(57)【要約】      （修正有）【課題】バナジウムドーピング濃度が高く、１０５Ωｃｍ以上の電気比抵抗を有するＳｉＣ塊状単結晶製造方法の提供。【解決手段】成長坩堝３に充填したバナジウム含有混合物２０を含む供給源材料６からの昇華によるＳｉＣ塊状単結晶２の製造装置１において、追加の移送影響手段として多孔性材料からなる気体透過性膜１８をＳｉＣ供給領域４と結晶成長領域５との間に配置して、成長境界面１６における成長温度の設定と、成長境界面１６への材料移送の設定とを分離し、これにより、ＳｉＣ供給領域４から成長境界面１６への材料移送とはほぼ無関係に成長境界面１６の成長温度を従来より高い２，２５０℃以上に設定することを可能とし、５×１０１７ｃｍ−３を超えるバナジウムドーピング剤濃度でＳｉＣ塊状単結晶２が成長するようにしたＳｉＣ塊状単結晶２の製造方法。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
１０５Ωｃｍ以上の電気比抵抗を有する少なくとも１つのＳｉＣ塊状単結晶（２；３３）の製造方法であって、
ａ）成長坩堝（３；３４）の少なくとも１つの結晶成長領域において、ＳｉＣ成長気相が生成され、ＳｉＣ塊状単結晶（２；３３）がこのＳｉＣ成長気相（９；３８）からの析出によって成長し、
ｂ）前記ＳｉＣ成長気相が、前記成長坩堝（３；３４）内のＳｉＣ供給領域（４；３５）内に位置するＳｉＣ供給源材料（６；３１）から供給され、ここで、前記材料は、ＳｉＣ供給領域（４；３５）から前記成長中のＳｉＣ塊状単結晶（２；３３）の成長境界面（１６；３９）へ移送され、
ｃ）バナジウムが、成長中のＳｉＣ塊状単結晶（２；３３）のドーピング剤として結晶成長領域（５；３６）へ供給され、
ｄ）成長中のＳｉＣ塊状単結晶（２；３３）の成長境界面（１６；３９）において、２，２５０℃以上の成長温度が設定され、これにより、５×１０１７ｃｍ−３を超えるドーピング剤濃度でドープされたＳｉＣ塊状単結晶（２；３３）が成長し、
ｅ）前記ＳｉＣ供給領域（４；３５）から前記成長境界面（１６；３９）への前記材料の移送が、成長坩堝（３；３４）内の温度条件に加えて、追加の移送影響手段（１８；２５；２８；３１；４１）により調整され、これにより、前記成長境界面（１６；３９）における成長温度及び成長境界面（１６；３９）への前記材料の移送が、少なくともほとんど、互いに無関係に、支配することができる、
製造方法。
【請求項２】
前記追加の移送影響手段として、多孔性材料から作られた少なくとも１つの気体透過性膜（１８；２５；２８；４１）が、前記ＳｉＣ供給領域（４；３５）と前記結晶成長領域（５；３６）との間に配列されていることを特徴とする請求項１に記載の方法。
【請求項３】
前記ＳｉＣ供給領域（４）からの及び前記成長境界面（１６）への前記材料の輸送の間に、前記追加の輸送影響手段として、少なくとも１つの再昇華工程が実施されることを特徴とする請求項１又は２のいずれか１つに記載の方法。
【請求項４】
前記ＳｉＣ供給領域（４）に装填された前記ＳｉＣ供給源材料（３１）のための前記追加の輸送影響手段として、０．８ｇ／ｃｍ３〜３．２ｇ／ｃｍ３の範囲の相対密度を有する粉末化されたＳｉＣ材料が用いられることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１つに記載の方法。
【請求項５】
前記成長中のＳｉＣ塊状単結晶（２；３１）にドーピング剤として導入されるべきバナジウムが、前記ＳｉＣ塊状単結晶（２；３３）の実際の成長に先立って、前記ＳｉＣ供給源材料（６；３１）及び前記ＳｉＣ供給源材料（６）の内部に載置された開放されたドーピング剤容器（２２）のいずれか１つに、添加されることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１つに記載の方法。
【請求項６】
窒素が、成長中のＳｉＣ塊状単結晶（２；３３）の追加のドーピング剤として、結晶成長領域（５；３６）に供給されることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１つに記載の方法。
【請求項７】
前記成長坩堝（３４）に２つの分離された結晶成長領域（５；３６）が備えられ、これらの間に前記ＳｉＣ供給領域（３５）が位置し、このＳｉＣ供給領域（３５）が、前記２つの結晶成長領域（５；３６）のそれぞれに関して、それぞれ、多孔性材料製の気体透過性膜（１８；４１）で被覆され、２つのＳｉＣ塊状単結晶（２；３３）が製造されることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１つに記載の方法。
【請求項８】
少なくとも１０５Ωｃｍの電気比抵抗を有する単結晶ＳｉＣ基板であって、
ａ）前記ＳｉＣ基板がドーピング剤としてのバナジウムでドープされ、全ＳｉＣ基板として、５×１０１７ｃｍ−３を超えるバナジウムドーピング剤濃度の全体平均値を有しており、
ｂ）前記ＳｉＣ基板の如何なる１ｍｍ３体積部分においても、そこで測定されたバナジウムドーピング剤の局所濃度が前記バナジウムドーピング剤濃度の全体平均値よりも５０％を超えて上回らない、単結晶ＳｉＣ基板。
【請求項９】
前記バナジウムドーピング剤濃度の全体平均値が少なくとも６×１０１７ｃｍ−３であることを特徴とする請求項８に記載のＳｉＣ基板。
【請求項１０】
ＳｉＣ結晶構造が単一のＳｉＣポリタイプのみ、特にＳｉＣポリタイプ４Ｈ、６Ｈ、３Ｃ及び１５Ｒのうちの１つ、を与えられていることを特徴とする請求項９に記載のＳｉＣ基板。
【請求項１１】
前記ＳｉＣ基板が７．６２ｃｍ以上の基板直径を有する主基板表面を有することを特徴とする請求項８〜１０のいずれか１項に記載のＳｉＣ基板。
【請求項１２】
前記ＳｉＣ基板が主基板表面とこの種基板表面に関して１０ｃｍ−２以下の平均マイクロパイプ密度を有することを特徴とする請求項８〜１１のいずれか１項に記載のＳｉＣ基板。
【請求項１３】
窒素が追加のドーピング剤として用いられ、窒素ドーピング剤濃度が５×１０１６ｃｍ−３以上であることを特徴とする請求項８〜１２のいずれか１項に記載のＳｉＣ基板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ＳｉＣ塊状単結晶の製造方法及びＳｉＣ基板に関する。
【背景技術】
【０００２】
半導体材料である炭化ケイ素（ＳｉＣ）は、物理的、化学的及び電気的特性が優れているので、しばしば、高周波部品のための基板材料として用いられる。ここで、重要なことは、損失を避けるために、実際の部品と基板材料との間の相互作用が、できる限り小さいことを保証することである。これは、例えば、単結晶ＳｉＣ基板が可能な限り高い電気抵抗を有し、また、高い結晶品質を有することにより、達成される。高抵抗のＳｉＣ塊状単結晶又はそれから高抵抗のＳｉＣ基板を製造するためには、不純物又は固有の欠陥の結果として結晶内に存在する浅い欠陥（flat imperfection）を補償することが必要である。このようにして製造された高抵抗のＳｉＣ塊状単結晶は、また、半絶縁性であるといわれる。
【０００３】
特に窒素不純物により生じ、好ましくはドナー効果を有する、前記浅い欠陥を補償するための方法が特許文献１に記載されている。この方法では、最大１×１０１６ｃｍ−３のバナジウム濃度でのバナジウムドーピングに加えて、特に結晶成長中に内因性欠陥を生じさせる。これにより、約１０５Ωｃｍから最大で約１０１０Ωｃｍの電気比抵抗値を達成可能であるが、非常に繊細な加工が要求されるため、約１０６Ωｃｍの値しか達成されない。適切な内因性欠陥の形成は、結晶成長中の加工パラメータに大きく依存するので、非常に僅かな加工条件の変動でさえ、欠陥及びこれによる抵抗の不均一分布を招く。更に、そのような特別に導入される内因性欠陥は、それ自体、熱負荷の間に回復する可能性があり、これは、抵抗の不均一分布を、更には高抵抗特性の全損をも、生じ得る。
【０００４】
特許文献２は、浅い欠陥を補償するための別の方法を開示している。この方法では、外因性の深い欠陥（deep imperfection）が、ＳｉＣ塊状単結晶中に特別につくられる。窒素のバックグラウンドドーピング（＝窒素不純物）を補償する目的で、バナジウムが、特別に導入するドーピング剤として３００〜１，０００重量ｐｐｍのバナジウム含有量で使用される。この方法により、１０１１Ωｃｍの電気比抵抗値を達成可能である。
【０００５】
特許文献３は、１０１１Ωｃｍ以下の電気比抵抗をもつ半絶縁性ＳｉＣを成長させる方法を開示する。バナジウムが、ドーピング剤として、５×１０１７ｃｍ−３以下のドーピング剤濃度で、ＳｉＣ結晶構造中に均一に導入される。バナジウムドーピング剤は、構造的に比較的複雑な外部気体供給配管により供給される。構造的に類似した成長装置が特許文献４に開示されている。そこに開示されている方法では、バナジウムドーピングに加えて、アクセプタのように機能し且つドナー様の不純物を過補償するドーピング剤、例えばアルミニウム又はホウ素、により、追加のドーピングが実施される。このようにして成長させた半絶縁性ＳｉＣ塊状単結晶の抵抗値は、１０１２Ωｃｍ以下となる。
【０００６】
特許文献５は、バナジウムドーピングが実行される、半絶縁性ＳｉＣの別の成長方法を開示する。バナジウムドーピング剤の濃度は、最大で５×１０１７ｃｍ−３である。しかしながら、ＳｉＣ種結晶に近い位置において、成長したＳｉＣ塊状単結晶から円板状ＳｉＣ基板（＝ウェハ）を切り出してみると、このウェハは、少なくとも１点で、８．７８×１０１７ｃｍ−３の、より高い局所バナジウム濃度を有していた。この濃度は、固溶限界を超えていて、バナジウムの沈殿物がそこに形成されていた。従って、バナジウムは、この領域においては、有効なドーピング剤としてＳｉＣ結晶構造中に導入されていなかった。
【０００７】
単結晶４Ｈ−ＳｉＣ又は６Ｈ−ＳｉＣに導入されるドーピング剤としてのバナジウムの固溶限界は、非特許文献１に３×１０１７ｃｍ−３と記載されている。
【０００８】
特許文献６には、１０５Ωｃｍから２×１０１１Ωｃｍ（場合によっては、これよりも更に大きい）の範囲の電気比抵抗を有する半絶縁性ＳｉＣを成長させる別の方法が開示されている。ドーピング剤として、バナジウムが、２×１０１４ｃｍ−３から１．４×１０１７ｃｍ−３の範囲のドーピング剤濃度で、成長したＳｉＣ塊状単結晶に導入される。また、バナジウムドーピング剤濃度が固溶限界を下回ることも明記されている。バナジウムドーピング剤は、これも、構造的に比較的複雑なドーピング剤容器によって、供給されるが、この容器は、専用に挿入され専用に目盛をつけてあるキャピラリ開口から離して厳密に封止してある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】国際公開第０２／０９７１７３号明細書
【特許文献２】米国特許第５６１１９５５号明細書
【特許文献３】独国特許第１０２００８０６３１２４号明細書
【特許文献４】独国特許第１０２００８０６３１２９号明細書
【特許文献５】欧州特許第１８０７５５７号明細書
【特許文献６】欧州特許第１８７４９８５号明細書
【非特許文献】
【００１０】
【非特許文献１】“Deep level transient spectroscopic and Hall effect investigation of the position of vanadium acceptor level in 4H and 6H SiC”, by J.R. Jenny et al, from Applied Physics Letters, 68 (14), 01.04.1996, pages 1963 to 1965
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明の目的は、ＳｉＣ塊状単結晶の製造のための既存の解決手法に比べて改善された方法及び改善された単結晶ＳｉＣ基板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
方法に関する上記課題を解決するための方法について、請求項１に記載した特徴に従って説明する。本発明に係る方法は、少なくとも１０５Ωｃｍ、好ましくは最大で１０１２Ωｃｍ、である電気比抵抗を有する少なくとも１つのＳｉＣ塊状単結晶を製造する方法であって、成長坩堝の少なくとも１つの結晶成長領域においてＳｉＣ成長気相が生成され、このＳｉＣ成長気相からの析出によってＳｉＣ塊状単結晶が成長する方法であり、前記ＳｉＣ成長気相が、前記成長坩堝の中のＳｉＣ供給領域に位置するＳｉＣ供給源材料から供給される。この方法において、材料は、ＳｉＣ供給領域から、特に結晶成長領域に位置する成長中のＳｉＣ塊状単結晶の成長境界面へ、移送される。また、バナジウムは、成長中のＳｉＣ塊状単結晶のドーピング剤として、好ましくは気体状態で、結晶成長領域へ供給される。更に、成長中のＳｉＣ塊状単結晶の成長境界面において、成長温度は、２，２５０℃以上、好ましくは最高で２，５００℃、好適には２，３５０℃から２，４５０℃の間、に設定され、これにより、ＳｉＣ塊状単結晶が、５×１０１７ｃｍ−３超、好ましくは最大で１×１０１９ｃｍ−３のバナジウムドーピング剤濃度で、ドープされて成長する。また、ＳｉＣ供給領域から成長境界面への材料移送は、成長坩堝の中の温度条件に加えて、追加の移送影響手段によって制御され、これにより、成長境界面の成長温度と成長境界面への材料移送とは、少なくとも大部分、互いに無関係に、支配することができる。
【００１３】
バナジウムは、単結晶ＳｉＣにおけるバナジウムの固溶限界であると以前に見なされていた約３×１０１７ｃｍ−３〜５×１０１７ｃｍ−３の濃度を上回るドーピング剤濃度で、成長中のＳｉＣ塊状単結晶へ導入可能であることが分かっている。このため、成長中のＳｉＣ塊状単結晶の成長境界において、半絶縁性ＳｉＣ塊状単結晶の従来の成長方法において通常用いられていたよりも高い成長温度が設定される。この成長温度は、２，２５０℃以上、好ましくは２，３５０℃以上であり、例えば、２，４００℃を超える、或いは更に２，４５０℃を超える値であってよい。このようにして、バナジウムは、５×１０１７ｃｍ−３を超える、好ましくは少なくとも６×１０１７ｃｍ−３、好適には少なくとも７．５×１０１７ｃｍ−３、最も好適には少なくとも２×１０１８ｃｍ−３の非常に高いドーピング剤濃度で、成長中のＳｉＣ塊状単結晶に、有益に埋め込み又は導入することができる。殊に、５×１０１７ｃｍ−３を超えるバナジウムドーピング剤濃度でドープされたＳｉＣ塊状単結晶は、巨視的なバナジウム沈殿物なしに成長する。巨視的なバナジウム沈殿物は、具体的には、１ｍｍを超える横方向の幅を有するものとして定義される。好適には、バナジウムでドープしたＳｉＣ塊状単結晶は、完全に沈殿物無しで成長する。成長境界面における成長温度が高いので、単結晶ＳｉＣにおけるバナジウムの固溶限界は、好ましくは１×１０１９ｃｍ−３まで増加し得る。いずれの場合にも、このバナジウムドーピング剤濃度以下において、重大なバナジウム沈殿物は形成されない。沈殿物が無いことは、ドープしたバナジウムの電気的効果を最大限にすることについて、また、成長中のＳｉＣ塊状単結晶において欠陥を可能な限り少なくすることについて、有利に働く。
【００１４】
ＳｉＣ塊状単結晶に導入されたバナジウム原子は、少なくとも広範囲に又は全体的に、特に電気的に活性であり有効である。好ましくは、バナジウム原子が浅い欠陥を補うために利用される。高濃度のバナジウムドーピング剤が結晶格子中に導入される結果、従来知られている方法に比べて、より多くの浅い欠陥が補償され、これにより、浅い欠陥が多すぎて以前は廃棄されていたＳｉＣ塊状単結晶であっても、本発明に係る成長方法の場合、所望の半絶縁性挙動を維持する。従って、不良品発生率が低下する。本発明に係る方法により成長させたＳｉＣ塊状単結晶の電気比抵抗値は高く、好ましくは１０１０Ωｃｍ以上、好適には、更に１０１１Ωｃｍ以上である。ここに提示した抵抗値及び後述する抵抗値は、常に環境温度での値である。
【００１５】
成長境界面と場合によっては成長坩堝内の他の地点とにおける高い成長温度に伴う温度条件変化の好ましくない効果を避けるために、本発明に係る方法においては、成長境界面における成長温度の設定と、成長境界面への材料移送の設定と、場合によっては追加の成長条件の設定とが、ほとんど分離される。この有利な分離は、追加の移送影響手段によって達成される。この方法により、高い成長温度にも拘わらず、高品質のＳｉＣ塊状単結晶をほとんど欠陥なく成長させることができる。
【００１６】
ＳｉＣ塊状単結晶の成長中の成長温度とは別に、好ましくは、以下の成長条件が成長坩堝内で設定される。供給領域内の供給源温度は、好適には２，４００℃から２，７００℃の間、より好適には２，４５０℃から２，５５０℃までである。前記供給源温度と前記成長境界面における成長温度との間の温度差は、好適には１００℃から２５０℃までの間、より好適には１００℃から１５０℃までの間である。成長坩堝内の成長圧力は、１ｈＰａ（＝ミリバール）から５０ｈＰａ（＝ミリバール）の間、より好適には５ｈＰａ（＝ミリバール）から１０ｈＰａ（＝ミリバール）の間である。
【００１７】
全体として、本発明に係る成長方法により、ＳｉＣ塊状単結晶が製造可能であり、この単結晶から高品質の半絶縁性ＳｉＣ基板を得ることができる。ＳｉＣ結晶構造に高度の精密さを備えたＳｉＣ基板は、部品製造中に実施される後続の加工工程に、ほぼ完璧な状態を提供する。本発明に従って製造されたＳｉＣ塊状単結晶は、殊に、半導体及び／又は高周波部品を製造するために、非常に効率的に更に加工される。
【００１８】
本発明に係る方法によれば、単一のＳｉＣ塊状単結晶だけではなく、より多数の、例えば２個、３個、４個、５個、あるいは好ましくは１０個までのＳｉＣ塊状単結晶も製造することができる。２個のＳｉＣ塊状単結晶を、好ましくは中心軸線の方向に、互いに上下に又は前後に配列して、ＳｉＣ供給領域の両側で中心軸線の方向に成長するように、成長させる方法が有益である。
【００１９】
本発明に係る方法の有利な態様が、請求項１を引用する各請求項の特徴に表わしてある。
【００２０】
有利な一態様において、多孔性材料からなる気体透過性膜が少なくとも１つ、ＳｉＣ供給領域と結晶成長領域との間に、追加の移送影響手段として配置される。好ましくは、ＳｉＣ供給源材料が前記気体透過性膜により覆われる。前記多孔性材料は、好ましくは、好適には０．８ｇ／ｃｍ３〜１．６ｇ／ｃｍ３の間の、より好適には１．２ｇ／ｃｍ３の密度を備える多孔性黒鉛である。（ＳｉＣ）気体種に対する前記膜の透過率は、密度及び場合によっては多孔性膜の厚さに応じて、非常に簡単に且つ広い限度内で調節可能である。前記膜の透過率により、成長境界面への材料移送を明確に調節することができる。気体透過性膜は、成長境界面への材料移送と成長境界面の成長温度設定との非常に効果的な分離をもたらす。前記膜を適用することにより、膜を有しない成長装置に比べて、成長境界面における成長温度を、同じ成長速度で、５０℃〜２５０℃、特に約１５０℃、増加させることができる。これらのことにより、成長中のＳｉＣ塊状単結晶において、より高いバナジウムドーピング剤濃度を達成することが可能である。
【００２１】
別の有利な態様によれば、ＳｉＣ供給領域からの材料移送及び成長境界面への材料移送に対する追加の移送影響手段として、少なくとも１段階の再昇華が実施される。好ましくは、ＳｉＣ供給領域に位置するＳｉＣ供給源材料は、昇華によって気体状態へ変化し、そこから、まず、ＳｉＣ供給領域と成長境界面との間の規定された地点で沈殿（再昇華、凝縮）する。この固体中間段階から、材料を再び昇華させて実際の結晶成長領域へ到達させる。必要に応じて、ＳｉＣ気体種が結晶成長領域へ達する前に、再昇華を複数回実施しても、即ち、昇華及び沈殿（再昇華、凝縮）を複数回相互に繰り返しても、よい。必要に応じたこのような多重の再昇華は、成長境界面への材料移送と成長境界面における成長温度の設定との非常に有効な分離をもたらす。
【００２２】
別の有利な態様によれば、粉末化された、好ましくは、０．８ｇ／ｃｍ３〜３．２ｇ／ｃｍ３の範囲内の相対密度を有する顆粒状のＳｉＣ材料が、ＳｉＣ供給領域へ導入されるＳｉＣ供給原材料に対する追加の移送影響手段として、使用される。ＳｉＣ供給源材料の密度を変化させることにより、昇華温度を変えることができる。ＳｉＣ供給源材料の密度が高いほど−従って、殊にＳｉＣ供給源材料の自由表面が小さいほど−昇華温度は高くなる。高密度のＳｉＣ供給源材料を使用することにより、好適には、ＳｉＣ供給源材料が在る供給領域から種結晶及び（ＳｉＣ塊状単結晶が成長する）成長境界面が在る結晶成長領域までを含む成長装置全体の温度を、成長速度を変えることなく上昇させることができる。
【００２３】
別の有利な態様によれば、成長中のＳｉＣ塊状単結晶にドーピング剤として導入されるバナジウムは、実際にＳｉＣ塊状単結晶を成長させる前に、ＳｉＣ供給源材料に添加するか、又は、ＳｉＣ供給源材料の中に載置される開放ドーピング剤容器に導入することができる。両方とも比較的簡単な手段であり、少しの工夫で適用できるにも拘わらず、成長中のＳｉＣ塊状単結晶に対する、特に、非常に高度のそして好適には均質な、バナジウムのドーピングを可能にする。
【００２４】
別の有利な態様によれば、成長中のＳｉＣ塊状単結晶の追加のドーピング剤として、窒素が結晶成長領域に添加される。窒素の特殊な外部供給が、変態（modification）を安定させ、成長中のＳｉＣ塊状単結晶の結晶品質を向上させるために、使用される。成長中のＳｉＣ塊状単結晶にある量の窒素があると、そうでなければ結晶成長中に起こるであろうポリタイプ（結晶多形）交換を抑制する。ＳｉＣ塊状単結晶の窒素ドーピング濃度は、好適には少なくとも５×１０１６ｃｍ−３、最適には少なくとも１×１０１７ｃｍ−３、好適には最大で５×１０１８ｃｍ−３であり、最も好ましくは１×１０１８ｃｍ−３である。窒素ドーピング剤濃度は、バナジウムドーピング剤濃度を少なくとも２５％下回るのが有利であり、これにより、特に、窒素ドーピングの高信頼性で完全な電気的補償及び、その結果としての、所望の半絶縁性挙動を得る。成長坩堝の外で特別に制御されたやり方、例えば気体状態、で、窒素を添加することにより、窒素とバナジウムとの比率を調節することができ、存在し得る窒素不純物に対処することができる。このようにして、変態安定性（modification stability）に重要な高窒素濃度を、同時に半絶縁特性（補償）を伴いながら、設定することが可能である。
【００２５】
別の有利な態様によれば、２個のＳｉＣ塊状単結晶が製造される。成長坩堝は、２つの分離された結晶成長領域を備え、これらの結晶成長領域の間にＳｉＣ供給領域が配置されていて、このＳｉＣ供給領域は、２つの結晶成長領域のそれぞれに関して多孔性材料からなる気体透過性膜で覆ってある。これは、この方法により、同時に２以上のＳｉＣ塊状単結晶を成長させることができるので、特に有効である。
【００２６】
前記ＳｉＣ基板に関する課題を解決するために、ＳｉＣ基板が、請求項８の特徴に従って提供される。本発明による単結晶ＳｉＣ基板は、少なくとも１０５Ωｃｍから好ましくは最大１０１２Ωｃｍまでの電気比抵抗を有するものであり、このＳｉＣ基板は、ドーピング剤としてのバナジウムでドープされ、完成したＳｉＣ基板で測定されるバナジウムドーピング剤濃度の全体平均値は、５×１０１７ｃｍ−３を超え、好ましくは最大１×１０１９ｃｍ−３であり、ＳｉＣ基板の如何なる１ｍｍ３体積部分においてもそこで測定されたバナジウムドーピング剤濃度の局所最大値は、前記バナジウムドーピング剤濃度の全体平均値よりも５０％を超えて上回らない。
【００２７】
本発明に係るＳｉＣ基板は半絶縁性であり、従って、好ましくは１０１０Ωｃｍ以上、好適には更に上の１０１１Ωｃｍ以上の高い電気抵抗を有する。高い電気抵抗は、特に、５×１０１７ｃｍ−３を超える非常に高い全体平均バナジウムドーピング剤濃度により測定される。有利なことに、高い全体平均バナジウムドーピング剤濃度にも拘わらず、このＳｉＣ基板には、巨視的なバナジウム沈殿物がない。巨視的な沈殿物は、最大いずれかの方向に１ｍｍを超えて延びている沈殿として、定義される。本発明のＳｉＣ基板は、全体として、バナジウム沈殿物を（大部分）欠いている。本発明に係る方法と関連して上述したとおり、沈殿物の欠如は、ドープしたバナジウムの最大限の電気的有効性を達成することに関して、また、ＳｉＣ基板において可能な限り欠陥を少なくすることに関して、有益である。本発明のＳｉＣ基板は、非常に良好な結晶品質も有する。
【００２８】
他の点では、本発明に係る上記ＳｉＣ基板及びその好適な変形は、本質的に、本発明に係る製造方法及びその好適な変形に関連して記述したとおりの同じ利点をもつ。
【００２９】
本発明に係るＳｉＣ基板の有利な態様について、請求項８を引用する各請求項の特徴に表してある。
【００３０】
有利な態様において、バナジウムドーピング剤濃度の全体平均値が少なくとも６×１０１７ｃｍ−３、特に少なくとも７．５×１０１７ｃｍ−３、好適には、少なくとも２×１０１８ｃｍ−３である。このようなバナジウムドーピング剤濃度において、浅い欠陥の更に多くが電気的に補償される。
【００３１】
別の有利な態様によれば、ＳｉＣ結晶構造は、単一のＳｉＣポリタイプのみ、特にＳｉＣポリタイプ４Ｈ、６Ｈ、３Ｃ及び１５Ｒのうちの１つ、を備える。好適には、特にポリタイプ変化が広範囲に存在しないことによって特徴付けられる高い変態安定性が存在する。ＳｉＣ基板が単一のＳｉＣポリタイプのみを備えていれば、ＳｉＣ基板には、欠陥がほとんど無いという利点もある。これにより、格段に高品質のＳｉＣ基板が得られる。
【００３２】
別の有利な態様によれば、ＳｉＣ基板の主基板表面は、少なくとも７．６２ｃｍ、特には最大で２０ｃｍの基板直径を有する。基板直径が大きくなればなるほど、その単結晶ＳｉＣ基板を、例えば半導体及び／又は高周波部品の生産に、より効率的に使用することができる。従って、部品製造費が削減される。このような大きな直径を有するＳｉＣ基板は、例えば約１ｃｍ２の底面積をもつ、比較的大規模の半導体及び／又は高周波部品の生産への使用にも有利である。
【００３３】
別の有利な態様によれば、ＳｉＣ基板は、主基板表面と主基板表面全体に対して最大で１０ｃｍ−２、特に最大で１ｃｍ−２の平均マイクロパイプ密度とを有する。これにより、半導体及び／又は高周波部品の生産に最適な、欠陥の非常に少ないＳｉＣ基板が提供される。
【００３４】
別の有利な態様によれば、追加のドーピング剤として窒素が添加され、特に、この窒素ドーピング剤のＳｉＣ基板全体における平均濃度は、少なくとも５×１０１６ｃｍ−３、好適には少なくとも１×１０１７ｃｍ−３、特に、最大で５×１０１８ｃｍ−３、好適には最大で１×１０１８ｃｍ−３である。この量での窒素ドーピングは、特に、変態安定性を向上させ、ＳｉＣ基板が、本質的に、単一のポリタイプのみを備え、結果として欠陥がほとんど無いということを意味する。結晶品質は非常に高い。
【００３５】
本発明のその他の特徴、利点及び詳細は、図面を参照して説明する以下の実施形態により明らかにされる。
【図面の簡単な説明】
【００３６】
【図１】半絶縁性ＳｉＣ塊状単結晶の昇華成長中における、バナジウム含有混合物を含有する被覆されたＳｉＣ供給源材料を備えた、成長装置の実施形態を示す。
【図２】半絶縁性ＳｉＣ塊状単結晶の昇華成長中における、バナジウム充填供給容器を備えた、成長装置の実施形態を示す。
【図３】半絶縁性ＳｉＣ塊状単結晶の昇華成長中における、１つの再昇華工程を備えた成長装置の実施形態を示す。
【図４】半絶縁性ＳｉＣ塊状単結晶の昇華成長中における、２つの再昇華工程を備えた成長装置の実施形態を示す。
【図５】半絶縁性ＳｉＣ塊状単結晶の昇華成長中における、高密度ＳｉＣ供給源材料を備えた成長装置の実施形態を示す。
【図６】２つの半絶縁性ＳｉＣ塊状単結晶の昇華成長中における、二側面が覆われバナジウム含有混合物を含有するＳｉＣ供給源材料を備えた成長装置の実施形態を示す。
【発明を実施するための形態】
【００３７】
図１〜図６において、対応する部分には同じ参照番号を付してある。以下に更に詳しく説明する実施形態の細部は、それ自体、本発明を表すか、又は、本発明の主題の一部をなす。
【００３８】
図１は、昇華成長によってＳｉＣ塊状単結晶２を製造するための成長装置１の実施形態を示す。成長装置１は、ＳｉＣ供給領域４及び結晶成長領域５を備えた成長坩堝３を内包している。ＳｉＣ供給領域４には、例えば粉末化されたＳｉＣ供給源材料６があり、このＳｉＣ供給源材料６は、成長プロセスの開始に先立って予め組み込んだ出発材料として、成長坩堝３のＳｉＣ供給領域４に添加される。
【００３９】
成長坩堝３においてＳｉＣ供給領域４とは反対側の端部壁７の領域には、ＳｉＣ種結晶８が、結晶成長領域５内に軸方向へ延びていくように取り付けられる。ＳｉＣ種結晶８は、具体的には単結晶である。坩堝端部壁７は、図示の例では、成長坩堝３の蓋として設計されている。但し、このことは必須事項ではない。ＳｉＣ種結晶８の上に、結晶成長領域５内に生成されるＳｉＣ成長気相９からの析出によってＳｉＣ塊状単結晶２が成長する。成長中のＳｉＣ塊状単結晶２とＳｉＣ種結晶８とは、おおよそ同じ直径をもつ。最大で１０％の差があり得るが、仮にこの差があるとすれば、ＳｉＣ種結晶８の種直径の方がＳｉＣ塊状単結晶２の単結晶直径よりも小さい。図１には示されていないが、坩堝側壁１３の内側と、成長中のＳｉＣ塊状単結晶２及びＳｉＣ種結晶８と、の間にはギャップが存在し得る。
【００４０】
坩堝蓋７を含めた成長坩堝３は、図１の実施形態の場合、例えば１．７５ｇ／ｃｍ３以上の密度を有する、電導性であり熱伝導性である黒鉛坩堝材料から形成される。黒鉛坩堝材料の周囲には、断熱層１０がある。断熱層は、例えば泡状黒鉛絶縁材料からなり、この泡状黒鉛絶縁材料の空隙率は、特に、黒鉛坩堝材料の空隙率よりもはるかに高い。
【００４１】
断熱された成長坩堝３は、筒状コンテナ１１の中に載置される。このコンテナ１１は、本実施形態の場合、石英ガラスの筒として形成され、圧力容器ないし反応容器を構成する。成長坩堝３を加熱するために、誘導加熱装置が、コンテナ１１の周りに加熱コイル１２の形態で配置される。成長坩堝３は、加熱コイル１２によって、成長に必要な温度まで加熱される。本実施形態では、この成長温度は、２，２５０℃以上である。加熱コイル１２は、成長坩堝３の導電性坩堝側壁１３に電流を誘導結合する。この電流が、基本的に、円形中空の筒形坩堝側壁１３の内部を、円周方向に回路電流として流れることにより、成長坩堝３が加熱される。必要に応じて、加熱コイル１２と成長坩堝３との相対的位置を軸方向、即ち、成長中のＳｉＣ塊状単結晶２の中心軸線１４の方向、で変えることができ、これによって、成長坩堝３内の温度又は温度曲線を調節し、場合によってはそれを変更することができる。成長プロセスにおいて、加熱コイル１２の位置を軸方向に変更可能であることが、図１中に双方向矢印１５で示されている。好ましくは、加熱コイル１２は、成長中のＳｉＣ塊状単結晶２の成長ステージに応じて移動させ、調節される。この移動は、好ましくは下方へ、即ち、ＳｉＣ供給源材料６の方向へ、そして好ましくは、ＳｉＣ塊状単結晶２の成長と同じ距離、例えば合計で約２０ｍｍである。このために、成長装置１は、適切に設計された制御、規制及び調節手段（詳細は図示していない）を備える。
【００４２】
結晶成長領域５のＳｉＣ成長気相９は、ＳｉＣ供給源材料６により供給される。ＳｉＣ成長気相９は、少なくとも、Ｓｉ、Ｓｉ２Ｃ、ＳｉＣ２（＝ＳｉＣ気体種）の形態の気体成分を含有する。ＳｉＣ供給源材料６から成長中のＳｉＣ塊状単結晶２の成長境界面１６への材料移送は、一方では、軸方向温度勾配に従って、実行される。成長境界面１６は、２，２５０℃以上、特に、更に上の少２,３５０℃以上又は２,４００℃の比較的高い成長温度にある。また、特に、中心軸線１４の方向に測定される軸方向温度勾配は、成長境界面１６で、５Ｋ／ｃｍ以上、好ましくは１５Ｋ／ｃｍ以上に設定される。成長坩堝３の中の温度は、成長中のＳｉＣ塊状単結晶２へ向かって低下する。最も高い温度は、ＳｉＣ供給領域４の区域における約２,４５０℃〜２,５５０℃である。ＳｉＣ供給領域４から成長境界面１６までの間で、特に１００℃〜１５０℃の温度差を有するこの温度曲線は、各種の手段によって達成可能である。例えば、図示していないやり方で加熱コイル１２を２又はそれ以上の軸方向区分に分割することにより、軸方向の加熱を変化させることができる。また、成長坩堝３の下方部分において、例えば加熱コイル１２を軸方向に適切に配置することによって、成長坩堝３の上方部分におけるよりも強い加熱作用を達成することができる。更には、軸方向における２つの坩堝端面について、異なる断熱設計を適用することができる。図１に概略的に示してあるとおり、坩堝下部端部壁の断熱層１０は、坩堝上部端部壁と比べてかなり厚い。坩堝上部端部壁７に隣接した断熱層１０は、中心軸線１４に沿って配置した、それを通して熱を除去する、中央冷却孔１７を有していてもよい。この中央冷却孔１７は、図１中に破線で示してある。
【００４３】
材料移送は、追加の移送影響手段による軸方向温度勾配によっても、影響を受ける。図１に示す実施形態の場合、追加の移送影響手段は、ＳｉＣ供給源材料６を被覆する、多孔性材料からなる気体透過性膜１８である。図１に係る実施形態の場合、気体透過性膜１８は、約１．２ｇ／ｃｍ３の密度を有する多孔性黒鉛の形態をしている。また、気体透過性膜１８は、中心軸線１４の方向に測定して４ｍｍの軸方向厚さを有している。或いは、気体透過性膜１８は、約１．４ｇ／ｃｍ３の相対密度及び２ｍｍの軸方向厚さをもつものでもよい。
【００４４】
この場合、図１に示す実施形態の気体透過性膜１８は、ＳｉＣ供給領域４に位置したＳｉＣ供給源材料６の上に直接置かれている。図示はしないが、別の実施形態として、気体透過性膜１８は、ＳｉＣ供給領域４と結晶成長領域５との間の中心軸線１４の方向に沿って見た任意の（他の）位置に配置してもよい。
【００４５】
実際の結晶成長中の成長坩堝３の中では、特に、５ｈＰａ（＝ミリバール）から１０ｈＰａ（＝ミリバール）の成長圧力が存在する。
【００４６】
ＳｉＣ塊状単結晶２は、図１に示す実施形態において頂部から底部へ、即ち、坩堝蓋７からＳｉＣ供給領域４へ、向かう成長方向１９に成長する。成長方向１９は、中心軸線１４と平行に延びる。本実施形態において成長中のＳｉＣ塊状単結晶２は成長装置１内に同軸配置されるので、中心軸線１４は、成長装置１の全体に割り当てられる。
【００４７】
ＳｉＣ成長気相９は、少なくとも１つの特別に添加された第１ドーピング剤、本例ではバナジウム（Ｖ）、を含有する。ＳｉＣ成長気相９で利用可能なバナジウムは、図１の実施形態では、ＳｉＣ供給源材料６に含まれているバナジウム含有混合物２０から生じる。このバナジウム含有混合物２０は、実際の成長に先立って、例えば元素バナジウム又はバナジウム化合物の形態で、ＳｉＣ供給源材料６に添加又は混合されたものである。これに使用される粉末化されたＳｉＣ供給源材料６は、従って、前処理される。
【００４８】
バナジウムは、ＳｉＣバンドギャップに深い欠陥を生成し、従って、ドープされた（即ち、ＳｉＣ結晶格子に埋め込まれ又は導入されて適切に活性化された）バナジウムは、不純物や内因性欠陥により生じる浅い欠陥を補償する。また、不純物として実質的に避けられない窒素は、ＳｉＣにおいて浅い欠陥として作用し、特に、伝導範囲へドープされたバナジウムによる補償が無ければ、原則として、成長中のＳｉＣ塊状単結晶２の電気抵抗を減少させることとなる。
【００４９】
成長境界面１６における高い成長温度のお陰で、大量のバナジウムが成長中のＳｉＣ塊状単結晶２へ導入される。成長中のＳｉＣ塊状単結晶２は、バナジウムで高ドープされ、５×１０１７ｃｍ−３を超える、本実施形態では２×１０１８ｃｍ−３のバナジウム濃度を有する。成長したＳｉＣ塊状単結晶２の他の例では、バナジウム濃度は、特に、６×１０１７ｃｍ−３〜４×１０１８ｃｍ−３の範囲である。導入されたバナジウムは、ＳｉＣ塊状単結晶２の結晶格子中において実質的に無沈殿の状態で利用可能であり、多量の導入量で電気的に有効である。
【００５０】
従って、窒素等によって生成される浅い欠陥が良好に補償され、成長中のＳｉＣ塊状単結晶２は、１０５Ωｃｍ以上の比較的高い電気比抵抗を有し、半絶縁挙動を示す。本実施形態において、この抵抗は、１×１０１１Ωｃｍである。成長したＳｉＣ塊状単結晶２の他の例でも、特に、５×１０１０Ωｃｍ〜３×１０１１Ωｃｍの範囲の電気比抵抗を示す。なお、ＳｉＣは、６Ｈ−ポリタイプである。基本的には、例えば、４Ｈ−ＳｉＣ、３Ｃ−ＳｉＣ、１５Ｒ−ＳｉＣなどの他のポリタイプ（異なる結晶変態）も可能である。有利には、塊状単結晶２は、単一のＳｉＣポリタイプを有し、本実施形態では６Ｈ−ＳｉＣである。ＳｉＣ塊状単結晶２は、高い変態安定性をもって成長し、本質的に単一のポリタイプを有する。
【００５１】
この有利な変態安定性は、特定の窒素ドーピングによって達成される。前記不純物に起因して、ＳｉＣ塊状単結晶２には、特定量の窒素が既に含まれている。必要に応じて、ＳｉＣ成長気相９における窒素の必要量を補うために、そして、特に、成長坩堝３の外から制御可能とするべく、追加の気体窒素を、図１には示していない供給配管を通し、第２のドーピング剤として結晶成長領域５へ供給してもよい。成長中のＳｉＣ塊状単結晶２の窒素ドーピング剤濃度は、約５×１０１６ｃｍ−３又は約５×１０１７ｃｍ−３であり、この値は比較的高く、ＳｉＣ塊状単結晶２の半絶縁挙動に対抗する。非沈殿導入バナジウムの濃度も相当高いので、この高窒素濃度であっても補償される。前述した高い電気比抵抗及び結晶構造の両方が、実質的に単一の変態によって示される。これは、ほとんど欠陥の無い高結晶品質に関する利点である。
【００５２】
ポリタイプ交換があると結晶品質は劣化する。各種のＳｉＣポリタイプは、それぞれの結晶構造において異なっている。異なるポリタイプ間の交換は、結晶成長中に容易に起こり、結晶品質を劣化させるマイクロパイプ、置換、異質変態の埋め込みなどの、様々な結晶欠陥の原因になる。十分に多量の窒素をＳｉＣ成長気相９に添加することにより、結晶成長中の単一ポリタイプの生成が安定化し、それにより、ポリタイプ交換による欠陥の形成を最少化できる。このようにして、ＳｉＣ塊状単結晶２は、高品質且つ高歩留りで製造される。
【００５３】
半絶縁挙動を示し高結晶品質を有するＳｉＣ塊状単結晶２を得るために重要な点は、非常に高い濃度のバナジウムドーピング剤を、可能な限り沈殿無しで、結晶格子へ埋め込むことである。成長境界面１６において５×１０１７ｃｍ−３を超えるバナジウムドーピング剤濃度を沈殿無しで得るために、前述の高成長温度は、２，２５０℃以上に設定される。成長中のＳｉＣ結晶中のバナジウム固溶限界は、高い成長温度によって、５×１０１７ｃｍ−３を超える濃度に上昇することが分かっており、従って、この値を超える濃度のバナジウムを本質的に沈殿無しで、成長中のＳｉＣ結晶格子中へ埋め込むことができる。
【００５４】
ＳｉＣ結晶成長に用いられる昇華法（＝ＰＶＴ法）の場合、材料移送を含めた成長条件は、成長坩堝３の中の温度によって調節され、制御される。即ち、成長境界面１６の成長温度変化は、その他の成長条件、特にＳｉＣ供給領域４から成長境界面１６への材料移送に影響する。
【００５５】
適切な追加手段を使わずに、成長温度の増加だけでも、その他の成長条件の変化を促すことはできる。特に、高い成長速度及びこれによる欠陥形成の増加は、成長中のＳｉＣ塊状単結晶２において調節可能である。成長境界面１６の高成長温度の有するこのような負の効果を避けるには、第１の気体透過性膜１８を備えた成長装置１が適切な解決手段になる。第１の気体透過性膜１８により、ＳｉＣ供給領域４から結晶成長領域５に位置する成長境界面１６への材料移送が調節される。特に、材料移送は、成長境界面１６の高い成長温度にも拘わらず、その結果生じる成長速度が高くなりすぎないように、第１の気体透過性膜１８により制御される。成長中のＳｉＣ塊状単結晶２への材料移送は、特に、第１の気体透過性膜１８の透過率によって調節される。
【００５６】
概して、この移送影響手段により、成長境界面１６の成長温度を、成長境界面１６への材料移送から分離することが可能となる。成長境界面１６の成長温度と成長境界面１６への材料移送とは、少なくとも大部分、互いに無関係に、支配することができる。
【００５７】
以上のとおり、成長装置１は、高品質の半絶縁性ＳｉＣ塊状単結晶２を製造するための要件を全て満足する。
【００５８】
図２は、別の成長装置２１の実施形態を示す。この成長装置２１は、第１ドーピング剤バナジウムのＳｉＣ供給領域４への導入に関してのみ、図１の成長装置１と違っている。成長装置１の場合にＳｉＣ供給源材料６へ提供されるバナジウム含有混合物２０に代えて、成長装置２１の場合は、開放ドーピング剤容器２２がＳｉＣ供給源材料６の中に立ててある。特に、開放ドーピング剤容器２２は、成長坩堝３の底に載置され、ＳｉＣ供給原材料６によって囲まれている。開放ドーピング剤容器２２には、バナジウム含有材料２３が、例えば元素バナジウム又はバナジウム化合物の形態で、入っている。
【００５９】
バナジウム含有混合物２０であっても、バナジウム含有材料２３が充填された開放ドーピング剤容器２２であっても、成長中のＳｉＣ塊状単結晶２へのバナジウム均一導入が達成される。バナジウムの導入は、成長境界面１６における成長温度によっても、成長境界面１６への材料移送の間の気相の均質化によっても、制御される。バナジウム含有混合物２０のＳｉＣ供給源材料６への添加及びバナジウムが充填された開放ドーピング剤容器２２のＳｉＣ供給源材料６内配置のいずれも、ドーピング剤の流れ乃至導入を制御するための比較的簡単な手段ないし方法である。言い換えると、成長境界面１６への材料移送を成長境界面１６の成長温度から分離するという前述の利点のお陰で、そうでなければ必要な、ドーピング剤の流れを制御する非常に複雑な方法、例えば、バナジウム供給及びドーピングに伴うカプセル化容器の使用や外部気体供給配管の使用、を避けることができる。
【００６０】
図３に示す別の実施形態の成長装置２４においては、図１の成長装置１と比較すると、ＳｉＣ供給領域４を被覆する第１の気体透過性膜１８から離して、第１の気体透過性膜１８と結晶成長領域５との間に配置された第２の気体透過性膜２５が設けられている。この第２の気体透過性膜２５は、多孔性黒鉛から形成されるが、第１の気体透過性膜１８に比べて空隙率が低い。第２の気体透過性膜２５の密度は、約１．４ｇ／ｃｍ３であり、厚さは４ｍｍである。
【００６１】
２つの気体透過性膜１８及び２５を備えた成長装置２４の特異な構造により、ＳｉＣ供給源材料６の再昇華が実行される。相対的に高速でＳｉＣ供給源材料６から放出された（昇華した）気体材料は、第１の気体透過性膜１８に浸透し、第１の気体透過性膜１８に面している第２の気体透過性膜２５の下面で、第１多結晶ＳｉＣ材料ブロック２６として、結晶化する。そして、第１多結晶ＳｉＣ材料ブロック２６から放出される（昇華する）気体材料は、第２の気体透過性膜２５に浸透した後にＳｉＣ成長気相９の原材料となり、この気相から、結晶成長領域５においてＳｉＣ塊状単結晶２が成長する。第１多結晶ＳｉＣ材料ブロック２６を形成するこの再昇華により、成長中のＳｉＣ塊状単結晶２の成長境界面１６への材料移送が、非常にうまく、主に成長境界面の成長温度とは無関係に、制御される。
【００６２】
再昇華を、図３に示す成長装置２４におけるように単一の工程として実行するよりも、多段階工程として実行する方が、成長境界面１６への材料移送を、より細かく制御することができる。このような多段階再昇華の一例として、図４に成長装置２７の実施形態が示されている。ここでは２段階の再昇華が実行される。このために、第３の気体透過性膜２８が、第２の気体透過性膜２５と結晶成長領域５との間に載置される。第３の気体透過性膜２８の空隙率及び厚さは、第１の及び第２の気体透過性膜１８又は２５の対応するパラメータとは異なる。特に、多孔性黒鉛から形成される第３の気体透過性膜２８は、第２の気体透過性膜２５よりも更に低い空隙率を有する。その密度は約１．６ｇ／ｃｍ３であり、厚さは４ｍｍである。或いは、第３の気体透過性膜２８は、約１．４ｇ／ｃｍ３の相対密度と６ｍｍの軸方向厚さを有していてもよい。
【００６３】
図５に示す実施形態に係る成長装置３０は、成長境界面１６への材料移送を制御する別の手段を備える。成長装置３０においては、被覆されていないＳｉＣ供給領域４には、別の粉末化されたＳｉＣ供給源材料３１が存在し、このＳｉＣ供給源材料３１は、既述した成長装置１，２１，２４及び２７のＳｉＣ供給源材料６に比べて、更に高い粉末粒子嵩密度（＝粒子サイズ）を有し、従って、全体として、ＳｉＣ供給源材料３１の空領域が小さい。図５の実施形態において、粉末化されたＳｉＣ供給源材料３１の密度は,１．３ｇ／ｃｍ３である。ＳｉＣ供給源材料３１の密度を変えることによって、昇華温度が変更される。密度を高くするほど、ＳｉＣ供給源材料３１の空領域が小さくなり、昇華温度が高くなる。密度を上げることによってより高い昇華温度を設定できる。このようにして、成長装置３０の構造全体の温度、即ち、ＳｉＣ供給源材料３１の温度及び結晶成長領域５の温度、特に成長境界面１６の成長温度、を、成長境界面１６へのＳｉＣ供給源材料３１の移送、及び、成長速度を始めとする他の成長条件を変えることなく、高めることができる。
【００６４】
高密度のＳｉＣ供給源材料３１の使用は、例えば、より高速の材料移送及びこれに伴う成長ＳｉＣ塊状単結晶２の欠陥多発といった負の影響を考慮することなく、所望の高成長温度を成長境界面１６に設定することを可能にする、移送影響手段に該当する。
【００６５】
成長装置２４，２７及び３０において、ＳｉＣ供給源材料６又は３１への第１ドーピング剤バナジウムによるドーピングが、それぞれ、バナジウム含有混合物２０によって実施される。図示はしないが、成長装置２４，２７及び３０を代替する他の実施形態も可能であり、これらの実施形態においては、バナジウムをバナジウム含有混合物２０から供給するのではなく、代わりに、図２に示すバナジウム含有材料２３が充填された開放ドーピング剤容器２２を用いてもよい。
【００６６】
図６は、別の実施形態に係る成長装置３２を示し、この装置は、図１と同様の方式で設計されている。成長装置３２によれば、ＳｉＣ塊状単結晶２に並行して、第２のＳｉＣ塊状単結晶３３が製造される。このために、成長装置１で成長坩堝３の内部に提供されている構造が、成長坩堝３の底から反転させることにより、実質的に二重になっている。従って、成長装置３２は、成長坩堝３４を含有し、成長坩堝３４においては、ＳｉＣ供給領域３５は、底部に配置されるのではなくて、中心軸線１４の方向に見て中央に配置されている。ＳｉＣ供給領域３５の上方に第１結晶成長領域５が配置され、下方には第２結晶成長領域３６が配置される。２つのＳｉＣ塊状単結晶２及び３３のうちの１つが、２つの結晶成長領域５及び３６のそれぞれで成長する。成長坩堝３４の底部に第２のＳｉＣ種結晶３７が配置され、この種結晶の上に、第２のＳｉＣ塊状単結晶３３が、ＳｉＣ供給源材料６により供給され結晶成長領域３６を形成するＳｉＣ成長気相３８から成長する。この際、第２のＳｉＣ塊状単結晶３３の成長境界面３９は、中心軸線１４と平行に向いた成長方向４０の方向に向き、第１のＳｉＣ塊状単結晶の成長方向１９とは逆になる。ＳｉＣ供給領域３４は、頂部で第１の気体透過性膜１８により被覆され、底部で第４気体透過性膜４１により被覆される。従って、ＳｉＣ供給源材料６は、２つの気体透過性膜１８及び４１に挟まれて位置する。
【００６７】
全体として、結果的に、成長坩堝３４の内部構造は、ＳｉＣ供給領域３５において中心軸線１４の方向の中央に位置して中心軸線１４を横切る中央軸線の方向の横断面（図６には図示せず）に対して、鏡像であるか又は対称である。
【００６８】
それぞれバナジウムでドープされる２つの半絶縁性ＳｉＣ塊状単結晶の成長は、成長装置１に関して既述したとおりに実行される。特に、第２のＳｉＣ塊状単結晶３３の成長境界面３９においても、高バナジウムドーピング剤濃度の無沈殿導入を可能にするために、高い成長温度が設定される。ＳｉＣ塊状単結晶２及び３３の両方に対する２つの気体透過性膜１８及び４１によって、ＳｉＣ供給領域３５から各成長境界面１６又は３９への材料移送の制御分離が実現される。
【００６９】
図６の成長装置３２においては、図１〜図５の実施形態における、成長中のＳｉＣ塊状単結晶２の成長進行に従う加熱コイル１２の選択的軸方向移動についてのみ、省略してある。これは、中心軸線１４の方向においてＳｉＣ供給領域３５に対し鏡像であるか又は対称である２つの上部及び下部結晶成長領域５及び３６をもつ構造のためである。
【００７０】
成長装置１，２１，２４，２７，３０及び３２により、ほとんど欠陥の無い、高品質の半絶縁性ＳｉＣ塊状単結晶２，３３が製造される。この高品質半絶縁性ＳｉＣ塊状単結晶２，３３から、高品質の半絶縁性ＳｉＣ基板も、また、製造される。この円板形ＳｉＣ基板は、成長方向１９又は４０又は中心軸線１４と直交する軸の方向に、円板として連続的に切り出すことにより、適切なＳｉＣ塊状単結晶２又は３３から得られる。この種のＳｉＣ基板は、大きくて薄い。一例として、その主基板表面は、７．６２ｃｍ以上、例えば１５ｃｍ、の基板直径をもち、基板厚さは約５００μｍである。そして、製造されたＳｉＣ基板は、半絶縁性であり、例えば１×１０１１Ωｃｍの電気比抵抗を有する。しかしながら、５×１０１０Ωｃｍ〜３×１０１１Ωｃｍの範囲における他の抵抗値も得ることができる。バナジウムドーピング剤濃度は、５×１０１７ｃｍ−３を超え、具体的には１×１０１８ｃｍ−３か２×１０１８ｃｍ−３であり、これは、ＳｉＣ全域で測定したバナジウムドーピング剤濃度の全体平均値である。ＳｉＣ基板のバナジウム濃度は、６×１０１７ｃｍ−３〜４×１０１８ｃｍ−３の範囲からの値である。この高いバナジウムドーピング剤濃度が、半絶縁性ＳｉＣ基板の結晶構造において、実質的に、無沈殿である。このことは、異様に高い局所的バナジウムドーピング剤濃度をもって広がった部分領域が無いことを意味する。ＳｉＣ基板の如何なる１ｍｍ３体積部分においても、バナジウムドーピング剤濃度の局所最大値は、バナジウムドーピング剤濃度の上記全体平均値を５０％を超えて上回ることはない。ＳｉＣ基板は、従って、巨視的バナジウム沈殿をもたない。ここで、巨視的沈殿は、ランダムな向きの最大幅が１μｍを超えるものとして定義される。この半絶縁性ＳｉＣ基板は、実質的に、例えば４Ｈ−ＳｉＣ、６Ｈ−ＳｉＣ、３Ｃ−ＳｉＣ又は１５Ｒ−ＳｉＣの、単一ＳｉＣポリタイプのみからなる。更に、ＳｉＣ基板は、ＳｉＣ塊状単結晶２に関して前述したとおり、第２ドーピング剤窒素でドープされる。
【符号の説明】
【００７１】
１，２１，２４，２７，３０，３２：成長装置
２，３３：ＳｉＣ塊状単結晶
３，３４：成長坩堝
４，３５：ＳｉＣ供給領域
５，３６：結晶成長領域
６，３１：ＳｉＣ供給源材料
７：坩堝蓋（端部壁）
８，３７：種結晶
９，３８：ＳｉＣ成長気相
１０：断熱層
１１：筒状コンテナ
１２：加熱コイル
１３：坩堝側壁
１４：中心軸線
１６，３９：成長境界面
１７：冷却孔
１８，２５，２８，４１：気体透過性膜
１９，４０：成長方向
２０：バナジウム含有混合物
２２：開放ドーピング剤容器
２３：バナジウム含有材料
２６，２９：多結晶ＳｉＣ材料ブロック
【図１】
2016056088.tif 000003
【図２】
2016056088.tif 000004
【図３】
2016056088.tif 000005
【図４】
2016056088.tif 000006
【図５】
2016056088.tif 000007
【図６】
2016056088.tif 000008
【外国語明細書】
[TITLE OF INVENTION]
Method for the production of a vanadium-doped SiC volume monocrystal and vanadium-doped SiC substrate
The invention relates to a method for the production of a SiC volume monocrystal as well as a monocrystalline SiC substrate.
The semiconductor material silicon carbide (= SiC) is often used as a substrate material for high-frequency components because of its excellent physical, chemical and electrical properties. Here it is important to ensure that there is as little interaction as possible between the actual component and the substrate material, in order to avoid losses. This is achieved for example in that the monocrystalline SiC substrate has the highest possible electrical resistance as well as also having a high crystalline quality. To produce a high resistance SiC volume monocrystal or an SiC substrate produced therefrom it is necessary to compensate for flat imperfections existing within the crystal as a result of impurities or intrinsic defects. A high resistance SiC volume monocrystal produced in this way is also referred to as being semi-insulating.
To compensate for said flat imperfections, which are caused in particular by nitrogen-impurities and preferably have a donor effect, a method is described in WO 02/097173 A2 in which in addition to vanadium-doping in a concentration of vanadium of at most 1・1016cm-3 intrinsic defects are generated specifically during the crystal growing. In this way specific resistance values of about 105 Ωcm to a maximum of about 1010 Ωcm can be achieved, but because of the very sensitive processing required often only values of about 106 Ωcm are achieved. The formation of suitable intrinsic defects is heavily dependent on the processing parameters during the crystal growing, so that even very small processing fluctuations result in an inhomogeneous distribution of defects and thereby resistance. Furthermore, such specifically introduced intrinsic defects can heal themselves during thermal loading, which can result in an inhomogeneous distribution of resistance or even a total loss of high-resistance properties. 
In US 5,611,955 a different method is described for compensating flat imperfections. In this case extrinsic deep imperfections are made specifically in the SiC volume monocrystal. To compensate for the nitrogen background doping (= nitrogen impurities) vanadium is used with a vanadium content of 300 to 1000 weight ppm as a specifically introduced doping agent. In this way specific resistance values of 1011 Ωcm can be achieved.
In DE 10 2008 063 124 B4 a method is described for growing semi-insulating SiC with a specific electrical resistance of up to 1011 Ωcm. Vanadium is incorporated homogenously into the SiC crystal- structure as the doping agent in a doping agent concentration of up to 5・1017 cm-3. The vanadium doping agent is supplied by means of a structurally relatively complex external gas supply line. A structurally similar growth arrangement is described in DE 10 2008 063 129 B4. In the method described there, in addition to the vanadium doping, an additional doping is performed with a doping agent acting like an acceptor and overcompensating for donor-like impurities, e.g. aluminium or boron. The resistance values of the thus grown semi-insulating SiC volume monocrystal are up to 1012 Ωcm. 
In EP 1 807 557 B1 an additional growth method is described for semi-insulating SiC in which vanadium doping is performed. The concentration of vanadium doping agent is at most 5・1017 cm-3. However, in a position close to the SiC seed crystal a disc-liked SiC substrate (= wafer) has been cut out of a grown SiC volume monocrystal, which wafer at at least one point had a greater local vanadium concentration of 8.78・1017cm-3. As this concentration was over the solubility limit vanadium precipitations were formed here. The vanadium was thus not incorporated as an active doping agent in this area into the SiC crystal structure. 
The solubility limit of vanadium as a doping agent incorporated into a monocrystalline 4H-SiC or 6H-SiC is described in the specialist article “Deep level transient spectroscopic and Hall effect investigation of the position of vanadium acceptor level in 4H and 6H SiC”, by J.R. Jenny et al, from Applied Physics Letters, 68 (14), 01.04.1996, pages 1963 to 1965, with 3・1017 cm-3. 
In EP 1 874 985 B1 a further method is described for growing semi-insulating SiC with a specific electrical resistance in a range between 105 Ωcm and 2・1011 Ωcm (or possibly even greater). As the doping agent, vanadium is incorporated into the grown SiC volume monocrystals in a doping agent concentration in a range between 2・1014cm-3 and 1.4・1017 cm-3. It is also specified that the vanadium doping agent concentration is below the solubility limit. The vanadium doping agent is supplied by means of a structurally also relatively complex doping agent container, which is tightly sealed apart from specifically inserted and specifically calibrated capillary openings. 
The objective of the invention is to provide an improved method compared to known solutions for the production of a SiC volume monocrystal and an improved monocrystalline SiC substrate.
To address the problem relating to the method a method is described according to the features of claim 1. The method according to the invention is a method for the production of at least one SiC volume monocrystal with a specific electrical resistance of at least 105 Ωcm and in particular of at most 1012 Ωcm, wherein in at least one crystal growing area of a growth crucible an SiC growth gas phase is generated and the SiC volume monocrystal grows by deposition from the SiC growth gas phase, and the SiC growth gas phase is fed from a SiC source material located in a SiC supply area inside the growth crucible. In this case material is transported from the SiC supply area to a growth boundary surface of the growing SiC volume monocrystal located in particular in the crystal growing area. Furthermore, vanadium is supplied to the crystal growing area as a doping agent of the growing SiC volume monocrystal, in particular in a gaseous form. Furthermore, at the growth boundary surface of the growing SiC volume monocrystal a growing temperature is set of at least 2250 °C and in particular at most 2500°C, preferably between 2350 °C and 2450°C, so that the SiC volume monocrystal grows doped with a vanadium doping agent concentration of more than 5・1017 cm-3and in particular at most 1・1019 cm-3. Furthermore, the transport of material from the SiC supply area to the growth boundary surface is controlled, in addition to the temperature conditions in the growth crucible, by means of an additional transport influencing means, so that the growing temperature at the growth boundary surface and the material transport to the growth boundary surface can be influenced at least largely independently of one another.
It has been recognised that vanadium can be incorporated into the growing SiC volume monocrystal in a doping agent concentration which is above the concentration of about 3・1017 cm-3 to 5・1017 cm-3 previously assumed to be the solubility limit of vanadium in monocrystalline SiC. For this at the growth boundary of the growing SiC volume monocrystal a higher growing temperature is set than is usually the case in previous growth methods for semi-insulating SiC volume monocrystals. Said growing temperature is at least 2250 °C, in particular at least 2350°C, and can for example also have values of above 2400°C or even above 2450°C. In this way, vanadium can be embedded or incorporated more advantageously in an extremely high doping agent concentration of above 5・1017 cm-3, in particular at least 6・1017 cm-3, preferably at least 7.5・1017cm-3 and most preferably at least 2・1018 cm-3into the growing SiC volume monocrystal.In particular, the SiC volume monocrystal doped with a vanadium doping agent concentration of more than 5・1017 cm-3 grows free of macroscopic vanadium precipitations. Macroscopic vanadium precipitations are defined in particular to be those with a lateral extension of more than 1 mm. Preferably, the SiC volume monocrystal doped with vanadium grows completely free of precipitations. Owing to the higher growing temperature at the growth boundary surface the solubility limit for vanadium in monocrystalline SiC can be increased in particular to 1・1019 cm-3. In any case, up to this vanadium doping agent concentration no significant vanadium precipitations are formed. The absence of precipitations is advantageous with respect to achieving the highest possible electrical effect of the doped vanadium and also with respect to having as few defects as possible in the growing SiC volume monocrystal.
The vanadium atoms incorporated into the SiC volume monocrystal are thus in particular electrically active or effective at least to a large extent or even as a whole. In particular, the latter are used for compensating flat imperfections. As a result of the high vanadium doping agent concentration incorporated into the crystal lattice a greater number of such flat imperfections can be compensated than in previously known methods, so that SiC volume monocrystals, which previously had to be disposed of because they had too many flat imperfections, in the growth method according to the invention still have the desired the semi-insulating behaviour. The reject rate is thus reduced. The specific resistance values of SiC volume monocrystals grown by the method according to the invention are high and are in particular 1010 Ωcm or above, preferably even 1011 Ωcm or above. The resistance values given here and in the following are always at ambient temperature.
In order to avoid the possibly undesirable effects of a change in the temperature conditions associated with the higher growing temperature at the growth boundary surface and possibly also at another point in the growth crucible, in the method according to the invention there is mostly a separation between setting the growing temperature at the growth boundary surface and setting the transport of material to the growth boundary surface and setting possibly additional growth conditions. Said advantageous decoupling is achieved by the additional transport influencing measure. In this way despite the high growing temperature high quality SiC volume monocrystals can be grown with few defects. 
Apart from the growing temperature during the growing of the SiC volume monocrystal in particular the following growth conditions are set in the growth crucible. A source temperature in the supply area is preferably between 2400°C and 2700°C, more preferably between 2450°C and 2550°C. A difference in temperature between said source temperature and the growing temperature at the growth boundary surface is preferably between 100°C and 250°C, more preferably between 100°C and 150°C. A growing pressure in the growth crucible is between 1 hPa (= mbar) to 50 hPa (= mbar), more preferably between 5 hPa (= mbar) to 10 hPa (= mbar).
On the whole by means of the growth method according to the invention SiC volume monocrystals can be produced from which high-quality semi-insulating SiC substrates can be obtained. Such SiC substrates with high precision in their SiC crystal structure provide almost perfect conditions for the subsequent processing steps to be performed during the production of components. SiC volume monocrystals produced according to the invention can thus be processed further very efficiently, in particular for the production of semi-conductor and/or high-frequency components. 
By means of the method according to the invention a single SiC volume monocrystal, but also a larger number, for example two, three, four, five or also preferably up to ten SiC volume monocrystals can be produced. A method is advantageous in which two SiC volume monocrystals are grown which are arranged above one another or behind one another in particular in the direction of the central longitudinal axis, which grow in the direction of the central longitudinal axis on both sides of the SiC supply area.
Advantageous embodiments of the method according to the invention are described in the features of the claims dependent on claim 1. 
An embodiment is advantageous in which at least one gas-permeable membrane of porous material is arranged between the SiC supply area and the crystal growing area as an additional transport influencing means. In particular, the SiC source material is covered by the gas-permeable membrane. The porous material is in particular porous graphite with a density of preferably between 0.8 g/cm3 and 1.6 g/cm3, and more preferably 1.2 g/cm3. The permeability of the membrane for the (SiC ) gas species can be adjusted very easily and also within broad limits by the density and possibly also by the thickness of the porous membrane. By means of the permeability of the membrane the transport of material to the growth boundary surface can be adjusted specifically. The gas permeable membrane provides a very efficient separation of the transport of material to the growth boundary surface and setting the growing temperature at the growth boundary surface. By adapting the membrane accordingly the growing temperature can be increased at the growth boundary surface relative to a growth arrangement without a membrane by 50°C to 250°C, in particular by about 150°C, at the same growth speed. Thus, it is possible to achieve a higher vanadium doping agent concentration in the growing SiC volume monocrystal. 
According to a further advantageous embodiment as an additional transport influencing means during the transport of material from the SiC supply area and to the growth boundary surface at least one resublimation step is performed. In particular, the SiC source material located in the SiC supply area changes by means of sublimation into the gaseous state from where it is precipitated firstly at a defined point between the SiC supply area and the growth boundary surface (resublimated or condensed). From this solid intermediate stage the material is sublimated again in order to then reach the actual crystal growing area. If necessary the resublimation can also be performed in several stages, i.e. sublimation and precipitation (or resublimation or condensation) can be performed several times one after the other before the SiC gas species reaches the crystal growing area. In addition, such a possibly multiple resublimation performs a very efficient decoupling of the transport of material to the growth boundary surface and the setting of the growing temperature at the growth boundary surface. 
According to a further advantageous embodiment a powdered, in particular granular SiC material is used with a specific density in a range of between 0.8 g/cm3 and 3.2 g/cm3as an additional transport influencing means for the SiC source material which is introduced into the SiC supply area. By varying the density of the SiC source material the sublimation temperature can be changed. The higher the density of the SiC source material - and thus in particular the smaller the free surface of the SiC source material - the higher the sublimation temperature. By using a SiC source material with a high density, preferably the temperature of the whole growth arrangement comprising the supply area with the SiC source material up to the crystal growing area with the seed crystal and growth boundary surface, on which the SiC volume monocrystal grows, can be increased without changing the growth speed.
According to a further advantageous embodiment the vanadium to be incorporated as a doping agent into the growing SiC volume monocrystal, before the actual growth of the SiC volume monocrystal, can be added to the SiC source material or incorporated into an open doping agent container which is placed inside the SiC source material. Both are relatively simple measures which can be applied with little effort but still enable in particular a very high and preferably also homogenous doping of the growing SiC volume monocrystal with vanadium.
According to a further advantageous embodiment, nitrogen is added to the crystal growing area as an additional doping agent of the growing SiC volume monocrystal. In particular, a specific external supply of nitrogen is used for stabilising the modification and for improving the crystal quality of the growing SiC volume monocrystal. A certain amount of nitrogen in the growing SiC volume monocrystal suppresses polytype exchange which would otherwise occur during crystal growing. A nitrogen-doping agent concentration of the SiC volume monocrystal is preferably at least 5・1016 cm-3, at most preferably at least 1・1017 cm-3, and preferably at most 5・1018 cm-3, at most preferably 1・1018 cm-3. The nitrogen-doping agent concentration is advantageously at least 25% below the vanadium doping agent concentration, so that in particular there is a reliable and complete electrical compensation of the nitrogen doping and as a result the desired semi-insulating behaviour. By adding nitrogen in specifically controlled manner outside of the growth crucible, for example in gaseous form, the ratio between nitrogen and vanadium can be adjusted and the existence of possible nitrogen impurities can be dealt with. In this way a high nitrogen concentration, which is crucial for modification stability, can be set, having at the same time semi-insulating properties (compensation).
According to a further advantageous embodiment two SiC volume monocrystals are produced, whereby the growth crucible is provided with two separate crystal growing areas, between which the SiC supply area is positioned which is covered relative to each of the two crystal growing areas with a gas permeable membrane made of a porous material. This is particularly efficient, as by means of this method at the same time more than one SiC volume monocrystal can be grown. 
To address the problem relating to the SiC substrate a SiC substrate is provided according to the features of claim 8. The monocrystalline SiC substrate according to the invention is one with a specific electrical resistance of at least 105 Ωcm and in particular at most 1012 Ωcm, wherein the SiC substrate is doped with vanadium as a doping agent and has a global average value determined by the complete SiC substrate of a vanadium doping agent concentration of more than 5・1017cm-3 and in particular of at most 1・1019 cm-3and a local maximum value determined in any 1 mm3 part volume of the SiC substrate of the vanadium doping agent concentration is at most 50% above the overall average value of the vanadium doping agent concentration. 
The SiC substrate according to the invention is semi-insulating and accordingly has a high electrical resistance of in particular 1010 Ωcm or more, preferably even 1011 Ωcm or more. The high electrical resistance is in particular determined by the very high global average vanadium doping agent concentration of over 5・1017 cm-3. Advantageously the SiC substrate despite the high overall average vanadium doping agent concentration is free of macroscopic vanadium precipitations. Macroscopic precipitations are defined as those that extend at most in any direction by more than 1 mm. The SiC substrate is (largely) lacking vanadium precipitations overall. As already explained above in connection with the method according to the invention, the lack of precipitation is advantageous with respect to achieving the greatest possible electrical effectiveness of the doped vanadium and also with respect to having as few defects as possible in the SiC substrate. The SiC substrate also has a very high crystal quality.
Otherwise the SiC substrate according to the invention and preferred variants thereof have essentially the same advantages, as already described in connection with the method of production according to the invention and its preferred variants.
Advantageous embodiments of the SiC substrate according to the invention are described by the features of the claims dependent on claim 8. 
An embodiment is advantageous in which the total average value of the vanadium-doping agent concentration is at least 6・1017 cm-3, in particular at least 7.5・1017cm-3 and preferably at least 2・1018 cm-3. At such a vanadium doping agent- concentration an even greater amount of flat imperfections can be compensated electrically. 
According to a further advantageous embodiment an SiC crystal structure is provided with only a single SiC polytype, in particular one of the SiC polytypes 4H, 6H, 3C and 15R. Preferably, there is high modification stability which is characterised in particular by the broad absence of polytype changes. If the SiC substrate has only a single SiC polytype it also advantageously has only a very low number of defects. This results in a very high quality SiC substrate.
According to a further advantageous embodiment the SiC substrate has a main substrate surface with a substrate diameter of at least 7.62 cm and in particular at most 20 cm. The larger the substrate diameter the more efficiently can the monocrystalline SiC substrate be used for example for the production of semiconductor and/or high frequency components. In this way the component manufacturing costs are reduced. A SiC substrate with such a large diameter can also be used advantageously for the production of relatively large semiconductor and/or high frequency components, which have a base area of about 1 cm2 for example.
According to a further advantageous embodiment the SiC substrate has a main substrate surface and an average micropipe density relative to the whole main substrate of at most 10 cm-2, in particular at most 1 cm-2. In this way a SiC substrate is provided that has very few defects, which is highly suitable for use in the production of semiconductor and/or high-frequency components. 
According to a further advantageous embodiment nitrogen is added as an additional doping agent, and in particular the average nitrogen doping agent concentration over the whole SiC substrate is at least 5・1016 cm-3, preferably at least 1・1017cm-3, and in particular at most 5・1018 cm-3, preferably at most 1・1018 cm-3. Nitrogen doping in this amount causes in particular an increase in the modification stability and preferably means that the SiC substrate essentially has only a single polytype and as a result is very low in defects. The crystalline quality is very high.
Further features, advantages and details of the invention are provided in the following description of example embodiments with reference to the drawings. 
Fig. 1   shows an example embodiment of a growth arrangement with a covered SiC source material provided with vanadium-containing admixtures during the sublimation growth of a semi-insulating SiC volume monocrystal, 
Fig. 2   shows a further example embodiment of a growth arrangement with a covered SiC source material provided with a vanadium-filled supply container during the sublimation growth of a semi-insulating SiC volume monocrystal, 
Fig. 3 and 4   show further example embodiments of growth arrangements with a one or two-step resublimation during the sublimation growth of a semi-insulating SiC volume monocrystal, 
Fig. 5   shows a further example embodiment of a growth arrangement with an SiC source material of high density during the sublimation growth of a semi-insulating SiC volume monocrystal, 
Fig. 6   shows a further example embodiment of a growth arrangement with an SiC source material covered on two sides and provided with vanadium-containing admixtures during the sublimation growth of two semi-insulating SiC volume monocrystals.
Corresponding parts have been given the same reference numerals in Fig. 1 to 6. Details of the example embodiments explained in more detail in the following can represent an invention in themselves or form part of the subject matter of an invention.
Fig. 1 shows an example embodiment of a growth arrangement 1 for producing an SiC volume monocrystal 2 by means of sublimation growth. The growth arrangement 1 contains a growth crucible 3, which comprises an SiC supply area 4 and a crystal growing area 5. In the SiC supply area 4 is for example the powdered SiC source material 6, which is added to the SiC supply area 4 of the growth crucible 3 as a prefabricated starting material prior to beginning the growth process.
In the area of an end wall 7 of the growth crucible 3 opposite the SiC supply area 4 an SiC seed crystal 8 is attached extending axially into the crystal growing area 5. The SiC seed crystal 8 is in particular monocrystalline. The crucible end wall 7 is in the shown example embodiment designed as the lid of the growth crucible 3. However, this is not compulsory. On the SiC seed crystal 8 the SiC volume monocrystal 2 grows by depositing from an SiC growth gas phase 9 formed in the crystal growing area 5. The growing SiC volume monocrystal 2 and the SiC seed crystal 8 have approximately the same diameter. There is a difference of at most 10%, if at all, by which a seed diameter of SiC seed crystal 8 is smaller than a monocrystal diameter of the SiC volume monocrystal 2. However, between the inside of a crucible side wall 13 on the one hand and the growing SiC volume monocrystal 2 and the SiC seed crystal 8 on the other hand a gap can be provided, not shown in Fig. 1. 
The growth crucible 3 including the crucible lid 7 consists in the example embodiment according to Fig. 1 of an electrically and thermally conductive graphite crucible material with a density of e.g. at least 1.75 g/cm3. Around the latter there is a thermal insulating layer 10. The latter consists e.g. of a foam-like graphite insulating -material, the porosity of which is in particular significantly higher than that of the graphite crucible material.
The thermally insulated growth crucible 3 is placed inside a tubular container 11, which is configured in the example embodiment as a quartz glass tube and forms an autoclave or reactor. To heat the growth crucible 3 an inductive heating devices is arranged around the container 11 in the form of a heating coil 12. The growth crucible 3 is heated by means of the heating coil 12 to the temperatures required for growth. In the shown example embodiment said growing temperatures are at least 2250°C. The heating coil 12 couples an electric current inductively into the electrically conductive crucible side wall 13 of the growth crucible 3. Said electric current flows essentially as a circuit current in circumferential direction inside the circular and hollow cylindrical crucible side wall 13 and thereby heats the growth crucible 3. If necessary, the relative position between the heating coil 12 and the growth crucible 3 can be changed axially, i.e. in the direction of a central longitudinal axis 14 of the growing SiC volume monocrystal 2, in particular in order to adjust the temperature or the temperature curve inside the growth crucible 3 and if necessary also change it. The axially changeable position of the heating coil 12 during the growth process is indicated in Fig. 1 by the double arrow 15. In particular, the heating coil 12 is displaced adjusted to the growth stage of the growing SiC volume monocrystal 2. The displacement is preferably downwards, i.e. in the direction of the SiC source material 6, and preferably the same distance that the SiC volume monocrystal 2 grows, e.g. in total about 20 mm. For this the growth arrangement 1 comprises suitably designed control, regulating and adjusting means, which are not shown in detail. 
The SiC growth gas phase 9 in the crystal growing area 5 is supplied by the SiC source material 6. The SiC growth gas phase 9 contains at least gas components in the form of Si, Si2C and SiC2 (= SiC gas species). The transport of material from the SiC source material 6 to a growth boundary surface 16 on the growing SiC volume monocrystal 2 is performed on the one hand along an axial temperature gradient. At the growth boundary surface 16 there is a relatively high growing temperature of at least 2250°C, in particular even of at least 2350°C or 2400°C°. Furthermore, at the growth boundary surface 16 in particular an axial temperature gradient measured in the direction of the central longitudinal axis 14 is set of at least 5 K/cm, preferably at least 15 K/cm. The temperature inside the growth crucible 3 decreases to the growing SiC volume monocrystal 2. The highest temperature is about 2450°C to 2550°C in the region of the SiC supply area 4. Said temperature curve with a temperature difference of in particular 100°C to 150°C between the SiC supply area 4 and the growth boundary surface 16 can be achieved by various different means. Thus by means of a division of the heating coil 12, in a not shown manner, into two or more axial part sections an axially variable heating can be provided. Furthermore, in the lower section of the growth crucible 3, e.g. by a suitable axial positioning of the heating coil 12, a stronger heating effect can be achieved than in the upper section of the growth crucible 3. Furthermore, the heat insulation can be designed differently on the two axial crucible end faces. As shown schematically in Fig. 1 the thermal insulating layer 10 on the lower crucible end wall can have a greater thickness than on the upper crucible end wall. It is also possible that the thermal insulating layer 10 adjacent to the upper crucible end wall 7 has a central cooling opening 17 arranged about the central longitudinal axis 14, through which the heat is removed. Said central cooling opening 17 is indicated in Fig. 1 by the dashed lines.
Furthermore, the transport of material can also be influenced by the axial temperature gradients by additional transport influencing means. In the example embodiment according to Fig. 1 said additional transport influencing means is a gas-permeable membrane 18 covering the SiC source material 6 made of a porous material, which in the example embodiment according to Fig. 1 is in the form of a porous graphite with a specific density of about 1.2 g/cm3. Furthermore, the gas permeable membrane 18 has an axial thickness of 4 mm measured in the direction of the central longitudinal axis 14. Alternatively, the gas-permeable membrane 18 can also have a specific density of about 1.4 g/cm3 and an axial thickness of 2 mm.
In this case the gas permeable membrane 18 as in the example embodiment according to Fig. 1 can lie directly on the SiC source material 6 located in the SiC supply area 4. In a not shown alternative example embodiment the gas-permeable membrane 18 can however also be arranged at any (other) point as viewed in the direction of the central longitudinal axis 14 between the SiC supply area 4 and the crystal growing area 5.
Furthermore, in the growth crucible 3 during the actual crystal growth there is a growing pressure of in particular 5 hPa (= mbar) to 10 hPa (= mbar).
The SiC volume monocrystal 2 grows in a growth direction 19, which in the example embodiment shown in Fig. 1 is oriented from top to bottom, i.e. from the crucible lid 7 to the SiC supply area 4. The growth direction 19 runs parallel to the central longitudinal axis 14. As the growing SiC volume monocrystal 2 in the shown example embodiment is arranged concentrically inside the growth arrangement 1, the central longitudinal axis 14 can also be assigned as a whole to the growth arrangement 1. 
Furthermore, the SiC growth gas phase 9 also contains at least one specifically added first doping agent, in this case vanadium (V). The vanadium available in the SiC growth gas phase 9 originates in the example embodiment according to Fig. 1 from vanadium-containing admixtures 20 contained in the SiC source material 6. The latter have been added or mixed to the SiC source material 6, for example in the form of elemental vanadium or vanadium compounds, prior to the actual growth. The powdered SiC source material 6 used here is thus pre-treated. 
Vanadium produces a deep imperfection in the SiC band gap so that doped vanadium (i.e. embedded or incorporated into the SiC crystal lattice and suitable activated) compensates for flat imperfections which are caused by impurities or intrinsic defects. In addition, nitrogen which is practically unavoidable as an impurity acts as a flat imperfection in SiC and could in principle reduce the electrical resistance of the growing SiC volume monocrystal 2 particularly without compensation by the doped vanadium into the conductive range. 
Owing to the high growing temperature at the growth boundary surface 16 an extraordinarily large amount of vanadium can be incorporated into the growing SiC volume monocrystal 2. The growing SiC volume monocrystal 2 is highly doped with vanadium and has a vanadium concentration of more than 5・1017 cm-3, in the example embodiment 2・1018 cm-3. Other example embodiments of grown SiC volume monocrystals 2 can also have vanadium concentrations in particular in the range of between 6・1017 cm-3 and 4・1018 cm-3. Here the incorporated vanadium is available in a practically precipitation free form in the crystal lattice of the SiC volume monocrystal 2 and is also electrically effective in the large incorporated amount. 
Therefore, flat imperfections, which are created specifically but not only by nitrogen, are compensated very well so that the growing SiC volume monocrystal 2 has a comparatively high specific electrical resistance of at least 105 Ωcm and exhibits semi-insulating behaviour. In the example embodiment said resistance is 1・1011 Ωcm. Other example embodiments of thus grown SiC volume monocrystals 2 can also have a specific electrical resistance in particular in a range between 5・1010 Ωcm and 3・1011 Ωcm. Furthermore, the SiC is a 6H-polytype. In principle however another polytype is also possible (= a different crystal modification), such as e.g. 4H-SiC, 3C-SiC or 15R-SiC. Advantageously, the SiC volume monocrystal 2 only has a single SiC polytype, which in the example embodiment is said 6H-SiC. The SiC volume monocrystal 2 grows with a high modification stability and thus has essentially only a single polytype.
This advantageous modification stability is achieved by specific nitrogen doping. A specific nitrogen content is already provided in the SiC volume monocrystal 2 because of the said impurities. Optionally additional gaseous nitrogen can be supplied via a supply line not shown in Fig. 1 as a second doping agent to the crystal growing area 5, in order to adjust a required amount of nitrogen in the SiC growth gas phase 9 specifically and in particular also to be controllable from outside of the growth crucible 3. The nitrogen doping agent concentration of the growing SiC volume monocrystal 2 is in particular about 5・1016 cm-3 or about 5・1017cm-3, which is a relatively high value and opposes a semi-insulating behaviour of the SiC volume monocrystal 2. Owing to the also even higher concentration of non-precipitation incorporated vanadium, this high nitrogen concentration is still compensated for. Both the said high specific electrical resistance and also a crystal structure are present with practically only a single modification. The latter is an advantage with respect to very low defect high crystal quality. 
The crystal quality worsens in the case of polytype exchange. The various SiC polytypes differ in their respective crystal structures. Exchanges between different polytypes can easily occur during crystal growing and are the cause of many different crystalline defects, such as e.g. micropipes, displacements, embedding of foreign modifications, which worsen the crystalline quality. By adding a sufficiently large amount of nitrogen into the SiC growth gas phase 9 the occurrence of only one polytype during the crystal growth is stabilised and thus the formation of defects by polytype exchange are minimised. In this way, SiC volume monocrystals 2 can be produced of high quality and in a high yield.
To obtain a SiC volume monocrystal 2 with semi-insulating behaviour and high crystal quality an important aspect is thus in particular as far as possible the precipitation-free embedding of a very high vanadium doping agent into the crystal lattice. In order to obtain a precipitation-free vanadium doping agent concentration of more than 5・1017 cm-3at the growth boundary surface 16 the aforementioned high growing temperature is set to at least 2250°C. It has been recognised that by means of a high growing temperature the solubility limit for vanadium in a growing SiC crystal can be raised above a concentration of 5・1017cm-3, so that also a vanadium concentration above said value can be embedded essentially precipitation free into a growing SiC crystal lattice.
In the sublimation method (= PVT method) used for SiC crystal growth the growth conditions including the transport of material are adjusted and controlled by the temperatures in the growth crucible 3. A change in the growing temperature at the growth boundary surface 16 thus influences the remaining growth conditions, also in particular the transport of material from the SiC supply area 4 to the growth boundary surface 16. 
Without suitable additional means the simple increase in the growing temperature could thus also lead to a change in the other growth conditions. In particular, a higher growth rate and thereby an increase in the defect formation can be adjusted in the growing SiC volume monocrystal 2. In order to avoid said negative effects of a higher growing temperature at the growth boundary surface 16, the growth arrangement 1 with the first gas-permeable membrane 18 is an adequate solution. By means of the first gas permeable membrane 18 the transport of material from the SiC supply area 4 to the growth boundary surface 16 located in the crystal growing area 5 can be adjusted. In particular, said transport of material can be controlled by means of the first gas-permeable membrane 18 so that despite the high growing temperature at the growth boundary surface 16 the resulting growth rate is not too high. The transport of material to the growing SiC volume monocrystal 2 can be adjusted specifically in particular by the permeability of the first gas permeable membrane 18. 
In general, by means of said transport influencing means it is thus possible to achieve a decoupling of the growing temperature at the growth boundary surface 16 from the transport of material to the boundary surface 16. The growing temperature at the growth boundary surface 16 and the transport of material to the latter can be influenced at least largely independently of one another. 
Thus the growth arrangement 1 meets all of the requirements for producing a high quality semi-insulating SiC volume monocrystal 2. 
Fig. 2 shows an example embodiment of a further growth arrangement 21 which differs from the growth arrangement 1 according to Fig. 1 only by the introduction of the first doping agent vanadium into the SiC supply area 4. Instead of the vanadium-containing admixtures 20 provided in the growth arrangement 1 in the SiC source material 6 in the growth arrangement 21 an open doping agent container 22 is placed in the SiC source material 6. In particular, the doping agent container 22 stands on the bottom of the growth crucible 3 and is surrounded by the SiC source material 6. In the doping agent container 22 there is a vanadium-containing material 23, for example in the form of elementary vanadium or a vanadium compound. 
By means of both the vanadium-containing admixtures 20 and also by means of the open doping agent container 22 filled with vanadium-containing material 23 the homogenous incorporation of vanadium into the growing SiC volume monocrystal 2 is achieved. The incorporation of vanadium is also controlled by the growing temperature at the growth boundary surface 16 and by the homogenisation of the gas phase during the transport of material to the growth boundary surface 16. Both the addition of the vanadium-containing admixtures 20 into the SiC source material 6 and also the placing of the open doping agent container 22 filled with vanadium into the SiC source material 6 are comparatively simple measures or methods for controlling the doping agent flow or incorporation. Owing to the aforementioned advantageous decoupling of the transport of material to the growth boundary surface 16 from the growing temperature at the growth boundary surface 16 otherwise much more complicated methods for controlling the doping agent flow can be dispensed with, such as e.g. the use of encapsulated reservoirs or external gas supply lines, in any case in association with the vanadium supply and doping.
In the additional example embodiment shown in Fig. 3 of a growth arrangement 24 compared to the growth arrangement 1 according to Fig. 1 apart from the first gas-permeable membrane 18 covering the SiC supply area 4 a second gas-permeable membrane 25 can be provided which is positioned between the first gas-permeable membrane 18 and the crystal growing area 5. The second gas permeable membrane 25 consists of porous graphite, but has a lower porosity than the first gas-permeable membrane 18. The second gas-permeable membrane 25 has a density of about 1.4 g/cm3 and a thickness of 4 mm.
Because of the special construction of the growth arrangement 24 with the two gas-permeable membranes 18 and 25 a resublimation of the SiC source material 6 is performed. Thus the gaseous material released (sublimated) from the SiC source material 6 at a relatively high rate penetrates the first gas-permeable membrane 18 and crystallises on a lower side of the second gas-permeable membrane 25 facing the first gas-permeable membrane 18 as a first polycrystalline SiC material block 26. The gaseous material released (sublimated) from the first polycrystalline SiC material block 26 then penetrates the second gas-permeable membrane 25 and then forms the starting material for the SiC growth phase 9, from which the SiC volume monocrystal 2 in the crystal growing area 5 grows. By means of this resublimation, in which the first polycrystalline SiC material block 26 is formed, the transport of material to the growth boundary surface 16 of the growing SiC volume monocrystals 2 can be controlled very well and mainly also independently of the growing temperature at the growth boundary surface. 
It is possible achieve an even finer control of the transport of material to the growth boundary surface 16 if the resublimation is performed not as in the growth arrangement 24 according to Fig. 3 in a single step, but in multiple steps. An example embodiment of a growth arrangement 27 as an example of such a multi-step resublimation is shown in Fig. 4. It comprises a resublimation in two steps. For this a third gas-permeable membrane 28 is placed between the second gas-permeable membrane 25 and the crystal growing area 5. The porosity and the thickness of the third gas-permeable membrane 28 differ from the corresponding parameters of the first and second gas-permeable membrane 18 or 25. In particular, the third gas-permeable membrane 28, which is also made of porous graphite, has an even lower porosity than the second gas-permeable membrane 25. Its density is about 1.6 g/cm3 and its thickness 4 mm. Alternatively, the third gas-permeable membrane 28 can also have a specific density of about 1.4 g/cm3 and an axial thickness of 6 mm.
In the additional example embodiment of a growth arrangement 30 shown in Fig. 5 another means is provided for controlling the transport of material to the growth boundary surface 16. In the SiC supply area 4, which is not covered in the growth arrangement 30, there is another powdered SiC source material 31, which compared to the SiC source material 6 of the previously explained growth arrangements 1, 21, 24 and 27 has a higher bulk density (= grain size) of the powder grains and thereby a smaller free area of the SiC source material 31 overall. The density of the powdered SiC source material 31 is in the example embodiment according to Fig. 5 1.3 g/cm3. By changing the density of the SiC source material 31 the sublimation temperature can be changed. The higher the density and thus the smaller the free area of the SiC source material 31, the higher the sublimation temperature. By increasing the density a higher sublimation temperature can be set. In this way the temperature of the whole structure of the growth arrangement 30, i.e. the temperature of the SiC source material 31 and the temperature in the crystal growing area 5, in particular the growing temperature at the growth boundary surface 16, can also be increased without changing the transport of SiC source material 31 to the growth boundary surface 16 and the other growth conditions including the growing speed. 
The use of a SiC source material 31 with a higher density is thus also a transport influencing means, which makes it possible at the growth boundary surface 16 to set the desired higher growing temperature, without having to take into account negative effects, such as for example a greater rate of material transport and associated therewith a larger number of defects in the growing SiC volume monocrystal 2. 
The doping with the first doping agent vanadium is performed in the growth arrangements 24, 27 and 30 respectively by means of vanadium containing admixtures 20 to the respective SiC source material 6 or 31. There are however alternative example embodiments, which are not shown in the figures, to the growth arrangements 24, 27 and 30, in which the vanadium is supplied not by means of the vanadium-containing admixtures 20, but instead by means of the open doping agent container 22 shown in Fig. 2 and filled with vanadium-containing material 23.
Fig. 6 shows a further example embodiment of a growth arrangement 32 which is designed in a similar way to the growth arrangement 1. By means of the growth arrangement 32 parallel to a SiC volume monocrystal 2 a second SiC volume monocrystal 33 can be produced. For this, the structure provided for the growth arrangement 1 inside the growth crucible 3 is essentially doubled by reflecting from the bottom of the growth crucible 3. The growth arrangement 32 thus contains a growth crucible 34, in which a SiC supply area 35 is not arranged on the bottom but centrally as viewed in the direction of the central longitudinal axis 14. Above the SiC supply area 35 the first crystal growing area 5 is arranged below a second crystal growing area 36. One of the two SiC volume monocrystals 2 and 33 grows in the two crystal growing areas 5 and 36 respectively. On the bottom of the growth crucible 34 a second SiC seed crystal 37 is arranged, on which the second SiC volume monocrystal 33 grows from a SiC growth phase 38 forming in the crystal growing area 36 and supplied by the SiC source material 6. Here a growth boundary surface 39 of the second SiC volume monocrystal 33 is displaced in the direction of a growth direction 40 oriented parallel to the central longitudinal axis 14 but opposite the growth direction 19 of the first SiC volume monocrystal. The SiC supply area 34 is covered at the top by the first gas-permeable membrane 18 and at the bottom by the fourth gas-permeable membrane 41. The SiC source material 6 is thus located between the two gas-permeable membranes 18 and 41.
Overall, the result is in particular a structure inside the growth crucible 34 that is mirrored or symmetrical relative to a cross plane in the direction of the middle longitudinal axis 14 which is arranged centrally in the direction of the central longitudinal axis 14 inside the SiC supply area 35 and transverse to the central longitudinal axis 14 (not shown in Fig. 6).
The growth of the two semi-insulating SiC volume monocrystals 2 each doped with vanadium is performed as described above with reference to the growth arrangement 1. In particular, at the growth boundary surface 39 of the second SiC volume monocrystal 33 a high growing temperature is set in order to enable a precipitation-free incorporation of a high vanadium doping agent concentration. By means of the two gas-permeable membranes 18 and 41 for both SiC volume monocrystals 2 and 33 respectively there is a decoupling of the control of the transport of material from the SiC supply area 34 to the respective growth boundary surface 16 or 39. 
Only the optional axial displacement of the heating coil 12 according to the growth progression of the growing SiC volume monocrystal 2 in the example embodiments according to Fig. 1 to 5 is omitted in the growth arrangement 32 according to Fig. 6 because of the structure with the two upper and lower crystal growing areas 5 and 36 which are mirrored and symmetrical relative to the SiC supply area 35 in the direction of the central longitudinal axis 14. 
By means of the growth arrangements 1, 21, 24, 27, 30 and 32 very low defect, high quality semi-insulating SiC volume monocrystals 2, 33 can be produced. From said high quality semi-insulating SiC volume monocrystals 2, 33 also high-quality semi-insulating SiC substrates can be produced. Said disc-like SiC substrates are obtained from the relevant SiC volume monocrystal 2 or 33 in that they are cut or sawn off axially in succession as discs perpendicular to the growth direction 19 or 40 or to the central longitudinal axis 14. An SiC substrate of this kind is large and thin. In one possible embodiment its main substrate surface has a substrate diameter of at least 7.62 cm, for example 15 cm, whereas a substrate thickness is about 500 μm. Also the thus produced SiC substrates are semi-insulating and have in particular a specific electrical resistance of 1・1011 Ωcm. However, other resistance values are also possible, in particular in a range between 5・1010 Ωcm and 3・1011 Ωcm. The vanadium-doping agent concentration is above 5・1017 cm-3, in particular 1・1018 cm-3 or 2・1018 cm-3, whereby this is the overall average value of the vanadium-doping agent concentration determined over the whole SiC. The vanadium concentration of the SiC substrate can in particular have values from a range between 6・1017 cm-3and 4・1018 cm-3. The high vanadium doping agent concentration is essentially precipitation free in the crystal structure of the semi-insulating SiC substrate. This means that there are no expanded part areas with a local vanadium doping agent concentration that is a lot higher. To this extent the local maximum value of the vanadium doping agent concentration of any 1 mm3part volume of the SiC substrate is at most 50 % above the said overall average value of the vanadium doping agent concentration. The SiC substrate is thus free of macroscopic vanadium precipitations, whereby macroscopic precipitations are defined as those with a randomly oriented greatest extension of more than 1 μm. The semi-insulating SiC substrates essentially comprises only a single SiC polytype, for example 4H-SiC, 6H-SiC, 3C-SiC or 15R-SiC. Furthermore, the SiC substrates can be doped with the second doping agent nitrogen, as described above in connection with the SiC volume monocrystal 2. 
Claims
1.     Method for the production of at least one SiC volume monocrystal (2; 33) with a specific electrical resistance of at least 105 Ωcm, wherein
a) in at least one crystal growing area (5; 36) of a growth crucible (3; 34) an SiC growth gas phase (9; 38) is produced and the SiC volume monocrystal (2; 33) grows by means of deposition from the SiC growth gas phase (9; 38),
b) the SiC growth gas phase (9; 38) is supplied from an SiC source material (6; 31), which is located in an SiC supply area (4; 35) inside the growth crucible (3; 34), wherein material is transported from the SiC supply area (4; 35) to a growth boundary surface (16; 39) of the growing SiC volume monocrystal (2; 33),
c) vanadium is supplied as a doping agent of the growing SiC volume monocrystal (2; 33) to the crystal growing area (5; 36),
d) a growing temperature of at least 2250 °C is set at the growth boundary surface (16; 39) of the growing SiC volume monocrystal (2; 33), so that the SiC volume monocrystal (2; 33) grows doped with a vanadium doping agent concentration of more than 5・1017 cm-3,
e) the transport of material from the SiC supply area (4; 35) to the growth boundary surface (16; 39) in addition to the temperature conditions in the growth crucible (3; 34) is set by means of an additional transport influencing measure (18; 25; 28; 31; 41), so that the growing temperature at the growth boundary surface (16; 39) and the transport of material to the growth boundary surface (16; 39) can be influenced at least mostly independently of one another.
2.     Method according to claim 1, characterised in that as the additional transport influencing measure at least one gas-permeable membrane (18; 25; 28; 41) made from a porous material is arranged between the SiC supply area (4; 35) and the crystal growing area (5; 36). 
3.     Method according to either claim 1 or claim 2, characterised in thatas the additional transport influencing measure during the transport of material from the SiC supply area (4) and to the growth boundary surface (16) at least one resublimation step is performed.
4.     Method according to any one of the preceding claims, characterised in that as the additional transport influencing measure for the SiC source material (31), which is inserted to the SiC supply area (4), a powdered SiC material is used with a specific density in a range of between 0.8 g/cm3 and 3.2 g/cm3. 
5.     Method according to any one of the preceding claims, characterised in that the vanadium to be incorporated as a doping agent into the growing SiC volume monocrystal (2; 31) is added prior to the actual growth of the SiC volume monocrystal (2; 33) one of the group of to the SiC source material (6; 31) and to an open doping agent container (22) which is placed inside the SiC source material (6).
6.     Method according to any one of the preceding claims, characterised in that nitrogen is supplied to the crystal growing area (5; 36) as an additional doping agent of the growing SiC volume monocrystal (2; 33). 
7.     Method according to any one of the preceding claims, characterised in that two SiC volume monocrystals (2, 33) are produced, wherein the growth crucible (34) is provided with two separate crystal growing areas (5, 36), between which the SiC supply area (35) is positioned, which is covered relative to each of the two crystal growing areas (5, 36) respectively with a gas-permeable membrane (18, 41) made of a porous material. 
8.     Monocrystalline SiC substrate with a specific electrical resistance of at least 105 Ωcm, wherein
a) the SiC substrate is doped with vanadium as the doping agent and over the whole SiC substrate has a total average value of a vanadium doping agent concentration of more than 5・1017 cm-3, and
b) a local maximum value of the vanadium doping agent concentration determined in any 1 mm3 part volume of the SiC substrate is at most 50% above the total average value of the vanadium doping agent concentration.
9.     SiC substrate according to claim 8, characterised in that the overall average value of the vanadium doping agent concentration is at least 6・1017cm-3. 
10.    SiC substrate according to claim 8 or 9, characterised in that an SiC crystal structure is provided with only a single SiC polytype, in particular one of the SiC polytypes 4H, 6H, 3C and 15R. 
11.    SiC substrate according to any one of claims 8 to 10, characterised in thatthe SiC substrate has a main substrate surface with a substrate diameter of at least 7.62 cm. 
12.    SiC substrate according to any one of claims 8 to 11, characterised in thatthe SiC substrate has a main substrate surface and an average micropipe density relative to the total main substrate surface of at most 10 cm-2.
13.    SiC substrate according to any one of claims 8 to 12, characterised in thatnitrogen is used as an additional doping agent and a nitrogen doping agent concentration is at least 5・1016 cm-3.
Abstract
The method is used for the production of at least one SiC volume monocrystal (2) with a specific electrical resistance of at least 105 Ωcm, wherein in at least one crystal growing area (5) of a growth crucible (3) an SiC growth gas phase (9) is generated and the SiC volume monocrystal (2) grows by depositing from the SiC growth gas phase (9). The SiC growth gas phase (9) is supplied from a SiC source material (6), which is located in an SiC supply area (4) inside the growth crucible (3), the material being transported from the SiC supply area (4) to a growth boundary surface (16) of the growing SiC volume monocrystal (2). Vanadium is added to the crystal growing area (5) as a doping agent of the growing SiC volume monocrystal (2). At the growth boundary surface (16) of the growing SiC volume monocrystal (2) a growing temperature is set of at least 2250 °C so that the SiC volume monocrystal (2) grows doped with a vanadium doping agent concentration of more than 5・1017 cm-3. The transport of material from the SiC supply area (4) to the growth boundary surface (16) is additionally adapted to the temperature conditions in the growth crucible (3) by means of an additional transport influencing means (18), so that the growing temperature at the growth boundary surface (16) and the transport of material to the growth boundary surface (16) can be influenced largely independently of one another. 
- Fig. 1 -
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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