CN1365403A - 硅片及硅单晶的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种硅片及硅单晶的制造方法,对使用CZ法在V－多区域成为优势的条件下所培养的硅单晶棒进行切割得到镜面硅片,用粒子计数器计数粒子时,0.1μm尺寸以上的计数数目为1个/cm2以下。由此,提供一种使COP等缺陷的密度与尺寸更加减低,提高装置特性优良的高品质硅片的生产性,并减低成本的制造技术。

Description

硅片及硅单晶的制造方法
技术区域
本发明涉及作为内存等半导体装置的基板所使用的高品质硅片及制作此硅片的单结晶及单结晶的制造方法。
背景技术
第6图表示使用佐克拉斯基法(Czochralski method CZ法)的硅单晶拉制装置的一例。此硅单晶拉制装置，将填充硅熔液4的石英坩埚5、保护此石英坩埚5的石墨坩埚6、以围住该坩埚5、6的方式配置的加热器7、和隔热材8，配置于主室(main chamber)1内，在该主室1上部收容有所培养的单结晶3，连接有作为取出用的拉晶室2。使用这种制造装置培养单结晶3时，在石英坩埚5中将种结晶浸渍在硅熔液4之后，通过种选择，边使其回转轻轻地拉晶边使棒状的单结晶3生长。此外，坩埚5、6可向结晶生长方向升降，使坩埚上升，以补充在结晶生长中结晶化而减少的熔液的液面下降部分，由此，将熔液表面的高度保持为一定。另外，在主室1内部从设在拉晶室2上部的气体导入口10导入氩气等钝惰性气体，通过拉晶中的单结晶3与气体整流筒11之间，以及通过隔热构件12下部与熔液面之间，而从气体流出口9排出。
由上述CZ法所制造的硅单晶大量使用于半导体装置。另一方面，半导体装置进展高集成化，元件越来越微细化，在尖端装置，作为设计规则使用0.13～0.18μm尺寸。当这种微细化的进展时，对于硅单晶的品质要求也升高，成为问题的结晶缺陷的尺寸也变小。若缺陷尺寸较设计规则为小时，由于没有跨越多个元件的缺陷，所以，可以确实地进行元件分离。又，由于小的缺陷容易消灭在装置制造工程中，所以，对于装置的不良影响较少。现在成为COP(Crystal Originated Particle：一种结晶起因的缺陷，在SC1洗净后成为粒子被观察)所观察的结晶缺陷成为问题的尺寸被视为012μm以上。因此，尽量减低0.1μm以上尺寸的缺陷已成为重要的事。
当说明这些缺陷时，首先，说明一般已知的关于决定被取入于硅单晶被叫做空隙(vacancy，以下有时略记为V)的空孔型的点缺陷，与被叫做原子间转移硅(interstitial-Si，以下有时略记为I)的格子间型硅缺陷为被取入的浓度因素。
在硅单晶，所谓V-区域，为F/G比发生OSF的区域大的区域，Vacancy，即因硅原子的不足所发生的凹部，为具有很多孔穴的区域，所谓I-区域，为硅原子多余存在所发生的转移或多余硅原子块多的区域，并且，在V-区域与I-区域之间，具有原子不足或多余的中性区域(Neutral区域，以下有时略记为N-区域)。并且，所谓Grown-in缺陷(FPD、LSTD、COP等)，毕竟为V或I成过饱和状态时所发生者，即使有些许原子的偏移，若为饱和以下时，可以知道不会存在缺陷。
此两点缺陷的浓度，可以由在CZ法的结晶拉晶速度(生长速度)与结晶中的固液界面附近的温度倾斜度G的关系决定。又，在V-区域与I-区域间的N-区域确认为存在有被叫做OSF(氧化感应积体缺陷，Oxidation Induced Stacking Fault)成环状发生的缺陷。
将这些结晶生长起因的缺陷分类时，例如生长速度为0.6mm/min左右以上，比较高速时，被认为集聚空孔型的点缺陷的空隙起因的FPD、LSTD、COP等Grow-in缺陷为存在于结晶径向全域高密度地存在，使氧化膜特性劣化。存在有这些缺陷的区域，被叫做V-多区域。又，生长速度为0.6mm/min以下时，随着生长速度的降低，Intertitial变成优势上述OSF环为从结晶周边发生，在此环外侧被认为转移圈起因的L/D(Large Dislocation：格子间转移圈的略记、LSEPD、LFPD等)的缺陷低密度存在，发生泄漏等重大不良。这些缺陷所存在的区域被叫做I-多区域。并且，因将生长速度成为0.4mm/min左右以下的低速时，OSF环为凝集于晶片中心而消灭，而全面变成I-多区域。
作为可获得良好的缺陷特性的单结晶制造方法，具有例如控制点缺陷取入的日本专利特开平8-330316号公报所揭示的技术。虽然通常V-多区域为优势的生长条件下生长结晶，但是，属由此揭示技术并非任何点缺陷优势的中间区域的N-区域进行结晶生长。若依据此方法就可制造不具COP等的结晶。
但是，结晶生长速度为0.5mm/min以下的通常的结晶的1mm/min左右比较显著地变慢，降低生产力，成本会偏高。并且，N-区域具有容易发生氧淀积的不均匀性的缺陷。
此外，日本专利特开平11-116391号公报公开了使所取入的空孔型点缺陷不会大为生长就未显现的方法。在此技术中，凝集点缺陷，使缩短通过被视为生长为COP的1150～1080℃的温度带的时间，来减少COP缺陷。然而，在此揭示技术为0.10μm以上的粒子为10个/cm2以下左右，可谓尚未达到充分减低的状况。
发明的公开
本发明鉴于上述现有技术技术的问题，其主要目的提供一种制造方法，其特征为：更加减低COP等缺陷的密度与尺寸，可充分应付近年的0.13～0.18μm的线宽的装置，提高装置特性优良的高品质硅片的生产性，减低成本。
为了解决上述问题，本发明的硅片，将通过CZ法在V-多区域成为优势条件下培养的硅单晶棒进行切割而得到的镜面硅片，用粒子计数器计数粒子时，0.1μm尺寸以上的计数数目为1个/cm2以下。
像这样，本发明的将在V-多区域成为优势条件下培养的硅单晶棒进行切割而得到的镜面硅片，该镜面硅片粒子的0.1μm尺寸以上的计数数目为1个/cm2以下，缺陷极微少，低缺陷密度，所以即使能够充分应付近年的装置的装置特性优良的高品质硅片，并且，因为是在V-多区域以高速生长，所以成本低。
并且，此情形时，0.1μm尺寸以上的计数数目为0.1个/cm2以下者较佳。
像这样，在本发明可提供，粒子0.1μm尺寸以上的计数数目为0.1个/cm2以下的超低缺陷密度。
本发明的硅单晶的制造方法，其特征为：使用佐克拉斯基法培养硅单晶时，设硅熔点到1400℃间的拉晶轴方向的结晶中心的温度倾斜度为G(K/mm)，从1150℃到1080℃的温度区域的长度为L(mm)，结晶生长速度为F(mm/min)时，使由此计算的从1150℃到1080℃温度区域的通过时间L/F(min)为0.28/(F/G-0.225)2min以下，且使F/G为0.22mm2/K·min以上加以培养。
像这样规定F/G值与从1150℃到1080℃的温度区域通过时间培养时，就可减少形成COP缺陷的vacancy的导入总量，且因缩短通过时间可将COP缺陷尺寸抑制的很小，装置特性、氧化膜耐压特性的良品率也提升，可稳定高效率地制造缺陷整体为极低缺陷密度的硅单晶及晶片。
此时，将1150℃到1080℃的温度区域的通过时间L/F定为40min以下，将F/G定为0.27mm2/K·min以下培养较佳。
像这样做时，就可达成更安定的超低密度。
又，在本发明的硅单晶的制造中，可掺杂氮。
像这样，通过掺杂氮与未添加的情形比较就可使COP尺寸变成更小。
此时，将欲掺杂的氮浓度成为1×1015个/cm3以下较佳。
像这样，在氮浓度范围，不至于发生OSF，刻意掺杂氮就可再使COP缺陷尺寸有效缩小。
并且，若依据本发明，就可提供达成由上述制造方法所培养的COP等缺陷密度与尺寸的更加减低的硅单晶，而且可提供从上述硅单晶切割的高品质的硅片。
如以上所详细说明，若依据本发明的结晶生长条件，可将硅结晶中的COP等缺陷密度及尺寸减少，可提供不会对于装置特性，氧化膜耐压特性等发生影响的极低缺陷的高品质硅片。并且，将不产生成为装置制作上问题的尺寸缺陷，可与以往同等或其以上的结晶生长速度制造，可达成生产力的提升与成本的减低。
附图的简要说明
第1图表示对于0.10μm以上的粒子数的0.12μm以上的粒子数的关系图。
第2图对于种种拉晶条件的F/G通过1150～1080℃的温度区域的时间L/F所描绘，识别0.10μm以上的粒子密度为1个/cm2以下的条件的关系图。
第3图表示对于通过1150～1080℃的温度区域L/F的0.10μm以上与0.12μm以上的粒子密度比的关系图。
第4图表示限于通过1150～1080℃的时间L/F为40min以下条件，对于F/G的0.10μm尺寸以上的粒子密度关系图。
第5图表示具有在本发明所使用的冷却筒的CZ法单结晶拉晶装置的说明图。
第6图表示通常的CZ法单结晶拉晶装置的说明图。
第7图表示在实施例1，2及比较例1，2所得到从结晶所制作的硅片的粒子尺寸分布的结果图。
实施发明的最佳形态
兹就本发明详细地说明，但是本发明并非限定于这些实施例。
在现在的尖端装置所使用的设计规则，成为问题的COP尺寸被认为在0.12μm左右以上。因此，减少0.12μm左右以上的粒子成为重要的事。
因而，将在V-多区域成为优势的种种制造条件下所制造的单结晶进行切割，对于这样得到的硅片，进行SCI洗净后，使用粒子计数器SP1调查0.10μm以上及0.12μm以上尺寸的计数数目，并调查相关关系。其结果，如第1图所示，若0.10μm以上尺寸的粒子数目为1个/cm2以下时，可知几乎没有0.12μm以上的粒子数。
由此，SClH2O-H2O2-NH4OH(5∶1∶1)的碱混合洗净液，其有机污染物与金属杂质去除作用很强。SP1KLA-Tencor公司制的粒子计数器，叫做surfscan SP1。
因而，将在V-多区域为优势的拉晶条件下制造的结晶进行切割，以SC1洗净光制的镜面硅片，使用SP1或LS-6030(日立电子工程公司制商品名)粒子计数器所计数时，如果是尺寸为0.10μm以上的计数为1个/cm2以下的极微少尺寸而低密度的硅片时，则成为装置特性或氧化膜耐压特性优良的高品质的硅片。
并且，认为从今后装置的微细化更加进展时，0.10μm以上的计数为0.1个/cm2以下的硅片及其结晶将变成更佳。这也可从将本发明的V-多区域成为优势的拉晶条件所培养的结晶进行切割获得。
在此所以将粒子计数数目定为0.1个/cm2，是因为在硅片上除了COP的外也存在有实粒子。其个数虽然也依存于保管状态，但是在8英寸(面积：～314cm2)以上具有数个～数十个。欲分离这些实粒子与COP一般很困难。因此，也考虑到实粒子个数成为0.1个/cm2以下时，就可确实提高装置特性等。
为了培养如上述的高品质硅单晶，在如以下的结晶生长条件生长为重要的事。
本征点缺陷的结晶中的平衡浓度是温度的函数，愈变成高温平衡浓度就高。在结晶生长中，结晶温度从熔点依序变化为低温。此时，因点缺陷的平衡浓度快速地降低，所以成为过剩的点缺陷被留下，它们凝集形成COP的被观察的缺陷。
因此，为了减少大尺寸的COP缺陷，有下列方法：(1)减少作为COP缺陷原因的过剩的空孔型点缺陷浓度，(2)将成为过剩的空孔型点缺陷生长到二次缺陷的COP缺陷所需的时间尽量缩短，使其不能长大。
为了减少(1)的过剩空孔型点缺陷，则必须考虑在结晶生长界面的温度倾斜度G与结晶生长速度F。随着从如上述的熔点的温度降低，就会发生过剩的点缺陷。此过剩的点缺陷浓度与平衡浓度相反，变成愈低温变得愈大。并且，此过剩的点缺陷的浓度差成为驱动力，过剩的点缺陷将排出于熔液侧。温度倾斜度愈大此驱动力会变愈大。但是，点缺陷排出于熔液侧的温度限于高温。因此，若结晶生长速度变高时，有助于扩散的时间就变短。因此，结晶生长速度的高速化将增多点缺陷的过剩量。根据以上的原理，可以认为过剩的点缺陷浓度随着生长速度的增大而增加，随温度倾斜度的增加而减少。因此点缺陷过剩量根据生长速度F与熔点附近的温度倾斜度G，以与F/G值成比例的形式表示。并且，V-多区域为F/G值比发生OSF区域大的区域。
此外，为了使取入(2)的空孔型点缺陷不长大，如日本专利特开平11-116391号公报所揭示，将点缺陷凝集向COP缺陷生长的1150～1080℃温度区域长度L，缩短为以生长速度F去除的通过时间L/F很有效。
使用种种HZ(Hot Zone：也称炉内构造)变化F/G及L/F以培养结晶，从其结晶切出的晶片进行粒子测定的结果表示于第2图。
根据此图可知，使用粒子计数器计数粒子时，为了形成0.1μm尺寸以上的计数数目为1个/cm2以下的硅片，使培养该硅单晶时的条件为：当从结晶中心部的熔点到1400℃的温度倾斜度为G(K/mm)，从1150℃到1080℃的温度区域的长度为L(mm)，结晶生长速度为F(mm/min)时，根据这些计算的1150℃到1080℃的温度区域的通过时间L/F为0.28/(F/G-0.225)2以下。
但是，F/G值为0.22mm2/K·min以下时，就变成OSF的发生或空孔型点缺陷并非优势区域的培养，会发生因OSF的不良问题或氧淀积不均匀的问题等，有可能发生其它问题的危险性。因此，L/F为0.28/(F/G-0.225)2以下，且F/G为0.22以上的结晶培养条件下生长的结晶生长方法很重要。但是，最外周～20mm左右将变成点缺陷的外方扩散区域，因没有发生二次缺陷，所以不限于此。亦即，所谓本发明的V-多区域变成优势的条件，是从结晶中心开始周边20mm为V-多区域。
并且，为了得到COP缺陷尺寸小的良好品质，从1150℃通过1080℃的温度区域的通过时间L/F为40分钟以下，及F/G为0.22mm2/K·min以上而0.27mm2/K·min以下较佳。
为了使缺陷尺寸变小，如上所述，必须缩短1150℃～1080℃的温度区域的通过时间L/F，而图3表示将此时间取为横轴，将尺寸为0.10μm以上的粒子个数与尺寸为0.12μm以上的粒子个数的比取为纵轴。
表示纵轴的个数比的值愈大时，将以小缺陷为主，亦即缺陷尺寸容易变小。由第3图L/F为40分钟以下，可知个数比快速地变大。因此，为了缺陷尺寸的缩小，L/F为40分钟以下较佳。
关于满足此L/F为40分钟以下的培养条件，图4表示在横轴取F/G，纵轴取0.10μm以上的个数。从图4可知F/G比0.27小时，0.10μm以上的COP几乎都没有。因此，在L/F为40分钟，且F/G为0.22mm2/K·min以上0.27mm2/K·min以下的培养条件下，可以得到0.10μm尺寸以上的计数数目为0.1个/cm2以下的特别良好的品质。
在此所使用的G或L值使用综合传热解析软件FEMAG(F.Dupret，P.Nicodememe，Y.Ryckmans，P.Wouters，and M，J.Vrechet，Int.J.Heat Mass Transfer，33，1849(1990))的quasi-steady模式所计算的值，但是，这些值计算上的参数，例如改变硅的热传导率等就会改变，本发明人等的计算，使用合并在实际培养中的结晶温度分布的参数。因此，别人所计算时可能得到与此不同值，但是，本发明的主旨尽量使L/F变小，F/G在V-多区域成为优势的区域内尽量变小。
并且，在上述培养条件下培养硅单晶时，可掺杂氮。具体为使结晶中的氮浓度为1×1018个/cm3以下，或将硅片在1150℃×100分的湿氧环境下进行氧化处理，即使在具有选择性的混酸液(氟酸∶硝酸∶醋酸∶水＝1∶15∶3∶5)中进行8μm选择蚀刻，通过在其表面刻意地掺杂不会观察到OSF程度的微量氮，就可使缺陷尺寸变成更小。
本发明人等在硅单晶内即使添加1×1010个/cm3左右的极微量的氮时，与未添加时比较发现COP尺寸变小。此尺寸缩小效果随着氮浓度的增加，也确认了变化更大。然而，若添加氮时就容易发生OSF。虽然受到结晶的培养条件的支配，但是在氧浓度为＞16ppma-JEIDA程度时，氮浓度为1×1016个/cm3左右，氧浓度为＞10ppma-JEIDA(日本电子工业振兴协会规格)程度的低氧浓度时，氮浓度为5×1016个/cm3左右，氧浓度为＞5ppma-JEIDA以下的极低氧浓度时，氮浓度为在3×1014个/cm3左右发生OSF。因此，在不发生OSF程度的浓度范围将氮刻意掺杂时，就可有效地缩小COP缺陷尺寸。在这种结晶生长条件下所制造的硅单晶及其单结晶所制作的晶片时，就可得到上述目的的高品质晶片。
关于本发明的实施形态，参照图面详细说明如下。
首先，本发明所使用的CZ法的单结晶拉晶装置的概略构成例用第5图说明如下。如第5图所示，此单结晶拉晶装置20，具有为了拉晶熔化原料硅所需的构件或结晶化硅的机构，它们被收容于主室1内。主室1的顶板部连接有向上延伸的拉晶室2，在此上部设有将单结晶3拉晶机构(未图标)。
在主室1内，设有收容被熔化的原料熔液4的石英坩埚5与收容其石英坩埚5的石墨坩埚6，这些坩埚5，6由驱动机构(未图标)支持而升降自如。坩埚的驱动机构为了对随着单结晶的拉晶导致的熔液面降低进行补偿，将坩埚上升到相当于坩埚液面降低的部分。
并且，按照围住坩埚5，6的方式配置有熔化原料的加热器7。在此加热器7外侧，防止来自加热器7的热直接幅射主室1的隔热材8，以围住加热器7周围的方式设置。在主室1内部，从设在拉晶室2上部的气体导入口10导入氩气等惰性气体，通过拉晶中的单结晶3与气体整流筒11之间，并通过隔热构件12下部与熔液面之间，从气体流出口9排出。到此炉内构造与以往的结构大体相同。
为了培养本发明的单结晶，如上所述，必须将培养条件的参数L/F与F/G都变小。生长速度为FL/F的分母和F/G的分子，需要将两者变小，而且不能有大的变动。因而必须将L变小且将G变大。为了达成此，必须进行已有技术所没有的快速冷却。于是，如第5图所示，将可快速冷却的培养结晶的冷却筒13配置于主室1内，在其下方装备隔热构件12实现快速冷却。
在此冷却筒13内从冷却媒体导入口14导入冷却媒体，而在冷却筒13内循环后排出于外部。作为冷却媒体，从冷却特性，经济性方面看使用水较佳。并且，使用由热传导率高的材质所形成的隔热构件12(石墨)，将在此被吸收的热经由冷却补助构件(石墨等)传导给冷却筒13，透过冷媒释出于外部，来快速冷却单结晶。并且，在冷却筒13外侧设有冷却筒保护盖15，防止在原料熔化时所飞溅的熔液附着于冷却筒13，以遮蔽来自加热器7等的幅射热。
以下列举本发明的实施例与比较例将本发明更具体地说明如下，但是本发明并非限于这些。
(实施例1)
使用上述第5图所示单结晶拉晶装置20进行单结晶棒的培养。
在装备直径24英寸坩埚的HZ中，计算出G＝
3.66K/mm，L＝25.21mm。在此坩埚放入150kg的多结晶硅加以熔化。从该熔液硅开始，使直胴部的平均生长速度F为1.10mm/min，来培养出直胴长度约120cm的直径8英寸P型单结晶。因此L/F＝22.92min，F/G＝0.300mm2/K·min满足了本发明的培养条件。此时为了不考虑对流的影响，使磁场中心变成4000高斯(Gauss)而施加横磁场。
由此所得到的单结晶的电阻率约10Ωcm，氧浓度为约15ppma-JEIDA。
将由该结晶切割所制作的镜面硅片以SC1洗净清洗之后，使用粒子计数器SP1计数0.10μm尺寸以上的粒子数。其结果，如第7图所示的尺寸分布，与后述的比较例1的尺寸分布比较，得到了尺寸.密度都极为小的良好晶片。此晶片的0.10μm尺寸以上的粒子总数8英寸全面为238个，平均密度0.76/cm2，是良好品质的晶片。
(实施例2)
使用与于实施例1所使用的条件相同的HZ，从
150kg的熔化硅培养了直胴长度约120cm的直径8英寸P型单结晶。此时，将直胴部的平均生长速度F成为较实施例1稍慢的0.91mm/min。因此，计算出L/F＝27.70min，F/G＝0.249mm2/K·min。此结晶也与实施例1同样，电阻率为约10Ωcm，氧浓度为约15ppma-JEIDA。此时也施加中心磁场为4000高斯的横磁场。
将由该结晶切割所制作的镜面硅片使用SC1洗净清洗后，使用粒子计数器SP1，计数0.10μm尺寸以上的粒子数。其结果，呈现如第7图所示的尺寸分布，与实施例1的尺寸分布比较，尺寸，密度都得到更良好的晶片。0.10μm尺寸以上的粒子在8英寸全面为6个，平均密度为0.02/cm2，得到了非常良好品质的晶片。
(实施例3)
使用与实施例1所使用的条件相同的HZ，从
150kg的熔化硅开始，使直胴部的平均生长速度为1.10mm/min与实施例1相同速度培养直胴长度约120cm的8英寸P型单结晶。但是，此时添加了氮，使在切割硅片位置的氮浓度的能够变成3×1012个/cm3。此结晶也与实施例1同样具有电阻率为约10Ωcm，氧浓度约15ppma-JEIDA。此时也施加了中心磁场为4000高斯的横磁场。
由该结晶所切割制作的镜面硅片，在1150℃，1000分钟的湿O2环境下进行氧化处理，即使用具选择性的混酸液(氟酸∶硝酸∶醋酸∶水＝1∶15∶3∶5)进行8μm的选择蚀刻，在其表面也没有观察到OSF。另外，使用粒子计数器SP1，计数0.10μm尺寸以上的粒子数。其结果，0.10μm尺寸以上的粒子在8英寸全面为192个，平均密度为0.61/cm2，可较实施例1更加减少了缺陷密度。
(实施例4)
使用与实施例1所使用的条件相同的HZ，未施加磁场，从150kg的熔化硅，培养了直胴部长度为约120cm的直径8英寸P型单结晶。此时，直胴部的平均生长速度F成为1.02mm/min。计算出L/F＝24.72min，F/G＝0.279mm2/K·min。此结晶具有电阻率为约10Ωcm，氧浓度约16ppma-JEIDA。
由该结晶所切割制作的镜面硅片以SC1洗净清洗之后，使用粒子计数器SP1计数0.10μm尺寸以上的粒子数目。其结果，0.10μm尺寸以上的粒子在8英寸全面为228个，平均密度为0.73/cm2，得到了良好品质的晶片。
(比较例1)
未使用如第6图所示的冷却筒而准备了通常的HZ。在该装备了直径24英寸坩埚的HZ中，计算出G＝3.04K/mm，L＝41.09mm。在此坩埚放入150kg的原料多结晶硅加以熔化。由该熔化硅以直胴部的平均生长速度F0.98mm/min培养了直胴长度约120cm的8英寸P型单结晶。因此，L/F＝41.93min，F/G＝0.323mm2/K·min，此值在本发明的范围外。其结晶的电阻率为约10Ωcm，氧浓度约15ppma-JEIDA。此时也为了比较，施加了中心磁场4000高斯的横磁场。
由该结晶所切割制作的镜面硅片以SC1洗净清洗之后，使用粒子计数器SP1计数了0.10μm尺寸以上的粒子数目。其结果，具有第7图所示的尺寸分布，与实施例1及实施例2的尺寸比较，可知尺寸，密度都大。0.10μm尺寸以上的粒子在8英寸全面为1181个，平均密度为3.76/cm2，与本发明相较变成缺陷多的晶片。
(比较例2)
使用与实施例1所用的条件相同的HZ，从150kg的熔化硅培养了直胴长度约120cm的8英寸P型单结晶。此时，将直胴部的平均生长速度F较实施例1相当快速的1.75mm/min进行实施。因此，L/F＝14.14min，F/G＝0.478mm2/K·min，此值为本发明的范围外。此结晶也与实施例1同样电阻率为约10Ωcm，氧浓度为约14ppma-JEIDA。此时也施加了中心磁场为4000高斯的横磁场。
由该结晶所切割制作的镜面硅片以SC1洗净清洗之后，使用粒子计数器SP1计数了0.10μm尺寸以上的粒子数目。其结果，具如第7图所示的尺寸分布，与比较例1比较，虽然COP尺寸为变小，但是与实施例1相较密度为变大。0.10μm尺寸以上的粒子在8英寸全面为1031个，平均密度为3.31/cm2，与本发明相较变成缺陷多的晶片。
本发明并非限定于上述实施形态。上述实施形态仅为例示而已，具有与本发明所记载的技术思想实质上相同构成，发挥同样作用效果者，都包含于本发明的技术思想。
例如，本发明的实施形态，虽然说明的是使直径200mm(8英寸)的硅单晶棒生长，但是也可适用于近年的250mm(英寸)～400mm(16英寸)或更大直径的晶片。
又，本发明的实施形态，主要就硅单晶的拉晶时施加磁场的MCZ法(Magnetic field applied Czochralski crystal growthmethod)做了说明，但是，本发明并非限于此，当然也可同样适用于通常的佐克拉斯基法，在本发明说明书中所使用的佐克拉斯基法的术语，皆包含通常的佐克拉斯基法或MCZ法的。

Claims (9)

1.一种硅片，其使用佐克拉斯基法，将在V-多区域成为优势的条件下所培养的硅单晶棒切割而得到，其特征为：
使用粒子计数器计数粒子时，0.10μm尺寸以上的计数数目为1个/cm2以下。
2.如权利要求1所述的的硅片，其特征在于，上述0.10μm尺寸以上的计数数目为0.1个/cm2以下。
3.一种硅单晶的制造方法，其特征为：
使用佐克拉斯基法培养硅单晶时，设硅熔点到
1400℃间的拉晶轴方向的结晶中心的温度倾斜度为G(K/mm)，从1150℃到1080℃的温度区域的长度为L(mm)，结晶生长速度为F(mm/min)时，使由此计算的从1150℃到1080℃温度区域的通过时间L/F(min)为0.28/(F/G-0.225)2min以下，且使F/G为0.22mm2/K·min以上加以培养。
4.如权利要求3所述的硅单晶的制造方法，其特征在于，使从上述1150℃到1080℃的温度区域的通过时间L/F为40min以下加以培养。
5.如权利要求3或4项所述的硅单晶的制造方法，其特征在于，使上述F/G为0.27mm2/K·min以下加以培养。
6.如权利要求3至5的任一项所述的硅单晶的制造方法，其特征在于，掺杂氮来进行制造。
7.如权利要求6所述的硅单晶的制造方法，其特征在于，使上述掺杂的氮浓度为1×1015个/cm3以下。
8.一种硅单晶，其特征为由权利要求3至7的任一项所述的制造方法来进行培养。
9.一种硅片，其特征为：通过将权利要求8所述的硅单晶切割而制造。
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