CN101831697A - 硅单晶的生长方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种以高生长速度制造高质量单晶的技术。本发明提供用切克劳斯基单晶生长法使硅单晶生长的方法，即：在沿平行于单晶的径向的轴测定硅熔体的温度梯度时，把所测定的最大温度梯度称为ΔTmax，最小温度梯度称为ΔTmin，用满足{(ΔTmax-ΔTmin)/ΔTmin}×100≤10的条件使硅单晶生长。

Description

硅单晶的生长方法
本案是申请号200510123870.9，申请日为2005年11月23日，名称为“硅单晶的生长方法、生长装置及由其制造的硅片”的发明专利申请的分案申请。
技术领域
本发明涉及使高质量的硅单晶生长的方法，更具体地说，涉及通过切克劳斯基单晶生长法使硅单晶生长时，控制硅熔体的温度分布使高质量的硅单晶结晶块生长的方法和生长装置及由其制造的硅片。
背景技术
现在为了能够增大半导体元件的成品率，使高质量的硅单晶结晶块生长，主要是控制结晶后的单晶结晶块的高温区域的温度分布。这是为了控制结晶后因冷却所导致的收缩等引起的应力等，或者在凝固时产生点缺陷的行为。
一般地，在通过切克劳斯基单晶生长法使硅单晶结晶块生长的方法中，在石英坩埚的内部装载着多晶体硅，用由加热器辐射的热量使多晶体硅熔融，制成硅熔体后，使硅单晶结晶块从硅熔体的表面生长。
使硅单晶结晶块生长时，使支撑坩埚的轴一边旋转一边使坩埚上升，以使固-液界面保持在同一高度，硅单晶结晶块以和坩埚的旋转轴同一个轴为中心，以与坩埚的旋转方向相反的方向边旋转边提升。
此外，为了使硅单晶结晶块平稳地生长，大多采用把象氩(Ar)气这样的非活性气体通入结晶块生长装置的上部后，使其从结晶块生长装置的下部排出的方法。
像这样在现有的硅单晶结晶块的制造方法中，为了调节生长中的硅单晶结晶块的温度梯度，设置了热屏蔽和水冷管等。利用热屏蔽等调节硅单晶结晶块的温度梯度的现有技术，有韩国专利注册号第374703号、韩国专利注册号第0411571号、美国专利注册号6,527,859等。
但像这样只调节硅单晶结晶块的温度梯度，生产出点缺陷浓度低的高质量的硅单晶结晶块及硅片是有限度的。
特别是，如果使用通过现有的方法制造的硅片来制造半导体器件，由于在器件制造工序中要经过多次热处理，由点缺陷形成微析出缺陷(micro precipitates)产生废品，其结果产生器件成品率降低的问题。
另一方面，如美国专利5,919,302、6,287,380、6,409,826所记载的，因为现在晶体的垂直温度梯度(G0)存在G0＝c+ax2的形式，所以存在从晶片的周边向中心方向空位浓度增加，间隙浓度减小的倾向。在晶片的周边附近，如果没有发生充分的外部扩散(out-diffusion)，显示出LDP等的间隙特征的晶体缺陷，所以通常以中心部分高空位浓度的状态进行晶体生长。因此，由于空位浓度远远高于平衡浓度，从晶片中心部分容易产生空位特征的晶体缺陷(例如，空穴(void)、氧化堆垛层错(OiSF：oxidation induced stacking fault))，即使控制住空穴和氧化堆垛层错区域，由半导体工序的多次热处理也能够产生潜在的微析出缺陷。
为了制造高品质的硅单晶，控制硅单晶结晶块的温度分布的其他现有技术有如下一些。在日本专利申请平2-119891中通过在单晶冷却过程中采用高温区域的热区控制硅单晶结晶块的中心和周边的温度分布，通过凝固应变(strain of solidification)使硅单晶的晶格缺陷减少，特别是，这里用冷却套管(sleeve)增大单晶生长方向的固化率(solidification rate)，减少了晶格缺陷。此外，在日本专利申请平7-158458中是控制晶体内温度分布和晶体的拉拔速度，在日本专利申请平7-66074中是通过改善热区，控制冷却速度，来控制缺陷密度的。在日本专利申请平4-17542和美国专利6,287,380中通过改变热区，控制冷却速度，利用点缺陷的扩散来抑制晶体缺陷形成。在韩国专利申请2002-0021524中主张通过改善热屏蔽和水冷管，提高高质量单晶的生产率。在日本专利申请平5-61924中通过增加晶体的生长速度的周期性变化，有效利用氧致堆垛层错(OSF)和氧析出缺陷等晶体缺陷发生区域的滞后，使在硅单晶结晶块内不产生晶体缺陷。
但是，由于这样的现有技术以固相反应为基础，所以存在如下问题。第一是为达到高质量硅单晶的目的伴随有很多限制。例如，在美国专利6,287,380中通过使过饱和点缺陷在晶体缺陷生长之前在高温区域进行充分扩散反应，来降低点缺陷的浓度，但由于其花费的温度保持时间长达16小时以上，所以存在着只在理论上有可能，而不能实际应用的问题。
第二是大部分是没有举出实质性的效果的情况。通过如日本专利申请平5-61924及Eidenzon等(Defect-free Silicon Crystals Grown bythe Czochralski Technique、Inorganic Materials、Vol.33、No.3、1997、pp.272-279)所提出的方式，使晶体的拉拔速度周期性地变化，生长成200mm硅单晶结晶块，结果没有达到高质量的目的而失败，不如说是暴露了工艺的不稳定性。
第三是基于固相反应理论的发明不能够达到高生产率。在韩国专利申请2001-7006403中设计了尽可能最佳的热屏蔽和水冷管，实际中发现用0.4mm/分左右的拉拔速度能得到高质量单晶，但生产率低。
另一种为获得高质量硅单晶的现有方法是，控制固-液界面(晶体生长界面)。韩国专利申请1998-026790和美国注册号6,458,204限定了为得到高质量的硅单晶的固-液界面的形态。但是，在美国注册号5,919,302和6,287,380中，具有上述发明所主张的固-液界面的形态，可没有得到足够的质量单晶。
此外，上述的现有技术以获得高质量单晶为目的生产率低。
[参考文献1]韩国专利注册号第374703号
[参考文献2]韩国专利注册号第411571号
[参考文献3]韩国专利申请1998-026790
[参考文献4]韩国专利申请2002-0021524
[参考文献5]韩国专利申请2001-7006403
[参考文献6]日本专利申请平2-119891
[参考文献7]日本专利申请平4-17542
[参考文献8]日本专利申请平5-61924
[参考文献9]日本专利申请平7-66074
[参考文献10]日本专利申请平7-158458
[参考文献11]美国专利注册号5,919,302
[参考文献12]美国专利注册号6,287,380
[参考文献13]美国专利注册号6,409,826
[参考文献14]美国专利注册号6,458,204
[参考文献15]美国专利注册号6,527,859
[参考文献16]Defect-free Silicon Crystals Grown by theCzochralski Technique、Inorganic Materials、Vol.33、No.3、1997、pp.272-279
发明内容
本发明是为解决上述问题而提出的，其目的是提供一种使高质量的硅单晶生长的方法，将点缺陷浓度极小地控制在制造实际的器件时也不产生废品的程度，及该方法所用装置。
本发明的另一个目的是提供一种生产率高的高质量的硅单晶生长方法。
本发明的再一个目的是提供一种获得成品率高的高质量的硅单晶生长方法。
为完成上述技术课题，在本发明中，在通过切克劳斯基单晶生长法使硅单晶生长时，通过控制硅熔体的温度分布把产生的点缺陷控制在极小程度，来使高质量的硅单晶结晶块生长。
即：本发明提供一种硅单晶生长方法，是用切克劳斯基单晶生长法使硅单晶生长的方法，沿与单晶的半径方向平行的轴测定硅熔体的温度梯度时，把所测定的最大温度梯度称为ΔT max，最小温度梯度称为ΔT min，用满足{(ΔTmax-ΔTmin)/ΔTmin}×100≤10的条件使硅单晶生长。
在满足上述表达式的同时，沿与单晶长度方向平行的轴测定硅熔体的温度时，从熔体和单晶的界面按远离单晶的程度，熔体的温度越来越高，达到最高点之后越来越降低，优选的是，满足保持上述升温熔体的温度梯度比降温熔体的温度梯度大的状态的条件，使上述硅单晶生长。
此时，优选的是，轴是贯穿上述硅单晶的中心的中心轴。
优选的是，在沿与单晶半径方向平行的轴测定硅熔体的温度梯度时，测定从固液界面开始到具有最高温度点的高度的熔体。
优选的是，沿与单晶长度方向平行的轴测定硅熔体的温度时，轴贯穿硅单晶的中心。
最高点相对于硅熔体的整体深度可以存在于距熔体的表面1/5处至2/3处，优选的是，相对于硅熔体的整体深度存在于距表面1/3处至1/2处。
把装硅熔体的坩埚的旋转速度设为Vc，上述硅单晶的旋转速度设为Vs时，优选的是，用满足3≤Ln[Vs/Vc]≤5的条件，使硅单晶生长。
此外，优选的是，在对硅熔体施加磁场的状态下使硅单晶生长，此时，磁场是相对于单晶的长度方向施加的垂直方向或水平方向的磁场，或者可以是施加的尖端(kg CUSP)形态的磁场。
此外，在上述硅熔体的侧面设置加热器，相对于硅熔体的整体深度距对应于距熔体表面1/5处至2/3处的部分，加热器的发热量比周边增加，在这种状态下，能够使上述硅单晶生长。
磁场能够促进热量从最接近加热器的部分向固-液界面的中心乃至熔体的高温区域流动。
此外，本发明提供一种硅单晶生长装置，是用切克劳斯基单晶生长法使硅单晶生长的装置，包括：室；坩埚，设置在所述室的内部，盛硅熔体；加热器，设置在坩埚的侧面加热上述硅熔体，相对于硅熔体的整体深度对应于距表面1/5处乃至2/3处的部分，发热量比周边增加；磁铁，设置在拉拔从硅熔体生长的硅单晶的拉拔机构及坩埚侧面，对硅熔体施加磁场。
该生长装置还可以包括设置在硅单晶结晶块和坩埚之间，包围着硅单晶结晶块，遮断结晶块所辐射热量的热屏蔽，还可以包括附着在与在热屏蔽中硅单晶结晶块最接近部分，包围着硅单晶结晶块的圆筒形热屏蔽部分。
用上述的装置及方法制造的硅片所含点缺陷的浓度比通过热处理能够形成微析出缺陷的空位的最小浓度，即空位临界饱和浓度小或相等。
优选的是，所述热处理包括在700-800℃进行5-7个小时的一次热处理，以及在1000-1100℃进行14-18个小时的二次热处理，优选的是，上述微析出缺陷的大小比0.3μm小或相等，在距上述晶片表面至少比1μm大或相等的深度内形成。
优选的是，用上述的装置及方法生长的硅单晶结晶块及由该结晶块制作的硅片所含点缺陷的浓度是1010～1012个/cm3。
优选的是，上述硅单晶结晶块或晶片的中心部分是间隙占优势区域(interstitial dominant region)，上述中心部分的外部是空位占优势区域(vacancy dominant region)。
优选的是，点缺陷均匀分布程度为在从上述硅单晶结晶块或晶片的中心部分到半径的90％以内的区域，最大点缺陷浓度(Cmax)和最小点缺陷浓度(Cmin)的差，相对于最低的点缺陷浓度(Cmin)在10％以内。
如上所述，根据本发明，通过用由本发明提示的特定条件控制硅熔体的温度分布，能够使高质量硅单晶结晶块生长，此外，具有提供由于高生长速度而生产率高的高质量硅单晶结晶块的生长方法的效果。
此外，本发明在实际器件制造过程中，不会由于热处理产生如微析出缺陷那样的二次缺陷，具有提供点缺陷浓度低的高质量硅单晶结晶块及硅片的效果。
如果把由这样的高质量单晶加工的晶片作为印刷电路板使用，具有能够提高电子元件的成品率的效果。
附图说明
图1是表示本发明的一种实施方式用切克劳斯基单晶生长法使硅单晶生长的过程，和沿与单晶结晶块的半径方向平行的轴测定的熔体的温度梯度曲线的剖视图。
图2是表示本发明的一种实施方式用切克劳斯基单晶生长法使硅单晶生长的过程，和沿与单晶结晶块的长度方向平行的轴测定的熔体的温度曲线的剖视图。
图3是表示在硅熔体的深度1/5处，从中心位置沿径向到坩埚壁的熔体的温度变化ΔTr按坩埚旋转速度不同表示的曲线。
图4是表示相对于根据坩埚的旋转速度Vc和硅单晶的旋转速度Vs得到的对数值Ln[Vs/Vc]，高质量硅单晶的生长速度的图。
图5是表示本发明在施加磁场的状态下使硅单晶生长的剖视图。
图6表示通过对比例3生长的硅单晶结晶块的晶体缺陷评价结果。
图7a至7b是表示对于实施方式1至3及对比例1至3，确保高质量的硅单晶的生长速度与硅单晶的温度差之间的关系的图。
图8a至8d是表示对于实施方式1至3及对比例1至3，确保高质量的硅单晶的生长速度与硅熔体的温度差之间的关系的图。
附图标记说明：
10  室
20  石英坩埚
25  支撑台
30  旋转轴
40  加热器
50  保温筒
60  热屏蔽部分
具体实施方式
以下对本发明进行详细说明。
本发明从这样一种认识出发，即：从硅熔体生长固态的硅单晶，只调节单晶结晶块的温度梯度及固-液界面的形态是不能够实现生长点缺陷最小化的高质量的硅单晶结晶块的，并着眼于这样一个事实，即：为了使高质量的硅单晶结晶块生长，还存在着更具决定性的因素。
本发明为了克服在结晶后发生的固相反应的限度，彻底分析了固化之前的液态的流体状态，结果发现熔体的温度分布是非常重要的。
通常，晶体生长是通过原子或分子形态的生长单元向着晶体生长界面或亚稳定区域移动，并附着在界面上实现的，但由于硅熔体内的温度梯度增大，流体状态的晶体生长单元向着晶体生长界面或亚稳定区域移动的驱动力增大。
其中所谓晶体生长界面，也可以称为结晶界面或固液界面，是固态的硅单晶结晶块和液态的硅熔体接合的界面。所谓亚稳定区域是指液态的硅熔体在结晶之前的状态，有晶体性质但不完全的区域。
因此，如果硅熔体内的温度梯度增大，则参与晶体生长的生长单元增加，所以在晶体的拉拔速度不足够高的情况下，过剩的原子结晶，其结果，硅单晶结晶块具有自身间隙的优势(self-interstitial rich)特性。相反，如果硅熔体内的温度梯度减小，则参与结晶的原子不充足，因此在高的晶体的拉拔速度下，制成具有空位优势(vacancy rich)特性的硅单晶结晶块。
图1是表示通过本发明的一种实施方式用切克劳斯基单晶生长法使硅单晶生长过程的剖视图。如图1所示，本发明的一种实施方式的硅单晶结晶块的制造装置包括室10，在室10的内部完成硅单晶结晶块的生长。
在室10内设置盛硅熔体(SM)的石英坩埚20，在这个石英坩埚20的外部设置石墨做成的坩埚支撑台25，包围着石英坩埚20。
坩埚支撑台25被固定设在旋转轴30上，该旋转轴30通过驱动装置(图没有表示)旋转，使石英坩埚20一边旋转一边上升，以保持固-液界面在相同的高度。圆筒形加热器40以规定的间隔包围着坩埚支撑台25，该加热器40用保温筒45包围。
即：加热器40设置在坩埚20的侧面，把装载在石英坩埚20内的高纯度的多晶体硅块熔融，制成硅熔体(SM)，保温筒45防止由加热器40发散的热量扩散到室10的侧壁，以提高热效率。
在室10的上部设置卷起绳索进行拉拔的拉拔装置(图没有表示)，在该绳索的下部设置与石英坩埚20内的硅熔体(SM)接触，一边拉拔一边生长单晶结晶块(IG)的晶种。拉拔装置在单晶结晶块(IG)生长的时候，一边卷起绳索拉拔一边转动，此时，硅单晶结晶块(IG)以和坩埚20的旋转轴30相同的轴为中心，以和坩埚20的旋转方向相反的方向，边旋转边拉拔。
在室10的上部，向生长的硅单晶结晶块(IG)和硅熔体(SM)供给氩(Ar)、氖(Ne)及氮(N)等非活性气体，所使用的非活性气体通过室10的下部排出。
在硅单晶结晶块(IG)和坩埚20之间设置热屏蔽50，包围着结晶块(IG)，能够遮断结晶块辐射的热量，在热屏蔽50和结晶块(IG)的最接近部分安装圆筒形的热屏蔽部分60，能够更加隔断热量的流动、保存热量。
在本发明中控制硅熔体(SM)的温度沿单晶(IG)的径向均匀分布。
为了更具体地说明，在图1中表示出了硅熔体(SM)内的等温线，此外还一并表示出了沿平行于单晶结晶块的径向的假想的轴，测定的熔体的温度梯度曲线。
通常，如果仔细注意硅熔体(SM)的温度，可以看出，熔体和作为热量供给源的加热器最接近的坩埚的侧面部分显示最高熔体温度(图1中TP所表示区域)，熔体在发生晶体生长的固液界面部分作为显示固化温度(solidification temperature)的最低熔体温度。
沿平行于单晶(IG)的径向的轴测定硅熔体(SM)的温度梯度，该温度梯度是垂直方向瞬时温度梯度，优选的是测定位于单晶(IG)的下方的熔体。
在所测定的温度梯度中，最大值称为ΔT max，最小值称为ΔTmin，用满足下述表达式1的条件使硅单晶生长。
表达式1
{(ΔTmax-ΔTmin)/ΔTmin}×100≤10
上述表达式1意味着，相对于最小温度梯度把最大温度梯度(ΔTmax)和最小温度梯度(ΔTmin)的差控制在10％以下。此时，优选的是5％以下，此外更优选的是3％以下，进一步优选的是1％以下。
假如最大温度梯度(ΔTmax)和最小温度梯度(ΔTmin)的差相对于最小温度梯度超过10％的程度，硅熔体(SM)的温度沿单晶(IG)的径向分布不均匀，就不能得到本发明所提示的高质量的硅单晶。硅熔体(SM)的温度由于熔体对流的影响等可以周期性地变化，所以优选的是取其测定温度的平均值。
此外，在本发明中存在熔体的内部比周边的温度相对高的高温区域(图1中TH所表示区域)，要特别控制其高温区域(TH)的上部的温度梯度和下部的温度梯度。
为了更具体地说明，在图2中一并表示出了沿平行于单晶结晶块的长度方向的假想的轴(X)测定的熔体的温度曲线。
沿平行于硅单晶结晶块(IG)的长度方向的轴(X)测定硅熔体(SM)的温度时，从固液界面开始，越远离结晶块(IG)，硅熔体(SM)的温度越来越升高，达到最高点(H)之后，又从最高点(H)向离结晶块(IG)最远处的熔体(SM)的底部一侧越来越降低。
此时，优选的是，保持从固液界面到最高点(H)的上升熔体温度梯度(ΔTi)比从最高点(H)到熔体底部的下降融体温度梯度(ΔTd)大的状态，即：边保持ΔTi＞ΔTd的条件，边使单晶结晶块生长。此处优选的是，表示温度测定位置基准的轴(X)是贯穿单晶结晶块的中心的中心轴。
此时，优选的是，相对于硅熔体(SM)的整体深度最高点(H)在距熔体(SM)表面1/5处至2/3处，更优选的是，可以在1/3处至1/2处。
此处更优选的是，满足上述表达式1的同时，边保持上述的ΔTi＞ΔTd的条件，边使单晶结晶块生长。
在这种情况下，在表达式1所提到的，在沿平行于单晶的径向的轴，测定的硅熔体的温度梯度时，优选的是，测定从实现晶体生长的固液界面到具有最高点(H)温度的高度(D1)的熔体。
图1所示的温度梯度曲线是在距熔体(SM)表面1/5处测定的。
另一方面，本发明发现了沿单晶径向的熔体温度分布和盛硅熔体(SM)的坩埚20的旋转速度有关。如果让装着硅熔体的坩埚旋转的话，则硅熔体受到离心力，此时，单位体积的熔体所受的离心力(F)表示为：F＝mrω2。式中，m表示单位体积的熔体的质量，r表示距中心轴的距离，ω表示单位体积的熔体的角速度，也可以认为是坩埚的旋转速度。由于硅熔体的粘性比较低，所以不考虑除离心力之外的摩擦力等。
即：单位体积的熔体所受的离心力(F)随熔体的位置从单晶中心位置沿径向向周边部分变化而直线增加，此外，其离心力(F)与坩埚的旋转速度的平方成比例地增加。
图3是表示在硅熔体的(距表面)1/5处，从中心位置沿径向到坩埚壁的温度变化ΔTr按坩埚旋转速度不同表示的曲线，从中可知，通过降低坩埚的旋转速度，即：从曲线ω3降至曲线ω1，沿径向的熔体温度变化(ΔTr)减小，改善了沿径向的熔体温度分部，使之变得均匀。
因此，为了使硅熔体的温度沿单晶的径向均匀分布，必须尽量降低坩埚的旋转速度，例如必须降低至2rpm以下，优选的是1rpm以下，更优选的是0.6rpm以下。
此外，为了以高生产率制造高质量单晶，考虑坩埚20的旋转速度，必须在单晶(IG)的旋转速度的运用范围内结晶。图4是表示相对于由坩埚的旋转速度Vc和硅单晶的旋转速度Vs得到的对数值Ln[Vs/Vc]，高质量硅单晶的生长速度的曲线。在图4的曲线中，Vp表示用本发明所实现的高质量单晶的生长速度，Vo表示用现有技术的生长速度。
从图4的曲线中可以确认，其表现出随着Ln[Vs/Vc]的值增加，实现高质量单晶的生长速度先增加，在过了某个一定的区间后，又减小的倾向。其原因正如本发明人已经提出申请的韩国专利申请第2003-0080998号中所述的那样，在单晶的旋转速度与低的坩埚旋转速度相比较大的情况下，由于坩埚底部的凉的熔体上升，使高温区域的温度降低，因此熔体的垂直方向温度梯度减小。此外，设定Ln[Vs/Vc]的值时，在接近单晶(固体)-熔体(液体)-气氛(气体)三者的接合点、沿单晶径向的熔体温度梯度过小的情况下，因为能够发生晶体异常生长，优选的是避开那样的值。通过这样的结果，在本发明中，把坩埚的旋转速度称为Vc，把硅单晶的旋转速度称为Vs时，用满足下面表达式2的条件使硅单晶生长。
表达式2
3≤Ln[Vs/Vc]≤5
作为另外的方法，在本发明中利用磁场，使沿单晶径向的硅熔体的温度更加均匀。即：本发明是在对硅熔体施加磁场的状态下使硅单晶生长的。此时，磁场可以是相对于单晶的长度方向施加垂直方向或水平方向的磁场，或者也可以是施加尖端(CUSP)形态的磁场。
图5作为一个例子，是表示在施加尖端形态磁场的状态下使硅单晶生长的剖视图。在图4中表示出了磁力线曲线。磁场控制硅熔体的对流，更具体的是控制垂直于磁力线方向的熔体的流动，所以影响到热量的流动。那样一来，加在硅熔体上的磁场，促进热量从与加热器最接近部分(TP)向固液界面的中心乃至熔体的高温区域(TH)流动。
即：因为磁场一边使来自高温区域(TP)热量损失最小化，一边帮助向高温区域(TH)传递热量，因此固液界面和高温区域(TH)的温度差变大，也就是上升熔体温度梯度变大，同时能够增加高质量的晶体的生长速度。
此外，在本发明中为了用上述条件做成最高点(H)位置及熔体(SM)之内的温度梯度，可以改善加热器。例如，在设置于硅熔体的侧面的加热器40中，可以使相对于硅熔体的整体深度距熔体的表面1/5处至2/3处所对应部分的发热量比周边增加，在这种状态下使硅单晶结晶块生长。
更优选的是，在加热器中，可以使相对于硅熔体的整体深度距熔体的表面1/3处至1/2处所对应部分的发热量比周边增加。
例如，在加热器是利用电流流过电阻丝产生焦耳热的情况下，可以使距熔体的表面1/5处至2/3处所对应部分的电阻增加，更优选的是，使距熔体的表面1/3处至1/2处所对应部分的电阻增加。像这样为了使加热器特定部位的电阻增加，利用电阻与电阻率及长度成正比，与横截面积成反比的特性，减小横截面积，或者利用电阻率高的加热材质。
在实施方式1中，是利用了如图1所示的单晶生长装置，使对应于距熔体表面1/5深处的加热器部分的电阻增加。
硅单晶结晶块和硅熔体的温度是利用热电偶来测定的，其结果分别表示于表1及表2。
表1表示的是，分别求出固液界面和距离固液界面50mm处单晶的温度差，即：用在固液界面的温度1410℃减去在距离固液界面50mm处单晶的温度(T50mm)后的值(晶体ΔT(50mm)＝1410℃-T50mm)，及距离固液界面100mm处单晶的温度差(晶体ΔT(100mm)＝1410℃-T100mm)，把这些值分别用相对于参考值的比例来表示。
表2表示的是测定硅熔体的深度方向的温度差(ΔT)的结果，这个值是分别求出在固液界面的温度(1410℃)和相对于硅熔体的整体深度距表面分别是1/5深处，1/4深处，1/3深处，1/2深处，2/3深处，3/4深处，4/5深处的熔体温度之间的差，把这些值分别用相对于参考值的比例来表示。例如，‘熔体ΔT(1/5深度)’是用1410℃减去相对于硅熔体的整体深度距固液界面1/5深处的熔体温度后的值，相对于参考值LT1/5的比例来表示的。
即：表1及表2所表示的实施方式1至3及对比例1至3的结果，是相对于参考值用比例表示的值。此时，参考值表示，尽管硅熔体的温度在远离固液界面向坩埚的底部是持续上升，但其上升的温度梯度变得越来越小的温度曲线。
【表1】
  生长条件   晶体ΔT(50mm)   晶体ΔT(100mm)
  参考值   ST50   ST100
  实施方式1   1.99   1.94
  实施方式2   2.00   1.96
  实施方式3   2.02   1.97
  对比例1   1.96   1.92
  对比例2   2.08   2.04
  对比例3   2.10   2.09
【表2】
 生长条件   熔体ΔT(1/5深度)   熔体ΔT(1/4深度)   熔体ΔT(1/3深度)   熔体ΔT(1/2深度)   熔体ΔT(2/3深度)   熔体ΔT(3/4深度)   熔体ΔT(4/5深度)   高质量生长速度(V)
 参考值   LT1/5   LT1/4   LT1/3   LT1/2   LT2/3   LT3/4   LT4/5   VO
 实施方式1   1.31   1.31   1.31   1.30   1.10   1.00   0.92   1.31
 实施方式2   1.30   1.31   1.31   1.30   1.13   1.05   0.96   1.31
 实施方式3   1.30   1.30   1.31   1.31   1.15   1.08   0.99   1.31
 对比例1   1.09   1.08   1.08   1.08   1.09   1.10   1.10   1.09
 对比例2   1.10   1.09   1.10   1.10   1.13   1.15   1.15   1.09
 对比例3   1.09   1.08   1.08   1.08   1.09   1.10   1.10   1.09
如表2所示，在实施方式1中，硅熔体的温度在远离固液界面的方向，超过距表面1/5深度是高于参考值的约1.3倍的状态，越来越升高之后，过了距表面1/2深处后达到最高点，从最高点开始硅熔体的温度越来越降低，在3/4深和4/5深之间是与参考值相同温度的地方，以后，温度变得低于参考值。此时，上升的温度梯度比下降的温度梯度大，在上述的熔体的温度条件下，使硅单晶生长。
在实施方式2中尽管利用的是与实施方式1相同的生长装置，但增加了对应于距熔体的表面1/3深的加热器部分的电阻，用和实施方式1相同的方法测定单晶结晶块和熔体的温度，其结果一并表示于表2中。
在实施方式3中，尽管利用的是与实施方式1相同的生长装置，但增加了对应于距熔体的表面2/3深的加热器部分的电阻，用和实施方式1相同的方法测定单晶结晶块和熔体的温度，其结果一并表示于表2中。
在对比例1中，通过控制硅单晶结晶块的温度分布的现有技术使单晶生长，用和实施方式1相同的方法测定单晶结晶块和熔体的温度，其结果一并表示于表2中。
在对比例2中，如韩国专利申请1998-026790所述的那样，通过施加水平强磁场的现有技术使单晶生长，以控制发生晶体生长的固液界面的形态向单晶一侧膨胀，用和实施方式1相同的方法测定单晶结晶块和熔体的温度，其结果一并表示于表2中。
在对比例3中，如日本专利申请平5-61924所述的那样，通过使晶体的拉拔速度周期性变化的现有技术生长成200mm硅单晶结晶块，用和实施方式1相同的方法测定单晶结晶块和熔体的温度，其结果一并表示于表2中。
此外，图6所示为由对比例3生长的硅单晶结晶块的晶体缺陷评价结果。在对比例3中，拉拔速度的变化周期是30分钟至60分钟，拉拔速度的变化幅度是最大拉拔速度是最小拉拔速度的2至3倍。尽管拉拔速度这样周期性变化，如图2所示的质量结果表明，不仅没有提高高质量硅单晶生长速度，在结晶块径向也不可能完全实现高质量，显示出分布着空位优势缺陷。即：意味着即使现有技术有实现的可能，硅单晶结晶块的直径尺寸也被限制在大约80mm以内，如对比例3硅单晶结晶块的直径尺寸在200mm左右的情况下，利用固体状态的扩散反应，是不能够制造高质量的硅单晶的。
如表2所示，在对比例1至3中，硅熔体的温度不符合本发明所提示的条件。即：在对比例1至3中，熔体的温度在远离固液界面的方向，直到到达坩埚底部时一直持续上升。
单晶生长完了后，确认了晶体的质量，结果可以确认，在实施方式1至3的情况下，获得高质量单晶的生长速度与对比例1相比，整体上提高20％左右。
图7a至7b及图8a至8d是表示对于实施方式1至3及对比例1至3，由表1及表2的结果得到的获得高质量单晶的生长速度(V/V0)和温度差之间的关系的曲线。
此时，在图7a至7b中的温度差分别是和固液界面在50mm处的单晶温度差(ΔTs50/ΔT0)，与固液界面在100mm处的单晶温度差(ΔTs100/ΔT0)。
在图8a至8d的温度差是与固液界面分别在相对于硅熔体的整体深度距表面1/5深处的熔体温度差(ΔT15/ΔT0)、在1/4深处的熔体温度差(ΔT14/ΔT0)、在1/3深处的熔体温度差(ΔT13/ΔT0)、在1/2深处的熔体温度差(ΔT12/ΔT0)。
图7a至7b中，V/G不表示定值，因此，可以确认获得高质量单晶的生长速度与晶体的温度差之间没有相关关系。
另一方面，图8a至8d表明，高质量单晶的生长速度与熔体的温度差，即熔体的温度梯度有密切的相关关系，{生长速度}/{熔体的温度}表现为一个定值，因此可以确认，为了生长高质量单晶，熔体的温度梯度是结晶的要素。此外，可以确认实施方式1至3的获得高质量单晶的生长速度与对比例1至3相比提高了。
如上所述，可以确认优化熔体的温度分布的结果是，容易获得消除了各种晶体缺陷的高质量单晶，实现了生长速度大幅度提高。
如此状况是因为通过增加从固液界面到最高点的上升熔体温度梯度，原子和分子等生长单元向晶体生长界面移动的驱动力增加，由此，可以提高发生空位、间隙等点缺陷几率最小化的高质量晶体的生长速度，即提高晶体的拉拔速度。
如上所述那样，如果改善加热器、施加磁场、控制坩埚及单晶的旋转速度等，则通过所谓“隧道效应(channel effect)”，用上述条件优化硅熔体在单晶径向及单晶长度方向的温度分布。
如图4所示，所谓“隧道效应”，是指沿从熔体的最高温度区域向高温区域的假想的隧道100，边把热量损失控制在最小边进行热量传递的意思。像这样，通过隧道效应，不仅能够增加从固液界面到最高温度区域的熔体温度梯度，即增加升温温度梯度，而且因为坩埚的底部的温度相对变低，可以最大限度地抑制来自坩埚底部的氧溶出量。
根据上述方法，在本发明中，通过控制空位及间隙等点缺陷的发生，完全抑制刃型位错(edge)、螺型位错(screw)、环形位错(loopdislocation)、堆垛层错(stacking fault)、空位聚集的空穴(void)等生长缺陷。
而且利用上述的装置及方法生长的硅单晶结晶块，其内部所含的点缺陷浓度低于1010～1012个/cm3的程度。这种程度的点缺陷浓度在以后用结晶块制作晶片，并用该晶片制造半导体器件时，符合因热处理在器件活性区域能够形成微析出缺陷的空位最小浓度，即：空位临界饱和浓度。
最近，硅片制造技术不断发展，已经达到点缺陷浓度低到1011～1013个/cm3左右，在刚生长完后的状态(as-grown)下实现晶片无缺陷的水平。但是，即使是具有1011～1013个/cm3左右的点缺陷浓度的、刚生长完后的无缺陷晶片，在用该晶片制造实际的半导体器件的过程中，由于热处理在器件活性区域也发生如微析出缺陷的二次缺陷。
因此，本发明提供一种不发生那样的二次缺陷，具有更低的点缺陷浓度的晶片。即：以高生产率制造一种晶片，其具有的点缺陷浓度，处于通过热处理在器件活性区域能够形成微析出缺陷的空位的最小浓度，即空位临界饱和浓度以下的水平。
此时，定义空位临界饱和浓度时，作为参考的热处理条件包括：在700-800℃进行5-7个小时的一次热处理，之后，在1000-1100℃进行14-18个小时的二次热处理。此外，微析出缺陷的大小比0.3μm小或相等，在距晶片表面至少比1μm大或相等的深度内形成。
这样，本发明的硅片的点缺陷的浓度是1010～1012个/cm3，无论经过怎样的器件加工工序，也不会发生如微析出缺陷的二次缺陷。
在过去，晶片中心部分是空位占优势区域，其外侧部分是间隙占优势区域，根据最近晶片制造技术的发展，这种分布被颠倒过来。而且，即使在本发明中，也能够是硅结晶块及晶片的中心部分是间隙占优势区域(interstitial dominant region)，中心部分的外侧是空位占优势区域(vacancy dominant region)。不仅如此，当不能够特别指定空位占优势或间隙占优势，也确保形成间隙浓度和空位浓度均衡的均衡区域(balanced region)。
此外，由于本发明是基于流体状态的，间隙占优势区域及空位占优势区域不一定以结晶块长度方向的中心轴为中心对称分布，但在确保获得高质量单晶及硅片过程中，没发生什么问题。即：通过本发明制造的硅片，间隙占优势区域及空位占优势区域相对于晶片的中心，可以呈非对称分布。
此外，通过本发明制造的硅单晶结晶块及晶片，点缺陷分布是均匀的。例如，在从结晶块及晶片的中心开始的90％半径以内的区域，测定点缺陷浓度时，最高点缺陷浓度(Cmax)和最低点缺陷浓度(Cmin)之差，相对于最低点缺陷浓度(Cmin)在10％以内的程度，即：在满足(Cmax-Cmin)/Cmin×100≤10(％)条件的程度时，点缺陷分布是均匀的。
另一方面，在熔体内基本分布着2种对流，即：熔体的对流分布分为：沿坩埚的底部和侧壁部分上升到熔体(SM)的表面之后，沿熔体(SM)的表面向单晶一侧循环的外侧区域，和沿外侧区域的内部倾斜面在接近单晶下部的部分循环的内侧区域。
在本发明中优选的熔体的对流分布，在韩国专利申请第2003-0080998号中有详细说明。如果这样做，单晶的质量在径向能够更加均匀。

Claims (14)

1.一种硅单晶生长方法，是通过切克劳斯基单晶生长法使硅单晶生长的方法，其特征在于，
在沿平行于单晶的径向的轴测定硅熔体的温度梯度时，把所测定的最大温度梯度称为ΔTmax，最小温度梯度称为ΔTmin，用满足下述表达式的条件生长所述硅单晶：
{(ΔTmax-ΔTmin)/ΔTmin}×100≤10。
2.如权利要求1所述的硅单晶生长方法，其特征在于，所述温度梯度是所述熔体的垂直方向的平均温度梯度。
3.如权利要求1所述的硅单晶生长方法，其特征在于，所述轴是贯穿所述硅单晶的中心的中心轴。
4.如权利要求1所述的硅单晶生长方法，其特征在于，在沿平行于单晶长度方向的轴测定所述硅熔体的温度时，从所述熔体和单晶的界面开始，越远离所述单晶，所述熔体的温度越来越升高，达到最高点之后越来越降低，满足保持所述熔体的升温温度梯度比所述熔体的降温温度梯度大的状态的条件，使所述硅单晶生长。
5.如权利要求4所述的硅单晶生长方法，其特征在于，在沿平行于单晶径向的轴测定所述硅熔体的温度梯度时，测定的是从所述界面到具有所述最高温度点高度的熔体。
6.如权利要求5所述的硅单晶生长方法，其特征在于，在沿平行于单晶径向的轴测定所述硅熔体的温度梯度时，测定的是位于所述单晶的下部的熔体。
7.如权利要求4所述的硅单晶生长方法，其特征在于，在沿平行于单晶长度方向的轴测定所述硅熔体的温度时，所述轴贯穿所述硅单晶的中心。
8.如权利要求4所述的硅单晶生长方法，其特征在于，所述最高点存在于，相对于所述硅熔体的整体深度距所述熔体的表面1/5处至2/3处。
9.如权利要求8所述的硅单晶生长方法，其特征在于，所述最高点存在于，相对于所述硅熔体的整体深度距所述熔体的表面1/3处至1/2处。
10.如权利要求1或4所述的硅单晶生长方法，其特征在于，把装有所述熔体的坩埚的旋转速度作为Vc，所述硅单晶的旋转速度作为Vs时，用满足下述表达式的条件生长：
3≤Ln[Vs/Vc]≤5。
11.如权利要求1、4中任意一项所述的硅单晶生长方法，其特征在于，在对所述硅熔体施加磁场的状态下使所述硅单晶生长。
12.如权利要求11所述的硅单晶生长方法，其特征在于，所述磁场是相对于所述单晶的长度方向施加的垂直方向或水平方向的磁场，或者是施加的尖端(CUSP)形态的磁场。
13.如权利要求1、4中任意一项所述的硅单晶生长方法，其特征在于，
在所述硅熔体的侧面设置加热器，
在相对于所述硅熔体的整体深度、距所述熔体表面1/5处至2/3处所对应的部分，加热器的发热量比周边增加，在这种状态下，使所述硅单晶生长。
14.如权利要求11所述的硅单晶生长方法，其特征在于，
在所述硅熔体的侧面设置加热器，
在相对于所述硅熔体的整体深度、距所述熔体表面1/5处至2/3处所对应的部分，加热器的发热量比周边增加，在这种状态下，使所述硅单晶生长。
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Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4710247B2 (ja) * 2004-05-19 2011-06-29 株式会社Ｓｕｍｃｏ 単結晶製造装置及び方法
JP2006069841A (ja) * 2004-09-02 2006-03-16 Sumco Corp 磁場印加式シリコン単結晶の引上げ方法
KR100827028B1 (ko) * 2006-10-17 2008-05-02 주식회사 실트론 쵸크랄스키법을 이용한 반도체 단결정 제조 방법, 및 이방법에 의해 제조된 반도체 단결정 잉곳 및 웨이퍼
WO2008075994A1 (en) * 2006-12-19 2008-06-26 Advanced Alloys Sa Method for producing superpurity metals and monocrystals made therefrom
DE102007005346B4 (de) * 2007-02-02 2015-09-17 Siltronic Ag Halbleiterscheiben aus Silicium und Verfahren zu deren Herstellung
US8221545B2 (en) * 2008-07-31 2012-07-17 Sumco Phoenix Corporation Procedure for in-situ determination of thermal gradients at the crystal growth front
CN104197711B (zh) * 2014-09-19 2015-12-23 重庆科技学院 一种旋转式半遮挡热冲击烧结电阻炉
JP6583142B2 (ja) * 2016-05-25 2019-10-02 株式会社Sumco シリコン単結晶の製造方法及び装置
JP6844560B2 (ja) 2018-02-28 2021-03-17 株式会社Sumco シリコン融液の対流パターン制御方法、シリコン単結晶の製造方法、および、シリコン単結晶の引き上げ装置
CN111394784B (zh) * 2020-03-10 2021-10-22 徐州鑫晶半导体科技有限公司 单晶硅生长装置及单晶硅生长方法

Family Cites Families (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4971652A (en) * 1989-12-18 1990-11-20 General Electric Company Method and apparatus for crystal growth control
US6485807B1 (en) * 1997-02-13 2002-11-26 Samsung Electronics Co., Ltd. Silicon wafers having controlled distribution of defects, and methods of preparing the same
CN1253610C (zh) * 1997-04-09 2006-04-26 Memc电子材料有限公司 低缺陷密度、自间隙原子受控制的硅
JPH1179889A (ja) * 1997-07-09 1999-03-23 Shin Etsu Handotai Co Ltd 結晶欠陥が少ないシリコン単結晶の製造方法、製造装置並びにこの方法、装置で製造されたシリコン単結晶とシリコンウエーハ
JPH11157981A (ja) * 1997-12-01 1999-06-15 Sumitomo Electric Ind Ltd 半導体単結晶の製造方法
JP3783495B2 (ja) * 1999-11-30 2006-06-07 株式会社Ｓｕｍｃｏ 高品質シリコン単結晶の製造方法
CN1084398C (zh) * 1999-12-16 2002-05-08 上海中科嘉浦光电子材料有限公司 生长高温氧化物晶体的装置
JP4808832B2 (ja) * 2000-03-23 2011-11-02 Ｓｕｍｃｏ Ｔｅｃｈｘｉｖ株式会社 無欠陥結晶の製造方法
KR20020000230A (ko) 2000-06-20 2002-01-05 한재혁 지문 정보를 이용한 전자결제 인증시스템
KR100374703B1 (ko) * 2000-09-04 2003-03-04 주식회사 실트론 단결정 실리콘 웨이퍼,잉곳 및 그 제조방법
KR100375516B1 (ko) 2000-09-22 2003-03-10 주식회사 실트론 무결함 실리콘 단결정 성장 방법
US6663708B1 (en) * 2000-09-22 2003-12-16 Mitsubishi Materials Silicon Corporation Silicon wafer, and manufacturing method and heat treatment method of the same
DE60111071T2 (de) 2000-11-03 2005-10-20 Memc Electronic Materials, Inc. Verfahren zur herstellung von silicium mit niedriger defektdichte
KR100389250B1 (ko) 2000-11-25 2003-06-25 미쯔비시 마테리알 실리콘 가부시끼가이샤 실리콘 웨이퍼 및 그 제조 방법
KR100411571B1 (ko) * 2000-11-27 2003-12-18 주식회사 실트론 단결정 잉곳의 제조장치
CN100348782C (zh) * 2001-01-26 2007-11-14 Memc电子材料有限公司 具有基本上没有氧化诱生堆垛层错的空位为主的芯的低缺陷密度硅
KR100881463B1 (ko) 2002-01-08 2009-02-06 삼성전자주식회사 내선통화가 가능한 네트워크 시스템 및 네트워크시스템에서의 내선통화방법
DE10205084B4 (de) * 2002-02-07 2008-10-16 Siltronic Ag Verfahren zur thermischen Behandlung einer Siliciumscheibe sowie dadurch hergestellte Siliciumscheibe
US7229495B2 (en) * 2002-12-23 2007-06-12 Siltron Inc. Silicon wafer and method for producing silicon single crystal
KR100488903B1 (ko) * 2002-12-23 2005-05-11 주식회사 실트론 실리콘 단결정 잉곳의 성장 장치
KR100606997B1 (ko) 2002-12-23 2006-07-31 주식회사 실트론 실리콘 웨이퍼 및 실리콘 단결정 잉곳의 제조 방법
KR100588425B1 (ko) * 2003-03-27 2006-06-12 실트로닉 아게 실리콘 단결정, 결정된 결함분포를 가진 실리콘 단결정 및 실리콘 반도체 웨이퍼의 제조방법
KR100571573B1 (ko) 2003-12-02 2006-04-14 주식회사 실트론 실리콘 단결정 잉곳의 제조 장치, 그 장치를 이용한 제조방법, 그로부터 제조된 실리콘 단결정 잉곳 및 실리콘웨이퍼
US7416603B2 (en) * 2004-10-19 2008-08-26 Siltron Inc. High quality single crystal and method of growing the same
US7291221B2 (en) * 2004-12-30 2007-11-06 Memc Electronic Materials, Inc. Electromagnetic pumping of liquid silicon in a crystal growing process

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