JP2024510616A - 均質ならせん転位分布のＳｉＣバルク単結晶の製造方法及びＳｉＣ基板 - Google Patents

Abstract

この方法は、昇華育成によって少なくとも１つのＳｉＣバルク単結晶（２）を製造することを意図している。育成開始前に、育成るつぼの結晶成長領域内に、成長表面（１８）を有するＳｉＣ種結晶（８）を載置し、育成るつぼのＳｉＣ貯蔵領域内に原料物質を導入する。育成中に、最高２４００℃の育成温度及び０．１ｍｂａｒ～１００ｍｂａｒの育成圧力で、ＳｉＣ原料物質の昇華によって、且つ、結晶成長領域への昇華した気体状の成分の輸送によって、そこでＳｉＣ成長気相を生成し、その中で、ＳｉＣ成長気相からの堆積によってＳｉＣ種結晶（８）上でＳｉＣバルク単結晶（２）が成長する。育成開始前に、育成表面（１８）において、種らせん転位（２０）の存在について検査し、成長表面（１８）を種セグメントに分割し、種セグメントごとに、関連する局所らせん転位種セグメント密度を特定し、処理し、それにより、局所らせん転位種セグメント密度が、成長表面（１８）全体について特定される総らせん転位種密度を、少なくとも１．５～４の倍率で上回るそれぞれの種セグメント内で、核形成中心（２２）を生成し、核形成中心（２２）は、その後に実施される育成中における、それぞれ少なくとも１つの補償らせん転位の出発点である。

Description

欧州特許出願ＥＰ２１１６３８０３．６の内容が、参照により本明細書に組み込まれる。

本発明は、昇華育成（Ｓｕｂｌｉｍａｔｉｏｎｓｚｕｅｃｈｔｕｎｇ）によって少なくとも１つのＳｉＣバルク単結晶を製造するための方法及び単結晶ＳｉＣ基板に関する。

半導体材料である炭化ケイ素（ＳｉＣ）は、その優れた物理的、化学的、電気的及び光学的特性により、取り分け、パワーエレクトロニクス半導体部品、高周波部品及び特殊発光半導体部品の出発材料としても、使用されている。これらの部品には、可能な限り大きな基板直径及び可能な限り高い品質を有するＳｉＣ基板（＝ＳｉＣウェーハ）が必要である。

ＳｉＣ基板のベースは、高品質のＳｉＣバルク単結晶であり、これは、通常、物理蒸着（ＰＶＴ）、特に（昇華）方法－その例は特許文献１に記載されている－によって製造される。この育成方法（Ｚｕｅｃｈｔｕｎｇｓｖｅｒｆａｈｒｅｎ）では、ＳｉＣ種結晶としての単結晶ＳｉＣディスクが、適切な原料物質とともに育成るつぼに導入される。管理された温度条件及び圧力条件の下で、原料物質が昇華され、気体状の種がＳｉＣ種結晶上に堆積し、それにより、ＳｉＣバルク単結晶がそこで成長する。

次いで、ＳｉＣバルク単結晶から、例えば糸鋸を用いて、ディスク状の単結晶ＳｉＣ基板を切り出し、その表面を多段階で、特に数回の研磨工程によって、精製処理した後に、これらの単結晶ＳｉＣ基板に、部品生産工程の一部として、ＳｉＣ又はＧａＮ（窒化ガリウム）などからなる少なくとも１つの薄い単結晶エピタキシャル層を付与する。このエピタキシャル層の特性は、ひいては最終的にはそれから製造される部品の特性も、ＳｉＣ基板又はその下にあるＳｉＣバルク単結晶の品質に大きく依存する。

エピタキシャル層の製造では、特に、ＳｉＣ基板内に存在する可能性のあるらせん転位（英語では「ｔｈｒｅａｄｉｎｇ ｓｃｒｅｗ ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ」、ＴＳＤと略される）が重要である。というのは、らせん転位はエピタキシャル層に伝播することがあり、その結果、それから生産された電子部品の品質及び／又は歩留まりの低下が生じ得るからである。歩留まりを高くするためには、結晶成長（Ｋｒｉｓｔａｌｌｗａｃｈｓｔｕｍ）中に理想的な結晶形状からのずれによって発生し得るらせん転位などの結晶欠陥を可能な限り回避すべきである。更に、ＰＶＴプロセスによるＳｉＣバルク単結晶の製造は、非常にコスト及び時間がかかる。転位によって引き起こされる不完全な結晶構造等の故に部品製造に更に使用できない材料は、歩留まりの大幅な低下及びコストの増加をもたらす。

特許文献２には、二段階の育成プロセスに基づく方法が記載されており、この方法では、成長速度が低く圧力を高めた第１の育成段階で、成長中のＳｉＣバルク単結晶の縁部領域におけるらせん転位が積層欠陥に変換され、次いで、これらは、成長方向に対して垂直に外側に成長する（ｗａｃｈｓｅｎ）。それに続く第２の育成段階で、成長速度が（減圧下で）上昇され、その後に成長するＳｉＣバルク単結晶は、縁部領域におけるらせん転位の数が減少した結晶バルクを有する。しかしながら、縁部領域のみにおいてらせん転位密度が低くても、ＳｉＣ基板上に電子部品を経済的に製造可能にするには十分ではない。従って、らせん転位密度の更なる低下が望ましい。

米国特許第８，８６５，３２４号明細書 米国特許第９，２３４，２９７号明細書 米国特許出願公開第２００６／００７３７０７号明細書

本発明の目的は、既知の解決策に比べて改善された、ＳｉＣバルク単結晶を製造するための方法及び改善された単結晶ＳｉＣ基板を提供することである。

この方法に関する課題を解決するために、請求項１の特徴に対応する方法が記載されている。本発明による方法は、昇華育成によって少なくとも１つのＳｉＣバルク単結晶を製造するための方法であって、育成開始に先立って、成長表面を有するＳｉＣ種結晶が育成るつぼの結晶成長領域に配置され、育成るつぼのＳｉＣ貯蔵領域に、ＳｉＣ原料物質、取り分け粉末状の若しくは取り分け圧縮された、好ましくは少なくとも部分的に圧縮された、ＳｉＣ原料物質、又は、取り分け、単結晶若しくは多結晶固体ブロックの形態の、好ましくは３．０ｇ／ｃｍ^２～３．２１ｇ／ｃｍ^２の密度を有する、ＳｉＣ原料物質、或いは、特にこれらの異なるＳｉＣ原料物質の組み合わせを導入する、方法である。育成（Ｚｕｅｃｈｔｕｎｇ）中に、取り分け成長中のＳｉＣバルク単結晶の成長界面において生じる最高２４００℃の育成温度及び０．１ｍｂａｒ～１００ｍｂａｒの育成圧力において、ＳｉＣ原料物質の昇華によって且つ結晶成長領域への昇華した気体状の成分の輸送によって、そこにＳｉＣ成長気相が生成され、その中で、ＳｉＣ成長気相からの堆積によってＳｉＣ種結晶上でＳｉＣバルク単結晶が成長する。このプロセスにおいて、育成開始前に、ＳｉＣ種結晶を成長表面における種らせん転位の存在について検査する。この検査では、成長表面を種セグメントに分割し、種セグメントごとに、関連する局所らせん転位種セグメント密度を特定する。更に、育成開始前に、ＳｉＣ種結晶の成長表面を処理し、それにより、成長表面全体について特定される総らせん転位種密度を少なくとも１．５～４倍、特に少なくとも２倍、上回る局所らせん転位種セグメント密度を有するそれぞれの種セグメント内で核形成中心を生成する。この核形成中心が、その後に実施される育成中における、それぞれ、少なくとも１つの補償らせん転位の（特に可能な）出発点である。

種セグメントはそれぞれ、特に、円形、正方形又は長方形であり得、それぞれ、好適には１ｍｍ^２～１００ｍｍ^２、好ましくは５ｍｍ^２又は１０ｍｍ^２、の種セグメント面積を有し得る。他の種セグメント幾何学形状も可能である。好適には、全ての種セグメントの種セグメント幾何学形状及び／又は種セグメント面積は、それぞれ、同じである。その例外が、例えば、ＳｉＣ種結晶の縁部にある種セグメントに当てはまる場合がある。しかしながら、原理的には、種セグメントは、また、それ以外の点では互いに逸脱する、特に任意な程度に互いに逸脱する、種セグメント幾何学形状及び／又は種セグメント面積を有し得る。

その際、総らせん転位種密度は、特に、ＳｉＣ種結晶の成長表面全体において特定された全ての種らせん転位の数をこの成長表面の総面積に関係付けることによって特定することができる。或いは、総らせん転位種密度は、成長表面の全ての種セグメントの局所らせん転位種セグメント密度の算術平均としても特定することができる。この点において、総らせん転位種密度は、特に全体的及び／又は平均らせん転位種密度とも呼ばれる。

ここで、らせん転位は、純粋ならせん転位と、ｍ－結晶方向又はａ－結晶方向に少なくとも１つの成分をも有する混合形態のうちの１つの両方と理解される。

それぞれの核形成中心は、必ずしもそうである必要はないが、結晶育成中に形成される補償らせん転位のための実際の出発点であり得る。特に、この種の補償螺旋転位は、まさに１つの核形成中心に形成される。しかしながら、核形成中心が、２つ以上の補償らせん転位のための出発点である可能性もある。特に、核形成中心は、検出された全ての種らせん転位に対して生成される。

有利なことに、核形成中心は、以前の、特にセグメントごとの、検査で局所らせん転位シードセグメント密度の増加が検出された場所で生成される。

成長中のＳｉＣバルク単結晶（従って、また、その後にそれから製造されるディスク状のＳｉＣ基板）におけるらせん転位密度の局所的な増加の主な原因は、育成に使用されるＳｉＣ種結晶であることが認識されている。従って、ＳｉＣ種結晶中に存在する種らせん転位は、育成過程の間に、成長中のＳｉＣバルク単結晶内へ成長方向に伝播することができる。これを回避するために、ＳｉＣ種結晶の成長表面は処理され、それによって特定的に挿入又は適用された核形成中心が提供される。育成プロセスの開始時に、これらの核形成中心は、特に、追加的ならせん転位、即ち補償らせん転位、の出発点となる。次いで、特定的に置かれた核形成中心から生じるそのような補償らせん転位は、核形成中心の位置でＳｉＣ種結晶から続くらせん転位と好適に再結合することができる。

ＳｉＣ種結晶に由来するらせん転位と、核形成中心で、例えばその人工表面構造において、核形成されたらせん転位（＝補償らせん転位）との相互作用によって、これらのらせん転位は、再結合し、打ち消し合う。この有利な再結合は、特に、回転方向が異なる、即ち、それぞれのバーガース ベクトルの符号が異なる、らせん転位が関与する場合に、生じる。ＳｉＣ種結晶では、正のバーガース ベクトルを有するらせん転位の数と負のバーガース ベクトルを有するらせん転位の数との比率は、通常、ほぼ１であるので、ＳｉＣ種結晶では、正のバーガース ベクトルを有するらせん転位の数と負のバーガース ベクトルを有するらせん転位の数との比率は、通常、ほぼ１であるため、故意に引き起こされた補償らせん転位によって、成長中のＳｉＣバルク単結晶における両方の割合を低下させることができる。これは、検査中に、ＳｉＣ種結晶内で局所らせん転位種セグメント密度の増加が検出され、それに応じて核形成中心が目標の方法で形成された位置において特に当てはまる。

補償らせん転位を生成するための上記のメカニズムに加えて、初期結晶成長プロセスに関連してＳｉＣ種結晶の成長表面を処理、特に構造化、することによって、追加的に微視的な内部表面を生成することもできる。この微視的な内面は、とりわけ、正又は負のバーガース ベクトルを有する追加的ならせん転位の出発点であることがあり、これらは、有利には、同様に補償らせん転位として、（増加した局所）らせん転位密度を低下させることに寄与することができる。

即ち、互いに再結合するらせん転位は、好適には互いに打ち消し合い、再結合箇所以降の成長中のＳｉＣバルク単結晶の結晶構造において、もはや存在しない。それによって、成長中のＳｉＣバルク単結晶中のらせん転位密度が、局所的に見ても全体的に見ても、低下する。更に、成長中のＳｉＣバルク単結晶において、らせん転位の分布が統一的になる。次いで、猶も残っているらせん転位は、半径方向又は横方向（即ち、成長方向に対して垂直の向きの成長中のＳｉＣバルク単結晶の断面積の内部；これに対して、成長中のＳｉＣバルク単結晶の成長方向は、軸方向とも理解される）に、好適には非常に均質に、分布して配置されている。

本発明による方法によって、成長中のＳｉＣバルク単結晶（ひいては、また、後にそれから製造されるディスク状のＳｉＣ基板）におけるらせん転位密度を、好適にはどこでも、そして、例えば縁部領域においてのみならず、低下させ、特に均質化することもできる。これには、これまでに知られている方法に比べて利点がある。

育成開始前のＳｉＣ種結晶の検査及び処理は、特にＳｉＣ種結晶を育成るつぼに載置する前に行なわれる。検査中、ＳｉＣ種結晶は、育成プロセスで使用される前に、その種らせん転位に関して特性評価される。特に、局所らせん転位種セグメント密度が増加した種セグメントが、定義（＝特定）され、正しい位置に核形成中心を生成する処理を実施するために、特にマーキングもされる。マーキングは、特に、ｘ－ｙステージを使用することによって行なわれ、このｘ－ｙステージによって、２つの互いに直交する横方向（＝ｘ方向及びｙ方向）において、検査されるＳｉＣ種結晶の正確な位置決めが可能になる。局所らせん転位種セグメント密度が増加した種セグメントのｘ座標及びｙ座標が決定され、保存される。

全体として、本発明による育成方法は、高品質のＳｉＣ基板を得ることができるバルクＳｉＣ単結晶を製造するために使用することができる。そのＳｉＣ結晶構造において高い精度を有するそのようなＳｉＣ基板は、部品製造に関連して実施すべき後続のプロセスステップにとってほぼ理想的な条件を提供する。即ち、本発明によって製造されるＳｉＣバルク単結晶は、特に半導体部品及び／又は高周波部品の製造に非常に効率的に更に使用することができる。

本発明による方法によって、単一のＳｉＣバルク単結晶のみならず、より多くの数、例えば、２、３、４、５又は好適には最大１０個のＳｉＣバルク単結晶をも製造することができる。中心縦軸の方向で見たときにＳｉＣ貯蔵領域の両側に成長する（ａｕｆｗａｃｈｓｅｎ）、２つの、特に中心縦軸の方向で上下又は前後に配置された、ＳｉＣバルク単結晶を育成する方法が好都合である。

本発明による方法の有利な実施形態は、請求項１に従属する請求項の特徴から明らかとなる。

種セグメント内において、特に局所らせん転位種セグメント密度の増加が検出されたそれぞれの種セグメント内において、この種セグメント内で特定される種らせん転位の転位数の少なくとも半分である核形成中心の核形成数が生成される実施形態が好都合である。特に、転位数に対する核形成数の比率は、０．５～１の範囲である。それによって、特定される種らせん転位のできるだけ多く、好ましくはすべて、について、後に種結晶上で成長するＳｉＣバルク単結晶内に形成される補償らせん転位のための出発点が存在することが達成される。

更なる好都合な実施形態によれば、核形成中心は、局所的に限定された、特に追加的に実施された、成長表面の構造化によって、生成される。その際、構造化は、特に、材料除去及び／又は材料塗布によって行なうことができる。狙いを定めて成長表面を構造化することによって、例えば、１つ以上の引っ掻き傷を局所限定的に生成すること及び／又は局所限定的にエッチングすることなどによって、核形成中心、ひいては補償らせん転位のための可能な出発点、を非常に簡単に且つ非常に効率的に形成することができる。ＳｉＣ種結晶の成長表面のそのような特異的に生成された構造上において、補償らせん転位は、特に育成プロセスの開始と同時に、特に良好に核形成する。構造化によって、特に構造化の箇所の成長表面が粗面化される。そのように構造化された領域では、成長表面は、ＳｉＣ種結晶の成長表面で種らせん転位が検出されておらず、且つ、特にＲａ≦０．４ｎｍの粗さが与えられている非構造化領域と比較して、好適には、２～３倍高い粗さを有する。即ち、核形成中心を形成するように特異的に構造化されたＳｉＣ種結晶の成長表面の領域における表面粗さも、ＳｉＣ種結晶の成長表面の非構造化領域におけるよりも、特に２～３倍、大きくなるように設定される。

更なる好都合な実施形態によると、核形成中心は、レーザー照射による成長表面の局所限定的な処理又は加工によって生成される。レーザー放射は、通常、特に材料を除去することによって、成長表面を構造化するために使用されるが、時には、必要に応じて材料を施すやり方で使用される。レーザー放射によって、核形成中心が形成されるように成長表面を非常に単純に構造化することができる。

更なる好都合な実施形態によると、核形成中心は、添加剤による、成長表面の局所的に限定された、特にリソグラフィーによる、コーティングによって生成される。添加剤によるコーティングによって、特に、成長表面の材料塗布による構造化が実施される。成長表面の局所的に限定されたコーティングのための添加剤としては、炭素（Ｃ）、二酸化ケイ素（ＳｉＯ_２）、黒鉛及びグラフェンの群から選ばれる少なくとも１つの材料が使用される。

もう一つの好都合な実施形態によると、核形成中心は、成長表面の局所的に限定された研磨によって生成される。研磨によって、特に、成長表面の材料除去による構造化が実施される。好適には、局所的に限定された研磨は、ダイヤモンド懸濁液によって及び／又は好適な化学機械研磨法－これが好ましい－によって実施される。その際、化学機械研磨法は、好適には、欠陥選択的に又はＴＳＤ選択的に、即ち、特に、種らせん転位がＳｉＣ種結晶の成長表面に存在する位置のみで実施される。研磨プロセスに関しては、例えば、対応する領域を、その後、より粗い粒子の研磨ペーストで再度処理する（従って、再び粗化する）ことによって又はより細かい粒子の研磨ペーストを最終処理から省略することによって、特に局所的により高い表面粗さを達成することが可能である。

更なる好都合な実施形態によると、核形成中心は、成長表面の局所的に限定されたエッチングによって生成される。特にエッチングにより、成長表面の材料除去構造がもたらされる。その際、エッチングは、好適には、欠陥選択的に又はＴＳＤ選択的に、即ち、特に、種らせん転位がＳｉＣ種結晶の成長表面に存在する位置のみで実施される。

もう一つの更なる好都合な実施形態によれば、核形成中心を生成するために、ＳｉＣ種結晶の成長表面上にナノ構造が生成される。生成されるナノ構造は、厚さ方向又は高さ方向において、特に、１ナノメートル（１ｎｍ）～数ナノメートル、好適には最大１０ｎｍ、の範囲の幾何学的寸法を有するが、ここで、原理的には、更により厚いナノ構造も可能である。ナノ構造の実際の厚さは、特に、このナノ構造を製造するためにどの方法が適用されるかにも依存する。

ＳｉＣ種結晶の成長表面に核形成中心を生成するための上述の実施形態は、好適には、互いに組み合わせることもできる。

更なる好都合な実施形態によると、種らせん転位についての検査は、Ｘ線トポグラフィーによって実施される。Ｘ線トポグラフィーは、ＳｉＣ種結晶の成長表面を、全表面に亘って、種らせん転位の存在及びその分布について調べることを可能にする、市販の、有利には非破壊的でもある、測定法である。

もう一つの好都合な実施形態によると、種らせん転位についての検査及び核形成中心を生成するためのＳｉＣ種結晶の成長表面の処理を、組み合わされた方法で実施する。この組み合わされた方法では、種らせん転位についての検査及び成長表面の処理が同時に（＝並行して）実施される。これは、時間及びコストを節約する。しかしながら、原理的には、これらの２つの方法ステップは、連続的に、即ち順次、実施することができる。

ＳｉＣ基板に関する課題を解決するために、請求項１１の特徴に対応するＳｉＣ基板が開示されている。本発明による単結晶ＳｉＣ基板は、昇華育成したＳｉＣバルク単結晶で製造された単結晶ＳｉＣ基板であって、全主表面を有し、ここで、全主表面は、それぞれ関連する基板セグメント面を有する基板セグメントに仮想的に分割されており、各基板セグメントは局所らせん転位基板セグメント密度を有する。この密度は、この基板セグメントの基板セグメント面積に対する、この基板セグメント中に存在する、特に全主表面で検出可能な、基板らせん転位の数を示す数値である。更に、ＳｉＣ基板は、全主表面に適用される総らせん転位基板密度を有する。ＳｉＣ基板は、また、全主表面の少なくとも８５％によって形成される部分面を有し、ここで、部分面の内部に位置する全基板セグメントの局所らせん転位基板セグメント密度は、総らせん転位基板密度から最大２５％逸脱する。

仮想の基板セグメントは、それぞれ、特に、円形、正方形又は長方形であり得、それぞれ、好適には１ｍｍ^２～１００ｍｍ^２、好ましくは５ｍｍ^２又は１０ｍｍ^２、の基板セグメント面積を有し得る。他の基板セグメント幾何学形状も可能である。好適には、全ての基板セグメントの基板セグメント幾何学形状及び／又は基板セグメント面積は、それぞれ、同じである。その例外が、例えば、ＳｉＣ基板の縁部に位置する基板セグメントに当てはまる場合がある。しかしながら、原理的には、基板セグメントは、それ以外の点では互いに逸脱する、特に任意な程度でも互いに逸脱する基板セグメント幾何学形状及び／又は基板セグメント面積を有し得る。

その際、総らせん転位基板密度は、特に、ＳｉＣ基板の全主表面に存在し及び／又は検出可能である全ての基板らせん転位の数をこの全主表面の面積値に関係付けることによって、特定することができる。これに代えて、総らせん転位基板密度は、特に、全主表面の全ての基板セグメントの局所らせん転位基板セグメント密度の算術平均としても特定することができる。この点において、総らせん転位基板密度は、特に全体及び／又は平均らせん転位基板密度とも称することができる。

全主表面の少なくとも８５％によって形成される部分面は、連続的であってもよく、例えば中央又は縁部領域を、含み得る。しかしながら、部分面は、非連続的に形成されていてもよい。この部分面は、有利には、基板らせん転位の非常に均質な分布を有し、従って、電子部品の製造に特に適している。

高い歩留まりで高品質の部品を製造するためのＳｉＣ基板のエピタキシャルコーティングの分野では、ＳｉＣ基板において、基板らせん転位の数が少ないことのみならず、基板らせん転位が横方向にできるだけ均質に分布していることも非常に重要である。というのは、基板らせん転位がエピタキシャル層に伝播し得るからである。例えば、狭い空間に多数のらせん転位がある（即ち、局所らせん転位密度が高い）と、局所的電荷キャリアの寿命の低下及びそれらから製造された電子部品における破壊電圧の低下がもたらされ得る。不均質で局所的に増加したらせん転位密度を有するＳｉＣ基板を使用すると、それによって、それから生産された電子部品の品質低下又は歩留まりの低下がもたらされる。これらの悪影響にもかかわらず、既知の解決策では、例えば特許文献３から明らかであるように、ＳｉＣ基板において横方向に不均質な基板らせん転位の分布が存在している。

それに対して、本発明によるＳｉＣ基板では、この問題は生じない。特に、本発明によるＳｉＣ基板は、低いらせん転位密度と、好適には、また、残存する基板らせん転位のほぼ均質な横方向の分布、即ち、非常に大きな部分面に亘り好適にはＳｉＣ基板の全主表面全体にも亘るほぼ均質ならせん転位分布、とを有する。

本発明によるＳｉＣ基板は、半導体部品を製造するための使用に関する産業上の要件を満たす。全主表面に対して垂直に測定した、そのようなＳｉＣ基板の基板厚さは、特に約１００μｍ～約１０００μｍの間の範囲であり、好適には約２００μｍ～約５００μｍの間の範囲であり、ここで、基板厚さは、全主表面全体に亘って見て、全体的な厚さ変動が好適には最大２０μｍである。ＳｉＣ基板は、一定の機械的安定性を有し、特に自立性である。ＳｉＣ基板は、好ましくは、実質的に円形のディスク形状を有し、即ち、全主表面は、実質的には円形である。場合によって、周縁部に少なくとも１つの識別マーキングが設けられているため、正確な円形の幾何学形状からの僅かなずれが存在することがある。この識別マーキングは、平面又はノッチであり得る。特に、ＳｉＣ基板は、昇華育成したＳｉＣバルク単結晶から、例えば、上述の本発明による製造方法によって育成したＳｉＣバルク単結晶から、ＳｉＣバルク単結晶の中心縦軸に対して垂直に円板として切り取ることによって製造される。

それ以外の点では、本発明によるＳｉＣ基板及びその好都合な変形形態は、本発明による製造方法及びその好都合な変形形態との関連で既に記載したのと同じ利点を実質的に提供する。

本発明によるＳｉＣ基板の更なる有利な実施形態は、請求項１１に従属する請求項の特徴から明らかとなる。

部分面の内部に位置する全基板セグメントの局所らせん転位基板セグメント密度が、総らせん転位基板密度から最大２０％、特に最大１５％、逸脱する実施形態が好都合である。それによって、らせん転位分布の更により大きな好都合な均質性が得られる。

更なる好都合な実施形態によると、部分面は、全主表面の少なくとも９０％のサイズを有する。それによって、全主表面の更により大きな割合が、らせん転位分布の有利な横方向の高い均質性を有する。これにより、ＳｉＣ基板の更により大きな部分を高品質の部品の製造に使用することができる。

もう一つの好都合な実施形態によると、ＳｉＣ基板の総らせん転位基板密度は、最大１０００ｃｍ^－２、特に最大５００ｃｍ^－２、である。これらは、らせん転位密度の値が非常に低く、そのため、ＳｉＣ基板は、この点においても、高品質の部品の製造における使用に非常に良好に適している。

更にもう一つの好都合な実施形態によると、部分面の内部に位置し互いに隣接する任意の２つの基板セグメントの局所らせん転位基板セグメント密度は、最大２５％、特に最大２０％、好適には最大１５％、互いから異なる。それによって、隣接する基板セグメントは、それらのそれぞれの局所らせん転位基板セグメント密度について非常に似た値を有する。従って、基板らせん転位は、ＳｉＣ基板の内部で、非常に均質に分布している。

更なる好都合な実施形態によると、全主表面（ひいては、特に同様にＳｉＣ基板全体）は、少なくとも１５０ｍｍ、特に少なくとも２００ｍｍ、の基板直径を有する。好ましくは、基板直径は、約２００ｍｍである。現在の生産関連の基板直径の上限は、特に２５０ｍｍであるが、原理的には、更により大きな基板直径も考えられる。基板直径が大きいほど、単結晶ＳｉＣ基板を更に半導体部品及び／又は高周波部品の製造などに、より効率的に更に使用することができる。それによって、部品製造コストが下がる。更に、そのような大きな直径を有するＳｉＣ基板は、また、約１ｃｍ^２のベース面積（Ｇｒｕｎｄｆｌａｅｃｈｅ）などを有する比較的大きな半導体部品及び／又は高周波部品を製造するためにも、有利に使用することもできる。

もう一つの好都合な実施形態によると、ＳｉＣ基板は、単一のＳｉＣポリタイプのみ、特にＳｉＣポリタイプ４Ｈ、６Ｈ、１５Ｒ及び３Ｃのうちの１つ、を有するＳｉＣ結晶構造を有する。好ましくは、高度な修飾安定性があり、特にポリタイプ変化がほとんどないことを特徴とする。ＳｉＣ基板が単一のＳｉＣポリタイプのみを有する場合、ＳｉＣ基板は、また、有利には、非常に低い欠陥密度を有する。それによって、非常に高品質のＳｉＣ基板が得られる。ポリタイプ４Ｈが特に好ましい。

もう一つの好都合な実施形態によると、ＳｉＣ基板は、全主表面の面法線に対して僅かに傾斜した配向（＝オフ配向）を有する結晶構造を有し、傾斜角は、０°～８°の範囲、好適には約４°、である。特に、全主表面の面法線は、少なくとも実質的に、それからＳｉＣ基板が製造されるＳｉＣバルク単結晶の成長方向に対応する。特に、オフ配向では、ＳｉＣ基板の全主表面は、結晶構造の（０００１）平面に対して［－１－１２０］結晶方向の方向に０°～８°の範囲の角度で傾斜している。

更なる好都合な実施形態によると、ＳｉＣ基板は、８ｍΩｃｍ～２６ｍΩｃｍ、特に１０ｍΩｃｍ～２４ｍΩｃｍ、の比電気抵抗を有する。

もう一つの好都合な実施形態によると、ＳｉＣ基板は、２５μｍ未満、特に１５μｍ未満、の反り（英語では、ｂｏｗ）を有する。

もう一つの好都合な実施形態によると、ＳｉＣ基板は、４０μｍ未満、特に３０μｍ未満、の歪み（英語では、ｗａｒｐ）を有する。

本発明の更なる特徴、利点及び詳細は、図面に基づく実施形態例の以下の説明から明らかとなる。

ＳｉＣバルク単結晶を昇華育成するための育成装置の実施形態例を示す。 昇華育成に通常使用される、種らせん転位を有する、ＳｉＣ種結晶の実施形態例を、成長方向に沿ったＳｉＣ種結晶の縦断面で示す。 図２による従来のＳｉＣ種結晶上に成長させた、高いらせん転位密度及び不均質ならせん転位分布を有するＳｉＣバルク単結晶の実施形態例を縦断面図で示す。 図１による育成装置によって、目標を定めて局所的に限定して、核形成中心を備えたＳｉＣ種結晶上に成長させた、低下したらせん転位密度及び均質ならせん転位分布を有する、ＳｉＣバルク単結晶の実施形態例を縦断面図で示す。 図４による断面Ｖを、成長中のＳｉＣバルク単結晶におけるらせん転位の再結合の拡大概略図とともに示す。 図２によるＳｉＣ種結晶における種らせん転位のＸ線トポグラフィーによる位置特定と、増加した局所らせん転位密度が検出された領域におけるＳｉＣ種結晶のレーザー構造化とを、組み合わせた方法の実施形態例を示す。 増加した局所らせん転位密度が検出された領域における局所コーティングによって構造化されたＳｉＣ種結晶の実施形態例を示す。 目標を定めて局所的に限定した方法で、核形成中心を備えたＳｉＣ種結晶によって育成した、低下したらせん転位密度及び均質ならせん転位分布を有するＳｉＣバルク単結晶から得られたＳｉＣ基板の実施形態例を、上面図で示す。 高いらせん転位密度及び不均質ならせん転位分布を有する、従来のＳｉＣ種結晶によって育成した、図３によるＳｉＣバルク単結晶から得られたＳｉＣ基板の実施形態例を、上面図で示す。

図１～１２において、互いに対応する部分には同じ参照番号が与えられている。以下でより詳しく説明される実施形態例の詳細は、それ自体で発明を構成することも又は発明の主題の一部を形成することもできる。

図１には、昇華育成によってＳｉＣバルク単結晶２を製造するための育成装置１の実施形態例が図示されている。育成装置１は、ＳｉＣ貯蔵領域４と結晶成長領域５とを含む育成るつぼ３を備える。ＳｉＣ貯蔵領域４には、例えば、粉末状のＳｉＣ原料物質６が存在しており、これは、予め生産された出発材料として、育成プロセスの開始前に育成るつぼ３のＳｉＣ貯蔵領域４に充填されている。

ＳｉＣ貯蔵領域４の反対側にある、育成るつぼ３のるつぼ端壁７の領域には、結晶成長領域５まで軸方向に延在するＳｉＣ種結晶８が取り付けられている。ＳｉＣ種結晶８は、特に単結晶である。示されている実施形態例において、るつぼ端壁７は、育成るつぼ３のるつぼ蓋として形成されている。しかしながら、これは必須ではない。ＳｉＣ種結晶８上では、育成すべきＳｉＣバルク単結晶２が、結晶成長領域５内に形成されるＳｉＣ成長気相９からの堆積によって、成長する。成長中のＳｉＣバルク単結晶２及びＳｉＣ種結晶８は、ほぼ同じ直径を有する。仮にあったとしても、ＳｉＣ種結晶８の種径がＳｉＣバルク単結晶２の単結晶径より小さい誤差は１０％以下である。しかしながら、るつぼ側壁１３の内側と、一方では成長中のＳｉＣバルク単結晶２との間に、他方ではＳｉＣ種結晶８との間に、図１には示されていない隙間が存在し得る。

図１による実施形態例において、るつぼ蓋７を含む育成るつぼ３は、例えば少なくとも１．７５ｇ／ｃｍ^３の密度を有する導電性且つ伝熱性の黒鉛るつぼ材料からなる。その周囲には、熱絶縁層１０が配置されている。後者は、例えば、発泡体状の黒鉛絶縁材料からなり、その多孔度は、黒鉛るつぼ材料の多孔度よりも特に著しく高い。

熱絶縁された育成るつぼ３は、管状の容器１１の内部に載置されており、管状の容器１１は、実施形態例では、石英ガラス管として設計されており、オートクレーブ又は反応器を形成している。育成るつぼ３を加熱するために、加熱コイル１２の形態の誘導加熱装置が容器１１の周囲に配置されている。育成るつぼ３は、加熱コイル１２によって、育成に必要な温度まで加熱される。示されている実施形態例では、これらの成長温度は、少なくとも２２５０℃である。加熱コイル１２は、育成るつぼ３の導電性るつぼ側壁１３に電流を誘導結合する。この電流は、実質的に、円形で中空円筒形のるつぼ側壁１３の内部で周方向に円電流として流れ、それにより、育成るつぼ３を加熱する。必要に応じて、特に、育成るつぼ３の内部の温度又は温度プロファイルを調節し、また場合によって変化させるために、加熱コイル１２と育成るつぼ３との間の相対位置を、軸方向に、即ち、成長中のＳｉＣバルク単結晶２の中心縦軸１４の方向に、変化させることができる。育成プロセス中に軸方向に変化可能な加熱コイル１２の位置は、図１では、両矢印１５で示されている。特に、加熱コイル１２は、成長中のＳｉＣバルク単結晶２の成長進行に応じて位置を変える。この変位は、好適には下方に、即ち、ＳｉＣ原料物質６の方向に、好ましくはＳｉＣバルク単結晶２が成長するのと同じ長さだけ、例えば合計で約２０ｍｍ、起こる。この目的のために、育成装置１は、より詳細には示されていないが、対応して構成された監視手段、制御手段及び調整手段を含む。

結晶成長領域５内のＳｉＣ成長気相９は、ＳｉＣ原料物質６によって供給される。ＳｉＣ成長気相９は、少なくとも、Ｓｉ、Ｓｉ_２Ｃ及びＳｉＣ_２の形態の気体構成成分（＝ＳｉＣ気体種）を含有する。ＳｉＣ原料物質６から成長中のＳｉＣバルク単結晶２の成長界面１６への材料輸送は、一方では軸方向の温度勾配に沿って行なわれる。ＳｉＣ結晶育成に使用される昇華方法（＝ＰＶＴ法）では、材料輸送を含む成長条件は、育成るつぼ３内で生じる温度を介して調整され制御される。成長界面１６では、少なくとも２２５０℃の、特に少なくとも２３５０℃又は２４００℃もの、比較的高い成長温度が生じる。更に、成長界面１６では、中心縦軸１４の方向で測定して、少なくとも５Ｋ／ｃｍ、好ましくは少なくとも１５Ｋ／ｃｍ、の軸方向温度勾配が設定される。育成るつぼ３の内部の温度は、成長中のＳｉＣバルク単結晶２に向かって低下していく。最高温度は、ＳｉＣ貯蔵領域４の領域では、約２４５０℃～２５５０℃である。ＳｉＣ貯蔵領域４と成長界面１６との間の特に１００℃～１５０℃の温度差を有するこの温度プロファイルは、様々な手段を介して達成することができる。例えば、軸方向で変動する加熱は、加熱コイル１２を２つ以上の軸方向の部分に分割することによって提供することができる（詳細には図示せず）。更に、育成るつぼ３の下部においては、例えば加熱コイル１２の軸方向の適切な位置決めによって、育成るつぼ３の上部においてよりも、より強い加熱作用を設定することができる。更に、２つの軸方向るつぼ端壁の断熱部を異なるように設計することができる。図１に概略的に示すように、断熱層１０は、るつぼの上端壁よりも下端壁において、より厚くすることができる。更に、上側のるつぼ端壁７に隣接した断熱層１０は、中心縦軸１４の周囲に配置された中央冷却開口部１７を有することが可能であり、これを通じて、熱が放散される。この中央冷却開口部１７は、図１では、破線で示されている。

更に、実際の結晶育成中に、成長るつぼ３内では、特に０．１ｈＰａ（＝ｍｂａｒ）～１０ｈＰａ（＝ｍｂａｒ）の育成圧力が生じる。

ＳｉＣバルク単結晶２は、成長方向１９で成長し、この方向は、図１に示されている実施形態例では、上方から下方に、即ち、るつぼ蓋７からＳｉＣ貯蔵領域４に向いている。成長方向１９は、中央の中心縦軸１４と平行に延びている。示されている実施形態例では、成長中のＳｉＣバルク単結晶２は、育成装置１の内部で同心状に配置されているため、中央の中心縦軸１４を全体として育成装置１に割り当てることもできる。

成長中のＳｉＣバルク単結晶２は、４ＨポリタイプのＳｉＣ結晶構造を有する。しかしながら、原理的には、例えば、６Ｈ－ＳｉＣ、３Ｃ－ＳｉＣ又は１５Ｒ－ＳｉＣなどの他のポリタイプ（＝他の結晶変態）も可能である。有利には、ＳｉＣバルク単結晶２は、単一のＳｉＣポリタイプのみを有し、これは、実施形態例では、前述の４Ｈ－ＳｉＣである。ＳｉＣバルク単結晶２は、高い変態安定性を伴って成長し、この点において、本質的に単一のポリタイプのみを有する。後者は、欠陥が非常に少ない高い結晶品質の点で好都合である。

ＳｉＣバルク単結晶２を製造するための、育成装置１によって実施される育成方法は、他の観点でも、達成される高い結晶品質によって特徴付けられる。即ち、成長中のＳｉＣバルク単結晶２は、非常に低いらせん転位密度及びほぼ均質に分布した残存するらせん転位（ＴＳＤ）のほぼ均質な分布を有する。この点において、ＳｉＣ種結晶８の特性は、成長中のＳｉＣバルク単結晶２の品質にとって重要な要素である。

特に、通常使用されるＳｉＣ種結晶８ａ中に存在する種らせん転位２０（図２を参照）は、成長方向１９で成長中のＳｉＣバルク単結晶２ａに継続することができ、これは、図３による図解で明確にされている。ＳｉＣ種結晶８ａの種らせん転位２０は、通常どおりに処理された、即ち、特に完全に滑らかに研磨された、ＳｉＣ種結晶８ａの成長表面１８ａにおいて、成長中のＳｉＣバルク単結晶２ａ中にバルク単結晶らせん転位２１の形成をもたらす。この点において、バルク単結晶らせん転位２１は、種らせん転位２０の（望ましくない）継続を表わす。

後者をできる限り防止するために、ＳｉＣ種結晶８は、ＳｉＣバルク単結晶２の育成に使用される前に、特別な二段階の処理に付される。

その一方で、第１の処理段階として、種らせん転位の検査が実施され、その過程では、ＳｉＣ種結晶８の成長表面１８が、セグメントごとに（特に、ＳｉＣ基板に関連して図８で概略的に示されているセグメント化に匹敵する又は同様のセグメント化について）種らせん転位２０の存在について検査される。その際、特に、これらの種らせん転位２０の分布並びに成長表面１８全体に亘って特定される総らせん転位種密度及び／又は数個の局所らせん転位種セグメント密度も決定される。これらは、それぞれ、約１０ｍｍ^２のサイズの、成長表面１８の特異的な種セグメントのみに関連する。特に、局所らせん転位種セグメント密度の増加が検出された種セグメントをマーキングすることができる。局所らせん転位種セグメント密度は、それらの値が総らせん転位種密度の値の少なくとも２倍である、即ち、少なくとも２の倍率で大きい、場合に、増加している。

他方で、第２の処理段階として、表面処理が実施され、その過程で、成長表面１８に、局所らせん転位密度の増加が検出された種セグメントの領域において、それぞれ、核形成中心２２が備えられる。

これらの核形成中心２２は、それぞれ、ＳｉＣバルク単結晶２の実際の昇華育成中に、補償らせん転位２３の出発点として機能することができる。実際の昇華育成中に、特異的に載置された核形成中心２２から、生じるそのような補償らせん転位２３は、ＳｉＣ種結晶８から継続するバルク単結晶らせん転位２１と、核形成中心２２の箇所において、再結合することができる（図４、及び図５による拡大詳細図を参照）。ＳｉＣ種結晶８に由来し、実際にはＳｉＣバルク単結晶２中で継続するバルク単結晶らせん転位２１、及び、補償らせん転位２３は、有利には、互いに打ち消し合う。それによって、成長中のＳｉＣバルク単結晶２における、そしてまた、部品製造のためにそれから製造されるディスク状の単結晶ＳｉＣ基板３１における（図８を参照）らせん転位密度の低下並びに残存するバルク単結晶らせん転位２１の分布の均質化が生じる。

好都合な核形成中心２２の生成は、特に、局所らせん転位種セグメント密度の増加が検出された種セグメントにおいて、成長表面１８の局所的に限定された構造化によって、行なわれる。成長表面１８には、特異的に局所的に限定して核形成構造２４が備えられており、核形成構造２４は、図４及び５に示されている実施形態例に従って、粗面化された表面領域として設計されている。しかしながら、核形成構造２４の他の形態、例えば、局所的に限定して研磨され、エッチングされ、及び／又は、コーティングされた表面領域も同様に可能である。ＳｉＣ種結晶８の成長表面１８における粗化された表面領域の形態の、図４及び５に示されている核形成構造２４は、例えばレーザー放射によって、生成することができる。

成長表面１８の局所的に限定された構造化は、成長中のＳｉＣバルク単結晶２における所望のらせん転位密度の低下及びらせん転位分布の均質化に関して、成長表面１８の連続的な構造化よりも、著しくより良好な結果をもたらすことが示された。

第１段階の処理段階としての種らせん転位検査と第２段階の処理段階としての表面処理は、通常、時間的に次々に実行でき、必要に応じて別個のシステムを用いて実行できる。しかしながら、これらの２つの処理段階が組み合わされ、特に同時に実施される、図６に示される実施形態例が特に効率的である。その際、種らせん転位検査は、Ｘ線トポグラフィーによって実施される。Ｘ線源２５は、成長表面１８の方向にＸ線２６を放射し、このＸ線２６で連続的に、特に完全に、成長表面１８を走査する。Ｘ線検出器２７は、成長表面１８から反射されたＸ線２６を受信し、これらを受信信号に変換し、次いで、この受信信号は、評価ユニット（図示せず）に送信され、成長表面１８上のＸ線２６の現在の反射位置に種らせん転位２０が存在するかどうかについての更なる評価が行なわれる。この評価で、検査したばかりの種セグメントにおいて関連する局所らせん転位種セグメント密度の増加が存在することが示された場合、レーザーライター２８が起動され、レーザー照射２９によって成長表面１８のこの種セグメントを処理し、核形成中心２２を有する核形成構造２４をそこに生成する。

図７には、その成長表面１８ｂに他の核形成構造２４ｂを有するＳｉＣ種結晶８ｂの実施形態例が示されている。後者も同様に、局所的に限定されており、局所らせん転位種セグメント密度の増加が検出された成長表面１８ｂの種セグメント内に置かれている。これらの核形成構造２４ｂを生成するために、成長表面１８ｂは、関連する種セグメントにおいてリソグラフィーによってナノ構造化され、図７による実施形態例では、炭素コーティング３０が備えられる。

適切な局所的に限定された表面構造化を有するＳｉＣ種結晶８，８ｂのうちの１つを使用する場合、育成装置１は、僅かなバルク単結晶らせん転位２１しか有さず、且つ、非常に均質な横方向の分布を有する高品質のＳｉＣバルク単結晶２の育成を可能にする。

次いで、これらの高品質のＳｉＣバルク単結晶２から、同等に高品質のＳｉＣ基板３１を製造することができる（図８による概略上面図の描写を参照）。これらのディスク状のＳｉＣ基板３１は、これらを軸方向に連続的にディスクとして成長方向１９又は中心縦軸１４に対して垂直に切断し又は鋸引きすることによって、関連するＳｉＣバルク単結晶２から得られる。このようなＳｉＣ基板３１は、大きくて薄い。可能な実施形態では、その全主表面３２は、少なくとも１５０ｍｍ、例えば２００ｍｍ、の基板直径を有し、その一方で、基板厚さは、約５００μｍである。ＳｉＣ基板３１は、これが製造される元となるＳｉＣバルク単結晶２と同様に、好適には最大１０００ｃｍ^－２の低い総らせん転位密度と、残存するバルク単結晶らせん転位２１の非常に均質な分布とを有する。どちらも、部品の製造に使用するためのＳｉＣ基板３１の適合性を改善する。総らせん転位密度とは、ＳｉＣバルク単結晶２の場合、中心縦軸１４又は成長方向１９に対して垂直なＳｉＣバルク単結晶２の完全な断面に関連し、ＳｉＣ基板３１の場合、完全な全主表面３２に関連する。ここで、ＳｉＣ基板３１の場合、これは、総らせん転位基板密度とも称される。非常に均質ならせん転位分布は、ＳｉＣ基板３１のＳｉ側が示されている図８による図解から分かる。

図８では、全主表面３２の基板セグメント３３への（仮想の）分離又は分割も破線で例示されており、基板セグメント３３は、少なくともこれが基板縁部と関係ない限り、それぞれ正方形であり、特に１０ｍｍ^２の基板セグメント面積を有する。各基板セグメント３３は、その基板セグメント面積に対するその内部に存在するバルク単結晶らせん転位２１の数を示す局所らせん転位基板セグメント密度を有する。ＳｉＣ基板３１に関して、バルク単結晶らせん転位２１は、基板らせん転位２１と理解され、そのように称することもできる。全主表面３２の８５％の部分面の内部で、基板セグメント３３は、総らせん転位基板密度から最大２５％それぞれ逸脱する局所らせん転位基板セグメント密度を有する。即ち、僅かな基板らせん転位２１も非常に均質に分布している。更に、後者は、この部分面の内部の任意の隣接する基板セグメント３４及び３５が、それらのそれぞれの局所らせん転位基板セグメント密度において最大２５％互いに異なることによっても達成される。

比較のために、図９には、局所的に限定された表面構造のない通常使用されるＳｉＣ種結晶８ａによって育成したＳｉＣバルク単結晶２ａ（図３を参照）から製造された通常使用されるＳｉＣ基板３１ａのＳｉ側も同様に図示されている。より高いらせん転位総密度及び全主表面３２ａに亘るより不均質ならせん転位分布は、図９による概略的な表現で見ることができる。

Claims (15)

1. ａ）育成開始前に、
   ａ１）育成るつぼ（３）の結晶成長領域（５）内に、成長表面（１８，１８ｂ）を有するＳｉＣ種結晶（８，８ｂ）を配置し、
   ａ２）前記育成るつぼ（３）のＳｉＣ貯蔵領域（４）内に、ＳｉＣ原料物質（６）を導入し、
   ｂ）最高２４００℃の育成温度及び０．１ｍｂａｒ～１００ｍｂａｒの育成圧力における育成中に、前記ＳｉＣ原料物質（６）の昇華によって、且つ、前記結晶成長領域（５）への昇華した気体状成分の輸送によって、そこでＳｉＣ成長気相（９）を生成し、その中で、前記ＳｉＣ成長気相（９）からの堆積によって前記ＳｉＣ種結晶（８，８ｂ）上にＳｉＣバルク単結晶（２）が成長する、
   昇華育成によって少なくとも１つのＳｉＣバルク単結晶（２）を製造するための方法であって、
   ｃ）育成開始前に、前記育成表面（１８，１８ｂ）において、前記ＳｉＣ種結晶（８，８ｂ）を、
   ｃ１）種らせん転位（２０）の存在について検査し、ここで、前記成長表面（１８，１８ｂ）を種セグメントに分割し、種セグメントごとに、関連する局所らせん転位種セグメント密度を特定し、
   ｃ２）処理し、それにより、局所らせん転位種セグメント密度が前記成長表面（１８，１８ｂ）全体について特定される総らせん転位種密度を少なくとも１．５～４の倍率で上回るそれぞれの種セグメント内で、核形成中心（２２）を生成し、ここで、前記核形成中心（２２）が、その後に実施される育成中における、それぞれ少なくとも１つの補償らせん転位（２３）の出発点である
   ことを特徴とする、方法。
2. 局所らせん転位種セグメント密度の増加が検出された種セグメント内で、この種セグメント内で特定される種らせん転位（２０）の転位数の少なくとも半分である核形成中心（２２）の核形成数を生成することを特徴とする、請求項１に記載の方法。
3. 前記核形成中心（２２）を、前記成長表面（１８，１８ｂ）の局所的に限定された構造化によって、生成することを特徴とする、請求項１又は２に記載の方法。
4. 前記核形成中心（２２）を、レーザー照射（２９）による前記成長表面（１８，１８ｂ）の局所的に限定された処理によって、生成することを特徴とする、請求項１～３のいずれか１項に記載の方法。
5. 前記核形成中心（２２）を、添加剤による前記成長表面（１８ｂ）の局所的に限定されたコーティング（３０）によって、生成することを特徴とする、請求項１～４のいずれか１項に記載の方法。
6. 前記核形成中心（２２）を、前記成長表面（１８，１８ｂ）の局所的に限定された研磨によって、生成することを特徴とする、請求項１～５のいずれか１項に記載の方法。
7. 前記核形成中心（２２）を、前記成長表面（１８，１８ｂ）の局所的に限定されたエッチングによって、生成することを特徴とする、請求項１～６のいずれか１項に記載の方法。
8. 前記ＳｉＣ種結晶（８，８ｂ）の前記成長表面（１８、１８ｂ）に前記核形成中心（２２）を生成するために、少なくとも１つのナノ構造を生成することを特徴とする、請求項１～７のいずれか１項に記載の方法。
9. 種らせん転位（２０）についての検査をＸ線トポグラフィーによって実施することを特徴とする、請求項１～８のいずれか１項に記載の方法。
10. 種らせん転位（２０）についての検査と、前記核形成中心（２２）を生成するための前記ＳｉＣ種結晶（８，８ｂ）の前記成長表面（１８，１８ｂ）の処理とを、組み合わされた方法で実施することを特徴とする、請求項１～９のいずれか１項に記載の方法。
11. 全主表面（３２）を有する昇華育成したＳｉＣバルク単結晶（２）から製造された、単結晶ＳｉＣ基板（３１）であって、
    ａ）前記全主表面（３２）が、それぞれ属する基板セグメント面積を有する基板セグメント（３３）に仮想的に分割されており、それぞれの基板セグメント（３３）が、この基板セグメントの基板セグメント面積に対するこの基板セグメント（３３）中に存在する基板らせん転位（２１）の数である局所らせん転位基板セグメント密度を有し、
    ｂ）前記ＳｉＣ基板（３１）が、前記全主表面（３２）に適用される総らせん転位基板密度を有し、且つ
    ｃ）前記ＳｉＣ基板（３１）が、前記全主表面（３２）の少なくとも８５％によって形成される部分面を有し、前記部分面の内部にある全ての基板セグメント（３３，３４，３５）の前記局所らせん転位基板セグメント密度が、前記総らせん転位基板密度から最大２５％逸脱する、
    ＳｉＣ基板（３１）。
12. 前記部分面の内部にある全ての基板セグメント（３３，３４，３５）の前記局所らせん転位基板セグメント密度が、前記総らせん転位基板密度から最大２０％、特に最大１５％、逸脱することを特徴とする、請求項１１に記載のＳｉＣ基板。
13. 前記部分面が、前全主表面（３２）の少なくとも９０％のサイズを有することを特徴とする、請求項１１又は１２に記載のＳｉＣ基板。
14. 前記ＳｉＣ基板（３１）の前記総らせん転位基板密度が、最大１０００ｃｍ^－２、特に最大５００ｃｍ^－２、であることを特徴とする、請求項１１～１３のいずれか１項に記載のＳｉＣ基板。
15. 前記部分面の内部にある互いに隣接した２つの任意の基板セグメント（３４，３５）の前記らせん転位基板セグメント密度が、最大２５％、特に最大２０％、好適には最大１５％、互いに異なることを特徴とする、請求項１１～１４のいずれか１項に記載のＳｉＣ基板。
    
    

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