率は低い。

バナジウムドーピングにおける上記の場合は、例示の目的のためだけに与えられた。他の固体のドーパントが直接ＳｉＣ源１に加えられた時には、前記の場合に似たような問題が存在するが、それは、限定されないがアルミニウム、ホウ素、リンを含む。

要約
本発明は、ＳｉＣ結晶ブールの至るところにおけるドーパントの空間的に均一で制御された濃度をもたらす方法である。該方法は、ブール成長初期部分での高すぎるドーパント濃度と成長終焉部分での低すぎるドーパント濃度とを避ける又は取り除く。本発明に従って、ドーパント濃度は、ＳｉＣ物質の好ましい電気的特性に到達できるほど十分に高くなることができ、一方同時にドーパント濃度は、結晶の欠陥を生じることを避けることができるほど十分に低くなることができる。本発明に従ったドーピング方法では、ドーパント濃度は結晶の成長に伴っては変化しない。それゆえに、空間的に均一の電気的特性を有するより長いブールは、成長され、結果としてＳｉＣ回路基盤のより高品質とより高い収率とより高い生産性とをもたらす。

図２に示すように、空間的に均一で制御されたドーピングの利点は、徐放性カプセル１４を用いることによって成立するが、それは、安定な形態の固体のドーピングを備え、成長容器２の内部に置かれている。カプセル１４は、好ましくは不活性物質で形成されているが、それは、ＳｉＣとドーパントとのどちらにも反応しない。用途の大部分に対しては、密度が高く多孔性ではないグラファイトが、カプセル１４とって好ましい物質である。他の有力な物質は、難溶性の金属、それらの炭化物及びそれらの窒化物を含む。しかしながら、これは、本発明を限定するものとしては解釈されない。

カプセル１４は堅い蓋を有し、該蓋は、所定の直径と長さとを有する毛細管及び調整された貫通孔の少なくとも１つを有する。カプセル１４が成長容器２内に適合し且つカプセル１４がＳｉＣ種４への蒸気の流れを制限しない状況であれば、カプセル１４の寸法には制限がない。

適した時に、カプセル１４は適量の固体のドーパント１７と共に置かれている。ドーパント１７は、カプセル１４の物質に反応しない安定した化学形態、又はカプセル１４を形成している物質に反応して安定な化合物を生成する形態でなければならない。実用的な用途の大半では、固体のドーパントの好ましい形態は、（１）元素形態、（２）炭化物、及び（３）ケイ化物である。しかしながら、これは、本発明を限定するものとしては解釈されない。

ＳｉＣ結晶５の昇華成長の間に、カプセル１４は成長容器２内に置かれている。図３ａに示されている１つの実施形態では、１つのカプセル１４は、成長容器２の中心線近くでＳｉＣ源１の上面に置かれている。図３ｂに示されているもう１つの実施形態では、いくつかのカプセル１４は、成長容器２の壁近くでＳｉＣ源１の上面に置かれている。図３ｃに示されているさらにもう１つの実施形態では、カプセル１４は、ＳｉＣ源１を形成する物質内に埋められている。

カプセル１４の動作原理は、よく知られた現象である逸散が基礎であり、例えば小さなオリフィスを通した密閉容器からの蒸気のゆっくりした透過である。高温では、カプセル１４内でのドーパント１７の蒸気圧は、各毛細管１６を通してそれを透過させる。各毛細管１６の断面が十分に小さければ、カプセル１４内のドーパント１７の蒸気圧は平衡値から実質的に異なる。

逸散の法則はよく知られていて、与えられた成長状態（温度、不活性ガスの蒸気圧、カプセル１４に含まれている物質の揮発度、毛細管１６の直径及び毛細管１６の長さ）に対して、各毛細管１６を通してカプセル１４から漏れるドーパント１７分子のフラックスは、容易に計算され得る。このようにして、カプセル１４から成長しているＳｉＣ結晶５への不純物ドーパント１７原子の安定し且つ良く制御されたフラックスを到達するために、各毛細管１６の寸法と毛細管１６の数とは調整されている。

比較的小さなドーピングレベルでは、１つの毛細管１６を有するカプセル１４が用いられ得る（図３ａの実施形態を参照）。比較的高いドーピングレベル又は複数のドーパント１７を用いるドーピングでは、複数のカプセル１４が用いられ得るが（図３ｂの実施形態を参照）、複数の毛細管を有するカプセル１４も同様に用いられ得る。プログラムで制御できる又は遅延されたドーピング等の特別な目的では、ＳｉＣ源１の中に埋められている少なくとも１つの徐放性カプセル１４が利用され得る（図３ｃの実施形態を参照）。

従来技術のＳｉＣドーピングに従って、少量のドーパントは、ＳｉＣ源１の物質に直接混ぜられ、ドーパントとＳｉＣ源１との間の化学反応を導く。ＳｉＣ源１の物質の化学量論における変化に結びつけられているこれらの反応は、ドーパントの分圧における漸進的な反応を導く。結果として、従来技術のドーピングは、ＳｉＣ結晶５の長さ方向に渡ってドーパント濃度低下に従った結晶における初期の高ドーパント濃度を引き起こす。従来技術に従って成長した結晶は、成長初期部分におけるドーパントの高すぎる割合と、成長終焉部分における不十分なドーパントを有する。初期成長のブール部分でのドーパントレベルはとても高いので、第２層の沈殿物は、結晶の欠陥の発生を導く結晶バルクを形成する。

本発明は、結晶成長の間にＳｉＣ結晶５のための徐放性カプセル１４の少なくとも１つを用いることによって、従来技術の問題を取り除く。本発明は、注目すべき２つの利点を有する。

１つ目では、本発明はドーパント１７とＳｉＣ源１との間の直接的な接触を取り除く。これは、不活性物質によって作られるカプセル１４内にドーパント１７を置くことによって達成される。

２つ目では、本発明は、ドーパント１７の濃度を実質的に制御するための手段をもたらす。これは、カプセル１４の数と毛細管１６の数と毛細管１６の寸法と成長容器２内の各カプセル１４の位置とを選択することによって成し遂げられる。

本発明は、従来技術を超えた以下に示す技術的な利点をもたらす。１つ目では、それはドーパント１７とＳｉＣ源１との間の直接的な接触を取り除くので、ドーパント１７とＳｉＣ源１との間の化学反応に関連した一時的なプロセスが避けられる又は取り除かれる。２つ目では、本発明は、ＳｉＣ種４へのドーパント１７のフラックスを正確に制御する手段をもたらす。これらの技術的な利点は、正確に且つ均一にドーピングされたＳｉＣ結晶５の生成を導く。

正確な且つ空間的に均一なドーピングの直接的な結果は、空間的に均一な且つ制御されうる電気的特性を有するＳｉＣ単結晶５である。優れた電気的特性に加えて、本発明は、不純沈殿物とそれに関連した欠陥との構成を取り除き、このようにしてＳｉＣ結晶５の品質とウェハー生産との改良を導く。

具体的には、ＳｉＣ結晶５にドーピングされたバナジウムにとって、本発明の用途は、使用に適した最高品質のＳｉＣウェハーの生産を５０％ほど増加する。これは、順に、減らしたコストと改良した収益性を導く。

本発明は、バナジウムでの成長の間にドーピングされた半導体性６Ｈ−ＳｉＣ単結晶の成長に適応される。しかしながら、これは本発明を限定するものとして解釈されないが、それはなぜなら、本発明は、適したドーパントでの成長の間にドーピングされた４Ｈ−ＳｉＣ、３Ｃ−ＳｉＣ、又は１５Ｒ−ＳｉＣ単結晶の成長にも適応されることが想定されるからである。以下の例２、３では、混じりけのない高濃度のグラファイトから作られた１つの徐放性カプセルが用いられた。ＳｉＣ成長プロセスの他のパラメータは、温度、圧力、温度勾配等が挙げられるが、その全ては、ＳｉＣ結晶５の生成で用いられている既存の成長技術に従った。

例１
従来技術のＳｉＣ結晶成長法に従って、適切な量の原子状バナジウムはＳｉＣ源１に混ぜられた。ＳｉＣ源１／バナジウム混合物とＳｉＣ種４とは、成長容器２の中に置かれたが、それは、それ後真空にされ、好ましい圧力に不活性ガスで満たされた。これに続いて、成長容器２の温度は、ＳｉＣ結晶５の成長を起こすほど十分な温度に上げられた。

その後、成長したＳｉＣ結晶５ブールはウェハーにスライスされ、バナジウムと他の成分とに対する不純物の濃度が、ウェハー２番とウェハー１７番（ブールでの最後のウェハー）において二次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）を用いて測定された。結果は、ウェハー２番は約１．４×１０¹⁷ｃｍ^-3でバナジウムを有する一方で、ウェハー１７番は約２×１０¹⁴ｃｍ^-3でバナジウムを有することを示した。

図４を参照すると、成長したブールから得られる各ウェハーの抵抗率は測定され、プロットされた。該プロットでは、各点は、それぞれのウェハーに対する平均抵抗率を示す。示すように、成長初期のウェハーの抵抗率はとても高い（２×１０¹¹Ωｃｍオーダー）一方で、成長終焉のウェハーの抵抗率は低く、１０⁵Ωｃｍを下回る。１０⁵Ωｃｍを超える抵抗率を有するこれらのウェハーは、半絶縁性であり、ＲＦデバイスを製造するのに用いられ得るが、１０⁵Ωｃｍを下回る抵抗率を有するウェハーは拒絶され得ることを当業者はすぐに理解するであろう。

このブールからスライスされた成長初期のウェハーにおける低倍率光学顕微鏡での調査は、それらの少なくとも３つはバナジウムリッチの第２層（図５参照）の沈殿物を有することを示した。該沈殿物は、転位やマイクロパイプ等の欠陥の発生を起こしたが、それは、ブールの他の部分での沈殿物によって密集された区域から広がった。

このようにして、従来技術のＳｉＣドーピングは、ドーパントの不均一分布と空間的に不均一な電気的特性と結晶欠陥の形成とを起こす。

例２
本発明のＳｉＣ結晶成長法に従って、直径１．５ｍｍ、長さ６ｍｍの毛細管１６を有するカプセル１４には、純度のある炭化バナジウム１ｇ（ＶＣ_0.88、９９．９９９＋％）が置かれた。カプセル１４は、成長容器２におけるＳｉＣ源１の上に置かれた。この成長運転の他のすべてのパラメータは、既存の標準的な技術の手順に従った。

この成長運転を終えそして室温まで冷ました後に、カプセル１４は回収され、その内容物が調べられた。焼結されたバナジウム炭化物のペレットがカプセル１４内部で見られた。該ペレットの化学分析は、それが化学量論比ＶＣ_x（ｘ≒０．８）でバナジウムと炭素とを有し、３％以下でケイ素の痕跡を有することを示した。このようにして、成長の間にカプセル１４での主な化学変化はなく、バナジウムは炭化バナジウムというその安定した形態で維持された。ケイ素の痕跡は、カプセルの壁からのシリコンの拡散の結果、又は毛細管１６を通して戻るシリコン蒸気の結果であろう。これらの境界のプロセスはどちらも、カプセル１４でのドーパント１７の組成を著しくは変化させないであろう。

成長したブールはウェハーにスライスされ、その２つは、ウェハー３番（ＳｉＣ種４の近く）とウェハー１５番（ブール半球体の近く）とであり、ＳＩＭＳを用いて不純物濃度に対して分析された。結果は、ウェハー３番は、２．９０×１０¹⁶ｃｍ^-3のレベルでバナジウムを有する一方で、ウェハー１５番は、２．３４×１０¹⁶ｃｍ^-3のレベルでバナジウムを有することを示した。顕微鏡での調査は、第２層の沈殿を示さなかった。さらに、このブールにおけるマイクロパイプとその他の欠損との密度は低いことが示された。

図６を参照すると、この例２に従って成長されたブールから得られた各ウェハーの抵抗率は測定され、プロットされた。該プロットでは、各点は、それぞれのウェハーに対する平均抵抗率を示す。示すように、このブールからスライスされた１５のウェハーすべての抵抗率は、１．７×１０¹¹Ωｃｍに近い値を示し、成長終焉のウェハーにおいては明らかな低下はなかった。

例３
本発明のＳｉＣ結晶成長法に従って、直径１．５ｍｍ、長さ６ｍｍの毛細管１６を有するカプセル１４には、純度９９．９９５％の原子状バナジウム１ｇが置かれた。カプセル１４は、成長容器２においてＳｉＣ源１の上に置かれた。この成長運転の他のすべてのパラメータは、既存の標準的な技術の手順に従った。

この成長運転を終えそして室温まで冷ました後に、該カプセルの内容物が調査された。成長温度へ加熱する間では、バナジウムは、溶解し、カプセルの壁の炭素と反応し、安定な炭化バナジウム、ｘ≒０．９のＶＣ_xを形成したことが見られた。成長サイクルの間では、さらなる化学変化は起こらなかった。

成長したブールは、ウェハーにスライスされ、その２つ、ウェハー３番とウェハー１７番（ブールの最後のウェハー）は、ＳＩＭＳを用いて不純物濃度に対する分析がされた。結果は、ウェハー３番は、３．４×１０¹⁶ｃｍ^-3のレベルでバナジウムを有する一方で、ウェハー１７番は、２．７×１０¹⁶ｃｍ^-3のレベルでバナジウムを有することを示した。

このブールからスライスされたウェハーの抵抗率はとても高いので、それは、測定装置の上限の抵抗率を超えた。従って、抵抗率のデータは、実際の抵抗率はより高いことを示しているので、１０¹²Ωｃｍで白丸として図７にプロットされた。これらの抵抗率の値は、半絶縁性ＳｉＣの回路基盤にとって現在要求されている値よりも数桁超えていた。

このブールのバナジウムのレベルは、全電気補償を起こすほど十分に高いが、溶解度の限界よりもかなり低いので、第２層の沈殿物は見られなかった。成長したブールは、低いマイクロパイプと他の欠陥との低い密度を有する良い結晶の質を有する。

本発明は、好ましい実施形態を参照して記述されている。明らかな修正及び変更は、詳細な先行の記述を読み且つ理解した他の者にとって起こり得る。そのような修正及び変更のすべてが特許請求の範囲又はそれと同等なものの範囲内となるように、本発明はそのような修正と変更のすべてを有するとして解釈されることが意図されている。

従来技術の物理的蒸気輸送処理の断面図。 図１に示された物理的蒸気輸送処理において用いるための本発明に従った徐放性カプセルの断面図。 図１に示された物理的蒸気輸送処理内で様々な位置に置かれている少なくとも１つの図２のカプセルの断面図。 図１に示された物理的蒸気輸送処理内で様々な位置に置かれている少なくとも１つの図２のカプセルの断面図。 図１に示された物理的蒸気輸送処理内で様々な位置に置かれている少なくとも１つの図２のカプセルの断面図。 従来技術に従って成長したブールからスライスしたウェハーにおけるウェハー番号に対する抵抗率のグラフ。 図４に示されたプロットを形成するために用いられた第１ウェハーの低倍率光学図。 本発明に従って成長したブールからスライスした各ウェハーの抵抗率のプロット。 本発明に従って成長したブールからスライスした各ウェハーの抵抗率の別のプロット。

Claims (20)

1. 物理的蒸気輸送方法であって、
   源物質と種結晶とが空間的に関係して入れられた成長チャンバーを供給する工程（ａ）と、
   カプセルの内部と外部との間に伸びた少なくとも１つの毛細管を有する少なくとも一つのカプセルを供給する工程であって、前記カプセルの内部にはドーパントが入れられている工程（ｂ）と、
   前記成長チャンバーに各カプセルを組み込む工程（ｃ）と、
   工程（ｃ）に続いて前記チャンバーで行われる成長反応を経て、前記源物質を用いて前記種結晶の上で結晶を形成する工程であって、前記形成された結晶はドーパントでドーピングされている工程（ｄ）とを備える物理的蒸気輸送の方法。
2. 前記成長チャンバー及び前記カプセルの少なくとも一つが、前記源物質及び前記ドーパントに反応しない物質から作製されている請求項１記載の方法。
3. 前記成長チャンバー及び前記カプセルの少なくとも一方を形成する物質がグラファイトである請求項２記載の方法。
4. 前記ドーパントが原子状、炭化物及びケイ化物の一の化学形態である状態、及び前記ドーパントが粉体、一片及びチップ状の少なくとも一の物理形態を有する状態の少なくとも一の状態である請求項１記載の方法。
5. 前記ドーパントが、バナジウム、アルミニウム、ホウ素、及びリンの少なくとも一つを有する請求項１記載の方法。
6. 工程（ｄ）に先だって前記源物質が初期に粉体形状である請求項１記載の方法。
7. 前記源物質がＳｉＣを有する請求項１記載の方法。
8. 工程（ｄ）が、前記成長チャンバーを真空にすることと、前記種結晶が前記源物質よりも低い温度となるとすぐに温度勾配が前記源物質と前記種結晶との間で形成されるような好ましい反応温度に前記成長チャンバーを加熱することとを有する請求項１記載の方法。
9. 前記成長チャンバーを加熱するに先立って、工程（ｄ）が、好ましい圧力で不活性ガスを前記成長チャンバーに満たすことを有する請求項１記載の方法。
10. 物理的蒸気輸送成長システムであって、
    源物質と種結晶とが空間的に関係して入れられた成長チャンバーと、
    カプセルの内部と外部との間に伸びた少なくとも一つの毛細管を有する第１カプセルであって、該カプセルの内部には第１ドーパントが入れられている第１カプセルと、
    前記種結晶が前記源物質よりも低い温度となるように前記源物質と前記種結晶との間に温度勾配が形成され、前記源物質が前記種結晶上に結晶を形成し前記形成された結晶が前記第１ドーパントでドーピングされることによって成長反応が起こるとすぐに、前記成長チャンバーを加熱するために動作している熱くなった元素と、好ましい反応温度でその場所に置かれている各カプセルとの少なくとも１つとの組み合わせを具備している物理的蒸気輸送成長システム。
11. カプセルの内部と外部との間に伸びた少なくとも一の毛細管を有する第２のカプセルをさらに有するシステムであって、
    該カプセルの内部は第２のドーパントが組み込まれ、該カプセルは前記成長チャンバーの前記源物質の上に若しくは中に置かれている請求項１０記載のシステム。
12. 前記第１及び前記第２ドーパントが同じである請求項１１記載のシステム。
13. 前記成長チャンバー及び前記カプセルの少なくとも一つが、前記源物質及び前記ドーパントに反応しない物質から作製されている請求項１０記載のシステム。
14. 成長チャンバー及びカプセルの少なくとも一方を形成する物質がグラファイトである請求項１３記載のシステム。
15. 前記ドーパントは、原子状、炭化物及びケイ化物の一の化学形態である状態、及び前記ドーパントが粉体、一片及びチップ状の少なくとも一の物理形態を有する状態の少なくとも一の状態である請求項１０記載のシステム。
16. 前記ドーパントが、バナジウム、アルミニウム、ホウ素及びリンの少なくとも一つを有する請求項１０記載のシステム。
17. 工程（ｄ）に先立って前記源物質が初期に粉体形状である請求項１０記載のシステム。
18. 前記源物質がＳｉＣを有する請求項１０記載のシステム。
19. 工程（ｄ）が、前記成長チャンバーを真空にすることと、前記種結晶が前記源物質よりも低い温度となるとすぐに温度勾配が前記源物質と前記種結晶との間で形成されるような好ましい反応温度に前記成長チャンバーを加熱することとを有する請求項１０記載のシステム。
20. 前記成長チャンバーを加熱するに先立って、工程（ｄ）が前記成長チャンバーを好ましい圧力で不活性ガスを満たすことを有する請求項１０記載のシステム。

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