JP2016506902A - ＳｉＣ結晶及び低転位密度結晶から切断したウェハ - Google Patents

Abstract

断熱した黒鉛製容器内にＳｉＣの種結晶を配置する工程と、種結晶をシェルフ上に支持する工程であって、クッションリングが種結晶の上下面の周縁で種結晶と接触し、黒鉛製容器が種結晶の側面と接触しない、工程と、Ｓｉ及びＣ原子源を断熱した黒鉛製容器内に配置する工程であって、Ｓｉ及びＣ原子源がＳｉＣ結晶を成長させるために種結晶へ輸送するためのものである、工程と、黒鉛製容器を炉内に配置する工程と、炉を加熱する工程と、炉を真空排気する工程と、炉に不活性ガスを充満する工程と、結晶成長を支持しそれによってＳｉＣ結晶を形成するように炉を維持する工程と、を含む、ＳｉＣ結晶を形成する工程。

Description

関連出願

本願は、２０１３年１０月１８日出願の米国特許出願第１４／０５８，１６７号及び２０１３年２月５日出願の米国特許出願第６１／７６１，１７１号の利益を主張する。

１．技術分野

開示される発明は、炭化ケイ素（ＳｉＣ）結晶及びウェハの製造に関する。
２．関連技術

炭化ケイ素（ＳｉＣ）は、結晶性半導体材料であり、材料科学、電子工学及び物理学に精通した者には、その広いバンドギャップ特性、更に、超高硬度、高熱伝導性、及び化学的不活性といった特性に関して有利であると認識されている。これらの特性は、ＳｉＣを、パワー半導体デバイスの作製にとって非常に魅力的な半導体としており、ケイ素のようなより一般的な材料から生産されたデバイスに勝るパワー密度及び性能強化が可能となる。

最も一般的なＳｉＣの形態は、原子の立方晶配列又は六方晶配列からなる。Ｓｉ層とＣ層の積層は、ポリタイプとして知られる多くの形態をとり得る。炭化ケイ素結晶の種類は、積層シーケンスにおける繰り返し単位の数を示す数字と、それに続く結晶様式を表す文字によって示される。例えば、３Ｃ−ＳｉＣポリタイプとは、繰り返し単位が３で、かつ立方（Ｃ）格子であることを指し、４Ｈ−ＳｉＣポリタイプとは、繰り返し単位が４で、かつ六方（Ｈ）格子であることを指す。

炭化ケイ素ポリタイプが異なると、材料特性（最も顕著には電気特性）において多少のバリエーションが生じる。４Ｈ−ＳｉＣポリタイプは、比較的広いバンドギャップを有する一方で、３Ｃ−ＳｉＣはより狭いバンドギャップを有し、他のほとんどのポリタイプのバンドギャップは、これらの間に収まる。高性能パワーデバイス用途に関しては、バンドギャップが広い場合には、理論上は、前記材料に、相対的に高いパワー性能、及び熱伝導性能を提供する、より高い能力があることになる。

ＳｉＣ結晶は、天然には産生しないため、合成する必要がある。ＳｉＣ結晶の成長は、昇華／物理気相輸送法、又は化学気相堆積法によって行うことができる。

昇華によるＳｉＣの成長は、非常に困難である。昇華によるＳｉ／Ｃ化学種の蒸気流の生成には、２，０００℃を超える温度が必要であり、これにより、反応器セルの構成部品及び炉の設計に大きな制限が加わる。元来は、アチソン法のような製法により形成されたＳｉＣ研磨材が、前記結晶のためのＳｉ原子源及びＣ原子源として使用されていたが、技術が進歩したため、複数のグループによって、ＳｉＣ結晶の成長専用のＳｉＣ原料粉末を合成する手段が開発された。成長は、一般に真空チャンバ内の黒鉛製容器の中で行われる。この黒鉛製容器を、抵抗法、又は誘導法のいずれかにより加熱する。容器は、容積内に制御された温度勾配を形成するように、注意して断熱される。種結晶が使用され、この種結晶の形状は一般に板状又はディスク状である。種結晶は、典型的には、その成長面が原料物質に対向するように配向される。容器内での種結晶の位置は、容器が加熱されたときに、種が比較的低い温度位置にある一方で、Ｓｉ−Ｃ原料物質がより高い温度位置にあるように、設計される。容器が原料物質を昇華させるのに十分な温度まで加熱されたとき、この蒸気は、より温度の低い領域へ向って移動し、種結晶上で凝縮する。概念としては単純と思われるものの、ＳｉＣの成長は実際には非常に複雑であり、実務者には、実行が非常に困難なものとして認識されている。

歴史的には、ＳｉＣの昇華に基づいた結晶成長における初期の発展は、Ｌｅｌｙ（米国特許第２，８５４，３６４号）によって最初に記載され、その種結晶を使用しない結晶成長法によって、小さな六方晶ＳｉＣの板状晶がもたらされた。１９７０年代及び１９８０年代には、デバイス生産に魅力的なサイズの最初の結晶を生産する技術が、ロシアにて、Ｔａｉｒｏｖ及びＴｓｖｅｔｋｏｖによって生み出された（Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｃｒｙｓｔａｌ Ｇｒｏｗｔｈ，５２（１９８１）ｐ．１４６〜５０及びＰｒｏｇｒｅｓｓ ｉｎ Ｃｏｎｔｒｏｌｌｉｎｇ ｔｈｅ Ｇｒｏｗｔｈ ｏｆ Ｐｏｌｙｔｙｐｉｃ Ｃｒｙｓｔａｌｓ ｉｎ Ｃｒｙｓｔａｌ Ｇｒｏｗｔｈ ａｎｄ Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ ｏｆ Ｐｏｌｙｔｙｐｅ Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ，Ｐ．Ｋｒｉｓｈｎａ，ｅｄ．，Ｐｅｒｇａｍｍｏｎ Ｐｒｅｓｓ，Ｌｏｎｄｏｎ，ｐ．１１１（１９８３））。彼らの手法では、Ｌｅｌｙの結晶が種として使用され、上述したような昇華及び輸送によって成長させた。これらの成果により、種の選択、圧力制御、及び温度勾配によって、ポリタイプを制御するための方法が示された。その後に、Ｄａｖｉｓ（米国特許第４，８６６，００５号）は、原料物質の賢明な選択及び勾配制御による改善を発表した。Ｔａｉｒｏｖ、Ｔｓｖｅｔｋｏｖ、及びＤａｖｉｓの方法に対する改良が、今日に至るまで発表され続けている。

より大きな結晶を生産する方法が出現すると、焦点も結晶中の欠陥を制御することへと移った。欠陥は、インクルージョン及び結晶転位として分類することができる。ＳｉＣ結晶における、主要な結晶欠陥は、らせん転位である。らせん転位の中でも、マイクロパイプ又はホローコアらせん転位（hollow core screw dislocation）として知られる、特別な場合がある。加えて、基底面転位及び貫通刃状転位がある。これらの欠陥は、多くの発生源に由来するものである。例えば、種結晶内に包含されていた欠陥が、新しく成長した結晶容積へと移行する場合がある。温度勾配及び熱膨張の不一致から生じた、種及び成長中の結晶にかかる応力が、転位の形成をもたらす場合もある。昇華蒸気流が、ＳｉＣを形成するために必要な蒸気流から化学量論的に逸脱していると、不安定なポリタイプの成長をもたらすことがあり、ひいては、成長後の結晶中におけるポリタイプのインクルージョンにつながり、これにより、ポリタイプの境界において転位の形成が引き起こされる。各転位間の相互作用でさえ、転位を形成させたり、又は消滅させたりする場合がある。

すでに示した方法によって生産されたＳｉＣ結晶は、転位濃度が大きい。本出願の時点で一般的に報告されている、らせん転位濃度及び基底面濃度の値は、名目上それぞれ５，０００〜１０，０００／ｃｍ^２である。転位は、最も一般的には、結晶の対称軸に対して垂直な平面で結晶を薄片化することによって評価される。露出した結晶表面を、３５０〜５００℃の範囲の温度で、水酸化カリウムなどの溶融塩を用いてエッチングすることで、転位が発現する。それぞれの種類の転位は、特有の形状を有しているため、区別してカウントすることができる。転位は、一般的に、検査面積で割った数として、カウントされ、報告される。この評価方法は、結晶平面上に形成される平面状半導体デバイスに含有される欠陥の容易な相関付けが可能であるため、有用である。文献には、観察平面内に転位が均一に分布しているわけではないことを示す多くの例がある。特に、今日では、直径１００ｍｍの円よりも広い、又はそれと等しい区画に対する検査が求められるため、転位のカウント数が多く、全ての転位を１つずつカウントすることが、全く現実的でないものとなっている。したがって、エッチングされた領域をサンプリングして、転位の量を決定する。大きな結晶を伴う転位濃度を求める際、不正確なサンプリング方法によって誤差が引き起こされる場合がある。ほとんどの報告において、サンプリング方法の詳細が提供されないため、報告された結果の再現は、不可能でないとしても、大抵は困難である。

固体物理学及び半導体デバイス分野で経験を有する科学者たちには、転位によって、材料の理論上の特性を下回るデバイス性能がもたらされることが知られている。それ故、近年、半導体ＳｉＣ結晶の品質を改善することに焦点を当て、結晶成長に由来する欠陥を減少させることができる因子を特定し、制御することに努力が払われている。

一旦、十分に大きい結晶が生産されると、平面的な作製方法を使用する半導体デバイスの作製に便利であるように、結晶を切断して、ウェハへと加工しなければならない。多くの半導体結晶（例えば、ケイ素、ヒ化ガリウムなど）の開発、及びウェハ製品への商品化が成功しているため、バルク状の結晶からウェハを作製する方法は既知である。ウェハ作製に対する一般的な手法及び要件、並びに標準的な評価方法の考察は、Ｗｏｌｆ ａｎｄ Ｔａｕｂｅｒ，Ｓｉｌｉｃｏｎ Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ｆｏｒ ｔｈｅ ＶＬＳＩ Ｅｒａ，Ｖｏｌ．１−Ｐｒｏｃｅｓｓ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｃｈａｐｔｅｒ １（Ｌａｔｔｉｃｅ Ｐｒｅｓｓ−１９８６）に見出すことができる。

その硬度のために、ＳｉＣからのウェハ基板の作製では、ケイ素又はヒ化ガリウムのような他の一般的な半導体結晶の加工と比較して、特有の課題が提起される。機械に変更を加えなければならず、かつ研磨剤の選択は一般的に使用される材料の範疇を超えて変更された。実質的な表面下の損傷は、鏡面研磨したＳｉＣウェハ上で観察可能であり、この表面下の損傷は、シリコン産業で使用されているものに類似した、化学的に増強した機械的研磨法を使用して、減少又は除去することができることが報告されている（Ｚｈｏｕ，Ｌ．，ｅｔ ａｌ．，Ｃｈｅｍｏｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｐｏｌｉｓｈｉｎｇ ｏｆ Ｓｉｌｉｃｏｎ Ｃａｒｂｉｄｅ，Ｊ．Ｅｌｅｃｔｒｏｃｈｅｍ．Ｓｏｃ．，Ｖｏｌ．１４４，ｎｏ．６，Ｊｕｎｅ １９９７，ｐｐ．Ｌ１６１〜Ｌ１６３）。

ＳｉＣウェハ上に半導体デバイスを構築するためには、更なる結晶性ＳｉＣ膜を、ウェハ上に堆積して、必要な導電性値及び導体の種類を有するデバイス活性領域を形成しなければならない。典型的には、この作業は、化学気相堆積（ＣＶＤ）法を使用して行われる。１９７０年代より、ＣＶＤエピタキシーによるＳｉＣの成長のための技術が、ロシア、日本、及び米国のグループから発表されてきた。ＣＶＤによるＳｉＣの成長に関する、最も一般的なケミストリーは、ケイ素含有原料ガス（例えば、モノシラン又はクロロシランなど）と、炭素含有原料ガス（例えば、炭化水素ガスなど）との混合物である。欠陥の少ないエピタキシャル層の成長の鍵となる要素は、結晶の対称軸から遠ざかるように基板表面を傾斜させて、基板の結晶によって確立された積層順で、表面に化学原子を付着させることを可能にすることである。この傾斜が適切でないときは、ＣＶＤ法によって、表面に３次元的な欠陥が生じ、このような欠陥により、半導体デバイスが動作しなくなる。クラック、表面下の損傷、ピット、粒子、傷、又は汚染等の表面の欠陥は、ＣＶＤ法によるウェハの結晶構造の再現を妨げる（例えば、Ｐｏｗｅｌｌ ａｎｄ Ｌａｒｋｉｎ，Ｐｈｙｓ．Ｓｔａｔ．Ｓｏｌ．（ｂ）２０２，５２９（１９９７）を参照されたい）。研磨及び洗浄工程を使用して、表面欠陥を最小化したウェハを作製することが重要である。これらの表面欠陥の存在下では、基底面転位及び立方体型のＳｉＣインクルージョンなどの複数の欠陥が、エピタキシャル膜に発生する場合がある（例えば、Ｐｏｗｅｌｌ，ｅｔ．ａｌ．Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ Ｔｈｉｒｄ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｈｉｇｈ−Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ，Ｖｏｌｕｍｅ １，ｐｐ．ＩＩ−３〜ＩＩ−８，Ｓａｎｄｉａ Ｎａｔｉｏｎａｌ Ｌａｂｏｒａｔｏｒｉｅｓ，Ａｌｂｕｑｕｅｒｑｕｅ，ＮＭ ＵＳＡ，９〜１４ Ｊｕｎｅ １９９６を参照）。

ＳｉＣにおける欠陥は、その欠陥の上に形成された半導体デバイスの動作を制限し、又は破壊することが知られている。Ｎｅｕｄｅｃｋ及びＰｏｗｅｌｌは、中空コアらせん転位（マイクロパイプ）がＳｉＣダイオードの電圧阻止性能を厳しく制限したことを報告している（Ｐ．Ｇ．Ｎｅｕｄｅｃｋ ａｎｄ Ｊ．Ａ．Ｐｏｗｅｌｌ，ＩＥＥＥ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｄｅｖｉｃｅ Ｌｅｔｔｅｒｓ，ｖｏｌ．１５，ｎｏ．２，ｐｐ．６３〜６５，（１９９４））。Ｎｅｕｄｅｃｋは、１９９４年に、らせん転位及び形態的なエピタキシー欠陥に起因するパワーデバイスの機能の制限に焦点を当てて、結晶（ウェハ）及びエピタキシー由来の欠陥がパワーデバイスに与える影響について考察している（Ｎｅｕｄｅｃｋ，Ｍａｔ．Ｓｃｉ．Ｆｏｒｕｍ，Ｖｏｌｓ ３３８〜３４２，ｐｐ．１１６１〜１１６６（２０００））。Ｈｕｌｌは、らせん転位密度の低い基板上にダイオードが作製されたとき、高電圧ダイオードの逆バイアスでの漏れ電流の分布が、より低い値へ変化することを報告している（Ｈｕｌｌ，ｅｔ．ａｌ．，Ｍａｔ．Ｓｃｉ．ｆｏｒｕｍ，Ｖｏｌ．６００〜６０３，ｐ．９３１〜９３４（２００９））。Ｌｅｎｄｅｎｍａｎｎは、バイポーラダイオードにおける順電圧劣化は、基板での基底面転位に由来した、エピ層における基底面転位と関連があることを報告している（Ｌｅｎｄｅｎｍａｎｎ ｅｔ．ａｌ．，Ｍａｔ．Ｓｃｉ．Ｆｏｒｕｍ，Ｖｏｌｓ ３３８〜３４２，ｐｐ．１１６１〜１１６６（２０００））。

４Ｈ−ＳｉＣ結晶の成長に関する現代技術は、転位の全種類の同時制御を可能にする結晶成長プロセスの商業的方法の開発に成功していない。

先行技術に開示されている様々な方法は、しばしば結晶成長に用いられる固有の工程又は欠陥の濃度の評価及び繰返し性の実証に用いられる方法に関する詳細が欠けている。

近年、炭化ケイ素及び窒化ガリウムを高効率パワー／ＲＦダイオード及びトランジスタデバイスの構築に有用な材料として、より大きな結晶を成長させることが望ましくなってきた。しかしながら、炭化ケイ素（ＳｉＣ）の大きなバルク結晶は成長させることが困難であり、その一因は、そのようなプロセスは最高で２，５００℃の高温を必要とすることにある。現在、ほとんどの成長プロセスは物理気相輸送（ＰＶＴ）昇華法のような蒸気をベースとする輸送法を利用している。

例えば、ＳｉＣの結晶は、一般的に固体黒鉛から形成される反応器セル内でＰＶＴによって成長される。セルは、一般的に直角シリンダであり、黒鉛のグレードは、それぞれの膨張係数の違いによって付与される応力を最小限に抑えるため、その熱膨張係数がＳｉＣの熱膨張係数に近くなるように選択される。ＳｉＣ種結晶は、一般的に、ディスク形状で提供される。種結晶は、研磨されおり、成長面の反対側を、成長温度において安定な材料でコーティングすることができる。保護がないときに種中に空隙（「熱蒸発キャビティ（thermal evaporation cavities）」）が形成する場合があることから、保護炭素コーティングの存在は、結晶成長プロセス中の種の変質の抑制を助けることができる。

種は通常、円筒形の反応器セル及び種ウェハの平面の長軸が名目上互いに直角になるように配向される。大部分のＰＶＴ反応器セルにおいて、種結晶は、蒸気流量の制御及び成長中に種をデブリ及び汚染のない状態に維持することを促進するため、Ｓｉ／Ｃ源供給材料の上に配置される。この種のＰＶＴ反応器セル配置において、種は、一般的には反応器セルの蓋への種の固定又は機械的取付けによって、蒸気源上に支持される。種は、接着剤、セメント、保持リング等によって蓋に取り付けされてもよい。ただし、種を反応器セルの蓋又はシードホルダーに取り付ける行為は、結晶成長中に望ましくない影響を招き得る。

例えば、取付けプロセスの間に、コーティングされた種の裏面の引っ掻きが起こる場合がある。更に、取付けプロセスの間に、種と反応器セルの天井界面との間に空隙が発生する場合がある。かかる発生は、種裏面の蒸発キャビティの形成を増幅し、欠陥形成を生じる場合がある。更に、種と蓋との間の熱膨張の差は、種に応力を生じ得る。例えば、日本国特開第２０１１−２０８６０号公報の考察を参照。

反応器セル内の種結晶を、蒸気流が種表面で凝縮するように温度を制御できる位置に支持することが重要である。しかし、反応器セルは一般的に種結晶と異なる材料から作製されることから、固定取付け法はしばしば成長中に結晶に応力を生じる。例えば、種が反応器セル又は蓋に接着剤を使用して取付けられる場合、取付けプロセス中に種が曲がる可能性があり、これは結晶中に望ましくない応力を生じる。

結果として、成長中に種結晶を支持するための代替方法の開発が試みられてきた。例えば、日本国特開第２０１１−２０８６０号は、圧力差を利用して種を蓋部上に保持する真空を作っている。ただし、結晶とホルダーとの間の接触により、依然として結晶への応力が成長中に起こり得る。具体的には、圧力差による力（pressure differential forces）は種を変形する場合がある。更に、蓋の表面が平滑かつ平坦ではない場合、種の裏面に圧力点を生じ、それによって種内にひずみを生じるであろう。同様に、種と蓋との間で意図せずに捕捉され得る粒子状物質は、圧力点を生じるであろう。蓋が完全に平坦で、種が完全に蓋と接触する場合でも、種が蓋と接触したときに、種の裏側が冷却され、その結果種が湾曲して蓋から離れ、封止が破壊されると予想される。湾曲は結晶が応力を受ける原因にもなり、成長する結晶に欠陥を生じる。

日本国特開第２０１１−２０８６０号に開示されるアプローチには、別の問題がある。例えば、圧力差によって種が持ち上げられたとき、それがるつぼから出る気流を阻止し、その結果るつぼ内の圧力及び温度の上昇を招く。少なくとも上記の理由から、るつぼから出る気体の流れを維持することが好ましい。更に、結晶は成長するにつれて重くなり、ある時点で、圧力差が結晶を蓋上に維持できないほど重くなると考えられ、その時点で結晶が落下して、結晶温度の突然の変化を生じ、るつぼからの気体の流れの再開により、るつぼ内の圧力及び温度が低下する。

したがって、当該技術分野において、マイクロパイプ、らせん転位及び基底面転位のような欠陥の低減を生じる、応力が最小限に抑えられた結晶成長が得られるＳｉＣ結晶成長の方法が必要とされている。

次の本発明の概要は、本発明のいくつかの態様及び特徴の基本的な理解を提供するために含まれる。この発明の概要は、本発明の広範な概要ではないため、本発明の鍵となる要素若しくは重要な要素を具体的に特定したり、又は本発明の範囲を詳細に記述したりする意図のものではない。この発明の概要の唯一の目的は、以下に提示するより詳細な説明に対する導入部として、簡潔な形式にて本発明のいくつかの概念を提示することである。

本発明の態様は、気相ベースの結晶成長中の種結晶を支持する方法、より具体的には、結晶成長中に種結晶が外部応力を受けない気相輸送成長方法に関する。

本明細書に開示される実施形態は、１／ｃｍ^２未満のマイクロパイプ密度と、５，０００／ｃｍ^２未満のらせん転位密度と、５，０００／ｃｍ^２未満の基底面転位密度とを有する４Ｈ−ＳｉＣ結晶／ウェハを製造する方法を提供する。全ての欠陥測定は同時に実施される。

開示される実施形態によると、ポリタイプの４Ｈ−ＳｉＣ結晶は、７６ｍｍもの小さい直径又は１５０ｍｍまで及び１５０ｍｍ超の直径の種を使用して成長させることができる。

種々の態様は、種結晶上への気相輸送によるＳｉＣ結晶の形成方法に関し、この方法は、ケイ素及び炭素原子源を黒鉛製容器内に配置する工程であって、ケイ素及び炭素原子源がＳｉＣ結晶を成長させるために種結晶へ輸送するためのものである、工程と、種結晶を黒鉛製容器内に置き、種結晶を黒鉛製容器のいかなる部分にも物理的に取り付けることなく、種結晶を黒鉛製容器内のシェルフ上に支持する工程と、蓋が種結晶と接触しないように蓋を容器に被せ、全処理サイクル中、種の裏面が蓋の底面と接触するのを防ぎ、黒鉛製容器を真空炉内に配置する工程と、炉を約２，０００℃〜約２，５００℃の温度に加熱する工程と、炉を約１０トル〜約１００トルの圧力に真空排気する工程と、炉が結晶成長を支持しそれによってＳｉＣ結晶を形成するように維持する工程と、を含む。

開示される態様によると、真空炉は、結晶成長を支持しそれによって約０．１ｍｍ〜約５０ｍｍの厚さを有するＳｉＣ結晶を形成するように維持され、その際窒素流量は、成長したＳｉＣ結晶の窒素濃度が約１×１０^１５／ｃｍ^３〜約１×１０^１９／ｃｍ^３であるように維持される。

開示される実施形態は、ＳｉＣ結晶から切断され、４Ｈ−ＳｉＣ基材で実施された少なくとも９の測定から求めたときに、約１／ｃｍ^２未満の平均マイクロパイプ密度と、約５，０００／ｃｍ^２未満のらせん転位密度と、約５，０００／ｃｍ^２未満の基底面転位とを有する４Ｈ−ＳｉＣ基材を提供する。

更に別の態様は、ＳｉＣ結晶を形成するためのシステムに関し、このシステムは、蓋及びその上に種を位置付けるためのシェルフを有する黒鉛製容器と、種をセルに対して所望の位置に保ちながら種の伸縮を可能とし、全成長サイクルで種が蓋と接触するのを防ぐクッションリングと、誘導炉を約２，０００℃〜約２，５００℃の温度に加熱するためのヒーターと、誘導炉を約１０トル〜約１００トルの圧力に真空排気するためのポンプと、誘導炉に不活性ガスを充満するためのガス入口とを備える。

その他の態様は、既知の直径を有するディスク状の種上でＳｉＣ結晶成長を実施するための炉に使用する黒鉛製容器に関し、この容器は、側壁と黒鉛製の蓋を受け入れるように構成された開口上部とを有する黒鉛製円筒形容器と、側壁の上部に形成され、種の直径よりもわずかに小さい内径を有する円筒形シェルフであって、この円筒形シェルフが開口上部から規定距離下方に形成されており、それによってその上に種を配置及び支持すること及び種が全成長プロセスの間蓋と接触するのを防止することを可能にする、シェルフと、開口上部と共に閉鎖を形成するように構成された黒鉛製の蓋と、を備える。

更なる態様は、種結晶上への気相輸送によるＳｉＣ結晶の形成方法を提供し、この方法は、ケイ素及び炭素原子源を黒鉛製容器内に配置する工程であって、ケイ素及び炭素原子源がＳｉＣ結晶を成長させるために種結晶へ輸送するためのものである、工程と、種結晶を黒鉛製容器内に置き、ＳｉＣ結晶に生じる最大応力が５×１０^６ダイン／ｃｍ^２未満になるように種結晶を支持する工程と、蓋が全処理サイクル中種結晶と接触しないように蓋を容器に被せ、黒鉛製容器を真空炉内に配置する工程と、炉を約２，０００℃〜約２，５００℃の温度に加熱する工程と、炉を約１０トル〜約１００トルの圧力に真空排気する工程と、炉が結晶成長を支持しそれによってＳｉＣ結晶を形成するように維持する工程と、を含む。

本発明のその他の態様及び特徴は、以下の図を参照した詳細な説明から明らかになるであろう。詳細な説明及び図は、本発明の様々な非限定例及び様々な実施形態を提供し、本発明は添付の請求項によって定義されることが理解されるべきである。

本明細書に組み込まれ、かつその一部を構成する添付の図面は、本発明の実施形態を例示するものであり、説明と共になって、本発明の原理を説明し、例示する役割を果たすものである。これらの図面は、例示的な実施形態の主要な特徴を図表的に示すことを意図したものである。これらの図面は、実際の実施形態の全ての特徴を示すことを意図したものではなく、示された要素の相対的な寸法を示すことを意図したものでもない。また、これらの図面は、一定の縮尺ではない。

物理気相輸送によるＳｉＣ結晶の成長の一般的構成であって、先行技術を示す。 気相輸送ＰＶＴ反応器セルを示し、このセルは、一実施形態によるＳｉＣ結晶成長用に構成されている。 ＰＶＴ反応器セルを示し、別の実施形態によるＳｉＣ結晶成長用に構成されている。 ＰＶＴ反応器セルを示し、更に別の実施形態によるＳｉＣ結晶成長用に構成されている。

以下は、本発明の実施形態による製造方法の例を提供し、これは低いマイクロパイプ密度、らせん転位密度及び基底面転位密度を示しながら、比較的大きな直径の基材が得られる。使用される装置及び方法は、成長結晶中の欠陥を制限するため、種に応力を加えないように設計されている。種を所定の位置に維持するためにクランプ、接着又は機械的取り付けを使用せず、種は制約なく熱膨張することができるが、垂直移動は、種の裏面が蓋の表面と接触しないように制限される。以下は、種を蓋に物理的に取り付けることなく所定の位置に維持できる方法を例示する具体例であるが、他の実施形態を使用して同じ効果を得てもよい。

以下の実施形態によると、プロセスはＳｉＣ種から始まり、この種は一般的に成長結晶と同じ直径の円形ウェハの形状である。種結晶は、炭素面を研磨及び／又はエッチングし、炭素面に機械的損傷がないことを確実とする。

本明細書に記載の方法の実施形態は、種結晶成長のための先行の方法又は装置よりも優れる数点の利点を提供する。ほとんどの先行技術は、種の裏面とるつぼ又は反応器セル／蓋の上部とを接触させて、種を接続する。しかしながら、本発明者らは、かかる接触は不要であり、かつ結晶形成に有害となり得ることを見出した。本発明者らは、意外にも、種結晶がその周縁のみで接触する構成で種結晶を支持することによって、成長中に結晶に付与される応力が最小限に抑えられることを見出した。本発明者らは、意外にも、低い結晶欠陥密度によって証明される成長結晶の質の改良も見出した。

この支持構成は、取り付けプロセス中の種結晶の損傷又は屈曲を最小限に抑え、かつ種結晶が反応器セルから機械的に分離されていることから、種結晶は成長中に反応器セルとは無関係に伸縮し得る。

図１は、物理気相輸送によるＳｉＣ結晶の成長の一般的構成であって、先行技術を示す。ＳｉＣ結晶成長用に構成された蓋４３を有するＰＶＴ反応器セル４０を例示する。反応器セルは一般的に、黒鉛製容器から形成される。顆粒化されたＳｉＣ又はケイ素及び炭素材料４２は、セルの底に配置される。容器の上方部にあるのは、セルの上部内側に取り付けられた種結晶４８であり、例えば、蓋４３にクランプ又は接着されている。特に、図１の構成において、プロセスの間、種４８の裏面は蓋４３の底面と接触し、それは接着又はクランプのような物理的取り付けか、又は日本国特開第２０１１−２０８６０号に説明されるような圧力差によるものかを問わない。

容器全体は、黒鉛フェルト又は発泡体のような断熱材５４で包囲される。反応器セル４０は、真空ポンプによって圧送される真空炉７０内に配置される。真空炉７０は、セルが抵抗加熱される場合には鋼で構成されてもよく、セルが誘導加熱される場合にはガラスで構成されてもよい。表示の実施形態において、真空炉はガラスで構成され、ＲＦ誘導コイル７２によって加熱される。ケイ素及び炭素は原料物質４２から蒸発し、種４８の上に凝縮する。種上に凝縮していないケイ素及び炭素は、反応容器から真空炉内へと拡散する。この拡散は、反応容器の内部と真空炉との間の圧力勾配によって推進される。真空炉に注入されている気体（例えば、窒素、アルゴン）、及びドーパントは、黒鉛製るつぼの壁を通って反応容器内へ拡散する。この拡散は、真空チャンバと反応容器の内部との間の濃度勾配によって推進される。

ここで図２を参照すると、本発明の一実施形態によるＰＶＴ反応器セルが例示されており、これは低応力、低欠陥のＳｉＣ結晶成長用に構成されている。反応器セル４０は、好ましくは、黒鉛製容器から形成され、蓋４３を有する。顆粒化されたＳｉＣ又はケイ素及び炭素材料４２は、セルの底に配置される。セルは、図２で「ｄ」と表記される内径を有し、この内径は種４８の直径以上である。加えて、シェルフ４６がセルの上方部に設けられる。シェルフ４６は、図２で「ｄ_ｓ」と表記される内径を有し、この内径は種４８の直径よりもわずかに小さい。当然、シェルフの壁は垂直である必要はなく、点線によって示すように傾斜していてもよく、その場合、直径「ｄ_ｓ」は、シェルフの原料側で種側よりも大きな値を有することができる。シェルフ４６は、容器の側壁に接着された黒鉛のリングとして作製できる。あるいは、シェルフ４６は、容器と一体で作製されてもよく、例えば、容器は、容器４０の内部側壁の一体部分としてシェルフと共に形成されてもよい。

シェルフ４６は、物理的な取り付けを行うことなく、種結晶４８をその周縁端部で支持するために使用される。より正確には、クッションリング５０、５１が種の上下に配置され、その周縁で種４８の上下面と接触する。クッションリングは、種をセルに対して所望の位置に保持しながら種が伸縮できるようにし、種が成長プロセス全体を通して蓋４３と物理的に接触するのを防ぐ。クッションリングは、ＳｉＣよりも柔らかい材料で作製されてもよく、展性であり、ＳｉＣ結晶成長に伴うプロセス条件及び化学反応に耐えることができる。例えば、モリブデン又はグラファイトを使用して、クッションリング５０及び５１を作製することができる。場合により、種の垂直位置を維持し、種が蓋と接触するのを防ぐために、黒鉛製保持器５３を上部クッションリング５０の上に位置付ける。しかしながら、上部リング５０と保持器リング５３は、種を圧迫する必要はなく、むしろ図に両矢印で例示するように、種が水平方向に自由に動けるようにすることを認識すべきである。すなわち、下部クッションリング５１はシェルフ４６上に配置され、次いで種４８が下部クッションリング５１の上に配置され、上部クッションリング５０は種４８の上に配置される。保持器リング５３は上部クッションリング５０の上に配置され、次いで蓋４３がセル４０に取り付けられる。この全体的構成により、種は制御された垂直位置にあることができ、更に加熱及び冷却時に種に応力を生じることなく自由に伸縮することができる。有限要素モデリングは、この種を位置付けるための幾何学的配置は、５×１０^６ダイン／ｃｍ^２未満のバルクＳｉＣ結晶の最大応力に対応することを示す。

図３は、シェルフ４６をセル４０の一体部分として形成するための別の実施形態を例示する。具体的には、セル４０は、その内径が種４８よりもわずかに小さく、図２の実施形態の直径ｄ_ｓに近いように作製される。セル４０の上方部分は、種４８の直径よりもわずかに大きい直径、すなわち、図２の実施形態の直径ｄに近い直径を有するように作製される。上記の２つの直径間の差がシェルフ４６を形成し、その上に下部クッションリング５１が載せられる。したがって、理解できるように、シェルフ４６の製造に種々の構成を使用することができ、種がシェルフ上にクッションリングと共に配置され、その結果種が水平方向の物理的制約を受けることなく自由に伸縮でき、同時に種が蓋４３の表面と物理的に接触するのを防止するという条件で、使用される特定の構成は必須ではない。

図３の実施形態は、保持器リング５３を蓋４３の一体部分として作製する工程も例示する。具体的には、図３に例示されるように、蓋４３は、クッションリング５０の垂直移動を制限し、それによって種４８の垂直移動を制限する機能のある突出リング５３と共に製造される。リング５３は、種４８の周縁端部と直接接触してもよく、又はクッションリング５０が使用される場合はクッションリング５０と接触してもよい。

図４は、応力を付与することなく、かつ自由な伸縮を可能にする、種４８を支持するための更に別の実施形態を例示する。具体的には、シェルフ４６はセル４０の上部開口部の近くに作製され、その結果保持器は必要ない。代わりに、蓋４３は上部クッションリング５０と接触することによってクッションリングの垂直移動を制限するよう機能し、その結果種は蓋４３の表面と接触することができない。図４に示される別の特徴は、上部クッションリング５０が下部クッションリング５１よりも厚いことである。これは、種４８を蓋４３から十分に離して維持し、蓋４３の種４８への熱的影響を低減するために実施される。

以下の記載は、使用される特定の実施形態に関係なく、適用される。容器全体は、黒鉛フェルト又は発泡体のような断熱材５４で包囲される。断熱材の厚さ、熱伝導性、及び多孔性は、反応器セル内に所望の温度分布を達成するように選択される。ＳｉＣ結晶の成長のための構成は、真空炉７０に接続するドーパントガス（例えば、窒素源８４）へのバルブ８２を制御するため、及び真空炉７０にも接続するアルゴンガス源８８へのバルブ８６を制御するための、コントローラ８０を包含する。真空炉７０内部の真空は、真空ポンプ９２につながるバルブ９０によって制御される。この実施形態において、コントローラ８０は、真空炉に流れるアルゴン及び／又は窒素流量にかかわらず、真空炉７０内のユーザー設定の真空度を維持するように、真空バルブ９０及びポンプ９２を制御するように構成される。例えば、チャンバへの窒素流量が増大すると、コントローラ８０は真空バルブ９０を開けて炉からの真空排気を増大し、設定された真空度を維持する。コントローラ８０は、ＲＦ誘導コイル７２への印加電力等のヒーターの運転制御も行う。

セル４０に原料物質４２及び種４８を仕込んだ後、セルは封止されて、ＲＦ誘導炉７０内に配置される。炉はポンプ９２を用いて真空排気され、それによって炉７０の内部とセル４０の内部との間に圧力差を生じる。しかし、セル４０は、蓋がセルを完全に密閉しないように構築されており、そのためセル４０内部からのガス状物質は炉の内部に漏れ、ポンプ排出される。同様に、セル４０の壁はいくらか通気性であり、炉７０の内部に漏出する。結果として、ポンプ９２のポンピング動作は、セル４０の内部と炉７０の内部との間に圧力差を生じることによって、セル４０の内部の真空排気も行う。

セル４０と炉７０の内部が真空排気された後、炉７０の内部に、アルゴン源８８からのアルゴンのような非酸化性ガスが充填される。真空バルブ９０を制御することによって圧力を大気圧近く（５００〜７００トル）に設定し、コイル７２に通電することによって容器を約１，６００〜２，５００℃に加熱する。

その後、圧力を低下して、気相輸送プロセスを開始する。この方法において、圧力は、最初に１０〜１００トルの範囲まで低下される。成長結晶の導電性を制御するために、窒素ガスを炉に添加することができるが、窒素流量にかかわらず、コントローラは圧力を設定値、すなわち１０〜１００トルの範囲に維持する。

この時点で、圧力、温度及び窒素流量は、バルクＳｉＣ結晶を種上に形成するために必要な条件を達成するように制御される。残った成長結晶の厚さは、５〜５０ｍｍの範囲である。圧力の代表値は０．１〜１０．０トルの範囲であり、温度は２，０００〜２，５００℃の範囲である。

成長プロセスの終了時に、圧力を約６００トルに上昇する。これはそれ以上の気相輸送を抑制する。続いて、炉を室温まで冷却する。容器を開けたとき、種結晶と同じポリタイプのＳｉＣの単結晶が、種結晶の上に形成されている。

この方法によって成長した結晶をスライスすることによって新たな種を作ることができ、この新たな種を使用して新たな結晶を成長させることができる。成長した結晶の各世代は、転位密度の低減を示すことが確認される。

上記から理解できるように、本開示の実施形態による方法は、成長中にＳｉＣ結晶に付与される応力が５×１０^６ダイン／ｃｍ^２未満に最小化されるように気相輸送反応器セル内に種を保持し、それ自体で、この方法を、大結晶（例えば、７６ｍｍを超える直径及び２５ｍｍを超える長さを有する）を成長させる任意の戦略に組み込むことができる。

結晶中の転位を評価するために、結晶をスライスし、全てのスライス片を研磨する。マイクロパイプは、最初に溶融塩エッチングで発現し、手動及び自動化された方法でカウントするか、又は研磨スライス片をレーザー光散乱分光計及び画像処理アルゴリズムによって走査してマイクロパイプをカウントすることによって、試験できる。このような方法は、Ｊ．Ｗａｎ，ｅｔ．ａｌ．，「Ａ Ｎｅｗ Ｍｅｔｈｏｄ ｏｆ Ｍａｐｐｉｎｇ ａｎｄ Ｃｏｕｎｔｉｎｇ Ｍｉｃｒｏｐｉｐｅｓ ｉｎ ＳｉＣ Ｗａｆｅｒｓ」Ｐｒｏｃ．２００５ Ｉｎｔ’ｌ Ｃｏｎｆ．Ｏｎ ＳｉＣ ａｎｄ Ｒｅｌａｔｅｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ Ｆｏｒｕｍ（２００６），ｐ．４４７、及びＪ．Ｗａｎ，ｅｔ，ａｌ．，「Ａ Ｃｏｍｐａｒａｔｉｖｅ Ｓｔｕｄｙ ｏｆ Ｍｉｃｒｏｐｉｐｅ Ｄｅｃｏｒａｔｉｏｎ ａｎｄ Ｃｏｕｎｔｉｎｇ ｉｎ Ｃｏｎｄｕｃｔｉｖｅ ａｎｄ Ｓｅｍｉ−Ｉｎｓｕｌａｔｉｎｇ Ｓｉｌｉｃｏｎ Ｃａｒｂｉｄｅ Ｗａｆｅｒｓ，」Ｊ．Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，Ｖｏｌ．３４（１０），ｐ．１３４２．に記載されている。欠陥の総数をカウントした後、この値を測定したスライス片の面積で割って、欠陥密度を単位面積当たりの個数で導出する。

らせん転位及び基底面転位は、上記の溶融塩エッチング又はＸ線トポグラフィーを必要とする。カウントは、一般的に、スライス片上の数か所の区域をサンプリングし、欠陥を数えることによって実施される。欠陥の報告に一般的に使用される方法は、ウェハの中心、ウェハ半径の５０％で９０度離れた４部位及びウェハ半径の＞８０％で９０度離れ、半径の５０％の点の方に４５度回転した４部位での測定からなる。各部位における総数を合計し、次いで合計値を測定面積で除して、欠陥密度を単位面積当たりの個数で導出する。より大きいウェハのサンプリング方法はウェハの評価にとって重要であることから、しばしば、欠陥の総数だけでなく部位のカウント値も報告することが適切である。

黒鉛製容器を形成し、合計で約８００グラムのケイ素と炭素との原料混合物を仕込む。直径約７０ｍｍの４Ｈ−ＳｉＣ種を、Ｃ面を原料に向けて上記の方法によりセル内に固定する。この黒鉛アセンブリを黒鉛フェルトで包み、ＲＦ誘導加熱した真空炉内に配置する。真空チャンバをベース圧力まで真空排気した後、アルゴンガスを充満する。圧力を６００トルに設定し、黒鉛製容器の蓋に焦点を合わせた高温計による読取で約２２００℃の温度を達成するまでシステムを加熱した。この時点でＮ２ガスをチャンバに送り、圧力を１０トル未満に低下させて、原料の昇華を開始した。Ｎ２ガス流量は、３−８Ｅ１８／ｃｍ^３の範囲内の結晶中窒素濃度をもたらすレベルに設定した。約１００時間後に圧力を６００トルに上昇して昇華を停止し、次いでシステムを冷却して結晶を回収した。

得られた結晶は、ＢＨ９０１３と呼ばれ、先細り側で長さ１９ｍｍであった。結晶をスライスして、＜１１−２０＞に向ってオフ角４度のウェハを作製し、このウェハを、ダイヤモンド研磨剤を使用して研磨して、平滑な鏡面を得た。

ウェハで実施した抵抗率測定は、結晶での値が０．０１６〜０．０２６Ω・ｃｍの範囲であることを示す。

スライス片の１つを溶融ＫＯＨ中でエッチングし、欠陥を発現させた。ウェハ上の全てのマイクロパイプをカウントし、ウェハ面積で除すことによってマイクロパイプを測定した。この場合、１０個のマイクロパイプが識別され、これは、０．１２個／ｃｍ^２のマイクロパイプ密度に相当する。転位を、半径及び角度によって定められたウェハ上の９の部位で測定した。試験箇所は、ウェハの中心、ウェハ半径の５０％で９０度離れた４部位及びウェハ半径の＞８０％で９０度離れ、半径の５０％の点の方に４５度回転した４部位での測定からなる。各部位で顕微鏡画像を撮影し、エッチピット密度（（ＥＰＤ）、全ての貫通転位、基底面転位及びらせん転位の合計）、基底面転位密度及びらせん転位密度を画像から決定した。データを下表に示す：

本明細書に記載した工程及び技術は、いずれかの特定の装置に本来的に関連するものではなく、構成要素の任意の好適な組み合わせによって実装されてもよいことが理解されるべきである。更に、本明細書に記載の教示に従って、汎用の様々な種類の装置を使用してもよい。本発明を、具体的な実施例と関連させて説明したが、これらの実施例は、あらゆる点で、制限的なものではなく、例示的なものであることを意図している。当業者は、本発明の実践のために多くの異なる組み合わせが好適となるであろうことを、理解するであろう。

更に、本明細書の検討及び本明細書に開示した発明の実践から、本発明の他の実装が、当業者にとっては明らかとなるであろう。上述した実施形態の様々な態様、及び／又は構成は、単独で又は任意の組み合わせで使用されてもよい。本明細書及び各実施例は例示的なものとしてのみ解釈され、本発明の真の範囲及び趣旨は、次の特許請求の範囲によって示されることが意図されている。

Claims (22)

1. 種結晶上への気相輸送によってＳｉＣ結晶を形成する方法であって、
   ａ．ケイ素及び炭素原子源を黒鉛製容器内に配置する工程であって、前記ケイ素及び炭素原子源がＳｉＣ結晶を成長させるために前記種結晶へ輸送するためのものである、工程と、
   ｂ．前記種結晶を前記黒鉛製容器内に配置し、前記種結晶を前記黒鉛製容器内のいかなる部分にも物理的に取り付けることなく、前記種結晶を前記黒鉛製容器内のシェルフ上で支持する、工程と、
   ｃ．蓋が前記種結晶と接触しないように前記容器に蓋を配置し、前記黒鉛製容器を真空炉内に配置する工程と、
   ｄ．前記炉を真空排気し、不活性ガスの流れを確立し、バルブにおける圧力を＞６００トルに制御する、工程と、
   ｅ．前記炉を２，０００℃〜約２，５００℃の温度に加熱する工程と、
   ｆ．前記炉を１０トル〜約１００トルの圧力に真空排気する工程と、
   ｇ．前記圧力を０．１及び１００トルに制御する工程と、
   ｈ．結晶成長プロセス全体を通して前記種が前記蓋と接触するのを防止しながら、結晶成長を支持するように前記炉を維持し、それによってＳｉＣ結晶を形成する工程と、を含む、方法。
2. 窒素ガスを前記炉内に流す工程を更に含む、請求項１に記載の方法。
3. 前記真空炉が、結晶成長を支持し、それによって約０．１ｍｍ〜約５０ｍｍの厚さを有するＳｉＣ結晶を形成するように維持され、前記窒素流が、成長したＳｉＣ結晶の窒素濃度が１×１０^１５／ｃｍ^３〜１×１０^１９／ｃｍ^３であるように維持される、請求項２に記載の方法。
4. 前記種結晶が、（１１−２０）結晶配向に向って０〜４度のオフ角を有する４Ｈ−ＳｉＣ結晶であり、前記種結晶の窒素濃度が１×１０^１６／ｃｍ^３〜８×１０^１８／ｃｍ^３である、請求項１に記載の方法。
5. 前記種結晶が、請求項１に記載の方法によって成長したＳｉＣ結晶をスライスすることによって形成される、請求項１に記載の方法によって作製されたＳｉＣ結晶。
6. 前記シェルフと前記種との間にクッションリングを配置する工程を更に含む、請求項１に記載の方法。
7. 前記種と前記蓋との間にクッションリングを配置する工程を更に含む、請求項１に記載の方法。
8. 前記種が前記蓋と接触するのを防止する工程が、前記種と前記蓋との間に保持リングを配置する工程を含む、請求項１に記載の方法。
9. 下部クッションリングを前記シェルフと前記種との間に配置し、上部クッションリングを前記種と前記蓋との間に配置し、保持リングを前記上部クッションリングと前記蓋との間に配置する工程を更に含む、請求項１に記載の方法。
10. 前記上部クッションリングが前記下部クッションリングよりも厚い、請求項９に記載の方法。
11. ＳｉＣ結晶から切断され、４Ｈ−ＳｉＣ基材で実施された少なくとも９の測定から求めたときに、約１／ｃｍ^２未満の平均マイクロパイプ密度と、約５，０００／ｃｍ^２未満のらせん転位密度と、約５，０００／ｃｍ^２未満の基底面転位と、を有する４Ｈ−ＳｉＣ基材。
12. １×１０^１５／ｃｍ^３〜１×１０^１９／ｃｍ^３の窒素濃度を更に有する、請求項１１に記載の４Ｈ−ＳｉＣウェハ。
13. ０．０１２〜０．０３０Ω・ｃｍの抵抗率を更に有する、請求項１２に記載の４Ｈ−ＳｉＣウェハ。
14. ＳｉＣ結晶を形成するためのシステムであって、
    ａ．蓋と、その上に種を位置付けるためのシェルフと、を有する黒鉛製容器と、
    ｂ．全成長サイクルで前記種が前記蓋と接触するのを防ぎながら前記種の伸縮を可能とするクッションリングと、
    ｃ．誘導炉を約２，０００℃〜約２，５００℃の温度に加熱するためのヒーターと、
    ｄ．前記誘導炉を０．１トル〜＞６００トルの圧力に真空排気するためのポンプと、
    ｅ．前記誘導炉に不活性ガスを充満するためのガス入口と、を備える、システム。
15. 前記クッションリングが、前記種の下に位置付けされた第１のクッションリングと、前記種の上に位置付けされた第２のクッションリングとを含む、請求項１４に記載のシステム。
16. 前記第２のクッションリングの上に位置付けされた黒鉛製保持リングを更に含む、請求項１５に記載のシステム。
17. 前記蓋が前記蓋の底面から延出する黒鉛製保持リングを含む、請求項１４に記載のシステム。
18. 既知の直径を有するディスク状の種上でＳｉＣ結晶成長を実施するための炉に使用する黒鉛製容器であって、
    側壁と、黒鉛製の蓋を受け入れるように構成された開口上部と、を有する黒鉛製円筒形容器と、
    前記側壁の上部に形成され、前記種の直径よりもわずかに小さい内径を有する円筒形シェルフであって、該円筒形シェルフが開口上部から規定距離下方に形成されており、それによってその上に前記種を配置及び支持することを可能にする、円筒形シェルフと、
    前記開口上部と共に閉鎖を形成するように構成された黒鉛製の蓋と、
    前記種が前記蓋と接触するのを防ぐ手段と、を含む、黒鉛製容器。
19. 前記円筒形シェルフが前記側壁と一体に形成される、請求項１８に記載の黒鉛製容器。
20. 前記種よりもわずかに小さい直径を有する少なくとも１つのクッションリングを更に含み、前記種の下又は上に配置されるように構成された、請求項１８に記載の黒鉛製容器。
21. 前記側壁の内径内に適合する外径を有し、前記種の直径よりもわずかに小さい内径を有する黒鉛製保持リングを更に含み、前記保持リングが容器内部での前記種の垂直移動を制約するように上記種を配置するように構成されている、請求項２０に記載の黒鉛製容器。
22. 前記蓋が前記蓋の底面から延出する黒鉛製保持リングを含む、請求項１８に記載の容器。

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