TWI580827B

TWI580827B - Sapphire single crystal nucleus and its manufacturing method

Info

Publication number: TWI580827B
Application number: TW103105409A
Authority: TW
Inventors: Naoto Mochizuki; Yuichi Ikeda; Katsuya Ogawa
Original assignee: Tokuyama Corp
Priority date: 2013-02-25
Filing date: 2014-02-19
Publication date: 2017-05-01
Also published as: JP2014162673A; TW201500606A; KR20150120932A; US20150361579A1; WO2014129414A1; CN104981561A

Description

藍寶石單晶核及其製造方法

本發明係關於藍寶石單晶核及其製造方法。

前述藍寶石單晶核，主要作為SOS基板之絕緣性基板之材料使用。前述藍寶石單晶核之製造方法，係可以高的生產率切出SOS基板之絕緣性基板的供製造不含有氣泡的藍寶石單晶核的方法。

SOI(絕緣層覆矽)基板，係在絕緣性的基板材料上使矽膜成長而得的基板。被形成於此SOI基板上的半導體裝置，與形成於單晶矽基板上的裝置相比，可以達成動作的高速化及電路的高集積化。由於這種情形，SOI基板之作為高性能裝置用基板之製品化逐漸地進行著。

作為這樣的SOI基板之具有代表性者，已知有在藍寶石(氧化鋁)單晶基板上使矽膜成長而得的SOS(藍寶石基底矽晶薄膜，Silicon-on-sapphire)基板係屬已知。

SOS基板，一般而言，可以在藍寶石基板的r面(密勒指數(Miller index){1-102})上，藉由CVD法，MBE法等藉由使其磊晶成長形成矽。藍寶石的r面(密勒指數{1-102})與矽之晶格常數差很小，所以在此面之上矽容易進行磊晶成長。作為此處使用的r面(密勒指數{1-102})藍寶石基板，要求直徑150mm之基板(該項業者習慣將此稱為「6吋基板」)或者是更大的大口徑基板。

藍寶石基板，近年來盛行著大量生產技術的開發。這是因為LED晶片之氮化物半導體形成用的需求非常旺盛所致。作為氮化物半導體形成用基板，一般而言，使用與氮化物半導體之晶格常數差最小的c面(密勒指數{0001})藍寶石基板。因此，前述大量生產技術開發，幾乎都是特化為效率佳地生產c面(密勒指數{0001})藍寶石基板者。另一方面，效率佳地製造使用於SOS基板的6吋以上的大口徑r面(密勒指數{1-102})藍寶石基板的技術之開發檢討則是尚未進行。

作為成為藍寶石單晶基板的材料之藍寶石碇(單晶體)之製造法，例如有白努力法、EFG(Edge-defined Film-fed Growth)法、丘克拉斯基(Czochralski)法、凱洛波拉斯法、HEM(Heat Exchange Method)法等係屬已知。這些之中，作為成為6吋以上的大型基板的材料之藍寶石單晶體的成長方法之最為一般的方法，為凱洛波拉斯法。

凱洛波拉斯法，是融液成長法之一種。把接觸於熔融原料的液面之種晶體，不予以提拉，或者是與丘克拉斯基(Czochralski)法相比以極端遲緩的速度提拉，藉由徐徐降低加熱器輸出使坩堝冷卻，在比原料熔融液面更為下方的區域使單晶體成長的方法。此凱洛波拉斯法，是可以比較容易得到具有優異的結晶特性的大口徑單晶體的方法。

但是，凱洛波拉斯法，與丘克拉斯基(Czochralski)法相比在極弱的溫度梯度下進行結晶成長。因此，隨著結晶方位不同會大幅受到不同的成長速度的影響。亦即，以成長速度快的軸作為育成方向使結晶成長會很容易，但是要把成長遲緩的軸作為育成方向來使結晶成長會是困難的。藉由凱洛波拉斯法使藍寶石單晶成長而得到碇(ingot)的場合，把成長速度遲緩，具有結晶缺陷容易傳播的性質的c軸方向(密勒指數(0001)之方向)對育成方向垂直配置，而使成長於a軸方向是一般的做法(例如參照日本特開2008-207992號公報)。要從如此進行而得到的以a軸為成長方向的藍寶石碇得到前述r面(密勒指數{1-102})的藍寶石單晶基板，首先由斜向方向切出碇得到r面(密勒指數{1-102})藍寶石單晶核的圓柱體，而且要經過把該圓柱體切斷為圓板狀的步驟(參照日本特開2008-971號公報)。

由前述所說明的理由，藉由凱洛波拉斯法得到的藍寶石碇切出的r面(密勒指數{1-102})藍寶石單晶核，與切出前的藍寶石碇相比變得非常小。例如，一般得到的凱洛波拉斯法之大型結晶，為高度方向有a軸之直徑200mm程度的圓柱體。由該圓柱體，切出以r面(密勒指數{1-102})為底面的直徑150mm的圓柱體狀之核的話，理論上最長也只能夠得到長度134mm程度之核。

然而，把藍寶石單晶核切片為基板的多鋼線鋸(multi wire saw)，一般為可以切斷長度300mm以上之核的裝置。於實際的作業，為了提高生產性，歷經了使厚度很薄的核精密地對準方位同時連結複數個使長度例如為200mm以上之後再進行切斷之繁雜的步驟。

另一方面，於根據丘克拉斯基(Czochralski)法之結晶成長，結晶方位導致的成長速度差異很小。亦即，使藍寶石單晶在r軸方向(密勒指數(1-102)之方向)成長為200mm以上的長尺寸是比較容易的。但是，使結晶成長於r軸方向(密勒指數(1-102)之方向)的場合，多會在肩部的特定方位產生被稱為「刻面」的平坦部。產生此刻面的話，結晶形狀會變成不是軸對稱形，會產生因此於結晶中心部混入多數氣泡的問題。結果，要製造直徑150mm以上之無泡的藍寶石單晶核是不可能的。

本發明嘗試打破前述現狀。

亦即，本發明之目的在於提供軸方向為r軸(密勒指數(1-102))，具有充分的口徑以及供適用多鋼線鋸(multi wire saw)之充分的長度，而且不含氣泡的藍寶石單晶核以及其製造方法。

本案發明人等，發現了在根據丘克拉斯基(Czochralski)法結晶成長之形成肩部時，藉著以具有特定的外形(profile)的方式形成該肩部，可以安定地製造以r軸(密勒指數(1-102))為結晶成長方向的不含氣泡的大口徑而且長尺寸的藍寶石單晶核，從而完成本發明。

亦即，本發明係軸方向為r軸(密勒指數(1-102))，長度200mm以上，直徑150mm以上，且不含氣泡的藍寶石單晶核及其製造方法。

1‧‧‧真空室

2‧‧‧單晶提拉棒

3‧‧‧種晶體保持具

4‧‧‧種晶體

5‧‧‧坩堝

6‧‧‧測力器

7a、7b‧‧‧絕熱壁

8‧‧‧頂板

9‧‧‧高頻線圈

10‧‧‧真空室

11‧‧‧碇

12‧‧‧容器

13‧‧‧加熱體

14‧‧‧絕熱壁

圖1係顯示本發明的藍寶石單晶核之模式圖。

圖2係顯示丘克拉斯基(Czochralski)法單晶提拉裝置的構造之模式圖。

圖3係顯示退火爐的構造之模式圖。

圖4係顯示藍寶石碇的加工步驟之一例。

圖5係顯示實施例1之藍寶石單晶體的肩部外形(profile)之圖。

圖6係顯示比較例1之藍寶石單晶體的肩部外形(profile)之圖。

<藍寶石單晶核>

本發明之藍寶石單晶核，特徵為軸方向為r軸(密勒指數(1-102))，長度200mm以上，直徑150mm以上，且不含氣泡。

本發明之藍寶石單晶核，具有相互平行的2個平面。本發明之藍寶石單晶核的r軸(密勒指數(1-102))對前述平面之各個的夾角，均在90±1°之範圍。

本發明之藍寶石單晶核之前述2個平面，分別的內接圓之直徑為140mm以上。於藍寶石單晶核，通常為了配合切片後的基板的方向，設有被稱為定向平面的缺口(參照圖1)。缺口的寬幅通常為30~70mm。因此，考慮到此缺口的存在的話，例如於前述平面之內接圓的直徑為140mm以上的話，核自身會成為6吋基板(直徑150mm)以上的大口徑核。雖不特別規定核直徑的上限，但是考慮到丘克拉斯基(Czochralski)法之製造步驟之抑制結晶的龜裂/破裂以及系屬組織(lineage structure)的發生，以及大口徑化的有用性等的話，以採直徑170mm以下為佳。

本發明之藍寶石單晶核，前述2個平面間的距離(垂直於前述2個平面的方向之長度)為200mm以上。雖不特別規定此長度的上限，但是考慮到丘克拉斯基(Czochralski)法之製造步驟之抑制結晶的龜裂/破裂以及系屬組織(lineage structure)的發生，以及大口徑化的有用性等的話，以採500mm以下為佳，350mm以下為更佳。

本發明之藍寶石核，為單晶體，而且進而不具有可藉由X光繞射拓樸學(X-ray diffraction topography)而確認的系屬組織(lineage structure)。總之，本發明的藍寶石單晶核，為真的單晶體或者是接近之物。供觀察前述系屬組織之有無之X光繞射拓樸學的測定條件顯示如下。

X光測定裝置：(股)Rigaku公司製造，型式「XRT-100」

測定方式：反射法

X光管對陰極：Cu

管電壓：50kV

管電流：300mA

攝影法：薄膜法

2θ：89.0°

ω：102.3°

入射狹縫：彎曲狹縫，寬幅1mm

受光狹縫：彎曲狹縫，寬幅3mm

掃描次數：10次

掃描速度：2mm/分鐘

於本發明，以前述條件攝影的明度0(黑)~255(白)之256階調的濃淡所表現的灰階影像，未被辨識出具有明度16以上的不同邊界的面(以及伴隨此之粒界)的場合，評估該結晶為不具有系屬組織者。系屬組織的有無，簡單來說，可以藉著在暗室內之正交尼科爾稜鏡觀察來看出有無可辨識的脈理(strier(音譯))而判定。

本發明之藍寶石單晶核不含氣泡。藍寶石單晶核之有無氣泡，可以藉由例如暗室內之高照度光源的照射下之目視觀察來確認。可以在此處使用的高照度光源的光束，例如可以為1,000~6,000lm。作為供確認藍寶石單晶核有無氣泡而使用的高照度光源，例如可以舉出LED燈、鹵素燈、金屬鹵化物燈等。作為其市售品，例如可以舉出NPI(股)製造之金屬鹵化物燈「PCS-UMX250」(光束：約3,000lm)等。

本發明之藍寶石單晶核，可以是完全不含藉由前述條件下觀察而被視覺辨識到的氣泡。又，根據前述條件觀察的話，最小可以觀察到直徑10μm程度的氣泡，所以本發明之藍寶石單晶核，為不含直徑10μm以上的氣泡者。

<藍寶石單晶核之製造方法>

本發明之藍寶石單晶核之製造方法，包含藉由丘克拉斯基(Czochralski)法使藍寶石單晶成長於r軸方向(密勒指數(1-102)之方向)而得到藍寶石碇的步驟，及由前述藍寶石碇切出核之步驟。其中，藉由前述丘克拉斯基(Czochralski)法形成碇之肩部時，必須以前述肩部之中的對水平面所夾角度(肩部角度)為10~30°之區域的育成方向長度成為10mm以下的方式，控制前述肩部的形成速度。藉由這樣的控制，可以抑制結晶肩部的刻面的生成，可以得到沒有微小氣泡或系屬組織的大口徑/長尺寸之藍寶石碇(單晶體)。接著藉由對此生成態(as grown)之碇，因應必要施以熱處理，而且進行切斷及研削/研磨，可以製造前述之藍寶石單晶核。

使肩部角度為10~30°之區域的育成方向長度為10mm以下的話，針對與刻面的形成之關係，可以考慮如下。

單晶育成時的刻面，係因為結晶成長緩慢的方位的表面變得平坦而形成的。於藍寶石單晶，在成長最為緩慢的c面(密勒指數{0001})容易形成刻面(facet)。實際上，以r軸方向(密勒指數(1-102)之方向)為提拉方向實施結晶育成的場合出現在肩部的刻面的面方位為c面(密勒指數{0001}，與水平面之夾角為57.6°)。在此c面(密勒指數{0001})之刻面成長時，結晶界面(結晶體與熔融液之邊界面)的形狀變成不是點對稱形。由於此非對稱的結晶界面擾亂熔融液的對流，因此氣泡混入育成中的單晶體。

關於此現象，本案發明人等研究的結果，發現了以r軸方向(密勒指數(1-102)之方向)為提拉方向實施結晶育成的場合，在肩部角度未滿10°的區域以及超過30°的區域，不會形成c面(密勒指數{0001})刻面。因此，以肩部角度完全沒有10~30°的範圍的區域之外形(profile)來育成結晶的話，應該可以得到沒有刻面的單晶。但是，現實中要育成肩部角度完全沒有在10~30°的範圍的區域之單晶，只能夠採用由結晶的提拉初期起一貫地使肩的角度比30°更大的方法。以這樣的外形 (profile)要擴徑到結晶直徑150mm以上時，需要非常長的肩部，由生產性的方面來看並不理想。在此，由本案發明人等的緻密檢討以及考察來摸索現實的實施態樣時，發現了藉由使肩部角度為10~30°的範圍的育成方向長度為10mm以下，可以安定地製造出結晶成長方向為r軸(密勒指數(1-102))，同時不含氣泡、大口徑而且長尺寸的藍寶石單晶核。

於圖2，顯示藉由丘克拉斯基(Czochralski)法製造本發明的藍寶石單晶核時使用的單晶提拉裝置之一例(模式圖)。

此單晶提拉裝置，具備構成結晶成長爐的真空室1。於此真空室1的上壁，透過開口部被吊設著單晶提拉棒2。於此單晶提拉棒2的先端，中介著種晶體保持具3安裝著種晶體4。該種晶體4，以位於坩堝5的中心軸上的方式配置。於前述單晶提拉棒2的上端，具備供測定結晶重量之用的測力器(load cell)6。接著，前述單晶提拉棒2、保持具3、種晶體4及測力器6全體，藉由未圖示的驅動裝置構成為可以上下移動及旋轉。

作為坩堝5，可以使用作為用於丘克拉斯基(Czochralski)法的坩堝而公知的形狀以及材質的坩堝。坩堝的形狀一般而言適合使用由上部來看開口部為圓形，具有圓柱狀的胴部，接著底面形狀為平面狀、碗狀或者逆圓錐狀者。坩堝的材質適合使用耐得住原料之氧化鋁成為熔融狀態的溫度，而且與氧化鋁的反應性很低者。具體而言，例如一般使用銥、鉬、鎢或者錸、或這些之中的2種以上所構成的合金。特別是以使用耐熱性優異的銥或鎢為佳。

於坩堝下部及周圍，以包圍坩堝的底面及外周的方式設置絕熱壁7a。於坩堝上方的單晶提拉區域之側周部，設置著環繞此之絕熱壁7b。前述的絕熱壁7a及7b，可以無限制地利用公知的絕熱性素材或者供絕熱之構造。作為前述絕熱性的素材，例如可以舉出氧化鋯系素材，氧化鉿系素材、氧化鋁系素材、碳系素材等。其中氧化鋯系素材及氧化鉿系素材，分別例如添加釔、鈣、鎂等使其安定化亦可。作為前述供絕熱之構造，例如可適切地利用反射材等。具體而言，為例如鎢、鉬等所構成的金屬板的層積體等。

絕熱壁7a及7b，在內側與外側之溫度差非常大的環境下使用，所以是在素材容易因反覆進行加熱及冷卻而顯著變形或容易破裂的環境。因絕熱壁的變形或破裂而使結晶成長區域的溫度梯度改變的話，安定地結晶製造會變得困難。在此，這些絕熱壁不以一體之素材來構成全體，而是藉由組合被分割為數個的絕熱材來構成，抑制變形及破裂為較佳。藉由採這樣的態樣，可儘量抑制結晶成長區域的溫度梯度的變化，是較佳的。

環繞單晶提拉區域的絕熱壁的上端的開口部，藉由至少開口單晶提拉棒2的插入孔之頂板8來閉塞。藉此，單晶提拉區域，被收容於前述絕熱壁7a及7b與頂板8所形成的單晶提拉室內，大幅提高其保熱性。前述頂板8，能夠以與絕熱壁同樣的公知的絕熱性素材，或者供絕熱之構造來形成。前述頂板8不一定要是平板狀，只要是除了開口部以外，閉塞住絕熱壁的環繞體之上端開口部者，不管是什麼形狀皆可。作為平板狀以外的形狀，例如可以舉出圓錐狀、逆圓錐梯形狀、笠狀、倒笠狀、圓頂狀、倒圓頂狀等。

於絕熱壁的外周，環繞著大約坩堝高度的位置設置高頻線圈9。於該高頻線圈，被連接著未圖示的高頻電源。高頻電源，被連接著由一般的電腦所構成的控制裝置，適當調整輸出。該控制裝置，除了解析前述測力器的重量變化而調整高頻電源的輸出以外，一般也配合控制結晶提拉軸或坩堝的轉速、提拉速度、供氣體的流出流入之閥操作等。

把藍寶石單晶核適用於半導體領域的藍寶石基板的場合，作為原料通常使用具有純度4N(99.99%)以上的純度之氧化鋁(alumina)。不純物混入藍寶石單晶的晶格間或晶格內會成為結晶缺陷的起點，所以使用純度低的原料的話，會有容易在結晶中發生系屬組織(lineage structure)，或者結晶變得容易著色的傾向。結晶著色的原因，是起因於不純物所形成的結晶缺陷之色中心(發色中心)。亦即，結晶的著色間接表示結晶缺陷很多。特別是作為不純物之鉻會對於結晶的著色造成顯著影響，所以使用鉻含量未滿100ppm的原料為較佳。原料的粗密度 (bulk density)以盡可能高者，可以增加往坩堝之填充量(重量)，可以抑制爐內之原料的飛散所以較為合適。原料之較佳的粗密度為1.0g/mL以上，更佳者為2.0g/mL以上。作為這樣的性狀的原料，例如可以舉出把氧化鋁粉末以輥壓機等造粒者、破碎藍寶石(裂紋(crackle)、壓碎藍寶石等)等。

製造藍寶石單晶核時，首先，把如前所述的原料，投入設置於前述結晶成長爐內的前述坩堝內，藉由加熱成為原料熔融液。原料到達熔融狀態為止的升溫速度沒有特別限制，採用50~200℃/小時為佳。此升溫速度太快的場合，坩堝內會產生顯著的加熱分布會有使坩堝破損的場合。另一方面升溫速度太慢的話，有損於生產性所以不佳。

原料達到熔融狀態後，降下安裝於結晶提拉軸先端的種晶保持具3的種晶4使接觸於原料熔融液面，接著徐徐提拉使單晶體成長。實施種晶體的提拉時，該種晶接觸的部份的原料熔融液的溫度，為了要使結晶不引起異常成長地進行安定成長，以使其成為比原料的融點稍微低的溫度(過冷卻溫度)為較佳。使藍寶石單晶成長的場合，以在2,000~2,050℃之溫度範圍內實施種晶體的提拉為較佳。

用於提拉的種晶體為藍寶石單晶，使與原料熔融液面相接的先端鉛直方向為r軸(密勒指數(1-102))。隨著結晶成長而得到的單晶體的品質，大幅依存於種晶體的品質，所以種晶體的品質的選擇特別需要注意。作為種晶體，以結晶缺陷，以及被稱為差排(dislocation)之結晶構造不完全的部分非常少者為較佳。結晶構造是否良好，可以使用測定種晶的先端面或其附近的蝕坑密度、AFM(原子間力顯微鏡)、X光繞射拓樸學(X-ray diffraction topography)等適當的方法來進行評估。此外，結晶缺陷有著殘留應力越大就變得越多的傾向，所以藉由正交尼科爾稜鏡觀察、應力複折射測定等手段來選擇應力程度小者是有效的。

種晶體之中之接觸於原料熔融液的先端部分的形狀，沒有特別限定，特佳者為r面(密勒指數{1-102})之平面。種晶體全體的形狀沒有特別限定，但以圓柱狀或四角柱狀為佳。於種晶體的上方，一般設有供以保持具3保持之用的由擴大部、中間細小部及貫通孔所選擇之1種以上的手段。

降低種晶體使接觸於原料熔融液面時的種晶體的下降速度以0.1~100mm/分鐘為佳，以1~20mm/分鐘為更佳。

降下種晶體使接觸於原料熔融液面時，以及徐徐提拉該種晶體使結晶成長時，分別使種晶體以及坩堝之中的至少一方同時進行旋轉為佳。作為在此場合之二者的相對旋轉速度，以0.1~30轉/分鐘為較佳。

使種晶體接觸於原料熔融液之後，藉由適時適當地控制種晶體的提拉速度、種晶體及坩堝之相對轉速、高頻線圈的輸出等同時提拉種晶體而形成肩部(擴徑部)，擴徑到所要的結晶直徑之後以維持該結晶直徑的方式進行提拉。在此，提拉速度太小的話會損及生產性，另一方面提拉速度太快的話，育成環境的變動會過度變大，所以會發生多晶化，或者是系屬組織(lineage structure)、微小氣泡等不良情形。亦即，考慮到兼顧生產性與結晶品質的話，肩部形成時之種晶體的提拉速度以及擴徑到所要的結晶直徑為止之後的種晶體的提拉速度，均以0.1~20mm/小時為佳，以0.5~10mm/小時為更佳，以1~5mm/小時又更佳。

本發明之方法，如前所述需要以肩部角度為10~30°之區域的育成方向長度成為10mm以下的方式，控制前述肩部的形成速度。該區域的育成方向長度以2mm以上為佳。把此值設定為過短的話，會因為改變肩部角度時之加熱器輸出的急遽變動而使結晶形狀產生紊亂，會有育成的結晶發生氣泡混入、多結晶化等麻煩情形發生，所以不佳。肩部角度未滿10°的區域的育成方向長度，與此角度超過30°的區域的育成方向長度之比並沒有特別限定，可以是任意的比率。但是，增大肩部角度超過30°的區域的育成方向長度的比率的話，必然會使肩部的全長變長。亦即，於這樣的實施態樣，可以作為核(core)使用的直胴部的長度對於結晶全長而言會變小，生產性會惡化。由這樣的觀點來看，肩部角度超過30°的區域的育成方向長度，以設定為未滿育成的結晶的直胴直徑的0.5倍為較佳。

關於藉由擴徑使結晶變粗到什麼程度的直徑，是隨著要製造多大的單晶體來決定。此外，於根據丘克拉斯基(Czochralski)法之結晶育成，結晶直徑越大系屬組織或微小氣泡的發生機率會變高。亦即，由抑制結晶的龜裂/破裂及系屬組織的發生同時量產6吋級的SOS基板的觀點來看，使結晶的直徑在150~170mm之範圍內為較佳。

單晶體提拉中的爐內壓力，可以是在加壓下、常壓下以及減壓下之任一種，以在常壓下進行比較簡便。作為氛圍以氦氣、氮氣、氬氣等惰性氣體，或者在該惰性氣體包含10體積百分比以下的任意量的氧的氛圍為佳。

藉由本發明的方法所製造的藍寶石單晶核，預定以多鋼線鋸(multi wire saw)進行切斷加工作為SOS基板利用。亦即，具有能夠以多鋼線鋸(multi wire saw)有效率地進行切斷加工的直胴部長度為較佳。由這樣的觀點來看，成為藍寶石單晶核的切出部位的單晶體的直胴部的長度需要是200mm以上，較佳為250mm以上。直胴部的長度未滿200mm的場合，為了效率佳地以多鋼線鋸(multi wire saw)進行切斷，需要使複數之核精密地排好方位而連結固定，使全長為200mm以上之後再以多鋼線鋸(multi wire saw)進行切斷之追加步驟，所以會導致製造效率的降低以及製造成本的上升因此不佳。另一方面，使直胴部為超過500mm的長度的話，結晶育成中之爐內的結晶成長區域的溫度環境變化會變得太大而有安定地育成變得困難的傾向，所以不佳。

如此進行，提拉藍寶石碇(單晶體)之後，使該單晶體切離原料熔融液。此切離方法沒有特別限制。例如可以是藉由增大加熱器輸出(原料熔融液的溫度的上升)而切離的方法、藉由增加結晶提拉速度而切離的方法，以及藉由坩堝的下降而切離的方法等，可以藉由這些方法之中的任一種方法，或者藉由組合2種以上的方法來進行切離。

在切離之前，為了減少單晶體由原料熔融液切離的瞬間之溫度變動(熱衝擊)，進行使結晶直徑徐徐減少的收尾處理是有效果的。此收尾處理，可以藉由例如徐徐提高加熱器的輸出的方法、徐徐加快結晶提拉速度的方法等來進行。

由原料熔融液切離的單晶體，被冷卻至可以由爐內取出的程度的溫度。冷卻速度，以加快速度的做法可以提高結晶育成步驟的生產性。另一方面，冷卻速度太快的話，會增大殘留於單晶體內部的應力形變，於冷卻時或者於後步驟發生破碎、龜裂破裂等，或者是會有在最終製品之基板發生異常翹曲的場合。相反地，冷卻速度太慢的話，結晶育成步驟之生產性會降低。考慮到這些的話，冷卻速度以10~200℃/小時為較佳。

如以上所述地進行，可以製造以r軸(密勒指數(1-102))為成長方向，具有所要的直徑及長度的直胴部的單晶體之藍寶石碇。

如此進行而製造的藍寶石碇，接著因應必要可以提供加熱處理(退火處理)。此加熱處理的目的，在於防止切斷加工時的破裂，減低結晶內的應力，改善結晶缺陷/著色等。

於圖3顯示用於此加熱處理的退火裝置之一例(模式圖)。

此退火裝置，係於真空室10的內部，設置收容單晶體11的容器12，以環繞此容器的方式設置加熱體13。收容單晶體的容器12以及加熱體13，被收容於由包圍頂部、底部以及外周的絕熱壁14構成的保溫區域。

收容碇(ingot)的容器12的材質，只要是可以耐得住熱處理時的溫度以及氛圍的材質即可，可以無任何限制地使用。具體而言，可以舉出例如金屬素材、氧化物素材、氮化物素材以及其他絕熱性素材。作為前述金屬素材，例如可以舉出銥、鉬、鎢、錸等或者由這些的合金所構成的素材。作為前述氧化物素材，例如可以舉出氧化鋯系素材，氧化鉿系素材、氧化鋁系素材等。這些之中，氧化鋯系素材及氧化鉿系素材，亦可分別添加釔、鈣、鎂等使其安定化。作為前述氮化物素材，可以舉出例如氮化硼素材、氮化鋁素材等，作為前述其他絕熱性素材，例如可以舉出碳絕熱材等。

供把單晶體11設置於容器12內的手段沒有特別限制，可以適當地選擇採用公知的手段。作為一例，可以舉出在容器12的底部鋪塞氧化鋁粉，在此埋沒而設置單晶體的肩部或尾部的方法。

作為把保溫區域加熱至任意溫度的加熱體13，可以採用根據公知的加熱方式之加熱體。具體而言，例如藉由採用以碳、鎢等作為加熱體的電阻加熱方式，可以安定地進行加熱至2,000℃附近，所以較佳。

作為構成保溫區域的絕熱壁14的素材，可以任意選擇而利用耐得住加熱處理時的溫度，對於氛圍沒有反應性及腐蝕性的公知的絕熱性素材。例如可以舉出由氧化物系素材或其他素材所構成的絕熱材。作為前述氧化物系素材，例如可以舉出氧化鋯系素材，氧化鉿系素材、氧化鋁系素材等。這些之中，氧化鋯系素材及氧化鉿系素材，亦可分別添加釔、鈣、鎂等使其安定化。作為前述其他素材，例如可以舉出碳素材等。此處，作為絕熱壁14的素材使用氧化物素材時，使氛圍為惰性氛圍或氧化性氛圍為佳，使用碳素材時，使氛圍為惰性氛圍或還原性氛圍為佳。這是因為氧化物素材，會有在還原氛圍中發生反應，使素材脆化，或者放出含金屬原子的不純物之疑慮；而碳素材，會有在氧化氛圍中反應，使素材脆化或者燃燒的疑慮的緣故。

藍寶石碇的加熱處理時之周圍氛圍、升溫速度、最高到達溫度、最高到達溫度之保持時間、最高到達溫度之保持後的冷卻速度等，可以因應於目的而適當設定。

例如以防止切斷加工時的破裂以及減低結晶內的應力為目的的場合，於真空排氣下或者任意氛圍下，使升溫速度為20~200℃/小時，最高到達溫度為1,400~2,000℃，最高到達溫度之保持時間為6~48小時，冷卻速度為1~ 50℃/小時為較佳。作為前述任意的氛圍，可以舉出例如惰性氛圍、氧化氛圍、還原氛圍等。前述惰性氛圍，可以藉由例如氦氣、氮氣、氬氣等惰性氣體來實現，前述氧化氛圍可以藉由例如大氣、大氣與氧之混合氣體等來實現，前述還原氛圍可以藉由例如氫、氫與惰性氣體(例如氦氣、氮氣、氬氣等)之混合氣體來實現。

以改善結晶缺陷及著色為目的的場合，以真空排氣下，於氧化氛圍下或還原氛圍下，使最高到達溫度為1,400~1,850℃，最高到達溫度之保持時間、升溫速度及冷卻速度則任意設定為較佳。前述氧化氛圍可以藉由例如大氣、氧、含有1~99體積百分比的氧之惰性氣體(例如氦氣、氮氣、氬氣等)、含有21~99體積百分比的氧之氧與大氣的混合氣體等來實現，前述還原氛圍可以藉由例如氫、含有1~99體積百分比的氫之惰性氣體(例如氦氣、氮氣、氬氣等)等來實現。使加熱處理時的周圍氛圍為真空排氣下以外的條件的場合，壓力以0.1Pa~150kPa為較佳。

如前所述進行而製造的生成態(as grown)的或者如前所述進行而任意地進行加熱處理之後的藍寶石碇，藉由適當選擇適用公知的切斷以及研削步驟，可以成形加工為藍寶石單晶核。

於圖4，顯示把藍寶石碇加工為藍寶石單晶核的步驟之一例。

首先，留下藍寶石碇的直胴部，切斷肩部及尾部(圖 4(a))。接著，為了除去直胴部側面的凹凸使其為一定直徑的圓筒狀，進行圓筒研削(圖4(b))。進而，藉由在直胴部側面的特定方位形成被稱為定向平面的平坦部，可以得到藍寶石單晶核(圖4(c))。

圖4(a)的切斷步驟之切斷手段沒有限制，例如可以採用切斷刃、高壓水、雷射等適當的切斷手段。這些之中以使用切斷刃為佳；以內周刃、外周刃、手鋸、線鋸等切斷刃為更佳；以手鋸、線鋸等無端部形狀的切斷刃為特別合適。

如前所述進行，可以得到本發明之藍寶石單晶核。

本發明之藍寶石單晶核，不需要連結等追加步驟，可以用一般的多鋼線鋸(multi wire saw)進行切斷，所以有助由有效率地製造r面(密勒指數{1-102})藍寶石基板。

[實施例] [實施例1]

在內徑265mm、深度310mm的銥製坩堝，作為原料投入了50kg純度4N(99.99%)的高純度氧化鋁(AKX-5，住友化學(股)製造)。將此坩堝，設置於具有高頻感應加熱方式的加熱器的丘克拉斯基(Czochralski)結晶提拉爐。使爐內真空排氣到100Pa以下之後，導入含氧1.0體積百分比的氮氣體使爐內壓力為大氣壓。爐內壓力到達大氣壓之後，把與前述相同組成的氣體以2.0L/分鐘的速度導入爐內，同時以使爐內壓力維持於大氣壓的方式進行排氣。

開始坩堝的加熱，直到坩堝內的氧化鋁到達熔融的溫度為止，花9個小時徐徐升溫。

坩堝溫度到達氧化鋁熔融溫度後，以使氧化鋁的熔融液表面之對流的模樣(幅條圖案(spoke pattern))成為極為緩慢地變化之安定的狀態的方式調整加熱器的輸出。接著，使先端為r面(密勒指數{1-102})之四角柱狀的藍寶石單晶之種晶體，以1轉/分鐘的速度旋轉同時徐徐降下，使該種晶的先端接觸於氧化鋁熔融液面。以種晶不熔融且在氧化鋁熔融液的表面不使結晶成長的方式進而微調加熱器輸出之後，以2mm/小時的提拉速度開始種晶體的提拉。

在維持種晶體的提拉速度為2mm/小時的狀態下，以由測力器的荷重變化推測的結晶直徑成為特定值的方式適當地調整加熱器輸出同時進行了結晶成長。此時，於結晶直徑擴大到155mm為止的擴徑步驟(肩部形成步驟)，以使對水平面的角度為10~30°的區域的育成方向長度成為10mm的方式進行了結晶成長。此處形成的結晶的肩部外形(profile)顯示於圖5。

結晶直徑到達155mm之後，以使肩部的外形(profile)成為圖5所示的曲線的方式，使肩部角度平滑地增大同時擴大直徑到直徑165mm為止。其後，把提拉速度提高到3mm/小時，使結晶直徑維持在160~170mm 之範圍同時繼續提拉。

直胴部的長度到達300mm之後，徐徐提高加熱器輸出進行收尾處理，進而把提拉速度提高到10mm/分鐘，把單晶體由氧化鋁熔融液切離。

所得到的單晶體花了30小時冷卻至室溫。

藉由以上的操作，得到軸方向為r軸(密勒指數(1-102))，直徑被控制於160~170mm的範圍，接著直胴部的長度為300mm的藍寶石碇(單晶體)。於碇的肩部，未被觀察到明顯的c面(密勒指數{0001})之刻面(facet)。將此碇在暗室內以金屬鹵化物燈(NPI(股)製造，品名「PCS-UMX250」、光束：約3,000lm)之照射下進行目視觀察時，結晶內未被觀察到氣泡。此外，藉由正交尼科爾稜鏡下之目視觀察也未觀察到脈理。

其次，把前述碇設置於碇退火裝置之保溫區域內，使氬氣以3L/分鐘的速度流通同時花20小時升溫到1,600℃。其後，使碇在1,600℃之溫度保持24小時後，花35小時冷卻至室溫。

對前述退火後的碇，以手鋸切斷結晶上部(肩部)及結晶下部(尾部)，使用平面研削裝置分別把直胴部的上下切斷面修整為r面(密勒指數{1-102})。其後，藉由圓筒研削裝置使其成為直徑150mm的圓筒狀後，藉由在側面形成定向平面，得到軸方向為r軸(密勒指數(1-102))，直徑150mm、長度300mm之沒有氣泡的藍寶石單晶核。

[比較例1]

於前述實施例1之擴徑步驟，除了使對水平面的角度為10~30°的區域的育成方向長度成為30mm以外，以與前述實施例1同樣的方式進行結晶成長，得到軸方向為r軸(密勒指數(1-102))，直徑被控制在160~170mm的範圍，接著直胴部的長度為300mm的藍寶石碇。此處形成的結晶的肩部外形(profile)顯示於圖6。

在此單晶體的肩部之中的對水平面的角度為10~30°的區域，被觀察到c面(密勒指數{0001})之刻面。對此碇藉由在暗室內之金屬鹵化物燈照射下之目視觀察，在直胴部的中心部附近被觀察到多數氣泡。藉由正交尼科爾稜鏡下之目視觀察未觀察到脈理。

對所得到的單晶體，與前述實施例1同樣進行，進行退火及切斷/研削加工，雖然得到軸方向為r軸(密勒指數(1-102))，直徑150mm，長度300mm的藍寶石單晶核，但是於其內部混入了很多氣泡。

[發明之功效]

根據本發明的話，可以容易地製造出軸方向為r軸(密勒指數(1-102))，長度200mm以上，直徑150mm以上，不含氣泡及系屬組織(lineage structure)的藍寶石單晶核。藉由使用此藍寶石單晶核，可以不經過例如核的連結等繁雜的步驟而進行根據多鋼線鋸(multi wire saw)之有效率的切斷。亦即，藉由本發明，可以飛越地提高r面(密勒指數{1-102})藍寶石基板之製造效率。

Claims

一種藍寶石單晶核，其特徵為：軸方向為r軸(密勒指數(1-102))，長度200mm以上，直徑150mm以上，且不含氣泡。
如申請專利範圍第1項之藍寶石單晶核，其中前述氣泡，為可以藉由暗室內之高照度光源照射下的目視觀察而視覺辨識的氣泡。
一種藍寶石單晶核之製造方法，係製造申請專利範圍第1或2項之藍寶石單晶核之方法，其特徵為包含：藉由丘克拉斯基(Czochralski)法使藍寶石單晶成長於r軸方向(密勒指數(1-102)之方向)而得到藍寶石碇的步驟，及由前述藍寶石碇切出核之步驟；其中藉由前述丘克拉斯基(Czochralski)法形成碇之肩部時，以前述肩部之中的對水平面的角度為10~30°的區域之育成方向長度成為10mm以下的方式來控制前述肩部的形成速度。
如申請專利範圍第3項之藍寶石單晶核之製造方法，其中前述肩部之中的對水平面的角度為10~30°的區域之育成方向長度為2mm以上。