JP2015514673A - 大口径高品質ＳｉＣ単結晶、方法、及び装置 - Google Patents

Abstract

１００、１２５、１５０及び２００ｍｍ高品質結晶ＳｉＣ基板の製造に適した大口径ＳｉＣ単結晶を形成する方法及びシステム。該ＳｉＣ単結晶は、浅い半径方向温度勾配の存在下での種を用いた昇華技術により成長させられる。ＳｉＣ昇華成長の間、炭素粒子から濾過されたＳｉＣ含有蒸気流は、種結晶とＳｉＣ含有蒸気の原料との間に配された分割板により、種結晶の表面の中央領域に制限される。該分割板は、第１の実質的に蒸気透過性の部分と、該第１の部分を囲んでいる第２の実質的に蒸気非透過性の部分とを含む。成長した結晶は、平坦またはわずかに凸状の成長界面を有する。成長した結晶から製造される大口径ＳｉＣウエハは、低い格子曲率、並びに、積層欠陥、混入物、マイクロパイプ及び転位のような結晶欠陥についての低い密度を示す。【選択図】図６

Description

本発明は、高品質かつ大口径である４Ｈ及び６Ｈポリタイプの炭化ケイ素（ＳｉＣ）単結晶、並びにそれらの昇華成長プロセスに関する。本発明のＳｉＣ単結晶は、半導体、電子デバイス及び光電子デバイスにおいて使用することができ、例えば、高出力かつ高周波のダイオード及びトランジスタ、超高速半導体光スイッチ、過酷な環境で動作する検出器、並びにその他多くの物において使用することができる。

本発明は、ＳｉＣ昇華結晶成長についての改善された方法である。本発明の主となる新規な態様は、気相輸送及び温度勾配を制御することであり、該輸送は成長している結晶の中央領域に実質的に制限されており、その際に該結晶及びその周辺はゼロに近い半径方向温度勾配の条件下にある。これにより、平坦または原料に向かってわずかに凸状のような有利な形状の成長界面となり、結晶応力が減少し、結晶欠陥密度が減少する。

本発明の他の新規な態様は、ＳｉＣ原料より生じる粒子からの蒸気を昇華及び濾過することにより、ＳｉＣ原料をその場で（in-situ）高密度化することを含む。任意の特徴として、本発明は、元素成分からＳｉＣ原料をその場で（in-situ）合成する工程を備える。

本発明の成長プロセスにより成長したＳｉＣ単結晶は、直径１００ｍｍ、１２５ｍｍ、１５０ｍｍ及び２００ｍｍの基板を含む、４Ｈ及び６Ｈポリタイプ、ｎ型及び半絶縁性の大口径高品質ＳｉＣ単結晶基板の製造に適している。

ここ１０年間にわたり、ＳｉＣ結晶成長及び基板製造においては、著しい進歩が達成されてきた。現在、商業的に利用可能な最大のＳｉＣ基板は、直径１００ｍｍの４Ｈ及び６Ｈ ＳｉＣウエハである。１５０ｍｍ基板は現在開発中であり、最近になって、限られた量の１５０ｍｍ ｎ型基板が、試作またはサンプルベースにおいて利用可能となってきている。直径１５０ｍｍのＳｉＣ基板、及び将来的には２００ｍｍ基板が広く実現されれば、ＳｉＣ系及びＧａＮ系半導体デバイスの大幅なコスト削減が可能になる。

開発グレードの１５０ｍｍ ｎ型ウエハは、当技術分野において既知である。しかしながら、商業的に利用可能な高品質１５０ｍｍＳｉＣ基板の不足により、また２００ｍｍ基板の不存在により、ＳｉＣ系デバイスの進歩は未だに妨げられている。

ＳｉＣ基板における有害な欠陥は、転位、マイクロパイプ、積層欠陥、異種ポリタイプ混入物及び炭素混入物を含む。ＳｉＣ基板における応力は、デバイスの性能及び技術にとって有害となるもう一つの要因である。

転位及びマイクロパイプ
六方晶系ＳｉＣの主な転位の種類は、貫通らせん転位（ＴＳＤ）、貫通刃状転位（ＴＥＤ）及び基底面転位（ＢＰＤ）が挙げられる。用語「貫通」は、転位線が六方晶系の＜０００１＞軸に略平行であることを意味する。用語「基底」は、転位線が基底六方晶系（０００１）面内にあることを意味する。ＴＳＤはリークやデバイス劣化の原因となり、ＢＰＤはバイアス下での端末装置の故障及びその結果として端末素子不良を引き起こす。ＴＥＤは比較的害のない欠陥とみなされる。

マイクロパイプ（ＭＰ）は、３ｃを超えるバーガースベクトルを備えた中空コアＴＳＤである。ここで、ｃは格子定数である。４Ｈ ＳｉＣのホモエピタキシャル層は、通常は４°オフカット基板上に成長し、そこでは転位及びマイクロパイプの少なくとも一部が、基板からエピ層内に延びている。ＭＰは、低バイアス電圧であっても深刻な電荷リークの原因となる「デバイスキラー」である。

ＫＯＨ系フラックスにおけるエッチングは、通常は転位及びＭＰによるエッチピットを明らかにするために用いられ、その際、各転位タイプは特徴的な形状のエッチピットを生成する。エッチングに加えて、ＭＰ密度（ＭＰＤ）は、研磨されたＳｉＣウエハを偏光顕微鏡下で調査することにより光学的に決定され得る。軸上のＳｉＣウエハ（すなわち六方晶系のｃ面に平行に配向）または軸より数度外れて配向しているウエハをエッチングすると、各貫通転位及びＭＰは、ウエハ表面上に１つのエッチピットを生成する。そのため、ＭＰ、ＴＳＤ及びＴＥＤの密度は、ウエハ表面１ｃｍ²あたりの対応するエッチピットの数として測定される。

ＳｉＣ関連文献及び本開示において使用される用語「転位密度」、「全転位密度」及び「ウエハ平均転位密度」は、ウエハ表面１ｃｍ²あたりのエッチピットの密度として理解され、したがって、貫通転位の密度を意味する。

ＢＰＤ線は基底面にあり、ＢＰＤの生成するエッチピットの数はウエハのオフカット角に依存する。例えば、ＢＰＤは、軸上のウエハにはエッチピットを生成しない。ＢＰＤを明らかにするための最もよい方法はＸ線トポグラフィーによるものであり、その際それらは複数の曲線として視認可能となる。したがって、ＢＰＤ密度（ｃｍ³）は、基板の全分析体積あたりのＢＰＤ線の長さの合計（ｃｍ）として、すなわちｃｍ／ｃｍ³の単位において計算される。

マイクロパイプは、３ｃを超えるバーガースベクトルを備えた中空コアＴＳＤである。ここで、ｃは格子定数である。マイクロパイプは、マイクロパイプ周囲においてBPDループの生成を引き起こす応力集中部分である。マイクロパイプは、低バイアス電圧であっても深刻な電荷リークの原因となる「デバイスキラー」である。エッチングに加えて、マイクロパイプ密度（ＭＰＤ）は、研磨されたＳｉＣウエハを偏光顕微鏡下で調査することにより光学的に決定され得る。

ＭＰＤ＝０の３インチ及び１００ｍｍＳｉＣ基板は、いくつかの商業上の製造業者によって実証されている。しかしながら、商業上の基板における平均ＭＰＤ値は、典型的には０．１〜０．２ｃｍ²よりも高い。

積層欠陥
４Ｈ及び６Ｈポリタイプにおいて、＜０００１＞方向における通常の積層配列は、それぞれ「ＡＢＣＢ」及び「ＡＢＣＡＣＢ」である。積層欠陥（ＳＦ）は、理想的な積層配列に反する２次元欠陥であり、最適化されていない成長条件の結果として出現する。４°オフカット４Ｈ ＳｉＣ基板上にホモエピタキシャル成長している間、ＳＦは基板からエピ層内に伝播する。ＳＦの存在は、Ｘ線トポグラフィーおよび光ルミネセンスによって検出され得る。Ｘ線トポグラフィーに基づき、ＳＦ密度は、ＳＦが占める基板面積の百分率として表され得る。ＳＦは、デバイスにとっての末期である。

異種ポリタイプ混入物
様々なＳｉＣポリタイプの自由エネルギーは近く、特に成長条件が最適化されてない時または不安定な時に、１５Ｒのようなポリタイプ混入物がしばしば４Ｈおよび６Ｈ結晶中に観察される。１５Ｒの格子は菱面体晶系であり、六方晶系４Ｈ及び６Ｈ中の１５Ｒ混入物は転位壁やマイクロパイプのクラスタのような粗欠陥を引き起こす。

炭素混入物
炭素混入物はＳｉＣ結晶において一般的であり、通常それらの原因は消費された炭化ＳｉＣ原料とされる。ＳｉＣの蒸着量は、ケイ素が豊富な蒸気とは一致しない。その結果、成長の間に、軽量かつ薄片状の物質である炭素残渣が段階的に蓄積される。残渣からの炭素粒子は空気伝達物質となり、蒸気流により輸送され、成長している結晶内に取り込まれる。炭素混入物は、１ミリメートルの数分の１〜数ミクロンのサイズであり得るもので、多くの場合、研磨後に光を散乱する雲状のものとして視認され得る。大きい炭素混入物はマイクロパイプの原因となり、小さい炭素混入物による雲状のものは、転位密度を増加させる。

Ｘ線品質
Ｘ線ロッキングカーブ法は、Ｘ線反射の格子曲率及び広がりについての定量的情報を提供する。格子曲率は、ウエハ表面上における異なる点の間のサンプル角度Ωの変差であるΔΩとして表される（ΔΩ＝Ω_MAX−Ω_MIN）。ΔΩの高い値は、強い格子変形を示す。最高品質のＳｉＣ基板ではΔΩは０．１°未満であるが、今日における市販のＳｉＣ基板では０．２〜０．３度の高いΔΩ値がしばしば観測される。

Ｘ線反射の広がりは、反射ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）として表される。高いＦＷＨＭ値は、高転位密度や低角粒のような格子障害の結果である。最高品質の４Ｈ ＳｉＣ基板では、ＦＷＨＭの値は１０〜１２秒角程度であり、単色入射Ｘ線ビームの発散角に相当する。今日における市販のＳｉＣ基板では、典型的にはＦＷＨＭの値は１５秒角を超え７５〜１００秒角にまで及ぶ。２５〜３０秒角を超えるＦＷＨＭ値は、結晶が低品質であることを示す。

応力
ＳｉＣウエハにおいては、全体的なウエハサイズの応力と局所的な応力とを区別し得る。応力の大きさは、ラマン分光法によりまたは特定のＸ線法により定量可能である。しかしながら、ＳｉＣウエハには、より単純な定性的技術である交差偏光子下での目視検査が日常的に用いられている。交差偏光子のコントラストに基づき、応力レベル及びその均一性を定性的に評価することが可能で、転位クラスタ、ポリタイプ混入、結晶粒界等の様々な巨視的欠陥を見出し得る。交差偏光板のコントラストは、通常は定性的に「低」「中」または「高」に分類される。

従来のＳｉＣ昇華成長
物理的気相輸送（ＰＶＴ）昇華技術は、商業的サイズのＳｉＣ単結晶成長に広く使用されている。図１に、従来技術における従来のＳｉＣ昇華成長セルを模式的に示す。該工程は気密チャンバ１０内で実施され、該チャンバ１０は通常は溶融シリカ製である。該チャンバ１０は、成長るつぼ１１と、該るつぼ１１を囲う断熱材１２とを含む。該成長るつぼ１１は、高密度で細粒状のグラファイト製であり、該断熱材１２は、軽量で繊維状のグラファイト製である。最も一般的には、るつぼ１１に電磁的に結合している単一のＲＦコイル１６により加熱される。しかしながら、抵抗加熱の使用が想定される。

るつぼ１１は、ＳｉＣ昇華原料１４と、ＳｉＣ単結晶種１５とを含む。最も一般的には、該原料１４（多結晶ＳｉＣ粒）は、るつぼ１１の底部に配されており、上部の該種１５は、例えば、るつぼ蓋１１ａに付着している。

成長温度（典型的には、２０００℃〜２４００℃）において、該ＳｉＣ原料１４は気化し、該るつぼはＳｉ₂Ｃ、ＳｉＣ₂及びＳｉ分子の蒸気により満たされる。成長の間、該原料１４の温度が該種１５の温度よりも高く維持されることにより、該成長るつぼ内の温度勾配は、軸方向及び半径方向の両方において、およそ１０〜３０℃／ｃｍとなる。該蒸気は、該種１５へと移動して前記種上に析出し、それによってＳｉＣ単結晶１７が該種１５上に成長する。該るつぼ内の前記気相輸送は、図１の矢印１９によって示される。成長速度を制御して結晶品質を確保するために、昇華成長は、一般に数〜１００Ｔｏｒｒである低圧の不活性ガス下で行われる。

ＳｉＣ昇華成長における当業者が認めるように、結晶品質には２つの技術的要因、すなわち、成長しているＳｉＣ単結晶１７内の半径方向温度勾配の大きさ及び結晶成長界面２０の形状が重要である。急な半径方向勾配は、応力や、ＢＰＤのような応力に関する結晶欠陥を引き起こす。凸状または凹状の強く湾曲した成長界面では、界面上の粗いマクロステップ、積層欠陥、異種ポリタイプ混入物および他の欠陥が現れることにつながる。該原料に向かって凹状である（以下「凹状の」）界面は、成長の間に様々な欠陥を生成し、急速に蓄積することとなる。一般的には、平坦または該原料に向かってわずかに凸状である（以下「凸状の」）成長界面は、高結晶品質に最も貢献すると考えられている。

一般に、成長界面は、等温線の形状に密接に従うと考えられている。すなわち、凹状の等温線は凹状の界面２０になり、凸状の等温線からは凸状の界面２０が得られる。該るつぼ軸から該るつぼ壁に向かう半径方向に温度が上昇する際には、半径方向温度勾配は正である。正の半径方向の温度勾配は、凸状の等温線を生成する。該るつぼ軸から該るつぼ壁に向かう半径方向に温度が低下する際には、半径方向温度勾配は負である。負の半径方向の温度勾配は、凹状の等温線を生成する。ゼロ半径方向勾配は平坦な等温線を生成する。

図１による従来の単一コイルＳｉＣ昇華成長の配置は、結晶粒径が大きい場合は特に、半径方向温度勾配の制御が不十分という問題がある。該るつぼ１１及び該ＲＦコイル１６の直径の増加に伴い、該るつぼと該ＲＦコイル１６との間の電磁結合の効率が低下し、温度場の均一性が低下し、半径方向勾配が急になる。このような有害な半径方向勾配を低減することを目的としたＳｉＣ昇華成長法は、米国特許６，８００，１３６（以下「‘１３６特許」）に開示されている。

‘１３６特許に開示されるＳｉＣ昇華成長システムは、２つの独立した平面加熱器、すなわち原料加熱器及びブール加熱器を利用するものであり、これらは誘導性または抵抗性のいずれかであり得る。該加熱器は、該るつぼと同軸に配される。すなわち、該原料加熱器は該原料物質の下方に配され、該ブール加熱器は成長中の結晶の上方に配される。半径方向の熱損失を低減するため、望ましくはゼロにするために、‘１３６特許の成長装置は、厚い円筒状の断熱材を備えており、任意には該断熱材は成長セルの周囲に配された追加の円筒状加熱器を有する。‘１３６特許に開示される成長システムの欠点は、円筒状のるつぼに対する平面コイルの結合が不十分であることを含み、このとき円盤状の抵抗加熱器が軸方向への放熱を妨げるため、強い負の半径方向の勾配となる。

ＵＳ２０１０／０１３９５５２に開示されている改良されたＳｉＣ昇華成長法を、図２Ａに示す。該成長装置は、円筒状の成長るつぼ２０を含み、該るつぼ２０は、ＳｉＣ原料物質２１、ＳｉＣ種２２、及び該種２２上に成長するＳｉＣ単結晶２３を含む。該るつぼ２０は、該るつぼ２０と同軸上に配された２つの抵抗加熱器である上部加熱器２８と底部加熱器２９との間に位置する。該成長るつぼ２０と加熱器２８及び２９とは、断熱材（図示せず）によって囲まれている。

該上部加熱器２８は、中央の貫通孔２８ａを備えたリング状である。カップ状の該底部加熱器２９は、２つの区域、すなわち、中央孔２９ｂを備えるリング状の区域２９ａと、円筒状区域２９ｃとを備える。該底部加熱器２９は、該成長るつぼ２０内に含まれる該原料物質２１の下部及び周囲に配される。

図２Ｂは、図２Ａによる該成長セルのモデリングの結果を示す。該等温線及び３インチ径のＳｉＣ結晶２３の外形は、有限要素シミュレーションによって得られた。該るつぼ２０内の温度場は、該加熱器２９及び２８に供給される電流を調節することによって、該結晶２３内に正および浅い半径方向勾配を生成するよう調整することができる。もっとも、この改良された技術が例えば直径１５０ｍｍブールのような大径ブールの成長に適用された場合には、該成長界面は凹面であるか、中央部が凹状で外周部が凸状であるような波状であった。

このことは、図２Ａの成長セルと同様であるが、１５０ｍｍ結晶の成長用にスケールアップした成長セルを示す図３に表される。等温線３５及びＳｉＣ種結晶３４上に成長する１５０ｍｍＳｉＣ結晶の外形３３は、有限要素シミュレーションによって得られた。等温線が凸状であるにもかかわらず、該結晶３３の中央の該成長界面は凹状であることが確認され得る。

凸状成長界面を達成するための共通の実践的な手段は、等温線の凸形状をさらに増加することにある。しかしながら、強い凸状の等温線及びそれらに関連する急な半径方向勾配は、応力や結晶欠陥を引き起こす。本明細書では、等温線の形状に密接に従うという成長界面の一般的な認識は不正確であり、該界面形状は等温線によってだけではなく、気相輸送の形態によっても同様に決定されると仮定する。

概して、ＳｉＣ原料物質内の温度分布３１は、該るつぼ壁に隣接する領域３６内において到達する最高温度と空間的に不均一である。成長の間、該原料はこれらの比較的熱い領域３６から、あとに炭素残渣を残して気化し、その際に、高密度ＳｉＣ体３７が、該原料物質３１の比較的冷たい上部領域に形成される。その結果、該原料物質３１からの蒸気は、図３の矢印３４により示されるように、成長しているＳｉＣ結晶３３の外周に主として到達する。該蒸気分子は、該成長界面上に吸着して、ＳｉＣ単結晶３３ブールの低温中央に向かって吸着された状態で拡散する。この気相輸送の形態により、該成長しているＳｉＣ結晶３３の中央における該成長界面は、特にブール径が大きい場合には、凹状となる傾向がある。図３における参照番号３８及び３９は、それぞれ図２Ａ及び２Ｂの加熱器２８及び２９に対応する。

結晶形状における気相輸送形態の効果を、図４Ａ及び図４Ｂに表す。図４Ａ及び図４Ｂは、熱および物質輸送の有限要素モデリングによって生成された２つの１５０ｍｍブールの外形を示す。熱境界条件は、ゼロ半径方向勾配、すなわち平坦な等温線を生成するために選択した。図４Ａに示される場合には、蒸気が該ＳｉＣ単結晶ブールの外周に供給され、ブール中央に凹状の界面を得る。図４Ａに示される場合には、蒸気が該ＳｉＣ単結晶ブールの中央に供給され、ブール中央に凸状の界面を得る。

ＳｉＣ昇華成長における別の共通の問題は、消費された（炭化）原料より生じる炭素混入物である。

ＳｉＣ昇華成長の従来技術は幅広く多数あるが、直径１００ｍｍ、１２５ｍｍ、１５０ｍｍ及び２００ｍｍのような高品質かつ大口径であるＳｉＣ基板の製造に適した高品質ＳｉＣ単結晶を得ることができる再現性のあるプロセスの必要性は依然として存在する。

本明細書に開示されるＳｉＣ単結晶の製造方法は、（ａ）温度勾配存在下において、前記結晶及びその周囲における実質的に浅い半径方向勾配を達成するように前記勾配を制御しつつ、ＳｉＣ単結晶を昇華成長させる工程と、（ｂ）工程（ａ）の間に、ＳｉＣ含有蒸気流を前記種結晶の表面の中央領域に実質的に制限することにより前記流を制御する工程とを備える。

前記種結晶の表面の前記中央領域は、実質的に前記種結晶の中央の周囲において、前記種結晶の全表面積の３０％〜６０％であり得る。

工程（ｂ）は、前記種結晶と前記ＳｉＣ含有蒸気の原料との間に配された分割板によって、前記ＳｉＣ含有蒸気流を前記種結晶の表面の中央領域に実質的に制限することを含み得る。

前記分割板は、前記種結晶から前記種の直径の約２５％〜７５％の間隔を開けられ得る。

前記分割板は、４ｍｍ〜１０ｍｍの厚さを有し得る。

前記分割板は、前記ＳｉＣ含有蒸気と反応しないものであり得るか、または、前記分割板は、前記分割板と前記ＳｉＣ含有蒸気と間の接触を避けるための被膜を含み得る。

前記分割板は、第１の外側部分を含むことができ、該第１の外側部分は、実質的に該第１の部分よりも前記ＳｉＣ含有蒸気を透過し得る第２の内側部分に囲まれる。

前記分割板の前記第２の内側部分は、前記分割板の全面積の２０％〜５０％を備え得る。前記分割板は、グラファイト、耐火性化合物、炭化タンタル、炭化ニオブで作製され得る。前記分割板の前記内側部分における１ｃｍ²面積を通過する前記ＳｉＣ含有蒸気の質量輸送と、前記分割板の前記外側部分における１ｃｍ²面積を通過する前記ＳｉＣ含有蒸気の質量輸送との比は、約５０／１を下回らない。

前記分割板は、前記ＳｉＣ含有蒸気流から粒子を実質的に除去するように構成され得る。

工程（ａ）は、以下の少なくとも１つの存在下において前記ＳｉＣ単結晶を昇華成長させることを含み得る：前記ＳｉＣ含有蒸気の原料に向かう方向に凸状となっている等温線；及び、約１０Ｋ／ｃｍを超えない半径方向温度勾配。

前記ＳｉＣ単結晶の中央と前記ＳｉＣ単結晶の直径との、前記単結晶の成長方向における厚みの差は、約６ｍｍを超えないものであり得る。

前記方法は、成長した前記ＳｉＣ単結晶から以下の少なくとも１つを有するウエハをスライスすることをさらに含み得る：前記ウエハの全面積の約５％、２％または１％を超えない積層欠陥の合計面積；または、前記ウエハの全領域に対して約０．２°、０．１°または０．０６°を超えない格子曲率；または、前記ウエハの全領域に対して約５０、３０または２０秒角を超えない半値全幅（ＦＷＨＭ）Ｘ線反射；または、約１ｃｍ²、０．２ｃｍ²または０．１ｃｍ²を超えないウエハ平均マイクロパイプ密度；または、約１０，０００ｃｍ^-2、５，０００ｃｍ^-2または１，０００ｃｍ^-2を超えないウエハ平均転位密度。

成長した前記ＳｉＣ結晶は、１００ｍｍ以上２００ｍｍ以下の直径を有するウエハの製造に適した直径を有し得る。

前記方法は、成長した前記ＳｉＣ単結晶から以下の１つ以上を有するウエハをスライスすることをさらに含み得る：平均約１ｃｍ²を超えないウエハ平均マイクロパイプ密度；または、約９５％を下回らない、前記ウエハより抽出されるマイクロパイプフリーの２×２ｍｍ正方形ダイについての百分率；または、約９０％を下回らない、前記ウエハより抽出されるマイクロパイプフリーの５×５ｍｍ正方形ダイについての百分率；または、約１０４ｃｍを超えないウエハ平均転位密度；または、約１０００ｃｍを超えない貫通らせん転位密度；または、約３００ｃｍｃｍ³を超えない基底面転位密度；または、異種ポリタイプ混入物密度ゼロ；または、前記のウエハの全面積の約５％を越えない、１つ以上の雲状炭素混入物；または、約０．１５°を超えない、縁から縁にかけての格子曲率；または、前記ウエハの全領域に対して約２５秒角を超えない半値全幅（ＦＷＨＭ）Ｘ線反射。

以下を含むＳｉＣ昇華結晶成長システムもまた開示される：ＳｉＣ原料物質とＳｉＣ種結晶とが間隔を置いて充填されるように構成される成長用るつぼ；及び、前記成長用るつぼを、前記成長用るつぼに前記ＳｉＣ原料物質が充填される際に前記ＳｉＣ原料物質が在留する供給区画と、前記成長用るつぼに前記ＳｉＣ種結晶が充填される際に前記ＳｉＣ種結晶が在留する結晶化区画とに分割する分割板。ここで、前記分割板は、第１の中央部分を含み、該第１の中央部分は、前記ＳｉＣ種結晶にＳｉＣ結晶が昇華成長する間に前記ＳｉＣ原料物質より生じるＳｉＣ含有蒸気の透過率が該第１の中央部分よりも小さい第２の部分に囲まれており、前記分割板の前記内側部分における前記ＳｉＣ含有蒸気の質量輸送と、前記分割板の前記外側部分における前記ＳｉＣ含有蒸気の質量輸送との比が、約５０／１を下回らない。

前記分割板は、グラファイト、耐火性化合物、炭化タンタル、炭化ニオブで作製され得る。

前記分割板は、前記種結晶から間隔を置いて、望ましくは前記種の下に前記種の直径の２５％〜７５％の間隔を開けられ得る。

前記分割板は、炭化タンタルまたは炭化ニオブの被膜を含むことができ、該被膜は、２０ミクロン〜４０ミクロンの厚さを有する。

前記分割板の前記第１の中央部分は通路を含むことができ、該通路は各々最大約０．１ｍｍ〜１ｍｍの直径を有する。

以下を含む大口径かつ高品質のＳｉＣ単結晶を形成する方法もまた開示される：成長るつぼであって、上部と、底部と、該るつぼの上部と該るつぼの底部との間に延びる側部とを有する該るつぼを提供する工程；前記るつぼの内部の前記上部には少なくとも直径１００ｍｍの種結晶を、かつ前記るつぼの内部の前記底部には原料物質を提供する工程；前記成長るつぼの内部を加熱して、前記原料物質と前記種結晶との間に温度勾配を形成する工程；前記原料物質を、昇華温度まで加熱し、前記温度勾配を、昇華した原料物質が前記種結晶まで蒸気状態で輸送され、前記蒸気が前記種結晶上に析出してＳｉＣ単結晶を前記種上に成長させるのに十分となるようにする工程；成長している前記ＳｉＣ単結晶及びその近傍において、１０Ｋ／ｃｍを超えないように、前記原料物質に向かって凸状の等温線を提供する工程；前記原料から前記種結晶へと蒸気状態で昇華した前記原料物質の流より炭素粒子を除去する手段を提供する工程；昇華した前記原料物質の流の形態を制御して、前記種結晶に到達する際に、前記流を前記種結晶の中央領域に制限することにより前記蒸気流を制御する工程であって、前記領域は、望ましくは前記種結晶領域の約３０〜６０％の間に等しい工程；及び、該ブールの中央と成長した該ブールからスライスされたウエハの直径とにおいて測定される該ブールの厚さにおける差が６ｍｍを下回るように、少なくとも１００ｍｍの地直径を有するＳｉＣ単結晶ブールと、平坦または凸状の成長界面とを形成する工程。

前記種へと昇華した前記原料物質の流は、昇華の間に生成された前記蒸気に対して実質的に異なる透過性である別々の領域を有する分割板により制限され得る。該原料物質はＳｉＣであり得る。

前記種へと昇華した前記原料物質の流から炭素粒子を除去することは、昇華した前記原料物質の流が前記分割板を通過して濾過されることにより達成され得る。

前記分割板は２つの部分を含むことができ、一方はＳｉＣ昇華の際に生成する前記蒸気に対して実質的に非透過性であり、他方は実質的に蒸気透過性である。前記蒸気透過性部分は、前記非透過性部分の中央に軸対称に配され得る。

前記蒸気透過性部分は、前記板の全領域の２０％〜５０％を占め得る。前記分割板は、以下の少なくとも１つより作製され得る：グラファイト、耐火性化合物、炭化タンタル（ＴａＣ）または炭化ニオブ（ＮｂＣ）。

前記分割板を形成する材料は、保護被膜によって前記蒸気による攻撃から保護され得る。

前記分割板は、前記種の下部に間隔を置いて、望ましくは前記種の直径の２５％〜７５％の間隔で、前記成長るつぼ内に配され得る。

多結晶ＳｉＣ原料物質の合成は、元素状炭素及びケイ素からその場で（in-situ）行い得る。

以下を含む高品質かつ大口径のＳｉＣ単結晶ウエハを形成する方法もまた開示される：成長るつぼであって、上部と、底部と、該るつぼの上部と該るつぼの底部との間に延びる側部とを有する該るつぼを提供する工程；前記るつぼの内部の前記上部には種結晶を、かつ前記るつぼの内部の前記底部には原料物質を提供する工程；前記成長るつぼの内部を加熱して、前記原料物質と前記種結晶との間に温度勾配を形成した後、前記原料物質を、昇華温度まで加熱し、前記温度勾配を、昇華した原料物質が前記種結晶まで蒸気状態で輸送され、前記蒸気が前記種結晶上に析出してＳｉＣ単結晶を前記種上に成長させるのに十分となるようにする工程；少なくとも直径１００ｍｍを有する４Ｈまたは６ＨポリタイプのＳｉＣ単結晶ブールを形成する工程；形成された４Ｈまたは６ＨポリタイプのＳｉＣブールを、少なくとも直径１００ｍｍを有し、結晶学におけるｃ軸に対して「軸上（on-axis）」または「軸外（off-axis）」に配向するインゴットに加工する工程；及び、前記インゴットからウエハをスライスし、該ウエハを研磨する工程。

前記ウエハは、以下の特徴の少なくとも１つを有し得る：少なくとも１００ｍｍの直径
；Ｘ線トポグラフィーにより決定される、前記ウエハの全面積の５％を超えない積層欠陥の合計面積；Ｘ線ロッキングカーブにより決定される、前記ウエハの全領域に対して０．２°を超えない格子曲率；二重結晶Ｘ線ロッキングカーブ（１０〜１２秒角の発散角及び数ｍｍ²の入射ビーム領域を備えた単色のＣｕ−Ｋα線）により決定される、前記ウエハの全領域に対して５０秒角を超えないＸ線反射の半値全幅（ＦＷＨＭ）；１／ｃｍ²を下回るウエハ平均マイクロパイプ密度（ＭＰＤ）；及び／または、１０，０００ｃｍ^-2を下回るウエハ平均転位密度。

さらに、または代わりに、前記ウエハは、以下の特徴の少なくとも１つを有し得る：Ｘ線トポグラフィーにより決定される、前記ウエハの全面積の２％を超えない積層欠陥の合計面積；Ｘ線ロッキングカーブにより決定される、前記ウエハの全領域に対して０．１°を超えない格子曲率；二重結晶Ｘ線ロッキングカーブ（１０〜１２秒角の発散角及び数ｍｍ²の入射ビーム領域を備えた単色のＣｕ−Ｋα線）により決定される、前記ウエハの全領域に対して３０秒角を超えないＸ線反射の半値全幅（ＦＷＨＭ）；０．２／ｃｍ²を下回るウエハ平均マイクロパイプ密度（ＭＰＤ）；及び／または、５，０００ｃｍ^-2を下回るウエハ平均転位密度。

さらに、または代わりに、前記ウエハは、以下の特徴の少なくとも１つを有し得る：Ｘ線トポグラフィーにより決定される、前記ウエハの全面積の１％を超えない積層欠陥の合計面積；Ｘ線ロッキングカーブにより決定される、前記ウエハの全領域に対して０．０６°を超えない格子曲率；二重結晶Ｘ線ロッキングカーブ（１０〜１２秒角の発散角及び数ｍｍ²の入射ビーム領域を備えた単色のＣｕ−Ｋα線）により決定される、前記ウエハの全領域に対して２０秒角を超えないＸ線反射の半値全幅（ＦＷＨＭ）；０．１／ｃｍ²を下回るウエハ平均マイクロパイプ密度（ＭＰＤ）；及び／または、１，０００ｃｍ^-2を下回るウエハ平均転位密度。

以下を含むＳｉＣ昇華成長法もまた開示される：（ａ）るつぼであって、上部と、底部と、該るつぼの上部と該るつぼの底部との間に延びる側部とを有する該るつぼと、前記るつぼの前記上部の上に間隔を置いて配される第１抵抗加熱器と、前記るつぼの前記底部の下に間隔を置いて配される第１抵抗区域及び前記るつぼの前記側部の外側の周囲に間隔を置いて配される第２抵抗区域を有する第２抵抗加熱器とを提供する工程；（ｂ）前記るつぼの内部の前記上部に種結晶を、かつ前記るつぼの内部において前記種結晶と前記るつぼの前記底部との間に間隔を置いて原料物質を提供する工程；（ｃ）前記成長るつぼを、前記ＳｉＣ原料物質を含む原料区画と前記ＳｉＣ種結晶を含む結晶化区画とに分ける分割板を提供する工程。

前記板は、アルゴン、窒素、ヘリウム、並びにＳｉ、Ｓｉ₂Ｃ及びＳｉＣ₂のようなＳｉＣ昇華の間に生成する蒸気などの技術的ガスを、少なくとも部分的に透過可能であり得る。前記板は、ＳｉＣ単結晶の昇華成長の間に生成する蒸気と反応しない材料か、または保護被膜によって前記蒸気による攻撃から保護される材料のいずれかより作製され得る。

前記板は２つの部分を含むことができ、一方は実質的に非蒸気透過性であり、他方は実質的に蒸気透過性である。前記蒸気透過性部分は、前記板の全領域の２０％〜５０％を占め得る。

前記板は、グラファイト、耐火性化合物、炭化タンタル（ＴａＣ）及び／または炭化ニオブ（ＮｂＣ）より作製され得る。前記板は、４〜１０ｍｍの厚みを有し得る。前記板は、前記種結晶の下に間隔を置いて、望ましくは前記種の直径の２５％〜７５％の間隔で、前記成長るつぼ内に配され得る。

前記分割板の中央の蒸気透過性部分は、複数の貫通孔または通路を含み得る。

前記方法は、前記るつぼの温度をＳｉＣの昇華温度まで上昇させて前記るつぼ内部に温度勾配を作成するのに十分な程度の第１及び第２抵抗加熱器に電力を適用することをさらに含むことができ、以下を含む：前記るつぼの前記種区画内の温度勾配であって、その半径方向要素を正にするように（すなわち、前記種区画の中央では比較的低温で、かつ前記るつぼの壁付近では比較的高温であるように）、かつ１０Ｋ／ｃｍを超えない大きさとなるように制御される前記種区画内の温度勾配と、前記るつぼの前記原料区画内の温度勾配であって、前記初期原料物質を分割板上に昇華及び凝縮することにより高密度化多結晶ＳｉＣ体を形成するのに十分な大きさの前記原料区画内の温度勾配。

前記方法は、前記電力を前記第１及び第２抵抗加熱器に維持することをさらに含むことができ、それによって以下のことを引き起こす：前記高密度化多結晶ＳｉＣ体が昇華して前記蒸気を生成し、前記高密度化多結晶ＳｉＣ体の昇華の際に生成された前記蒸気を、前記分割板の前記蒸気透過性の中央領域を通過して移動させる；前記分割板の前記蒸気透過性の中央領域を通過した前記蒸気を、前記種の前記中央領域に移動させ、前記種上に凝縮させて、それによって前記結晶が成長する；及び、前記結晶を所望の大きさに成長させる。

全てのステップは、不活性ガスの存在下１〜１００Ｔｏｒｒの圧力により行い得る。

前記方法は、さらに以下を含み得る：前記分割板により前記結晶化区画から分離された前記原料区画内において、前記成長るつぼに元素状Ｓｉ及びＣを充填する工程；及び、前記ＳｉＣ原料物質を前記昇華温度に加熱する前に、前記原料区画内に前記元素状Ｓｉ及びＣを固体ＳｉＣへと合成するため、前記元素状Ｓｉ及びＣを前記昇華温度より低い温度に加熱する工程であって、前記固体ＳｉＣは前記初期ＳｉＣ原料物質を含む工程。

上記方法により成長させた大口径かつ高品質の４Ｈ及び６ＨポリタイプのＳｉＣ基板は、１００ｍｍ以上２００ｍｍ以下の直径を有し、半導体業界標準の直径１００ｍｍ、１２５ｍｍ、１５０ｍｍ及び２００ｍｍを含む。六方晶の主面（０００１）すなわちウエハに対する「軸上（on-axis）」の配向を有する前記基板は、（０００１）面と平行な方向を向く。六方晶の主面（０００１）すなわちウエハに対する「軸外（off-axis）」の配向を有する前記基板は、（０００１）面から４°以下の角度だけずれた方向を向く。

前記基板は、以下を含むような、低い拡張格子欠陥濃度を有し得る：

低いマイクロパイプ密度：マイクロパイプ関連エッチピットのウエハ平均密度が、１ｃｍ^-2を超えない。該密度は、ＫＯＨ系溶融塩におけるエッチングまたは適切な光学技術により決定される；該ウエハ表面におけるマイクロパイプフリーの正方形ダイについての百分率が、２×２ｍｍ²ダイでは９５％を超える；該ウエハ表面におけるマイクロパイプフリーの正方形ダイについての百分率が、５×５ｍｍ²ダイでは９０％を超える。

低い転位密度：転位エッチピット全てのウエハ平均密度が、１・１０⁴ｃｍ^-2を超えない。該密度は、ＫＯＨ系溶融塩におけるエッチングにより決定される；貫通らせん転位（ＴＳＤ）の密度が、１０００ｃｍ^-2を超えない。該密度は、ＫＯＨ系溶融塩におけるエッチングまたは適切なＸ線トポグラフィー法により決定される； 基底面転位（ＢＰＤ）の密度が、３００ｃｍ／ｃｍ³を超えない。該密度は、適切なＸ線トポグラフィー法により決定される。

異種ポリタイプ混入物密度ゼロ：

低い炭素系混入物密度：雲状微細炭素混入物の影響を受けるウエハ領域が、全ウエハ領域の５％を超えない。これは、高照度光検査、光散乱、または、カンデラなどの他の適切な光学技術により決定される。

高いＸ線品質：縁から縁にかけての格子曲線が、０．１５°を超えない。これは、Ｘ線ロッキングカーブスキャンにより決定される；Ｘ線反射の半値全幅（ＦＷＨＭ）が、全ウエハ領域に対して２５秒角を超えない。これは、Ｘ線ロッキングカーブ（１０〜１２秒角の発散角及び数ｍｍ²の入射ビーム領域を備えた単色のＣｕ−Ｋα線）を用いたスキャンにより決定される。

以下を含むＳｉＣの物理気相輸送による成長装置もまた開示される：成長るつぼであって、上部と、底部と、該るつぼの上部と該るつぼの底部との間に延びる側部とを有し、該るつぼの内部の前記上部に種結晶を、かつ該るつぼの内部において前記種結晶と該るつぼの前記底部との間に間隔を置いて原料物質を支持するように適合されている該るつぼを含み、前記原料物質と前記種との間の空間が、分割板によって前記ＳｉＣ原料物質を含む原料区画と前記ＳｉＣ種結晶を含む結晶化区画とに分けられ、該分割板が、アルゴン、窒素、ヘリウム、並びにＳｉ、Ｓｉ₂Ｃ及びＳｉＣ₂のような炭化ケイ素が昇華される際に生成する蒸気などの技術的ガスを少なくとも部分的に透過可能である；前記原料物質と前記るつぼの前記底部との間の前記空間は、前記るつぼの内部に空胴を規定し得る；第１抵抗加熱器は、前記るつぼの前記上部の上に間隔を置いて配されている；第２抵抗加熱器は、前記るつぼの前記底部の下に間隔を置いて配される第１抵抗区域及び前記るつぼの前記側部の外側の周囲に間隔を置いて配される第２抵抗区域を有する。前記原料物質及び前記種結晶は、ＳｉＣより作製され得る。

前記第１及び第２抵抗加熱器は、前記るつぼの内部の前記上部に配された前記種結晶を凸状の成長界面を有する成長結晶へと昇華成長させるように操作されることができ、ここで、成長した前記ＳｉＣ単結晶の中央と、成長した前記ＳｉＣ単結晶から前記ＳｉＣ単結晶の成長方向にスライスされるウエハの直径との間の厚さの差は、約６ｍｍを超えないものであり得る。

前記るつぼの前記上部及び前記底部は、円形であり得る。前記第１抵抗加熱器は円盤状であることができ、前記第２抵抗加熱器の前記第１区域は円盤状であることができる。

前記第１抵抗加熱器及び前記第２抵抗加熱器の前記第１区域は、前記成長るつぼの前記上部及び前記底部のそれぞれの１１０％以上１３０％以下の外径を有し得る。

前記第１抵抗加熱器及び前記第２抵抗加熱器の前記第１区域は、前記成長るつぼの直径の２５〜７５％の直径を備えた中央孔を有し得る。

前記るつぼの前記側部は円筒状であることができ、前記第２抵抗加熱器の前記第２区域は円筒状であることができる。

前記第２抵抗加熱器の前記第２区域の上部は、前記るつぼの高さの５０％〜７５％の位置に配され得る。

前記第２抵抗加熱器の前記第２区域の内径は、前記るつぼから１０〜２５ｍｍの半径方向距離だけ間隔を空けられ得る。

前記成長るつぼは、分割板により、前記ＳｉＣ原料物質を含む原料区画と、前記ＳｉＣ種結晶を含む結晶化区画とに分けられ得る。

前記板は、アルゴン、窒素、ヘリウム、並びにＳｉ、Ｓｉ₂Ｃ及びＳｉＣ₂のようなＳｉＣ昇華の間に生成する蒸気などの技術的ガスを、少なくとも部分的に透過可能であり得る。前記板は、ＳｉＣ単結晶の昇華成長の間に生成する蒸気と反応しない材料か、または保護被膜によって前記蒸気による攻撃から保護される材料のいずれかより作製され得る。

前記板は２つの部分を含むことができ、一方は実質的に非蒸気透過性であり、他方は実質的に蒸気透過性である。前記実質的に蒸気透過性の部分は、前記実質的に非蒸気透過性の部分の中央に軸対称に配され得る。前記実質的に蒸気透過性の部分は、前記板の全領域の２０％〜５０％を占め得る。

前記板は、グラファイト、耐火性化合物、炭化タンタル（ＴａＣ）及び／または炭化ニオブ（ＮｂＣ）より作製され得る。前記板は、４〜１０ｍｍの厚みを有し得る。前記板は、前記種結晶の下に間隔を置いて、望ましくは前記種の直径の２５％〜７５％の間隔で、前記成長るつぼ内に配され得る。

前記蒸気透過性の中央部分は、大粒かつ開気孔性の多孔質グラファイトから作成され得る。前記分割板は、炭化タンタル（ＴａＣ）または炭化ニオブ（ＮｂＣ）による高温ＣＶＤ被膜によって蒸気による浸食から保護されており、該被膜の厚さは望ましくは２０〜４０ミクロンである。

前記蒸気透過性部分は、その表面及び多孔質バルクＣＶＤ被膜を有する多孔質グラファイトにより作製されることができ、望ましくは、該被膜は炭化タンタル（ＴａＣ）または炭化ニオブ（ＮｂＣ）の耐火性化合物により被膜形成されており、望ましくは、該被膜は２０〜４０ミクロンの厚さを有する。

前記分割板の前記中央の前記蒸気透過性部分は複数の通路または貫通孔を含むことができ、望ましくは、該通路または貫通孔は各々最大０．１ｍｍ〜１ｍｍの直径を有する。

前記分割板の表面は、炭化タンタル（ＴａＣ）または炭化ニオブ（ＮｂＣ）の耐火性化合物によるＣＶＤ被膜によって蒸気による浸食から保護されており、該被膜の厚さは望ましくは２０〜４０ミクロンである。

以下を含む高品質ＳｉＣ単結晶ウエハを形成する方法もまた開示される：種結晶の表面上に、直径１００〜２００ｍｍのウエハをスライスするための十分な直径を有するＳｉＣ単結晶ブールを昇華成長させる工程であって、前記昇華成長は、制御された軸方向及び半径方向温度勾配と、昇華した原料物質の制御された流との存在下において起こる工程；及び、前記ＳｉＣブールから、ＳｉＣウエハをスライスする工程であって、該ＳｉＣウエハが、１００ｍｍ以上２００ｍｍ以下の直径と、前記ウエハの全領域に対して約０．２°、０．１°または０．０６°を超えない格子曲率と、前記ウエハの全領域に対して約５０、３０または２０秒角を超えない半値全幅（ＦＷＨＭ）Ｘ線反射とを有する工程。

前記ＳｉＣウエハは、前記ウエハの全面積の約５％、２％または１％を超えない積層欠陥の合計面積をさらに含み得る。

前記ＳｉＣウエハは、以下の少なくとも１つをさらに含み得る：約１／ｃｍ²、０．２／ｃｍ²または０．１／ｃｍ²を超えないウエハ平均マイクロパイプ密度；または、約１０，０００ｃｍ^-2、５，０００ｃｍ^-2または１，０００ｃｍ^-2を超えないウエハ平均転位密度。

以下を含む高品質ＳｉＣ単結晶ウエハを形成する方法もまた開示される：種結晶の表面上に、直径１００〜２００ｍｍのウエハをスライスするための十分な直径を有するＳｉＣ単結晶ブールを昇華成長させる工程であって、前記昇華成長は、制御された軸方向及び半径方向温度勾配と、昇華した原料物質の制御された流との存在下において起こる工程；及び、前記ＳｉＣブールから、前記ウエハの全面積の約５％、２％または１％を超えない積層欠陥の合計面積を有するＳｉＣウエハをスライスする工程。

前記ＳｉＣウエハは、前記ウエハの全領域に対して約０．２°、０．１°または０．０６°を超えない格子曲率をさらに含み得る。

前記ＳｉＣウエハは、前記ウエハの全領域に対して約５０、３０または２０秒角を超えない半値全幅（ＦＷＨＭ）Ｘ線反射をさらに含み得る。

前記ＳｉＣウエハは、以下の少なくとも１つをさらに含み得る：約１ｃｍ²、０．２ｃｍ²または０．１ｃｍ²を超えないウエハ平均マイクロパイプ密度；または、約１０，０００ｃｍ^-2、５，０００ｃｍ^-2または１，０００ｃｍ^-2を超えないウエハ平均転位密度。

直径１００〜２００ｍｍを有し、以下の少なくとも１つを含む、高品質ＳｉＣ単結晶ウエハもまた開示される：前記ウエハの全領域に対して約０．２°、０．１°または０．０６°を超えない格子曲率；または、前記ウエハの全領域に対して約５０、３０または２０秒角を超えない半値全幅（ＦＷＨＭ）Ｘ線反射；または、前記ウエハの全面積の約５％、２％または１％を超えない積層欠陥の合計面積。

前記結晶は、４Ｈポリタイプまたは６Ｈポリタイプのいずれかを含み得る。

図１は、従来技術のＳｉＣ昇華成長セルの断面模式図である。 図２Ａ〜２Ｂは、従来技術のＳｉＣ昇華成長セルの断面模式図であり、各図は、ＳｉＣ昇華成長の間における半径方向温度勾配を回避するための従来技術の上部及び底部加熱器を含む。 図３は、図２Ａの従来技術のＳｉＣ昇華成長セルの断面模式図であり、有限要素シミュレーションにより得られた等温線及び直径１５０ｍｍＳｉＣブールの外形を示す。 図４Ａ〜４Ｂは、有限要素シミュレーションにより得られた、成長界面形状に供給される蒸気の効果を示す成長ＳｉＣ結晶の分離図である。 図５は、本発明の一実施形態に従うＳｉＣ昇華成長セルである。 図６は、本発明の他の実施形態にかかるＳｉＣ昇華成長セルである。 図７は、図６で示された分割板の分離図である。

本発明は、高品質かつ大口径のＳｉＣ結晶の成長に適用可能な、改良されたＳｉＣ昇華成長法である。本発明は、成長セル内の温度勾配及び昇華した原料物質の流を制御することによって、平坦またはわずかに凸状の成長界面を生成することを目的としており、該勾配は、結晶及びその周辺における正かつ実質的に浅い１０Ｋ／ｃｍを超えない半径方向勾配を生成するように制御され、該昇華した原料物質の流は、気相輸送を該原料からブールの中央領域までに制限することによって制御される。加えて、成長しているＳｉＣ原料に供給される粒子からの蒸気を昇華及び濾過することによりＳｉＣ原料をその場で（in-situ）高密度化することが開示され、ＳｉＣ原料をその場で（in-situ）任意に合成することも開示される。

第１実施形態
本発明の原理は図５に例示される。従来のＳｉＣ昇華成長と同様に、円筒状のるつぼ５０は、上部に配されたＳｉＣ種結晶５３と、底部に配されたＳｉＣ原料物質５１とを含む。蒸気流は、るつぼ５０内において原料５１と種結晶５３との間に配された板５６により制御される。化学的に不活性な分割板５６は、蒸気５４を透過させないものであって、中央開口５６ａを有する。操作において、原料５１は気化して蒸気５４を生じさせ、該蒸気５４は種５３に向かって移動する。板５６の開口５６ａは、蒸気柱５７を形成することによって前記蒸気流を制限する。柱５７中の該蒸気は、ＳｉＣ種結晶５３に向かって移動し、種５３の実質的に中央の領域において前記種に到達する。前記蒸気流のこの形態により、凸状の成長界面となる傾向が作られる。るつぼ５０を含むＳｉＣ昇華成長セル（例えば、図１）を備えている残りの要素は、簡潔性のために図５から省略されている。

第２実施形態
図６を参照して、円筒状のるつぼ６０が高密度細粒グラファイトから用意される。このようなグラファイトとしては、限定されないが、Mersen USA Bay City-MI社（900 Harrison Street, Bay City, MI 48708）製グレード２０２０、Toyo Tanso USA社（2575 NW Graham Circle, Troutdale, OR 97060）製グレードＩＧ−１１などが挙げられる。るつぼ６０は、底部にＳｉＣ原料物質６１を装填されている。該ＳｉＣ原料物質６１としては、例えば、合成したままの（as-synthesized）多結晶ＳｉＣ粒子であって、望ましくは０．１〜２ｍｍｍの粒径のものが挙げられる。ＳｉＣ種結晶６３は、るつぼ６０の上部に配されている。

図６は、本発明の非限定的な実施形態を示しており、ここでは、るつぼ６０は、底部にＳｉＣ原料物質６１を装填されている。しかしながら、ＳｉＣ原料物質６１がるつぼ６０内に配される際に、代替として、限定されないが、るつぼの底部から間隔を置いて、またはるつぼ６０の壁から間隔を置いて配される等も可能であることが想定される。

分割板６６が用意されるが、該分割板６６は、ＳｉＣ原料物質６１の昇華により生成する蒸気６４に対して化学的に不活性である。板６６の厚みは、望ましくは４〜１０ｍｍである。板６６は、同心の２つの部分、すなわちリング部材６６ａと中央部材６６ｂとを含む。リング部材６６ａは、ＳｉＣの昇華の際に生成する上記に対して実質的に低い透過性を有し、望ましくは、高密度かつ細粒で、低気孔率のグラファイトより作製される。このようなグラファイトとしては、限定されないが、Mersen USA Bay City-MI社（900 Harrison Street, Bay City, MI 48708）製グレード２０２０などが挙げられる。

中央部材６６ｂは、望ましくは、低密度かつ大粒で、高気孔率のグラファイトより作製される。このようなグラファイトとしては、限定されないが、NEC-Morgan Porous Carbon and Graphite Products社（200 North Town Street, Fostoria, OH 44830）製ＰＧ−２５などが挙げられる。換言すれば、リング部材６６ａは第１の低気孔率を有し、中央部材６６ｂは第２の高気孔率を有する。その相互に接続した開孔を備える多孔性により、中央部材６６ｂを形成する物質は、Ｓｉ、Ｓｉ₂Ｃ及びＳｉＣ₂蒸気のような、ＳｉＣ原料物質の昇華により作られる蒸気を実質的に透過可能である。そのため、ＳｉＣ原料物質６１の昇華により作られる蒸気６４は、リング部材６６ａよりも中央部材６６ｂを優先して通過する。この点において、分割板６６は、ＳｉＣ種結晶６３に到達してＳｉＣ結晶６２を成長させる、昇華した原料物質（蒸気６４）の流を制御する。中央部材６６の面積は、望ましくは、板６６の全面積の２０〜５０％である。

板６６の化学的不活性は、板表面に耐火性化合物の保護層を堆積させることにより達成され得る。望ましくは、板６６の全表面は、耐火性炭化物の３０〜４０ミクロンの薄い層によりＣＶＤ被膜形成されている。このような耐火性炭化物としては、限定されないが、炭化タンタル（ＴａＣ）または炭化ニオブ（ＮｂＣ）が挙げられる。望ましくは、板６６の中央部材６６ｂの該ＣＶＤ被膜は、ＳｉＣ昇華の際に生成する蒸気に対する透過性を実質的に低下させない。

板６６は、るつぼ６０内において、ＳｉＣ原料物質６１とＳｉＣ種結晶６３との間に配され、それによって該るつぼの内部を、原料区画６１ａと成長区画６２ａとに本質的に分ける。板６６は、ＳｉＣ種結晶６３から間隔を置いて配され、望ましくは、該種の直径の２５％〜７５％の間隔を置いて配される。

るつぼ６０にＳｉＣ原料物質６１、分割板６６及びＳｉＣ種結晶６３を装填したものは、結晶成長チャンバ（図示しない）の、図３の加熱器３８及び３９と同様の加熱器４８及び４９を含む２区画抵抗加熱装置内に配置される。図６の加熱装置は、成長しているＳｉＣ結晶及びその付近における温度勾配として実質的に浅い正の温度勾配を提供することにより、るつぼ６０内の温度勾配を制御することが可能である。該温度勾配は、望ましくは１０℃／ｃｍ未満である。

るつぼ６０内部の温度分布は、有限要素モデリングを用いて評価され得る。上部及び底部加熱器４８及び４９の構成及び該加熱器に渡って流れる電流は、該結晶及びその付近における半径方向温度勾配が正かつ実質的に浅いことを保証するように最適化されている。該温度勾配は、望ましくは１０Ｋ／ｃｍ未満である。

成長の準備において、例えば図１のチャンバ１０のような、内部にるつぼ６０が配置されたチャンバを、脱気及び純粋な不活性ガスで置換して、それにより痕跡量の大気ガス及び湿気を除去する。るつぼ６０を形成する材料は、大気ガス及び不活性ガスに対しては本質的に透過性であるが、ＳｉＣ原料物質６１の昇華により生成されるＳｉ含有蒸気種及びＣ含有蒸気種に対しては同じように透過性ではない。

次に、加熱器４８及び４９を作動して、該るつぼの温度を、望ましくは２０００℃〜２４００℃に上昇させる。該チャンバ何の不活性ガスの圧力を制御し、望ましくは数〜１００Ｔｏｒｒに到達させる。上部及び底部加熱器４８及び４９の出力レベルを、るつぼ６０の底部の温度が上部の温度より高くなるように制御し、それによって軸方向温度勾配を、望ましくは１０〜３０Ｋ／ｃｍとする。

該るつぼの温度を２０００℃〜２４００℃に上昇させることに応じて、合成したままの（as-synthesized）ＳｉＣ原料物質６１が気化し、原料区画６１ａを、Ｓｉ、Ｓｉ₂Ｃ及びＳｉＣ₂蒸気のようなＳｉ含有蒸気種及びＣ含有蒸気種６４により満たす。該蒸気種６４は、板６６に向かって移動し、板６６上に析出して高密度多結晶ＳｉＣ体６５を形成する。望ましくは、最初の成長段階の間、すなわち、成長における最初の約２４〜３６時間の間に、合成したままの原料６１が、完全にＳｉＣ体６５へと逆昇華する。

高密度多結晶ＳｉＣ体６５もまた気化し、それにより該ＳｉＣ体６５から生じた蒸気は、板６６の中央の蒸気透過性部材６６ｂを通って濾過され、矢印６７に示されるようにＳｉＣ種結晶６３へ向かって移動する。板６６の蒸気透過性部材６６ｂが板６６の全面積の２０〜５０％を占めているため、該蒸気流は主にＳｉＣ種結晶６３の中央領域において、該ＳｉＣ種結晶６３に到達する。該中央領域は、ＳｉＣ種結晶６３の全面積の３０〜６０％にほぼ等しい。

ＳｉＣ種結晶６３に到達すると、蒸気６７は該ＳｉＣ種結晶６３上に析出し、それによりＳｉＣ単結晶６２が種６３上に成長する。実質的に浅く正の半径方向勾配における条件では、該蒸気流を成長している結晶の中央領域に制限することによってこのように該蒸気流を制御すると、平坦またはわずかに凸状の成長界面が得られる。同時に、透過性部材６６ｂを通してＳｉＣ体６５から生じる蒸気を濾過することにより、成長している結晶６２に到達する炭素粒子６４ａを除去またはその数を劇的に減少させることができる。

炭化ケイ素のその場での（in-situ）合成は、任意の工程である。元素状炭素と元素状ケイ素との混合物を用意し、るつぼ６０内において分割板６６の下に（予混合のＳｉＣ原料物質６１の位置に）配する。炭素は、望ましくは粉末状であり、ケイ素は、望ましくは塊状であり、望ましくは２〜８ｍｍの大きさである。該混合物の原子組成は非化学量論的であり、望ましくは炭素含有量は５５〜７０原子％である。

例えば図１のチャンバ１０のような、内部にるつぼ６０が配置された該チャンバを、脱気及び不活性ガスで置換して、圧力を、望ましくはＳｉＣ昇華成長における通常の圧力より高い２００〜７００Ｔｏｒｒとする。次に、加熱器４８及び４９を作動して、該るつぼの温度を、望ましくはＳｉＣ昇華成長における通常の温度より低い１７００℃〜１８００℃に上昇させる。該るつぼを、該温度及び該圧力に、望ましくは２〜６時間維持する。該維持時間の間に、ケイ素と炭素とが反応してＳｉＣ原料物質５１をその場にて（in-situ）形成する。不活性ガスの高い圧力は、反応混合物からの蒸気流出と共に該るつぼからのケイ素の蒸発損失を最小化し、分割板６６は、合成の間に生成された粒子が種結晶６３の表面に到達して汚染することを防止する。該混合物中の過剰な炭素は、溶融ケイ素がグラファイトるつぼ６０の壁を損傷させることを防止する。

その場での（in-situ）ＳｉＣ合成が達成された後に、該システム中の該温度及び圧力はＳｉＣ昇華成長の通常の値（上述）とされ、上述のようにＳｉＣ単結晶種６３上のＳｉＣ単結晶６２の成長が行われる。

分割板６６の限定されない実施形態を図７に示す。該板は、望ましくは４〜１０ｍｍの厚さであり、同心の２つの部分、すなわちリング部材６６ａと中央部材６６ｂとを含む。リング部材６６ａは高密度グラファイトより作製される。このようなグラファイトとしては、限定されないが、Mersen USA Bay City-MI社（900 Harrison Street, Bay City, MI 48708）製グレード２０２０などが挙げられる。中央部材６６ｂは多孔性グラファイトより作製される。このようなグラファイトとしては、限定されないが、NEC-Morgan Porous Carbon and Graphite Products社（200 North Town Street, Fostoria, OH 44830）製ＰＧ−２５などが挙げられる。リング部材６６ａと中央部材６６ｂとの緊密な接続は、限定されないが、高温の炭素質接着剤を用いるか、またはねじ加工により達成され得る。蒸気透過性領域である中央部材６６ｂは、望ましくは板６６の全面積の２０〜５０％である。

板６６の表面全体は、望ましくはＴａＣの高温ＣＶＤ被膜形成により蒸気浸食から保護されており、該被膜は、望ましくは３０〜４０ミクロンの厚さである（図７の項目７７参照）。ＰＧ−２５多孔質グラファイトより作成され、ＴａＣにより被膜形成された板を調査することにより、ＴａＣはバルク状グラファイトに浸透し、気孔の内壁に被膜形成することが示された。この浸透により、ＳｉＣ原料物質６１の昇華の際に生成する蒸気６４に対する板６４の透過性を減少させることなく、蒸気６４に対する板６６の不活性が向上した。

したがって、記載されたＳｉＣ昇華成長プロセスにより、平坦またはわずかに凸状の成長界面を有するＳｉＣ単結晶６２が得られる。該界面の曲率は、ブールの中央において測定されたブールの厚みと、成長したＳｉＣ単結晶からスライスされるウエハの直径において測定されたブールの厚みとの差によって特徴付けられる。望ましくは、この差は６ｍｍ未満である。

ＳｉＣ昇華の間に生成する蒸気に対するグラファイトの透過性
板６６の有用性は、ＳｉＣ原料物質６１の昇華の際に生成する蒸気６４に対する、高密度グラファイト（６６ａ）と多孔質グラファイト（６６ｂ）との異なる透過性に依存している。このために、Mersen USA Bay City-MI社（900 Harrison Street, Bay City, MI 48708）製の高密度細粒グラファイト２０２０（以下、「２０２０グラファイト」）及びNEC-Morgan Porous Carbon and Graphite Products社（200 North Town Street, Fostoria, OH 44830）製の多孔質グラファイトＰＧ−２５（以下「ＰＧ−２５」）により作製された試験膜を用いて、透過性試験を行った。該試験膜を、直径１５０ｍｍかつ厚み６ｍｍの円盤状に成形した。いくつかの試験膜は、厚み３０〜４０ミクロンのＴａＣ被膜により被膜形成した。グラファイトるつぼには、図６のるつぼ６０と同様に、ＳｉＣ原料物質６１を底部に装填した。あらかじめ秤量した厚み３ｍｍのグラファイト板（以下「種板」）を、ＳｉＣ種結晶の代わりに該るつぼの上部に付着させた。該試験膜を、該種板から５０ｍｍの間隔を置いて該るつぼ内に配置した。温度２２００℃及びアルゴン圧１０Ｔｏｒｒにおいて、該透過性試験を行った。該試験時間は２４時間とした。

試験の間に、ＳｉＣ原料からの蒸気は該試験膜上に凝縮し、高密度体すなわち多結晶ＳｉＣスラグを形成した。該ＳｉＣスラグは気化し、該ＳｉＣスラグより生じた蒸気は該試験膜をとおって濾過され、該種板上に析出して高密度ＳｉＣ堆積物を形成した。試験の後に、該堆積物の重量を、実験前後の該種板の重量差として計算した。結果を表１に示す。

表１のデータは、高密度２０２０グラファイトにより作製された膜を通過した質量輸送が、多孔質ＰＧ−２５グラファイトにより作製された膜を通過した質量輸送の約１／５０であることを示している。高密度２０２０グラファイト上のＴａＣ被膜により、その透過性はさらに減少している。これは、高密度グラファイトの孔径が約数ミクロンであり、３０〜４０ミクロンのＴａＣ被膜が該グラファイトの表面をさらに封止してしまうためである。しかしながら、多孔質ＰＧ−２５グラファイト上における類似のＴａＣ被膜は、その透過性の減少を引き起こさなかった。むしろ、ＴａＣ被膜はＰＧ−２５グラファイトの透過性を向上させた。このＰＧ−２５グラファイトグレードの孔径は約１００ミクロンと大きいため、３０〜４０ミクロンのＴａＣ被膜では該表面を封止できない。

本発明の方法を用いて成長させたＳｉＣ結晶の例
プレート６６を用いて、１００、１２５及び１５０ｍｍウエハを得られる大口径単結晶６２を成長させた。成長したＳｉＣ単結晶６２には、バナジウムをドープした半絶縁性６Ｈ結晶、バナジウムをドープした半絶縁性４Ｈ結晶及び窒素をドープした半絶縁性４Ｈｎ型結晶を含ませた。バナジウムのドープは、半絶縁性ＳｉＣ結晶を生産するために用いた。バナジウムのドープのための従来技術は、米国特許番号5,611,955、7,608,524、8,216,369及び米国2008/0190355、2011/0303884を含み、これらはすべて参照により本明細書に組み込まれる。

該成長したＳｉＣ結晶ブールは、平坦またはわずかに凸状の成長界面を示し、該界面の曲率は、該ブールの中央において測定された該ブールの厚みと、該成長したＳｉＣ単結晶からスライスされるウエハの直径において測定されたブールの厚みとの差は、６ｍｍ未満であった。

該成長したＳｉＣブールを、マルチワイヤダイヤモンドソーを用いて、直径１００、１２５及び１５０ｍｍウエハにスライスした。切り出したままの（as-sawn）ウエハを、ダイヤモンドスラリーによりラッピング及び研磨して、グリットサイズを９ミクロンから１ミクロンまでだんだん減少させた。最終工程として、化学機械研磨（ＣＮＰ）工程を用いて該ウエハを両面研磨した。該ウエハの種類及び口径に応じて、該ウエハの最終的な厚みを３５０〜５００ミクロンの間で変更した。

該ウエハの結晶品質を、ＳｉＣ物質の特性評価に一般的に適用される技術を用いて調査した。まず、研磨したウエハを、交差偏光子下で、応力、均一性及び品質の全体的な水準について観察した。次に、それらを、光学顕微鏡により、炭素混入物の存在について検査した。格子曲率（ΔΩ）及び反射広がり（半値全幅）を含むＸ線品質は、Ｘ線ロッキングカーブ（１０〜１２秒角の発散角及び数ｍｍ²の入射ビーム領域を備えた単色のＣｕ−Ｋα線）を用いて評価した。マイクロパイプ密度（ＭＰＤ）及び転位密度（ＤＤ）は、溶融ＫＯＨにおけるエッチングの後に、エッチピットのコンピュータマッピングにより決定した。加えて、該ウエハを、Ｘ線トポグラフィーにより、積層欠陥（ＳＦ）の存在について調査した。結果を表２にまとめる。この結果は、本発明の成長プロセスを用いて製造した大口径ＳｉＣウエハの品質を証明している。

本発明は、例示的な実施形態を参照して説明している。明白な修正及び変更は、前述の詳細な説明を読んで理解することにより、当業者には想起されるであろう。本発明は、それらが添付の特許請求の範囲またはその均等物の範囲内に入る限りにおいて、全てのこのような修正及び変更を含むものとして解釈されることが意図される。

Claims (27)

1. （ａ）温度勾配存在下において、種結晶の表面上にＳｉＣ単結晶を昇華成長させる工程と、
   （ｂ）工程（ａ）の間に、前記結晶における半径方向温度勾配が正かつ実質的に浅くなるように前記温度勾配を制御し、ＳｉＣ含有蒸気流を前記種結晶の表面の中央領域に実質的に制限することにより前記流を制御する工程とを備える、ＳｉＣ単結晶の製造方法。
2. 前記種結晶の表面の前記中央領域が、実質的に前記種結晶の中央の周囲において、前記種結晶の全表面積の３０％〜６０％である、請求項１に記載の方法。
3. 工程（ｂ）が、前記種結晶と前記ＳｉＣ含有蒸気の原料との間に配された分割板によって、前記ＳｉＣ含有蒸気流を前記種結晶の表面の中央領域に実質的に制限することを含む、請求項１に記載の方法。
4. 前記分割板が、前記種結晶から前記種の直径の約２５％〜７５％の間隔を開けられており、
   前記分割板が、４ｍｍ〜１０ｍｍの厚さを有する、請求項３に記載の方法。
5. 前記分割板が、前記ＳｉＣ含有蒸気と反応しないものであるか、前記分割板と前記ＳｉＣ含有蒸気と間の接触を避けるための被膜を含んでいる、請求項３に記載の方法。
6. 前記分割板が、第１の外側部分を含み、該第１の外側部分が、実質的に該第１の部分よりも前記ＳｉＣ含有蒸気を透過し得る第２の内側部分を囲んでいる、請求項３に記載の方法。
7. 前記分割板の前記第２の内側部分が、前記分割板の全面積の２０％〜５０％を備えているか、
   前記分割板が、グラファイト、耐火性化合物、炭化タンタル、炭化ニオブで作製されているか、
   前記分割板の前記内側部分における１ｃｍ²面積を通過する前記ＳｉＣ含有蒸気の質量輸送と、前記分割板の前記外側部分における１ｃｍ²面積を通過する前記ＳｉＣ含有蒸気の質量輸送との比が、約５０／１を下回らない、請求項６に記載の方法。
8. 前記分割板が、前記ＳｉＣ含有蒸気流から粒子を実質的に除去するように構成される、請求項３に記載の方法。
9. 工程（ａ）が、以下の少なくとも１つの存在下において前記ＳｉＣ単結晶を昇華成長させることをさらに含む、請求項１に記載の方法。
   前記ＳｉＣ含有蒸気の原料に向かう方向に凸状となっている等温線、及び
   約１０Ｋ／ｃｍを超えない半径方向温度勾配。
10. 前記ＳｉＣ単結晶の中央と前記ＳｉＣ単結晶の直径との、前記単結晶の成長方向における厚みの差が、約６ｍｍを超えない、請求項９に記載の方法。
11. 成長した前記ＳｉＣ単結晶から以下の１つ以上を有するウエハをスライスすることをさらに含む、請求項１に記載の方法：
    前記ウエハの全面積の約５％、２％または１％を超えない積層欠陥の合計面積、
    前記ウエハの全領域に対して約０．２°、０．１°または０．０６°を超えない格子曲率、
    前記ウエハの全領域に対して約５０、３０または２０秒角を超えない半値全幅（ＦＷＨＭ）Ｘ線反射、
    約１／ｃｍ²、０．２／ｃｍ²または０．１／ｃｍ²を超えないウエハ平均マイクロパイプ密度（ＭＰＤ）、または
    約１０，０００ｃｍ^-2、５，０００ｃｍ^-2または１，０００ｃｍ^-2を超えないウエハ平均転位密度。
12. 成長した前記ＳｉＣ結晶が、約１００ｍｍ〜２００ｍｍの直径を有する、請求項１に記載の方法。
13. 成長した前記ＳｉＣ単結晶から以下の１つ以上を有するウエハをスライスすることをさらに含む、請求項１に記載の方法：
    平均約１ｃｍ²を超えないウエハ平均マイクロパイプ密度、
    約９５％を下回らない、前記ウエハより抽出されるマイクロパイプフリーの２×２ｍｍ正方形ダイについての百分率、
    約９０％を下回らない、前記ウエハより抽出されるマイクロパイプフリーの５×５ｍｍ正方形ダイについての百分率、
    約１０４ｃｍを超えないウエハ平均転位密度、
    約１０００ｃｍを超えない貫通らせん転位密度、
    約３００ｃｍ／ｃｍ³を超えない基底面転位密度、
    異種ポリタイプ混入物密度ゼロ
    前記のウエハの全面積の約５％を越えない、１つ以上の雲状炭素混入物、
    約０．１５°を超えない、縁から縁にかけての格子曲率、または、
    前記ウエハの全領域に対して約２５秒角を超えない半値全幅（ＦＷＨＭ）Ｘ線反射。
14. ＳｉＣ原料物質とＳｉＣ種結晶とが間隔を置いて充填されるように構成される成長用るつぼ、及び
    前記成長用るつぼを、前記成長用るつぼに前記ＳｉＣ原料物質が充填される際に前記ＳｉＣ原料物質が在留する供給区画と、前記成長用るつぼに前記ＳｉＣ種結晶が充填される際に前記ＳｉＣ種結晶が在留する結晶化区画とに分割する分割板を含み、
    前記分割板は、第１の中央部分を含み、該第１の中央部分は、前記ＳｉＣ種結晶にＳｉＣ結晶が昇華成長する間に前記ＳｉＣ原料物質より生じるＳｉＣ含有蒸気の透過率が該第１の中央部分よりも小さい第２の部分に囲まれており、
    前記分割板の前記内側部分における前記ＳｉＣ含有蒸気の質量輸送と、前記分割板の前記外側部分における前記ＳｉＣ含有蒸気の質量輸送との比が、約５０／１を下回らない、ＳｉＣ昇華結晶成長システム。
15. 前記分割板が、グラファイト、耐火性化合物、炭化タンタル、炭化ニオブのうち少なくとも１つで作製されている、請求項１４に記載のシステム。
16. 前記分割板が、前記種結晶から約２０ｍｍ〜７０ｍｍの間隔を開けられている、請求項１４に記載のシステム。
17. 前記分割板が、炭化タンタルまたは炭化ニオブの被膜を含み、該被膜が、約２０ミクロン〜４０ミクロンの厚さを有している、請求項１４に記載のシステム。
18. 前記分割板の前記第１の中央部分が通路を有し、該通路は各々最大約０．１ｍｍ〜１ｍｍの直径を有している、請求項１４に記載のシステム。
19. 種結晶の表面上に、直径１００〜２００ｍｍのウエハをスライスするための十分な直径を有するＳｉＣ単結晶ブールを昇華成長させる工程であって、前記昇華成長は、制御された軸方向及び半径方向温度勾配と、昇華した原料物質の制御された流との存在下において起こる工程と、
    前記ＳｉＣブールから、ＳｉＣウエハをスライスする工程であって、該ＳｉＣウエハが、
    １００ｍｍ以上２００ｍｍ以下の直径と、
    前記ウエハの全領域に対して約０．２°、０．１°または０．０６°を超えない格子曲率と、
    前記ウエハの全領域に対して約５０、３０または２０秒角を超えない半値全幅（ＦＷＨＭ）Ｘ線反射とを有する工程と
    を備える、高品質ＳｉＣ単結晶ウエハを形成する方法。
20. 前記ＳｉＣウエハが、前記ウエハの全面積の約５％、２％または１％を超えない積層欠陥の合計面積をさらに含む、請求項１９に記載の方法。
21. 前記ＳｉＣウエハが、以下の少なくとも１つをさらに含む、請求項１９に記載の方法。
    約１ｃｍ²、０．２ｃｍ²または０．１ｃｍ²を超えないウエハ平均マイクロパイプ密度（ＭＰＤ）、または
    約１０，０００ｃｍ^-2、５，０００ｃｍ^-2または１，０００ｃｍ^-2を超えないウエハ平均転位密度。
22. 種結晶の表面上に、直径１００〜２００ｍｍのウエハをスライスするための十分な直径を有するＳｉＣ単結晶ブールを昇華成長させる工程であって、前記昇華成長は、制御された軸方向及び半径方向温度勾配と、昇華した原料物質の制御された流との存在下において起こる工程と、
    前記ＳｉＣブールから、前記ウエハの全面積の約５％、２％または１％を超えない積層欠陥の合計面積を有するＳｉＣウエハをスライスする工程とを備える、高品質ＳｉＣ単結晶ウエハを形成する方法。
23. 前記ＳｉＣウエハが、前記ウエハの全領域に対して約０．２°、０．１°または０．０６°を超えない格子曲率をさらに含む、請求項２２に記載の方法。
24. 前記ＳｉＣウエハが、前記ウエハの全領域に対して約５０、３０または２０秒角を超えない半値全幅（ＦＷＨＭ）Ｘ線反射をさらに含む、請求項２２に記載の方法。
25. 前記ＳｉＣウエハが、以下の少なくとも１つをさらに含む、請求項２２に記載の方法。
    約１ｃｍ²、０．２ｃｍ²または０．１ｃｍ²を超えないウエハ平均マイクロパイプ密度（ＭＰＤ）、または
    約１０，０００ｃｍ^-2、５，０００ｃｍ^-2または１，０００ｃｍ^-2を超えないウエハ平均転位密度。
26. 直径１００〜２００ｍｍを有し、以下の少なくとも１つを含む、高品質ＳｉＣ単結晶ウエハ。
    前記ウエハの全領域に対して約０．２°、０．１°または０．０６°を超えない格子曲率、
    前記ウエハの全領域に対して約５０、３０または２０秒角を超えない半値全幅（ＦＷＨＭ）Ｘ線反射、または、
    前記ウエハの全面積の約５％、２％または１％を超えない積層欠陥の合計面積。
27. 前記結晶が４Ｈポリタイプまたは６Ｈポリタイプのいずれかを含む、請求項２６に記載のＳｉＣ単結晶。

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