CN104246023A

CN104246023A - 大直径高品质的SiC单晶、方法和设备

Info

Publication number: CN104246023A
Application number: CN201380020815.XA
Authority: CN
Inventors: I·茨维巴克; T·E·安德森; A·E·索兹; G·E·鲁兰德; A·K·古普塔; V·雷加拉詹; P·吴; X·徐
Original assignee: II VI Inc
Current assignee: Erlu Advanced Materials Co.,Ltd.
Priority date: 2012-04-20
Filing date: 2013-04-22
Publication date: 2014-12-24
Anticipated expiration: 2033-04-22
Also published as: JP6226959B2; JP2015514673A; US20130280466A1; CN104246023B; EP2852699A1; US8741413B2; KR101731239B1; EP2851456A1; EP2852699A4; USRE46315E1; WO2013159083A1; KR20140126371A

Abstract

描述了用于形成适于生产直径为100、125、150和200mm的高晶体品质SiC基底的大直径SiC单晶的方法和系统。SiC单晶通过接种升华技术在浅径向温度梯度的存在下生长。在SiC升华生长期间，过滤掉碳颗粒的带有SiC的蒸气通量通过置于晶种与带有SiC的蒸气源之间的分隔板基本限制于晶种表面的中心面积。分隔板包括被第二基本蒸气不可透部件围绕的第一基本蒸气可透部件。长成的晶体具有平或微凸的生长界面。由长成的晶体制造的大直径SiC晶片显示出低晶格曲率和低密度的晶体缺陷如堆垛层错、夹杂、微管和位错。

Description

大直径高品质的SiC单晶、方法和设备

发明背景

发明领域

本发明涉及4H和6H多型体的高品质大直径碳化硅(SiC)单晶及其升华生长方法。本发明SiC单晶可用于半导体、电子和光电器件如大功率和高频二极管和晶体管、超快半导体光开关、在严苛环境中工作的检测器以及许多其它器件中。

本发明是改进的SiC升华晶体生长方法。本发明的主要新方面是控制蒸气传输和温度梯度，其中所述传输限制于生长的晶体的中心面积，而晶体及其周围在接近零的径向温度梯度条件下。这导致有利地成型生长界面，例如是平的或朝向来源轻微凸起的，降低的晶体应力和降低的晶体缺陷密度。

本发明其它新方面包括SiC源通过升华和蒸气从源自SiC源的颗粒过滤而就地致密化。作为任选特征，本发明包括由元素组分就地合成SiC源的步骤。

通过本发明生长方法生长的SiC单晶适于制造4H和6H多型体、n型和半绝缘的大直径高品质SiC单晶基底，包括直径为100mm、125mm、150mm和200mm的基底。

相关技术描述

过去十年来，在SiC晶体生长和基底制造中实现了显著的进步。目前市售的最大SiC基底是直径为100mm的4H和6H SiC晶片。150mm基底正在开发中，目前有限量的150mm n型基底基于试验或抽样可得到。150mm直径SiC基底以及未来200mm基底的广泛实现能赋予SiC-和GaN基半导体器件的显著成本降低。

开发级150mm n型晶片是本领域中已知的。然而，SiC基器件的进展仍受到市售高品质150mm SiC基底的稀缺性和200mm基底的不可得性制约。

SiC基底中的有害缺陷包括：位错、微管、堆垛层错、外来多型体的夹杂和碳夹杂。SiC基底中的应力是对器件性能和技术有害的另一因素。

位错和微管

六方形SiC中的主要位错类型是：螺纹螺型位错(TSD)、螺纹刃型位错(TED)和基面位错(BPD)。术语“螺纹”意指位错线近似地平行于六方形<0001>轴。术语“基”意指位错线位于基础六方形(0001)平面中。TSD导致泄漏和器件劣化，而BPD导致偏移下堆垛层错的产生，以及随后终端器件失效。TED视为相对良性缺陷。

微管(MP)为具有超过3c的伯格斯矢量的空心TSD，其中c为晶格参数。4H SiC均相外延层通常在4°切割基底上生长，由此存在的至少一部分位错和微管从基底延伸到外层(epilayer)中。MP为甚至在低偏压下导致严重的电荷泄漏的“器件杀手”。

在KOH基熔剂中蚀刻通常用于显示出由于位错和MP导致的腐蚀坑—各位错类型产生具有特性几何形状的腐蚀坑。除蚀刻外，MP密度(MPD)可通过在偏光显微镜下研究抛光的SiC晶片而光学上测定。在轴SiC晶片(即平行于六方形c面取向)或离轴几度取向的晶片上蚀刻时，各螺纹位错和MP在晶片表面上产生一个腐蚀坑。因此，MP、TSD和TED密度作为每1cm²晶片表面的相应腐蚀坑的数目测量。

SiC相关文献和本公开内容中所用术语‘位错密度’、‘总位错密度’和‘晶片平均位错密度’应当理解为每1cm²晶片表面的腐蚀坑密度，因此表明螺纹位错的密度。

BPD线在基面中，且产生的腐蚀坑BPD的数目取决于晶片切角。例如，BPD不产生在轴晶片中的腐蚀坑。显示BPD的最佳方法是通过x射线拓扑图，其中它们作为多个曲线可见。因此，BPD密度作为每总分析体积的基底(cm³)的BPD线总长度(cm)计算，即以cm/cm³为单位。

微管为具有超过3c的伯格斯矢量的空心TSD，其中c为晶格参数。微管是触发围绕微管的BPD回路产生的应力集中器。微观是甚至在低偏压下导致严重的电荷泄漏的“器件杀手”。除蚀刻外，微管密度(MPD)可通过在偏光显微镜下研究抛光的SiC晶片而光学测定。

几个工业厂商论证了具有MPD＝0的3”和100mm SiC基底。然而，商业基底中的平均MPD值通常为高于0.1至0.2cm^-2。

堆垛层错

对于4H和6H多型体，<0001>方向中的正常堆积顺序分别是‘ABCB’和‘ABCACB’。堆垛层错(SF)是违反理想堆积顺序并由于非最佳化生长条件而显现的二维缺陷。在4°切割4H SiC基底上的均相外延生长期间，SF从基底传播至外层(epilayer)中。SF的存在可通过x射线拓扑图和光致发光检测。基于x射线拓扑图，SF密度可表示为SF占据的基底面积的百分数。SF为器件的末端。

外来多型体的夹杂

各种SiC多型体的自由能是接近的，且在4H和6H晶体中通常观察到多型体夹杂如15R，当生长条件非最佳化或者不稳定时尤其如此。15R的点阵是菱面体，且六面形4H和6H中15R夹杂导致粗缺陷，例如位错壁和微管簇。

碳夹杂

碳夹杂在SiC晶体中是常见的，且它们的来源通常指定为废碳化SiC源。SiC的蒸发与富含硅的蒸气是不一致的。因此，在生长期间发生碳残余物的逐步累积，其为轻且片状的物质。来自残余物的碳颗粒变成空气传播的，并通过蒸气通量输送，结合到生长的晶体中。可来自尺寸为mm至几μm的部分的碳夹杂通常在抛光晶片中作为光散射云可见。大的碳夹杂导致微管，而小尺寸夹杂的云提高位错密度。

X射线品质

x射线摇摆曲线方法提供关于晶格曲率和x射线反射扩宽的定量信息。晶格曲率表示为ΔΩ，其为晶片表面上的不同点之间的试样角Ω的变化(ΔΩ＝Ω_MAX-Ω_MIN)。高ΔΩ值是强点阵变形的指示。在最高品质SiC基底中，ΔΩ为0.1°以下，而在目前的商业SiC基底中，通常观察到高至0.2-0.3°的ΔΩ值。

x射线反射扩宽表示为反射峰的半宽度(FWHM)。高FWHM值为点阵无序，例如高位错密度和小角晶粒的结果。对于最高品质的4H SiC基底，FWHM值为约10-12角秒，且与入射的单色x射线束的角发散相当。在目前的商业SiC晶片中，FWHM值通常为15角秒以上且至多75-100角秒。25-30角秒以上的FWHM值为次晶体品质的信号。

应力

在SiC晶片中，技术人员可区别总晶片尺寸应力和局部应力。应力值可通过拉曼光谱法或特殊x射线方法量化。然而，简单得多的定性技术例行地应用于SiC晶片—在交叉偏振器下目测检查。基于交叉偏振器对比，可定性地评估应力水平和它的均匀性，并可发现各种宏观缺陷，例如位错簇、多型体夹杂、晶界等。交叉偏振器对比通常定性分类成“低”、“中”或“高”。

现有技术的SiC升华生长

物理蒸气传输(PVT)升华技术广泛用于商业级SiC单晶的生长。现有技术的常规SiC升华生长池示意性地显示于图1中。该方法在通常由熔凝硅石制成的气密室10中进行。室10包括生长坩埚11和围绕坩埚11的热绝缘12。生长坩埚11通常由致密的细晶粒石墨制成，而热绝缘12由轻重量纤维石墨制成。最通常地，加热通过电磁连接在坩埚11上的单RF线圈16提供。然而，可想到使用电阻加热。

坩埚11包括SiC升华源14和SiC单晶晶种15。最通常地，源14(多晶SiC晶粒)置于坩埚11的底部，而晶种15在顶部，例如连接在坩埚盖11a上。

在生长温度(通常2000-2400℃)下，SiC源14蒸发并将坩埚用Si₂C、SiC₂和Si分子的蒸气填充。在生长期间，源14的温度保持高于晶种15，导致生长坩埚中的轴向和径向上均有约10-30℃/cm的温度梯度。蒸气迁移至晶种15中并沉淀在所述晶种上，导致晶种15上SiC单晶17的生长。坩埚中的蒸气传输在图1中由箭头19表示。为控制生长速率和确保晶体品质，升华生长在小的惰性气体压力，通常几托至100托下进行。

如SiC升华生长领域的技术人员所认识到的，两个技术因素对晶体品质而言是关键的：生长SiC单晶17内的径向温度梯度量值和晶体生长界面20的形状。陡的径向梯度导致应力和应力相关晶体缺陷外观，例如BPD。凸或凹的强曲线生长界面导致界面上的粗大步阶外观、堆垛层错、外来多型体的夹杂和其它缺陷。朝向源为凹的(下文中，‘凹’)界面导致生长期间各种缺陷的产生和快速累积。通常认为平或朝向源微凸的(下文中，‘凸’)界面是最有助于高晶体品质的。

通常认为生长界面接近地遵循等温线形状：凹等温线产生凹界面20，而凸等温线获得凸界面20。当温度在径向上从坩埚轴向坩埚壁提高时，径向温度梯度是正的。正径向温度梯度产生凸等温线。当温度在径向上从坩埚轴向坩埚壁降低时，径向温度梯度是负的。负径向温度梯度产生凹等温线。零径向梯度产生平等温线。

来自图1的常规单线圈SiC升华生长装置遭遇差的可控径向温度梯度，当晶体直径大时尤其如此。随着坩埚11和RF线圈16的直径提高，坩埚11与RF线圈16之间的电磁耦合变得不太有效，热场较不均匀且径向梯度更陡。旨在降低有害径向梯度的SiC升华生长方法公开于美国专利6,800,136(下文中“‘136专利”)中。

‘136专利中公开的SiC升华生长系统使用两个独立的平板式加热器，即源加热器和晶锭加热器，其可以为感应或电阻的。加热器与坩埚共轴放置—源加热器置于源材料之下，而晶锭加热器置于生长的晶体之上。为降低径向热损失，理想地降至零，‘136专利的生长设备包括厚圆柱形热绝缘，其中一种选择是另一圆柱形加热器置于生长池周围。‘136专利中公开的生长系统的缺点包括平线圈与圆柱形坩埚的连接差，而盘型电阻加热器妨碍轴向上的热散逸，导致强负径向梯度。

US 2010/0139552中公开的改进SiC升华生长方法显示于图2中。该生长设备包括包含SiC源材料21、SiC晶种22和在晶种22上生长的SiC单晶23的圆柱形生长坩埚20。坩埚20位于与坩埚20共轴放置的两个电阻加热器：顶部加热器28与底部加热器29之间。生长坩埚20以及加热器28和29被热绝缘(未显示)围绕。

顶部加热器28为在中心具有通孔28a的环形。底部杯型加热器29包含两个部分：具有中心孔29b的环形部分29a和圆柱形部分29c。底部加热器29置于下面并围绕包含在生长坩埚20中的源材料21。

图2B显示来自图2A的生长池的模型化结果。3英寸直径SiC晶体23的等温线和轮廓通过有限元模拟得到。坩埚20中的热场可通过调整供入加热器29和28中的电流而调整以在晶体23内产生正且浅径向梯度。然而，当该改进技术应用于较大直径晶锭如150mm直径晶锭的生长时，生长界面是凹或波状的，例如在中心是凹的而在边界上是凸的。

这示于图3中，其描述了类似于图2A，但按比例放大的用于150mm晶体生长的生长池。在SiC晶种34上生长的150mm SiC晶体33的等温线35和轮廓通过有限元模拟得到。可以看出，尽管存在等温线凸度，晶体33中心的生长界面是凹的。

实现凸生长界面的常用实践路线进一步提高等温线凸度。然而，强凸等温线和与其相关的陡的径向梯度导致应力和晶体缺陷。此处假定近似遵循等温线形状的生长界面的一般理解是不准确的，且界面形状不仅由等温线，而且还由蒸汽输送的几何形式决定。

一般而言，SiC源材料31内的温度分布随着与坩埚壁相邻的区域36中达到的最高温度是空间上不均匀的。在生长期间，源从这些较热区域36中蒸发，留下碳残余物，同时在源材料31的较冷顶部区域中形成较致密的SiC体37。因此，来自源材料31的蒸气主要达到生长的SiC晶体33的边界，如图3中的箭头34所示。蒸气分子吸附在生长界面上并在吸附状态下向SiC单晶33晶锭的较冷中心扩散。用这一蒸气传输几何形式，生长的SiC晶体33中心的生长界面具有凹的倾向，当晶锭直径大时尤其如此。图3中的参考数字38和39分别对应于图2A和2B中的加热器28和29。

蒸气传输几何形式对晶体形状的影响示于图4A和4B中，其显示出通过热和质量传输的有限元模拟产生的两个150mm晶锭轮廓。选择热边界条件以产生零径向梯度，即平的等温线。在图4A所示情况下，将蒸气供入SiC单晶晶锭边界，在晶锭中心获得凹界面。在图4B所示情况下，将蒸气供入SiC单晶晶锭中心，在晶锭中心获得凸界面。

SiC升华生长的另一常见问题是源自废(碳化)源的碳夹杂。

尽管SiC升华生长的现有技术是宽泛且大量的，仍需要可再现地获得适于制造高品质大直径如100mm、125mm、150mm和200mm直径的SiC基底的高品质SiC单晶的方法。

发明概述

本文公开了制造SiC单晶的方法，所述方法包括：(a)在温度梯度的存在下在晶种表面上升华生长SiC单晶，同时控制所述梯度以在晶体及其周围实现基本浅的径向梯度；和(b)在步骤(a)期间，通过使带有SiC的蒸气的通量限制于晶种表面的中心面积而控制所述通量。

晶种表面的中心面积可以为基本围绕晶种中心的晶种总表面积的30-60％。

步骤(b)可包括通过借助置于晶种与带有SiC的蒸气的源之间的分隔板使带有SiC的蒸气的通量限制于晶种表面的中心面积而控制所述通量。

分隔板可与晶种隔开晶种直径的约25-75％。

分隔板可具有约4-10mm的厚度。

分隔板可由对带有SiC的蒸气不呈反应性的材料制成或者分隔板可包括涂层以避免形成分隔板的材料与带有SiC的蒸气之间的接触。

分隔板可包括第一外部件，该第一外部件围绕第二内部件，所述第二内部件与第一外部件相比对带有SiC的蒸气显著更可透。

分隔板的第二内部件可占分隔板总面积的20-50％。分隔板可由以下中的至少一种制成：石墨、耐熔化合物、碳化钽或碳化铌。带有SiC的蒸气通过1cm²分隔板内部件面积的质量传输相对于带有SiC的蒸气通过1cm²分隔板外部件面积的质量传输的比例可以为不小于约50/1。

可配置分隔板以从带有SiC的蒸气的通量中基本除去颗粒。

步骤(a)可进一步包括通过在如下二者的存在下升华而生长SiC单晶：在面向带有SiC的蒸气的源的方向上为凸的等温线；和不大于约10K/cm的径向温度梯度。

长成的SiC单晶的中心与待在SiC单晶生长方向上从长成的SiC单晶上切下的晶片的直径之间的厚度差可以为不大于约6mm。

该方法可进一步包括从长成的SiC单晶上切下具有一个或多个以下性能的晶片：堆垛层错的组合面积不大于晶片总面积的约5％、2％或1％；或者在晶片总面积上，晶格曲率不大于约0.2°、0.1°或0.06°；或在晶片总面积上，x射线反射半宽度(FWHM)不大于约50、30或20角秒；或晶片平均微管密度(MPD)不大于约1cm^-2、0.2cm^-2或0.1cm^-2；或晶片平均位错密度不大于约10,000cm^-2、5,000cm^-2或1,000cm^-2。

长成的SiC单晶可具有适于制造直径为100-200mm(包括在内)的晶片的直径。

该方法可进一步包括从长成的SiC单晶上切下具有一个或多个以下性能的晶片：晶片平均微管密度不大于约1cm^-2的平均值；或从晶片中提取的无微管2×2mm正方形模百分数不小于约95％；或从晶片中提取的无微管5×5mm正方形模百分数不小于约90％；或晶片平均位错密度不大于约10⁴cm^-2；或螺纹螺型位错密度不大于约1000cm^-2；或基面位错密度不大于约300cm/cm³；或外来多型体夹杂密度为零；或总晶片面积的不大于约5％的一个或多个碳夹杂云；或边对边晶格曲率不大于约0.15°；或在晶片总面积上，x射线反射半宽度(FWHM)不大于约25角秒。

还公开了SiC升华生长系统，所述系统包括：生长坩埚，构造生长坩埚以间隔关系装有SiC源材料和SiC晶种；和分隔板，所述分隔板将生长坩埚分隔成源室和结晶室，当将SiC源材料装入生长坩埚中时SiC源材料居于源室中，当将SiC晶种装入生长坩埚中时SiC晶种居于结晶室中，其中：分隔板包括第一中心部件，其被第二部件围绕，所述第二部件在SiC晶种上升华生长SiC晶体期间源自SiC源材料的带有SiC的蒸气具有比第一中心部件低的渗透率；且带有SiC的蒸气通过分隔板的1cm²内部件面积的质量传输相对于带有SiC的蒸气通过分隔板的1cm²外部件面积的质量传输之比不小于约50/1。

分隔板可由以下至少一种制成：石墨、耐熔化合物、碳化钽或碳化铌。

分隔板可以在SiC晶种以下与SiC晶种间隔理想地为晶种直径的25-75％的距离。

分隔板可包含碳化钽或碳化铌涂层，且涂层具有约20-40μm的厚度。

分隔板的第一中心部件可包含各自具有约0.1-1mm的最大直径的通道。

还公开了形成大直径高品质SiC晶体的方法，所述方法包括：提供具有顶部、底部和在坩埚的顶部与坩埚底部之间延伸的侧面的生长坩埚；将晶种提供在坩埚内部的顶部，所述晶种具有至少100mm的直径，并将源材料提供在坩埚内部的底部；加热生长坩埚的内部使得源材料与晶种之间形成温度梯度；将源材料加热至升华温度且温度梯度足以确保升华的源材料以蒸气的形式输送至晶种，其中蒸气沉淀在晶种上，导致SiC单晶在晶种上的生长；在生长的SiC单晶及其附近提供朝向源材料等温线的凸起并控制生长的SiC单晶及其附近的径向温度梯度使得它们不超过10K/cm；提供用于从以蒸气形式从源材料至晶种输送的升华的源材料的通量中除去碳颗粒的工具；控制升华的源材料至晶种的通量的几何形式使得在达到晶种时蒸气通量通过将所述通量限制于晶种的中心面积而被控制，所述面积理想地等于晶种面积的约30-60％；和形成具有至少100mm的直径和平或凸生长界面的SiC单晶晶锭使得在晶锭中心与在要从长成晶锭中切下的晶片的直径处测量的晶锭厚度差理想地为6mm以下。

升华的源材料至晶种的通量可通过分隔板限制，所述分隔板具有对升华期间产生的蒸气实质性不同的不同区域。源材料可以为SiC。

从通向晶种的升华的源材料的通量中除去碳颗粒可通过所述升华的源材料的通量穿过分隔板的过滤实现。

分隔板可包括两个部件，一个对SiC升华时产生的蒸气基本不可透，另一个基本蒸气可透。蒸气可透部件可轴对称地置于不可透部件的中心。

蒸气可透部件可占据总板面积的20-50％。分隔板可由以下至少一种制成：石墨、耐熔化合物、碳化钽(TaC)或碳化铌(NbC)。

形成分隔板的材料可通过保护性涂层保护以防被所述蒸气侵袭。

分隔板可以置于生长坩埚中晶种之下理想地为晶种直径的25-75％的距离。

多晶SiC源材料的合成可由元素碳和硅就地进行。

还公开了形成SiC单晶的高品质大直径晶片的方法，所述方法包括：提供具有顶部、底部和在坩埚顶部与坩埚底部之间延伸的侧面的生长坩埚；将晶种提供在坩埚内部的顶部并将源材料提供在坩埚内部的底部；加热生长坩埚内部使得在源材料与晶种之间形成温度梯度，由此将源材料加热至升华温度且温度梯度足以导致升华的源材料以蒸气的形式输送至晶种，其中蒸气沉淀在晶种上，导致SiC单晶在晶种上的生长；形成具有至少100mm的直径的4H或6H多型体SiC单晶晶锭；将形成的4H或6H多型体SiC晶锭制造成具有至少100mm的直径且相对于结晶c轴“在轴”或“离轴”取向的锭；和从锭上切下晶片并将晶片抛光。

晶片可具有以下性能中的至少一个：至少100mm的直径；通过x射线拓扑图测定，堆垛层错的组合面积小于总晶片面积的5％；通过x射线摇摆曲线测定，在整个晶片面积上，晶格曲率不超过0.2°；通过双晶x射线摇摆曲线(具有10-12角秒的角发散和数mm²的入射束面积的单色Cu-Kα射束)测定，在整个晶片面积上，x射线反射半宽度(FWHM)不超过50角秒；晶片平均微管密度(MPD)为1/cm²以下；和/或晶片平均位错密度为10,000cm^-2以下。

另外或者作为选择，晶片可具有以下性能中的至少一个：通过x射线拓扑图测定，堆垛层错的组合面积小于总晶片面积的2％；通过x射线摇摆曲线测定，在整个晶片面积上不超过0.1°的晶格曲率；通过双晶x射线摇摆曲线(具有10-12角秒的角发散和数mm²的入射束面积的单色Cu-Kα射束)测定，在整个晶片面积内，不超过30角秒的x射线反射半宽度；晶片平均微管密度(MPD)为0.2/cm²以下；和/或晶片平均位错密度为5,000cm^-2以下。

另外或者作为选择，晶片可具有以下性能中的至少一个：通过x射线拓扑图测定，堆垛层错的组合面积小于总晶片面积的1％；通过x射线摇摆曲线测定，在整个晶片面积上，晶格曲率不超过0.06°；通过双晶x射线摇摆曲线(具有10-12角秒的角发散和数mm²的入射束面积的单色Cu-Kα射束)测定，在整个晶片面积内，不超过20角秒的x射线反射半宽度；晶片平均微管密度(MPD)为0.1/cm²以下；和/或晶片平均位错密度为1,000cm^-2以下。

还公开了SiC升华生长方法，所述方法包括：(a)提供具有顶部、底部和在坩埚顶部与坩埚底部之间延伸的侧面的坩埚、以间隔关系置于坩埚顶部之上的第一电阻加热器，和第二电阻加热器，所述第二电阻加热器具有以间隔关系置于坩埚底部之下的第一电阻部分和以间隔关系置于坩埚侧面外部周围的第二电阻部分；(b)将晶种提供在坩埚内部的顶部，并将源材料以间隔关系提供在晶种与坩埚底部之间的坩埚内部；(c)提供分隔板，所述分隔板将生长坩埚分成包含SiC源材料的源室和包含SiC晶种的结晶室。

所述板可对工艺气体如氩气、氮气和氦气以及SiC升华期间产生的蒸气如Si、Si₂C和SiC₂至少部分可透。所述板可由对SiC单晶的升华生长期间产生的蒸气不呈反应性或者通过保护性涂层保护以防所述蒸气侵袭的材料制成。

所述板可包括至少两个部件，一个是基本蒸气不可透的且另一个是基本蒸气可透的。蒸气可透部件轴对称地置于蒸气不可透部件的中心，所述蒸气可透部件可占据总板面积的20-50％。

所述板可由石墨、耐熔化合物、碳化钽(TaC)和/或碳化铌(NbC)制成。所述板可具有4-10mm的厚度。所述板可以置于生长坩埚中晶种以下理想地为晶种直径的25-75％的距离。

分隔板的中心蒸气可透部件可包括多个通孔或通道。

方法可进一步包括将向第一和第二电阻加热器应用足够程度的电力以使坩埚温度升高至SiC升华温度并在坩埚内部产生温度梯度，包括：坩埚晶种室中的温度梯度，控制所述晶种室温度梯度以使其径向分量为正(即在晶种室的中心较冷而邻近坩埚壁较热)且不超过10K/cm量级，和坩埚源室中的温度梯度，所述源室温度梯度具有足够的量级以导致初始源材料升华并在分隔板上凝结，由此形成致密多晶SiC体。

方法可进一步包括保持对第一和第二电阻加热器的电力以：导致致密化的多晶SiC体升华并产生蒸气；迫使致密化的多晶SiC体升华时产生的蒸气移动通过分隔板的蒸气可透中心面积；迫使通过分隔板的蒸气可透部分的蒸气移向晶种的中心面积并在所述晶种上凝结，导致晶体生长；和使晶种生长到所需尺寸。

所有步骤可在惰性气体的存在下在1-100托的压力下进行。

方法可进一步包括：向生长坩埚的通过分隔板与结晶室分离的源室中装入元素Si和C；和在将SiC源材料加热至升华温度以前，将元素Si和C加热至低于升华温度的温度以将元素Si和C在源室中合成成固体SiC，所述固体SiC包含初始SiC源材料。

通过以上方法长成的4H和6H多型体大直径高品质SiC基底可具有100-200mm(包括在内)的直径，包括100mm、125mm、150mm和200mm的半导体工业标准直径。基底具有相对于六方形基面(0001)的“在轴”取向，即具有平行于(0001)平面的晶片面；基底具有相对于六方形基面(0001)“离轴”取向，即具有偏离(0001)平面4°或更小角度的晶片面。

基底可具有低的延伸晶格缺陷浓度，包括：

低微管密度：通过在KOH基熔盐中蚀刻或者通过合适的光学技术测定，不超过1cm^-2的微管相关腐蚀坑晶片平均密度；对于2×2mm²模，晶片表面上无微管正方形模百分数超过95％；对于5×5mm²模，晶片表面上无微管正方形模百分数超过90％。

低位错密度：通过在KOH基熔盐中蚀刻测定，不超过1·10⁴cm^-2的位错腐蚀坑晶片平均总密度；通过在KOH基熔盐中蚀刻或者通过合适的x射线拓扑图方法测定，不超过1000cm^-2的螺纹螺型位错密度(TSD)；通过合适的x射线拓扑图方法测定，不超过300cm/cm³的基面位错密度(BPD)。

零外来多型体夹杂密度：

低碳夹杂密度：通过亮光检查、光散射或其它合适光学技术如Candela测定，受微观碳夹杂云影响的晶片面积不超过总晶片面积的5％；

高x射线品质：通过x射线摇摆曲线扫描测定，不超过0.15°的边对边晶格曲率；通过用x射线摇摆曲线(具有10-12角秒的角发散和数mm²的入射束面积的单色Cu-Kα射束)扫描所测定，x射线反射的半宽度(FWHM)不超过25角秒/整个晶片面积。

还公开了SiC物理蒸气传输生长设备，所述设备包括：具有顶部、底部和在坩埚顶部与坩埚底部之间延伸的侧面的生长坩埚，所述坩埚适于在坩埚内部的顶部负载晶种和在坩埚内部以间隔关系在晶种与坩埚底部之间负载源材料，源材料与晶种之间的空间通过分隔板分成包含源材料的源室和包含晶种的结晶室，所述分隔板是对工艺气体如氩气、氮气和氦气以及碳化硅升华时产生的蒸气如Si、Si₂C和SiC₂至少部分可透的；源材料与坩埚底部之间的空间可限定坩埚内部的空穴；第一电阻加热器以间隔关系置于坩埚顶部之上；第二电阻加热器具有以间隔关系置于坩埚底部之下的第一部分和以间隔关系置于坩埚侧面外部周围的第二部分。源材料和晶种可由SiC制成。

第一和第二电阻加热器可对于在置于坩埚内部的顶部的晶种上升华生长具有凸生长界面的生长晶体是有效的，其中长成的SiC单晶的中心与待在SiC单晶的生长方向上从长成的SiC单晶上切下的晶片的直径之间的厚度差可以为不大于约6mm。

坩埚的顶部和底部可以为圆形的。第一电阻加热器可以为盘型，且第二电阻加热器的第一部分可以为盘型。

第一加热器和第二电阻加热器的第一部分可具有生长坩埚的相应顶部和底部的外径的110-130％(包括在内)的外径。

第一电阻加热器和第二电阻加热器的第一部分可具有直径为生长坩埚直径的25-75％的中心孔。

坩埚的侧面可以为圆柱形，且第二电阻加热器的第二部分可以为圆柱形。

第二电阻加热器的第二部分的顶部可置于坩埚高度的50-75％之间的位置上。

第二电阻加热器的第二部分的内径可与坩埚隔开10-25mm的径向距离。

生长坩埚可被分隔板分成包含SiC源材料的源室和包含SiC晶种的结晶室。

所述板可包括两个部件，一个是基本蒸气不可透的，且另一个是基本蒸气可透的。基本蒸气可透部件可轴对称地置于基本蒸气不可透部件的中心。基本蒸气可透部件可占据总板面积的20-50％。

蒸气可透中心部件可由大晶粒开孔性多孔石墨制成。分隔板可通过高温CVD涂覆碳化钽(TaC)或碳化铌(NbC)而防止蒸气侵蚀，涂层厚度理想地为20-40μm。

蒸气可透部件可由多孔石墨制成，该多孔石墨的表面和多孔本体理想地用碳化钽(TaC)获碳化铌(NbC)耐熔化合物CVD涂覆，所述涂层理想地具有20-40μm的厚度。

分隔板的中心蒸气可透部件可包括多个通道或通孔，各自具有理想地0.1-1mm的最大直径。

分隔板的表面可通过CVD涂覆碳化钽(TaC)或碳化铌(NbC)耐熔化合物而防止蒸气侵蚀，所述涂层具有理想地20-40μm的厚度。

还公开了形成高品质SiC单晶晶片的方法，所述方法包括：在SiC单晶晶种上升华生长具有足以切下100-200mm直径的晶片的直径的SiC单晶晶锭，其中所述升华生长在受控的轴向和径向温度梯度和受控的升华源材料通量的存在下进行；和从所述SiC晶锭上切下具有以下性能的SiC晶片：100-200mm(包括在内)的直径；在晶片总面积上，不大于约0.2°、0.1°或0.06°的晶格曲率；和在晶片总面积上，不大于约50、30或20角秒的x射线反射半宽度(FWHM)。

SiC晶片可进一步包括：堆垛层错的组合面积不大于晶片总面积的约5％、2％或1％。

SiC晶片可进一步包括以下中的至少一项：不大于约1cm^-2、0.2cm^-2或0.1cm^-2的晶片平均微管密度(MPD)；或不大于约10,000cm^-2、5,000cm^-2或1,000cm^-2的晶片平均位错密度。

还公开了形成高品质SiC单晶晶片的方法，所述方法包括：在SiC单晶晶种上升华生长具有足以切下100-200mm直径的晶片的直径的SiC单晶晶锭，其中所述升华生长在受控的轴向和径向温度梯度和受控的升华源材料通量的存在下进行；和从所述SiC晶锭上切下堆垛层错的组合面积不大于晶片总面积的约5％、2％或1％的SiC晶片。

SiC晶片可进一步包括：在晶片总面积上，不大于约0.2°、0.1°或0.06°的晶格曲率。

SiC晶片可进一步包括：在晶片总面积上，不大于约50、30或20角秒的x射线反射半宽度(FWHM)。

还公开了具有100-200mm且包括以下中的至少一项的高品质SiC单晶晶片：在晶片总面积上，不大于约0.2°、0.1°或0.06°的晶格曲率；或在晶片总面积上，不大于约50、30或20角秒的x射线反射半宽度(FWHM)；或堆垛层错的组合面积不大于晶片总面积的约5％、2％或1％。

晶体可包括4H多型体或6H多型体。

附图简述

图1为现有技术SiC升华生长池的截面示意图；

图2A-2B为现有技术SiC升华生长池的截面示意图，其各自包括现有技术顶部和底部加热器以避免SiC升华生长期间的径向温度梯度；

图3为图2A的现有技术SiC升华生长池的截面示意图，其显示通过有限元模拟得到的150mm直径SiC晶锭的等温线和轮廓；

图4A-4B为长成的SiC晶体的分离视图，其说明蒸气进料对通过有限元模拟得到的生长界面形状的影响；

图5为根据本发明一个实施方案的SiC升华生长池；

图6为根据本发明另一实施方案的SiC升华生长池；和

图7为图6中所示分隔板的分离视图。

发明详述

本发明是可应用于生长高品质大直径SiC晶体的改进的SiC升华生长方法。本发明旨在通过控制生长池中的温度梯度和升华的源材料的通量而产生平或微凸生长界面，其中控制所述梯度以在晶体及其环境中产生不超过10K/cm的正且基本浅的径向梯度且其中通过限制从源至晶锭中心面积的蒸气传输而控制升华的源材料的通量。另外，公开了通过升华和过滤供向生长的SiC晶体中的颗粒而使SiC源就地致密化，以及SiC源的任选就地合成。

第一实施方案

本发明的原理阐述于图5中。类似于常规SiC升华生长，圆柱形坩埚50包括置于顶部的SiC晶种53和置于底部的SiC源材料51。蒸气通量通过置于坩埚50中的源51与晶种53之间的空间中的板56控制。化学惰性分隔板56对蒸气54是不透的且具有中心开口56a。在操作中，源51蒸发并产生蒸气54，所述蒸气向晶种53迁移。板56中的开口56a通过形成蒸气柱57而限制蒸气通量。柱57中的蒸气向SiC晶种53迁移并基本在晶种53的中心面积处到达所述晶种。蒸气通量的这一几何形式产生至凸生长界面的趋势。为了简化，已从图5中省去了构成包括坩埚50的SiC升华生长池(例如图1)的其余元件。

第二实施方案

参见图6，圆柱形坩埚60由致密的细晶粒石墨或类似材料制备，所述石墨例如但不限于可由Mersen USA Bay City-MI Corp.900HarrisonStreet，Bay City，MI 48708得到的品级2020，可由Toyo Tanso USA，Inc.2575NW Graham Circle，Troutdale，OR 97060得到的品级IG-11。坩埚60的底部装入SiC源材料61，如粒度理想地为0.1-2mm的合成(assynthesized)多晶SiC晶粒。SiC晶种63置于坩埚60的顶部。

图6显示本发明的非限制性实施方案，其中在坩埚60底部装入SiC源材料61。然而可想到，作为选择，SiC源材料61可以另外方式置于坩埚60中，例如但不限于与坩埚60底部的间隔一段距离或者与坩埚60的壁间隔一段距离。

制备分隔板66，其对由SiC源材料61升华产生的蒸气64是化学惰性的。板66的厚度理想地为4-10mm。板66包括两个同心部件：环元件66a和中心元件66b。环元件66a对SiC升华时产生的蒸气具有基本低渗透率且理想地由高密度、小晶粒、低孔隙率石墨或类似材料制成，所述石墨例如但不限于可由Mersen USA Bay City-MI Corp.900Harrison Street，BayCity，MI 48708得到的品级2020。

中心元件66b理想地由低密度、大晶粒、高孔隙率石墨或类似材料制成，所述石墨例如但不限于可由NEC-Morgan Porous Carbon andGraphite Products，200North Town Street，Fostoria，OH 44830得到的PG-25。换言之，环元件66a具有第一低孔隙率，同时中心元件66b具有第二较高孔隙率。由于它具有开放的互连孔的多孔性质，形成中心元件66b的材料对SiC升华时产生的蒸气如Si、Si₂C和SiC₂蒸气是基本可透的。因此，通过SiC源材料61升华产生的蒸气64相对于环元件66a优先通过中心元件66b。就这点而言，分隔板66控制到达SiC晶种63和生长的SiC晶体62的升华的源材料(蒸气64)的通量。中心元件66b的面积理想地为板66总面积的20-50％。

板66的化学惰性可通过在板表面上沉积耐熔化合物保护层而实现。理想地，将板66的所有表面CVD涂覆30-40μm厚耐熔碳化物层，例如但不限于碳化钽(TaC)或碳化铌(NbC)。理想地，板66的多孔元件66b的CVD涂层不实质性降低它对SiC升华期间产生的蒸气的渗透率。

板66在坩埚60内置于SiC源材料61与SiC晶种63之间，由此将坩埚内部基本分成源室61a和生长室62a。板66与SiC晶种63以一定距离设置，理想地距离为晶种直径的25-75％。

将装有SiC源材料61、分隔板66和SiC晶种63的坩埚60放入晶体生长室(未显示)中的在双区电阻加热组件内部，所述双区电阻加热组件包含类似于图3中的加热器38和39的加热器48和49。图6的加热组件能够通过在生长的SiC晶体62及其周围中提供基本浅且正的温度梯度而控制坩埚60中的温度梯度，所述梯度理想地为10℃/cm以下。

坩埚60内部的温度分布可使用有限元模拟评估。使顶部和底部加热器48和49的构造和流过所述加热器的电流最佳化以确保晶体及其附近的径向温度梯度为正的且基本浅的，所述温度梯度理想地为10K/cm以下。

在生长而准备时，将坩埚60所置于其中的室，例如图1中的室10抽空并用纯惰性气体冲洗以消除痕量大气气体和湿气。形成坩埚60的材料对大气空气和惰性气体是基本透明的，但不像对通过SiC源材料61升华产生的带有Si和C的蒸气物种而言一样透明。

接着，启动加热器48和49以升高坩埚温度，理想地2000-2400℃。控制所述室中惰性气体的压力以达到理想地几托至100托。控制顶部和底部加热器48和49中的功率水平使得坩埚60底部的温度高于顶部温度，产生理想地10-30K/cm的轴向温度梯度。

响应于坩埚温度提高至2000-2400℃，合成的(as synthesized)SiC源材料61蒸发并以带有Si和C的蒸气物种64如Si、Si₂C和SiC₂填充源室61a，所述蒸气物种向板66迁移并沉淀在所述板66上以形成致密多晶SiC体65。理想地，合成的(as synthesized)源61至SiC体65的完全再升华在生长的初始阶段，大约生长的前24-36小时期间实现。

致密多晶SiC体65也蒸发，其中源自所述SiC体65的蒸气滤过板66的中心蒸气可透元件66b并向SiC晶种63移动，如箭头67所示。由于板66的蒸气可透元件66b占据板66总面积的20-50％这一事实，蒸气通量主要在SiC晶种63的中心面积达到所述SiC晶种63，所述面积大致等于SiC晶种63总面积的30-60％。

当到达SiC晶种63时，蒸气67沉淀在所述SiC晶种63上，导致SiC单晶62在晶种63上生长。在基本浅且为正的径向梯度的条件下，通过将蒸气通量限制于生长的晶体的中心面积而对蒸气通量的这一控制导致平或微凸的生长界面。同时，源自SiC体65的蒸气在可透元件66b上的过滤导致消除或显著降低了到达生长的晶体62的碳颗粒64a的数目。

碳化硅的就地合成是任选步骤。制备元素碳和硅的混合物并置于坩埚60中的分隔板66以下(代替预混合的SiC源材料61)。碳理想地为粉末的形式，同时硅理想地为尺寸理想地为2-8mm的团块的形式。混合物的原子组成为非化学计量的，其中碳含量理想地为55-70原子％。

将坩埚60所置于其中的室(例如图1中的室10)抽空并用惰性气体填充至理想地200-700托的压力，所述压力大于SiC升华生长的正常压力。然后启动加热器48和49并提高坩埚60的温度以达到理想地1700-1800℃的温度，所述温度低于SiC升华生长的正常温度。使坩埚在该温度和该压力下保温理想地2-6小时。在该保温期间，硅和碳反应就地形成SiC源材料61。惰性气体的高压使来自反应混合物的蒸气流出物，以及来自坩埚的硅的蒸发损失最小化，同时分隔板66防止了合成期间产生的颗粒到达和污染晶种63的表面。混合物中过量的碳防止熔融硅损害石墨坩埚60的壁。

在实现SiC的就地合成以后，使系统中的温度和压力达到SiC升华生长的正常值(上文所述)，且SiC单晶62在SiC单晶晶种63上的生长如上所述进行。

分隔板66的非限制性实施方案显示于图7中。板理想地为4-10mm厚度且包括两个同心部件：环元件66a和中心元件66b。环元件66a由致密石墨或类似材料制成，但不限于此，所述石墨例如可由Mersen USA BayCity-MI Corp.900Harrison Street，Bay City，MI 48708得到的品级2020。中心元件66b由多孔石墨制成，所述石墨例如但不限于可由NEC-MorganPorous Carbon and Graphite Products，200North Town Street，Fostoria，OH 44830得到的PG-25。环元件66a与中心元件66b之间的紧密连接可使用但不限于高温含碳胶或者通过螺纹连接实现。蒸气可透的中心元件66b的面积理想地为板66的总面积的20-50％。

板66的整个表面理想地通过高温CVD涂覆理想地30-40μm厚的TaC(如图7中的项目77所示)而保护以防蒸气侵蚀。对由PG-25多孔石墨制成的TaC涂覆的板的研究显示TaC渗入石墨本体内并涂覆孔的内壁。该渗入改进了板66对SiC源材料61升华产生的蒸气64的惰性，同时不降低板66对蒸气64的渗透率。

由此描述的SiC升华生长方法得到具有平或微凸生长界面的SiC单晶62。界面曲率通过在晶锭中心测量的晶锭厚度与待从长成的SiC单晶上切下的晶片的直径处测量的晶锭厚度之差表征。理想地，该差小于6mm。

石墨对SiC升华期间产生的蒸气的渗透率

板66的效用依赖于致密石墨(66a)相对于多孔石墨(66b)对SiC源材料61升华时产生的蒸气64的不同渗透率。为此，使用由可由Mersen USA BayCity-MI Corp.900Harrison Street，Bay City，MI 48708得到的致密细晶粒石墨2020(下文“2020石墨”)和可由NEC-Morgan Porous Carbon andGraphite Products，200North Town Street，Fostoria，OH 44830得到的多孔石墨PG-25(下文“PG-25石墨”)制成的试验膜进行渗透率实验。将试验膜成型成150mm直径和6mm厚的盘。将一些试验膜CVD涂覆30-40μm厚的TaC涂层。类似于图6中的坩埚60，制备石墨坩埚并在底部装入SiC源材料61。将3mm厚的预称重石墨板(下文“晶种板”)代替SiC晶种连接在坩埚顶部。将试验膜以距离晶种板50mm的距离放入坩埚中。渗透率试验在2200℃的温度和10托的氩气压力下进行。试验持续时间为24小时。

在试验期间，来自SiC源的蒸气在试验膜上凝结，形成多晶SiC的致密体或块(slug)。SiC块蒸发，源自所述SiC块的蒸气滤过试验膜并沉淀在晶种板上以形成致密多晶SiC沉积物。在试验以后，以试验前后的晶种板的重量差计算沉积物的重量。结果显示于表1中。

表1.致密和多孔石墨的蒸气渗透率试验结果

膜的石墨品级	通过膜的总质量传输，g
		未涂覆的致密2020	2
涂有TaC的致密2020	0.5
		未涂覆的多孔PG-25	100
涂有TaC的多孔PG-25	110

表1中的数据显示由致密2020石墨制成的膜的质量传输为由多孔PG-25石墨制成的膜的质量传输的约1/50。致密2020石墨上的TaC涂层进一步降低它的渗透率。这是由于致密石墨的孔径大小在约数μm的数量级，30-40μm TaC涂层进一步密封了石墨表面。然而，多孔PG-25石墨上的类似TaC涂层不导致它的渗透率降低。而是，TaC涂层提高了PG-25石墨的渗透率。该PG-25石墨等级的孔径是大的，为约100μm的数量级，在其上的30-40μm TaC涂层不能密封表面。

使用本发明方法生长的SiC晶体的实施例

使用板66生长能够获得100、125和150mm晶片的大直径SiC单晶62。长成的SiC单晶62包括钒掺杂的半绝缘6H晶体、钒掺杂的半绝缘4HSi晶体和氮掺杂的4H n型晶体。以钒掺杂用于生产半绝缘SiC晶体。关于钒掺杂的现有技术包括U.S.5,611,955；7,608,524；8,216,369；和U.S.2008/0190355；2011/0303884，通过引用将其全部并入本文中。

长成的SiC晶锭显示出平或微凸的生长界面，其中在晶锭中心与在待从长成的SiC单晶上切下的晶片的直径处测量的晶锭厚度的差为6mm以下。

使用多线金刚石锯将长成的SiC晶锭切成直径为100、125和150mm的晶片。所锯下的晶片铺在金刚石淤浆上并以从9逐渐降至1μm的粗粒尺寸抛光。作为最后的步骤，使用化学-机械抛光(CMP)方法将晶片双面抛光。取决于晶片类型和直径，晶片的最终厚度为350-500μm。

使用常用于SiC材料表征的技术研究晶片的晶体品质。首先，在交叉偏振器下检查抛光晶片的总应力程度、均匀性和品质。然后，通过光学显微镜检查碳夹杂的存在。使用用x射线摇摆曲线(具有10-12角秒的角发散和约1mm²的入射束面积的单色Cu-Kα射束)绘图评估x射线品质，包括晶格曲率(ΔΩ)和反射扩宽(FWHM)。微管密度(MPD)和位错密度(DD)通过在熔融KOH中蚀刻，其后将腐蚀坑计算机绘图而测定。另外，通过x射线拓扑图研究晶片的堆垛层错(SF)的存在。结果汇总于表2中并证实使用本发明生长方法制得的大直径SiC晶片的品质。

表2.由使用本发明方法生长的晶体制造的SiC晶片

参考示例性实施方案描述了本发明。本领域技术人员经阅读和理解先前的详细描述会想到明显的改进和改变。意欲将本发明理解为包括所有这类改进和改变，只要它们在所附权利要求书或其等同的范围内。

Claims

1.制造SiC单晶的方法，其包括：

(a)在温度梯度的存在下在晶种表面上升华生长SiC单晶；和

(b)在步骤(a)期间，控制所述温度梯度使得晶体中的径向温度梯度为正且基本浅的，并通过使带有SiC的蒸气的通量基本限制于晶种表面的中心面积而控制所述通量。

2.根据权利要求1的方法，其中晶种表面的中心面积为基本围绕晶种中心的晶种总表面积的30-60％。

3.根据权利要求1的方法，其中步骤(b)包括借助置于晶种与带有SiC的蒸气的源之间的分隔板使带有SiC的蒸气的通量限制于晶种表面的中心面积。

4.根据权利要求3的方法，其中：

分隔板与晶种间隔晶种直径的约25-75％；和

分隔板具有约4-10mm的厚度。

5.根据权利要求3的方法，其中分隔板对带有SiC的蒸气不呈反应性或者包括涂层以避免分隔板与带有SiC的蒸气之间的接触。

6.根据权利要求3的方法，其中分隔板包括第一外部件，该第一外部件围绕第二内部件，第二内部件比第一外部件显著更可透过带有SiC的蒸气。

7.根据权利要求6的方法，其中：

分隔板的第二内部件占分隔板总面积的20-50％；或者

分隔板由石墨、耐熔化合物、碳化钽或碳化铌制成；或者

带有SiC的蒸气通过1cm²分隔板内部件面积的质量传输相对于带有SiC的蒸气通过1cm²分隔板外部件面积的质量传输的比例不小于约50/1。

8.根据权利要求3的方法，其中配置分隔板以从带有SiC的蒸气的通量基本除去颗粒。

9.根据权利要求1的方法，其中步骤(a)进一步包括在如下至少一项存在下升华生长SiC单晶：

在面向带有SiC的蒸气的源的方向上等温线为凸的；和

径向温度梯度不大于约10K/cm。

10.根据权利要求9的方法，其中在SiC单晶的生长方向上SiC单晶中心与SiC单晶直径之间的厚度差不大于约6mm。

11.根据权利要求1的方法，其进一步包括从长成的SiC单晶上切下具有如下中的一项或多项的晶片：

堆垛层错的组合面积不大于晶片总面积的约5％、2％或1％；或者

在晶片总面积上，晶格曲率不大于约0.2°、0.1°或0.06°；或者

在晶片总面积上，x射线反射半宽度(FWHM)不大于约50、30或20角秒；或者

晶片平均微管密度(MPD)不大于约1/cm²、0.2/cm²或0.1/cm²；或者

晶片平均位错密度不大于约10,000cm^-2、5,000cm^-2或1,000cm^-2。

12.根据权利要求1的方法，其中长成的SiC单晶具有约100-200mm的直径。

13.根据权利要求1的方法，其进一步包括从长成的SiC单晶上切下具有以下中一项或多项的晶片：

晶片平均微管密度不大于约平均1/cm；或者

从晶片提取的无微管2×2mm正方形模的百分数不小于约95％；或

从晶片提取的无微管5×5mm正方形模的百分数不小于约90％；或

晶片平均位错密度不大于约10⁴/cm；或

螺纹螺型位错密度不大于约1000/cm；或

基面位错密度不大于约300cm/cm³；或

外来多型体夹杂密度为零；或

不大于总晶片面积的约5％的一个或多个碳夹杂云；或

不大于约0.15°的边对边晶格曲率；或

在晶片总面积上，x射线反射半宽度(FWHM)不大于约25角秒。

14.SiC升华晶体生长系统，其包括：

配置用于以间隔关系装入SiC源材料和SiC晶种的生长坩埚；和

分隔板，其将生长坩埚分隔成当将SiC源材料装入生长坩埚中时SiC源材料居于其中的源室，和当将SiC晶种装入生长坩埚中时SiC晶种居于其中的结晶室，其中：

分隔板包括第一中心部件，该第一中心部件被第二部件围绕，所述第二部件对在SiC晶种上升华生长SiC晶体期间源自SiC源材料的带有SiC的蒸气具有比第一中心部件低的渗透率；和

带有SiC的蒸气通过分隔板的内部件的质量传输相对于带有SiC的蒸气通过分隔板的外部件的质量传输的比例不小于约50/1。

15.根据权利要求14的系统，其中分隔板由以下中的至少一种制成：石墨、耐熔化合物、碳化钽或碳化铌。

16.根据权利要求14的系统，其中分隔板与SiC晶种间隔约20-70mm的距离。

17.根据权利要求14的系统，其中分隔板包括碳化钽或碳化铌涂层，且涂层具有约20-40μm的厚度。

18.根据权利要求14的系统，其中分隔板的第一中心部件包括各自具有约0.1-1mm的最大直径的通道。

19.形成高品质SiC单晶晶片的方法，其包括：

在SiC单晶晶种上升华生长具有足以切下100-200mm直径的晶片的直径的SiC单晶晶锭，其中所述升华生长在受控的轴向和径向温度梯度和受控的升华源材料的通量的存在下进行；和

从所述SiC晶锭上切下具有以下性能的SiC晶片：

100-200mm(包括在内)的直径；

在晶片总面积上，不大于约0.2°、0.1°或0.06°的晶格曲率；和

在晶片总面积上，不大于约50、30或20角秒的x射线反射半宽度(FWHM)。

20.根据权利要求19的方法，其中SiC晶片进一步包括：堆垛层错的组合面积不大于晶片总面积的约5％、2％或1％。

21.根据权利要求19的方法，其中SiC晶片进一步包括以下中的至少一项：

晶片平均微管密度(MPD)不大于约1cm^-2、0.2cm^-2或0.1cm^-2；或

晶片平均位错密度不大于约10,000cm^-2、5,000cm^-2或1,000cm^-2。

22.形成高品质SiC单晶晶片的方法，其包括：

从所述SiC晶锭上切下具有不大于晶片总面积的约5％、2％或1％的堆垛层错的组合面积的SiC晶片。

23.根据权利要求22的方法，其中SiC晶片进一步包括：在晶片总面积上，不大于约0.2°、0.1°或0.06°的晶格曲率。

24.根据权利要求22的方法，其中SiC晶片进一步包括：在晶片总面积上，不大于约50、30或20角秒的x射线反射半宽度(FWHM)。

25.根据权利要求22的方法，其中SiC晶片进一步包含以下中的至少一项：

晶片平均微管密度(MPD)不大于约1cm^-2、0.2cm^-2或0.1cm^-2；或

晶片平均位错密度不大于约10,000cm^-2、5,000cm^-2或1,000cm^-2。

26.高品质SiC单晶晶片，其具有100-200mm的直径且包括以下中的至少一项：

在晶片总面积上，晶格曲率不大于约0.2°、0.1°或0.06°；或

在晶片总面积上，x射线反射半宽度(FWHM)不大于约50、30或20角秒；或

堆垛层错的组合面积不大于晶片总面积的约5％、2％或1％。

27.根据权利要求26的SiC单晶，其中晶体包括4H多型体或6H多型体。