pvt长晶法径向温度
pvt长晶炉热绝缘材料
PVT长晶炉热绝缘材料介绍PVT长晶炉是一种用于生长单晶的设备，它是通过高温熔炼来生长单晶材料的，因此需要使用热绝缘材料来保护设备和操作人员。
本文将详细介绍PVT长晶炉热绝缘材料的选择和应用。
PVT长晶炉热绝缘材料的选择因素选择适合的热绝缘材料对PVT长晶炉的操作和性能至关重要。
以下是选择PVT长晶炉热绝缘材料时需要考虑的因素：1. 高温稳定性PVT长晶炉操作温度通常在1000°C以上，所以热绝缘材料必须具有出色的高温稳定性，能够长时间承受高温环境而不发生变形或脱落。
2. 热导率热绝缘材料的热导率应尽量低，以减少热量在设备中的传导，从而提高长晶炉的效率。
3. 热膨胀系数长晶炉在加热和冷却过程中，温度会发生变化，所以热绝缘材料的热膨胀系数应与设备其他部分相匹配，以避免应力集中或产生裂纹。
4. 耐化学腐蚀性PVT长晶炉中使用的粉末材料和气体环境可能会对热绝缘材料产生化学腐蚀作用，所以材料需要具有较好的耐化学腐蚀性。
常用的PVT长晶炉热绝缘材料根据以上选择因素，以下是一些常用的PVT长晶炉热绝缘材料：1. 氧化锆氧化锆具有优异的高温稳定性和热膨胀系数，是一种常用的热绝缘材料。
它还具有良好的耐化学腐蚀性，可以在高温、酸性或碱性环境下使用。
2. 氧化铝氧化铝是另一种常用的热绝缘材料，具有出色的高温稳定性和耐化学腐蚀性。
它的热导率相对较低，可以有效减少热量传导。
3. 硅氮烷硅氮烷是一种无机陶瓷材料，具有出色的高温稳定性和热膨胀系数。
它还具有较低的热导率和较好的耐化学腐蚀性，适用于PVT长晶炉的热绝缘。
PVT长晶炉热绝缘材料的应用PVT长晶炉热绝缘材料主要应用于以下方面：1. 内部炉膛绝缘长晶炉的内部炉膛是生长单晶的重要部分，需要使用热绝缘材料来保护炉膛的结构和提高温度分布的均匀性。
2. 电炉及加热元件绝缘PVT长晶炉中的加热元件和电炉也需要使用热绝缘材料进行绝缘，以提高加热效率和减少能量损耗。
3. 操作人员安全PVT长晶炉的高温操作环境对操作人员的安全提出了挑战。
《各种长晶方法》PPT课件
为何使用蓝宝石当 LED衬底材料
• 可用于LED衬底的材料主要有硅、碳化硅、蓝宝石、氮 化镓等。由于硅单晶和氮化镓晶格匹配太差无无法商业 化应用；碳化硅单晶成本价格较高，目前市价约是蓝宝 石晶体的5倍以上，且只有美国科瑞公司掌握成熟技术， 目前占市场应用不到10%；氮化镓单晶制备更是困难， 虽然同质外延质量最好，但价格是蓝宝石晶体的数百倍。 综上所述，预计在未来10到30年范围，蓝宝石单晶是 LED衬底材料的理想选择
节温度梯度。
泡生法(KY)
• 泡生法 Kyropoulos method 由美国Kyropouls 发明 , 这种方法是将一根受冷的籽晶与熔体接触，如果界面的 温度低于凝固点，则籽晶开始生长，为了使晶体不断长 大，就需要逐渐降低熔体的温度，同时旋转晶体，以改 善熔体的温度分布。也可以缓慢的（或分阶段的）上提 晶体，以扩大散热面。晶体在生长过程中或生长结束时 不与坩埚壁接触，这就大大减少了 晶体的应力。不过， 当晶体与剩余的熔体脱离时，通常会产生较大的热冲击， 其产出晶体缺陷密度远低于提拉法生长的晶体
• 1) 由于可以把原料密封在坩埚里，减少了挥发造成的 泄漏和污染，使晶体的成分容易控制
• 2) 操作简单，可以生长大尺寸的晶体。可生长的晶体 品种也很多，且易实现程序化生长
坩埚下降法的缺点
• 1) 不适宜生长在冷却时体积增大的晶体 • 2) 由于晶体在整个生长过程中直接与坩埚接触，往往会在
晶体中引入较大的内应力和较多的杂质 • 3) 在晶体生长过程中难于直接观察，生长周期也比较长 • 4) 若在下降法中采用籽晶法生长，如何使籽晶在高温区既
坩埚下降法示意图
坩埚下降法原理
• 下降法一般采用自发成核生长晶体，其获得单晶体的 依据就是晶体生长中的几何淘汰规律，原理如下图所 示。在一根管状容器底部有三个方位不同的晶核A、B、 C，其生长速度因方位不同而不同。假设晶核B的最大 生长速度方向与管壁平行，晶核A和C则与管壁斜交。 由图中可以看到，在生长过程中，A核和C核的成长空 间因受到B核的排挤而不断缩小，在成长一段时间以后 终于完全被B核所湮没，最终只剩下取向良好的B核占 据整个熔体而发展成单晶体，这一现象即为几何淘汰 规律
SiC单晶生长炉的压力控制系统设计
SiC 单晶生长炉的压力控制系统设计Design of the Pressure Control System in SiC Single Crystal Furnace周立平（中国电子科技集团第二研究所,山西太原030024）Zhou Li-ping (The 2nd Research Institute of China Electronics Technology Group Corporation,Shanxi Taiyuan 030024）摘要：该文通过对SiC 单晶生长工艺和设备的研究，重点分析研究了压力对SiC 单晶生长的影响，并给出了压力可靠运行参数和方案，满足SiC 单晶生长工艺的稳定和实验重复性的要求。
关键词：SiC；PVT；晶体生长；压力控制中图分类号：0782文献标识码：A文章编号：1003-0107(2017)06-0051-04Abstract:This paper is based on the research of the SiC crystal growth technology and equipment,analysis and study the effect of pressure on SiC single crystal growth,reliable operation and gives the pressure par-ameter and scheme,satisfy the stability of the SiC crystal growth technology and experimental repeatability.Key words:SiC;PVT;crystal growth;pressure control CLC number:0782Document code:AArticle ID ：1003-0107(2017)06-0051-04作者简介：周立平(1979-)，男，工程师，硕士研究生，从事半导体设备研发工作。
最全的材料晶体生长工艺汇总
区熔法
区熔法可以分为水平区熔法和竖直区熔法，原理相似，都是通过控制熔区移动来生长晶 体的工艺，只是晶料取向不同，两种方法的原理示意图如下。
水平区熔法使用坩埚等舟皿来盛装原料，左边接籽晶，熔区从左端开始右移，结晶也从
坩埚下降法也具有跟定向凝固相似的特点，不过由于有坩埚的移动，特点略有差别： 优点： 1）随坩埚形状生长，适合异形晶体； 2）可加籽晶定向生长单晶； 3）生长从下开始，减弱自然对流，界面始终在熔体内，生长温度，适合大尺寸晶体 ； 4）工艺简单操作方便，利于自动化控制。 缺点： 1） 对坩埚要求较高，具有相似的热膨胀系数，化学稳定性； 2） 坩埚下降移动，有机械运动的干扰；
热 交 换 法
热交换法（Heat Exchanger Method），简称 HEM 法，是一种为了生长大尺寸蓝宝石而发 明的晶体生长技术。其原理跟定向凝固法类似，是利用热交换器来带走热量，使得晶体生长 区内形成一下冷上热的纵向温度梯度，同时再借由控制热交换器内气体（通常是氦气）流量 的大小以及改变加热功率的高低来控制此温度梯度，借此达成坩埚内熔体由下慢慢向上凝固 成晶体的目的，如图所示为热交换器法原理示意图。
这两大应用难点对晶体生长的质量和效率都有很大影响，是应用和科研领域中最关心的 两个问题。通常情况下为了减弱熔体对流，人为地引入外部磁场是一种有效办法，利用导电 流体在磁场中感生的洛伦兹力可以抑制熔体的对流。常用的磁场有横向磁场、尖端磁场等。 下图是几种不同的引入磁场类型示意图。
顶部籽晶溶液法生长碳化硅单晶及其关键问题研究进展 顾 鹏,
第53卷第5期2024年5月人㊀工㊀晶㊀体㊀学㊀报JOURNAL OF SYNTHETIC CRYSTALS Vol.53㊀No.5May,2024顶部籽晶溶液法生长碳化硅单晶及其关键问题研究进展顾㊀鹏,雷㊀沛,叶㊀帅,胡㊀晋,吴㊀戈(眉山博雅新材料股份有限公司,眉山㊀620000)摘要:因其优异的物理特性,第三代半导体碳化硅(SiC)材料在高温㊁高频㊁高压及大功率电力电子器件和射频微波器件领域具有非常明确的应用前景㊂受限于自身技术特点,利用传统的物理气相输运(PVT)法制备SiC 晶体仍面临许多技术挑战,难以满足当前电子器件对大尺寸㊁高质量和低成本SiC 单晶衬底的迫切需求㊂顶部籽晶溶液(TSSG)法可以在更低的温度和近热力学平衡条件下实现SiC 晶体制备,能够显著弥补PVT 法的不足,正逐渐成为极具竞争力的低成本㊁高质量SiC 单晶衬底创新技术之一㊂本文首先阐述了TSSG 法生长SiC 晶体的理论依据,并给出了各工艺环节要点,然后归纳了TSSG 法生长SiC 晶体的主要技术优势,梳理了国内外在该技术领域的研究现状并重点讨论了TSSG 法生长SiC 晶体关键技术问题㊁产生机制,以及可能的解决途径等㊂最后,对TSSG 法生长SiC 晶体的未来发展做出展望㊂关键词:第三代半导体;碳化硅单晶;顶部籽晶溶液法;晶体形貌;台阶聚集;溶剂包裹;人工智能中图分类号:O78㊀㊀文献标志码:A ㊀㊀文章编号:1000-985X (2024)05-0741-19Research Progress on the Growth of Silicon Carbide Single Crystal via Top-Seeded Solution Growth Method and Its Key IssuesGU Peng ,LEI Pei ,YE Shuai ,HU Jin ,WU Ge(Meishan Boya Advanced Materials Co.,Ltd.,Meishan 620000,China)Abstract :Due to its excellent physical properties,the third-generation semiconductor silicon carbide (SiC)material has very clear application prospects in the fields of high-temperature,high-frequency,high-pressure,and high-power electronics and RF microwave devices.Limited by its own technical characteristics,using traditional physical vapor transport (PVT)method to prepare SiC crystals still faces many technical challenges,making it difficult to meet the urgent demand for large-size,high-quality,and low-cost SiC single crystal substrates in current electronic devices.Top seed solution (TSSG)can be used to prepare SiC crystal at lower temperatures and near thermodynamic equilibrium conditions,which significantly compensate for the shortcomings of PVT method.TSSG method is gradually becoming one of the highly competitive innovation technologies for low-cost,high-quality SiC single crystal substrate.Firstly,the basic theory of TSSG method for SiC crystals growth is introduced,and the key points of each process are given.Then the main technical advantages of TSSG method are summarized and the research status at home and abroad are reviewed.Furthermore,the key technical issues,mechanisms,and possible solutions for the growth of SiC crystals by TSSG method are discussed.Finally,the future development of TSSG method for growing SiC crystal is given.Key words :third-generation semiconductor;silicon carbide single crystal;top-seeded solution growth method;crystal morphology;step bunching;solvent inclusion;artificial intelligence㊀㊀收稿日期:2023-12-26㊀㊀作者简介:顾㊀鹏(1994 ),男,重庆市人,工程师㊂E-mail:1620472714@0㊀引㊀㊀言为缓解全球面临的能源安全问题,实现 双碳 目标,当前电力电子器件正往高频化㊁集成化㊁标准模块化和智能化方向发展,而传统硅基器件的物理极限瓶颈日益凸显,难以适应未来终端应用更为复杂的电子电742㊀综合评述人工晶体学报㊀㊀㊀㊀㊀㊀第53卷气架构需求[1-2]㊂相比之下,第三代化合物半导体材料兼具带隙大㊁击穿场强高㊁热导率大㊁电子迁移率大,以及抗辐射能力强等优势,可以有效地突破关键材料性能指标限制并显著提升器件效能,具有战略性和市场性双重特性,目前已逐渐成为宽禁带半导体技术研究前沿和产业竞争焦点[3-4]㊂经过几十年的发展,第三代宽禁带半导体碳化硅(SiC)材料已成为高温㊁高频㊁高压及大功率电力电子器件和射频微波器件中的首选材料,是实现器件高效率能量转换㊁小型化㊁低系统成本的最优选择,在新能源汽车电机控制器㊁光伏逆变器㊁高铁牵引变流器㊁充电桩电源模块,以及国防军工等领域中表现出得天独厚的应用优势,被视作国家新一代信息技术核心竞争力的重要支撑[5-7]㊂目前,用于SiC 晶体生长的主要技术包括物理气相输运(physical vapor transport,PVT)法㊁高温化学气相沉积(high temperature chemical vapor deposition,HTCVD)法,以及顶部籽晶溶液生长(top-seeded solution growth,TSSG)法[8]㊂其中,PVT 法作为现阶段发展最为成熟㊁应用最广且商业化程度最高的SiC 单晶制备技术,已基本实现4~6英寸(1英寸=2.54cm)SiC 衬底批量化制备,衬底市场呈现出美日欧三足鼎立的局面㊂2015年,美国Wolfspeed 公司率先采用PVT 法成功获得8英寸SiC 单晶衬底,之后在美国纽约州莫霍克谷建立了全球首座㊁最大且唯一的8英寸晶圆厂,并于2023年向中国终端客户批量出货SiC MOSFET [9]㊂截至2023年10月,全球已有26家企业或机构成功研制出8英寸SiC 单晶衬底并计划在2~3年形成小批量供货能力,这标志着SiC 晶圆已迈进 8英寸时代 ㊂但受限于该技术特点,利用PVT 法制备SiC 晶体仍面临许多关键性技术问题,包括晶体内部应力集中㊁缺陷继承或增殖能力强㊁位错密度高㊁扩径技术难度大,以及难以实现p 型均匀高掺杂等,进而导致高品质SiC 单晶衬底制备良率偏低且成本居高不下[10-13]㊂HTCVD 不仅与PVT 法一样需要高的生长温度,所使用的生长设备和高纯气体价格不菲,本质上是高配置的CVD,进而导致商业化进程比较缓慢,目前主要用来制备半绝缘型SiC 衬底[14]㊂与气相法不同的是,TSSG 法可以在更为温和的生长环境下制备SiC 晶体,同时还具有工艺参数动态精准调控㊁连续扩径生长及p 型均匀高掺杂等技术特点,目前已成为极具竞争力的低成本㊁高质量SiC 衬底创新技术之一,所生长的晶体尺寸已突破6英寸[15-17]㊂尽管TSSG 法在制备SiC 晶体方面优势显著,但也存在较高的技术壁垒,主要体现在所需调控的工艺参数繁杂且任何不恰当的参数选择都可能破坏长晶过程中的动态平衡并引发严重的宏观缺陷㊂基于此,本文首先阐述了TSSG 法生长SiC 晶体的理论依据并给出了一般工艺流程及各环节要点,然后归纳了TSSG 法生长SiC 晶体的主要技术优势,梳理了国内外在该技术领域的研究现状并重点讨论了TSSG 法生长SiC 晶体关键技术问题㊁产生机制,以及可能的解决途径等㊂最后,对TSSG 法生长SiC 晶体的未来发展做出展望㊂1㊀TSSG 法生长SiC 晶体的理论依据及各环节要点与硅㊁锗㊁砷化镓和磷化铟半导体材料不同的是,常压下SiC 材料不存在熔化行为㊂当温度超过1400ħ时,SiC 原料将直接发生分解升华过程并主要产生Si㊁Si 2C 和SiC 2等气相物质[18]㊂理论预测只有在生长压强为109Pa 且温度超过3200ħ的极端条件下才能获得满足化学计量比的SiC 熔体[8,16]㊂因此,采用传统的高温熔体法直接提拉生长SiC 单晶在现有条件下是难以实现的㊂图1给出了Si-C 二元相图,可以看到在富Si 图1㊀Si-C 二元相图[19]Fig.1㊀Si-C binary phase diagram [19]一侧且温度在1414~2830ħ存在 L +SiC 二相区,这为溶液法生长SiC 晶体提供了理论基础[19]㊂基于此,早在1961年,Halden 采取自助溶法从溶解了C 的高温Si熔体中获取了SiC 晶体,但C 在熔体Si 中的溶解度十分有限,导致SiC 晶体的生长速率通常小于10μm /h㊂这期间TSSG 法主要用于制备SiC 薄膜并进一步制作成UV-LED 器件[16,20]㊂为了利用TSSG 法实现SiC 单晶块体的合成,提高C 在熔体Si 中的溶解能力是关键㊂仅通过提高生长温度和增大腔室压强对提升溶碳效果是十分有限的,且对长晶设备提出了更为严苛的要求,不利于批量化生产㊂大量研究证实,通过在Si 熔体中添加一种或多种过渡金属㊀第5期顾㊀鹏等:顶部籽晶溶液法生长碳化硅单晶及其关键问题研究进展743㊀或稀土元素,不仅能有效地降低体系的生长温度,而且似乎是唯一能显著提升高温溶液对C的溶解能力的有效途径[21-23]㊂但由于其他元素的引入也同样会对高温溶液的熔点㊁密度㊁黏度㊁表面张力及饱和蒸气压等热力学参数产生影响,改变溶液内部的传质和传热行为并最终决定晶体质量[24-26]㊂Daikoku等采用静电悬浮技术研究了Si-Cr合金组分配比(Si-18%,40%,50%Cr,摩尔数分数)对溶液密度㊁表面张力和黏度的影响,如图2所示㊂可以看到,溶液的密度㊁表面张力及黏度均与体系中的Cr含量成正比关系,而与温度成反比关系,这对于优化晶体生长工艺有重要的指导意义[24]㊂相关研究者分别从溶碳能力㊁化学及热力学稳定性㊁杂相引入㊁传质能力㊁成本及环境影响等多角度给出了选取助溶剂元素所需遵循的几大原则[8,16]㊂图2㊀硅铬合金熔体的性能表征[24]㊂(a)密度;(b)表面张力;(c)黏度Fig.2㊀Measured melt properties of Si-Cr alloy[24].(a)Density;(b)surface tension;(c)viscosity 经过几十年的发展,近30多种元素被相继开发并成功用于溶液法制备SiC晶体中,如图3(a)所示,包括不限于:Si-Li㊁Si-Ti㊁Si-Cr㊁Si-Fe㊁Si-Sc㊁Si-Ni及Si-Co等二元体系,Si-Cr-Al㊁Si-Cr-Ce㊁Si-Cr-Co㊁Si-Cr-Fe等三元体系及Si-Cr-Al-Sn㊁Si-Cr-Al-Ce四元体系[8,25,27-31]㊂Narumi等[32]对比分析了在Si-40%Cr㊁Si-23%Ti和Si-60%Fe(摩尔数分数,下同)体系下各自的C溶解度,指出当温度大于2073K时,体系的溶碳能力排序为Si-40%Cr>Si-60%Fe>Si-23%Ti,且采用Si-40%Cr体系可以实现最高的晶体生长速率㊂Kado等[33]基于Si-40%Cr体系并通过改变石墨坩埚内空高来调节界面温度梯度,当温度梯度为57ħ/cm时,晶体的生长速率可达2mm/h,这也是目前已知的最快生长速率,但晶体厚度仅为2mm㊂通过进一步提升Si-Cr合金中的Cr含量不仅能显著提高C溶解度,加快晶体生长,还有助于增强4H-SiC晶型稳定性,避免3C多型夹杂[22,34]㊂除了报道较多的Si-Cr㊁Si-Fe和Si-Ti体系外,Harada等更为全面地研究了Si-X组分(X=Cr,Ti, Fe,Zr,Co,Mo,W,Y和Ni)对溶碳能力和非故意掺杂的影响,如图3(b)㊁(c)所示㊂结果显示与其他体系相比,Si-Y和Si-Zr体系表现出更高的碳溶解度和更低的非故意掺杂行为,但考虑到Si-Zr体系在高温溶液下存在ZrC稳定相,不利于晶体持续生长,故Si-Y体系的综合性能更优[23]㊂Hyun等利用红外吸收法测量了Si0.56Cr0.4M0.04(M=Sc,Ti,V,Cr,Mn,Fe,Co,Ni,Cu,Rh和Pd)体系的溶碳能力,如图3(d)所示㊂指出在众多体系中Si0.56Cr0.4Co0.04表现出最大的C溶解度,达8.37%(原子数分数),是传统Si-40%Cr体系的2.5倍,这取决于C原子在Co中具有最小间隙形成能㊂同时该研究还发现Al的引入对于提高体系的溶碳能力744㊀综合评述人工晶体学报㊀㊀㊀㊀㊀㊀第53卷并无积极效果[21]㊂之后该研究团队通过实验证实在Si-Cr体系中加入Co元素不仅将晶体的生长速率提高3倍多,同时晶体表面的平均台阶高度也从0.105μm降低至0.029μm,增强了生长界面的稳定性[30]㊂可见,在很长一段时间内研究者们对助溶剂体系的探索更侧重于溶碳能力的提升,目的在于加快晶体生长以获得高厚度SiC晶体㊂随着研究深入,溶碳问题已得到较好的解决,不再是制约晶体最大生长速率的关键因素[33]㊂图3㊀硅基助溶剂研究[8,21,23]㊂(a)溶液法生长SiC晶体所用的稀土和过渡金属元素;(b)1800ħ下Si-X组分(X=Cr,Ti, Fe,Zr,Co,Mo,W,Y和Ni)的碳溶解度;(c)晶体内非故意掺杂行为;(d)1800ħ下Si0.56Cr0.4M0.04体系(M=Al㊁Sc㊁Ti㊁V㊁Cr㊁Mn㊁Fe㊁Co㊁Ni㊁Cu㊁Rh和Pd)的溶碳量Fig.3㊀Research on the Si-based solvent[8,21,23].(a)Rare earth and transition metal elements used for SiC crystal growth by solution method;(b)calculated carbon solubility for various solvents(Si-X,X=Cr,Ti,Fe,Zr,Co,Mo,W,Y,Ni)at 1800ħ;(c)unintentional doping;(d)solubilities obtained from relationships between carbon contents in Si0.56Cr0.4M0.04 (M=Al,Sc,Ti,V,Cr,Mn,Fe,Co,Ni,Cu,Rh,Pd)solvents at1800ħTSSG法生长SiC晶体的过程类似于Si单晶生长㊂根据预设配方在石墨坩埚里装填硅原料及少量的过渡金属或稀土元素作为助溶剂,并在坩埚外围包裹石墨保温材料,此时的石墨坩埚起到三个作用,包括装料容器㊁发热体,以及作为碳源㊂将SiC籽晶通过胶粘或卡扣的方式固定于石墨籽晶托上并一同安装在籽晶杆前端㊂腔室内通入惰性气体Ar或He并维持一定压强㊂利用感应或电阻加热方式将炉内温度升至硅熔点以上,待原料充分熔化后形成溶液并逐渐刻蚀石墨坩埚内壁,为SiC晶体生长提供充足的碳溶质㊂籽晶与液面接触后,在溶液对流作用下溶解的碳溶质迁移至固-液生长界面并在籽晶下方开始析晶,从而实现SiC晶体生长㊂通过调控液面上方保温层结构或改变坩埚相对于发热线圈的位置可优化固-液界面附近的热场分布,达到晶体长时间稳定生长的目的[35-37]㊂需要注意的是,坩埚内壁的刻蚀程度是溶液温度和溶液流速共同作用的结果,不能仅通过刻蚀深度来判定高温线位置[38]㊂一般认为利用TSSG法生长SiC晶体过程中需要重点关注以下几个方面:1)籽晶极性和偏轴角度的选择㊂SiC籽晶存在Si面(0001)和C面(0001)两个极性面,主要区别在于自由表面能不同,其中C面的自由表面能低于Si面的自由表面能,进而导致两极性面上各自的固-液界面能存在明显差异并直接影响晶体生长行为[39-40]㊂通常,籽晶C面用于制备4H-SiC晶型,而Si面主要用于生长6H-SiC或3C-SiC晶型[41-42]㊂同时,相比于Si面,籽晶C面更有助于长晶过程中溶剂包裹的抑制并获得平滑的表面形貌,增强了生长过程的稳定性[40,43-46]㊂这是因为Si面生长容易诱发台阶聚集行为并形成巨大的宏观台阶,提高了表面宏观沟槽缺陷和二维成核出现的概率,使晶体的表面形貌变得粗糙并伴随大量的溶剂包裹[46]㊂籽晶偏轴角度的大小会直接影响台阶之间平面上的宽度,为维持台阶流生长模式并抑制二维成核的发生,提高偏轴角度是可取的㊂但角度过大也会产生许多消极影响,如容易发生台阶聚集行为,造成晶体表面粗糙并诱导多型缺陷的产生[47]㊂建议籽晶的偏轴角度一般选择2ʎ~4ʎ并指向[1120]晶向㊂2)籽晶粘接方式和石墨籽晶托结构设㊀第5期顾㊀鹏等:顶部籽晶溶液法生长碳化硅单晶及其关键问题研究进展745㊀计㊂在PVT法制备SiC晶体过程中,籽晶背面与石墨托之间通常会插入柔性石墨纸以提高粘接效果,抑制籽晶背面升华行为,但由于溶液法生长SiC晶体所处环境温度较低且温度梯度较小,不存在籽晶升华行为,石墨纸的引入反而会产生许多消极影响,如不恰当的引晶过程可能促使溶液浸入石墨纸内并刻蚀籽晶背面,不利于后期晶体与石墨托分离㊂因此,可将籽晶直接通过粘胶或卡扣的方式将其固定于石墨籽晶托上,简化粘接步骤,提高晶体完整性㊂同时将石墨托尺寸设计成大于籽晶直径的结构有利于改善生长界面的稳定,但考虑到石墨托与溶液接触后容易出现寄生成核现象,破坏界面附近的稳定性,可对石墨托表面涂覆BN膜层加以保护[48-49]㊂为进一步提高生长界面的结晶驱动力,加快晶体生长,可将石墨托设计成内部中空结构并通入冷却介质以加速结晶潜热的释放㊂3)严格避免杂质污染㊂晶体内非故意掺杂(N和B元素)不仅会破坏结晶质量,诱导各种缺陷的产生,还给晶体电学性能的调控带来不确定性[50]㊂这些杂质主要来源于高温下吸附于石墨组件表面或内腔壁的杂质,它们发生了解附过程并部分进入晶体[15]㊂可利用高纯惰性气体在预热环境下对炉膛进行多次洗炉或定期更换热场以克服上述问题㊂同时,提高原料使用纯度对于降低杂质污染也是有利的㊂4)籽晶需充分回熔以抑制二维成核并为晶体生长提供初始螺旋台阶源㊂为避免热冲击对籽晶造成多余的热应力,同时考虑到接触瞬间生长界面过大的温度波动也容易引起3C-SiC成核,因此引晶前对籽晶进行充分预热是完全必要,该行为又被称为 烤晶 过程[41]㊂然而,高温下溶液存在明显的挥发现象并可能导致引晶前籽晶生长面上就已产生多型6H/15R-SiC成核点,从而容易造成生长初期出现溶剂包裹和多型夹杂等缺陷,严重破坏了晶体完整性[44,51]㊂通过将籽晶浸入过热的溶液内进行回熔处理可以基本消除生长面上沉积的多型成核点并显露出贯穿螺旋位错(TSD),为籽晶生长提供初始螺旋台阶源,增强了结晶过程的稳定性,但同时也需要严格控制回熔时间和温度,否则极易产生高密度位错甚至晶界[44,52]㊂根据长晶经验,对于Si-Cr体系,回熔温度一般选择在1800~2000ħ,回熔时间大于100min㊂此外,回熔过程还能抑制位错增殖并消除籽晶表面的加工损伤层,进一步提升晶体品质[53]㊂5)引入动态调控手段并进行可视化监测㊂随着生长时间的延长,一方面由于溶液的挥发和坩埚内壁的刻蚀过程将不可避免地改变弯月面高度并影响生长界面的稳定性,需要通过精准调控籽晶杆或坩埚的移动距离以维持弯月面高度的恒定㊂另一方面长晶过程不断消耗溶质,导致溶液黏度逐渐提高,为避免溶液过冷引起的溶剂包裹等问题,倾向于在长晶后期提高生长温度或降低生长速率㊂此外,同步辐射X射线成像技术的出现使晶体生长的原位观察成为可能㊂6)消除晶体表面凝固的液滴㊂长晶结束后晶体从溶液中拉出时受表面张力的影响,部分溶液粘附在晶体表面并形成液滴,之后凝固成球形颗粒㊂尽管后期可以利用酸性溶液(V(HNO3)ʒV(HF)=1ʒ1,体积比)进行去除,但由于凝固液滴和SiC晶体之间的热膨胀系数存在差异,降温冷却过程中液滴边缘将对晶体产生较大的热弹性拉伸应力,并可能导致晶体内部产生微管和裂纹等缺陷,如图4(a)所示[54-55],Ha等[54]指图4㊀晶体表面附着液滴[54]㊂(a)凝固液滴与生长面接触区域的温度和应力分布;(b)降温速率对晶体表面形貌的影响;(c)液滴附着对晶体内应力影响的示意图Fig.4㊀Liquid droplet on the grown crystal[54].(a)Temperature and stress distribution in the contact area between solidified droplet and grown crystal;(b)effect of cooling rate on the surface morphology of crystal;(c)schematic diagram of stressdistribution on the grown SiC crystal with and without the residual droplet746㊀综合评述人工晶体学报㊀㊀㊀㊀㊀㊀第53卷出,晶体拉出液面后通过缓慢降温的方式以使液滴蒸发,进而消除液滴对晶体的热应力,如图4(b)㊁(c)所示㊂此外,长晶结束后提高晶体转速或升高温度似乎也可以获得相似的效果㊂2㊀TSSG法生长SiC晶体的技术优势及国内外研究现状与PVT法不同的是,TSSG法生长SiC晶体过程中固-液界面附近具有更低的生长温度和更小的温度梯度,有助于弱化晶体内部应力并提高临界剪切应力值[56]㊂同时,溶液法长晶过程中所释放的结晶潜热比气相法中释放的结晶潜热更低,可增强界面附近生长环境的稳定性[16]㊂上述特点促使TSSG法在制备SiC晶体中表现出多方面的技术优势㊂2.1㊀零微管和低位错密度微管是限制SiC材料应用的主要障碍之一,被称为 杀手型 缺陷,它的存在会增加器件漏电流并降低击穿电压,甚至导致器件永久失效[57]㊂在PVT制备SiC晶体过程中,除了继承籽晶固有的缺陷外,不成熟的籽晶粘接技术和意外生成的夹杂包裹同样容易造成晶体内部新增微管并在后续晶体生长过程中被继承和延伸[58-59]㊂研究证实,利用TSSG法可以对衬底中已有的微管进行有效覆盖和闭合,并确保在之后的生长过程中不会新增,从而实现真正意义上的零微管[16,60]㊂利用PVT法制备的SiC晶体典型的贯穿型螺旋位错(TSD)㊁贯穿型刃型位错(TED)和基平面位错(BPD)密度分别为300~500㊁2000~5000及500~1000cm-2[10]㊂晶体内部过高的位错密度对于器件制造显然不利,尤其是BPD,将导致双极性器件严重退化㊂在今后的SiC电力电子领域中,进一步开发低位错化技术仍然是一个重要的课题㊂2004年Nakamura等[61]利用PVT法并结合重复a面技术(RAF)成功制备了超高质量的SiC晶体,20mm直径的衬底的腐蚀坑密度(EPD)比传统PVT法制备的SiC衬底的EPD低了三个数量级㊂2014年,Kondo等[62]利用RAF技术制备了6英寸高质量SiC衬底,其TSD和BPD密度分别为302和324cm-2㊂可见,RAF技术是降低位错密度㊁改善结晶质量极其有效的生长方法,但由于需要反复进行{1120}面和{1100}面的生长,对晶体尺寸要求很高,无论从技术还是成本上都存在很大的挑战㊂TSSG法制备SiC晶体过程中由于生长界面的温度分布较为均匀,释放的结晶潜热较低,所引起的热应力较小,进而可以有效抑制位错缺陷的增殖[63]㊂同时,该生长技术在位错转换和消除方面优势显著,晶体生长过程中表面宏观台阶会迫使沿晶体生长方向延伸的TSD和TED分别转变为基平面上的扩展型堆垛层错(SFs)和BPD缺陷,并进一步沿台阶流[1120]方向迁移,直至终止于晶体外侧,从而实现具有低位错密度的SiC晶体制备[64-66]㊂Yamamoto等[67]利用TSSG法在Si-Cr体系下制备了SiC晶体,指出相对于SiC籽晶,生长层内的TSD密度从2000cm-2减少至30cm-2,而BPD密度从2000cm-2减少至500cm-2,降幅显著㊂随着生长层厚度的增加,TSD密度将进一步降低㊂当厚度达到4.4μm时,TSD转换为扩展型缺陷的转换率达90%,进一步当生长层厚度为10μm时,转换率超过99%[66]㊂为了将转换后的扩展型缺陷推移至晶体外侧,获得更高厚度的SiC晶体是十分必要的,且所需生长的厚度与籽晶偏轴角度和晶体直径有关[66,68]㊂此外,位错的转换行为及转化效果与台阶高度㊁台阶形貌及台阶横向扩展速率存在强关联性,所谓台阶形貌是指基面与台阶斜面之间的夹角,夹角越大意味着台阶越陡峭㊂研究证实具有高且陡峭的生长台阶有助于增强位错转换效率,削弱位错沿垂直于生长面方向继承和传输的能力[69-70]㊂为了提高生长台阶高度,增强位错转换效果,一系列调控手段被相继提出,包括不限于:选用具有高偏轴角度的籽晶Si面作为生长面[64,68]㊁在Si助溶剂中加入Ti或Cr元素[69,71]或是在Si0.6Cr0.4体系的基础上添加Fe㊁V㊁Ni㊁Ti㊁Nb 和Mn元素,尤其是Nb和Mn[72]㊁调控溶液流速和流向[69,73-74]及提高生长界面过饱和度等[75]㊂但过度发育的宏观台阶容易诱导沟槽缺陷的产生并夹杂严重的溶剂包裹,甚至造成大量位错的新增[63]㊂Matani等[28]指出,当宏观台阶高度在6~8μm时,TSD缺陷的转换率超过80%,然而当台阶高度在3~5μm时,夹杂有溶剂包裹的沟槽缺陷出现的概率大幅增加㊂因此,需严格调控台阶高度以平衡位错转换效率与宏观缺陷产生㊂此外,采用两步法和杂化法对于降低位错密度㊁提升晶体品质也是有效的措施[46,76]㊂Murayama等[46]基于TSSG技术并利用两步法制备了具有极低位错密度的4H-SiC晶体,其中TSD㊁TED和BPD密度分别为11㊁385和28cm-2㊂然而,由于TSD作为螺旋台阶源,极低的TSD密度将难以维持晶型稳定并可能诱导其他缺陷的产生[42]㊂Murayama等[68]通过对籽晶结构进行重新设计并优化了热场分布,实现了具有低位错密度的单一4H-SiC晶型制备㊂㊀第5期顾㊀鹏等:顶部籽晶溶液法生长碳化硅单晶及其关键问题研究进展747㊀2.2㊀扩径生长增大SiC晶体直径可以显著降低单个器件的制造成本㊂相比于6英寸,8英寸晶体可多切近90%数量的芯片且边缘浪费可降低7%,器件成本预计可降低20%~35%㊂众所周知,利用PVT法进行SiC晶体扩径生长是极其困难的,需要精准调控生长界面附近的热场和流场分布,否则容易导致晶体外围出现多晶生长或开裂并诱发各种缺陷,且迭代周期长,通常以年为单位[11]㊂TSSG法在大尺寸晶体制备方面有着先天优势,可利用放肩技术实现晶体扩径生长㊂日本丰田公司Daikoku等[45,63]利用弯月面控制技术并通过调节弯月面高度来改变生长角度,进而实现晶体直径的可控生长且扩径区域的结晶质量很高,几乎无位错缺陷,如图5(a)~ (c)所示㊂弯月面高度将直接影响生长界面附近热量的耗散程度,随着高度的增加,位于生长界面附近的结晶潜热通过辐射方式被快速消除,进而造成该区域的过饱和度提高并加快晶体生长,如图5(d)所示[77]㊂然而在实际的晶体生长过程中,受溶液挥发㊁坩埚刻蚀及提拉速率与结晶速率失配等影响,弯月面高度难以维持在一个相对平稳的区间,容易诱导多晶生长[77]㊂为克服液面下降引起的弯月面高度增加的问题,可在长晶过程中有针对性地下移籽晶托或上移坩埚,以尽可能维持弯月面高度恒定,增强生长界面的稳定性[56]㊂图5㊀(a)弯月面形成的示意图;(b)弯月面高度与生长角度之间的关系;(c)扩径生长对晶体缺陷的影响;(d)弯月面高度对生长界面附近的过饱和度的影响[45,63,77]Fig.5㊀(a)Schematic diagram of the meniscus formation;(b)relationship between the growth angle and the meniscus height;(c)effect of expanding growth on crystal defects;(d)effect of meniscus height on supersaturation near the growth interface[45,63,77]2.3㊀低电阻率SiC单晶衬底制备通常,铝(Al)掺杂通过占据硅(Si)格位实现p型SiC衬底制备,而氮(N)掺杂通过占据碳(C)格位实现n型SiC衬底制备[75,78-79]㊂为了获得低电阻率的n型4H-SiC单晶衬底,增强N原子进入晶格并占据C格位的能力是十分关键的㊂在竞位效应的作用下,降低溶液中的碳浓度有助于增强N掺杂效果,且相比于Si面,籽晶C面更有助于实现高浓度掺杂[78]㊂Komatsu等[72]指出在Si0.6Cr0.4体系中加入Ti可以提高N掺杂效果,这是因为Ti对N具有很高的亲和力,增强了溶液对N的溶解度㊂目前利用溶液法制备SiC晶体可实现的最高掺杂浓度为1.1ˑ1020cm-3,对应的电阻率达0.003Ω㊃cm,已优于传统PVT法制备的n型SiC晶体的电学性能,达到了N在4H-SiC晶体中的固溶度极限㊂但为了避免高掺杂引起的堆垛层错和3C-SiC多型增殖,晶体内的N掺杂浓度需严格控制在3ˑ1019cm-3以内,且对应的最低电阻率为0.01Ω㊃cm[78]㊂为克服过高氮掺杂浓度引起的各种缺陷,可适当地引入Al元素加以修饰[80-81]㊂Komatsu等[25]采用Si0.57Cr0.4Al0.01Sn0.02体系,在生长氛围N2/(He/H2)为0.9%(体积分数)时所生长的n型4H-SiC晶体的电阻率为12mΩ㊃cm,与市销的低电阻率n型4H-SiC晶片(~20mΩ㊃cm)相当甚至更低㊂。
PVT法生长6英寸4H-SiC晶体的工艺研究
的
温度 度 的 下， 热端 端
进行传输并在冷端凝结为晶体。该炉内圧强的选
择，既保证了 PVT法长晶的顺利进行，在抽真空 步骤处减少时间和降低难度。本次实验确定生长的
晶体晶型为4H，4H-SiC晶体生长有着特定的温度
范围，此次生长的籽晶处温度控制为2 250 "叫 使用粒度为（0.18〜0.43）mm的碳化硅粉料时，长
成 的工艺
： 应腔室中
体Ar作为载气，腔内圧力控制在（50〜5 000）Pa
之间［6~8］，籽晶处的温度在（2 000〜2 500）">考 虑长晶炉内圧强控制为1 200 Pa［9］，在该低圧气氛
下，加热碳化硅粉料到2 000 "以上，在碳化硅
土甘堀内有Si、O2C和SiC2等气相的生成［10］，生成
上部石墨毡保遍
石墨盖板， ，籽晶粘接于此处
石墨堆堀一
碳化硅粉料 置于此处
图2 PVT法生长碳化硅单晶的热场结构图 Fig.2 Heat field structure diagram of silicon carbide crystal
by PVT growth method
92
刘得伟，等：PVT法生长6英寸4H-SiC晶体的工艺研究
生长 高温
以 生长
气压 化
硅晶体生长的影响。
1实验
1・1实验设备
本次实验采用自主研发的PVT法生长碳化硅
单晶设备。图1为碳化硅单晶生长炉结构简图，
包括整机腔室、感应线圈、气路和水路系统等。
核心是整机腔室，碳化硅单晶生长在该处完成。
高
体，
能化
能，
能
能，
墨土甘竭的热能传导给碳化硅粉体，为碳化硅晶体
大尺寸碳化硅晶体生长热-质输运过程建模及数值仿真
第52卷第4期2023年4月人㊀工㊀晶㊀体㊀学㊀报JOURNAL OF SYNTHETIC CRYSTALSVol.52㊀No.4April,2023大尺寸碳化硅晶体生长热-质输运过程建模及数值仿真卢嘉铮1,张㊀辉2,郑丽丽1,马㊀远3(1.清华大学航天航空学院,北京㊀100084;2.清华大学工程物理系,北京㊀100084;3.中电化合物半导体有限公司,宁波㊀315336)摘要:碳化硅(SiC)电子器件的性能和成本受衬底质量影响,因此生长大直径高品质SiC单晶意义重大㊂物理气相传输(PVT)法是一种常用的生长方法,但其主要面临热场设计与气流控制问题㊂本工作对电阻加热PVT法生长150mmSiC单晶完整过程开展数值仿真研究,建立描述SiC原料热解和再结晶及其多孔结构演变㊁热-质输运㊁晶体形貌变化的数理模型,用数值模拟手段研究晶体生长㊁原料演变与热场变化等过程间的耦合关系㊂结果显示:原料区侧面高温导致气流不均匀,晶面呈 W 形,原料区底部高温得到均匀气流和微凸晶面;长晶界面通过径向温度变化调节气相组分平衡压力,使晶面生长成等温线形状;晶体生长速率与原料温度㊁剩余原料量呈正相关㊂模拟结果与已报道实验结果吻合,对优化生长SiC单晶有指导意义㊂关键词:SiC单晶;单晶生长;热-质输运;数学模型;电阻加热;物理气相传输中图分类号:O782;TQ163㊀㊀文献标志码:A㊀㊀文章编号:1000-985X(2023)04-0550-12 Modeling and Numerical Simulation of Heat-Mass Transport Process forLarge-Size Silicon Carbide Crystal GrowthLU Jiazheng1,ZHANG Hui2,ZHENG Lili1,MA Yuan3(1.School of Aerospace Engineering,Tsinghua University,Beijing100084,China;2.Department of Engineering Physics,Tsinhua University,Beijing100084,China;3.CEC Compound Semiconductor Co.,Ltd.,Ningbo315336,China)Abstract:The functionality and performance of the electronic product are heavily dependent on its quality of power device and radio frequency device,thus further determined by the quality of SiC substrate.Hence,the manufacturing of superior SiC single crystal is of significant importance.One popular way of growing large-diameter SiC single crystal is to leverage physical vapor transport(PVT)method.However,this method admits a common challenge in thermal design and flow control.To tackle this problem,a numerical simulation study of the complete process of growing150mm SiC single crystal by resistive heating PVT method was proposed in this paper.A mathematical model to capture the growing process,which comprises the pyrolysis and recrystallization of source materials,the porous structure evolution,the heat-mass transport in the system,and the morphology changes of crystal growth front was established.In order to validate our developed model,the numerical simulations were implemented to study the interaction among the crystal growth,the consumption of source materials,and the thermal field changes.The results show that the high temperature on the side of the source area leads to uneven gas flow,and the high temperature at the bottom results in a uniform airflow and a slightly convex crystal surface.Meanwhile,the growth interface adjusts the equilibrium pressure of the gas species through the radial temperature distribution,therefore,the crystal surface grows into an isotherm shape.In addition,the crystal growth rate is positively correlated with the temperature of the source area and the amount of remaining raw materials.The simulation results are consistent with the reported experimental results inherently,which lay a solid foundation for the optimal growth of large-scale and high-quality SiC single crystals.Key words:SiC single crystal;crystal growth;heat-mass transport;mathematical model;resistive heating;physical vapor transport㊀㊀㊀收稿日期:2022-12-12㊀㊀作者简介:卢嘉铮(1991 ),男,四川省人,博士研究生㊂E-mail:lz_2020@㊀㊀通信作者:郑丽丽,博士,教授㊂E-mail:zhenglili@㊀第4期卢嘉铮等:大尺寸碳化硅晶体生长热-质输运过程建模及数值仿真551㊀0㊀引㊀㊀言碳化硅(SiC)单晶衬底是制造新一代功率器件㊁射频器件的重要基础材料,但当前SiC 衬底成本偏高,扩大SiC 晶体直径并提高晶体品质可增加晶圆利用率,达到降低器件成本目的㊂目前国内业界主要采用中频感应加热的物理气相传输(physical vapor transport,PVT)法生产100mm 直径SiC 单晶[1],150mm 单晶具备批量供应能力[2-3],200mm 衬底已研发成功[3]㊂国外公司已大量供应200mm 晶片[4-5]㊂另一方面,由于电阻加热方式可有效控制坩埚内局部温场,电阻加热式PVT 系统逐渐崭露头角[6-7]㊂PVT 法的关键技术之一是设计合理的热-质输运环境,为生长低缺陷晶体提供稳定的热场和均匀的流场㊂实验表明:晶体生长界面中心低温,晶体表面微凸,晶体质量较高[8];预烧原料可增大粉料颗粒度[9]㊁减小原料在长晶过程中的形状变化,从而稳定坩埚内温场[10];原料掺铈(CeO 2)能有效控制多型生长[11]㊂PVT 坩埚是工作在2000ħ高温的封闭结构,实验手段难以监测坩埚内部热-质输运过程㊂计算机仿真是开展研究的重要办法,在模拟原料多孔结构变化[12-13]㊁热场设计[14]㊁预测成核点[15]㊁计算晶体热应力和位错密度[16-17],以及合成掺矾原料[18]等方面提供了理论指导㊂但针对电阻炉生长大直径晶体的全过程模拟研究较少,原料消耗㊁晶体形貌变化等过程的数学模型不清楚,晶体生长过程中特征量之间的相互作用不够清晰㊂本团队前期研究了PVT 法SiC 单晶生长热场设计[14],为本研究提供了有力支撑㊂本研究针对电阻加热式PVT 炉生长150mm 的SiC 单晶开展热-质输运过程建模和晶体生长过程的数值模拟研究㊂首先建立碳化硅原料分解及其多孔结构演变㊁气相组分输运㊁能量输运㊁晶体生长的物理和数学模型,再研究不同原料温度分布(侧面高温㊁底部高温)对晶体生长形貌变化的影响规律,最后厘清晶体生长形貌变化与原料消耗㊁温场变化等过程之间的关系㊂1㊀热-质输运数学模型PVT 工艺生长SiC 晶体的主要物理过程是:中频感应线圈或电阻加热器产生热源,在坩埚内建立轴向和径向温度梯度,装于坩埚下部的原料被加热后分解,热解产生的气相组分在温度梯度的驱动下被输运至坩埚顶部的低温籽晶面发生再结晶生成单晶体㊂如图1所示,气相组分输运先后经过原料堆㊁坩埚上部的空腔区㊁籽晶面,每个区域内物理过程不同,因此将坩埚内部划分为相应三个区域,并依次建立数学模型㊂电阻加热式PVT 工艺的详细物理过程和热力学过程参见前期工作[14]㊂1.1㊀原料区控制方程1.1.1㊀原料热解㊁碳化和再结晶图1㊀电阻加热式PVT 系统示意图Fig.1㊀Schematic diagram of the resistance heating PVT system 原料区是坩埚内装载SiC 原料粉末的区域(见图1),一般处于2500~2600K,其最高温度点位于侧面或底部,最低温度点一般在顶部㊂高温区域的SiC 粉末受热分解生成Si㊁SiC 2㊁Si 2C㊁SiC 等气相组分和疏松石墨,气相组分在温度梯度的驱动下输运至低温的SiC 粉末表面和籽晶面再结晶,即:高温的原料处于欠饱和热力学状态,被消耗;低温的原料为过饱和状态,SiC 质量增加㊂假设:1)SiC 原料为直径0.24mm 的球形颗粒,SiC 颗粒石墨化后直径不变[19];2)原料区为多孔介质区域;3)有限体积法的网格尺寸大于颗粒尺寸,同一网格体内的颗粒处于同样的热力学状态;4)球形颗粒呈紧密交错排列;5)气相组分中Si㊁C 摩尔比为1ʒ1,即总的SiC 气相组分摩尔流量J A =2J SiC 2㊂在颗粒表面,根据上述物理过程,可用Hertz-Knudsen 公式描述原料粉末表面产生的热解气相流量:552㊀研究论文人工晶体学报㊀㊀㊀㊀㊀㊀第52卷J i =P ∗i -P i 2πM i RT (1)式中:J i 为气相组分i 的摩尔流量;P i 为组分i 在颗粒表面的分压;P ∗i 为其平衡分压;M i 为摩尔质量;R 为理想气体常数;T 为热力学温度㊂组分的平衡分压为[20]:P ∗i =exp(-ΔG i /RT )(2)式中:ΔG i 为吉布斯自由能㊂在控制体内,组分i 的反应速率R ㊃i 为:R ㊃i =J i ΔA ΔV (3)式中:ΔA 为控制体(网格)内所有SiC 颗粒的表面积;ΔV 为控制体(网格)体积㊂ΔA 由下式计算:ΔA =αN p A p (4)式中:N p 为控制体内颗粒个数;A p 为单个颗粒的表面积;α为修正系数㊂根据假设4),控制体内颗粒个数为:N p =ΔV (1-ε0)(㊀2r )3(5)式中:ε0为原料的初始孔隙率;r 为颗粒原始半径㊂由SiC 质量守恒与C 质量守恒可得:∂γSiC ∂t =-M SiC R ㊃SiC ρSiC(6)与∂γC ∂t =M C R ㊃C ρC (7)式中:γ为体积分数;M 为摩尔质量;R ㊃为反应速率;ρ为密度㊂原料孔隙率ε为:ε=1-γSiC -γC (8)定义原料消耗程度d g :d g =(γt SiC -γ0SiC )/γ0SiC (9)式中:γ0SiC ㊁γt SiC 分别为初始时刻和t 时刻SiC 的体积分数㊂在2500~2600K 时,各气相组分平衡分压之比为[20]:P Si ʒP Si 2C ʒP SiC 2ʈ4ʒ1ʒ2(10)根据上述组分所涉及反应的化学计量比和假设5),可近似认为:R ㊃C =0.375R ㊃SiC (11)R ㊃SiC 2=0.5R ㊃SiC (12)通过式(1)~(7)可知,当颗粒表面SiC 气相组分的分压P 大于此处的平衡压力P ∗时,颗粒处于过饱和状态,气相组分在颗粒表面再结晶,SiC 体积分数增加;反之SiC 颗粒被消耗,SiC 体积分数降低,C 体积分数增加㊂由于假设5),异相反应的质量不守恒,这是合理的㊂原因是:虽然SiC 晶体生长一般处于富硅气相,但晶体生长所需Si 与C 原子数是1ʒ1,在宏观传质层面,可忽略多余气相Si 对晶体生长的影响㊂1.1.2㊀气相组分输运根据假设1)和2),气相组分在原料中的输运可视作气体在球形颗粒组成的多孔介质中流动和扩散㊂可用修正后的连续性方程㊁动量方程和组分方程描述:∂ερg ∂t+Δ㊃(ερg u )=εðR ㊃i (13)∂ερg u ∂t +Δ㊃(ερg uu )=-εΔP +Δ㊃(ετ)-ερg -εμK u (14)∂ερg Y i ∂t+Δ㊃(ερg u Y i )=Δ㊃(ερg D eff ΔY i )+εR ㊃i (15)㊀第4期卢嘉铮等:大尺寸碳化硅晶体生长热-质输运过程建模及数值仿真553㊀式中:ρg为气相平均密度;μ为黏度系数;K为Darcy定律渗透系数(permeability);D eff为有效扩散系数㊂分别由下式计算:K=(2r)2ε3175(1-ε)2(16)D eff=1τD ij=㊀εD ij(17)式中:τ为多孔介质的迂曲率[21],其大小与多孔介质基体形状㊁孔隙率有关;D ij为气体的二元扩散系数㊂1.1.3㊀能量守恒SiC原料粉末中存在能量输运,颗粒间通过热辐射㊁热对流和固相导热进行热量传递(见图1),原料区能量守恒方程如下:∂(ρc p)eff T∂t+Δ㊃[ε(ρc p)g u T]=Δ㊃(k effΔT)(18)式中:(ρc p)eff是等效热容,为SiC原料㊁石墨和气相组分热容的体积平均值;k eff是有效热导系数,为SiC颗粒导热㊁疏松石墨导热㊁气体导热和孔隙间辐射传热的体积平均值㊂分别由下式计算:(ρc p)eff=γSiC(ρc p)SiC+γC(ρc p)C+ε(ρc p)g(19)()(20)k eff=γSiC k SiC+γC k C+ε0k g+83εpσ㊃4T3㊃2r式中:εp为SiC颗粒表面的辐射发射系数;(ρc p)SiC㊁(ρc p)C和(ρc p)g分别为SiC原料㊁石墨和气相组分的热容;k SiC㊁k C和k g分别为SiC原料㊁石墨和气相组分的热导率㊂1.2㊀生长室中的热-质输运气相组分从原料表面逸出进入坩埚上部的生长室空腔,在此区域内,气相组分自由流动扩散㊂忽略气相辐射,坩埚壁㊁晶体外表面和原料区上表面之间存在辐射传热㊂坩埚外的气相区域也存在相似物理过程,如电阻加热器与坩埚外壁间㊁坩埚与保温棉间的辐射传热,坩埚外氩气的流动扩散等㊂首先,坩埚内除原料区,对气相有质量守恒㊁动量守恒和组分方程:∂ρg∂t+Δ㊃(ρg u)=0(21)∂ρg u∂t+Δ㊃(ρg uu)=-Δp+Δ㊃τ-ρg g(22)∂ρg Y i∂t+Δ㊃(ρg u Y i)=Δ㊃(ρg D ijΔY i)(23)对包含保温棉㊁坩埚和加热器的整个系统(除原料区)有能量守恒:∂ρc p T∂t+Δ㊃(ρc p u T)=Δ㊃(kΔT)+qᵡᶄ(24)式中:热容ρc p和导热系数k区分气㊁固相计算域㊂对辐射计算,假设所有固相不透明,且参与辐射的表面均为漫灰表面,采用面对面辐射模型,辐射热流qᵡrad以第二类边界条件形式进行计算,每n个迭代步更新一次内边界上的辐射热流㊂某表面上的净辐射热流密度可用相应参与辐射表面的温度计算获得:ðN j=1δijεj-F ji1-εjεj()q j=ðN j=1(F ji-δij)σT4j(25)式中:δij是Kronecker delta;F ji为视角系数,表示从j面发射的能量被i面拦截的份额,用下式计算:F ji=1A jʏA jʏA i cosθj cosθiπR2d A j d A i(26)式中:A为微元面i的面积;R为i面与j面心连线长度;θi为R与i面外法向量夹角㊂参与辐射的面包括晶体表面㊁生长室坩埚内壁㊁原料区顶部边界在内的所有气-固边界㊂1.3㊀晶体生长界面在晶体生长界面上存在Stefan流,组分边界条件采用Hertz-Knudsen模型,对SiC气相组分和氩气分554㊀研究论文人工晶体学报㊀㊀㊀㊀㊀㊀第52卷别有:J i =v n c i -D ij ∂c i ∂n =P i -P ∗i ㊀2πM i RT(27)J Ar =0(28)式中:J 为摩尔流;c i 为组分i 的摩尔浓度;v n 为法向速度㊂忽略晶体的径向生长,晶体在法向的生长速率G 为:G =J iM crystal ρcrystal (29)式中:M crystal 为SiC 晶体的摩尔质量;ρcrystal 为SiC 晶体密度㊂采用动网格技术,在每个时间步前根据上一步计算得到的G 值调整晶体生长界面的节点位置,模拟晶体生长界面形状变化和晶体增厚,并重构长晶界面两侧的体网格㊂2㊀数值模拟研究本节展开对电阻加热式150mm 晶体生长过程的数值模拟研究,探究不同原料温度分布条件对晶体生长的影响规律,梳理晶体生长与原料和热场变化之间的耦合关系㊂2.1㊀算例说明2.1.1㊀几何模型与计算说明图2㊀计算域几何结构示意图Fig.2㊀Schematic diagram of computational domain geometry 计算所用几何模型是对前期工作[14]的改进,如图2所示,系统结构呈圆柱形,半径约570mm,高约1600mm㊂布置侧面和底部共2个电阻式加热器㊂为简化计算,采用轴对称计算域,对称轴边界条件为温度0梯度㊁压力0梯度㊁轴向速度0梯度和径向速度为0,其余外边界为320K 定温㊁速度为0㊁压力0梯度㊂坩埚内氩气压力300Pa㊂采用商业软件ICEM 对计算域划分非结构网格,网格尺度为0.5mm㊂采用商业软件Fluent 对方程进行离散和求解,使用DynamicMesh 对晶体生长界面网格及其附近体网格进行重构㊂物性参数和几何尺寸参见表1㊂表1㊀物性和参数[22-24]Table 1㊀Material properties and parameters for computation [22-24]Nomenclature Unit Value k insulation W /(m㊃K)0.05~0.2k graphiteW /(m㊃K)10~15k crystal W /(m㊃K)6~8εcrystal0.5εcharge 0.6εgraphite 0.7εinsulation0.8Crucible inner diameter m 0.21SiC crystal density kg /m 33160Molar mass of SiC 2g /mol 52L-J characteristic length of SiC 2m 4.077ˑ10-10ε/k B of SiC 2K304.8Molar mass of Ar g /mol40L-J characteristic length of Ar m 3.432ˑ10-10ε/k B of Ar K 122.4Initial porosity of source material 0.65Particle size of source material mm0.24㊀第4期卢嘉铮等:大尺寸碳化硅晶体生长热-质输运过程建模及数值仿真555㊀2.1.2㊀算例设置150mm 晶体生长炉尺寸较大,原料内温度㊁气流在径向上的不均匀分布影响晶体生长形貌㊂因此设置2个算例,模拟在典型原料温度分布下的晶体生长过程,探究原料温度对晶体生长形貌变化的影响规律,分析坩埚内关键参量间的耦合关系㊂算例1仅打开侧面加热器,算例2同时打开侧面和底部加热器,算例模拟时长90h,算例设计说明如表2所示㊂表2㊀算例设计说明Table 2㊀Case descriptionCaseControl variable Content Expected outcome 1Power of side heater:14kW a)The effect of raw material temperature distribution on crystal morphology The source materials start to be consumed from the side,the gas species are transported unevenly in the radial direction,and the growth front is W shaped 2Power of side heater:10.5kW Power of bottom heater:3.5kW b)Interactions among crystal growth,source material consumption,and thermal field changes The source materials are consumed from the bottom,the species transportation is uniform and stable,the crystal growth rate is fast,and the growth interface is slightly convex2.2㊀原料温度分布对晶体形貌影响2.2.1㊀侧面高温算例1模拟的工况是只用侧面加热器对坩埚进行加热,初始时刻坩埚内温场如图3(a)所示,原料最高温度约2556K,位于侧面中部㊂原料顶部和底部是低温区,温度2475~2485K㊂晶体生长界面中心点温度约2410K,边缘约2440K㊂图3(b)展示初始时刻坩埚内的流场,高温区原料热解生成的气相产物在温度梯度的驱动下被输运至低温的原料底部㊁原料顶部和晶体生长界面㊂对比流场和多孔结构变化,与文献[19,25]符合度较高㊂图3㊀算例1热/流场结果图㊂初始时刻坩埚内温度云图(单位:K)(a)和流线与速度矢量图(b);30h(c)㊁60h(d)和90h(e)的晶体形貌㊁流场㊁原料含量和孔隙率,左半图展示流线与SiC 原料体积变化,右半图呈现速度矢量与孔隙率(初始值0.65)Fig.3㊀Heat /flow field results of case 1.At the initial moment,the temperature distribution (unit:K)(a),andstreamline and velocity inside the crucible (b);the crystal morphology,flow field,feedstock content and porosityafter 30h (c),60h (d)and 90h (e),the left half of the graph shows the streamlines and the volume change of the SiC source material,and the right half of the graph presents the velocity vector and porosity (initial value 0.65)556㊀研究论文人工晶体学报㊀㊀㊀㊀㊀㊀第52卷从图3可知,在原料表面附近,速度大小沿径向(A 至B)逐渐变大,这是由于原料侧面(B 至D)温度梯度大,气流驱动力大,A 至C 点温度梯度小,驱动力小,此现象在后续过程中进一步加剧㊂SiC 气相组分在A 点附近再结晶,该区域SiC 颗粒体积在90h 增幅约30%,孔隙率从0.65降至0.55,气流通道缩小㊂而D 至B 点区域原料不断消耗,孔隙率增加,气流通道逐渐打开,导致A 点附近气流速度不断减小,B 点附近气流速度不断增大,气流不均匀性凸显㊂原料底部再结晶程度比顶部更严重,90h 后该区域SiC 固相体积增加了70%,造成气源浪费,原料使用率低㊂径向分布不均匀的气流量导致晶体中心区域的生长速率比5/8半径处慢,由图3(d)可见生长界面呈 W 形㊂根据图4所示,平均晶体生长速率先增加后降低,拐点位于40h 附近;A 点的生长速率从0.22mm /h 不断降低至0.15mm /h;前期B 点生长速率高于A 点,先从0.24mm /h 增至0.25mm /h,在40h 后迅速降低,最终减至0㊂因此,中前期B 点晶体厚度比A 点大,即界面呈 W 形状,后期A 点晶体厚度增加较快,最终A /B 点晶体厚度相近,生长界面形状平整㊂图4㊀算例1晶体生长速率曲线㊂(a)晶体生长界面上的A 和B 点(A 点位于界面中心,B 点在58R 处);(b)A /B 点的晶体生长速率(G A ㊁G B )㊁晶体厚度(T A ㊁T B )和长晶界面平均生长速率G 随时间变化图Fig.4㊀Crystal growth rate curve of case 1.The crystal growth interface taking point A at the center of the interface and point B at 5/8R;(b)plots of the crystal growth rate (G A ,G B ),crystal thickness (T A ,T B )at point A /B and average growth rate (G )as a function of time 综上,对于原料内最高温度点位于侧面的情况,原料侧面被消耗使气流通道打开,同时原料顶部再结晶使气流通道缩小,造成贴壁附近气流量大㊁中心区域气流量小,导致中前期籽晶面中心的生长速率低于边缘的生长速率㊂后期晶体中心生长速率大于晶体边缘生长速率,中心的凹陷被补齐,此现象是PVT 法生长晶体的共性问题,在后文2.3小节中会进一步讨论㊂侧面气流通道的扩张为晶体生长提供较稳定的气源,长晶界面平均生长速率变化较平缓㊂2.2.2㊀底部高温算例2用侧面加热器和底部加热器同时加热坩埚㊂通过图5可知,初始时刻,原料底部是高温,顶部是低温,且原料区径向温度梯度小㊂在此原料温度分布情况下,底部的SiC 原料首先热解,气相组分沿负温度梯度方向输运至籽晶面,气流速度在径向上的变化小,气流均匀㊂值得注意,算例2与算例1的总加热功率相等,但算例2中坩埚内温度更高,因为本研究使用的几何模型中,底部加热器离坩埚更近,且系统底部的保温棉更厚,使坩埚底部受热更充分㊂由图5可知,前期晶体从中心区域开始生长,长晶界面中心凸起,边缘平缓㊂中后期长晶界面形状几乎无变化,各处生长速率相近,晶体表面近似做 平移 运动㊂该现象与算例1后期的晶体中心区域补长类似㊂原料底部的SiC 原料持续消耗,无再结晶现象,气相组分从原料区下方流向上方的低温区,并在原料顶部低温区域再结晶㊂气相组分均匀流出原料表面,气流速度在径向上变化小㊂但随时间增加,未热解原料减少,且原料顶部气流通道在90h 缩小60%以上,导致气流速度逐渐减小,气流量降低㊂理论上算例2的原料㊀第4期卢嘉铮等:大尺寸碳化硅晶体生长热-质输运过程建模及数值仿真557㊀使用率更高,晶体更厚,晶体形貌更符合需求㊂图5㊀算例2热/流场结果图㊂初始时刻的坩埚内温场(a)和流场(b);30h(c)㊁60h(d)和90h(e)的形貌,左半图展示坩埚内SiC 原料体积变化量㊁气流的流线,右半图呈现孔隙率变化量㊁速度矢量Fig.5㊀Heat /flow field results of case 2.The temperature field (a)and the flow field (b)in the crucible at the initial moment of case 2.Crystal morphology after 30h (c),60h (d)and 90h (e),the left half of the figures show the volume change of the SiC source material in the crucible and the streamline of the gas flow,and the right half of the figures show the porosity change and the velocity vector 2.3㊀晶体生长㊁原料演变与热场㊁流场变化等过程间的耦合关系晶体生长界面的温度分布是影响界面形状的重要因素,由2.2小节已知晶体形貌受原料温度分布㊁气流均匀性影响,长晶界面形状动态变化是多因素综合作用的结果㊂本节分别对原料和晶体等特征区域温度㊁形状结构变化带来的影响展开讨论㊂2.3.1㊀原料区温度和孔隙结构变化的影响原料区温度是决定晶体生长界面温度的主要因素之一,也是晶体生长的气源㊂电阻加热器通过热辐射加热坩埚外壁,再由坩埚导热将热量传递给SiC 原料,因此原料内最高温度点总是贴近坩埚壁㊂高温区的原料热解后不断生成疏松石墨,形成较大热阻,以算例2为例,原料区平均温度从初始时刻的2551K 降低至90h 时的2522K,如图6(d)所示㊂原料温度下降导致晶体生长界面温度降低,加剧了原料低温区的再结晶速度,使原料顶部孔隙率降低㊁气流通道缩小(见图6(e)),抵达晶体生长界面的气流速度减小(见图5)㊂原料顶部再结晶使SiC 固相体积分数从0.35增至0.57,增幅60%㊂顶部区域导热性能增强,A 点附近温度梯度减小㊂原料底部a 点附近由于SiC 消耗生成疏松石墨,导热性能减弱,该处温度梯度变大㊂但由于加热器功率㊁坩埚外环境无变化,a 点处温度稳定在2598K 左右㊂若用类似算例2温场进行实际长晶试验,上述现象可能造成测量误差,即坩埚底部的温度测量值变化较小,但原料内实际温度可能已低于设计值㊂2.3.2㊀晶体生长界面温度与形貌动态变化长晶界面与原料表面存在较强辐射传热,面对面辐射传热强度主要受各表面温度和面与面距离影响㊂晶体增厚,晶体表面与原料表面间距缩短,晶体生长界面温度与原料表面温度㊁晶体厚度成正相关㊂以算例2结果为例(见图6(d)),在0~20h,原料温度略降(2551~2548K),长晶界面均温升高(2438~2445K),即该时段内,晶体增厚对长晶界面温度影响更大㊂20~40h,原料温度持续降低,二者对晶体表面温度的影响相互抵消,长晶界面均温保持在2443K 左右㊂40h 后,原料温度降低导致长晶界面均温从40h 时的558㊀研究论文人工晶体学报㊀㊀㊀㊀㊀㊀第52卷2443K降至90h时的2424K㊂图6㊀算例2典型时刻温场和原料体积分数变化㊂30h(a)㊁60h(b)和90h(c)坩埚内温度分布;(d)原料区平均温度(T c)㊁晶体生长界面平均温度(T s)和原料底部a点(见图(a))温度(T c_max)随时间变化情况;(e)原料顶部A点(见图(a))SiC原料的体积分数㊁孔隙率随时间变化图Fig.6㊀Typical temperature field and source material volume fraction changes in case2.The temperature distributions in the crucible at30h(a),60h(b)and90h(c);(d)average temperature in the feed zone(T c),average temperature of the growth interface(T s)and the temperature(T c_max)at point a (see Fig(a))changes with time;(e)volume fraction and porosity of the SiC source material at point A(see Fig(a))change with time长晶界面形状主要由界面温度控制[8]㊂如图7所示,晶体从中心开始生长,中心生长速率大,边缘生长速率小,长晶界面向等温线形状趋近㊂长晶界面径向温度梯度不断减小,90h晶体表面形状与2426K等温线近乎平行㊂晶体附近等温线形状是径向温度梯度的体现,主要由系统顶部的散热与加热设计决定㊂长晶界面通过气相组分平衡压力来调节各处的晶体生长速度,从而实现对界面形状的控制㊂由式(2)可知,气相组分平衡压力P∗i与温度正相关,是判断晶体生长的阈值㊂气相组分分压高于P∗i时,晶体开始生长,且气相分压与平衡压力差值ΔP越大,晶体生长速率越快㊂注意,本研究采用浓度计算,用理想气体状态方程将气相组分的分压P i(Pa)换算成浓度c i(mmol/m3或mmol/m2)㊂由图7所示,晶体边缘点B温度不断降低,SiC2平衡浓度随之下降㊂0时刻晶体边缘点B的SiC2浓度低于阈值,晶体生长速率为0,10~90h B点的SiC2浓度与平衡浓度差值Δc先增大后减小,因此B点生长速率先增加后减小㊂晶体生长界面中心点A 的SiC2浓度始终大于平衡浓度,A点晶体一直生长㊂A点温度先升高后降低,SiC2平衡浓度也先上升后下降,使Δc先大幅下降,然后缓慢降低,所以A点生长速率在前期降幅较大,后期降幅较小㊂长晶界面的SiC2浓度主要与气源量大小相关,随原料消耗不断降低㊂随着A㊁B点温度逐渐接近,SiC2气相组分浓度㊁平衡浓度和晶体生长速率趋近一致㊂长晶界面形状在一定程度上受气流均匀性的影响㊂如图3㊁图4所示,算例1中气流不均匀,5/8半径处生长速率大于晶体中心,晶体生长界面先呈 W 形㊂后期温度变化调节生长速率,中心厚度被补上,90h界面平坦,已消除 W 形㊂若继续模拟,晶体形貌将与算例2类似㊂原料区为晶体生长提供气源㊂一是原料温度高则热解速率快,晶体生长速率大;二是剩余SiC原料越㊀第4期卢嘉铮等:大尺寸碳化硅晶体生长热-质输运过程建模及数值仿真559㊀多,能提供的气源越多,晶体生长越快㊂由图8可知,晶体生长速率与原料区平均温度㊁剩余SiC 原料质量接近成正比㊂因此在估算生长速率时,应考虑原料温度和剩余质量带来的影响㊂图7㊀算例2长晶界面上的气相组分浓度与生长速率变化情况㊂(a)0㊁20㊁40㊁60和80h 晶体生长界面温度分布;(b)20㊁40㊁60和80h 的晶体生长界面形状,与80/90h 时的2426K 等温线形状;(c)晶体生长界面中心点A 与边缘点B 位置;(d)A /B 点晶体生长速率(G A ㊁G B )㊁平均生长速率G ㊁温度(T A ㊁T B )随时间变化折图线;(e)A /B 点SiC 2气相组分浓度(c A ㊁c B )和平衡浓度(c ∗A ㊁c ∗B )随时间变化线图(平衡浓度由平衡分压换算获得,晶体生长速率与SiC 2浓度和平衡浓度的差值Δc 成正比)Fig.7㊀Variations of gas species concentration and growth rate at the growth interface in case 2.(a)Temperature distribution at the interface of crystal growth at 0,20,40,60and 80h;(b)shape of the growth front at 20,40,60and 80h,and the shape of the isotherm of 2426K;(c)position of the center point A and the edge point B on the crystal growth interface;(d)growth rate (G A ,G B )at point A /B,the average growth rate G ,and the temperature(T A ,T B )versus time;(e)species concentration (c A ,c B )of SiC 2and equilibrium concentrations (c ∗A ,c ∗B )versus time at point A /B.Equilibrium concentration is obtained by conversion of equilibrium pressure,the crystal growth rate is proportional to the difference (Δc )between the SiC 2concentration and the equilibriumconcentration图8㊀原料温度及其剩余量与长晶速率关系㊂(a)算例1㊁2晶体平均生长速率(G 1㊁G 2)随原料平均温度的变化;(b)平均生长速率随剩余SiC 原料质量的变化Fig.8㊀Graph of source temperature and its residual amount versus growth rate.Variation of the average crystal growth rate (G 1,G 2)with the average temperature of source materials (a)and quality of the remaining SiC source materials (b)。
pvt法碳化硅电阻长晶炉
PVT法碳化硅电阻长晶炉
PVT法碳化硅电阻长晶炉是一种利用物理气相传输法(PhySiCalVaporTranSPOrt,简称PVT法)生长高纯度碳化硅晶体的设备。
该设备具有以下特点：
1 ,先进的加热方式:采用感应加热方式，能够快速、均匀地加热炉内物料，提高晶体生长质量和效率。
2 .先进的热场设计:通过优化热场设计，能够实现温度场的均匀性和稳定性，有利于高质量碳化硅晶体的生长。
3 .先进的控制系统:采用先进的控制系统，能够实现温度、压力等关键参数的精准控制，提高晶体生长的稳定性和重复性。
4 .高效的生产能力:该设备能够实现大规模、连续性生产，提高碳化硅晶体的产量和生产效率。
5 .环保节能:该设备采用先进的节能技术，能够有效降低能耗和减少污染物排放。
符合当前环保要求。
总之。
PVT法碳化硅电阻长晶炉是一种高效、环保、节能的碳化硅晶体生长设备，具有广泛的应用前景和市场前景。
制表:
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pvt长晶法径向温度
PVT长晶法径向温度
PVT（Pressure, Volume, Temperature）长晶法是一种常用于生长单晶材料的方法，通过对高温高压下的材料进行控制，使其在晶体生长过程中达到理想的温度梯度，从而获得高质量的单晶材料。
在PVT长晶法中，径向温度分布是一个关键因素，它直接影响着晶体的生长速率和晶体品质。
本文将围绕PVT长晶法的径向温度展开讨论，探究其影响因素和调控方法。
一、径向温度梯度的重要性
径向温度梯度是指晶体沿径向的温度变化情况。
在PVT长晶法中，径向温度梯度的大小直接影响晶体的生长速率和晶体品质。
较大的径向温度梯度可以提高晶体生长速率，但也容易引起晶体内部应力过大和晶体质量不均匀等问题；较小的径向温度梯度可以获得高质量的晶体，但晶体生长速率较慢。
因此，在实际生长过程中，需要根据具体材料和生长要求来调控径向温度梯度。
二、影响径向温度的因素
1. 材料的热导率：材料的热导率决定了热量在晶体内的传递速度，热导率越大，径向温度梯度越小。
2. 炉体的结构和加热方式：炉体的结构和加热方式会影响热量在晶体内的传递路径和速度，进而影响径向温度梯度的大小。
3. 外界温度条件：外界温度条件对晶体生长过程中的热量损失有一定影响，需要在设计实验条件时进行考虑。
4. 晶体生长速度：晶体生长速度与径向温度梯度之间存在一定关系，生长速度的改变会导致径向温度梯度的变化。
三、调控径向温度的方法
1. 控制加热功率：通过控制加热功率，可以调节炉体内的温度分布，进而影响径向温度梯度的大小。
2. 优化炉体结构：合理设计炉体结构，使热量能够均匀传递到晶体生长区域，减小径向温度梯度。
3. 使用辅助材料：在晶体生长过程中，可以使用具有合适热导率的辅助材料来调控径向温度梯度，如在晶体周围放置导热材料，以改善热量传递。
4. 控制生长速度：调节晶体的生长速度，可以间接地改变径向温度梯度。
PVT长晶法径向温度的调控是影响晶体生长速率和品质的重要因素。
通过合理设计实验条件、优化炉体结构和控制生长速度等方法，可以实现对径向温度梯度的调节，获得高质量的单晶材料。
在今后的研究中，还需进一步探索径向温度梯度与晶体生长过程中的相互关系，为PVT长晶法的应用提供更加科学的依据。