TWI768366B - Aiii-bv-單晶或藉由與aiii-bv-單晶分離而獲得的晶片 - Google Patents

Aiii-bv-單晶或藉由與aiii-bv-單晶分離而獲得的晶片 Download PDF

Info

Publication number
TWI768366B
TWI768366B TW109118710A TW109118710A TWI768366B TW I768366 B TWI768366 B TW I768366B TW 109118710 A TW109118710 A TW 109118710A TW 109118710 A TW109118710 A TW 109118710A TW I768366 B TWI768366 B TW I768366B
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
single crystal
aiii
wafer
crystal
cross
Prior art date
Application number
TW109118710A
Other languages
English (en)
Other versions
TW202100818A (zh
Inventor
史蒂芬 艾什勒
麥可 羅舍爾
狄密崔 祖佩爾
烏爾里奇 克雷策
伯恩特 溫納特
Original Assignee
德商弗賴貝格化合物原料有限公司
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 德商弗賴貝格化合物原料有限公司 filed Critical 德商弗賴貝格化合物原料有限公司
Publication of TW202100818A publication Critical patent/TW202100818A/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI768366B publication Critical patent/TWI768366B/zh

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/40—AIIIBV compounds wherein A is B, Al, Ga, In or Tl and B is N, P, As, Sb or Bi
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B11/00—Single-crystal growth by normal freezing or freezing under temperature gradient, e.g. Bridgman-Stockbarger method
    • C30B11/002—Crucibles or containers for supporting the melt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B11/00—Single-crystal growth by normal freezing or freezing under temperature gradient, e.g. Bridgman-Stockbarger method
    • C30B11/003—Heating or cooling of the melt or the crystallised material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B13/00—Single-crystal growth by zone-melting; Refining by zone-melting
    • C30B13/14—Crucibles or vessels
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/40—AIIIBV compounds wherein A is B, Al, Ga, In or Tl and B is N, P, As, Sb or Bi
    • C30B29/42—Gallium arsenide
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02518—Deposited layers
    • H01L21/02521—Materials
    • H01L21/02538—Group 13/15 materials
    • H01L21/02546—Arsenides
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02518—Deposited layers
    • H01L21/02587—Structure
    • H01L21/0259—Microstructure
    • H01L21/02598—Microstructure monocrystalline

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Computer Hardware Design (AREA)
  • Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
  • Mechanical Treatment Of Semiconductor (AREA)
  • Finish Polishing, Edge Sharpening, And Grinding By Specific Grinding Devices (AREA)

Abstract

用於由原料的熔體製造晶體的裝置，包括：用於接收熔體的坩堝，坩 堝具有包含第一橫截面面積的第一部分且具有用於接收晶種且包含第二橫截面面積的第二部分，第二橫截面面積小於第一橫截面面積，第一部分和第二部分直接地彼此連接或經由從第一部分至第二部分漸縮的第三部分而彼此連接，以便容許在定向溫度場內進行從晶種開始至熔體固化的結晶，坩堝的第一部分具有中心軸線，第二部分被配置成從第一部分的中心軸線側向地偏移。本申請還涉及一種由原料的熔體(16)製造晶體(14)的方法，以利用該方法所獲得的晶片。依據本申請的技術方案，在製造具有增加的電功率密度及/或光功率密度的構件時的良品率顯著地提高，並因此提高構件生產的經濟效率。

Description

AIII-BV-單晶或藉由與AIII-BV-單晶分離而獲得的晶片
本發明涉及用於製造沒有殘餘應力和位元錯誤的AIII-BV-單晶以及特別地砷化鎵或磷化銦單晶的裝置和方法，並且進一步涉及使用由與待製造的半導體單晶相同的半導體材料形成的晶種藉由凍結或固化半導體材料的熔體而由該單晶製造的晶片。
關於砷化鎵或磷化銦基底晶片在製造具有增加的功率密度的發光構件(例如邊緣發射半導體雷射器或垂直腔表面發射半導體雷射器)中的應用，位錯充當不發光的複合中心並且因此充當分別影響良品率和壽命的缺陷。因此，如今在這樣的應用中使用位錯低的AIII-BV基底晶片。AIII-BV單晶或晶片在本文中表示選自元素週期系統的III族和V族的化合物的晶體。位元錯誤的產生基於材料的彈性和塑性特徵以及溫度場的曲率的存在，該溫度場的曲率在晶體的冷卻(在它固化之後)期間導致應力。作為生長方法，由於溫度場的相對小的曲率，大致上可能僅僅考慮Vertical Bridgeman(VB)或Vertical Gradient Freeze(VGF)方法，或者以類似的方式用熱方法執行的方法(例如，參見M.Jurisch等人在Handbook of Crystal Growth Bulk Crystal Growth：Basic Techniques第二卷，A部分，第二版，第9章中的“Vertical Bridgman Growth of Binary Compound Semiconductors”，2015年)。
DE 199 12 486 A1描述一種用於生長砷化鎵晶體的設備。該設備包括：坩堝，該坩堝配置於爐中並且被構造成在第一部分和第二部分內接收原料熔體，該第一部分包含具有較大直徑的第一橫截面面積，該較大直徑大致對應於最終製造的單晶的直徑，該第二部分具體地接收充當該熔體的結晶的起點的晶種，該第二部分具有相對較小的直徑並且被表示為晶種通道。該晶種本身具有大約40mm的長度，以及對應於晶種通道的直徑的大約8mm的直徑。由於檔中所提出的措施-晶種自由地站立於晶種通道中並且在晶種通道的部分中晶種與坩堝之間的空間被填充以液態三氧化二硼(B2O3)-在已經生長的晶體的橫截面區域中獲得1000cm-2至10000cm-2的位元錯誤密度。
可以藉由添加所謂的晶格硬化摻雜劑(例如硼、矽、鋅、硫)來阻止位錯的形成，例如參見A.G.Elliot等人的Journal of Crystal Growth 70(1984)169-178或B.Pichaud等人的Journal of Crystal Growth 71(1985)648-654。例如，US 2006/0081306 A1或US 7,214,269 B2描述依照Vertical Bridgeman(VB)方法-或Vertical Gradient Freeze(VGF)方法對矽摻雜的砷化鎵單晶的製造。因此，所使用的坩堝由pBN(熱解氮化硼)形成並且具有80mm的直徑以及300mm的長度，其中晶種通道具有10mm的直徑。藉由添加矽，在晶體的橫截面區域中獲得5000cm-2的平均位元錯誤密度。
現今，關於矽摻雜的GaAs的製造，對於具有100mm或150mm的直徑的晶片，通常獲得小於100cm-2的平均位元錯誤密度，或者對於具有200mm的直徑的晶片，通常獲得小於5000cm-2的平均位元錯誤密度(例如， M.Morishita等人在“Development of Si-doped 8-inch GaAs substrates”中的Conference Proceedings CS MANTECH 2018，其從http：//csmantech2018.conferencespot.org/65967-gmi-1.4165182/t0017-1.4165620/f0017-1.4165621/0128-0199-000053-1.4165656/ap074-1.4165657下載；或者日本東京DOWA電子材料有限公司的產品目錄，其中從http：//www.dowa-electronics.co.jp/semicon/e/gaas/gaas.html#semi下載；加拿大弗里蒙特市AXT股份有限公司或者日本大阪Sumitomo電子工業有限公司)。在不添加晶格硬化摻雜劑的情況下，對於具有100mm和150mm的直徑的晶片，可以獲得1500cm-2至10000cm-2的平均位元錯誤密度，或者對於具有200mm的直徑的晶片，可以獲得小於12000cm-2的平均位元錯誤密度(參見上面的參考文獻)。
為了確定位元錯誤密度，存在標準化測量方法(SEMI M83：用於確定III-V化合物半導體的單晶中的位元錯誤蝕刻坑密度的測試方法，SEMI M36-用於測量低位元錯誤密度的砷化鎵晶片中的蝕刻坑密度(EPD)的測試方法)。關於表面取向與晶體學取向{100}相差不超過15°的晶片，藉由選擇性蝕刻而使位錯可見。因此，形成具有大約30-60μm的延伸的蝕刻坑，可以使用光學顯微鏡(放大倍數為大約50倍至200倍)對該蝕刻坑進行計數。對於具有低位元錯誤密度的材料，通常施加具有0.25mm2至1mm2的面積的測量場-其中分析考慮例如1mm的邊緣排除的整個晶片表面。作為針對每個測量場測量的量，各自獲得局部蝕刻坑密度EPD L 。局部蝕刻坑密度的算術平均值產生晶片的平均蝕刻坑密度EPD av 。此外，與測量場的總數量相比，可以將具有等於或小於預定極限值的EPD L 的值的測量場的數量的相對 量指定為具有0cm-2的局部蝕刻坑密度的測量場(沒有位錯的測量場)的相對量，例如P(EPD L =0cm -2 )。關於具有非常低的位錯的材料，將包含於測量場中的位錯蝕刻坑的總數量指定為EPC(蝕刻坑計數)也可能是有意義的。如果測量場覆蓋整個晶片表面，則可以獲得包含於晶片中的位錯的總數量EPC total (總蝕刻坑計數)。為了確定單晶的位元錯誤密度，在開始時(晶體的被首先凍結或固化的區域)以及在結束時(晶體的最後被凍結或固化的區域)測量複數晶片、無論如何至少一個晶片。
在US 2006/0081306 A1或US 7,214,269 B2中，由晶體製造的基底晶片的所揭露的特性在5000cm-2或更小的位元錯誤密度下包含(0.1-5.0)×1018cm-3的載流子濃度。然而，對於具有高電功率密度和光功率密度的電氣及/或光學構件，需要甚至顯著地更低的位元錯誤密度。
藉由添加影響晶格的硬化的摻雜劑，可以減小半導體晶體的位元錯誤密度。在JP 2000-086398 A中揭露一種方法，其中藉由另外摻雜以矽和硼，可以將p-導電的、鋅摻雜的砷化鎵晶體的位元錯誤密度減小至低於500cm-2的值。
在US 2004/0187768 A1中揭露一種進一步減小位元錯誤密度的方法。由於為晶體另外摻雜被以等電子方式包含至砷化鎵的晶格中的元素，例如除了矽(Si)、鋅(Zn)以及硼(B)之外的銦，如果遵照具體的且相互協調的摻雜劑原子濃度，則甚至可以將p-導電砷化鎵晶體中的位元錯誤密度減小至低於100cm-2的值。如此得到的單晶的載流子濃度達1.0×1017cm-3至6.0×1018cm-3。
在US 2004/0187768 A1中依照VB-方法根據一個實施例製造的單晶 (參見其中的圖4)具有大約3"(75mm)的直徑以及180mm的長度(圓筒形區域)。為了測量局部位元錯誤密度，已經從GaAs單晶分離晶片，並且使它的表面經歷KOH-蝕刻溶液。相對於在磨邊期間形成的蝕刻坑的數量，在大小為1×1mm2的每個測量場中對表面進行測量，該測量場定位於具有5mm的網格寬度的矩形測量網格中。在大小為1×1mm2的177個測量場中的134個中，沒有偵測到位錯。平均位元錯誤密度達28cm-2。在沒有添加銦作為摻雜劑的對比示例(參見其中的圖5)中，在大小為1×1mm2的177個測量場中的僅僅58個中偵測到沒有位錯的測量場。因此，平均位元錯誤密度達428cm-2。
然而，反映文獻中所描述的值的這些晶體以及由其製造的晶片仍然顯示出如將在下文中證明的可感知的量的殘餘應力，該殘餘應力可能是由於位錯所造成的並且可能進一步與自然的或固有的缺陷相互作用，以使得它們繼而可能會對所生產的相應的電氣構件及/或光學構件的特性產生影響。因此，還期望顯著地減小殘餘應力的量。例如，在Geiler，H.D.等人在“半導體加工中的材料科學”(Materials Science in Semiconductor Processing)9(2006)S.345-350中的“砷化鎵晶片中的殘餘應力的光彈性特徵”(“Photoelastic characterization of residual stress in GaAs-wafers”)中揭露一種用於量化由半導體晶體形成的晶片的殘餘應力的量的靈敏的且有效的方法，並且該方法通常被表示為SIRD-方法(SIRD：快速掃描紅外透射旋光計)。
藉助於SIRD-方法，可以獲得分別具有100μm的典型的側向解析度的晶體或晶片的全表面剪切應力影像。紅外波長範圍(1.3μm)內的線偏 振雷射光束被垂直地引導至表面上並且穿過晶體/晶片。由於晶體/晶片中的應力誘發的雙折射，電場向量被分成彼此正交的兩個分量：普通射線和非常射線。測量在離開晶體/晶片之後存在於兩個射線分量之間的與材料和厚度有關的相移。所測得的相移可以被用來藉由與表面有關的給定的物理關係而評估剪切應力。藉助於合適的裝置，可以根據需要將雷射光束引導至晶體/晶片的表面上的盡可能多的點，以使得可以在每個位置處確定剪切應力。
本發明的一個目的是提供用於製造單晶、較佳地GaAs單晶的裝置和方法，利用該裝置和方法(使用或不使用晶格硬化摻雜劑，例如硼、矽、鋅、硫、銦等等)可以實現單晶以及由其製造的晶片的品質的進一步的顯著的提高。本發明的另一個目的是提供一種單晶，較佳地AIII-BV-單晶，更佳地GaAs單晶，其形成用於製造具有改進的電功率密度及/或光功率密度的構件的基礎。
該目的藉由根據本申請限定的由原料的熔體製造晶體的裝置以及藉由本申請所限定的用於製造晶體的方法來解決。藉由本申請的其他方面所限定的的單晶或基底晶片進一步解決該目的。
本發明基於這樣的認知：局部靠近晶體或晶片的外邊緣定位的位元錯誤以及定位於晶體或晶片的中心(圍繞對稱軸線)的那些可能源於兩種不同的影響。在晶體的邊緣處，位元錯誤由於在晶體學上較佳的平面上的滑動而形成，因為在那裡由於與坩堝接觸而出現熱應力和接觸應力。通常，這些位元錯誤延伸至晶體中幾毫米(在這方面，比較在圖7中示意性地 示出的單晶14b的橫截面區域)。中心的位錯源於晶種位置(在這方面，比較在圖8中示意性地示出的單晶14a的橫截面區域)，在該晶種位置處，在晶種與熔體之間發生接觸時，發生熱衝擊，該熱衝擊繼而導致位錯的形成。這些位錯中的某些被定向成使得隨著結晶或固化前沿的進展，這些位錯分別延伸至圓錐形區域中並且隨後延伸至晶體的相鄰的圓筒形區域中。
根據本發明的第一實施例，一種用於由原料的熔體製造晶體的裝置包括：坩堝，該坩堝被構造成接收該熔體並且包含具有第一橫截面面積的第一部分以及被構造成接收晶種並且具有第二橫截面面積的第二部分，其中該第二橫截面面積小於該第一橫截面面積，並且該第一部分和該第二部分直接地彼此連接或經由從該第一部分至該第二部分漸縮的第三部分而彼此連接，以便容許在定向溫度場中從該晶種開始的至凍結的或固化的熔體中的結晶。該第二部分還被表示為晶種通道。該坩堝的第一部分包含中心軸線，並且該第二部分相對於該第一部分的中心軸線偏移地側向地配置。
在該實施例中，定位於該第二部分或晶種通道中的晶種與該熔體之間的每個接觸區域(亦即晶種位置)圍繞該坩堝的中心軸線從中心位置朝向邊緣區域(較佳地坩堝橫截面的最外邊緣)偏移。因此，維持凍結或固化成單晶的熔體的相對大的量的橫截面區域大致上沒有位元錯誤。例如可以藉由磨削、拋光、切割或經由替代的材料移除方法來移除可能因此受到位錯的更強的影響的邊緣區域。總之，藉由該裝置可以獲得幾乎沒有或完全沒有位錯的單晶。如果除了上述措施之外還為熔體添加晶格硬化摻雜劑，例如各自單獨的或組合的硼、矽、鋅、硫、銦(用於砷化鎵)、鎵(用於磷化銦)等等，則甚至可以提高所期望的效果。
根據本發明的第二實施例，如在第一實施例中一樣，一種用於由原料的熔體製造晶體的裝置包括坩堝，該坩堝被構造成接收熔體並且包含 具有第一橫截面面積的第一部分以及被構造成接收晶種並且具有第二橫截面面積的第二部分，其中該第二橫截面面積小於該第一橫截面面積，並且該第一部分和該第二部分直接地彼此連接或經由從該第一部分至該第二部分漸縮的第三部分而彼此連接，以便容許在定向溫度場中從該晶種開始的至該凍結的或固化的熔體中的結晶。
該裝置由此(如在半導體製造中常見的)被構造成製造具有公稱直徑的單晶，將在完成這樣的生長程序之後在後處理中獲得該公稱直徑。現在，在該實施例中，該第一部分具有內徑，該內徑與該第一部分的垂直於該中心軸線的橫截面面積相關聯，並且該內徑比該公稱直徑大2mm或更大、較佳地大3mm或更大、甚至更佳地大5mm或更大。同時，該內徑還可以可選地比該公稱直徑大至多10mm或至多20mm。
該實施例的一個優點是，在待製造的單晶的給定的公稱直徑下，這樣的已生長的晶體最初形成有例如2-10mm、3-10mm或5-10mm的過度的尺寸。可以在適當的生長步驟之後的程序(比如鑽孔、拋光、磨削、研磨或類似的方法步驟)中移除這樣的過度的尺寸，以便獲得該公稱直徑。
如上所述，由於大多數位錯位於單晶的隨後被移除的邊緣區域內，因此可以獲得具有該公稱直徑並且幾乎沒有或完全沒有位錯的剩餘的單晶。在先前技術中，可能已知在後處理之前僅僅達1mm、無論如何明顯地低於2mm的過度的尺寸。當然，由於較大的直徑，後處理中的工作量大大地增加。然而，在達到該公稱直徑時幾乎沒有或完全沒有位錯的單晶使這樣的增加的工作量以及由其產生的成本變得合理。
本發明的特別地有利的實施例涉及前兩個實施例的組合。由此，源於坩堝壁與結晶熔體之間的相互作用的位錯以及源於晶種位置的位錯在 已生長的單晶的該邊緣區域中形成，考慮到過度的尺寸，可以在之後的程序中移除該邊緣區域，以便達到該公稱直徑。
根據本發明的第三實施例，如在前述實施例中一樣，一種用於由原料的熔體製造晶體的裝置包括坩堝，該坩堝被構造成接收熔體並且包含具有第一橫截面面積的第一部分以及被構造成接收晶種並且具有第二橫截面面積的第二部分，其中該第二橫截面面積小於該第一橫截面面積，並且該第一部分和該第二部分直接地彼此連接或經由從該第一部分至該第二部分漸縮的第三部分而彼此連接，以便容許在定向溫度場中從該晶種開始至熔體固化的結晶。
在該實施例中，該第二部分具有沿著或平行於該中心軸線的方向的長度，該長度達10mm至100mm、較佳地20mm至75mm、以及甚至更佳地30mm至50mm，每個範圍包含邊界值。
該實施例的優點在於，與先前技術中已知的晶種通道相比，該第二部分或該晶種通道包含大大地延長的長度。因此，配置於其中的晶種(考慮到類似的大小或延伸範圍)被更深地定位於該晶種通道中並且因此更加遠離該坩堝的第一部分，在該第一部分中在生長期間獲得具有該公稱直徑加任何過度的尺寸的單晶的經濟可用的部分。
這是因為已經發現，晶體中的位元錯誤相對於該中心軸線以一定角度從該晶種位置開始延伸。由於晶種通道的長度擴大，所以相對於(在這裡：晶種通道的)該中心軸線包含增大的角度的至少較大的部分的位元錯誤終止於仍然位於該晶種通道內的坩堝壁上，並且因此不沿朝向該坩堝的第一部分的方向進一步延伸，該第一部分代表已生長的單晶的經濟可用的部分。
進一步的有利實施例由各自與用於製造單晶的裝置中的一個相關聯的方法產生。
該裝置還可以包括一或複數加熱裝置，藉由該加熱裝置產生定向溫度場，該坩堝配置於該定向溫度場中，這繼而容許該熔體的從晶種開始的隨後的結晶。本發明不限於該加熱裝置的特定配置。該加熱裝置可以包括例如基於熱輻射的加熱元件、磁場加熱器形式的高頻發生器，等等。然而，該溫度場應當被配置成使得在晶體生長期間形成大致平坦的(或者僅僅稍微地彎曲的)相界。
所描述的裝置可以被構造成藉由應用採用可移動的坩堝或爐的Vertical Bridgeman(VB)方法或應用Vertical Gradient Freeze(VGF)方法而執行生長。然而，本發明不限於這些特定方法。例如，也可以在浮區技術(Float Zone-technique)等等的情況下應用本發明。
該坩堝可以由石墨、氮化硼或熱解沉積的氮化硼形成，或者由任何其它通常應用的材料形成，針對熔體的種類以及相對應的熔融溫度選擇和調整每一種材料。該坩堝及/或加熱裝置可以包括例如由石英玻璃製成的進一步的襯裡、護套或外殼。
此外，實施例不限於砷化鎵或銦單晶的製造。例如，也包括(GaP-、GaSb-、InSb-、InAs-等等)單晶。該裝置的實施例通常涉及製造AIII-BV-單晶的能力。
根據本發明的另一個實施例，提供晶種的使用，該晶種具有的位錯沒有或幾乎沒有沿朝向該坩堝的第一部分的方向傳播，並且因此沒有或幾乎沒有傳播至已生長的單晶的經濟可用的部分中。
由於位元錯誤密度與包含摻雜劑濃度的雜質濃度密切相關，因此在不添加這些材料的情況下，結合本方法中所描述的其它可能性，只能將 其減小至有條件的程度。然而，已經發現，如果存在小於等於5×1016原子/cm3的摻雜劑濃度，則可以獲得小於等於500cm-2的位元錯誤密度。
根據本發明的另一個實施例，提供一種單晶，特別地AIII-BV-單晶以及更特別地砷化鎵(GaAs)或磷化銦(InP)單晶，該單晶包含晶格硬化摻雜劑，該單晶具有從該單晶的垂直於它的中心軸線的橫截面區域內的平均蝕刻坑密度(EPD av )確定的平均位元錯誤密度，該平均位元錯誤密度為10cm-2或更小、較佳地為5cm-2或更小、更佳地為3cm-2或更小、甚至更佳地為1cm-2或更小、或者甚至更佳地完全沒有位錯。例如，對於具有150mm的直徑的晶片，蝕刻坑的總數量EPC total 可以小於2000或較佳地小於900或甚至更佳地小於360，或甚至為零。
根據本發明的另一個實施例，提供一種單晶，該單晶特別地為AIII-BV-單晶以及更特別地包括砷化鎵(GaAs)或磷化銦(InP)而不包含晶格硬化摻雜劑，並且在晶體的原子晶格中具有平均位元錯誤密度，該平均位元錯誤密度被確定為該單晶的垂直於它的中心軸線的橫截面區域內的平均蝕刻坑密度(EPD av )，該平均位元錯誤密度為700cm-2或更小、較佳地500cm-2或更小、更佳地200cm-2或更小。
如果該單晶的位元錯誤密度特別地低，則垂直於該單晶的中心軸線的橫截面區域的部分保持完全沒有位元錯誤。可以依照SEMI M83根據標準化測量方法確定該部分：在單晶的橫截面區域內，測量網格內的大小為0.25mm2的測量場的部分P(EPD L =0cm -2 )達該橫截面區域的總面積的95%或更大，較佳地為97%或更大，然而特別地較佳地為99%或更大，該測量場完全地覆蓋該橫截面區域，該測量場完全沒有位錯。
結果，在製造具有增加的電功率密度及/或光功率密度的構件(比如邊緣發射半導體雷射器或垂直腔表面發射半導體雷射器)時的良品率顯著地提高，並且因此提高構件生產的經濟效率。
該單晶可以但不必須包含晶格硬化摻雜劑。在砷化鎵(GaAs)的情況下，可以考慮將少量的摻雜劑(比如矽(Si)、硫(S)、碲(Te)、錫(Sn)、硒(Se)、鋅(Zn)、碳(C)、鈹(Be)、鎘(Cd)、鋰(Li)、鍺(Ge)、鎂(Mg)、錳(Mn)、硼(B)、鋁(Al)、銻(Sb)、磷(P)以及銦(In)等等)單獨地或以子組合等等添加至原料熔體，比如在例如US 2004/0187768 A1中描述的，參見其中的第10和11段。
1、1‘、1“、1‘‘‘、1‘‘‘‘、1‘‘‘‘‘:裝置
2、2‘、2“、2‘‘‘:坩堝
4、4‘、4“:第一部分
6、6‘、6“:第二部分
8、8‘:第三部分
10:加熱裝置
12:晶種
14、14a、14b:單晶
16:熔體
18:層
101:位元錯誤
102:邊緣位錯
d:公稱直徑
d‘‘‘:內徑
EPD:蝕刻坑密度
EPD av :平均蝕刻坑密度
EPD L :局部蝕刻坑密度
k、k‘:長度
M、M‘:中心軸線
P W :頻率
T:定向溫度場
v:偏移
Z:對稱軸線
下面將藉由結合附圖對與較佳實施例有關的非限制性實施例的描述更詳細地描述進一步的特徵、優點以及目的性實施例。其中：圖1示出根據本發明的用於由原料熔體製造單晶的裝置的第一實施例的示意圖，其中坩堝的晶種通道被延長或加長(頂部：側視剖視圖，底部：頂視圖)；圖2示出根據本發明的用於由原料熔體製造單晶的裝置的第二實施例的示意圖，其中該晶種通道朝向直徑的外邊緣偏移(頂部：側視剖視圖，底部：頂視圖)；圖3示出根據本發明的用於由原料熔體製造單晶的裝置的第三實施例的示意圖，該圖中的裝置始自於第二實施例(具有短的晶種通道)，旨在朝向公稱直徑不對稱地減小過度的尺寸(頂部：側視剖視圖，底部：頂視圖)； 圖4示出根據本發明的用於由原料熔體製造單晶的裝置的第四實施例的示意圖，其中，該圖中的裝置始自於第三實施例，晶種通道類似於第一實施例被延長或加長(頂部：側視剖視圖，底部：頂視圖)；圖5示出由圖3中所示的三個裝置組成的多坩堝配置的實施例的示意圖，該多坩堝配置具有朝向共同的中心軸線Z的方向偏移的晶種通道；圖6示出與圖5中的多坩堝配置相似的、但是由圖3中所示的五個裝置組成的多坩堝配置的實施例的示意圖；圖7示出單晶的橫截面區域的示意圖，其展現邊緣位錯；圖8示出單晶的橫截面區域的示意圖，其展現從配置於坩堝的中心軸線上的晶種通道延伸或傳播的位錯；圖9以灰階影像針對依照常規的已生長的單晶或晶片的對比示例示出晶體的原子晶格中的位置的密度的值的分佈，從晶片的垂直於它的中心軸線M的橫截面區域內的空間分辨的測量確定該位置的密度的值，該單晶或晶片分別具有150mm的直徑；圖10以灰階影像示出相應的剪切應力的值的分佈，從圖9的對比示例的空間分辨的測量確定該相應的剪切應力的值；圖11如在圖9中一樣但是針對本發明的相對應的實施例以灰階影像示出晶體的原子晶格中的位元錯誤的密度的值的分佈，從空間分辨的測量確定該位元錯誤的密度的值；圖12如在圖10中一樣但是針對圖11的本發明的相對應的實施例示出灰階影像，該灰階影像具有從空間分辨的測量確定的相應的剪切應力的值的分佈；圖13以圖表示出示例，該示例作為分別基於SIRD方法針對根據如在Geiler，H.D.；Karge，H.；Wagner,M.；Eichler,St.；Jurisch,M.；Kretzer U.Scheffer-Czygan,M.在“半導體加工中的材料科學”(Materials Science in Semi-conductor Processing)9(2006),S.345-350)中的“砷化鎵晶片中的殘餘應力的光彈性特徵”(“Photoelastic characterization of residual stress in GaAs-wafers”)中所揭露的先前技術的3個對比示例(“晶片22”、“晶片27”、“晶片37”)測量的剪切應力的示例分佈(每個晶片所發生的剪切應力T的值的每個間隔的頻率P W )；以及圖14如在圖13中一樣但是針對圖12和圖13的根據本發明生長的單晶的實施例或者與該單晶分離的晶片的實施例示出圖表。
在圖1中描繪依照本發明的用於由原料熔體製造單晶的裝置的第一實施例。裝置1包括坩堝2以及加熱裝置10，該加熱裝置10具有包圍坩堝的環形地配置的加熱元件。在圖1的上部部分中，示出剖視圖，而底部部分示出省略加熱裝置10的坩堝2的頂視圖。坩堝可以接收於石英玻璃容器(未示出)中並且相對於它的外部環境封閉。該配置可能對應於用於依照Vertical Gradient Freeze(VGF)-方法生長晶體的裝置。
坩堝2由氮化硼或熱解沉積的氮化硼(pBN)形成，並且包括圓筒形第一部分4，其接收原料熔體16(在這裡由砷化鎵GaAs組成)以及被形成為晶種通道的第二部分6，以及第三部分8，該第三部分8形成第一部分4與第二部分6之間的過渡部並且連接這些部分。在坩堝的第二部分的區域中，坩堝2具有至少152mm的內徑，該內徑由150mm的公稱直徑d(其要針對成品單晶精密地產生或獲得)以及多達2mm的過度的尺寸組成，該過度的尺寸通常在生長程序中被添加，並且導致隨後被應用至待製造的單晶的 外部圓柱殼部分的磨削步驟(並且在該步驟中被捨棄)。該磨削步驟用於為晶體提供與隨後分離的晶片有關的隨後的對準步驟所需的位置精確的、高品質的圓柱表面。
在該特定實施例中，晶種通道或第二部分6分別也被成形為圓筒形並且具有例如10mm的直徑以及100mm的長度k‘。根據本發明的晶種通道還可能需要不同於圓筒形的空間形狀，並且本發明不限於特定形狀。晶種通道也可以為長方體形狀，或者可以具有多邊形或橢圓形橫截面等等。
在第二部分6中接收晶種12(在這裡由GaAs形成)，該第二部分6具有20mm的長度以及略小於10mm(例如，8mm或9mm)的直徑，以便確保在晶種通道記憶體在距坩堝壁的距離。晶種通道中的間隙可以被填充以液態三氧化二硼(B2O3)，以使得熔體和晶體在結晶期間漂浮在液體中。由於晶種12的長度與晶種通道的長度k‘之間的顯著的差異，晶種12在第二部分6中被深深地配置於底部處。晶種的頂面或晶種面因此與第二部分6或晶種通道的上端相距80mm。因此，未被晶種佔據的自由空間部分的長度與內徑之比為8：1。
在圖1中所示的狀態中，已經將由砷化鎵組成的原料熔體16提供至坩堝2，該原料熔體16已經結晶成摻雜的GaAs單晶14，該摻雜的GaAs單晶14從晶種通道內的晶種12處的晶種面或晶種位置開始，分別超過圓錐形過渡部或第三部分8，並且分別進入圓筒形第二部分6中。進一步，已經向熔體添加晶格硬化摻雜劑，例如矽、硼、銦、鋅、硫等等。
在相對應的方法(VGF)中，在加熱熔體之前或之後將例如一定量的矽添加至熔體(或者添加至它的緻密的或顆粒狀的前體)。由於三氧 化二硼(B2O3)的密度較低，液態(熔化的)三氧化二硼(B2O3)層18存在於原料熔體16上方以及晶體與坩堝壁之間，如上所述，該層18用來保護下面的GaAs熔體。藉助於加熱裝置，使用未示出的控制裝置產生定向溫度場T(圖1中的箭頭遠離晶種12向上指向更高的溫度)。當晶種12開始熔化時，開始對原料熔體16進行冷卻(藉由進一步控制加熱裝置10)，從而維持溫度梯度，以使得單晶14開始從晶種12的晶種面開始向上生長(首先仍然相應地位於第二部分6或晶種通道內)。
由於朝向結晶開放的自由長度與狹窄的晶種通道的內徑之間的較大的比率，因此如圖8中所示的中心位錯101(其本身由於晶種製程而可能難以避免)在結晶程序中相對於坩堝的中心軸線M(其在此實施例中還與晶種通道的中心軸線重合)以銳角傳播，以使得它在單晶14與原料熔體16之間的結晶前沿到達晶種通道(第二部分6)的上端之前撞擊坩堝壁。結果，由此產生的位錯不會對進一步的生長產生任何進一步的影響。通常，位錯垂直於相界傳播，該相界本身為略微地彎曲的。
在位錯101在仍然處於坩堝2的第二部分6(晶種通道)內的單晶的橫截面區域中消失之後，當結晶前沿進一步傳播時，單晶14生長，在考慮排除邊緣區域(80cm2)的情況下，該單晶14基本上沒有位錯。在表1中示出幾個樣品的相關參數的列表。其中，樣品1a為使用具有常規的晶種通道的坩堝製造的GaAs單晶，樣品1a充當對比示例，而在如圖1中所示的坩堝中根據本發明的方法製造樣品2-5(也為GaAs)。表1中所列出的參數EPD av 和EPC total 的值是從與已生長的單晶分離之後的晶片獲得的。樣品的直徑達150mm。
Figure 109118710-A0305-02-0019-2
在圖2中示出根據本發明的裝置1‘的第二實施例。為了避免重複，與圖1中相同的附圖標記表示相同的或相似的特徵，並且在下文中僅僅將它稱為相對於第一實施例對該裝置的相關修改。相對於第一實施例描述的其它特性對於第二以及隨後的實施例也是有效的。
與第一實施例類似，第二實施例的坩堝2‘包含：用於接收原料熔體16的第一部分4‘，充當晶種通道的第二部分6‘，以及充當晶種通道與第一部分4‘之間的過渡區域的第三部分8‘。第二部分6‘如在第一實施例中一樣具有10mm的直徑，然而，它的長度k如在常規的晶體生長裝置中一樣達30mm，例如，以使得被插入至晶種通道中並且具有20mm的長度的晶種12的晶種面距晶種通道的上端具有僅僅10mm的距離。在沒有一般限制的情況下，晶種通道在該實施例中也僅僅被作為示例形成為圓筒形。鑒於第二部分6‘的相對於第一部分4‘的偏移v，第三部分不再具有旋轉對稱性，而是在從具有較大的內徑的圓筒形的第一部分4‘朝向具有較小的直徑的第二部分6‘觀察時以不對稱的方式側向向外漸窄。
相反，第二部分6‘相對於第一部分的中心軸線M側向偏移地配置。換句話說，基於兩者之間的相互偏移v，第二部分的中心軸線M‘平行於第一部分4‘的中心軸線M。在該實施例中，偏移v具有足夠的尺寸，以使得第二 部分6‘或晶種通道的中心軸線M‘相應地在該中心軸線M‘延伸至第一部分4‘中時延伸藉由第一部分4‘的橫截面區域的邊緣排除區域。
在第二實施例中，第一部分具有172mm的內徑d‘‘‘。然而，待製造的單晶14的公稱直徑d在本實施例中也僅僅達152mm。因此，與第一實施例的坩堝2相比而且相對於常規的坩堝，坩堝2‘具有顯著地較大的直徑d‘‘‘，使用該常規的坩堝製造具有給定的公稱直徑的單晶。因此，在該第二實施例中，第二部分6‘或晶種通道的(延長的)中心軸線M‘如圖2中所示相應地延伸藉由橫截面區域的邊緣區域，該邊緣區域處於待製造的單晶14的公稱直徑d外部並且超過待製造的單晶14的公稱直徑d(中心軸線M‘處於距坩堝壁達5mm的距離處，因為晶種通道具有10mm的內徑，並且如果沿著中心軸線M突出(參見圖2的底部)，則完全地延伸穿過坩堝的橫截面區域，以便沿實際方向確保不受阻礙的生長)。在該實施例中，側向偏移v為80mm。
用於製造單晶的方法類似於先前實施例中的方法(例如包含向熔體添加一種或多種晶格硬化摻雜劑)。然而，藉由另一個步驟補充或甚至替換根據先前技術的用於對可選地摻雜的GaAs單晶14的圓柱表面進行平滑和最後加工的後處理的隨後的磨削步驟，其中藉由鑽削或能夠從單晶的圓柱形表面更強烈地移除材料的另一個步驟減小或移除在這裡直徑為20mm(或者在這裡半徑為10mm)的過度的尺寸。由此，在第二實施例中，圍繞單晶14的中心軸線(其與坩堝2‘的第一部分的中心軸線M重合)以對稱方式從單晶的圓柱形表面移除材料。有利地，移除單晶14的邊緣區域，該邊緣區域在生長期間靠近壁並且因此(如圖7中所示)經受相對較大的位 元錯誤密度製造條件。特別地，與此相關地，移除藉由示意性地示出的單晶14b在圖7中示出的邊緣位錯102。
此外，分別由於特定的配置或偏移v，在後處理步驟中移除源於晶種製程中傳播至邊緣區域中的位元錯誤101(參見圖8)，獲得沒有位錯或至少基本上沒有位錯的單晶14。在表2中示出幾個樣品的相關參數的列表。其中，樣品1b為使用具有常規的晶種通道的坩堝製造的GaAs單晶，並且充當對比示例，而使用如圖2中所示的坩堝根據本發明的方法製造樣品6-9(也為GaAs)。表2中所列出的參數EPD av 和EPC total 的值是從與已生長的單晶分離之後的晶片獲得的。樣品的直徑達150mm。
Figure 109118710-A0305-02-0021-5
在圖3中示出根據本發明的裝置1“的第三實施例。該裝置的結構以及單晶的製造與第二實施例的裝置的結構以及單晶的製造相似。不同之處僅僅在於坩堝2“的第一部分4“的直徑d“。如從圖3中的頂視圖的底視圖可以得出的，在構成第三實施例的基礎的方法中，在坩堝2“中的適當的生長之後，在後處理步驟中執行對過度的尺寸的不對稱的減小，以便獲得單晶14的為152mm的公稱直徑d。該作用線容許大致上僅僅排除在圖3中在右側在底部處示出的該邊緣區域，亦即容許在後處理步驟中特定地移除受晶種製程所引起的位錯101的影響的該邊緣區域，以使得因此可以為坩堝2“的內徑d“選擇總體上較小的過度的尺寸。在該實施例中，內徑d“達162mm，亦 即，比單晶的公稱直徑d大10mm，該單晶的製造裝置1“被針對該公稱直徑d構造(d=152mm)。如從圖3變得顯而易見的，相應地突出至坩堝2“的第一部分4“的橫截面區域中的晶種通道或第二部分6“的橫截面完全地在待製造的單晶14的橫截面區域的邊緣區域內延伸，該邊緣區域將在後處理步驟中被移除。在該實施例中，晶種通道的中心軸線M‘的相對於第一部分4“的中心軸線M的偏移v達僅僅75mm。
在該實施例中，認可的是，即使在後處理步驟之後，特別地定位於圖3中的左側的底部處的邊緣位錯102也可能保留於單晶14中，該邊緣位錯102可能源於在生長期間與內坩堝壁的接觸。然而，與第二實施例相比，在後處理步驟中待根據需要移除的材料的量被顯著地降低，這從經濟的角度以及最佳成本收益比率帶來效益。而且，對於為10cm-2或更小、或者為5cm-2或更小的平均位元錯誤密度，以及關於根據SEMI-M83依照標準化測量方法完全沒有位錯的測量場的具有為97%或更大、或者甚至為99%或更大的值的部分P(EPDL=0cm-2)，仍然獲得優異的值。在表3中列出兩個樣品的相關參數。其中，樣品1c為使用具有常規的晶種通道的坩堝製造的GaAs單晶並且充當對比示例，而使用如圖3中所示的坩堝根據本發明的方法製造樣品10(也為GaAs)。表3中所列出的參數EPD av 和EPC total 的值是從與已生長的晶體分離之後的晶片獲得的。樣品的直徑達150mm。
Figure 109118710-A0305-02-0022-6
在圖4中示出根據本發明的裝置1‘‘‘的第四實施例。該實施例包含第一和第三實施例的特徵並且將它們組合。因此，裝置1‘‘‘包括由氮化硼或熱解氮化硼形成的坩堝2‘‘‘並且具有圓筒形的第一部分4“，該第一部分4“相對於公稱直徑(在該實施例中為10mm)具有2mm或更大的過度的尺寸，其中坩堝2‘‘‘接收原料熔體16(在這裡由砷化鎵形成)。裝置1‘‘‘進一步包括被形成為晶種通道並且延伸達長度k‘(其中k‘=100mm)的第二部分6，以及不對稱的第三部分8‘，該第三部分8‘在第一部分4“與第二部分6之間形成過渡部並且與二者均彼此連接。
優點和效果與以上參考第一至第三實施例所描述的那些優點和效果相同，其中優點被累積。在表4中提供使用該裝置製造的單晶14的樣品的相關參數。其中，樣品1d為使用具有常規的晶種通道的坩堝製造的GaAs單晶，並且充當對比示例，而使用如圖4中所示的坩堝製造樣品11(也為GaAs)。表4中所列出的參數EPD av 和EPC total 的值是從與已生長的晶體分離之後的晶片獲得的。樣品的直徑達150mm。應當注意的是，樣本1b至1d為相同的。
Figure 109118710-A0305-02-0023-7
在圖5和圖6中分別示出分別包括包含如圖3中所示的3個或5個坩堝2“的多坩堝配置的裝置1‘‘‘‘或1‘‘‘‘‘的實施例。具有一或複數加熱元件(例如磁場加熱器)的加熱裝置10包圍並且加熱坩堝配置。例如石墨的填充體 (未示出)可以配置於坩堝2“之間，該填充體除了磁場加熱器之外藉由非均質地傳導熱量而為溫度場T的主組織提供特殊貢獻。例如在US 9,368,585 B2中描述一種這樣的特別有利的配置，並且在其中的圖1至圖3和圖11至圖12中所描繪的配置的特徵被藉由引用與相對應的描述一同併入本文中。該專利中所描述的多坩堝配置由於蝕刻坑密度(亦即，特別地均勻的位元錯誤密度)的改進的分佈而為傑出的。
在這兩個實施例中，坩堝配置具有對稱軸線Z，對稱軸線Z平行於坩堝2“的相對應的中心軸線M延伸藉由該配置的中心。當從相應的中心軸線觀察時，偏移v的方向精確地朝向對稱軸線Z定向。換句話說，坩堝2“的相對應的第二部分6‘朝向該配置的中心偏移。
這樣的多坩堝配置容許特別地沿朝向它的中心的方向產生優異的、穩定的且均勻的溫度場。藉由以相同的方式提供晶種通道的偏移，每個坩堝中的結晶條件為相同的。由於使圖3中所示的根據本發明的裝置1“的(以及此外根據圖1、圖2以及圖4的其它實施例的)特徵與多坩堝配置組合，因此特別地利用協同作用。
上述實施例涉及被構造成執行VGF-方法的裝置。然而，本發明不限於特定裝置，並且所考慮的裝置例如也可以基於Vertical Bridgeman方法。
上述坩堝在第一部分中包含圓筒形形狀。然而，注意地，還可以使用其它形狀，比如具有正方形或矩形橫截面區域的長方體形坩堝，或者其中圓弧段與大致圓形橫截面區域分離的那些形狀(例如，用於形成扁平物)。
在所附申請專利範圍的範圍內可以對上述實施例進行修改。而且，如在第四實施例中一樣，實施例的單個元件可以與其它實施例的那些元件組合。例如，可以想到並且可以付諸實踐的是，在具有對稱地配置的晶種通道的第一實施例中配置這樣的第一坩堝部分：該第一坩堝部分根據本發明的方面在直徑方面擴大，亦即，具有增大的內徑(例如，d‘‘‘=172mm)，以便也在其中執行後處理步驟(鑽孔、拋光、研磨或磨削等等)，從而相對應地移除單晶14的圓筒壁形或管狀壁形邊緣區域中的材料。
對於後處理步驟，在以上實施例中作為示例引用鑽削、拋光、研磨或磨削。然而，對於本領域技術人員而言，理所當然的是，還可以注意地應用材料科學技術領域中已知的用於移除材料的其它方法。
還令人驚訝地發現，位元錯誤密度在該範圍內相對於參考值的降低與晶體以及由其製造的晶片的剪切應力的量的進一步的顯著的降低有關。為此目的，已經採用如上所述的SIRD的測量方法。
為了獲得實際的單晶/晶片的統一的參數，記錄針對晶片的表面上的每個位置獲得的剪切應力的值(在考慮符號的情況下頻率對剪切應力)(例如，參見Geiler等人的文獻中的圖4)，並且對於擬合至這些資料的洛倫茲曲線，例如，以kPa為單位確定該曲線的半最大值全寬的值。
圖13針對三個對比示例(“晶片22”、“晶片27”、“晶片37”)示出如在Geiler等人的文獻(2006)中基於根據SIRD方法測量的剪切應力獲得的分佈函數。在該圖中，顯示在相應的剪切應力間隔中獲得的測量值的部分P W (每個晶片的所發生的剪切應力T的值的每個間隔的相對頻率)。Geiler等人(2006)由此相對於依照先前技術的所有三個對比示例提供大約 100kPa的半最大值全寬FWHM。該值也被近似地匯出為所測量的剪切應力的最大值(然而，在這裡為絕對值)，該最大值可以在左側及/或右側在曲線的底部處讀出。
如圖14中所示，在分別為單晶或晶片的情況下，當根據本發明製造時，殘餘應力或剪切應力的相對應的值被分別成功地減小至+/- 40kPa或更小、部分地至+/- 30kPa或更小、或者甚至至+/- 25kPa，超出如在圖9中相對於依照Geiler等人(2006)的三個對比示例示出的殘餘應力或剪切應力的值。如此獲得的洛倫茲曲線特別地窄。
這意味著與根據SIRD方法在Geiler等人(2006)中研究的晶片相比，在根據實施例的、從參考晶體獲得的晶片處執行的測量展現顯著地減小的殘餘應力，在這方面還參見在表5中示出的對比示例與實施例之間的比較。
Figure 109118710-A0305-02-0026-8
Figure 109118710-A0305-02-0027-9
在表5的對比示例中，涉及具有150mm的直徑並且與相對應的GaAs單晶分離的常規地製造的GaAs晶片(如在Geiler等人的文獻(2006)中所描述的)。圖9以灰階級示出所測得的局部蝕刻密度EPD L 的分佈，並且圖10以灰階級示出所測得的殘餘應力或剪切應力的分佈。
在表5中特別地針對對比示例以及實施例示出最大剪切應力的相對應的值。在圖11和圖12中，必須考慮右上角的灰階的等級，該灰階的等級反映在本文中所描述的相對應的值的範圍。
應當注意的是，在實踐中，直至今天，尚未達到剪切應力的值的消失，亦即，剪切應力的大約0kPa的最大值(在整個分析中，僅僅給出剪切應力的絕對量，如果沒有注明的話)。該值(為等於0.1kPa或更小的那些，或者進一步地甚至為等於或小於1kPa的那些)因此可以被可選地排除或否認。
在前述內容的不同方面和實施例中，該第二部分包含縱向軸線，當該縱向軸線延伸至該第一部分的區域中時，該縱向軸線在該第一部分內延伸而距該坩堝的內壁15mm或更小的距離，較佳地以10mm或更小的距離，更佳地以5mm或更小的距離。
此外，針對本申請的這些方法和實施例，該第二部分6‘被至少部分地形成為圓筒形形狀並且具有的內徑為15mm或更小、特別地在10mm至15mm的範圍內、或者在5mm至10mm的範圍內。
在前述內容的不同方面和實施例中，該裝置1被構造成用於製造具有公稱直徑的晶體，將在生長晶體的步驟之後的後處理步驟中獲得該公稱直徑，其中，該第一部分具有內徑，該內徑與該第一部分的垂直於該中心軸線的橫截面面積相關聯，並且該內徑比該公稱直徑大等於或大於2mm、較佳地等於或大於3mm、更佳地等於或大於5mm，並且該內徑比該公稱直徑大至多10mm。
在前述內容的不同方面和實施例中，該第二部分6、6‘沿著它的中心軸線M的方向具有長度k‘，其中該長度達40mm至120mm、較佳地50mm至90mm、更佳地60mm至80mm，每個範圍包含邊界值。
在前述內容的不同方面和實施例涉及AIII-BV-單晶或藉由與AIII-BV-單晶分離而獲得的晶片，特別涉及半導體複合材料，該半導體複合材料特別包括，例如包括砷化鎵(GaAs)或磷化銦(InP)，等等。
在前述內容的不同方面和實施例中，在所製作的單晶中包括晶格硬化摻雜劑。在此情況下，該晶格硬化摻雜劑可以是從由硼、矽、鋅、硫、銦所構成的組中選擇出的至少一種，但是也可涵蓋其他合適的元素，本申請實施例及各個方面並不限於上面所列舉的具體的摻雜劑。
1“:裝置
2“:坩堝
4“:第一部分
6‘:第二部分
8‘:第三部分
10:加熱裝置
12:晶種
14:單晶
16:熔體
18:層
d:公稱直徑
d‘‘‘:內徑
k:長度
M、M‘:中心軸線
T:定向溫度場
v:偏移

Claims (15)

  1. 一種AIII-BV-單晶或藉由與AIII-BV-單晶分離而獲得的一晶片，該AIII-BV-單晶或該晶片在晶體的晶格中包括被確定為該AIII-BV-單晶的垂直於它的中心軸線的橫截面區域內的平均邊緣坑密度的一平均位元錯誤密度，該平均位元錯誤密度為10cm-2或更小；以及該AIII-BV-單晶或該晶片在該AIII-BV-單晶或該晶片的一橫截面區域上包括最大+/- 30kPa或更小的一殘餘應力分佈，藉由根據快速掃描紅外透射旋光計方法的一空間分辨的測量獲得該殘餘應力分佈，其中該空間分辨的測量的側向解析度達100μm。
  2. 如請求項1所述的AIII-BV-單晶或藉由與AIII-BV-單晶分離而獲得的一晶片，其中，該AIII-BV-單晶或該晶片的直徑達150mm或更大。
  3. 如請求項1所述的AIII-BV-單晶或藉由與AIII-BV-單晶分離而獲得的一晶片，其中，將從由硼、矽、鋅、硫、銦所構成的至少一組中選擇出的一晶格硬化摻雜劑單獨地或組合地包含於該AIII-BV-單晶的晶格中。
  4. 如請求項1所述的AIII-BV-單晶或藉由與AIII-BV-單晶分離而獲得的一晶片，該AIII-BV-單晶或該晶片在該AIII-BV-單晶或該晶片的橫截面區域上包括最大+/- 25kPa或更小的一殘餘應力分佈，藉由根據快速掃描紅外透射旋光計方法的一空間分辨的測量獲得該殘餘應力分佈，其中該空間分辨的測量的側向解析度達100μm。
  5. 一種AIII-BV-單晶或藉由與該AIII-BV-單晶分離而獲得的一晶片，該AIII-BV-單晶或該晶片在晶體的晶格中包括被確定為該AIII-BV-單晶的垂直於它的中心軸線的橫截面區域內的平均邊緣坑密度的一平均位元錯誤密度，該平均位元錯誤密度為10cm-2或更小，其中，在該AIII-BV-單晶或該晶片的 一橫截面區域內，測量網格內的大小為0.25mm2的測量場的一部分達該橫截面區域的總面積的99%或更大，所有測量場完全地覆蓋該橫截面區域，該一部分的測量場完全沒有位錯。
  6. 一種AIII-BV-單晶或藉由與AIII-BV-單晶分離而獲得的一晶片，其中，該AIII-BV-單晶或該晶片在該AIII-BV-單晶或該晶片的橫截面區域上包括最大+/- 30kPa的一殘餘應力分佈，藉由根據快速掃描紅外透射旋光計方法的一空間分辨的測量獲得該殘餘應力分佈。
  7. 如請求項6所述的AIII-BV-單晶或藉由與AIII-BV-單晶分離而獲得的一晶片，其中，該AIII-BV-單晶或該晶片在該AIII-BV-單晶或該晶片的橫截面區域上包括最大+/- 25kPa或更小的一殘餘應力分佈，藉由根據快速掃描紅外透射旋光計方法的一空間分辨的測量獲得該殘餘應力分佈。
  8. 如請求項6所述的AIII-BV-單晶或藉由與AIII-BV-單晶分離而獲得的一晶片，其中，該空間分辨的測量的側向解析度達100μm。
  9. 如請求項6至請求項8中任一項所述的AIII-BV-單晶或藉由與AIII-BV-單晶分離而獲得的一晶片，其中，該AIII-BV-單晶或晶片的直徑達150mm或更大。
  10. 一種AIII-BV-單晶或藉由與AIII-BV-單晶分離而獲得的一晶片，其中，該AIII-BV-單晶或該晶片在晶體的晶格中包括被確定為該AIII-BV-單晶的垂直於它的中心軸線的橫截面區域內的平均邊緣坑密度的一平均位元錯誤密度，該平均位元錯誤密度為1000cm-2或更小，其中包含一晶格硬化摻雜劑的載流子濃度達7×1016原子/cm3或更小。
  11. 如請求項10所述的AIII-BV-單晶或藉由與AIII-BV-單晶分離而獲得的晶片，其中，包含一晶格硬化摻雜劑的載流子濃度達1×1016原子/cm3或更小，該晶格硬化摻雜劑為從硼、矽、鋅、硫、銦所構成的一組中的至少一種選擇出的，在該組中，硼、矽、鋅、硫、銦是單獨的或相組合的。
  12. 一種AIII-BV-單晶或藉由與AIII-BV-單晶分離而獲得的一晶片，其中，該AIII-BV-單晶的原子晶格中的平均位元錯誤密度達700cm-2或更小，並且總載流子濃度達7×1016原子/cm3或更小。
  13. 如請求項12所述的AIII-BV-單晶或藉由與AIII-BV-單晶分離而獲得的一晶片，其中，該AIII-BV-單晶的原子晶格中的平均位元錯誤密度達500cm-2或更小。
  14. 如請求項12所述的AIII-BV-單晶或藉由與AIII-BV-單晶分離而獲得的一晶片，其中，該AIII-BV-單晶的原子晶格中的平均位元錯誤密度達200cm-2或更小。
  15. 如請求項12所述的AIII-BV-單晶或藉由與AIII-BV-單晶分離而獲得的一晶片，其中，總載流子濃度達1×1016原子/cm3或更小。
TW109118710A 2019-06-07 2020-06-03 Aiii-bv-單晶或藉由與aiii-bv-單晶分離而獲得的晶片 TWI768366B (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102019208389.7 2019-06-07
DE102019208389.7A DE102019208389A1 (de) 2019-06-07 2019-06-07 Verfahren zur Herstellung von Restspannungs- und versetzungsfreien AIII-BV-Substratwafern

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TW202100818A TW202100818A (zh) 2021-01-01
TWI768366B true TWI768366B (zh) 2022-06-21

Family

ID=70977534

Family Applications (3)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW110110272A TWI774282B (zh) 2019-06-07 2020-06-03 由原料的熔體製造晶體的裝置和方法及由此獲得的晶片
TW109118710A TWI768366B (zh) 2019-06-07 2020-06-03 Aiii-bv-單晶或藉由與aiii-bv-單晶分離而獲得的晶片
TW109206980U TWM616656U (zh) 2019-06-07 2020-06-03 由原料的熔體製造晶體的裝置及由此獲得的晶片

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW110110272A TWI774282B (zh) 2019-06-07 2020-06-03 由原料的熔體製造晶體的裝置和方法及由此獲得的晶片

Family Applications After (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW109206980U TWM616656U (zh) 2019-06-07 2020-06-03 由原料的熔體製造晶體的裝置及由此獲得的晶片

Country Status (9)

Country Link
US (1) US11965266B2 (zh)
EP (2) EP4249650A3 (zh)
JP (2) JP7329541B2 (zh)
KR (3) KR20230165390A (zh)
CN (2) CN116856061A (zh)
DE (1) DE102019208389A1 (zh)
PL (1) PL3775328T3 (zh)
TW (3) TWI774282B (zh)
WO (1) WO2020245215A1 (zh)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102019208389A1 (de) * 2019-06-07 2020-12-10 Freiberger Compound Materials Gmbh Verfahren zur Herstellung von Restspannungs- und versetzungsfreien AIII-BV-Substratwafern
CN113423876B (zh) * 2019-07-10 2023-12-22 住友电气工业株式会社 砷化镓单晶基板
CN114088037B (zh) * 2021-07-29 2023-08-11 深圳市中图仪器股份有限公司 仪器的正交轴系统的正交性的测量方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20090098377A1 (en) * 2005-03-31 2009-04-16 Dowa Electronics Materials Co., Ltd. Si-Doped GaAs Single Crystal Ingot and Process for Producing the Same, and Si-Doped GaAs Single Crystal Wafer Produced From Si-Doped GaAs Single Crystal Ingot
US9368585B2 (en) * 2007-06-06 2016-06-14 Freiberger Compound Materials Gmbh Arrangement and method for manufacturing a crystal from a melt of a raw material and single crystal
WO2019008663A1 (ja) * 2017-07-04 2019-01-10 住友電気工業株式会社 ヒ化ガリウム結晶体およびヒ化ガリウム結晶基板
TWM616656U (zh) * 2019-06-07 2021-09-11 德商弗賴貝格化合物原料有限公司 由原料的熔體製造晶體的裝置及由此獲得的晶片

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2546912B1 (fr) * 1983-06-06 1987-07-10 Commissariat Energie Atomique Procede et dispositif d'elaboration d'un monocristal
JP3391503B2 (ja) * 1993-04-13 2003-03-31 同和鉱業株式会社 縦型ボート法による化合物半導体単結晶の製造方法
JP3656261B2 (ja) 1994-10-24 2005-06-08 住友電気工業株式会社 ＧａＡｓ結晶の熱処理方法
JP3201305B2 (ja) * 1996-04-26 2001-08-20 住友電気工業株式会社 Ｉｉｉ−ｖ族化合物半導体結晶の製造方法
US6572700B2 (en) 1997-12-26 2003-06-03 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Semiconductor crystal, and method and apparatus of production thereof
JP3797824B2 (ja) 1998-07-07 2006-07-19 三菱化学株式会社 ｐ型ＧａＡｓ単結晶およびその製造方法
JP2000203981A (ja) * 1999-01-13 2000-07-25 Kobe Steel Ltd 多連型単結晶製造装置
DE19912486A1 (de) 1999-03-19 2000-09-28 Freiberger Compound Mat Gmbh Verfahren und Vorrichtung zur Herstellung von Einkristallen sowie Kristallkeim
JP4324467B2 (ja) * 2001-07-05 2009-09-02 エーエックスティー，インコーポレーテッド 炭素ドーピング、抵抗率制御、温度勾配制御を伴う、剛性サポートを備える半導体結晶を成長させるための方法および装置
US7175707B2 (en) * 2003-03-24 2007-02-13 Hitachi Cable Ltd. P-type GaAs single crystal and its production method
CN100378257C (zh) * 2003-05-07 2008-04-02 住友电气工业株式会社 磷化铟基板、磷化铟单晶及其制造方法
US20070079751A1 (en) 2003-07-17 2007-04-12 Fumio Matsumoto Inp single crystal, gaas single crystal, and method for production thereof
JP2005132717A (ja) * 2003-10-10 2005-05-26 Showa Denko Kk 化合物半導体単結晶およびその製造方法
JP2005298254A (ja) * 2004-04-09 2005-10-27 Hitachi Cable Ltd 化合物半導体単結晶成長用容器及びそれを用いた化合物半導体単結晶の製造方法
US7214269B2 (en) 2004-10-15 2007-05-08 Hitachi Cable, Ltd. Si-doped GaAs single crystal substrate
JP4146829B2 (ja) * 2004-11-18 2008-09-10 日本電信電話株式会社 結晶製造装置
US7566641B2 (en) 2007-05-09 2009-07-28 Axt, Inc. Low etch pit density (EPD) semi-insulating GaAs wafers
KR100868726B1 (ko) * 2007-05-11 2008-11-13 엑스탈테크놀로지 주식회사 갈륨비소 잉곳 생산을 위한 수직 브리지만 장치 및 방법
JP2010064936A (ja) * 2008-09-12 2010-03-25 Hitachi Cable Ltd 半導体結晶の製造方法
JP6503642B2 (ja) * 2014-06-09 2019-04-24 住友電気工業株式会社 結晶成長用坩堝
CN109206980B (zh) * 2018-10-31 2021-10-29 传美讯电子科技（珠海）有限公司 一种uv喷墨白色墨水

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20090098377A1 (en) * 2005-03-31 2009-04-16 Dowa Electronics Materials Co., Ltd. Si-Doped GaAs Single Crystal Ingot and Process for Producing the Same, and Si-Doped GaAs Single Crystal Wafer Produced From Si-Doped GaAs Single Crystal Ingot
US9368585B2 (en) * 2007-06-06 2016-06-14 Freiberger Compound Materials Gmbh Arrangement and method for manufacturing a crystal from a melt of a raw material and single crystal
WO2019008663A1 (ja) * 2017-07-04 2019-01-10 住友電気工業株式会社 ヒ化ガリウム結晶体およびヒ化ガリウム結晶基板
TWM616656U (zh) * 2019-06-07 2021-09-11 德商弗賴貝格化合物原料有限公司 由原料的熔體製造晶體的裝置及由此獲得的晶片

Also Published As

Publication number Publication date
EP3775328B1 (en) 2023-11-08
KR102628746B1 (ko) 2024-01-24
KR20220132063A (ko) 2022-09-29
CN112048770A (zh) 2020-12-08
CN112048770B (zh) 2023-08-29
EP4249650A2 (en) 2023-09-27
KR102546061B1 (ko) 2023-06-21
JP7510969B2 (ja) 2024-07-04
JP2022119962A (ja) 2022-08-17
US11965266B2 (en) 2024-04-23
PL3775328T3 (pl) 2024-03-25
EP4249650A3 (en) 2023-10-25
DE102019208389A1 (de) 2020-12-10
KR20210082508A (ko) 2021-07-05
US20220106702A1 (en) 2022-04-07
JP7329541B2 (ja) 2023-08-18
TWM616656U (zh) 2021-09-11
TW202132632A (zh) 2021-09-01
WO2020245215A1 (en) 2020-12-10
TWI774282B (zh) 2022-08-11
TW202100818A (zh) 2021-01-01
EP3775328A1 (en) 2021-02-17
CN116856061A (zh) 2023-10-10
JP2021533057A (ja) 2021-12-02
KR20230165390A (ko) 2023-12-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI768366B (zh) Aiii-bv-單晶或藉由與aiii-bv-單晶分離而獲得的晶片
JP5608076B2 (ja) 原料の溶融物から結晶を製造するための構成および方法、ならびに単結晶
JP4203603B2 (ja) 半導体バルク多結晶の作製方法
KR20110009622A (ko) 사파이어 단결정 제조 방법 및 장치
JP2009173518A (ja) Ｓｉ結晶インゴットの製造方法
JP2018012632A (ja) 多結晶シリコンインゴットの製造方法
KR101954785B1 (ko) 다중결정 실리콘 제조방법
JP2002293686A (ja) 化合物半導体単結晶の成長方法及びそれから切り出した基板
JP5282762B2 (ja) シリコン単結晶の製造方法
JP2012144411A (ja) 半導体結晶の製造方法
WO2024142270A1 (ja) ヒ化ガリウム単結晶基板およびその製造方法
WO2023209867A1 (ja) Ｉｉｉ－ｖ族化合物半導体単結晶基板およびその製造方法
JP2016132599A (ja) サファイア単結晶製造装置、及びサファイア単結晶の製造方法
JP2001072488A (ja) 固溶体単結晶の製造方法
JP4576571B2 (ja) 固溶体の製造方法
JP2004210638A (ja) 半導体結晶の成長方法
Weiss et al. Is Hg1− xCdxTe grown epitaxially by the travelling heater method? Does it matter?
JP2012020886A (ja) 結晶成長容器および結晶製造方法
JPH03295889A (ja) 半導体単結晶およびその製造方法