TW202117101A - 使用得自聚合物之高純度碳化矽之氣相沉積設備與技術 - Google Patents

Abstract

本案揭露有機矽化學、得自聚合物之陶瓷材料及方法。用於製備具有3個9、4個9、6個9及更高純度的聚矽氧碳（SiOC）和碳化矽（SiC）材料的此類材料和方法。氣相沉積製程及藉由使用此類高純度SiOC和SiC的製程形成的製品。

Description

使用得自聚合物之高純度碳化矽之氣相沉積設備與技術

本發明係關於可以使用新穎的超純SiC和SiOC材料實現的氣相沉積製程和晶體生長和材料生長中的改良。隨本文同時提交的專利申請案序號14/864,539（美國專利公開號2016/0208412）、14/864,125（美國專利公開號2016/0207782）、及PCT/US2015/051997（公開號WO 2016/049344）中揭示並教導了新穎的超純SiC和SiOC材料，各該專利申請案的全部揭示內容以引用方式併入本文中。

使用此等具有6個9、7個9、8個9及更高純度的材料在晶體的氣相沉積生長中提供了眾多優點。並提供用於晶體生長的、新且精製的氣相沉積設備和系統。超高純度材料除其他以外亦提供：更快的晶體生長、生長更大和更純的晶種或起始薄板用於沉積製程的能力；使用較大比例的設備所用起始材料的能力。因此，藉由在氣相沉積技術中使用高純度和超純材料可以獲得增強的控制、更高的效率及高的品質。

近年來，對於高純度碳化矽、尤其是用於終端產品（例如半導體）的高純度單晶碳化物材料的需求一直在增加，但據信尚未被滿足。例如，「單晶作為高頻和高功率碳化矽電子元件的基板越來越重要（single crystals are gaining more and more importance as substrate[s] for high frequency and high power silicon carbide electronic devices.）」，Wang等人，Synthesis of High Power Sic Powder for High-resistivity SiC Single crystals Growth ，第 118 頁 （J. Mater. Sic. Technol.第23卷，第1號，2007年）（下文稱為Wang）。為了獲得此等高純度碳化矽終端產品，作為起始材料或原料的碳化矽粉末必須非常地純。然而，「市售的SiC粉末通常藉由二氧化矽的碳熱還原來合成。遺憾的是，市售的SiC粉末通常被污染到不適合SiC生長的水平。」Wang，在第118頁。

在Zwieback等人的2013/0309496（「Zwieback」）中亦認同獲得高純度碳化矽的長期需求和問題、以及所屬技術領域無法提供獲得此材料的可行（從技術和經濟兩個觀點來看）方法，Zwieback提出「高純度SiC源材料的可得性對於SiC單晶的生長通常是重要的，而且對於半絕緣SiC晶體而言必不可少」（Zwieback在¶ 0007）。Zwieback繼續指出，現有的方法（包括基於液體的方法）一直未能滿足此一需求：「儘管多年來已經發展出眾多修改的Acheson製程，但所生產的SiC材料總是含有高濃度的硼、氮鋁及其他金屬，而不適合作為用於生長半導體品質SiC晶體的源材料」（Zwieback在¶ 0009）；「藉由CVD生產的商業級塊狀SiC對於用作SiC晶體生長的來源而言並不夠純」（Zwieback在¶ 0010）；液體製程「生產的SiC材料含有高濃度的污染物，不適合用於半導體品質SiC晶體的生長」（Zwieback在¶ 0011）；而且，直接合成SiC提供的是「排除使用此類材料」的不純物質（Zwieback在¶ 0015）。Zwieback表示試圖自身尋求以似乎是直接製程的複雜多步驟版本來解決此長期需求。據信此製程在技術上或經濟上都不可行；因此無法解決長期以來提供商業級高純度SiC的需求。

因此，儘管亦有其他習知的、獲得碳化矽的方法，但據信該等方法中沒有一個方法可提供所需的技術、生產力及經濟可行性來提供商業利用和應用所需的純度水平、產量及低成本；尤其是滿足半導體級材料及其他發展中的商業利用和應用不斷增長的需求。「在該等合成方法中，只有CVD已被成功用於生產高純度SiC粉末，但由於CVD技術相關的高成本，CVD並不適合用於大量生產。」Wang在第118頁。

CVD通常是指化學氣相沉積。CVD是氣相沉積技術的一種類型。除了CVD之外，氣相沉積技術可包括PVD（物理氣相沉積）、電漿增強CVD、物理氣相輸送（PVT）等。

因此，對於需要高純度材料的該等終端產品、及用途等等而言，對純度至少約99.9%、至少約99.99%、至少約99.999%、至少約99.9999%、及至少約99.99999%或更高的低成本碳化矽原料有不斷增長的需求。然而，據信在專利申請案序號14/864,539（美國專利公開號2016/0208412）、14/864,125（美國專利公開號2016/0207782）及PCT/US2015/051997（公開號WO 2016/049344）出於所有實施的目的所揭示和教導的實施例之前，此需求仍未得到滿足。

另外，在序號14/864,539（美國專利公開號2016/0208412）、14/864,125（美國專利公開號2016/0207782）及PCT/US2015/051997（公開號WO 2016/049344）中揭示和教導的發明的實施例之前，據信從未獲得高純度和超高純度的SiOC材料，尤其是多於小型實驗室批次的幾盎司的量，因此該等專利案對於此類材料的重要性、效益及需求大部分仍未得到認可和理解。

高純度單晶碳化矽材料具有眾多理想的特徵和特性。例如，具有約424 GPa的楊氏模量是非常困難的。多晶碳化矽亦可以具有非常高的硬度，取決於晶粒結構和其他因素。

如本文中使用的，除非另有說明，否則術語比重（亦稱為表觀密度）應被賦予最廣的可能含義，而且通常是指每單位體積的結構（例如材料的立體形狀）的重量。此性質可包括顆粒的內部孔隙作為體積的一部分。可以使用潤濕顆粒表面的低黏度流體以及其他技術進行測量。

如本文所使用的，除非另有說明，否則術語實際密度（亦可稱為真密度）應被賦予最廣的可能含義，而且通常是指材料中不存在空隙時每單位體積的材料的重量。此測量和性質基本上從材料中排除了所有的內部孔隙，例如不包括材料中的任何空隙。

因此，可以使用積聚的多孔發泡球（例如Nerf^® 球）來說明三種密度性質之間的關係。填充容器的球的重量將是球的體積密度：

體積密度(Bulk Density)=（球的重量）/（填充的容器體積）

根據球的球形體積，單球的重量將是表觀密度：

表觀密度(Apparent Density)=（一個球的重量）/（該球的體積）

構成球的骨架的材料（即除去球的所有空隙體積，根據材料的剩餘體積）的重量將是實際密度：

實際密度(Actual Density)=（材料重量）/（無空隙材料的體積）

如本文所用，除非另有說明，否則室溫為25℃。而且，標準環境溫度和壓力為25℃和1個大氣壓。

一般而言，除非另有說明，否則本文所用的術語「約」意指包括±10%的變化或範圍、與獲得所述值相關的實驗或儀器誤差、而且較佳為上述中之較大者。

除了其他方面之外，對於改善和增強的氣相沉積SiC晶體生長方法一直存在長期未被滿足的需求。

除了其他方面之外，本發明藉由提供本文中教導、揭示及要求保護的組成物、材料、製品、裝置及製程來解決該等需求。

另外亦提供了具有一或更多個以下特徵的組成物、方法及製品：其中碳化矽的立體形狀具有少於約50 ppm的、選自由Al、Fe、B及P所組成之群組的元素之總量；其中碳化矽的立體形狀具有少於約40 ppm的、選自由Al、Fe、B及P所組成之群組的元素之總量；其中碳化矽的立體形狀具有少於約100 ppm的、選自由Al、Fe、B及P所組成之群組的元素之總量；其中碳化矽的立體形狀具有少於約1000 ppm的、選自由Al、Fe、B及P所組成之群組的元素之總量；其中碳化矽的立體形狀具有少於約50 ppm的、選自由Ti、Al、Fe、B、P、Pt、Ca、Mg、Li及Na所組成之群組的元素之總量；其中碳化矽的立體形狀具有少於約50 ppm的、選自由Al、Fe、B、P、Pt、Ca、Mg、Li、Na、Ni、V、Pr、Ce、Cr、S及As所組成之群組的元素之總量；其中碳化矽的立體形狀具有少於約50 ppm的、選自由Al、Fe、B、P、Pt、Ca、Mg、Li、Na、Ni、V、Ti、Ce、Cr、S及As所組成之群組的元素之總量；以及其中碳化矽的立體形狀具有少於約50 ppm的、選自由Al、Fe、B、P、Pt、Ca、Mg、Li、Na、Ni、V、Pr、Ce、Cr、S及As所組成之群組的元素之總量。

亦提供了具有一或更多個以下特徵的組成物、方法及製品：其中碳化矽具有少於約90 ppm的、選自由Ti、Al、Fe、B、P、Pt、Ca、Ce、Cr、S及As所組成之群組的元素之總量；其中碳化矽具有少於約90 ppm的、選自由Ti、Fe、P、Pt、Ca、Mg、Li、Na、Ni、Cr及As所組成之群組的元素之總量；其中碳化矽具有少於約90 ppm的、選自由Al、Fe、B、P、Mg、Li、V、Ce、Cr及S所組成之群組的元素之總量；其中碳化矽具有少於約90 ppm的、選自由Al、Fe、B及P所組成之群組的元素之總量；其中碳化矽具有少於約90 ppm的、選自由Ti、Al、Fe、B、P、Pt、Ca、Ce、Cr、S及As所組成之群組的元素之總量；其中碳化矽具有少於約90 ppm的、選自由Ti、Fe、P、Pt、Ca、Mg、Li、Na、Ni、Cr及As所組成之群組的元素之總量；其中碳化矽具有少於約90 ppm的、選自由Al、Fe、B、P、Mg、Li、V、Ce、Cr及S所組成之群組的元素之總量；以及其中生產出碳化矽並且其中碳化矽為至少99.9999%純；而且碳化矽為β型。

因此，提供一種得自高純度聚合物之陶瓷SiC組成物，該組成物包括：SiC₄ 構型；該組成物界定一表面，其中該組成物表面在標準環境溫度和壓力下可抗氧化，從而該表面在標準環境溫度和壓力下基本上不含氧化物層；並且其中該組成物基本上不含雜質，從而總雜質少於1 ppm。

提供具有一或更多個以下特徵的方法、組成物及製品：其中該SiC₄ 構型係選自由立方體結構和四面體結構所組成之群組；其中該SiC₄ 構型係選自由六角、菱面及三角結構所組成之群組；其中該SiC₄ 構型係選自由3C-SiC、β-SiC、2H-SiC、4H-SiC、6H-SiC、8H、10H、16H、18H、19H、15R、21R、24H、33R、39R、27R、48H及51R所組成之群組；其中該SiC₄ 構型係選自由ABCABC的堆疊序列、ABAB的堆疊序列、ABCBABCB的堆疊序列、及ABCACBABCACB的堆疊序列所組成之群組。

又提供一種包括SiC晶圓的半導體，該SiC晶圓係由得自高純度聚合物之陶瓷SiC組成物製成，該陶瓷SiC組成物具有一帶隙，其中該帶隙為約2.26 eV至約3.33 eV。

另外，提供一種包括SiC晶圓的半導體，該SiC晶圓係由得自高純度聚合物之陶瓷SiC組成物製成，該陶瓷SiC組成物具有一帶隙，其中該帶隙大於約2.20eV。

另外，提供一種包括SiC晶圓的半導體，該SiC晶圓係由得自高純度聚合物之陶瓷SiC組成物製成，該陶瓷SiC組成物具有一帶隙，其中該帶隙為約2.26 eV至約3.33 eV。

又另外提供一種功率元件，該功率元件包括SiC晶圓，該SiC晶圓係由得自高純度聚合物之陶瓷SiC組成物製成，該陶瓷SiC組成物具有E_max ，其中E_max 大於約1 MV/cm。

另外提供一種功率元件，該功率元件包括SiC晶圓，該SiC晶圓係由得自高純度聚合物之陶瓷SiC組成物製成，該陶瓷SiC組成物具有E_max ，其中E_max 大於約1.5 MV/cm。

又另外提供一種功率元件，該功率元件包括SiC晶圓，該SiC晶圓係由得自高純度聚合物之陶瓷SiC組成物的製成，該陶瓷SiC組成物具有E_max ，其中E_max 大於約2 MV/cm。

此外，提供一種功率元件，該功率元件包括SiC晶圓，該SiC晶圓係由得自高純度聚合物之陶瓷SiC組成物製成，該陶瓷SiC組成物具有E_max ，其中E_max 大於約2.5 MV/cm。

此外，提供一種高頻元件，該高頻元件包括SiC晶圓，該SiC晶圓係由得自高純度聚合物之陶瓷SiC組成物製成，該陶瓷SiC組成物具有2×10⁷ cm/sec² 的飽和漂移速度。

又另外提供一種由得自高純度聚合物之陶瓷SiC組成物製成的製品，該陶瓷SiC組成物具有一導熱率，該導熱率在室溫下大於約4.0 W/(cm-K)。

此外亦提供一種由得自高純度聚合物之陶瓷SiC組成物製成的製品，該陶瓷SiC組成物具有一導熱率，該導熱率在室溫下大於約4.5 W/(cm-K)。

此外亦提供了具有一或更多個以下特徵的方法、組成物及製品：其中立體形狀界定一表面，其中該表面基本上不含氧化物層；其中該立體形狀係選自由圓片、煤磚、磚塊、顆粒、盤、丸、及片所組成之形狀群組；其中該立體形狀係選自由圓片、煤磚、磚塊、顆粒、盤、丸、及片所組成之形狀群組；其中立體形狀彈性模量小於約100 GPa，壓縮強度小於約1,000 MPa；其中立體形狀彈性模量小於約100 GPa，壓縮強度小於約1,000 MPa；其中立體形狀彈性模量小於約10 GPa，壓縮強度小於約500 MPa；其中立體形狀彈性模量小於約10 GPa，壓縮強度小於約500 MPa；其中雜質少於約1 ppm的易碎團塊；其中SiC₄ 構型係選自由立方體結構和四面體結構所組成之群組的易碎團塊；其中SiC₄ 構型係選自由六角、菱面及三角結構所組成之群組的易碎團塊；其中SiC₄ 構型係選自由3C-SiC、β-SiC、2H-SiC、4H-SiC、6H-SiC、8H、10H、16H、18H、19H、15R、21R、24H、33R、39R、27R、48H及51R所組成之群組的易碎團塊；其中SiC₄ 構型係選自由ABCABC的堆疊序列、ABAB的堆疊序列、ABCBABCB的堆疊序列、及ABCACBABCACB的堆疊序列所組成之群組的易碎團塊；以及其中SiC₄ 構型係選自由ABCABC的堆疊序列、ABAB的堆疊序列、及ABCBABCB的堆疊序列所組成之群組的易碎團塊。

又另外提供一種在基板上得自磊晶聚矽氧碳之SiC層，其中該得自磊晶聚矽氧碳之SiC層係由以下製成：得自高純度聚合物之陶瓷SiC組成物，包括：SiC₄ 構型；該組成物界定一表面，其中該組成物表面在標準環境溫度和壓力下可抗氧化，從而該表面在標準環境溫度和壓力下基本上不含氧化物層；並且其中該組成物基本上不含雜質，從而總雜質少於1 ppm；從而該得自磊晶聚矽氧碳之SiC層基本上不含雜質、具有少於1 ppm的雜質。

又另外提供具有一或更多個以下特徵的方法、組成物及製品：其中雜質係選自由Al、Fe、B、P、Pt、Ca、Mg、Li、Na、Ni、V、Ti、Ce、Cr、S及As所組成之群組；其中雜質係選自由Al、Fe、B、P、Pt、Ca、Mg、Li、Na、Ni、V、Ti、Ce、Cr、S及As所組成之群組；其中雜質係選自由Al、Fe、B、P及N所組成之群組；其中雜質係選自由Al、Fe、B、P及Na所組成之群組；其中雜質係選自由Al、Fe、B、P及Na所組成之群組；其中雜質係選自由Al、B、及P所組成之群組；其中基板係由SiC構成；而且其中基板係由Si構成；其中基板係由連結層和SiOC組成。

亦另外提供一種在基板上得自磊晶聚矽氧碳之SiC層，其中該得自磊晶聚矽氧碳之SiC層係由以下製成：得自高純度聚合物之陶瓷SiC的易碎團塊，包括：得自聚合物之SiC粒狀顆粒，該等顆粒包括SiC₄ 構型；該等粒狀顆粒界定立體形狀；該等粒狀顆粒具有約3.0 g/cc至約3.5 g/cc的實際密度、約410 GPa的彈性模量、及約3,900 MPa的壓縮強度；該立體形狀具有小於約2.5 g/cc的表觀密度、小於約205 GPa的彈性模量、及小於約2,000 MPa的壓縮強度；而且其中該立體形狀基本上不含雜質，從而總雜質（選自由Al、Fe及B所組成之群組的雜質）少於10 ppm。

又另外提供一種得自聚矽氧碳之SiC晶棒，包括：該得自聚矽氧碳之SiC晶棒界定出長度和直徑，其中該長度大於約1英吋，並且該直徑大於約2英吋；其中該得自聚矽氧碳之SiC晶棒是藉由氣相沉積得自高純度聚合物之陶瓷SiC組成物所製成，該得自高純度聚合物之陶瓷SiC組成物包括：SiC₄ 構型；該組成物界定一表面，其中該組成物表面在標準環境溫度和壓力下可抗氧化，從而該表面在標準環境溫度和壓力下基本上不含氧化物層；並且其中該組成物基本上不含雜質，從而總雜質少於1 ppm；從而該得自聚矽氧碳之SiC晶棒基本上不含雜質、具有少於1 ppm的雜質、而且基本上沒有微孔。

另外提供了具有一或更多個以下特徵的方法、組成物及製品：得自聚矽氧碳之SiC晶棒，其中長度為至少3英吋；得自聚矽氧碳之SiC晶棒，其中長度為至少5英吋；得自聚矽氧碳之SiC晶棒，其中長度為至少8英吋；得自聚矽氧碳之SiC晶棒，其中長度為至少12英吋；得自聚矽氧碳之SiC晶棒，其中直徑為至少4英吋；得自聚矽氧碳之SiC晶棒，其中直徑為至少8英吋；得自聚矽氧碳之SiC晶棒，其中直徑為至少10英吋；得自聚矽氧碳之SiC晶棒，其中直徑為至少12英吋；得自聚矽氧碳之SiC晶棒，其中直徑為至少9英吋並且長度為至少4英吋；得自聚矽氧碳之SiC晶棒，其中直徑為至少10英吋並且長度為至少4英吋；得自聚矽氧碳之SiC晶棒，其中直徑為至少12英吋並且長度為至少4英吋；以及得自聚矽氧碳之SiC晶棒，其中直徑為至少11英吋並且長度為至少4英吋。

又另外提供一種得自聚矽氧碳之SiC晶棒，包括：該得自聚矽氧碳之SiC晶棒界定出長度和直徑，其中該長度大於約1英吋，並且該直徑大於約2英吋；其中該得自聚矽氧碳之SiC晶棒是藉由氣相沉積得自高純度聚合物的陶瓷SiC的易碎團塊所製成，該易碎團塊包括：得自聚合物之SiC顆粒，該等顆粒包括SiC₄ 構型；該等顆粒界定一立體形狀；該等顆粒具有約3.0 g/cc至約3.5 g/cc的實際密度、約410 GPa的彈性模量、及約3,900 MPa的壓縮強度；而且該立體形狀具有小於約2.0 g/cc的表觀密度、小於約100 GPa的彈性模量、及小於約1,000 MPa的壓縮強度；其中該立體形狀基本上不含雜質，從而選自由Al、Fe、B、P、Ca、Mg、Na、Ni、Cr、S及As所組成之群組的雜質之總雜質少於10 ppm；而且從而得自聚矽氧碳之SiC晶棒基本上沒有微孔。

亦另外提供了得自聚矽氧碳之SiC晶棒：其中該晶棒具有少於5個微孔/cm² ；其中該晶棒具有少於1個微孔/cm² ；其中該晶棒具有少於0.5個微孔/cm² ；其中該晶棒具有少於0.1個微孔/cm² 。

此外，提供了一種製備得自聚矽氧碳之SiC晶棒的方法，該得自聚矽氧碳之SiC晶棒界定長度和直徑，其中該長度大於約1英吋，並且該直徑大於約2英吋，該方法包括以下步驟：其中該得自聚矽氧碳之SiC晶棒是藉由氣相沉積得自高純度聚合物的陶瓷SiC團塊(mass)所製成，該團塊包括：得自聚合物之SiC顆粒，該等顆粒包括SiC₄ 構型；該等顆粒界定一立體形狀；該等顆粒具有約3.0 g/cc至約3.5 g/cc的實際密度、約410 GPa的彈性模量、及約3,900 MPa的壓縮強度；而且該立體形狀具有小於約2.0 g/cc的體積密度、小於約100 GPa的彈性模量、及小於約1,000 MPa的壓縮強度；其中該立體形狀基本上不含雜質，從而選自由Al、Fe、及B所組成之群組的雜質之總雜質少於10 ppm；而且從而得自聚矽氧碳之SiC晶棒具有少於1個微孔/cm² 。

此外，提供了一種製備得自聚矽氧碳之SiC晶棒的方法，該得自聚矽氧碳之SiC晶棒界定長度和直徑，其中該長度大於約1英吋，並且該直徑大於約2英吋，該方法包括以下步驟：其中該得自聚矽氧碳之SiC晶棒是藉由氣相沉積得自高純度聚合物的陶瓷SiC的易碎團塊所製成，該易碎團塊包括：得自聚合物之SiC顆粒，該等顆粒包括SiC₄ 構型；該等顆粒界定一立體形狀；該等顆粒具有約3.0 g/cc至約3.5 g/cc的實際密度、約410 GPa的彈性模量、及約3,900 MPa的壓縮強度；而且該立體形狀具有小於約2.0 g/cc的表觀密度、小於約100 GPa的彈性模量、及小於約1,000 MPa的壓縮強度；其中該立體形狀基本上不含雜質，從而選自由Al、Fe、B、P、Ca、Mg、Na、Ni、Cr、S及As所組成之群組的雜質之總雜質少於10 ppm；而且從而得自聚矽氧碳之SiC晶棒基本上沒有微孔。

因此，提供了一種製備高純度碳氧化矽的方法，該方法包括以下步驟：蒸餾包括矽、碳及氧的液體；以及將該液體固化成固化材料；其中該固化材料為至少99.999%純。

因此，提供了一種製備用於生產碳化矽晶圓的晶棒之方法，該碳化矽晶圓之特徵在於具有以下性質：2" 6H N-型，6H-N 2"直徑(dia)，類型/摻雜劑：N/氮，方向：＜0001＞+/-0.5度，厚度：330 ± 25 um D級，MPDä100 cm-2，D級，RT：0.02-0.2 Ω·cm，該方法包括以下步驟：形成得自聚合物之陶瓷SiC的蒸氣，該得自聚合物之陶瓷具有至少約6個9的純度，並且不含氧化物層；將該蒸氣沉積在晶種上以形成晶棒；及提供該晶棒到晶圓製造製程。

此外，提供了具有一或更多個以下特徵的方法、晶棒及晶圓：其中該晶種包含得自聚合物之陶瓷SiC；其中與由非得自聚合物之SiC材料製備的晶圓相比時，該晶圓製造製程產生具有改善特徵的晶圓；而且其中該改善特徵係選自由彎曲、邊緣輪廓、平坦度、焦平面、翹曲及部位平坦度所組成之群組。

亦另外提供了一種製造碳化矽晶圓的方法，該方法包含以下步驟：形成得自聚合物之陶瓷SiC的蒸氣，該得自聚合物之陶瓷具有至少約6個9的純度，並且不含氧化物層；將該蒸氣沉積在晶種上以形成晶棒；以及提供該晶棒到晶圓製造製程。

另外，提供了一種從得自聚合物之陶瓷起始材料製備晶圓的方法，其中該晶圓之特徵在於具有2”至10” 6H N型的性質。

又另外提供了一製備用於生產碳化矽晶圓的晶棒之方法，該碳化矽晶圓之特徵在於具有以下性質：4H-N 2"至10” dia，類型/摻雜劑：N/氮，方向： ＜0001＞+/-0.5度，厚度：330 ± 25 um B級，MPDä30 cm-2，B級，RT：0.01-0.1 Ω·cm B級，彎曲/翹曲/TTV＜25 um，該方法包括以下步驟：形成得自聚合物之陶瓷SiC之蒸氣，該得自聚合物之陶瓷具有至少約6個9的純度，並且不含氧化物層；將該蒸氣沉積在晶種上以形成晶棒；及提供該晶棒到晶圓製造製程。

因此，提供了一種製備用於生產碳化矽晶圓的晶棒之方法，該碳化矽晶圓之特徵在於具有以下性質：2" 6H N-型，6H-N 2" dia，類型/摻雜劑：N/氮，方向：＜0001＞+/-0.5度，厚度：330 ± 25 um D級，MPDä100 cm-2，D級，RT：0.02-0.2 Ω·cm，該方法包括以下步驟：形成得自聚合物之陶瓷SiC之蒸氣，該得自聚合物之陶瓷具有至少約6個9的純度；將該蒸氣沉積在晶種上以形成晶棒；及提供該晶棒到晶圓製造製程。

亦另外提供了一種製造碳化矽晶圓的方法，該方法包含以下步驟：形成得自聚合物之陶瓷SiC的蒸氣，該得自聚合物之陶瓷具有至少約6個9的純度；將該蒸氣沉積在晶種上以形成晶棒；及提供該晶棒到晶圓製造製程。

一般而言，本發明係關於使用具有良好、高的、及超高純度的聚矽氧碳（SiOC）和碳化矽（SiC）材料的氣相沉積技術和設備。

氣相沉積技術和設備的實例包括例如CVD，通常指化學氣相沉積。 CVD是一種氣相沉積技術。除了CVD之外，氣相沉積技術可包括PVD（物理氣相沉積）、電漿增強CVD、物理氣相傳輸（PVT）等。

一般而言，本發明是針對「聚矽氧碳」材料，例如含有矽（Si）、氧（O）及碳（C）的材料、以及已被從此類材料轉化為各種形式的SiC的材料。聚矽氧碳材料亦可以含有其他元素。聚矽氧碳材料是由一種或更多種聚矽氧碳前驅物配方或前驅物配方製成。聚矽氧碳前驅物配方含有一種或更多種官能化矽聚合物或單體、以及潛在的其他成分，例如抑制劑、催化劑、起始劑、改質劑、摻雜劑、以及該等和其他材料和添加劑的組合及變化。除非另有具體陳述，否則碳氧化矽材料或SiOC組成物和類似術語是指已被固化成塑料的聚矽氧碳材料、或含有Si、O及C的固體材料、以及已被熱解成為含有Si、O及C的陶瓷材料的聚矽氧碳材料。

通常並且較佳地，聚矽氧碳前驅物配方最初是液體。隨後此液體聚矽氧碳前驅物配方被固化而形成固體或半固體材料，例如塑料。聚矽氧碳前驅物配方可以通過初始固化進行處理，以提供部分固化的材料，亦可以將部分固化的材料稱為例如預形體、生材、或生固化物（並非暗指有關材料顏色的任何事項）。隨後可以將生材進一步固化。因此，可以使用一或更多個固化步驟。可以將材料「目標固化」，即固化到材料具有預定目的所需的物理強度和其他性質的點。固化的量可以到最終固化（或「硬固化」），即所有或基本上所有的化學反應都已停止的點（例如藉由材料中不存在反應基團、或反應基團隨時間經過之減少趨於平穩來量測）。因此，可以將材料固化到不同的程度，取決於預期的用途和目的。例如，在某些情況下，目標固化和硬固化可以是相同的。

固化可以在標準環境溫度和壓力（「SATP」，1大氣壓，25℃）下、在高於或低於該溫度的溫度下、在高於或低於該壓力的壓力下、以及在不同的時段間（連續且循環的，例如加熱、之後冷卻及再加熱）、從少於一分鐘、到幾分鐘、到幾小時、到幾天（或可能更久）、以及在空氣中、在液體中、或在預選的氣氛（例如氬氣（Ar）或氮氣（N₂ ））中進行。

亦可以使用金屬烷氧化物來為前驅物配方和產物提供金屬官能性。可以將金屬烷氧化物化合物與矽前驅物化合物混合，隨後用水處理以在聚合物共聚的同時形成氧化物。此反應亦可以使用金屬鹵化物和金屬醯胺進行。較佳的是，此反應可以使用早期過渡金屬以及鋁、鎵及銦、後期過渡金屬：Fe、Mn、Cu、及鹼土金屬：Ca、Sr、Ba、Mg來完成。

亦可以利用其中Si直接鍵結到藉由鹵化物或有機基團穩定的金屬中心的化合物來為前驅物配方和產物提供金屬官能性。

另外，應當理解的是，在熱解或隨後的熱處理之後，金屬和金屬複合物可以是連續相。可以將配方特別設計成與選定的金屬反應以原位形成金屬碳化物、氧化物及一般稱為陶瓷金屬（例如陶瓷金屬化合物）的其他金屬化合物。可以使配方與選定的金屬反應以形成原位化合物，例如莫來石、鋁矽酸鹽等。配方或終端產物中相對於二氧化矽量的金屬量可以從約0.1莫耳%至99.9莫耳%、約1莫耳%或更高、約10莫耳%或更高、及約20莫耳%或更高。可以使用前述金屬與本前驅物配方的用途來控制和提供預定的化學計量。

在複合結構中亦可以使用聚矽氧碳批料作為黏結劑，例如用於金屬、陶瓷、及無機基質的黏結劑。

如本文中使用的，除非另有說明，否則術語%、重量%及質量%可互換使用，並且指第一成分的重量佔總（例如配方、混合物、材料或產物）重量的百分比。如本文中使用的，除非另有說明，否則「體積%」和「%體積」以及類似的此類術語是指第一成分的體積佔總（例如配方、材料或產物）體積的百分比。

在製造製程期間的各個時間點，聚矽氧碳結構、中間物及終端產物、以及上述之組合和變化可以被機械加工、研磨、模塑、成形、鑽孔或以其他方式機械處理和成形。

在從原料到最終終端產物的各個製程階段中客製和預定地控制何時發生化學反應可以提供降低的成本、增加的製程控制、提高的可靠度、提高的效率、增強的產物特徵、提高的純度、及該等和其他效益的組合和變化。何時發生化學反應的排序主要可以基於前驅物的處理或製備、以及前驅物配方的處理或製備；而且亦可以基於固化和熱解條件。另外，客製和預定地選擇該等步驟、配方及條件可以通過化學反應、分子排列和重排、以及較佳已經預定和控制的微結構排列和重排來提供增強的產物和處理特徵。

使用基本上具有所有製備SiC所需的建構元素（例如Si和C）的液體材料（例如前驅物批料）開始的能力在控制雜質、污染及製備高純度SiOC（接著可以轉化為高純度SiC、或者可以在單一組合製程或步驟中直接製備）方面提供顯著的優點。因此，本發明的實施例提供形成至少約99.9%（3個9）、至少約99.99%（4個9）、至少約99.999%（5個9）、及至少約99.9999%（6個9）、及至少約99.99999%（7個9）或更高純度的SiOC。類似地，本發明的實施例提供形成至少約99.9%（3個9）、至少約99.99%（4個9）、至少約99.999%（5個9）、及至少約99.9999%（6個9）、及至少約99.99999%（7個9）或更高純度的SiC。該等純度值是基於SiOC或SiC的量（視情況而定）相對於在給定的SiOC或SiC產物樣品內存在或包含的所有材料。

本得自聚矽氧碳之SiC和製程的實施例降低了提供高純度和超高純度SiC的成本，同時亦提高了獲得的純度，例如較低成本的高純度SiC材料。因此，與現有的SiC、SiOC及Si材料和產品相比，除了其他方面之外，聚矽氧碳SiC材料和製品的實施例具有降低的成本和增強的特徵。因此，除了其他方面之外，聚矽氧碳SiC材料和製品的實施例可以在眾多應用中取代SiC以及Si材料和產品，並具有提供因為技術、經濟及上述兩個原因無法使用SiC和Si材料和產品獲得的新的、附加的及增強的應用的能力。

得自聚合物之SiC晶圓的實施例包括約2英吋和更小的直徑的晶圓、約3英吋直徑的晶圓、約4英吋直徑的晶圓、約5英吋直徑的晶圓、約6英吋直徑的晶圓、約7英吋直徑的晶圓、約12英吋以及可能更大的直徑的晶圓、直徑約2英吋至約8英吋的晶圓、直徑約4英吋至約6英吋的晶圓、正方形、圓形及其他形狀、每面的表面積約1平方英吋、約4平方英吋、約10平方英吋、及更大或更小、厚度約100 μm、厚度約200 μm、厚度約300 μm、厚度約500 μm、厚度約700 μm、厚度從約50 μm至約800 μm、厚度約100 μm至約700 μm、厚度約100 μm至約400 μm、及厚度更大或更小、以及上述的組合和變化的晶圓等等。

在本發明的實施例中，高純度SiC具有低的、非常低的及低於偵測極限的、在物品（例如晶棒、晶圓、電子元件、光學元件及其他基於SiC的中間物和終端產品）的稍後處理和製造中引起明顯問題或被視為雜質的材料量。

因此，得自聚合物之高純度SiC（尤其是得自聚矽氧碳之高純度SiOC）、以及SiOC轉化成的高純度SiC具有至少約99.9%、至少約99.99%、至少約99.999%、至少約99.9999%、及至少約99.99999%或更高的純度。另外，注意到的是，本發明的實施例包括任何純度水平的、得自聚合物之SiC、及SiOC，包括較低的純度水平，例如99.0%、95%、90%及更低。據信該等較低（例如非高）純度的實施例具有（並將會找到）實質用途和應用。類似地，據信高純度SiC的實施例將在於本發明之前限於Si或除SiC以外的材料的應用中找到應用、用途、及提供新的和令人驚奇的效益。

本發明的實施例包括使用高純度SiC製造應用於電子和半導體應用的晶圓。在用以形成用於後續用途的晶棒和晶圓的氣相沉積設備和製程中，需要高純度的SiC。尤其，如表3所列，得自高純度聚合物的SiOC和SiC的實施例較佳可以具有低水平的、表3中的一種、多於一種、及全部元素，表3的元素在某些氣相沉積設備、電子應用、及半導體應用中被認為是雜質。 因此，得自聚矽氧碳之SiC的實施例可以不含雜質、基本上不含雜質、以及含有一些但不超過表3所列的量和量的組合。

表3

元素	ppm上限	ppm上限	ppm上限	ppm上限	ppm上限
Al	1,000	100	10	1	0.1
Fe	1,000	100	10	1	0.1
B	1,000	100	10	1	0.1
P	1,000	100	10	1	0.1
Pt	1,000	100	10	1	0.1
Ca	1,000	100	10	1	0.1
Mg	1,000	100	10	1	0.1
Li	1,000	100	10	1	0.1
Na	1,000	100	10	1	0.1
Ni	1,000	100	10	1	0.1
V	1,000	100	10	1	0.1
Ti	1,000	100	10	1	0.1
Ce	1,000	100	10	1	0.1
Cr	1,000	100	10	1	0.1
S	1,000	100	10	1	0.1
As	1,000	100	10	1	0.1
上列中的一者或更多者之總和	3,000	500	50	10	1

在一實施例中，亦可以在一些應用中將Pr視為雜質，若如此考量，則表3的限值和量可適用於Pr。

除非另有說明，否則如本文中使用的，當提及純度水平、高純度、純度%、雜質%、及類似的此類術語時，在材料的計算或特徵化中不包括、涉及、考量、或使用過量的碳（即超過化學計量的SiC）。在一些應用中，過量的碳可能對應用或產品幾乎沒有影響，因此不會被視為雜質。在其他應用中，過量的碳可能是有益的，例如碳可以充當燒結助劑；可以使用過量的碳來解決和補償氣相沉積設備和製程中的不規則性。

在將氮視為污染物的應用中，得自聚矽氧碳之SiC和SiOC的實施例可以具有少於約1000 ppm、少於約100 ppm、少於約10 ppm、少於約1 ppm及少於約0.1 ppm和更少的氮。

在得自聚矽氧碳之SiC的實施例中，基本上不含、及不含以任何形式（與Si或C結合或作為氧化物層任一者）存在的氧。因此，得自聚矽氧碳之SiC的實施例可以具有少於約1000 ppm、少於約100 ppm、少於約10 ppm、少於約1 ppm、及少於約0.1 ppm和更少的氧。得自聚矽氧碳之SiC在標準溫度和壓力下暴露於空氣時具有抵抗並且不形成氧化物層的能力。在環境條件下儲存時，不存在氧化物層（即不含氧化物層的SiC）可在氧化物層會被視為雜質、或以其他方式對製造製程不利的後續製造製程中提供優點。

得自聚矽氧碳之SiC的實施例是高度多功能的材料，可以具有幾種形式，例如非晶形、具有眾多不同的多型體並形成單（single）（或單（mono-））和多晶結構的結晶。一種形式、多於一種形式、及該等各種形式的組合眾多是在單批、立體形狀、或得自聚矽氧碳之SiC的樣品中。因此，本得自聚矽氧碳之SiC材料除了其他方面之外可應用於研磨劑、摩擦構件、光學元件、防彈和耐衝擊材料、絕緣及電子元件。

可以藉由燒結操作的方式將得自聚矽氧碳之SiC粉末、細粒、顆粒或其他較小尺寸和形狀的形式結合在一起以形成組成部件和結構。

本得自聚合物之SiC的實施例的結合在一起（例如壓製、燒結、準備好壓製）可以以任何傳統製程進行，並且可以使用目前用於傳統製程的燒結助劑和其他添加劑進行。本得自聚合物之超純SiC的實施例提供了獨特的、並且據信之前從未存在於SiC、使顆粒結合在一起而不需要任何燒結助劑或處理添加劑的能力。因此，本超純SiC的實施例是自燒結的，該等實施例不需要存在任何燒結助劑或添加劑以被結合或以其他方式成形（例如燒結或壓製）為固體和較佳的整體固體形狀。自燒結的超純SiC形狀可以比使用燒結助劑製成的相應形狀明顯更強固。因此，自燒結的SiC形狀可以比使用燒結助劑的類似SiC形狀強2倍、3倍、4倍、或更多。理論上，燒結助劑在SiC顆粒之間形成結合點或接合點，而且該等燒結助劑接合點基本上比自燒結形狀中的SiC-SiC接合點（例如直接接合點）更弱。

本案通過氣相沉積製程、結晶生長製程、結合製程及其他製程得自聚合物之SiC（尤其是超純SiC）的實施例可以在寬帶放大器、軍事通訊、雷達、電信、數據連線和戰術數據連線、衛星通訊和點對點無線電電力電子元件、LED、雷射、照明及感測器等等找到應用和利用。另外，該等實施例可以在電晶體找到應用和用途，電晶體例如高電子遷移率電晶體（HEMT），包括基於HEMT的單片微波積體電路（MMIC）。該等電晶體可以採用分散式（行進波）放大器設計方法，而且在SiC的更大帶隙之下，可以在小的佔用空間內實現極寬的帶寬。因此，本發明的實施例將包括由得自聚合物之SiC製成的或以其他方式基於得自聚合物之SiC的此等裝置和製品。

本通過氣相沉積製程、結晶生長製程、結合製程及其他製程得自聚合物之SiC（尤其是超純SiC）的實施例可以在制動器轉子和組件、制動器圓盤和襯墊、用以製作寶石和半珍貴寶石、珠寶、碳矽石、及切割和研磨應用等等找到應用和利用。因此，本發明的實施例將包括由得自聚合物之SiC製成的或以其他方式基於得自聚合物之SiC的此等裝置和製品。

可以將本案得自聚合物之SiC（尤其是超純SiC）的實施例與其他陶瓷粉末配方組合，以為使用該等其他陶瓷粉末的製程提供增強的效益、降低的成本及上述兩者。例如考量了BN/SiC/ZrO₂ 複合物、以及具有其他耐火/工程陶瓷粉末的混合物，其他耐火/工程陶瓷粉末例如AlN、BC、BN、Al₂ O₃ 、ZrO₂ 、C、SiC、WC、及SiN，僅舉幾例。因此，本發明的實施例將包括由得自聚合物之SiC製成的或以其他方式基於得自聚合物之SiC的此等裝置和製品。亦可以將本發明的實施例用於金屬合金的應用，例如用以製造陶瓷金屬或其他冶金混合物及合金。例如，可以將本發明的實施例如此結合於Ti、Fe、Ni及Co，僅舉幾例。因此，例如本發明的實施例可以形成得自聚合物之SiC-Ti合金、得自聚合物之SiC-鐵合金、得自聚合物之SiC-Ni合金、及得自聚合物之SiC-Co合金。

本得自聚合物之SiC陶瓷功率配方的實施例可被用於例如作為以下的組件或以下的建造：窯具、爐管、爐帶連桿、爐輥、噴嘴、軸承、耐腐蝕密封件、坩堝、耐火材料、熱保護系統、RAM-Jet/SCRAM-Jet或飛行高於Mach 3的任何機具、火箭、太空梭、火箭鼻錐和前緣衝擊保護系統、SiC/SiC增強複合物、SiC/C增強複合物、直流磁控濺射靶、熱電偶護套、泵密封件、及閥套。

本通過氣相沉積製程、結晶生長製程、結合製程及其他製程得自聚合物之SiC、SiOC（尤其是超純SiC和SiOC）的實施例可以在多層結構（例如在基板上的層）中找到應用和利用。該層可以是晶體、單晶、多晶、或非晶體。可以存在具有眾多不同層（例如基板層、連結層、SiC層、SiOC層、及其他物質）的結構。在一實施例中，可以使用藍寶石作為磊晶SiC層的基板。GaN亦會是可接受的基板。可以使用連結層來調整不同晶格參數之間的晶格不匹配。因此，例如使用SiOC作為基板的情況下可以具有連結層來將SiC或GaN層生長支撐在上面。

在此製程的一個實施例中，高純度的、得自聚合物之SiC、並且較佳尺寸非常小的、例如小於約100 μm、小於約10 μm、純度約99.999%、較佳約99.9999%、更佳約99.99999%的可以被燒結成光學元件。該等光學元件可以透射選擇的波長，例如360-800 nm。該等光學元件在可見光譜中可以具有約2.65的折射率。該等光學元件可以具有良好的和高的光學特性、沒有像差、遮蔽物、及其他光學缺陷。該等光學元件具有韌性（例如SiC的耐化學性、耐磨性、耐溫性、硬度）。因此，例如，隨後可以對窗或潔淨構件（例如手機、平板電腦、觸控螢幕等上的螢幕）提供顯著的改善。該等光學元件亦可被用於該等裝置的主體。該等得自聚合物之SiC窗在高要求的應用中會特別有利，其中例如存在惡劣的環境或使用條件。該等光學元件可被用於眾多光學應用，包括：光的產生，例如雷射、雷射二極體或其他光源；光的成形和透射，例如光纖、窗、稜鏡、透鏡、光學元件、反射鏡及內部反射元件（例如依賴內部反射來引導光的塊、稜鏡）。

除了紫外光、可見光、及紅外光之外，SiC光學元件可以在諸如微波、毫米波、x射線、及高能量束的電磁輻射波長間找到應用。

得自聚矽氧碳之SiC、尤其是高純度SiC的實施例具有眾多獨特的性質，除了其他方面之外，該等性質使得該等SiC對於電子、太陽能及電力傳輸產業和應用中的用途是有利的和理想的。該等SiC可以發揮作為非常穩定並且適用於幾種高要求應用的半導體材料的功能，該等高要求應用包括高功率、高頻、高溫、及腐蝕性環境和用途。得自聚合物之SiC是非常硬的材料，楊氏模量為424 GPa。得自聚合物之SiC基本上是化學惰性的，而且在室溫下不會與任何材料反應。

另外，在本發明之前，從所有實際的觀點來看，據信將任意物質擴散到碳化矽中基本上是不可能的，因此在需要將摻雜劑添加到材料的情況下，可以藉由前驅物的方式來添加摻雜劑，摻雜劑因此以受控的方式和用於長成晶棒或其他結構的量存在。前驅物配方的實施例可以具有摻雜劑、或攜帶並將摻雜劑結合到陶瓷中並於隨後結合到轉化的SiC中的複合物，使得在氣相沉積製程時，摻雜劑是可用的並處於可用的形式。

此外，用以對由得自聚合物之SiC和SiOC的實施例製成的晶圓、層及結構提供客製或預定性能的摻雜劑或其他添加劑可以與本得自聚合物之材料一起使用、作為本得自聚合物之材料的一部分使用、或與本得自聚合物之材料結合使用。在該等實施例中，此類性能增強添加劑將不被視為雜質，因為意圖使該等性能增強添加劑在、需要在最終產品中。可以將性能增強添加劑摻入液體前驅物材料中。取決於性能增強添加劑的性質，性能增強添加劑可以是先前完成的前驅物的一部分、可以是複合的、或複合物的一部分，以將性能增強添加劑摻入液體前驅物中，或者性能增強添加劑可以以其他使之能夠存在的形式存在（例如，處於使之在最終材料中如預期發揮功能的形式）。性能增強添加劑亦可以作為塗層被添加到SiC或SiOC粉末材料、可以在處理過程中作為蒸氣或氣體被添加、或者可以處於粉末的形式並與得自聚合物之SiC或SiOC顆粒混合，僅舉幾例。另外，性能增強添加劑存在的形式和方式較佳應使得性能增強添加劑對最終產品的處理條件、處理時間及品質具有最少的不利影響，更佳是沒有不利的影響。因此，具有高於5個9的純度、高於6個9的純度、及高於7個9的純度的、得自聚矽氧碳之SiC可以存在有一定量的性能增強添加劑。該等量可以是從約0.01%至約50%、約0.1%至約5%、約1%至約10%、少於25%、少於20%、少於10%、及少於1%、以及更多和更少的量，取決於添加劑和添加劑意圖賦予的預定性質。

碳化矽通常不具有液相，而是在真空下、在高於約1800℃的溫度下昇華。請參看第10圖，提供的是SiC的分壓曲線圖。通常，在工業和商業應用中建立條件使得昇華在約2,500℃以上的溫度下進行。當碳化矽昇華時，通常形成由Si、SiC及SiC₂ 組成的蒸氣。一般相信，溫度決定碳化矽蒸氣中該等不同成分的比例。然而，本發明除了其他方面之外亦提供了預選和控制SiC蒸氣的該等成分的比例的能力，例如藉由控制存在於得自聚矽氧碳之SiC中的過量碳的量。另外，藉由以受控的方式改變得自聚矽氧碳之SiC的孔隙率、存在的過量碳的量、及上述兩者（當用作氣相沉積製程中的起始材料時），例如藉由具有存在有不同預定量的過量碳的SiC材料層，SiC蒸氣的組成可以以受控的方式改變，並隨著時間以受控的方式改變。

得自聚矽氧碳之SiC、及由得自聚矽氧碳之SiC製成的SiC晶棒、晶圓及其他結構表現出多晶型，而且通常是稱為同質異型的一維多晶型。因此，得自聚矽氧碳之SiC可以存在於眾多的、理論上無限的、不同的多型體中。如本文所使用的，除非另有明確規定，否則術語同質異型、多型體及類似的此類術語應被給予最廣泛的可能含義，而且將包括構成碳化矽四面體（SiC₄ ）的各種不同框架、結構或排列。通常，該等多型體分為α（α）和β（β）兩類。第2A圖和第2B圖、及第3A圖和第3B圖分別圖示出單個立方和四面體的、得自聚合物之SiC結構的側視圖和俯視圖。因此，在第2A圖和第2B圖中圖示出SiC的單個立方排列，其中Si是開圓，例如200，C是閉合圓，例如201。在第3A圖和第3B圖中圖示出SiC的單個四面體排列，其中Si是開圓，例如300，C是閉合圓，例如301。

得自聚矽氧碳之SiC的α類的實施例通常包含六角（H）、菱面（R）、三角（T）結構，並且可以包含該等結構的組合。β類通常包含立方（C）或閃鋅礦結構。因此，例如，得自聚矽氧碳之碳化矽的多形體可包括：3C-SiC（β-SiC或β 3C-SiC），具有ABCABC ...的堆疊序列；2H-SiC，具有ABAB ...的堆疊序列；4H-SiC，具有ABCBABCB ...的堆疊序列；及6H-SiC（α碳化矽的常用形式，α 6H-SiC），具有ABCACBABCACB ...的堆疊序列。其他形式的α碳化矽的實例可包括8H、10H、16H、18H、19H、15R、21R、24H、33R、39R、27R、48H及51R。

得自聚矽氧碳之SiC的實施例可以是多晶或單（single）（或單（mono-））晶的。通常，在多晶材料中，存在晶界作為兩個晶粒、或材料的微晶之間的界面。該等晶界可以介於具有不同方向的相同多型體之間、或介於具有相同或不同方向的不同多型體之間、以及此等之組合和變化。單晶結構由單一多型體構成，而且基本上沒有晶界。

本發明的實施例提供了滿足對於高純度碳化矽、尤其是用於諸如半導體的終端產品的高純度單晶碳化物材料的要求的能力。因此，對於需要高純度材料的該等終端產品和用途而言，理想的是具有純度至少約99.9%、至少約99.99%、至少約99.999%、至少約99.9999%、及至少約99.99999%或更高的低成本碳化矽原料。

高純度單晶碳化矽材料具有眾多理想的特徵和特性。例如，具有424 GPa的楊氏模量是非常困難的。多晶碳化矽亦可以具有非常高的硬度，取決於晶粒結構和其他因素。

本得自聚矽氧碳之SiC的實施例可包括提供較大直徑或橫截面（例如約5英吋、大於5英吋、約6英吋、大於7英吋、約8英吋、大於8英吋、大於9英吋、約12英吋及更大的）的晶種、晶棒及其他結構的能力。此種較大的直徑或橫截面結構較佳可以具有至少約99.9%、至少約99.99%、至少約99.999%、至少約99.9999%、及至少約99.99999%或更高的純度。

本發明的實施例包括帶隙依多型體在（β SiC）3C-SiC的2.39 eV至2H-SiC的3.33 eV之間變化的碳化矽的製品，例如半導體。4H-SiC具有3.265 eV的帶隙。α碳化矽（6H-SiC）具有3.023 eV的帶隙。該等帶隙大於Si的帶隙，Si具有1.11 eV的帶隙。高帶隙允許碳化矽材料在感測器中工作，感測器例如在高溫（例如高達約1000℃）環境中操作的氣體感測器。例如，基於碳化矽的氣體感測器在約1000℃的溫度下操作時可以具有僅幾毫秒的回應時間。

由得自聚合物之SiC、SiOC、尤其是得自高純度聚合物之SiC和SiOC製成的材料的實施例可被用於功率元件和功率元件的應用。對於功率元件的應用而言，擊穿電場強度E_max 會是重要的性質。此性質量化在材料擊穿發生（例如災難性擊穿）之前材料中的最大電場可以有多高。E_max 取決於摻雜水平，但通常對於具有相同摻雜水平的SiC材料和Si材料而言，SiC E_max 可以在4至10倍大的量級。亦可以從被構造成具有相同阻斷電壓的元件的相對強度的角度來觀察E_max 和相對E_max 。因此，被構造用於I kV阻斷電壓的Si元件可具有約0.2 MV/cm的臨界電場強度，而類似的SiC元件可具有約2.49 MV/cm的臨界電場強度。

由得自聚合物之SiC、SiOC、尤其是得自高純度聚合物之SiC和SiOC製成的材料的實施例可被用於高頻元件和高頻的應用。飽和漂移速度會是高頻元件的重要性質。碳化矽具有2×10⁷ cm/sec² 的飽和漂移速度，而類似的矽的飽和漂移速度約為一半。高飽和漂移速度對於高增益固態元件而言是有利的（若非必需）。因此，從材料的角度來看，使用提供高純度、低成本（例如具有成本效益的）碳化矽的本發明實施例現在會成為此種元件的較佳選擇。然而，在本發明之前，由於與利用碳化矽相關的成本、以及獲得所需純度的困難（若非不可能），相信本發明的實施例是所屬技術領域中通常不會做出的選擇。

由得自聚合物之SiC、SiOC、尤其是得自高純度聚合物之SiC和SiOC製成的材料的實施例可被用於高導熱率的應用。在室溫下，碳化矽的導熱率高於銅的導熱率，並且相信可能優於大多數（若非全部）金屬。例如，在室溫下，銀的導熱率為4.18 W/（cm-K），銅的導熱率為4.0 W/（cm-K）。高純度碳化矽在室溫下可以具有大於約4.0 W/（cm-K）、大於約4.5 W/（cm-K）、約4.9 W/（cm-K）、及更大的導熱率。

本發明的實施例、以及本發明提供的SiC處理和材料的進步可以在眾多、大多數（若非基本上所有的電子元件和其他應用）、以及習用矽基半導體和電子應用以外的附加新應用和用途中取代矽材料。

得自聚矽氧碳之高純度SiC（例如具有至少約99.9%、至少約99.99%、至少約99.999%、至少約99.9999%、及至少約99.99999%或更高的純度）的實施例可以有很多不同的多型體。得自聚矽氧碳之高純度SiC和SiOC可以以α（α）、β（β）及此等之組合和變化存在。得自聚矽氧碳之高純度SiC的α類的實施例通常包含六角（H）、菱面（R）、三角（T）結構，並且可以包含此等結構的組合。得自聚矽氧碳之高純度SiC的β類通常包含立方（C）或閃鋅礦結構。因此，例如，得自聚矽氧碳之高純度碳化矽的多形體可包括：3C-SiC（β-SiC或β 3C-SiC）；2H-SiC；4H-SiC；及6H-SiC（α碳化矽的常用形式，α 6H-SiC），具有ABCACBABCACB ...的堆疊序列。其他形式的α碳化矽的實例可包括8H、10H、16H、18H、19H、15R、21R、24H、33R、39R、27R、48H及51R。得自聚矽氧碳之高純度SiC的實施例可以是多晶或單（single）（單（mono-））晶的。高純度SiOC和得自SiOC之SiC可以處於非晶形式。

本發明的實施例具有能力提供（並且是）立體結構形式的高純度SiOC和SiC，該立體結構例如圓片、煤磚、磚塊、塊、片、丸、板、盤、正方形、球、棒、隨機形狀等。該等立體形狀具有寬範圍的尺寸，通常從約1/16立方英吋至約1立方英尺，儘管更大和更小的體積亦是考量中的。立體結構的實施例可以非常柔軟，並且脆或易碎，較佳具有被均勻手壓散開的能力。因此，該等易碎的SiC立體結構可以具有：小於約200 GPa、小於約150 GPa、小於約75 GPa、小於約10 GPa及更小的彈性模量；小於約1400 Kg/mm² 、小於約800 Kg/mm² 、小於約400 Kg/mm² 、小於約100 Kg/mm² 、及更小的硬度；以及小於約1,850 MPa、小於約1,000 MPa、小於約750 MPa、小於約200 MPa、小於約50 MPa、及更小的壓縮強度。因此，此等易碎的SiC立體形狀基本上比構成結構的基本SiC材料更弱，而且報導的值有約410 GPa的彈性模量、約2,800 Kg/mm² 的硬度、及約3,900 MPa的壓縮強度。藉由氦比重測定法量測的SiC實際密度為約3.0至3.5 g/cc、或約3.1至3.4 g/cc、或約3.2至3.3 g/cc。SiC的易碎立體形狀（例如顆粒、丸等）的表觀密度或比重可明顯降低。

SiC的團塊（例如粒狀SiC顆粒的立體形狀、易碎團塊）較佳並且通常具有比實際密度低相當多的表觀密度，例如SiC顆粒的實際密度應為約3.1 g/cc至3.3 g/cc。一般而言，通常從粉碎易碎團塊獲得的粒狀SiC的表觀與實際密度基本上相同。易碎團塊（例如圓片、顆粒、盤或板）的表觀密度可以小於約3 g/cc、小於約2 g/cc、小於約1 g/cc及更低，並且可以從約0.5 g/cc至約1.5 g/cc、約0.4 g/cc至約2 g/cc。SiC顆粒的體積密度可以小於約3.0 g/cc、小於約2.0 g/cc、小於約1 g/cc、及從約0.1 g/cc至約2 g/cc、0.5 g/cc至約1.5 g/cc。亦考量了更大和更低的表觀密度和體積密度。此外，可以提供得自聚合物之SiC的易碎團塊的具體（即預定和精確的）表觀密度來匹配、並且較佳增強、更佳最佳化隨後的製造製程。例如，在CVD晶圓製造中，SiC顆粒的易碎團塊可以具有特別設計和訂製的表觀密度來匹配特定的CVD設備。以此方式，設施中的每個CVD設備都可以具有客製的原料，使得每個設備的效能能夠藉由使用具有預定和精確的表觀密度的原料（例如SiC的易碎團塊）來最佳化。

因此，易碎SiC的立體形狀可以容易且快速地分解成遠更小的、具有典型的SiC強度特性的SiC顆粒。較小的顆粒可以直徑小於約10 mm、直徑小於約1 mm、直徑小於約0.01 mm、直徑小於約100 μm（微米）、直徑小於約10 μm、及小於約1 μm、小於約500 nm（奈米）、至小於約100 nm，可以理解的是，更小和更大的尺寸都是考量中的。

因此，本發明的實施例提供從SiOC前驅物形成SiC的易碎團塊或立體形狀、及從該SiC的易碎團塊獲得粒狀SiC。粒狀SiC的強度明顯大於SiC易碎團塊的塊體性質。例如，粒狀SiC可以具有比SiC團塊大約2倍、比SiC團塊大約3倍、比SiC團塊大約4倍、及更大的彈性模量；粒狀SiC可以具有比SiC團塊大約2倍、比SiC團塊大約3倍、比SiC團塊大約4倍、及更大的硬度；粒狀SiC可以具有比SiC團塊大約2倍、比SiC團塊大約3倍、比SiC團塊大約4倍、及更大的壓縮強度；以及該等增強強度相關特徵的組合和變化。

可以使用諸如球磨機、磨粉機、轉子定子磨機、錘磨機、噴射磨機、輥磨機、珠磨機、介質磨機、研磨機、均化器、雙板磨機、麵團混合機、以及其他類型的研磨、碾磨及處理設備等粉碎設備將從例如第1圖實施例的製程獲得的SiC易碎團塊（例如區段108的103c）碎成粒狀SiC。

SiC的易碎團塊具有自身固有的孔隙率。該孔隙率較佳是開孔、或大體上開孔的孔隙率。以此種方式，易碎團塊通常提供比粒狀SiC實質更大的可用表面積，因為顆粒彼此填充。因此，例如，假使在氣相沉積製程中使用SiC的易碎圓盤來製造SiC晶棒（隨後轉化成SiC晶圓），則該等易碎的SiC圓盤將提供比在此類製程中使用粒狀SiC通常可以獲得的實質更大的表面積從而產生SiC蒸氣、及明顯更長的通路用於SiC蒸氣的移動。理論上，增加的表面積和增長的通路提供提高SiC晶棒的生長速率、SiC晶棒（從而隨後的晶圓）的品質、以及上述兩者的能力。易碎的SiC圓盤（例如SiC的團塊）可以比粒狀SiC材料更容易處理、量測及使用。

SiC的易碎團塊較佳通常具有比實際密度低相當多的表觀密度，例如實際密度應為約3.2 g/cc。一般而言，從破碎易碎團塊獲得的粒狀SiC具有基本上相同的表觀密度和實際密度，例如約3.1至3.3 g/cc。

與使用傳統製造SiC的方法（例如藉由二氧化碳的碳熱還原，Acheson型或基於Acheson）所需的力相比，將SiC易碎團塊破碎成顆粒形式所需的力是最小的。習用方法通常產生一批整塊的SiC，整塊的SiC具有SiC的強度，而且通常必須被顆粒化，例如被研磨、切割、刨削或碾磨成有用的尺寸。因此，本發明的實施例避免了對於此類重的或堅固的研磨設備將整塊SiC顆粒化的需求。本發明的實施例進一步避免了操作此類研磨設備的高功率（例如電力）成本。本發明的實施例亦大大縮短了顆粒化SiC所需的時間。使用此等重的研磨設備將整塊SiC顆粒化成有用的尺寸可能需要一週以上的時間。而本發明的SiC易碎團塊的實施例可以在僅僅幾個小時、一小時、短於一小時、短於30分鐘、幾分鐘、及更短的時間內被顆粒化。此研磨製程例如可以是後處理段。

高純度聚矽氧碳SiC的特徵提供了用於例如作為Si和C源或起始材料、氣相沉積製程、系統和設備、以及生長或形成SiC團塊、結構、製品或立體形狀的其他技術的若干優點和效益。該等特徵包括：具有高純度水平的能力、高純度水平、控制粒徑分佈（形狀、大小和兩者）的能力；預定的粒徑分佈；具有立體形狀的能力；預定的立體形狀（例如圓片、丸、盤等）；具有孔隙率和控制孔隙率的能力；預定的孔隙率；控制碳量的能力；預定的碳量（過量（即多於化學計量）、匱乏（即少於化學計量）、及化學計量的）；以及此等和其他性質的組合和變化。儘管可以看到本發明的附加優點，但目前以舉例的方式而言，氣相沉積製程中的此等優點可以包括縮短生長晶棒或其他結構的時間、清潔之前較長的運行時間、最佳化設備的能力、生長直徑較大的晶棒或其他結構的能力、提高品質的能力、減少有問題區域的能力、來自晶棒或其他結構的有問題區域或有問題事件（例如管道、遮蔽物、缺陷）、降低的成本、對製程更好的控制、以及此等優點的組合與變化。

應當理解的是，在本說明書中使用標題是出於清楚的目的，並不以任何方式進行限制。因此，應當與完整的本說明書（包括各種實例）的上下文一起閱讀在標題下描述的製程和揭示。在本說明書中使用標題不應限制提供本發明保護的範圍。

通常，得自聚合物之陶瓷前驅物配方、尤其是聚矽氧碳前驅物配方通常可以藉由三種類型的製程製備，儘管仍可以利用其他製程、及此等製程的變化和組合。此等製程通常涉及組合前驅物以形成前驅物配方。一種類型的製程通常涉及較佳在基本上不發生化學反應的無溶劑製程（例如「混合製程」）中將前驅物材料混合在一起。另一種類型的製程通常涉及化學反應（例如「反應類型的製程」）以形成特定的（例如客製的）前驅物配方，該前驅物配方可以是單體、二聚物、三聚物及聚合物。第三種類型的製程在無溶劑環境（例如「反應混合類型的製程」）中具有兩種或更多種成分的化學反應。通常，在混合製程中，基本上全部的、較佳全部的化學反應都在後續的處理過程中（例如在固化、熱解、及上述兩者期間）發生。

應當理解的是，使用此等術語 - 反應類型的製程、反應混合類型的製程、及混合類型的製程 – 是為了方便並作為速記的參考。該等術語不被、並且不應被視為限制。例如，反應製程可被用於產生前驅物材料，隨後該前驅物材料與另一種前驅物材料被用於混合製程。

該等製程類型被描述於本說明書中在各自的標題下的其他地方。應當理解的是，在一個標題下對於一個製程的教導與在其他標題下對於其他製程的教導可以彼此適用，而且適用於本說明書中的其他部分、實施例及教導，反之亦然。可以將一種製程類型的起始或前驅物材料用於另一種製程類型。另外，應當理解的是，應當與完整的本說明書（包括各種實例和實施例）的上下文一起閱讀在該等標題下描述的製程。較佳的得自 SiOC 之 SiC 的固化和熱解

較佳的是，在製造SiC和用於製造SiC的材料中，在較佳實施例中，可以在約1大氣壓下、在清潔空氣中混合聚矽氧碳前驅物。

較佳的是，在製造SiC和用於製造SiC的材料中，固化在範圍從約20℃至約150℃、約75℃至約125℃、及約80℃至90℃的溫度下發生。固化在較佳產生硬固化材料的一段時間內進行。固化可以在空氣或惰性氣氛中進行，較佳的是固化在環境壓力下在氬氣氣氛中進行。最佳的是，對於高純度材料而言，固化設備的爐、容器、處理設備、及其他元件是乾淨的、基本上沒有任何被視為雜質或污染物的元素或材料、而且不貢獻任何被視為雜質或污染物的元素或材料到固化材料中。

較佳的是，在製造SiC和用於製造SiC的材料中，熱解在範圍從約800℃至約1300℃、約900℃至約1200℃、及約950℃至1150℃的溫度下發生。熱解在較佳導致預形體完全熱解的一段時間內進行。較佳的是熱解在惰性氣體（例如氬氣）中進行，更佳的是在或約在環境壓力下、在流動的氬氣中進行。氣體可以以約1200 cc/min至約200 cc/min、約800 cc/min至約400 cc/min、及約500 cc/min流動。較佳的是，處理爐的初始真空排氣完成到至少低於1E-3托的減壓、並用惰性氣體（例如氬氣）再加壓到大於100托。更佳的是，用惰性氣體再加壓之前，將真空排氣完成到低於1E-5托的壓力。在繼續進行之前可以將真空排氣製程完成到從零至＞ 4倍之間的任何程度。最佳的是，對於高純度材料而言，固化設備的爐、容器、處理設備及其他元件是乾淨的，基本上沒有或沒有任何被視為雜質或污染物的元素或材料，而且不會貢獻任何被視為雜質或污染物的元素或材料到固化材料中。

在需要低的N和O水平的實施例中，使用真空（較佳渦輪泵）來實現10E-6托並用惰性氣體回填是較佳的。此淨化製程可以進行一次或多次，以實現低的水平。流動速率恆定的「清掃」氣體可以在揮發物產生過程中幫助爐的淨化。

較佳的是，在製造SiC時，陶瓷SiOC在隨後或連續的熱解或轉化步驟中轉化為SiC。SiOC的轉化步驟可以是SiOC預形體的熱解的一部分（例如與熱解連續），或者該轉化步驟在時間、位置及上述兩者上可以是完全獨立的步驟。視所需的SiC類型而定，傳統步驟可以在約1,200℃至約2,550℃和約1,300℃至1,700℃下進行。通常，在約1,600℃至1,900℃的溫度下，β型的形成隨時間有利。在高於1900°C的溫度下，α型的形成隨時間有利。轉化較佳在惰性氣體（例如氬氣）中進行，更佳在或約在大氣壓力下在流動的氬氣中進行。氣體可以以約600 cc/min至約10 cc/min、約300 cc/min至約50 cc/min、約80 cc/min至約40 cc/min流動。最佳的是，對於高純度材料而言，固化設備的爐、容器、處理設備及其他元件是乾淨的，基本上沒有任何被視為雜質或污染物的元素或材料，而且不會貢獻任何被視為雜質或污染物的元素或材料到SiC中。

得自SiOC之SiC的後續產率通常為約10%至50%，典型為30%至40%，儘管可以獲得更高和更低的範圍。

最佳的是，當製備高純度SiC時，與製備、固化、熱解及轉化材料相關的活動是在潔淨室條件下進行，例如在至少ISO 5、至少ISO 4、至少ISO 3、至少ISO 2、及至少ISO 1的ISO 14644-1潔淨室標準之下。在一個實施例中，材料處理步驟在至少ISO 5的潔淨室中進行，而較不乾淨的區域（ISO＞ 5）用於熱解和轉化步驟。

在氣相沉積技術中使用得自超純聚合物之SiC提供了優異的品質，而且與由其他SiC來源（即非得自聚合物之陶瓷基SiC）製成的晶棒和晶圓相比減少了由該等得自超純聚合物之材料製成的晶棒、晶圓及半導體中的缺陷。儘管不受本理論的約束，但據信用以從液體SiOC起始材料（例如聚矽氧碳前驅物）獲得超純SiC的、聚合物衍生陶瓷的製程提供了具有與其他SiC來源不同的特徵和形態的起始原料SiC，此種差異允許得自聚合物之陶瓷材料的預成形明顯優於其他SiC來源。當使用得自聚合物之陶瓷SiC作為晶種時，據信可以在晶棒和晶圓品質以及製造效率上實現優於其他SiC晶種的額外增強。該等效益和改善特徵包括在至少以下性質和特徵中的增強和改善、及/或至少以下有害性質或影響的減少：

彎曲 - 晶圓的中間表面的凹或凸變形的測量，與可能存在的任何厚度變化無關。彎曲是在晶圓的中心點相對於參考平面測得，該參考平面是由在直徑比標稱晶圓直徑小6.35 mm的圓上等距間隔的三個點決定。彎曲是晶圓的塊體性質，不是暴露表面的性質。一般而言，彎曲是由處於自由、鬆開位置的晶圓測得。（不要與翹曲混淆）

直徑 – 橫跨圓形矽晶圓的線性距離，包括晶圓中心並排除任何平面或其他外圍基準區域。

邊緣輪廓 - 藉由研磨或蝕刻成形的晶圓邊緣的剖面輪廓。邊緣可以是圓形或斜面。

平坦度 - 用於晶圓表面，當晶圓的背面是理想地平坦時（如同當藉由真空下拉到理想上潔淨的平坦夾盤上時），正面相對於指定參考平面的偏差（以TIR或最大FPD表示）。可以將晶圓的平坦度描述為：總體平坦度；在所有部位測得的部位平坦度的最大值；或部位平坦度等於或小於指定值的部位之百分比。

平坦度品質區域 - 適用指定平坦度值的晶圓表面部分。平坦度品質區域最常用邊緣排除區域界定，邊緣排除區域通常是3 mm寬的外圍環形區域。

焦平面 - 垂直於成像系統的光軸、包含成像系統的焦點的平面。

焦平面偏差（FPD） - 平行於光軸、從晶圓表面上的點到焦平面的距離。總體平坦度 - 平坦度品質區域內相對於指定參考平面的TIR或最大FPD。

最大FPD - 焦平面偏差絕對值的最大值。

主平面 - 相對於特定結晶平面定向的最長長度的平面。又稱主要平面。

參考平面 - 由以下中之一者指定的平面：在晶圓的正面上的指定位置的三個點；使用平坦度品質區域內的所有點對晶圓的正面進行最小平方適配；使用部位內的所有點對晶圓的正面進行最小平方適配；或理想的背面（相當於與晶圓接觸的理想平坦夾盤表面）。

二次平面 - 長度比相對於主平面的角位置可識別晶圓的導電類型和方向的主平面的長度更短的一個平面或多個平面。又稱小平面。

部位 - 在晶圓的正面上、側面平行並垂直於主平面、而且中心落在平坦度品質區域內的矩形區域。

部位平坦度 - 落在平坦度品質區域內的部位部分的TIR或最大FPD。

厚度 - 貫穿晶圓在正面與背面上的相應點之間的距離。

總指示讀值（TIR） - 兩個皆與參考平面平行的平面之間的最小垂直距離，包圍晶圓正面上的指定平坦度品質區域或部位內的所有點。

總厚度變化（TTV） - 在晶圓上掃描圖案或一系列的點量測過程中遇到的最大和最小厚度值之間的差異。

翹曲 - 在掃描圖案的過程中經歷的、晶圓的中間表面與參考平面的最大與最小距離之間的差異。翹曲是晶圓的塊體性質，不是暴露表面的性質。中間表面可以包含具有向上或向下彎曲或上述兩者的區域。通常，翹曲是由處於自由、鬆開位置的晶圓測定。（不要與彎曲混淆）

自摻雜 - 摻雜劑，來自故意添加到蒸氣相的摻雜劑以外的來源，在生長過程中被摻入磊晶層中。

自摻雜阻障 - 在磊晶沉積過程中阻止從基板背面傳送雜質原子到磊晶層的膜或層。亦稱為背封。

導電類型 - 界定矽中多數載子的性質：當添加施體摻雜劑雜質到矽中時形成其中電子為多數載子的n型材料；當添加受體摻雜劑雜質到矽中時形成其中電洞為多數載子的p型材料。

晶體方向 - 生長矽晶體的結晶軸。

錯位- 晶體中形成晶體的滑動區域與非滑動區域之間的邊界的線缺陷。

錯位密度 - 暴露的晶圓表面上每單位面積的錯位蝕刻凹陷的數量。

錯位蝕刻凹陷 – 處於應力或有缺陷的晶格的緊鄰區域中從優先蝕刻產生的、清楚界定的凹陷。

摻雜劑 – 來自週期表的第三（例如硼）或第五（例如磷或銻）欄的化學元素，被以微量故意摻入矽晶體中以建立矽晶體的導電類型和電阻率。P型：硼0.001 – 50歐姆公分。N型：磷0.1 – 40歐姆公分，銻0.005 – 0.025歐姆公分，砷＜0.005歐姆公分。

外質吸除 – 藉由機械手段或藉由在矽晶圓的背面上沉積多晶矽或其他膜而故意引入晶格結構中的受控損傷或應力。

平面方向（主） – 結晶平面，理想上與主平面的表面重合。主平面通常是＜110＞平面。

米勒指標 - 結晶平面分別與x軸、y軸及z軸的截距的倒數。例如，垂直於x軸的立方體面是＜100＞平面。一個平面家族由大括號表示；例如，所有的立方體面都是＜100＞平面。方向由方括號中的米勒指標表示；例如，x軸是＜100＞方向，立方體對角線是＜111＞方向。方向的家族用角括號表示；例如，所有立方軸都是＜100＞方向。負方向由指標上方的負號表示；例如，負x軸是＜¯100＞方向。

多晶矽（複晶矽，poly）- 由隨機方向的微晶構成並含有大角度晶界、雙晶界、或上述兩者的矽。

徑向氧變化 – 在對稱地位於矽晶圓上的一或更多個點的平均氧濃度與在晶圓中心的氧濃度之間的差異，以中心濃度的百分比表示。除非另有說明，否則Siltec認為徑向氧變化是使用在距離晶圓邊緣10 mm的兩個點的氧濃度的平均值決定。有時是使用在晶圓中心與邊緣之間半途的幾個對稱點的氧濃度的平均值來決定徑向氧變化。亦稱為氧梯度。

徑向電阻率變化 – 在對稱地位於矽晶圓上的一或更多個點的平均電阻率與在晶圓中心的電阻率之間的差異，以中心電阻率的百分比表示。除非另有說明，否則我們認為徑向電阻率變化是使用在兩個垂直的直徑上距離晶圓邊緣6 mm的四個點的平均電阻率決定。有時是使用在相同直徑上介於晶圓中心與邊緣之間半途的四個點的電阻率的平均值來決定徑向電阻率變化。亦稱為電阻率梯度。

電阻率（歐姆·cm） - 與電流平行的電位梯度（電場）與電流密度的比率。在矽中，藉由添加摻雜劑雜質來控制電阻率；藉由添加更多的摻雜劑來實現較低的電阻率。

滑移 - 塑性變形的過程，其中一部分晶體以保持矽的結晶度的方式相對於另一部分進行剪切位移。在優先蝕刻之後，滑移由每毫米10個或更多個錯位蝕刻凹陷且不必彼此觸碰的一條或更多條平行直線的圖案證實。在＜111＞表面上，線組彼此傾斜60度；在＜100＞表面上，線組彼此傾斜90度。

堆疊錯誤 - 由於偏離晶體中正常的原子堆積序列所導致的二維缺陷。堆疊錯誤可能存在於塊體晶體中、在磊晶沉積期間生長（通常是由於受污染或結構不完美的基板表面）；或在氧化過程中發展。在＜111＞表面上，藉由優先蝕刻為封閉或部分等邊三角形來顯現堆疊錯誤。在＜100＞表面上，堆疊錯誤顯現為封閉或部分正方形。

條紋 - 矽晶圓表面上與雜質濃度的局部變化相關的螺旋形特徵。此類變化可歸因於晶體生長期間在旋轉的固-液界面處發生的摻雜劑摻入的週期性差異。在優先蝕刻之後條紋是肉眼可見的，而且在100倍放大倍率下顯得是連續的。

次表面損傷 -僅在優先蝕刻經拋光的矽表面之後才顯現的殘餘晶體缺陷。此類損傷通常被視為由晶圓的機械處理所引起的。

雙晶 - 其中晶格由兩個方向彼此相關、橫跨被稱為雙晶面或雙邊界的一致平面界面成鏡像的部分組成的晶體。在矽中，此平面是＜111＞平面。又稱孿晶。

晶圓方向 - 以米勒指標表示的結晶平面，其中晶圓表面與該結晶平面理想地重合。通常，晶圓的表面在幾度內與垂直於生長軸的低折射率平面對應。在此種情況下，亦可以以低折射率結晶平面與經拋光晶圓表面的角度偏差a來描述方向。

缺口 - 其中材料已被從晶圓的表面或邊緣移除的區域。缺口的尺寸由最大徑向深度和外圍弦長界定，如在樣本輪廓的正陰影投影上測得的。亦稱為蛤殼、貝殼狀斷裂、邊緣缺口、薄片、裂口、外圍缺口、外圍凹口及表面缺口。

污染 - 晶圓表面上肉眼可見的大類異物。在大多數情況下，可以藉由氣體吹掃、洗滌劑洗滌、或化學作用來移除。另見微粒污染、污漬。

破裂 - 延伸到晶圓表面並且可以或可以不貫穿晶圓的整個厚度的分裂。亦稱為裂縫；另見斷裂。

凹坑 - 具有平滑中心區域的不規則封閉脊的表面紋理。鴉爪 – 圖案中相交的裂縫，類似於＜111＞表面上的「鴉爪」（Y）和＜100＞表面上的十字（+）。

小凹 - 晶圓表面上直徑大於3 mm的光滑表面凹陷。

斷裂 - 具有從一個點散發出的單條線或多條線的裂縫。

溝槽 - 具有圓形邊緣的淺刮痕，通常是拋光過程中未完全去除的刮痕殘餘物。

霾 - 由微小的表面不規則（例如凹坑、小丘、小脊或刮痕、顆粒等）集中造成的光散射所引起的混濁或朦朧外觀。

嵌入的研磨晶粒 – 被機械強制進入矽晶圓表面中的研磨顆粒。此種類型的污染可能在切片、研磨或拋光過程中發生。

凹口 - 從矽晶圓的正面延伸到背面的邊緣缺陷。

光點缺陷（LPD） - 當晶圓被保持垂直於晶圓表面的窄束光源照射時所見的反射光的各個細小點。

小丘 - 具有一或更多個小平面的不規則狀凸出。小丘可以是大塊材料的延伸或各種形式的污染、或上述兩者。高密度的小丘亦可以顯現為霾。

橘皮 - 一種大特徵的粗糙表面，類似於橘子的皮，在螢光下肉眼可見，但在窄光束照射下通常非肉眼可見。

微粒污染 - 一種污染的形式，包含顆粒，例如灰塵、棉絨或擱置在晶圓表面上並從表面伸出的其他材料。通常可用潔淨、乾燥的氮氣吹離表面。

凹坑 - 表面中的凹陷，其中凹陷的傾斜側面以可區分的方式與晶圓表面會合（相對於小凹的圓形側面）。

鋸片缺陷 - 用鋸片行進的圖案特徵拋光後可見的粗糙區域。在化學拋光之前可識別。亦稱為鋸痕。

刮痕 - 在建立的表面平面下方的淺溝槽或切口，具有大於5:1的長寬比。宏觀刮痕的深度為0.12 μm，並且在白熾光（窄光束）和螢光照射下均肉眼可見。微刮痕的深度＜0.12 μm，在螢光照射下肉眼不可見。

尖峰 - 高、薄的樹枝狀或結晶長絲，常出現在磊晶層的表面中的凹陷中心。

污漬 - 一種污染的形式，例如條紋、污跡或斑點，含有外來的化合物，例如有機物或鹽。

可以使用得自聚合物之超純SiC材料製備具有以下特徵的晶圓。

類型	說明
2" 6H N-型	6H-N 2"直徑，類型/摻雜劑：N/氮，方向：＜0001＞+/-0.5度，厚度：330 ± 25 um D級，MPDä100 cm-2，D級，RT：0.02-0.2 Ω·cm 單面拋光/Si面已預先磊晶與CMP，表面粗糙度：＜0.5 nm
2" 6H N-型	6H-N 2"直徑，類型/摻雜劑：N/氮，方向：＜0001＞+/-0.5度，厚度：330 ± 25 um B級，MPDä30 cm-2，B級，RT：0.02-0.2 Ω·cm，單面拋光/Si面已預先磊晶與CMP，表面粗糙度：＜0.5 nm
2" 4H N-型	4H-N 2"直徑，類型/摻雜劑：N/氮，方向：＜0001＞+/-0.5度，厚度：330 ± 25 um D級，MPDä100 cm-2，D級，RT：0.01-0.1 Ω·cm D級，彎曲/翹曲/TTV＜25 um 單面拋光/Si面已預先磊晶與CMP，表面粗糙度：＜0.5 nm
2" 4H N-型	4H-N 2"直徑，類型/摻雜劑：N/氮，方向：＜0001＞+/-0.5度，厚度：330 ± 25 um B級，MPDä30 cm-2，B級，RT：0.01-0.1 Ω·cm B級，彎曲/翹曲/TTV＜25 um 單面拋光/Si面已預先磊晶與CMP，表面粗糙度：＜0.5 nm
3" 4H N-型	4H-N 3"直徑，類型/摻雜劑：N/氮，方向：4度+/-0.5度，厚度：350 ± 25 um D級，MPDä100 cm-2，D級，RT：0.01-0.1 Ω·cm D級，彎曲/翹曲/TTV＜35 um 雙面拋光/Si面已預先磊晶與CMP，表面粗糙度：＜0.5 nm
3" 4H N-型	4H-N 3"直徑，類型/摻雜劑：N/氮，方向：4度+/-0.5度，厚度：350 ± 25 um B級，MPDä30 cm-2，B級，RT：0.01-0.1 Ω·cm B級，彎曲/翹曲/TTV＜35 um 雙面拋光/Si面已預先磊晶與CMP，表面粗糙度：＜0.5 nm
3" 4H SI	4H-SI 3"直徑，類型/摻雜劑：半絕緣/V，方向：＜0001＞+/-0.5度，厚度：350 ± 25 um D級，MPDä100 cm-2，D級，RT：70% ≥ 1E5 Ω·cm 雙面拋光/Si面已預先磊晶與CMP，表面粗糙度：＜0.5 nm
3" 4H SI	4H-SI 3"直徑，類型/摻雜劑：半絕緣/V，方向：＜0001＞+/-0.5度，厚度：350 ± 25 um B級，MPDä30 cm-2，B級，RT：80% ≥ 1E5 Ω·cm 雙面拋光/Si面已預先磊晶與CMP，表面粗糙度：＜0.5 nm
2" 6H SI	6H-SI 2"直徑，類型/摻雜劑：半絕緣/V，方向：＜0001＞+/-0.5度，厚度：330 ± 25 um D級，MPDä100 cm-2，D級，RT：70% ≥ 1E5 Ω·cm 單面拋光/Si面已預先磊晶與CMP，表面粗糙度：＜0.5 nm
2" 6H SI	6H-SI 2"直徑，類型/摻雜劑：半絕緣/V，方向：＜0001＞+/-0.5度，厚度：330 ± 25 um B級，MPDä30 cm-2，B級，RT：85% ≥ 1E5 Ω·cm 單面拋光/Si面已預先磊晶與CMP，表面粗糙度：＜0.5 nm
4" 4H N-型	4H-N 4"直徑（100 mm±0.38 mm），類型/摻雜劑：N/氮，方向：4.0°±0.5°，厚度：350 μm ± 25 μm D級，MPDä100 cm-2，D級，0.01-0.1 Ω·cm D級，TTV/彎曲/翹曲 ＜45 um 雙面拋光/Si面已預先磊晶與CMP，表面粗糙度：＜0.5 nm

SSP =單面拋光，DSP =雙面拋光，E = 蝕刻，C = 初切割，材料-CZ（除非另有說明），L = 研磨，Und =未摻雜（本質的）

此組包括藉由Czochralski（Cz）和浮動區（Fz）技術生長的單晶矽

提供以下實例來說明本發明的前驅物配方、製程、方法、設備、製品、組成物及應用等的各種實施例。該等實例是用於說明的目的，不應被視為、而且不會以其他方式限制本發明的範圍。除非另有說明，否則實例中使用的百分比是所有批料、預形體或結構的重量百分比。

實例

實例1

使用混合型方法配製聚矽氧碳配方。藉由在室溫下將41% MHF和59% TV混合在一起來製備配方。此前驅物配方具有0.68莫耳的氫化物、0.68莫耳的乙烯基、及1.37莫耳的甲基。基於100 g的配方，該前驅物配方具有以下的Si、C及O莫耳量。

	莫耳	Si、C、O的莫耳比率（「莫耳」欄中總莫耳數的%）
Si	1.37	25%
C	2.74	50%
O	1.37	25%

如所計算的，得自此配方的SiOC在所有CO都已被移除之後將具有計算出的、1.37莫耳的C，並具有0%過量的C。

實例2

使用混合型方法配製聚矽氧碳配方。藉由在室溫下將90%甲基封端的苯基乙基聚矽氧烷（具有27%的X）和10% TV混合在一起來製備配方。此前驅物配方具有1.05莫耳的氫化物、0.38莫耳的乙烯基、0.26莫耳的苯基、及1.17莫耳的甲基。基於100 g的配方，該前驅物配方具有以下的Si、C及O莫耳量。

	莫耳	Si、C、O的莫耳比率（「莫耳」欄中總莫耳數的%）
Si	1.17	20%
C	3.47	60%
O	1.17	20%

如所計算的，得自此配方的SiOC在所有CO都已被移除之後將具有計算出的、2.31莫耳的C，並具有98%過量的C。

實例3

使用混合型方法配製聚矽氧碳配方。藉由在室溫下將70%甲基封端的苯基乙基聚矽氧烷（具有14%的X）和30% TV混合在一起來製備配方。此前驅物配方具有0.93莫耳的氫化物、0.48莫耳的乙烯基、0.13莫耳的苯基、及1.28莫耳的甲基。基於100 g的配方，該前驅物配方具有以下的Si、C及O莫耳量。

	莫耳	Si、C、O的莫耳比率（「莫耳」欄中總莫耳數的%）
Si	1.28	23%
C	3.05	54%
O	1.28	23%

如所計算的，得自此配方的SiOC在所有CO都已被移除之後將具有計算出的、1.77莫耳的C，並具有38%過量的C。

實例4

使用混合型方法配製聚矽氧碳配方。藉由在室溫下將50%甲基封端的苯基乙基聚矽氧烷（具有20%的X）和50% TV混合在一起來製備配方。此前驅物配方具有0.67莫耳的氫化物、0.68莫耳的乙烯基、0.10莫耳的苯基、及1.25莫耳的甲基。基於100 g的配方，該前驅物配方具有以下的Si、C及O莫耳量。

	莫耳	Si、C、O的莫耳比率（「莫耳」欄中總莫耳數的%）
Si	1.25	22%
C	3.18	56%
O	1.25	22%

如所計算的，得自此配方的SiOC在所有CO都已被移除之後將具有計算出的、1.93莫耳的C，並具有55%過量的C。

實例5

使用混合型方法配製聚矽氧碳配方。藉由在室溫下將65%甲基封端的苯基乙基聚矽氧烷（具有40%的X）和35% TV混合在一起來製備配方。此前驅物配方具有0.65莫耳的氫化物、0.66莫耳的乙烯基、0.25莫耳的苯基、及1.06莫耳的甲基。基於100 g的配方，該前驅物配方具有以下的Si、C及O莫耳量。

	莫耳	Si、C、O的莫耳比率（「莫耳」欄中總莫耳數的%）
Si	1.06	18%
C	3.87	54%
O	1.06	28%

如所計算的，得自此配方的SiOC在所有CO都已被移除之後將具有計算出的、2.81莫耳的C，並具有166%過量的C。

實例6

使用混合型方法配製聚矽氧碳配方。藉由在室溫下將65% MHF和30%二環戊二烯（DCPD）混合在一起來製備配方。此前驅物配方具有1.08莫耳的氫化物、0.53莫耳的乙烯基、0.0莫耳的苯基、及1.08莫耳的甲基。基於100 g的配方，該前驅物配方具有以下的Si、C及O莫耳量。

	莫耳	Si、C、O的莫耳比率（「莫耳」欄中總莫耳數的%）
Si	1.08	18%
C	3.73	64%
O	1.08	18%

如所計算的，得自此配方的SiOC在所有CO都已被移除之後將具有計算出的、2.65莫耳的C，並具有144%過量的C。

實例7

使用混合型方法配製聚矽氧碳配方。藉由在室溫下將82% MHF和18%二環戊二烯（DCPD）混合在一起來製備配方。此前驅物配方具有1.37莫耳的氫化物、0.27莫耳的乙烯基、0.0莫耳的苯基、及1.37莫耳的甲基。基於100 g的配方，該前驅物配方具有以下的Si、C及O莫耳量。

	莫耳	Si、C、O的莫耳比率（「莫耳」欄中總莫耳數的%）
Si	1.37	25%
C	2.73	50%
O	1.37	25%

如所計算的，得自此配方的SiOC在所有CO都已被移除之後將具有計算出的、1.37莫耳的C，並具有0%過量的C。

實例8

使用混合型方法配製聚矽氧碳配方。藉由在室溫下將46% MHF、34% TV及20% VT混合在一起來製備配方。此前驅物配方具有0.77莫耳的氫化物、0.40莫耳的乙烯基、0.0莫耳的苯基、及1.43莫耳的甲基。基於100 g的配方，該前驅物配方具有以下的Si、C及O莫耳量。

	莫耳	Si、C、O的莫耳比率（「莫耳」欄中總莫耳數的%）
Si	1.43	30%
C	1.95	40%
O	1.43	30%

如所計算的，得自此配方的SiOC在所有CO都已被移除之後將具有計算出的、0.53莫耳的C，並具有63%的C不足或63%的C匱乏。

實例9

使用混合型方法配製聚矽氧碳配方。藉由在室溫下將70% MHF、20% TV及10% VT混合在一起來製備配方。此前驅物配方具有1.17莫耳的氫化物、0.23莫耳的乙烯基、0.0莫耳的苯基、及1.53莫耳的甲基。基於100 g的配方，該前驅物配方具有以下的Si、C及O莫耳量。

	莫耳	Si、C、O的莫耳比率（「莫耳」欄中總莫耳數的%）
Si	1.53	31%
C	1.87	38%
O	1.53	31%

如所計算的，得自此配方的SiOC在所有CO都已被移除之後將具有計算出的、0.33莫耳的C，並具有78%的C不足或78%的C匱乏。

實例10

使用混合型方法配製聚矽氧碳配方。藉由在室溫下將95% MHF和5% TV混合在一起來製備配方。

實例11

請參見第11圖，第11圖圖示用於生長SiC晶體和結晶結構的設備之示意性剖面圖。氣相沉積裝置1700具有容器1701，容器1701與各種加熱元件（例如1702）相關聯（例如熱關聯地被定位來遞送電磁能量、已被纏繞在周圍）。加熱元件被設置和操作來提供至少兩個不同的溫度區域，A區1702a和B區1702b。容器1701內部有得自聚合物之陶瓷1703，得自聚合物之陶瓷1703是Si和C的來源。此外，在容器1701內的是晶體生長的起始製品1704。

因此，通常將得自聚合物之陶瓷703加熱到A區1702a的溫度來使SiC昇華，溫度通常高於約2,000℃。隨後Si C蒸氣上升到比A區冷的溫度B區。Si C蒸氣沉積在起始製品704上成為SiC。

應當理解的是，裝置1700的示意圖是教導的說明、被大為簡化，而且商業和工業用裝置可以具有附加元件，例如控制系統、監視器、氣體處理和其他裝置，並且亦可以具有目前所屬技術領域中具有通常知識者習知的不同結構、以及可部分基於本說明書之教導的新裝置和結構。

實例11a

在氣相沉積裝置1701中，得自聚合物之陶瓷1703是高純度SiOC。將A區的溫度逐漸升高並保持在設定的溫度以使SiOC轉變成SiC，隨後使SiC昇華並在起始製品1704上形成SiC晶體。

實例11b

在此實例中，起始製品1704是晶種，而從A區中得自聚合物之SiC沉積的SiC形成α單晶晶棒。隨後將此晶棒切片以形成得自聚矽氧碳之SiC晶圓。

實例11c

在此實例中，起始製品1704是Si基板，並且來自A區中得自聚合物之SiC的SiC沉積在Si基板上成為在Si基板上得自聚矽氧碳之磊晶SiC層。

實例11d

在氣相沉積裝置1701中，得自聚合物之陶瓷703是有6個9的純度的高純度SiOC。將A區的溫度逐漸生高並保持在設定的溫度以將SiOC轉變成SiC，隨後使SiC昇華並在起始製品1704上形成SiC晶體。

實例11e

在氣相沉積裝置1701中，得自聚合物之陶瓷703是具有少於20 ppm的Al的高純度SiOC。將A區的溫度逐漸升高並保持在設定的溫度以將SiOC轉變成SiC，隨後使SiC昇華並在起始製品1704上形成SiC晶體。

實例11f

在氣相沉積裝置1701中，得自聚合物之陶瓷1703是具有少於20 ppm的Al、得自高純度聚矽氧碳的SiC。SiC昇華而在起始製品1704上形成SiC晶體，起始製品1704為晶種。

實例12

氣相沉積裝置1701是熱壁反應器。

實例13

氣相沉積裝置1701是多晶圓反應器。

實例14

氣相沉積裝置1701是煙囪式反應器。

實例15

得自聚矽氧碳之SiC的晶棒具有約1英吋的長度和約4英吋的直徑。該晶棒是α型，不含微孔。該晶棒具有少於100個微孔、少於10個微孔，較佳沒有1個微孔。

實例15a

得自聚矽氧碳之SiC的晶棒具有＜10個/cm² 、＜5個/cm² 、＜1個/cm² 、＜0.5個/cm² 、最佳＜0.1個/cm² 的微孔密度。

實例16

金屬半導體場效電晶體（MESFET）由得自聚矽氧碳之SiC製成。將此MESFET併入在45 GHz頻率範圍內操作的化合物半導體元件中。

實例17

金屬半導體場效電晶體（MESFET）由得自聚矽氧碳之SiC製成。將此MESFET併入蜂巢式基地台的組件中。

實例18

得自聚矽氧碳之SiC的晶棒具有約2英吋的長度和約4英吋的直徑。將晶棒摻雜以形成用於半導體元件的p晶圓。

實例19

得自聚矽氧碳之SiC的晶棒具有約2英吋的長度和約4英吋的直徑。將晶棒摻雜以形成用於半導體元件的n晶圓。

實例20

請參看第12圖，第12圖圖示用於生長SiC晶體和結晶結構的設備之示意性剖面圖。氣相沉積裝置1800具有容器1801，容器1801與熱源1802相關聯。熱源、及容器與熱源可以是本說明書中描述的或所屬技術領域中習知的任何組件。熱源被設置和操作來提供至少兩個不同的溫度區域，A區1802a和B區1802b。容器1801內部有得自聚合物之陶瓷1803，得自聚合物之陶瓷1803是Si和C的來源。得自聚合物之陶瓷1803是已被按照實例14固化並轉變成SiC的實例6聚矽氧碳。此外，在容器1801內的是晶體生長的起始製品1804。

因此，通常將得自聚合物之陶瓷803加熱到A區1802a的溫度來使SiC昇華，溫度通常高於約2400℃。隨後Si C蒸氣上升到比A區冷的溫度B區。Si C蒸氣沉積在起始製品1804上成為SiC。

應當理解的是，裝置1800的示意圖是教導的說明、被大為簡化，而且商業和工業用裝置可以具有附加元件，例如控制系統、監視器、氣體處理和其他裝置，並且亦可以具有目前所屬技術領域中具有通常知識者習知的不同結構、以及可部分基於本說明書之教導的新裝置和結構。

實例21

請參看第13圖，第13圖圖示用於生長SiC晶體和結晶結構的設備之示意性剖面圖。氣相沉積裝置1900具有容器1901，容器1901與熱源1902相關聯。熱源、及容器與熱源可以是本說明書中描述的或所屬技術領域中習知的任何組件。熱源被設置和操作來提供至少兩個不同的溫度區域，A區1902a和B區1902b。容器1901內部有得自聚合物之陶瓷903，得自聚合物之陶瓷1903是Si和C的來源。得自聚合物之陶瓷1903是已被按照實例15固化並轉變成SiC的實例7聚矽氧碳。此外，在容器1901內的是晶體生長的起始製品1904。

因此，通常將得自聚合物之陶瓷1903加熱到A區1902a的溫度來使SiC昇華，溫度通常約2500℃。隨後SiC蒸氣上升到比A區冷的溫度B區。Si C蒸氣沉積在起始製品1904上成為SiC。

應當理解的是，裝置1900的示意圖是教導的說明、被大為簡化，而且商業和工業用裝置可以具有附加元件，例如控制系統、監視器、氣體處理和其他裝置，並且亦可以具有目前所屬技術領域中具有通常知識者習知的不同結構、以及可部分基於本說明書之教導的新裝置和結構。

實例22

在美國專利第5,180,694號揭示和教導的製程中使用本說明書中提供的配方的超純SiOC（具有至少約5個9、較佳約6個9的純度）來製備透明SiOC製品，上述專利之全部揭示內容以引用方式併入本文中。

實例23

在美國專利第8,981,564號揭示和教導的製程中使用本說明書中提供的配方的超純SiOC（具有至少約5個9、較佳約6個9的純度）在製品上製備SiOC層和塗層，上述專利之全部揭示內容以引用方式併入本文中。

實例24

在美國專利第8,778,814號揭示和教導的製程中使用本說明書中提供的配方的超純SiOC（具有至少約5個9、較佳約6個9的純度）在製品上製備SiOC層和塗層，上述專利之全部揭示內容以引用方式併入本文中。

實例25

在美國專利申請公開號2013/0255568中教導和揭示的設備和製程中使用專利申請序號14/864,539（美國公開號2016/0208412）、14/864,125（美國公開號2016/0207782）、及PCT/US2015/051997（公開號WO 2016/049344）中揭示和教導的、6個9純度的、較佳7個9純度的（亦可以使用純度更高的）、得自聚矽氧碳之SiC或SiOC例如作為晶種、起始晶體、源材料、生長材料、沉積材料或原料，上述專利之全部揭示內容以引用方式併入本文中。

藉由昇華製造直徑大於100 mm的碳化矽單晶的方法包括以下步驟。製備由碳化矽製成的晶種基板和碳化矽原料。藉由使碳化矽原料昇華而在晶種基板的生長面上生長碳化矽單晶。在生長碳化矽單晶的步驟中，在晶種基板的生長面上生長的碳化矽單晶的最大生長速率大於在碳化矽原料的表面上生長的碳化矽晶體的最大生長速率。因此，當生長直徑大於100 mm的碳化矽單晶時，可以提供製造碳化矽單晶的方法，以允許獲得厚的碳化矽單晶膜。

本實施例的製造碳化矽晶體的方法是針對藉由昇華製造直徑大於100 mm的碳化矽單晶。該方法包括以下步驟。製備由碳化矽製成的晶種基板和碳化矽原料。藉由使碳化矽原料昇華而在晶種基板的生長面上生長碳化矽單晶。在生長碳化矽單晶的步驟中，在晶種基板的生長面上生長的碳化矽單晶的最大生長速率大於在碳化矽原料的表面上生長的碳化矽晶體的最大生長速率。

參照第1圖，進行晶種基板和碳化矽原料的製備步驟。具體而言，將碳化矽原料7放在坩堝20中。將晶種基板3配置在面向碳化矽原料7的位置。晶種基板3由晶種基板固持件4固持。晶種基板3由碳化矽單晶製成。晶種基板3的生長面6例如是平面。生長面6可以是例如相對於該平面傾斜大約8°內的偏角的平面。由於本實施例相當於製造直徑大於100 mm的碳化矽單晶的方法，故晶種基板3的直徑亦大於100 mm。

較佳的是，在生長碳化矽單晶的步驟中，在晶種基板上生長的碳化矽單晶的最大高度超過20 mm。更佳的是，在晶種基板上生長的碳化矽單晶的最大高度超過50 mm。參照第2圖，將描述依據本實施例用於碳化矽單晶的製造裝置的第1圖實施例之另一實施例。

依據本實施例用於碳化矽單晶的製造裝置10是針對藉由昇華生長直徑大於100 mm的碳化矽單晶。製造裝置10主要包括坩堝20、加熱器2、及中空構件5。

坩堝20由碳製成。將碳化矽原料7放在坩堝20中。將晶種基板3配置在面向碳化矽原料7的表面8的位置。晶種基板3由晶種基板固持件4固持。晶種基板固持件4由坩堝20的蓋部12固持。

在坩堝20的側壁13周圍設置加熱器2來加熱被放在坩堝20中的碳化矽原料7。配置加熱器2以便亦涵蓋坩堝20的底部11。較佳的是，將加熱器2配置成涵蓋坩堝20的整個底部11。加熱器2可以是感應加熱型加熱器或電阻加熱型加熱器。

中空構件5的內部是空的。將中空構件5設置成在中心區域附近的上端面從坩堝20的底部11朝向晶種基板3延伸。中空構件5被碳化矽原料7包圍。較佳的是，中空構件5被嵌入碳化矽原料7中。中空構件5的高度低於碳化矽原料7的高度。此外，加熱器2位於中空構件5下方。由於中空構件5是空的，可以藉由輻射有效地加熱中心區域附近的碳化矽原料7的表面。因此，可以降低碳化矽原料7的溫度分佈。或者，坩堝20可以具有在中心區域附近朝向晶種基板3突出的底部形狀，而不是提供中空構件5。

坩堝20的底部11的厚度較佳大於10 mm。更佳的是，坩堝20的底部11的厚度大於或等於20 mm。因此，可以藉由通過導熱率比碳化矽高的碳的熱傳導來有效加熱坩堝20的底部11。隨後，進行碳化矽單晶生長步驟。具體而言，藉由加熱置於坩堝20中的碳化矽原料7來使碳化矽原料7昇華。昇華的原料氣體在晶種基板3的生長面6上再結晶，從而在生長面6上生長碳化矽單晶。

假使要生長的碳化矽單晶的尺寸變大，則所使用的坩堝20的內徑亦必須增大。假使使坩堝20的內徑變大，則從配置在坩堝20外側的加熱器2到在碳化矽原料7的表面8的中心「b」（換句話說，到碳化矽原料7面向晶種基板3的中心「a」的表面8的區域）的距離變得更長。因此，碳化矽原料7的溫度分佈將變得更大，因為在碳化矽原料7的表面8的中心「b」附近的區域不容易加熱。

假使在碳化矽原料7的表面8的中心「b」附近的溫度變得相對較低，則昇華的碳化矽氣體將在碳化矽原料7的表面8上再結晶。因此，碳化矽晶體亦將在碳化矽原料7的表面8上生長。假使碳化矽晶體在碳化矽原料7的表面8上生長，則碳化矽單晶可以在晶種基板3的生長面6上生長的空間將變小，導致生長厚的碳化矽單晶膜有困難。

依據用於製造本實施例的碳化矽單晶的方法，在晶種基板3的生長面6上生長碳化矽單晶的最大生長速率大於在碳化矽原料7的表面8上生長碳化矽晶體的最大生長速率。因此，當生長直徑大於100 mm的碳化矽單晶時，可以獲得厚的碳化矽單晶膜。此外，可以提高在晶種基板3上生長碳化矽單晶的生長速率。另外，由於可以抑制碳化矽晶體在碳化矽原料7的表面8上的生長，所以可以減少碳化矽單晶在晶種基板3上的生長環境的變化。因此，可以減少晶體缺陷出現在碳化矽單晶。

依據用於製造本實施例的碳化矽單晶的方法，在生長碳化矽單晶的步驟中，碳化矽原料的昇華是藉由在面向晶種基板3中心的區域通過輻射加熱碳化矽原料7的表面8來進行。因此，可以降低碳化矽原料7的溫度分佈。結果，藉由抑制碳化矽晶體在碳化矽原料7上的生長，可以在晶種基板3上生長厚的碳化矽單晶膜。

用於製造本實施例的碳化矽單晶的方法是藉由通過中空構件5加熱碳化矽原料來進行。因此，可以藉由輻射更有效地加熱中心區域附近的碳化矽原料7的表面8，從而允許碳化矽原料7的溫度分佈降低。結果，藉由抑制碳化矽晶體在碳化矽原料7上的生長，可以在晶種基板3上生長厚的碳化矽單晶膜。

實例26

在美國專利第8,216,369號中教導和揭示的設備和製程中使用專利申請序號14/864,539（美國公開號2016/0208412）、14/864,125（美國公開號2016/0207782）、及PCT/US2015/051997（公開號WO 2016/049344）中揭示和教導的、6個9純度的、較佳7個9純度的（亦可以使用純度更高的）、得自聚矽氧碳之SiC或SiOC例如作為晶種、起始晶體、生長材料、源材料、沉積材料或原料，上述專利之全部揭示內容以引用方式併入本文中。

碳化矽（SiC）的獨特電子特性使之成為對於可在高頻、高電壓和電流密度以及惡劣條件下工作的最先進半導體元件而言是非常理想的材料。在眾多此類元件中，使用碳化矽作為基板，在基板上使用磊晶術、光微影術及金屬化形成半導體元件結構。視元件設計而定，基板必須具有指定的電子參數，例如導電類型和電阻率。儘管在高頻和微波頻率下工作的元件（RF元件）需要具有非常高電阻率的半絕緣（SI）基板，但對於其他元件而言，例如高功率開關元件，需要的是低電阻率n型和p型基板。

目前是藉由稱為物理氣相傳輸（PVT）的昇華技術以工業規模生長SiC單晶。將典型現有技術的PVT配置的示意圖圖示於第3圖。在PVT中，將碳化矽（SiC源）31的多晶晶粒裝載在生長容器32的底部，並使SiC晶種34附著於生長容器32的頂部。理想上，生長容器32是由不與SiC或任何加入的摻雜劑（下文論述）反應的材料（例如石墨）製成。將裝載的生長容器32排空、填充惰性氣體至一定的期望壓力、並經由至少一個加熱元件33（例如RF線圈）加熱到生長溫度，例如介於1900℃和2400℃之間。加熱生長容器32的方式使得垂直溫度梯度形成，從而使SiC源31的溫度高於SiC晶種34的溫度。在高溫下，SiC源31的碳化矽昇華而釋放出一定範圍的揮發性分子物種到氣相中。該等氣態物種中最豐富的是Si、Si₂ C及SiC₂ 。在溫度梯度驅動之下，該等氣態物種被傳輸到SiC晶種34並在SiC晶種34上凝華而使SiC單晶35生長在SiC晶種34上。本領域中現有技術的專利包括例如美國專利第6,805,745號；第5,683,507號；第5,611,955號；第5,667,587號； 5,746,827號；及Re. 34,861，上述專利全部皆以引用方式併入本文中。

半導體材料所屬技術領域中具有通常知識者知道，在被稱為摻雜的製程中若沒有有目的性地引入某些雜質是不可能生產出具有理想電子性質的SiC基板。在碳化矽中，化學鍵異常地強，並且雜質的固態擴散非常慢，使得當摻雜元素（摻雜劑）被直接摻入生長的SiC晶體35的晶格中時，塊體的摻雜只能在晶體生長的階段實現。

作為在生長過程中摻雜SiC的特定實例，n型SiC晶體是藉由添加少量氮氣（N₂ ）到生長容器32的氣氛中來產生。具有非常均勻的電性質的氮摻雜SiC單晶可以藉由在生長過程中保持適當的N₂ 分壓而容易地生長。

除了摻雜氮的晶體之外，在其他類型的SiC晶體（包括半絕緣、p型及摻雜磷的n型晶體）中獲得均勻的電性質是遠更困難的，因為摻雜的化合物不是氣態而是固體。釩是一種特別重要的摻雜劑，用於生產高電阻率半絕緣SiC晶體。鋁是用於生長p型導電晶體的另一重要摻雜劑。其他固體摻雜劑包括硼、磷、重金屬及稀土元素。

現有技術中使用固體摻雜劑摻雜SiC晶體是藉由將少量雜質直接混合到SiC源31中來進行。例如，可以將釩以元素釩、碳化釩或矽化釩的形式引入。可以將鋁以元素的形式、碳化鋁或矽化鋁引入。其他適當的固體摻雜劑（例如硼或磷）可以類似地作為元素、碳化物或矽化物被引入。摻雜的化合物可以處於粉末、碎片或碎屑的物質形式。

在SiC晶體35昇華生長的過程中，在SiC源31與被直接混合到SiC源的摻雜劑之間發生多步驟化學反應。該等反應進行幾個階段，並導致多種中間化合物形成。在摻雜釩的情況下，熱力學分析顯示，SiC與釩摻雜劑（無論是元素、碳化物或矽化物）之間的反應產物取決於SiC的化學計量。亦即，當SiC源31是富含Si的並且SiC源31的成分對應於SiC與Si之間的兩相平衡時，則可能形成矽化釩（VSi₂ ）。當SiC源富含C並且SiC源的成分對應於SiC與C之間的兩相平衡時，則可能形成碳化釩（VC_x ）。

已知新近合成的SiC源31通常是富含Si的。由於SiC昇華的不一致性，初始富含矽的SiC源31逐漸變成富含碳。此種在昇華生長期間SiC源1的化學計量變化導致以下的反應順序：

在生長的初始階段，當SiC源31富含Si時，釩摻雜劑與SiC之間的反應產生矽化釩VSi₂ 。

隨著生長進行並且SiC源31變成更富含碳，矽化釩轉化為中間碳矽化物VC_x Si_y 。

在生長的最後階段，當SiC源31富含碳時，釩碳矽化物轉化成釩碳化物VC_x 。

物理氣相傳輸系統包括裝有源材料和間隔開的晶種的生長室、以及至少一個小盒，該小盒具有至少一個在該小盒的內部與外部之間延伸的毛細管，其中該小盒的內部裝有摻雜劑。每個小盒都被安裝在生長室中。在生長室中安裝每個小盒之後通過生長室內進行的生長反應，使用源材料在晶種上形成晶體，其中形成的晶體摻雜有摻雜劑。

參照第4圖，使用裝有穩定形式的固體摻雜劑並被放在（第3圖的）生長容器32內的延時釋放小盒44實現了空間均勻和受控摻雜的優點。小盒44理想上是由既不與SiC亦不與摻雜劑反應的惰性材料製成。對於大多數的應用而言，緻密和低孔隙率的石墨是小盒44的較佳材料。其他可能的材料包括難熔金屬、及該難熔金屬的碳化物和氮化物。然而，此舉不應被解釋為限制實施例。

小盒44包括緊密蓋體45，緊密蓋體45具有一或更多個直徑和長度預定的經校準通孔或毛細管46的。除了小盒44應適配生長容器32內部並且不限制蒸氣到SiC晶種34的流動之外，小盒44的尺寸沒有限制。

在適當的時間，小盒44裝有適量的固體摻雜劑47。摻雜劑47必須處於不與小盒44的材料反應的穩定化學形式、或處於與形成小盒44的材料反應時產生穩定化合物的形式。對於大多數實際的應用而言，固體摻雜劑的較佳形式是：（i）元素形式、（ii）碳化物及（iii）矽化物。然而，這不應被解釋為限制實施例。

在SiC晶體35昇華生長的過程中，小盒44位於生長容器32內部。

在一個實施例中，如第5a圖所示，將單個小盒54定位在SiC源的頂表面上、生長容器52的軸附近。在另一個實施例中，如第5b圖所示，將幾個小盒54定位在SiC源的頂表面上、生長容器52的壁附近。在又另一個實施例中，如第5c圖所示，將小盒54埋在形成SiC源的材料內。

小盒54的操作原理是基於眾所周知的逸散現象，即蒸氣從密封容器通過小孔緩慢逸出。在高溫下，小盒內摻雜劑的蒸氣壓迫使摻雜劑通過每個毛細管逸出。假使每個毛細管的橫截面足夠小，則小盒中摻雜劑的蒸氣壓不會與平衡值相差太多。

逸散定律是眾所周知的，而且對於給定的生長條件（溫度、惰性氣體的蒸氣壓、小盒54中容納的物質之揮發性、毛細管直徑及毛細管長度）而言，可以輕易計算出經由每個毛細管逸出小盒54的摻雜劑分子的流量。因此，可以訂製每個毛細管的尺寸和毛細管的數量來實現雜質摻雜劑原子從小盒54到生長的SiC晶體的穩定且良好控制的流量。

對於相對低的摻雜水平而言，可以使用具有單個毛細管的小盒54（參見第5a圖的實施例）。對於較高的摻雜水平或摻雜多種摻雜劑而言，可以使用多個小盒54（參見第5b圖的實施例）以及具有多個毛細管的小盒54。對於特殊的目的，例如可程式化或延遲的摻雜，可以使用埋在SiC源深處的一或更多個延時釋放小盒54（參見第5c圖的實施例）。

依據現有技術的SiC摻雜，少量的摻雜劑直接與SiC源材料混合，導致摻雜劑與SiC源之間產生化學反應。該等反應與SiC源材料的化學計量變化組合，導致摻雜劑的分壓逐漸改變。結果，現有技術的摻雜在晶體中產生初始高的摻雜劑濃度，隨後摻雜劑濃度延著SiC晶體長度降低。按照現有技術生長的晶體在最先生長的部分中具有過高的摻雜度，而在最後生長的部分中摻雜劑不足。最先生長的晶棒部分中摻雜劑的水平會太高，使得第二相析出物在晶體塊中形成，導致晶體缺陷產生。

本實施例藉由在晶體生長期間使用一或更多個用於摻雜SiC晶體的延時釋放小盒來消除現有技術的問題。該實施例具有兩個明顯的優點：

首先，本實施例排除了摻雜劑與SiC源之間的直接接觸。此舉是藉由將摻雜劑放在由惰性材料製成的小盒內來實現。

其次，本實施例提供了用於精確控制摻雜劑濃度的方法。此舉是藉由選擇小盒的數量、毛細管的數量和尺寸、以及每個小盒在生長容器內的位置來實現。

本實施例提供了以下優於現有技術的技術優點。首先，本實施例排除了摻雜劑與SiC源之間的直接接觸，因此避免或排除了與摻雜劑和SiC源之間的化學反應相關的瞬態過程。其次，本實施例提供了精確控制摻雜劑到SiC晶種的流量的方法。該等技術優點致使精確且均勻摻雜的SiC晶體產生。

精確且空間上均勻的摻雜的直接結果是SiC單晶具有空間上均勻的和可控的電性能。除了優異的電性能之外，本實施例避免或排除了雜質析出物與相關缺陷的形成，從而致使SiC晶體品質和晶圓產量提高。

具體而言，對於摻雜釩的SiC晶體而言，應用本實施例將可用優質SiC晶圓的產量提高多達50%。此舉進而致使成本降低和利潤率提高。

可以將本實施例應用於在生長過程中用釩摻雜的半絕緣6H-SiC單晶的生長。然而，此舉不應被解釋為對實施例的限制，因為可以想到的是，亦可以將該實施例應用於在生長過程中用適當摻雜劑摻雜的4H-SiC、3C-SiC或15R-SiC單晶的生長。在下面的實例2和3中，使用由純的緻密石墨製成的單個延時釋放小盒。SiC生長製程的所有其他參數，例如溫度、壓力、溫度梯度等，都與用於生產SiC晶體的現有生長技術一致。

實例27

在美國專利第8,512,471號中教導和揭示的設備和製程中使用專利申請序號14/864,539（美國公開號2016/0208412）、14/864,125（美國公開號2016/0207782）、及PCT/US2015/051997（公開號WO 2016/049344）中揭示和教導的、6個9純度的、較佳7個9純度的（亦可以使用純度更高的）、得自聚矽氧碳之SiC或SiOC例如作為晶種、起始晶體、生長材料、源材料、沉積材料或原料，上述專利之全部揭示內容以引用方式併入本文中。超純SiC材料藉由增強或潛在地排除（例如使之不需要）專利的方法和設備去除硼和其他雜質的需求而大為改善8,512,471專利的方法和設備。

在用於碳化矽的物理氣相傳輸生長技術中，將碳化矽粉末和碳化矽晶種引入物理氣相傳輸生長系統中，並將鹵矽烷氣體單獨引入系統中。源粉末、鹵矽烷氣體及晶種被以促進碳化矽在晶種上物理氣相傳輸生長以及氣相中的化學轉化的方式加熱，導致鹵素與存在於生長系統中的化學元素之間產生反應。

物理氣相傳輸（PVT）是用於SiC晶體生長最常見的昇華技術。第6圖圖示傳統PVT配置的示意圖。通常，在用石墨蓋62密封並裝有昇華源63和晶種64的石墨坩堝61中進行生長。通常，將多晶SiC源63配置在坩堝61的底部，並將SiC晶種64配置在坩堝61的頂部。往往使用黏著劑或其他適當的工具將晶種64直接固定於坩堝蓋62。將坩堝61加熱到生長溫度，通常介於2000℃與2400℃之間，其中源63汽化並以Si₂ C、SiC₂ 及Si的揮發性分子物種填充坩堝61。在生長期間，將源63的溫度保持高於晶種46的溫度。此溫度差迫使來自源63的蒸氣遷移並在晶種64上凝華而形成單晶65。為了控制生長速率並確保高的結晶品質，在小的惰性氣體壓力下進行PVT生長，通常在幾托和200托之間。

習知的是，石墨的滲透率取決於氣體擴散通過石墨的性質。石墨通常是惰性氣體、氫氣及氮氣可滲透的，但對於形成穩定碳化物的元素則具有遠較低的滲透率。因此，石墨對於碳化矽（例如Si、Si₂ C及SiC₂ ）在昇華期間形成的蒸氣具有非常低的滲透率。因此，可將傳統的PVT視為「封閉」製程，其中除了可能通過坩堝主體61與蓋62之間的接面發生的小的意外損失之外，含Si的蒸氣實際上不會離開生長坩堝。

亦已經使用「開放」製程生長了SiC單晶，其中在坩堝內部與外部之間建立有意的氣流。實例包括高溫化學氣相沉積（HTCVD）、鹵化物化學氣相沉積（HCVD）及一些PVT修改。將開放SiC生長製程的概括圖圖示於第7圖。類似於封閉昇華生長製程，開放製程是在石墨坩堝71中進行，其中將源73配置在坩堝底部，並將晶種74配置在坩堝頂部。開放製程中使用的石墨坩堝71設置有氣體入口7和氣體出口79。可含有Si前驅物、C前驅物、摻雜劑及其他氣體成分的氣體混合物76通過入口77進入坩堝。一旦在坩堝71內部，則反應物在反應區78中進行化學轉化。氣態反應產物與源自固體源73的蒸氣摻合並移向晶種4、在晶種74上凝華、及形成單晶75。氣態副產物通過氣體出口79逸出。在鹵化物化學氣相沉積（HCVD）的製程中，將矽和碳前驅物以四氯化矽（SiCl₄ ）和丙烷（C₃ H₈ ）的形式並與大量過量的氫氣混合遞送到反應區78。開放SiC昇華生長製程的主要缺點與含Si蒸氣通過出口79的嚴重損失有關。

石墨被廣泛用於SiC昇華生長中作為用於坩堝、晶種固持件、隔熱罩及其他部件的材料。石墨製造中使用的起始材料（焦炭和瀝青）含有硼。因此，硼總是存在於石墨中，其中硼的原子與碳化學鍵結。在含鹵素氣氛下的高溫處理被石墨製造商廣泛用於純化。在純化過程中，鹵素分子穿透石墨塊體、與各種雜質反應、並與該等雜質形成揮發性鹵化物。在濃度梯度驅動之下，鹵化物分子從石墨塊體朝向表面擴散，並在表面被載氣的流動移除。通常，從石墨移除金屬雜質比移除硼更有效率。

傳統上，石墨製造商藉由「灰含量」（即石墨試樣在氧氣中燃燒後剩餘的灰量）來表示石墨純度。最高純度的市售石墨含有依重量計介於5和20 ppm之間的灰。硼在氧氣中燃燒時形成揮發性氧化物；因此，石墨製造商很少指定石墨中的硼含量。使用輝光放電質譜儀（GDMS）的雜質分析顯示，即使在最少灰的石墨中，硼含量通常高於0.2 ppm，而且在某些情況下高達1 ppm。

用於石墨純化的爐通常非常大並且能夠容納幾公噸的石墨。大的石墨批料中不同物品之間的交叉污染和來自爐本身的污染會限制純化效率。由於上述限制，無法在一般的商業基礎上獲得具有依重量計低於0.1 ppm的硼含量的石墨。

傳統PVT昇華生長的最佳化（包括施加保護塗層到石墨坩堝的內表面）已經致使生長的SiC晶體中的硼減少到（2-3）·10¹⁶ cm^-3 。然而，為了產生品質更好並且具有優異電參數的半絕緣SiC晶體，必須將非故意添加的硼濃度降到低於10¹⁶ cm^-3 的水平。

假使生長製程與從生長坩堝中同時移除硼組合，則可以實現SiC晶體中非故意添加的硼的大量減少。據信迄今為止在生長過程中原位純化SiC晶體是所屬技術領域中未知的。

SiC昇華生長利用坩堝、晶種固持器、隔熱罩及由石墨製成的其他部件。通常，石墨含有可偵測水平的硼雜質，此舉可能污染生長的晶體。為了克服該問題，在由惰性載氣和至少一種反應氣體組成的動態反應氣氛存在下進行SiC昇華生長。反應氣體的流動通過入口被供應到石墨生長的坩堝中，並藉由穿過可滲透坩堝壁濾出而從坩堝逸出。

氣體混合物的主要反應成分是鹵矽烷氣體，理想上是四鹵矽烷，例如四氯矽烷（SiCl₄ ）或四氟矽烷（SiF₄ ）。以依體積計0.1%至10%、更理想1%至5%的濃度添加鹵矽烷添加劑。在SiC昇華生長的高溫下，鹵矽烷進行熱解形成較低級的鹵矽烷，例如SiCl₃ 和SiCl₂ 。熱解的產物與硼反應形成揮發性硼鹵化物，例如BCl、BCl₂ 及BCl₃ 。含硼副產物被（完全）貫穿可滲透坩堝壁的氣體混合物的流動從生長坩堝的內部移出。

較低級的鹵矽烷會攻擊SiC源和生長的晶體，導致矽從生長電荷損失。為了減少該等損失，氣體混合物可以包括少量的氫氣，理想上依體積計介於0.1%至3%。存在的氫氣使氣相中的熱力學平衡偏移的方式使得對SiC源和晶體的化學攻擊減少。

生長晶體的特徵在於非故意添加的硼受體的濃度低於7·10¹⁵ cm^-3 ，且電阻率高於10⁷ 歐姆·cm。

本文揭示的是一種晶體生長方法，該方法包括（a）在生長室內提供封閉的生長坩堝，該生長室與該生長坩堝之間配置有熱絕緣體，該生長坩堝具有多晶源材料和隔開配置在其中的晶種；（b）加熱該生長坩堝的內部，使得在該源材料與該晶種之間形成溫度梯度，將該源材料加熱到昇華溫度，並且該溫度梯度足以使昇華的源材料被輸送到晶種，其中該昇華的源材料在該晶種上凝華；以及（c）使氣體混合物流入該生長坩堝中及該多晶源材料與該生長坩堝的內表面之間，其中該氣體混合物與該生長坩堝的主體中不需要的元素反應而形成氣態副產物，該氣態副產物流動穿過該生長坩堝到達該生長坩堝的外部，該生長坩堝是由該氣體混合物和該氣態副產物在該氣體混合物流入該生長坩堝的影響之下可滲透的材料形成，其中不需要的元素是硼，該氣體混合物包含（a）鹵矽烷氣體和（b）惰性氣體的組合。

該惰性氣體可以是氬氣或氦氣。

該鹵矽烷氣體可以是在該氣體混合物中的濃度依體積計介於0.1%至10%、或依體積計介於1%至5%之間的四鹵矽烷。

該氣體混合物可以進一步包括氫氣。氫氣在該氣體混合物中的濃度可以依體積計介於0.1%至3%之間。

可以將多晶源材料配置在源坩堝中，該源坩堝被配置在生長坩堝內部並與生長坩堝的內表面間隔開。可以將源坩堝的基部的外部配置成與生長坩堝的底板的內部間隔開，從而在中間界定出第一間隙。可以將源坩堝的壁的外部配置成與生長坩堝的壁的內部間隔開，從而在中間界定出第二間隙。氣體混合物可以在第一和第二間隙中流動。

氣體混合物的流量可以介於20 sccm和200 sccm之間。

生長坩堝的壁可以具有介於4 mm與20 mm之間、或介於8 mm與16 mm之間的厚度。

生長坩堝可以由石墨製成。生長室可以由融合二氧化矽製成。絕熱可以由多孔石墨製備。

本文亦揭示了一種晶體生長方法，該方法包含（a）提供在生長坩堝內部間隔開的晶種和源材料，該生長坩堝是由至少部分透氣的材料製成，並且該生長坩堝的主體中包括在生長坩堝中生長的晶體中不要的元素；（b）加熱生長室，從而該源材料昇華，並經由該生長室中的溫度梯度被輸送到該晶種，昇華的源材料在該晶種上凝華；以及（c）與步驟（b）同時地，使氣體混合物以該不要的元素與該氣體混合物反應的方式在該生長坩堝內流動，並經由至少透氣的部分被輸送到生長坩堝的外部。

氣體混合物可以以介於20標準立方公分/分鐘（sccm）和200 sccm之間的速率流過生長坩堝。

可以將源材料配置在源坩堝中，源坩堝被定位於生長坩堝內。可以將源坩堝的外壁與生長坩堝的內壁間隔開。間隔可以介於4 mm與7 mm之間。

不要的元素可以是硼。氣體混合物可以是（a）鹵矽烷氣體和（b）惰性氣體的組合。

生長坩堝可以由石墨組成。源材料和晶種可以包含SiC。

參照第8圖，更具體而言，在用石墨蓋2密封的石墨生長坩堝1中進行碳化矽的PVT昇華生長。理想上，坩堝81和蓋82是由高密度、細晶粒及低孔隙率的石墨製成，該石墨例如可以註冊商標UCAR®（註冊號1008278）向Union Carbide Corporation of Danbury, Conn.取得的「ATJ」或類似物。生長坩堝81裝有SiC多晶源3和非結晶晶種84。將源83配置在坩堝81的下部，同時將晶種84配置在坩堝的頂部，理想上附接於坩堝蓋82，如第8圖所示。源3被容納在薄壁石墨源坩堝83a中，源坩堝83a坐落於石墨基座83b上。生長坩堝81、源坩堝83a及基座83b的尺寸使得在源坩堝83a的壁與生長坩堝81的壁之間存在間隙810。理想上，此間隙為4至7 mm寬。

將裝有源83和晶種84的生長坩堝1放在生長站的腔室820內，其中生長坩堝81被隔熱層812包圍。隔熱層812由輕質的纖維狀石墨製成，例如石墨毛氈或泡材。生長站包括將坩堝81加熱到生長溫度的裝置。在一個特定實施例中，腔室820被水冷卻並由融合二氧化矽製成，而且加熱裝置可由外部RF線圈823實現。亦可以或替代地利用位於腔室內具有電阻加熱器或RF線圈的金屬室。

為了起始昇華生長，將坩堝81加熱到生長溫度，理想是介於2000℃和2400℃之間。在生長溫度下，SiC源83昇華並用蒸氣填充坩堝81的內部，該蒸氣包括Si、Si₂ C及SiC₂ 揮發性分子。在生長過程中，將源83的溫度保持高於晶種84的溫度。這導致在從源83到晶種84的方向上的蒸氣輸送。在到達晶種84之後，蒸氣在晶種84上凝華，造成SiC單晶85在晶種84上生長。

在單晶85的生長期間，首先通過腔室820的入口821、隨後通過坩堝81的入口87將氣體混合物86供應到生長坩堝81中。進入生長坩堝81之後，氣體混合物86流過基座83b中的窗W和形成在生長坩堝1的壁與源坩堝83a之間的間隙810。

供應到生長坩堝81中的氣體混合物86是由惰性載氣（理想上是氬氣或氦氣）以及一種或更多種反應氣體添加劑組成。主要的反應添加劑是鹵矽烷氣體，理想上是四鹵矽烷（SiCl₄ 或SiF₄ ）。氣體混合物中鹵矽烷的濃度理想上介於0.1體積%和10體積%之間，更理想是介於1體積%和5體積%之間。氣體混合物可以含有另一種反應氣體添加劑，例如氫氣。氫的濃度理想上是介於0.1體積%和3體積%之間。

在生長坩堝81內，鹵矽烷氣體與硼反應並轉化成揮發性硼鹵化物。藉由通過坩堝81的可滲透壁過濾來從坩堝81的內部移除該等氣態硼副產物。之後，流入生長室820的氣體混合物86從生長室820通過出口822移出該等副產物。

硼在SiC昇華生長的條件下的化學形式不是完全已知的。假設在高溫下及在碳和SiC存在下，硼可以處於元素硼蒸氣的形式，或是處於具有碳的化合物的形式，或是處於具有矽的化合物的形式。一般相信，石墨塊體中所含的硼與碳化學鍵結並形成與碳化硼B₄ C的化學鍵類似的化學鍵。

在SiC昇華生長的高溫下，鹵矽烷添加劑進行熱解。四鹵矽烷的熱解產生較低級的鹵矽烷。例如，SiCl₄ 熱解的主要產物是SiCl₂ 和SiCl₃ 。熱力學分析顯示，與硼的化學形式無關，無論是元素或是與碳或矽化學鍵結，較低級的鹵矽烷會與含硼分子反應並產生揮發性硼鹵化物，例如BCl、BCl₂ 及BCl₃ 。

氬和氦、以及氣態的硼鹵化物在石墨中具有足夠的滲透性。因此，可以藉由建立穿過坩堝81的可滲透壁的流動來實現從生長坩堝81有效移除氣態的硼副產物。此舉可以使用穿過坩堝壁的載氣86的流動來實現。在第8圖中，箭頭811表示使用通過坩堝壁的載氣6的流動移除鹵化硼產物。

鹵矽烷反應添加劑的附加效益在於與石墨塊體中所含的硼反應的能力。當過濾穿過坩堝壁時，載氣86將鹵矽烷熱解的產物遞送到石墨塊體中，在石墨塊體中該等產物與化學鍵結到碳上的硼反應。惰性載氣86穿過坩堝壁的流動有助於將揮發性硼鹵化物移到生長坩堝81的外部。

在高溫下，鹵矽烷熱解的某些產物會侵蝕SiC源83和生長的晶體85。例如，較高級的鹵矽烷SiCl₃ 會侵蝕SiC，導致游離碳和較低級的鹵矽烷SiCl₂ 出現。該過程會導致矽被從生長坩堝81中移除、SiC源83的矽耗盡、以及SiC晶體85被侵蝕。為了避免此種情況，供應到坩堝81中的氣體混合物含有少量的氫。氫存在於氣相中導致少量的氫鹵化物出現（在SiCl₄ 的情況下為HCl，而在SiF₄ 的情況下為HF），並以大為減少對SiC源83和晶體85的化學侵蝕的方式移動熱力學平衡。為了實現該目的，氣體混合物中的氫量理想上介於0.1體積%至3體積%之間。

為了有效移除硼，氣體混合物6的流量理想上在20 sccm和200 sccm之間。太高的流量會在坩堝81內產生有害的超壓及/或擾亂生長製程，而太低的流量會無效或導致含Si蒸氣通過坩堝81的入口87逸出。

坩堝壁應該足夠薄，以允許揮發性硼鹵化物藉由過濾/擴散有效地逸出。同時，坩堝壁不能太薄，否則可能變成對含矽蒸氣（例如SiC₂ 、Si₂ C及Si）透明，並導致晶體生長源83的Si損耗。理想的是，石墨坩堝壁的厚度理想地在4 mm與20 mm之間，更理想在8 mm與16 mm之間。

總而言之，從生長坩堝移除硼是在SiC晶體生長期間在原位進行。為此目的，反應氣體混合物通過入口被供應到生長坩堝中，並藉由過濾通過可滲透坩堝壁而從坩堝逸出。氣體混合物由惰性載氣和鹵矽烷氣體組成，鹵矽烷氣體理想上是SiCl₄ 或SiF₄ ，且被以0.1體積%至10體積%、更理想為1體積%至5體積%的量添加。甚至更理想的是，將少量的氫以0.1體積%至3體積%的濃度加到氣體混合物中。在高溫下，鹵矽烷添加劑進行熱解。熱解產物與硼（包括停留在石墨中的硼）反應。反應的結果產生了揮發性硼鹵化物。隨後，在載氣流動的幫助之下，藉由過濾穿過可滲透坩堝壁而從生長坩堝中移除揮發性硼鹵化物。氫添加劑減少SiC源和晶體的化學侵蝕以及從生長坩堝的矽損失。生長的晶體85具有低於7．10¹⁵ cm^-3 的非故意硼受體濃度和高於10⁷ 歐姆·cm的電阻率。

總之，上述描述除其他事項之外揭示了：

一種用於SiC單晶的昇華生長的方法，其中生長在動態反應氣氛下進行。

使用反應氣氛用於SiC昇華生長，該反應氣氛包含與反應氣體添加劑混合的惰性載氣，該惰性載氣理想上為純氬或氦。

使用包含鹵矽烷的反應氣體添加劑，該鹵矽烷理想上為SiCl₄ 或SiF₄ 。

使用反應氣氛用於SiC昇華生長，該反應氣氛包括鹵矽烷和氫的組合。

使用反應氣氛用於SiC昇華生長，其中鹵矽烷的濃度理想上介於0.1體積%和10體積%之間，更理想介於1體積%和5體積%之間。

使用反應氣氛用於SiC昇華生長，其中氫的濃度理想上介於0.1體積%和3體積%之間。

一種在反應氣體混合物的連續流動下PVT昇華生長的方法，其中該反應氣體混合物通過入口進入生長坩堝，並藉由過濾穿過可滲透坩堝壁而從坩堝逸出。

一種在反應氣體混合物的連續流動下PVT昇華生長的方法，其中該氣體混合物的流動速率理想上介於10 sccm和200 sccm之間，更理想為介於20 sccm和100 sccm之間。

一種由緻密、細晶粒及低孔隙率石墨製成的生長坩堝，該生長坩堝理想上具有4 mm至20 mm厚、更理想為8 mm至16 mm厚的壁。

一種SiC昇華生長方法，其中SiC源被容納在薄壁坩堝中，該薄壁坩堝被配置在生長坩堝內部的方式使得在該生長坩堝的基部和壁與源坩堝的基部和壁之間存在間隙。該生長坩堝與該源坩堝的壁之間的間隙理想上介於2 mm和10 mm寬之間，更理想為介於4 mm和7 mm寬之間。

具有濃度低於7．10¹⁵ cm^-3 的非故意硼受體的4H、6H、15R及3C多型體之SiC單晶。

上述方法和設備的技術優點包括：

6H和4H SiC晶體中非故意硼受體的濃度降低；

半絕緣SiC晶體中較高且在空間上更均勻的電阻率；及

每一晶棒中產量更高的半絕緣基板。

實例28

在美國專利申請公開第6,824,611號中教導和揭示的設備和製程中使用專利申請序號14/864,539（美國公開號2016/0208412）、14/864,125（美國公開號2016/0207782）、及PCT/US2015/051997（公開號WO 2016/049344）中揭示和教導的、6個9純度的、較佳7個9純度的（亦可以使用純度更高的）、得自聚矽氧碳之SiC或SiOC例如作為晶種、起始晶體、生長材料、源材料、沉積材料或原料，上述專利之全部揭示內容以引用方式併入本文中。

揭示了一種用於控制、延伸和可重複生長期望的多型體的高品質碳化矽晶棒的方法和設備，該方法和設備利用塗有金屬碳化物的薄塗層的石墨坩堝，該金屬碳化物特別是選自由碳化鉭、碳化鉿、碳化鈮、碳化鈦、碳化鋯、碳化鎢及碳化釩所組成之群組的碳化物。

碳化矽是用作半導體材料的常年候選物。碳化矽具有寬帶隙、低介電常數，並且在遠高於其他半導體材料（例如矽）變得不穩定的溫度的溫度下是穩定的。該等和其他特性給予碳化矽優異的半導體性能。與由其他常用的半導體材料（例如矽）製成的元件相比，預期由碳化矽製成的電子元件尤其可以在更高的溫度下和更高的輻射密度下以更快的速度運作。

熟悉固態物理學和半導體行為者知道，半導體材料必須具有某些特性，以作為可製造電元件的材料。在眾多應用中，需要晶格中具有低水平的缺陷及低水平的不需要化學和物理雜質的單晶。假使雜質無法受到控制，則材料通常不足以用於電元件。即使是在純的材料中，有缺陷的晶格結構亦會阻礙材料提供作用。

除了電性能之外，碳化矽亦具有其他理想的物理特性。碳化矽非常硬，具有8.5-9.25的莫氏硬度，取決於多型體（即原子排列）和結晶方向。相比之下，鑽石具有10的莫氏硬度。碳化矽是明亮的，具有2.5-2.71的折射率，視多型體而定。相比之下，鑽石的折射率約為2.4。此外，碳化矽是堅韌且極其穩定的材料，可在空氣中被加熱到超過2000°C而不會受到損害。該等物理特性使得碳化矽成為天然寶石的理想替代品。在Hunter等人的美國專利第5,723,391號和第5,762,896號中描述了使用碳化矽作為寶石。

因此，並且因為碳化矽的物理特性和潛在用途已被認可了一段時間，所以眾多研究人員提出了眾多形成碳化矽晶體的技術。該等技術通常落入兩大類，儘管可以理解的是，一些技術不一定如此容易分類。第一類技術被稱為化學氣相沉積（CVD），其中反應物和氣體被引入其內可供在適當基板上形成碳化矽晶體的系統中。

用於生長碳化矽晶體的另一類主要技術通常被稱為昇華技術。正如「昇華」一詞所隱含的意思，昇華技術通常使用某種固體碳化矽起始材料，加熱直到固體碳化矽昇華。隨後促使汽化的碳化矽起始材料在諸如晶種的基板上凝華，且凝華意圖產生期望的結晶多型體。

在1950年代J.A. Lely開發了用於生產更佳晶體、具有任意實際有用性的最先昇華技術之一，並描述於美國專利第2,854,364號中。從一般的觀點來看，Lely的技術使用碳化矽源材料在碳容器的內部裝襯裡。藉由將容器加熱到碳化矽昇華的溫度、隨後讓碳化矽凝華，從而促使再結晶的碳化矽沿著容器的襯裡沉積。

幾個研究人員對Lely昇華技術進行了修改和改善。 Hergenrother，美國專利第3,228,756號（「Hergenrother ‘756」「）論述了另一種昇華生長技術，該技術使用碳化矽晶種，其他碳化矽在該碳化矽晶種上凝華而生長晶體。 Hergenrother '756表示，為了促進適當的生長，必須將晶種加熱到適當的溫度，通常高於2000℃，加熱的方式使得晶種處在1800℃和2000℃之間的溫度的時間最短。

Ozarow，美國專利第3,236,780號（「Ozarow '780」）論述了另一種無晶種的昇華技術，該技術利用碳容器內的碳化矽襯裡。Ozarow '780嘗試在容器裡襯有碳化矽的內部與容器的外部之間建立徑向溫度梯度。

Knippenberg，美國專利第3,615,930號（「Knippenberg '930」）和美國專利第3,962,406號（「Knippenberg ‘406」）論述了以期望的方式生長碳化矽的替代方法。Knippenberg '930專利論述了當晶體藉由昇華生長時在碳化矽中生長p-n接面的方法。依據該專利的論述，在含有施體型摻雜劑原子的惰性氣體存在下、在封閉空間中加熱碳化矽。隨後將摻雜劑材料從容器中排出，並在受體摻雜劑存在下重新加熱該容器。該技術意欲產生具有相反導電類型的相鄰晶體部分，從而形成p-n接面。

Knippenberg ‘406專利論述了用於形成碳化矽的三步驟方法，其中二氧化矽芯被完全包在粒狀碳化矽或將形成碳化矽的材料的周圍物質中。隨後加熱碳化矽和二氧化矽的裝填物質。將系統加熱到二氧化矽芯周圍形成碳化矽殼的溫度，隨後進一步加熱以將二氧化矽從碳化矽殼內汽化。最後，亦將系統進一步加熱，以促使另外的碳化矽繼續在碳化矽殼內生長。

Vodakov，美國專利第4,147,572號論述了幾何方向的昇華技術，其中固體碳化矽源材料和晶種被以彼此平行緊鄰的關係排列。

Addamiano，美國專利第4,556,436號（「Addamiano ‘436」）論述了用於在α碳化矽上形成β碳化矽薄膜的Lely型爐系統，其特徵在於從2300℃至2700℃之間的昇華溫度快速冷卻至低於1800℃的另一溫度。Addamiano '436指出，大的立方（β）碳化矽單晶根本不可用，並且碳化矽或諸如矽或金剛石的其他材料的生長相當困難。

Hsu，美國專利第4,664,944號論述了一種用於形成碳化矽晶體的流體化床技術，該技術在使用非碳化矽反應物上類似於化學氣相沉積技術，但該技術在流體化床中包括碳化矽顆粒，因此有些類似昇華技術。

西門子公司的德國（聯邦共和國）專利第3,230,727號論述了碳化矽昇華技術，其中論述的重點是最小化碳化矽晶種與碳化矽源材料之間的熱梯度。此專利建議將熱梯度限制於反應容器中源與晶種之間的距離每公分不超過20℃。此專利亦提出應將昇華系統中的總蒸氣壓保持在1和5毫巴、較佳約1.5和2.5毫巴之間的範圍中。

Davis，美國專利第Re. 34,861號（「Davis ’861」）論述了一種形成大型元件品質的碳化矽單晶的方法。此專利提出了藉由在源材料中保持恆定的多型體成分和尺寸分佈而增強的昇華製程。該等專利亦論述了生長表面和晶種的具體製備及控制源材料與晶種之間的熱梯度。

Barrett，美國專利第5,746,827號（「Barrett ‘827」）論述了一種用於生產大直徑碳化矽晶體的方法，該方法需要兩個生長階段。第一個生長階段是將晶種等溫生長成較大的直徑。第二個生長階段是在熱梯度條件下從晶種生長出大直徑的晶棒。

Hopkins，美國專利第5,873,937號（「Hopkins ‘937」）論述了一種用於生長4H碳化矽晶體的方法。此專利教導了物理氣相傳輸（PVT）系統，其中將晶體的表面溫度保持在低於約2160℃，並將PVT系統內的壓力降低以補償較低的生長溫度。

Kitoh，美國專利第5,895,526號（「Kitoh '526」）教導了一種用於生長碳化矽單晶的昇華製程，其中昇華的源材料平行於單晶基板的表面流動。

儘管多年來SiC晶體的生產已經有了顯著的進展，但SiC晶體的生產仍然存在商業上重要的目標。例如，正在開發的更快和更強大原型元件需要保持或改善當前晶體品質的更大SiC晶體。目前，尺寸足夠大以生產直徑50 mm的SiC晶圓的晶棒處於商業可行的SiC生產的遠端。已經證明了直徑75 mm的晶圓具有良好的品質，但尚未商業化，而且對100 mm的晶圓已經有需求。眾多SiC晶體的生產技術根本無法經濟地且一貫地生產所需尺寸和品質的晶體。大多數晶體生產技術無法跟上商業需求的主要原因在於SiC的化學性質。

碳化矽昇華和結晶的化學性質使得習知生長碳化矽晶體的方法即使被成功地進行了仍是困難的。晶體生長製程的化學計量是關鍵和複雜的。在昇華的蒸氣中太多或太少的矽或碳都可能導致晶體具有不期望的多型體或缺陷，例如微孔。

同樣地，典型高於2100℃的高操作溫度和在晶體生長系統內形成特定溫度梯度的必要性造成了重大的操作困難。大多數昇華系統中使用的傳統石墨昇華容器具有在0.85至0.95等級的紅外線發射率，視容器的表面特性而定。晶種對紅外線輻射熱敏感。因此，由石墨容器發射的紅外線輻射會使晶種過熱，從而使昇華系統成功運行所需的精確溫度梯度複雜化。

最近，Linköping大學的SiC組提出了一種稱為高溫化學氣相沉積（「HTCVD」）的SiC生長技術。O. Kordina等人在1995年日本京都的SiC和相關材料的國際會議上提出了「高溫化學氣相沉積」論文；另見O. Kordina等人，69應用物理通訊，1456（1996年）。在此種技術中，固體矽源材料被諸如矽烷的氣體取代。使用氣態源材料改善了反應化學計量的控制。固體碳源材料亦可以被諸如丙烷的氣體取代；然而，此技術中使用的大部分碳實際上來自坩堝的石墨壁。理論上，此技術利用連續的氣體供應將允許連續和延伸的SiC晶棒生長。不幸的是，HTCVD技術尚未證明在商業上可用於晶棒生長，主要是因為反應破壞了製程中使用的石墨坩堝。此外，在此特定製程中加入烴氣體傾向於產生包覆有SiC的Si微滴，此舉降低效率並且亦結合Si和C，從而改變系統的化學計量。

碳化矽生長最困難的方面也許是矽在高溫下的反應性。矽與大多數昇華製程中使用的石墨容器反應，而且如上所述在某些應用中此舉是被鼓勵的。此反應難以控制，而且通常導致太多的矽或太多的碳存在於體系中，因此不理想地改變了晶體生長製程的化學計量。此外，矽對石墨容器的侵蝕會使容器的壁留下凹痕，從而破壞容器並形成污染晶體的碳粉塵。

在解決該等問題的嘗試中，一些研究已經評估了在昇華系統中存在鉭，例如Yu. A. Vodakov等人1995年9月在日本京都的第六屆碳化矽國際大會中提出的「使用鉭容器材料用於藉由昇華技術生長的SiC晶體之品質改善」。一些研究人員認為鉭的存在有助於保持所需的化學計量以獲得最佳的晶體生長。有報導支持此種看法，即包含鉭的昇華容器不太容易受到反應矽的侵蝕。

在相關申請中，WO97/27350（「Vodakov ‘350」）Vodakov提出類似於美國專利第4,147,572號中所提出的昇華技術，並嘗試解決矽侵蝕昇華系統的結構部件的問題。Vodakov '350描述了幾何方向的昇華技術，其中固體碳化矽源材料和晶種被以彼此平行緊鄰的關係配置。Vodakov '350使用由固體鉭製成的昇華容器。Vodakov的鉭容器的內表面被描述為鉭、矽及碳的合金。第11頁第26行至第12頁第10行。Vodakov聲稱此一容器可以抵抗矽蒸氣的侵蝕，並有助於良好形成的碳化矽晶體。

然而，鉭的成本是使用Vodakov所述容器的昇華製程的缺點。固體鉭的昇華容器非常昂貴，而且像所有的昇華容器一樣，最終都會失效，使得其長期使用不經濟。固體鉭昇華容器亦難以加工。實體形成此一容器並不是容易的任務。最後，Vodakov '350的昇華製程遭遇與其他固體源昇華技術中所示相同的缺陷，因為不能有效形成新發現的應用所需的大型高品質晶棒。

因此，對於提供受控的、延伸的及可重複的高品質SiC晶體生長的方法存在需求。此類系統必須提供可抵抗矽侵蝕的容器。此類系統亦應該是實施和使用上經濟的。

第9圖的GFS系統包含以910概括標示的坩堝。應當理解的是，坩堝910是類似於SiC昇華技術中通常使用的類型的大體封閉結構。參考Barrett '827中的坩堝；Hoplin ‘937的生長室；以及Davis ‘861的圖中圖示的坩堝作為本實施例的坩堝、器皿或容器的例示、但不是限制性的。該等參考文獻亦表明，昇華生長的廣泛參數是本技術領域中已被相對充分理解的。因此，除了描述本實施例的特徵之外，本文中將不詳細描述此等參數。坩堝910通常是圓柱形的，並且包括具有外表面912和內表面913的圓柱形壁911。圓柱形壁911由塗有材料的石墨製成，該材料之特徵在於熔點高於SiC的昇華溫度。塗層材料的特徵亦在於在論述溫度下相對於矽和氫的化學惰性。金屬碳化物，尤其是鉭、鉿、鈮、鈦、鋯、鎢及釩的碳化物、以及上述碳化物之混合物表現出所需塗層的需求特性。金屬氮化物，尤其是鉭、鉿、鈮、鈦、鋯、鎢及釩的氮化物、以及上述氮化物之混合物亦表現出所需塗層的需求特性。此外，可以使用諸如先前列出的金屬碳化物和金屬氮化物的混合物作為塗層物質。為了便於論述和參考，實施方式的其餘部分是指金屬碳化物，儘管應理解本文所論述的概念和原理同樣適用於金屬氮化物塗層。

在本文描述的所有實例中，應當理解的是，暴露於源材料的石墨部件被塗有金屬碳化物塗層。金屬碳化物塗層可以藉由幾種商業上可取得的塗佈製程中的任一製程來提供，例如由加州Pacoima的Ultramet公司或俄亥俄州Lakewood的Advance Ceramics公司實施的。此外，本文描述的石墨部件是由熱膨脹係數與所選擇的金屬碳化物大致相同的石墨製成。此類材料可商購取得。熱膨脹係數的相對相似性對於被加熱到本文所述的極高溫的材料而言是特別的要求。以此方式，石墨或金屬碳化物塗層在晶體生長製程期間裂開的可能性大為降低，而且坩堝的壽命通常會增加。

圓柱形壁911徑向包圍大體以914表示的反應區域。外部916和內部918同心源氣體通路將源氣體材料供應到反應區域914。儘管可以在進入反應區域914之前將源氣體混合，但將源氣體分離直到每種氣體都被加熱到接近反應溫度有助於防止矽源氣體與碳源氣體之間的任何不期望副反應。同心源氣體通路將源氣體材料保持彼此分離直到源氣體進入反應區域914的時間點。在較佳實施例中，外部同心源氣體通路916將碳源氣體供應到反應區域914，並且內部同心源氣體通路918供應矽源氣體。

在典型的昇華系統中，使用坩堝的石墨壁作為碳源。金屬碳化物塗層減低了此碳源的可用性，儘管在某些情況下，塗佈的石墨仍可充當系統的某些碳源。因此，所需的大部分碳是從外部來源（例如碳源氣體）供應的。適當的碳源氣體包括能夠與Si反應以形成SiC的任何烴：C₂ 至C₈ 烴、尤其乙烯（C₂ H₄ ）是可行的。碳源氣流亦可以包含一種或更多種載氣，例如He或H₂ 。

適當的矽源氣體包括任何將與可用碳反應以形成SiC的氣體。矽烷（SiH₄ ）可能是最眾所周知的可能矽源氣體並且可行。其他適當的矽源包括氯矽烷（SiH₄ -xCl_x ）和甲基三氯矽烷（CH₃ SiCl₃ ）。然而，氯矽烷需要H₂ 來進行反應。矽源氣流亦可以包含適當的惰性載氣，例如He。

將晶種922固定在晶種固持器920上並降低到反應區域914中。源氣體在反應區域914內反應以形成SiC蒸氣，SiC蒸氣最終沉積在晶種922的表面上以形成晶棒924。據信，至少一部分的SiC首先沉積在內壁913上，隨後昇華而在生長表面（晶種922或晶棒924）上再凝華。在大多數情況下，晶種較佳是多晶類型與所需的生長相同的SiC。

在生長製程期間可以將源氣體的成分保持恆定或變化，取決於所需的化學計量、所需的晶體類型及晶體生長系統的物理特性。

熟悉固體、液體及氣體的物化性質者知道，在大多數情況下，假使生長表面處於比攜帶將被凝華的分子或原子的流體（氣體或液體）稍低的溫度下，則會在該表面上促使晶體生長。GFS系統亦不例外。在生長表面與源材料之間建立熱梯度。儘管溫度梯度的確切尺寸可以視系統的壓力、所需的多晶類型、源氣體成分等而改變，但以下的一般原理通常可適用於所有類型的SiC晶體生長製程，包括GFS系統。應將矽源和碳源的溫度升高到足以形成汽化物種的溫度，同時將晶體生長表面的溫度升高到接近矽和碳源溫度、但低於矽和碳源溫度、並低於在所使用的氣壓條件下SiC的昇華將比沉積更快的溫度。

如上所述，眾多變數決定給定系統的適合溫度梯度。然而，發現諸如第1圖描述的系統在約1900℃和約2500℃之間的種晶溫度下、且反應區域的內壁比晶種熱約150℃至約200℃時運行良好。此類系統的最大生長速率尚未確定。已知較高的溫度通常轉化為更快的生長速率。然而，較高的溫度會導致晶種昇華，此舉會改變系統的平衡，而且亦需要額外的源氣體和潛在的其他調整。

第1圖的GFS系統已經證明能夠生產非常大的高品質SiC晶體。更重要的是，第1圖的GFS系統已經證明能夠承受來自最終會破壞典型石墨坩堝的Si化合物的侵蝕。塗有約30微米厚的TaC塗層的石墨測試坩堝從不受惡劣環境影響的晶體生長期間展露。只有在幾次運行之後測試坩堝才出現裂紋，通常是在金屬碳化物塗層不到最佳的尖角附近。然而，即使在塗層破裂時，晶體生長系統亦不會遭受當石墨坩堝的完整性受到損害時通常會形成的碳粉塵影響。

對於此令人驚奇的性質的解釋尚未被完全了解。儘管發明人不希望受到任何特定理論的約束，但一種可能的解釋是，當未被塗佈的石墨被Si侵蝕時，Si主要侵蝕石墨的脆弱部分，即在晶界滲透到孔中。Si形成SiC，SiC昇華並作為揮發性物種被移除。最終Si完全侵蝕晶粒周圍的石墨，留下晶粒成為碳粉顆粒。據信金屬碳化物塗層穿透深入石墨孔內，導致Si以更均勻的方式侵蝕石墨，從而避免碳粉塵產生。

令人驚奇的是，一旦塗有金屬碳化物，則石墨坩堝可阻止碳粉形成，即使在金屬碳化物塗層大量剝落之後亦然。因此，替代實施例是一種包含石墨坩堝的GFS系統，該石墨坩堝已被一次塗佈金屬碳化物塗層，但經過使用或其他情況已經損失了一些或全部的金屬碳化物塗層。此類系統能夠產生優質的SiC晶體而不會受到碳粉的污染。

另外，第1圖的GFS系統已經證明能夠對晶體生長系統內的溫度梯度提供改善的控制。如先前所論述的，晶種對紅外線輻射敏感，並且石墨具有介於約0.85至約0.95之間的紅外線發射率，取決於石墨的表面。相比之下，本實施例的金屬化合物塗層的紅外線發射率範圍從ZrC的約0.4到TaC的約0.5、到NbC的約0.6。該實施例的金屬化合物塗層的較低發射率大大減少了在晶體生長期間撞擊晶種的紅外線輻射的量，而且與未經塗佈的石墨系統相比可以導致晶種溫度降低100℃或更多。減少紅外線輻射量可從系統中移除潛在的過量熱源，從而改善對系統內的溫度梯度的控制。

所屬技術領域中具有通常知識者顯而易見的是，如上所述塗有金屬碳化物的坩堝的利用可輕易適用於現有的SiC晶體生長系統。熟悉本技術領域者另外將顯而易見的是，依據本實施例塗有金屬碳化物的坩堝的使用不需限於SiC的昇華生長。因此，儘管本實施例提供了關於SiC生長的特殊優點，但本文所述的塗層和經塗佈坩堝、器皿或容器仍為其他材料的生長提供了結構和功能上的優點，其他材料包括其他寬帶隙半導體材料，例如III族氮化物，尤其包括氮化鎵（GaN）。舉例而言，一些研究人員報導了碳的存在與GaN中的黃色發光和含In氮化物中的不均勻電行為之間的關係。Pearton等人，86應用物理回顧1，GaN：處理、缺陷及元件（GaN:Processing, Defects and Devices, 86 Applied Physics Reviews, 1）（1999年7月）。利用本實施例的塗佈設備和方法有利地降低了碳得以成為MOCVD氮化物中潛在殘餘的雜質的可能性。

第10圖圖示依據本實施例的方法使用的另一GFS系統之剖視圖。以1010概括標示出坩堝。坩堝1010位於大體以108表示的爐內。用於供熱到SiC和其他晶體生長系統的方法和設備（例如爐）是所屬技術領域中具有通常知識者眾所周知的，因此在本文中將不再詳細論述。

坩堝1010的形狀通常為圓柱形，並且包括蓋1026和底部1028，蓋1026和底部1028大體上包圍中間圓柱形部分1030。中間圓柱形部分1030包含具有頂部和底部以及內徑和外徑的外部圓筒1032。位於外部圓筒1032的內徑內的是亦具有頂部和底部以及內徑和外徑的內部圓筒1034。外部圓筒1032和內部圓筒1034形成內部1038和外部1036同心氣體通路。

在較佳實施例中，中間圓柱形部分1030亦包含至少一個位於外部圓筒1032與蓋1026之間的間隔環1040。間隔環1040由內徑和外徑界定，且該內徑小於內部圓筒1034的外徑。間隔環1040和蓋1026通常分別在外部圓筒1032和內部圓筒1034上方界定反應區域1042。應當理解的是，間隔環40是可選的部件。然而，當使用時，間隔環1040較佳結合本實施例的難熔金屬碳化物塗層。或者，可以將外部圓筒1032延伸來取代間隔環1040。然而，由於在調整反應區域1042的大小及從而調整熱梯度中提供的靈活性，建議使用間隔環或多個環。在另外的替代方案中，可以將間隔環1040與其他形狀類似的元件結合使用，其他形狀類似的元件例如生長盤（具有將流動的SiC蒸氣向上集中的文丘里狀開口的環）或收集盤（允許SiC蒸氣向上流動同時收集從坩堝壁掉落的固體顆粒的多孔盤）。將此等顆粒收集到熱收集盤上允許該等顆粒再次昇華並有助於晶體的生長。

從蓋1026延伸到反應區域1042中的是由晶種固持器1046和石墨棒1048支撐的晶種1044。晶種1044充當用於SiC晶棒1050生長的基板。

兩個氣體源1052和1054與內部和外部同心氣體通路流體連通，並提供在SiC晶體生長製程中使用的矽和碳源氣體。在較佳實施例中，一個氣體源1052供應碳源氣體到外部同心氣體通路1036，另一個氣體源1054供應矽源氣體到內部同心氣體通路1038。形成SiC蒸氣和所需SiC晶棒的反應如先前針對第9圖所述進行。被結合到蓋1026中並延伸穿過下方的晶種固持器1046的氣體出口1027提供用於從反應區域1042排出氣體的工具。

將進一步理解的是，早先提及的系統（例如Davis、Vodakov等）的相關部分可以進行修改和改良以結合本文所述的經塗佈表面、容器及系統，並因此落入本實施例的參數中。

實例29

在美國專利第7,501,022號中教導和揭示的設備和製程中使用專利申請序號14/864,539（美國公開號2016/0208412）、14/864,125（美國公開號2016/0207782）、及PCT/US2015/051997（公開號WO 2016/049344）中揭示和教導的、6個9純度的、較佳7個9純度的（亦可以使用純度更高的）、得自聚矽氧碳之SiC或SiOC例如作為晶種、起始晶體、生長材料、源材料、沉積材料或原料，上述專利之全部揭示內容以引用方式併入本文中。

實例30

在美國專利第8,377,806號中教導和揭示的設備和製程中使用專利申請序號14/864,539（美國公開號2016/0208412）、14/864,125（美國公開號2016/0207782）、及PCT/US2015/051997（公開號WO 2016/049344）中揭示和教導的、6個9純度的、較佳7個9純度的（亦可以使用純度更高的）、得自聚矽氧碳之SiC或SiOC例如作為晶種、起始晶體、生長材料、源材料、沉積材料或原料，上述專利之全部揭示內容以引用方式併入本文中。

實例31

在美國專利第6,706,114號中教導和揭示的設備和製程中使用專利申請序號14/864,539（美國公開號2016/0208412）、14/864,125（美國公開號2016/0207782）、及PCT/US2015/051997（公開號WO 2016/049344）中揭示和教導的、6個9純度的、較佳7個9純度的（亦可以使用純度更高的）、得自聚矽氧碳之SiC或SiOC例如作為晶種、起始晶體、生長材料、源材料、沉積材料或原料，上述專利之全部揭示內容以引用方式併入本文中。

實例32

在美國專利第8,492,827號中教導和揭示的設備和製程中使用專利申請序號14/864,539（美國公開號2016/0208412）、14/864,125（美國公開號2016/0207782）、及PCT/US2015/051997（公開號WO 2016/049344）中揭示和教導的、6個9純度的、較佳7個9純度的（亦可以使用純度更高的）、得自聚矽氧碳之SiC或SiOC例如作為晶種、起始晶體、生長材料、源材料、沉積材料或原料，上述專利之全部揭示內容以引用方式併入本文中。

實例33

在美國專利第8,329,133號中教導和揭示的設備和製程中使用專利申請序號14/864,539（美國公開號2016/0208412）、14/864,125（美國公開號2016/0207782）、及PCT/US2015/051997（公開號WO 2016/049344）中揭示和教導的、6個9純度的、較佳7個9純度的（亦可以使用純度更高的）、得自聚矽氧碳之SiC或SiOC例如作為晶種、起始晶體、生長材料、源材料、沉積材料或原料，上述專利之全部揭示內容以引用方式併入本文中。

實例33

在美國專利第6,0191,841號中教導和揭示的設備和製程中使用專利申請序號14/864,539（美國公開號2016/0208412）、14/864,125（美國公開號2016/0207782）、及PCT/US2015/051997（公開號WO 2016/049344）中揭示和教導的、6個9純度的、較佳7個9純度的（亦可以使用純度更高的）、得自聚矽氧碳之SiC或SiOC例如作為晶種、起始晶體、生長材料、源材料、沉積材料或原料，上述專利之全部揭示內容以引用方式併入本文中。

注意到的是，不要求提供或提出本發明實施例的主題或相關的新穎和開創性製程、材料、效能或其他有益特徵和性質所根基的理論。然而，在本說明書中提供了各種理論來進一步推進此領域的技藝。除非另有明確說明，否則本說明書中提出的此等理論絕不限制、侷限或縮小給予要求保護的發明的保護範圍。此等理論中很多是利用本發明不需要的或不用實施的。進一步理解的是，本發明可能通向新的且迄今未知的理論，以解釋本發明的方法、製品、材料、裝置及系統的實施例之功能-特徵；此類後續發展的理論不應限制給予本發明的保護範圍。

本說明書中闡述的配方、批料、材料、組成物、裝置、系統、設備、操作活動及方法的各種實施例可被用於其中SiC和Si找到適用性的各個領域、以及其中SiC、Si及上述兩者都無法以可行方式（成本、效能或上述兩者）運作的其他領域。此外，可以將本說明書中闡述的此等各種實施例以不同的各種組合彼此結合使用。因此，例如，可以將本說明書的各種實施例中提供的結構彼此結合使用；而且不應將給予本發明的保護範圍限制於特定實施例、或特定實施例、實例、或特定圖式中的實施例中提出的結構或配置。

在不偏離本發明的精神或基本特性之下可以將本發明以本文中具體揭示的那些形式以外的其他形式體現。在所有方面皆只將所描述的實施例視為說明性的而非限制性的。

2:加熱器 3:晶種基板 4:基板固持件 5:中空構件 6:生長面 7:碳化矽原料 8:表面 10:製造裝置 11:底部 12:蓋部 13:側壁 20:坩堝 31:SiC源 32:生長容器 33:加熱元件 34:SiC晶種 35:SiC單晶 44:小盒 45:緊密蓋體 46:毛細管 47:摻雜劑 52:生長容器 54:小盒 61:坩堝 62:坩堝蓋 63:源 64:晶種 65:單晶 71:石墨坩堝 73:源 74:晶種 75:單晶 76:氣體混合物 77:入口 78:反應區 79:氣體出口 81:坩堝 82:蓋 83:源 83a:源坩堝 83b:石墨基座 84:晶種 85:SiC單晶 86:氣體混合物 87:入口 810:間隙 811:箭頭 812:隔熱層 820:腔室 821:入口 822:出口 823:RF線圈 910:坩堝 911:圓柱形壁 912:外表面 913:內表面 914:反應區域 916:外部同心源氣體通路 918:內部同心源氣體通路 920:晶種固持器 922:晶種 924:晶棒 1008:爐 1010:坩堝 1026:蓋 1028:底部 1030:中間圓柱形部分 1032:外部圓筒 1034:內部圓筒 1036:外部同心氣體通路 1038:內部同心氣體通路 1040:間隔環 1042:反應區域 1044:晶種 1046:晶種固持器 1048:石墨棒 1050:SiC晶棒 1052:氣體源 1054:氣體源 1700:氣相沉積裝置 1701:容器 1702:加熱元件 1702a:A區 1702b:B區 1703:得自聚合物之陶瓷 1704:起始製品 1800:氣相沉積裝置 1801:容器 1802:熱源 1802a:A區 1802b:B區 1803:得自聚合物之陶瓷 1804:起始製品 1900:氣相沉積裝置 1901:容器 1902:熱源 1902a:A區 1902b:B區 1903:得自聚合物之陶瓷 1904:起始製品 a:中心 b:中心

第1圖為依據本發明使用超純SiC或SiOC材料的氣相沉積設備之示意性剖面圖。

第2圖為依據本發明使用超純SiC或SiOC材料的第1圖氣相沉積設備之更詳細示意性剖面圖。

第3圖為依據本發明使用超純SiC或SiOC材料的氣相沉積設備之示意性剖面圖。

第4圖為依據本發明使用超純SiC或SiOC材料的氣相沉積設備之示意性剖面圖。

第5a圖、第5 b圖、第5c圖為依據本發明使用超純SiC或SiOC材料的氣相沉積設備之示意性剖面圖。

第6圖為依據本發明使用超純SiC或SiOC材料的氣相沉積設備之示意性剖面圖。

第7圖為依據本發明使用超純SiC或SiOC材料的氣相沉積設備之示意性剖面圖。

第8圖為依據本發明使用超純SiC或SiOC材料的氣相沉積設備之示意性剖面圖。

第9圖為依據本發明使用超純SiC或SiOC材料的氣相沉積設備之示意性剖面圖。

第10圖為依據本發明使用超純SiC或SiOC材料的氣相沉積設備之示意性剖面圖。

第11圖為依據本發明的氣相沉積設備之示意性剖面圖。

第12圖為依據本發明的氣相沉積設備之示意性剖面圖。

第13圖為依據本發明的氣相沉積設備之示意性剖面圖。

第14圖為SiC、Si₂ C、及SiC₂ 之分壓固化。

國內寄存資訊(請依寄存機構、日期、號碼順序註記) 無 國外寄存資訊(請依寄存國家、機構、日期、號碼順序註記) 無

3:晶種基板

4:基板固持件

6:生長面

7:碳化矽原料

8:表面

10:製造裝置

11:底部

12:蓋部

13:側壁

20:坩堝

a:中心

b:中心

Claims (22)

1. 一種製備用於生產一4H N-型碳化矽晶圓的晶棒之方法，該晶棒具有約6英吋至約10英吋的一直徑，該晶圓之特徵在於具有以下性質： 類型/摻雜劑：N/氮； 方向：＜0001＞4.0度+/-0.5度； 厚度：約300至約800μm；以及 ＜1cm^-2 的微孔密度；以及 該方法包含以下步驟：形成一得自聚合物之陶瓷SiC起始材料之一蒸氣，其中該得自聚合物之陶瓷SiC起始材料具有至少約6個9的一純度，並且不含氧化物層；將該蒸氣沉積在一晶種上以形成一晶棒；以及提供該晶棒到一晶圓製造製程。
2. 如請求項1所述之方法，其中該晶圓進一步特徵在於具有以下性質：RT為0.02-0.2 Ω·cm。
3. 如請求項1所述之方法，其中該晶圓進一步特徵在於具有以下性質：RT為0.01-0.1 Ω·cm。
4. 如請求項1所述之方法，其中該晶圓進一步特徵在於具有以下性質：RT為0.1-40 Ω·cm。
5. 2、3或4所述之方法，其中該晶種包含一得自聚合物之陶瓷SiC。
6. 如請求項1所述之方法，其中與由一非得自聚合物之SiC材料製備的一晶圓相比時，該晶圓製造製程產生具有改善特徵的一晶圓。
7. 如請求項2所述之方法，其中與由一非得自聚合物之SiC材料製備的一晶圓相比時，該晶圓製造製程產生具有改善特徵的一晶圓。
8. 如請求項3所述之方法，其中與由一非得自聚合物之SiC材料製備的一晶圓相比時，該晶圓製造製程產生具有改善特徵的一晶圓。
9. 如請求項4所述之方法，其中與由一非得自聚合物之SiC材料製備的一晶圓相比時，該晶圓製造製程產生具有改善特徵的一晶圓。
10. 7、8或9所述之方法，其中該等改善特徵係選自由彎曲、邊緣輪廓、平坦度、焦平面、翹曲及部位平坦度所組成之群組。
11. 一種製備一4H碳化矽晶圓的方法，該方法包含以下步驟：形成一得自聚合物之陶瓷SiC之一蒸氣，該得自聚合物之陶瓷具有至少約6個9的一純度，並且不含氧化物層；將該蒸氣沉積在一晶種上以形成一晶棒；以及提供該晶棒到一晶圓製造製程，其中該晶棒具有約6英吋至約10英吋的一直徑。
12. 如請求項11所述之方法，其中該晶種包含一得自聚合物之陶瓷4H SiC。
13. 如請求項11所述之方法，其中與由一非得自聚合物之SiC材料製備的一晶圓相比時，該晶圓製造製程產生具有改善特徵的一晶圓，該等改善特徵係選自由彎曲、邊緣輪廓、平坦度、焦平面、翹曲及部位平坦度所組成之群組。
14. 一種製備用於生產一4H N-型碳化矽晶圓的晶棒之方法，該晶棒具有約4英吋至約10英吋的一直徑，該晶圓之特徵在於具有以下性質： 類型/摻雜劑：N/氮； 方向：＜0001＞4.0度+/-0.5度； 厚度：約300至約800μm；以及 ＜1cm^-2 的微孔密度；以及 RT：0.01-40 Ω·cm；以及 彎曲/翹曲/TTV＜45 μm； 該方法包含以下步驟：形成一得自聚合物之陶瓷SiC起始材料之一蒸氣，其中該得自聚合物之陶瓷SiC起始材料具有至少約6個9的一純度；將該蒸氣沉積在一晶種上以形成一晶棒；以及提供該晶棒到一晶圓製造製程。
15. 如請求項14所述之方法，其中該晶種包含一得自聚合物之陶瓷SiC。
16. 如請求項14所述之方法，其中該RT為0.1-40 Ω·cm。
17. 如請求項14所述之方法，其中該RT為0.02-0.2 Ω·cm。
18. 如請求項14、15、16或17所述之方法，其中該彎曲/翹曲/TTV為＜35 μm。
19. 如請求項14、15、16或17所述之方法，其中該彎曲/翹曲/TTV為＜25 μm。
20. 一種製備用於生產一4H N-型碳化矽晶圓的晶棒之方法，該晶棒具有約8英吋至約12英吋的一直徑，該晶圓之特徵在於具有以下性質： 類型/摻雜劑：N/氮； 方向：＜0001＞4.0度+/-0.5度； 厚度：約300至約800μm；以及 ＜1cm^-2 的微孔密度；以及 該方法包含以下步驟：形成一得自聚合物之陶瓷SiC起始材料之一蒸氣，其中該得自聚合物之陶瓷SiC起始材料具有至少約6個9的一純度，並且不含氧化物層；將該蒸氣沉積在一晶種上以形成一晶棒；以及提供該晶棒到一晶圓製造製程。
21. 一種製備一4H碳化矽晶圓的方法，該方法包含以下步驟：形成一得自聚合物之陶瓷SiC之一蒸氣，該得自聚合物之陶瓷具有至少約6個9的一純度，並且不含氧化物層；將該蒸氣沉積在一晶種上以形成一晶棒；以及提供該晶棒到一晶圓製造製程，其中該晶棒具有約8英吋至約12英吋的一直徑。
22. 一種製備用於生產一4H N-型碳化矽晶圓的晶棒之方法，該晶棒具有約8英吋至約12英吋的一直徑，該晶圓之特徵在於具有以下性質： 類型/摻雜劑：N/氮； 方向：＜0001＞4.0度+/-0.5度； 厚度：約300至約800μm；以及 ＜1cm^-2 的微孔密度；以及 RT：0.01-40 Ω·cm；以及 彎曲/翹曲/TTV＜45 μm； 該方法包含以下步驟：形成一得自聚合物之陶瓷SiC起始材料之一蒸氣，其中該得自聚合物之陶瓷SiC起始材料具有至少約6個9的一純度；將該蒸氣沉積在一晶種上以形成一晶棒；以及提供該晶棒到一晶圓製造製程。

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