DE102018004823A1

DE102018004823A1 - Polykristalliner Siliciumstab und Verfahren zum Herstellen eines polykristallinen Siliciumstabs

Info

Publication number: DE102018004823A1
Application number: DE102018004823.4A
Authority: DE
Inventors: Shuichi Miyao; Naruhiro Hoshino; Tetsuro Okada; Shigeyoshi Netsu; Masahiko Ishida
Original assignee: Shin Etsu Chemical Co Ltd
Current assignee: Shin Etsu Chemical Co Ltd
Priority date: 2017-07-12
Filing date: 2018-06-15
Publication date: 2019-01-17
Also published as: JP2019019010A; JP6969917B2; JP2022009646A; CN109252215B; CN109252215A; US20190017193A1; US11242620B2

Abstract

Um polykristallines Silicium bereitzustellen, das als Rohmaterial zum Herstellen von einkristallinem Silicium geeignet ist. Ein D/L-Wert wird innerhalb des Bereichs von weniger als 0,40 eingestellt, wenn mehrere Paare von Siliciumkernen beim Herstellen eines polykristallinen Siliciumstabs mit einem Durchmesser von 150 mm oder mehr gemäß einem chemischen Gasphasenabscheidungsprozess in einem Reaktionsofen platziert werden, und angenommen wird, dass der Durchschnittswert des endgültigen Durchmessers eines polykristallinen Siliciumstabs als D (mm) definiert wird, und der gegenseitige Zwischenraum zwischen den mehreren Paaren von Siliciumkernen als L (mm) definiert wird.

Description

ALLGEMEINER STAND DER TECHNIK
Gebiet der Erfindung
Die vorliegende Erfindung betrifft eine Kristallzüchtungsmethode für einen polykristallinen Siliciumstab, und betrifft insbesondere eine Methode zum Herstellen eines polykristallinen Siliciumstabs, der als Rohmaterial zum Herstellen von einkristallinem Silicium geeignet ist.
Beschreibung des Standes der Technik
Einkristallines Silicium, das wesentlich zum Herstellen einer Halbleitervorrichtung und dergleichen ist, wird nach einem CZ-Verfahren oder einem FZ-Verfahren gezüchtet, und in einem solchen Fall werden ein polykristalliner Siliciumstab oder eine polykristalline Siliciummasse als Rohmaterial verwendet. Ein solches polykristallines Siliciummaterial wird häufig nach einem Siemens-Verfahren hergestellt. Das Siemensverfahren ist ein Verfahren, das umfasst, dass ein Silan-Rohmaterialgas aus Trichlorsilan, Monosilan oder dergleichen mit einem erhitzen Siliciumkern in Kontakt gebracht wird, wodurch ein polykristallines Silicium auf der Oberfläche des Siliciumkerns durch Dampfphasen-Epitaxie (Abscheidung) gemäß einem chemischen Gasphasenabscheidungsprozess (Chemical Vapor Deposition, CVD) gezüchtet wird.
Wenn beispielsweise einkristallines Silicium nach dem CZ-Verfahren als Kristall gezüchtet wird, wird eine polykristalline Siliciummasse in einen Quarztiegel geladen und erhitzt und geschmolzen, um eine Siliciumschmelze vorzusehen, ein Impfkristall wird in die Siliciumschmelze getaucht, um zu ermöglichen, dass eine Versetzungslinie zu Versetzungsfreiheit verschwindet, und danach wird ein Kristall hochgezogen während der Durchmesser desselben nach und nach größer wird, bis ein vorgegebener Durchmesser erreicht ist. Wenn hierbei ungeschmolzenes polykristallines Silicium in der Siliciumschmelze verbleibt, driftet ein solches polykristallines Stück durch Konvektion in die Umgebung der Feststoff-Flüssigkeit-Grenzfläche, wodurch verursacht wird, dass das Auftreten von Versetzung herbeigeführt wird, sodass eine Kristalllinie verschwindet.
In der japanischen Patentanmeldung, Offenlegungsnummer 2008-285403 wird Folgendes berichtet: ein Nadelkristall kann in einem polykristallinen Siliciumstab in einem Schritt des Herstellens des Stabs nach einem Siemens-Verfahren abgeschieden werden, und wenn ein solcher polykristalliner Siliciumstab zum Züchten von einkristallinem Silicium nach einem FZ-Verfahren verwendet wird, wird ein einzelner Kristallit abhängig von der Größe desselben aufgrund der oben beschriebenen heterogenen Feinstruktur nicht einförmig geschmolzen, und ein nicht geschmolzener Kristallit tritt als Festpartikel durch eine geschmolzene Zone in einen einkristallinen Stab und wird so als ein ungeschmolzenes Partikel in die verfestigte Oberfläche eines Einkristalls eingearbeitet, wodurch das Auftreten von Defektbildungen bewirkt wird. Siehe auch japanische Patentanmeldung, Offenlegungsnummer 2013-193902 und japanische Patentanmeldung, Offenlegungsnummer. 2014-028747 bezüglich des Nadelkristalls.
Der hierin erwähnte „Nadelkristall“ bezeichnet einen Nadelkristall, dessen Langachsenrichtung der Abscheidungsrichtung des polykristallinen Siliciumstabs entspricht (Richtung vertikal zur Langachsenrichtung des polykristallinen Siliciumstabs). Die Länge in Langachsenrichtung des Nadelkristalls beträgt bi zu mehreren nm. Es wird davon ausgegangen, dass ein solcher Nadelkristall durch Integration aufgrund des Verbindens eines lokal heterogenen Kristalls, der im Verlauf des Abscheidens von polykristallinem Silicium erzeugt wird, mit dem Fortschreiten eines Abscheidungsschritts gebildet wird. Wenn ein polykristalliner Siliciumstab, in dem ein solcher lokal heterogener Kristall und Nadelkristall vorliegen, zum Kristallzüchten von einkristallinem Silicium nach einem FZ-Verfahren verwendet wird, schwimmen der lokal heterogene Kristall und der Nadelkristall in der Siliciumschmelze, was zum Versagen der Kristallzüchtung führt. Daher wird ein Züchtungsverfahren für einen polykristallinen Siliciumstab gefordert, der keinen lokal heterogenen Kristall und keinen Nadelkristall umfasst. Im Vergleich zu millerschen Indizes weist ein Nadelkristall kristallografisch ein Merkmal auf, wobei <220> dominant über <111> ist (die Nachweismenge ist in einer <220> im Vergleich zur Nachweismenge durch Röntgenstrahlenbrechung größer) und <111> ist in einer Region dominant, in der kein Nadelkristall vorliegt.
In der japanischen Patentanmeldung, Offenlegungsnummer 2016-150885 wird Folgendes berichtet: ein lokal heterogener Kristall mit einer Hauptebene von <111> wird im mittleren Abschnitt eines polykristallinen Siliciumstabs (Abschnitt näher an einem Kern) leicht erzeugt. Wenn die Kristallkorngröße anhand EBSD gemessen wird, können keine Informationen über die Heterogenität eines lokal heterogenen Kristalls gewonnen werden, während selbst die Kristallausrichtung bestimmt wird, die den heterogenen Kristall ausbildet, außer dem äußeren Erscheinungsbild des heterogenen Kristalls. Das beste Verfahren zum Nachweis eines lokal heterogenen Kristalls ist ein Verfahren, in dem Ätzen mit einer wässrigen Lösung aus gemischter Flusssäure und Salpetersäure ausgeführt und Beobachtungen durch ein optisches Mikroskop vorgenommen werden. Bei Beobachtung mit einer ungefähr 100-fachen Vergrößerung durch ein optisches Mikroskop kann ein lokal heterogener Kristall häufig als ein Kristallabschnitt bestätigt werden, der einen längeren Durchmesser von 10 µm oder mehr aufweist.
KURZDARSTELLUNG DER ERFINDUNG
Selbstverständlich ist bei einkristallinem Silicium, das entweder im Fall eines CZ-Verfahrens oder eines FZ-Verfahrens gezüchtet wird, der Durchmesser desselben größer und der Durchmesser desselben beträgt gegenwärtig hauptsächlich 6 Zoll bis 8 Zoll. Gemäß einem solchen größeren Durchmesser wurden schädliche Wirkungen (Verschwinden einer Kristalllinie, Verwerfung oder Störung einer Kristalllinie und dergleichen), die von einer in einem Polykristall vorliegenden heterogenen Stelle verursacht werden, im Schritt der Einkristallisation bemerkenswert erzeugt. Daher wurde zunehmend polykristallines Silicium zum Gebrauch als Rohmaterial für die Herstellung gefordert, um eine höhere Kristallhomogenität als je zuvor zu erlangen. Insbesondere wird gefordert, dass solches polykristallines Silicium weder ein Nadelkristall noch ein lokal heterogenes Kristall umfasst.
Die vorliegende Erfindung wurde in Anbetracht solcher Probleme gemacht und eine Aufgabe derselben ist daher das Vorsehen von polykristallinem Silicium, das als Rohmaterial zum Herstellen von polykristallinem Silicium geeignet ist, was zum Beitragen zu einer stabilen Produktion von einkristallinem Silicium führt.
Um die Aufgabe zu erfüllen, ist der polykristalliner Siliciumstab gemäß der vorliegenden Erfindung ein polykristalliner Siliciumstab, der durch Abscheiden gemäß einem chemischen Gasphasenabscheidungsprozess gezüchtete wird, wobei der polykristalline Siliciumstab keinen Nadelkristall umfasst, der eine Form aufweist, bei der eine Korngröße dv in einer Richtung vertikal zur Langachse des polykristallinen Siliciumstabs größer als eine Korngröße d_P in einer Richtung parallel zur Langsachse des polykristallinen Siliciumstabs ist (d_V > d_P).
Außerdem ist der polykristalline Siliciumstab gemäß der vorliegenden Erfindung ein polykristalliner Siliciumstab, der durch Abscheiden gemäß einem chemischen Gasphasenabscheidungsprozess gezüchtet wird, wobei, wenn eine Oberfläche einer plattenartigen Probe, die so genommen wurde, dass eine Richtung vertikal zur Langachsenrichtung des polykristallinen Siliciumstabs einer Hauptebenenrichtung entspricht, mit einer gemischten Flüssigkeit aus Flusssäure und Salpetersäure geätzt wird, die geätzte Oberfläche keine lokal heterogenen Kristalle mit einer Korngröße von 10 µm oder darüber umfasst.
Außerdem ist der polykristalline Siliciumstab gemäß der vorliegenden Erfindung ein polykristalliner Siliciumstab, der durch Abscheiden gemäß einem chemischen Gasphasenabscheidungsprozess gezüchtet wird, wobei der polykristalline Siliciumstab einen Durchmesser (2R) von 150 mm oder darüber aufweist, und, wenn ein Röntgenbeugungsdiagramm, das durch eine ebenentreue Drehung mit einem Mittelpunkt einer plattenartigen Probe, die von jeder aus einer mittleren Region, einer R/2 Region und einer äußeren Region des polykristallinen Siliciumstabs genommen wird, als Drehpunkt gewonnen wird, bei einem Winkel φ von 180 Grad ermittelt wird, ein Grad der Abweichung der Beugungsintensität von einer Ebene <220> 0,15 oder weniger in der mittleren Region, 0,30 oder weniger in der R/2-Region und 0,58 oder weniger in der äußeren Region bei der Bewertung als ein 6σ_n-1/Durchschnittswert erfüllt, wobei σ_n-1 eine Standardabweichung darstellt.
Vorzugsweise erfüllt der Grad der Abweichung der Beugungsintensität von der Ebene <220> 0,12 oder weniger in der mittleren Region, 0,30 oder weniger in der R/2-Region und 0,54 oder weniger in der äußeren Region.
Besonders bevorzugt erfüllt der Grad der Abweichung der Beugungsintensität von der Ebene <220> 0,09 oder weniger in der mittleren Region, 0,15 oder weniger in der R/2-Region und 0,20 oder weniger in der äußeren Region.
Noch bevorzugter erfüllt der Grad der Abweichung der Beugungsintensität von der Ebene <220> 0,08 oder weniger in der mittleren Region, 0,10 oder weniger in der R/2-Region und 0,10 oder weniger in der äußeren Region.
Außerdem ist das Verfahren zum Herstellen eines polykristallinen Siliciumstabs gemäß der vorliegenden Erfindung ein Verfahren zum Herstellen eines polykristallinen Siliciumstabs, der durch Abscheiden gemäß einem chemischen Gasphasenabscheidungsprozess einen Durchmesser von 150 mm oder mehr aufweist, wobei ein D/L-Wert im Bereich von weniger als 0,40 eingestellt wird, wenn mehrere Paare von Siliciumkernen in einen Reaktionsofen platziert werden und angenommen wird, dass ein Durchschnittswert eines endgültigen Durchmessers des polykristallinen Siliciumstabs als D (mm) definiert ist und ein gegenseitiger Zwischenraum zwischen den mehreren Paaren von Siliciumkernen als L (mm) definiert ist.
Vorzugsweise wird ein Reaktionsdruck in einem Abscheidungsschritt von polykristallinem Silicium auf 0,2 MPa oder mehr eingestellt.
Der polykristalline Siliciumstab gemäß der vorliegenden Erfindung kann zum Durchführen der Kristallzüchtung nach einem FZ-Verfahren und/oder der Kristallzüchtung durch Verwendung einer Masse verwendet werden, die nach einem CZ-Verfahren aus einem polykristallinen Siliciumblock gewonnen wird, wodurch ermöglicht wird, dass ein lokales Erzeugen eines teilweisen Schmelzrückstands unterdrückt wird, um zum Beitragen zu einer stabilen Produktion von einkristallinem Silicium zu führen.
Figurenliste
Es zeigen:

1A eine Ansicht zur Beschreibung eines Probenahmebeispiels einer plattenartigen Probe zur Röntgenbeugungsprofilmessung aus einem polykristallinen Siliciumstab, der gemäß einem chemischen Gasphasenabscheidungsprozess abgeschieden und gezüchtet wird;
1B eine Ansicht zur Beschreibung eines Probenahmebeispiels einer plattenartigen Probe für die Röntgenbeugungsprofilmessung aus einem polykristallinen Siliciumstab, der gemäß einem chemischen Gasphasenabscheidungsprozess abgeschieden und gezüchtet wird;
2 eine Ansicht zur Beschreibung eines Entwurfs eines Beispiels für ein Messsystem zum Bestimmen eines Röntgenbeugungsprofils von einer plattenartigen Probe gemäß einem φ-Scanning-Verfahren;
3A ein Röntgenbeugungsdiagramm, das von einer Ebene <220> einer plattenartigen Probe gewonnen wird, die aus einem polykristalliner Siliciumstab genommen wurde, der unter einer Bedingung eines D/L-Werts von 0,69 gezüchtet wurde;
3B ein Röntgenbeugungsdiagramm, das von einer Ebene <220> einer plattenartigen Probe gewonnen wird, die aus einem polykristalliner Siliciumstab genommen wurde, der unter einer Bedingung eines D/L-Werts von 0,36 gezüchtet wurde;
4A das Ergebnis einer Beobachtung der Oberfläche der in 3A dargestellten plattenartigen Probe durch ein optisches Mikroskop, die mit einer gemischten Flüssigkeit aus Flusssäure und Salpetersäure geätzt wurde; und
4B das Ergebnis einer Beobachtung der Oberfläche der in 3B dargestellten plattenartigen Probe durch ein optisches Mikroskop, die mit einer gemischten Flüssigkeit aus Flusssäure und Salpetersäure geätzt wurde.

AUSFÜHRLICHE BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN
Nachstehend werden Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung unter Bezugnahme auf die Zeichnungen beschrieben.
Die betreffenden Erfinder schlugen in der japanischen Patentanmeldung, Offenlegungsnr. 2015-3844 eine Erfindung, die ein Verfahren zum Auswählen eines polykristallinen Siliciumstabs zur Verwendung als Rohmaterial zum Herstellen eines einkristallinen Siliciums gemäß einem Röntgenbeugungsverfahren betrifft, in Anbetracht des gegenwärtigen Zustands vor, in dem eine fortgeschrittene Methode zum Auswählen von polykristallinem Silicium gefordert wird, das sich als Rohmaterial zum Herstellen eines einkristallinen Siliciums in hohen Mengen und mit hoher Reproduzierbarkeit zum Zweck einer stabilen Produktion von einkristallinem Silicium mit hohem Ertrag eignet, und die Erfindung wurde als japanisches Patent Nr. 5947248 angemeldet.
Das Verfahren besteht darin, dass ein polykristalliner Siliciumstab als ein Rohmaterial zum Herstellen von einkristallinem Silicium im folgenden Fall ausgewählt wird: ein polykristalliner Siliciumstab, der durch Abscheiden gemäß einem chemischen Gasphasenabscheidungsprozess gezüchtet wurde, wird verwendet, um eine plattenartige Probe zu nehmen, wobei der zur radialen Richtung senkrechte Querschnitt einer Hauptebene entspricht, die plattenartige Probe wird in eine Position gebracht, in der die Bragg-Reflexion von einer ersten Ebene mit den millerschen Indizes <111> festgestellt wird, ebenentreue Drehung wird bei einem Drehwinkel φ mit dem Mittelpunkt der plattenartigen Probe als Drehpunkt vorgenommen, sodass φ-Scanning der Hauptebene der plattenartigen Probe mit einem Röntgenstrahlungsbereich vorgenommen wird, der durch einen Schlitz definiert ist, ein Diagramm wird bestimmt, das die Abhängigkeit der Bragg-Reflexionsintensität von der Ebene mit millerschen Indizes vom Drehwinkel (φ) der plattenartigen Probe darstellt, der Beugungsintensitätswert (I_B ^<111>) einer Basislinie wird aus dem Diagramm ermittelt, außerdem wird der Beugungsintensitätswert (I_B ^<220>) einer Basislinie aus einem φ-Scanning-Diagramm ermittelt, das aus einer zweiten Ebene mit den millerschen Indizes <220> auf die gleiche Weise gewonnen wird, und ein Größenverhältnis zwischen dem I_B ^<111>-Wert und dem I_B ^<220>-Wert erfüllt gleichzeitig die folgenden beiden Bedingungen.
Die beiden Bedingungen sind folgendermaßen: Bedingung 1: „I_B ^<111> und I_B ^<220>, die bezüglich der plattenartigen Probe gewonnen werden, die an einer Position genommen wird, die im Bereich von R/3 oder weniger von der Mitte in radialer Richtung des polykristallinen Siliciumstabs angeordnet ist, der einen Radius R aufweist, erfüllen I_B ^<111> > I_B ^<220>“; und Bedingung 2: „der I_B ^<111>-Wert und der I_B ^<220>-Wert, die bezüglich der plattenartigen Probe gewonnen werden, die an einer Position genommen wird, die im Bereich von 2R/3 oder mehr und 3R/3 oder weniger von der Mitte in radialer Richtung des polykristallinen Siliciumstabs angeordnet ist, der einen Radius R aufweist, erfüllen I_B ^<111> > I_B ^<220>“.
Da ein lokal heterogener Kristall mit einer Ebene mit den millerschen Indizes <111> als Hauptebene mehr enthalten ist, wird ein Beugungspeak aufgrund einer Ebene mit den millerschen Indizes <111>, höher in Intensität als die Intensität einer Basislinie, im φ-Scannning-Diagramm oben mehr beobachtet. Ähnlich wird, da ein Nadelkristall und ein lokal heterogener Kristall, der eine Ebene mit den millerschen Indizes <220> als Hauptebene aufweist, mehr enthalten ist, ein Beugungspeak aufgrund einer Ebene mit den millerschen Indizes <220>, höher in Intensität als die Intensität einer Basislinie, im φ-Scannning-Diagramm oben mehr beobachtet. Das Vorliegen solcher Beugungspeaks kann dann als die Abweichung der Beugungsintensität von jeder der Ebenen mit den millerschen Indizes <111> und <220> bewertet werden, was aus dem φ-Scanning-Diagramm bewertet werden kann. Entsprechend kann eine solche Abweichung der Beugungsintensität, wenn sie quantitativ bewertet werden kann, als Index für einen Grad des Einbeziehens von jedem aus einem Nadelkristall und einem lokal heterogenen Kristall mit Ebenen mit den millerschen Indizes <111> und <220> als Hauptebenen verwendet werden.
Gemäß Studien, die von den betreffenden Erfindern vorgenommen wurden, wurde festgestellt, dass die Abweichung der Beugungsintensität einer Ebene mit den millerschen Indizes <111> leicht an einem Ort erzeugt wird, an dem die Last aufgrund von Stromerwärmung beim Abscheiden von polykristallinem Silicium erhöht ist (hauptsächlich in der Umgebung eines Siliciumkerns) und die Abweichung der Beugungsintensität einer Ebene mit den millerschen Indizes <220> leicht an einem Ort erzeugt wird, an dem Strahlungswärme von einem benachbarten polykristallinen Siliciumstab empfangen wird (hauptsächlich außerhalb eines Siliciumkerns).
Es wurde von den betreffenden Erfindern bereits berichtet (japanische Patentanmeldung, Offenlegungsnr. 2016-150885 ), dass ein lokal heterogener Kristall mit einer Hauptebene <111> leicht im mittleren Abschnitt eines polykristallinen Siliciumstabs erzeugt wird, und die Abweichung der Beugungsintensität einer Ebene mit den millerschen Indizes <111> durch angemessenes Steuern der Temperatureinstellung des mittleren Abschnitts eines polykristallinen Siliciumstabs unterdrückt werden kann.
Im Gegenteil wird ein lokal heterogener Kristall mit einer Hauptebene <220> leicht an einer Stelle erzeugt, an der Strahlungswärme von einem benachbarten polykristallinen Siliciumstab empfangen wird (hauptsächlich außerhalb eines polykristallinen Siliciumstabs), und daher wird gefordert, dass Strahlungswärme von einem benachbarten polykristallinen Siliciumstab berücksichtigt wird.
Die betreffenden Erfinder führten Studien zum Problem der Strahlungswärme durch und stellten so fest, dass das Ausbildern eines Nadelkristalls und eines lokal heterogenen Kristalls mit einer Hauptebene <220> wirksam durch einen D/L-Wert verhindert werden kann, der innerhalb des Bereichs von weniger als 0,40 eingestellt ist, wenn mehrere Paare von Siliciumkernen beim Herstellen eines polykristallinen Siliciumstabs mit einem Durchmesser von 150 mm oder mehr gemäß einem chemischen Gasphasenabscheidungsprozess in einem Reaktionsofen platziert werden, und angenommen wird, dass der Durchschnittswert des endgültigen Durchmessers eines polykristallinen Siliciumstabs als D (mm) definiert wird, und der gegenseitige Zwischenraum zwischen den mehreren Paaren von Siliciumkernen als L (mm) definiert wird.
Insbesondere kann das Verfahren oben einen polykristallinen Siliciumstab bereitstellen, der durch Abscheiden gemäß einem chemischen Gasphasenabscheidungsprozess gezüchtet wird, wobei der polykristalline Siliciumstab einen Durchmesser (2R) von 150 mm oder darüber aufweist, und, wenn ein Röntgenbeugungsdiagramm, das durch eine ebenentreue Drehung mit einem Mittelpunkt einer plattenartigen Probe, die von jeder aus der mittleren Region, der R/2 Region und der äußeren Region des polykristallinen Siliciumstabs genommen wird, als Drehpunkt gewonnen wird, bei einem Winkel φ von 180 Grad ermittelt wird, der Grad der Abweichung der Beugungsintensität von einer Ebene <220> 0,15 oder weniger in der mittleren Region, 0,30 oder weniger in der R/2-Region und 0,58 oder weniger in der äußeren Region bei der Bewertung als ein 6σ_n-1/Durchschnittswert erfüllt. Eine solche Bewertung wird hier mit dem 6σ_n-1/Durchschnittswert als Grad der Abweichung der Beugungsintensität einer Ebene mit den millerschen Indizes <220> (Grad der Abweichung der Beugungsintensität aus einer Ebene <220>) vorgenommen, und σ_n-1 stellt die Standardabweichung dar.
In der vorliegenden Erfindung wird der Grad der Kristallhomogenität so bezüglich des Grads der Abweichung der Beugungsintensität einer Ebene mit den millerschen Indizes <220> bewertet. Nachstehend wird das Bewertungsverfahren beschrieben.
[Sammeln von Bewertungsproben]
1A und 1B stellen jeweils eine Ansicht zur Beschreibung eines Probenahmebeispiels einer plattenartigen Probe 20 für die Röntgenbeugungsprofilmessung aus einem polykristallinen Siliciumstab 10 dar, der gemäß einem chemischen Gasphasenabscheidungsprozess wie dem Siemens-Verfahren abgeschieden und gezüchtet wird. In den Zeichnungen stellt Symbol 1 einen Siliciumkern zur Verwendung bei der Abscheidung von polykristallinem Silicium auf der Oberfläche und somit Herstellung eines Siliciumstabs dar. In dem Beispiel wird die plattenartige Probe 20 von jeder aus drei Stellen genommen (CTR: eine Stelle näher am Siliciumkern 1, EDG: einer Stelle näher an der äußeren Seite der Oberfläche des polykristallinen Siliciumstab 10, R/2: Stelle zwischen CTR und EGD), um die Kristallhomogenität zu bewerten. In dem in den Zeichnungen dargestellten Beispiel wird die plattenartige Probe 20 durch Aushöhlen in einer Richtung vertikal zur Langachse des polykristallinen Siliciumstabs 10 genommen.
Der Durchmesser des in 1A dargestellten polykristallinen Siliciumstabs 10 ist 150 mm oder mehr und ein Stab 11, der einen wesentlichen Durchmesser von 20 mm und eine wesentliche Länge von 70 mm aufweist, wird durch Aushöhlen von der äußeren Seite der Oberfläche des polykristallinen Siliciumstabs 10 in eine Richtung vertikal zur Längsrichtung des Siliciumkerns 1 gewonnen.
Wie in 1B gezeigt, werden plattenartige Proben (20_CTR, 20_EDG, 20_R/2), die jeweils einen Querschnitt senkrecht zur radialen Richtung des polykristallinen Siliciumstabs 10 als Hauptebene aufweisen und eine wesentliche Dicke von 2 mm aufweisen, von der Stelle (CTR) näher am Siliciumkern 1 des Stabs 11, der Stelle (EDG) näher an der Seitenfläche des polykristallinen Siliciumstabs 10 bzw. der Stelle (R/2) zwischen CTR und EGD genommen.
Die Stelle, die Länge und die Anzahl der Proben bezüglich der Probenahme des Stabs 11 können auf geeignete Weise abhängig vom Durchmesser des Siliciumstabs 10 und dem Durchmesser des Stabs 11 ermittelt werden, der durch Aushöhlen gewonnen wird, und die plattenartigen Proben 20 können auch von einer beliebigen Stelle des Stabs 11 genommen werden, der durch Aushöhlen gewonnen wird, eine solche Stelle entspricht jedoch vorzugsweise einer, die ermöglicht, dass die Merkmale des gesamten Siliciumstabs 10 auf geeignete Weise vorausgesetzt werden.
Ein Fall, in dem der Durchmesser der plattenartigen Probe 20 im Wesentlichen 20 mm beträgt, ist nur ein Beispiel, und der Durchmesser kann angemessen definiert werden, solange die Röntgenbeugungsmessungen nicht behindert werden. Um die Beobachtung der kristallinen Struktur durch ein optisches Mikroskop durchzuführen, kann die Oberfläche der plattenartigen Probe 20 einem Läpp-Polieren und dann Ätzen mit einer gemischten Flüssigkeit aus Flusssäure und Salpetersäure unterzogen werden.
[Röntgenbeugungsdiagramm]
2 stellt eine Ansicht zum schematischen Beschreiben eines Messsystembeispiels beim Bestimmen des Röntgenbeugungsprofils von einer plattenartigen Probe 20 gemäß einem φ-Scanning-Verfahren dar, und in dem in der Zeichnung gezeigten Beispiel wird ein langgestreckter rechteckiger Bereich, der durch einen Schlitz in einem Bereich über beide Peripherieenden der plattenartigen Probe 20 bestimmt wird, mit Röntgenstrahlen bestrahlt, und Drehung in YZ-Richtung (φ = 0° bis 180°) wird mit dem Mittelpunkt der plattenartigen Probe 20 als Drehpunkt vorgenommen, sodass das Scannen der gesamten Oberfläche der plattenartigen Probe 20 mit der Region vorgenommen wird, die mit Röntgenstrahlen bestrahlt wird. Die plattenartige Probe 20 ist auf einen Winkel eingestellt, der ermöglicht, dass die Beugungsintensität einer Ebene <220> gewonnen wird. Röntgenstrahl 40 (Cu-Kα-Strahl: Wellenlänge: 1,54 Ä) ausgestrahlt durch einen Schlitz 30 und kollimiert, tritt in die plattenartige Probe 20 ein und die Intensität des Röntgenstrahls, der bezüglich des Drehwinkels (θ) jeder Probe gebeugt wird, wird von einem Detektor (nicht gezeigt) mit Drehung der plattenartigen Probe 20 auf einer YZ-Ebene (φ-Scanning-Messung) festgestellt, um ein Röntgenbeugungsdiagramm (φ-Scanning-Diagramm) bereitzustellen.
3A und 3B stellen jeweils ein Beispiel für das Röntgenbeugungsdiagramm dar, das gemäß dem Verfahren oben gewonnen wurde, und 3A stellt ein Röntgenbeugungsdiagramm dar, das von einer Ebene <220> einer plattenartigen Probe gewonnen wurde, die aus einem polykristallinen Siliciumstab genommen wurde, der unter einer Bedingung eines D/L-Werts von 0,69 gezüchtet wurde, und 3B stellt ein Röntgenbeugungsdiagramm dar, das von einer Ebene <220> einer plattenartigen Probe gewonnen wurde, die aus einem polykristallinen Siliciumstab genommen wurde, der unter einer Bedingung eines D/L-Werts von 0,36 gezüchtet wurde, wenn mehrere Paare von Siliciumkernen in einen Reaktionsofen gebracht werden und angenommen wird, dass ein Durchschnittswert eines endgültigen Durchmessers des polykristallinen Siliciumstabs als D (mm) definiert ist und der gegenseitige Zwischenraum zwischen den mehreren Paaren von Siliciumkernen als L (mm) definiert ist.
Im Röntgenbeugungsdiagramm in 3A wird eine große Anzahl von Beugungspeaks von einer Ebene mit den millerschen Indizes <220> beobachtet, deren Intensität höher als die Intensität einer Basislinie ist. Im Gegenteil werden im Röntgenbeugungsdiagramm in 3B keine Beugungspeaks von einer Ebene mit den millerschen Indizes <220> beobachtet, deren Intensität höher als die Intensität einer Basislinie ist. Die Ergebnisse weisen darauf hin, dass, während die plattenartige Probe, die aus einem polykristallinen Siliciumstab genommen wurde, der unter einer Bedingung eines D/L-Werts von 0,69 gezüchtet wurde, einen Nadelkristall und einen lokal heterogenen Kristall umfasst, der eine Ebene mit den millerschen Indizes <220> als Hauptebene in hoher Anzahl aufweist, die plattenartige Probe, die aus einem polykristallinen Siliciumstab genommen wurde, der unter einer Bedingung eines D/L-Werts von 0,36 gezüchtet wurde, kaum einen Nadelkristall und einen lokal heterogenen Kristall umfasst, der eine Ebene mit den millerschen Indizes <220> als Hauptebene in aufweist.
4A und 4B stellen die Ergebnisse einer Beobachtung der Oberflächen solcher plattenartigen Proben durch ein optisches Mikroskop dar, die mit einer gemischten Flüssigkeit aus Flusssäure und Salpetersäure geätzt wurden. Während ein Nadelkristall und ein lokal heterogener Kristall in der plattenartigen Probe, die aus einem polykristallinen Siliciumstab genommen wurde, der unter einer Bedingung eines D/L-Werts von 0,69 gezüchtet wurde, in hoher Anzahl beobachtet werden (4A), wird kein solcher beliebiger heterogener Abschnitt in der plattenartigen Probe beobachtet, die aus einem polykristallinen Siliciumstab genommen wurde, der unter einer Bedingung eines D/L-Werts von 0,36 gezüchtet wurde (4B).
Beispiele
Mehrere Paare von Siliciumkernen wurden in einem Reaktionsofen platziert und ein polykristalliner Siliciumstab wurde nach einem Siemens-Verfahren gezüchtet. Der Durchschnittswert D des Durchmessers nach dem Abscheidungsschritt des polykristallinen Siliciumstabs wurde innerhalb des Bereichs von 150 bis 300 mm eingestellt. Der gegenseitige Zwischenraum L (mm) zwischen den mehreren Paaren von Siliciumkernen wurde eingestellt, indem der gegenseitige Abstand zwischen Mittelpunkten jeder verbindenden zwei Elektroden geändert wurde, in denen die beiden unteren Enden der Siliciumkerne aufgenommen wurden. Der Reaktionsofen wies einen Innendurchmesser von 1,8 m und eine Höhe von 3 m auf, die Konzentration eines Trichlorsilangases als Rohmaterial von polykristallinem Silicium war 30 Vol.-% und der Durchfluss eines Wasserstoffgases zur Verdünnung betrug 100 Nm³/Stunde.
Die Bewertungsergebnisse des polykristallinen Siliciumstabs in jedem der Beispiele 1 bis 9 und Vergleichsbeispiele 1 bis 5 wurden in Tabelle 1 und Tabelle 2 zusammengefasst. Die Beschreibung „lokal heterogener Kristall“ in den Tabellen bezieht sich auf einen, der als lokal heterogener Abschnitt mit einer Korngröße von 10 µm oder mehr auf einer geätzten Oberfläche bestätigt wurde, die durch Ätzen der Oberfläche einer plattenartigen Probe, die so genommen wurde, dass die Richtung vertikal zur Langachsenrichtung des polykristallinen Siliciumstabs der Richtung der Hauptebene entsprach, mit einer gemischten Flüssigkeit aus Flusssäure und Salpetersäure gewonnen wurde.

[Tabelle 1]

			Vergleichsbeispiel			Beispiel
			1	2	3	1	2	3	4
D/L			0,90	0,69	0,42	0,40	0,36	0,25	0,11
Reaktionsdruck (MPa)			0,45
Nadelkristall	Posit ion	Außen	Beobac htet	Beobac htet	Beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet
		R/2	Beobac htet	Beobac htet	Beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet
		Mitte	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet
Lokal heterogener Kristall	Posit ion	Außen	Beobac htet	Beobac htet	Beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet
		R/2	Beobac htet	Beobac htet	Beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet
		Mitte	Beobac htet	Beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet
Abweichung der Beugungsinten sität von <220> (6σ_n-1/Ave.)	Posit ion	Außen	1,08	1,10	0,58	0,54	0,40	0,20	0,10
		R/2	1,00	0,60	0,30	0,30	0,20	0,15	0,10
		Mitte	0,40	0,20	0,15	0,12	0,10	0,09	0,08
Oberflächente mperatur (°C)	Posit ion	Außen	1091	1088	1085	1084	1082	1082	1081
		R/2	1055	1053	1051	1050	1048	1048	1048
		Mitte	1030	1028	1025	1023	1021	1020	1020
Verschwinden der FZ-Kristalllinie		Beobac htet oder nicht beobac htet	Beobac htet	Beobac htet	Beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet	Nicht beobac htet

[Tabelle 2]

		Vergleichsbeispiel		Beispiel
		4	5	5	6	7	8	9
D/L		0,36
Reaktionsdruck (MPa)		0,05	0,1	0,2	0,3	0,45	0,6	0,9
Lokal heteroge ner Kristall	Auße n	Beobach tet	Beobach tet	Nicht beobacht et	Nicht beobacht et	Nicht beobacht et	Nicht beobacht et	Nicht beobacht et
	R/2	Beobach tet	Beobach tet	Nicht beobacht et	Nicht beobacht et	Nicht beobacht et	Nicht beobacht et	Nicht beobacht et
	Mitte	Beobach tet	Beobach tet	Nicht beobacht et	Nicht beobacht et	Nicht beobacht et	Nicht beobacht et	Nicht beobacht et

Die in Tabelle 1 gezeigte Oberflächentemperatur ist ein Wert, der mit einem Strahlungsthermometer im mittleren Abschnitt in Höhenrichtung gemessen wurde und ist lediglich ein Bezugswert.
Aus den in Tabelle 1 gezeigten Ergebnissen wurde festgestellt, dass der polykristalline Siliciumstab in jedem der Beispiele 1 bis 4 den Grad der Abweichung der Beugungsintensität von einer Ebene <220>, in Bewertung als der 6σ_n-1/Durchschnittswert ermöglichte, um 0,15 oder weniger in der mittleren Region, 0,30 oder weniger in der R/2-Region und 0,58 oder weniger in der äußeren Region zu erfüllen, Kristallhomogenität zeigte und nicht beobachtet wurde, dass ein Verschwinden einer Kristalllinie verursacht wurde, selbst bei Verwendung als Rohmaterial zur Einkristallisation nach einem FZ-Verfahren.
Da der D/L-Wert kleiner war, war außerdem der Grad der Abweichung der Beugungsintensität von einer Ebene <220> ebenfalls geringer. Insbesondere ermöglichte der polykristalline Siliciumstab in Beispiel 2 den Grad der Abweichung der Beugungsintensität von einer Ebene <220>, um 0,12 oder weniger in der mittleren Region, 0,30 oder weniger in der R/2-Region und 0,54 oder weniger in der äußeren Region zu erfüllen, der polykristalline Siliciumstab in Beispiel 3 ermöglichte den Grad der Abweichung der Beugungsintensität von einer Ebene <220>, um 0,09 oder weniger in der mittleren Region, 0,15 oder weniger in der R/2-Region und 0,20 oder weniger in der äußeren Region zu erfüllen, und der polykristalline Siliciumstab in Beispiel 4 ermöglichte den Grad der Abweichung der Beugungsintensität von einer Ebene <220>, um 0,08 oder weniger in der mittleren Region, 0,10 oder weniger in der R/2-Region und 0,10 oder weniger in der äußeren Region zu erfüllen.
Im Gegensatz ermöglichte der polykristalline Siliciumstab in jedem der Vergleichsbeispiele keinen Grad der Abweichung der Beugungsintensität von einer Ebene <220>, in Bewertung als der 6σ_n-1/Durchschnittswert, um die Bedingung „0,15 oder weniger in der mittleren Region, 0,30 oder weniger in der R/2-Region und 0,58 oder weniger in der äußeren Region zu erfüllen“ und es wurde beobachtet, dass bei Verwendung als Rohmaterial zur Einkristallisation nach einem FZ-Verfahren ein Verschwinden einer Kristalllinie verursacht wurde.
Aus den in Tabelle 2 gezeigten Ergebnissen wurde festgestellt, dass hohe Kristallhomogenität erreicht wurde, wenn der Reaktionsdruck im Abscheideschritt des polykristallinen Siliciums auf 0,2 Mpa oder darüber eingestellt wurde.
Gewerbliche Anwendbarkeit
Die vorliegende Erfindung stellt polykristallines Silicium bereit, das als Rohmaterial zum Herstellen von einkristallinem Silicium geeignet ist, wodurch zu einer stabilen Produktion von einkristallinem Silicium beigetragen wird.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur

JP 2008285403 [0004]
JP 2013193902 [0004]
JP 2014028747 [0004]
JP 2016150885 [0006, 0025]
JP 20153844 [0020]
JP 5947248 [0020]

Claims

Polykristalliner Siliciumstab, der durch Abscheiden gemäß einem chemischen Gasphasenabscheidungsprozess gezüchtet wird, wobei der polykristalline Siliciumstab keinen Nadelkristall umfasst, der eine Form aufweist, bei der eine Korngröße d_V in einer Richtung vertikal zur Langachse des polykristallinen Siliciumstabs größer als eine Korngröße d_P in einer Richtung parallel zur Langsachse des polykristallinen Siliciumstabs ist (d_V > d_P).
Polykristalliner Siliciumstab, der durch Abscheiden gemäß einem chemischen Gasphasenabscheidungsprozess gezüchtet wird, wobei wenn eine Oberfläche einer plattenartigen Probe, die so genommen wurde, dass eine Richtung vertikal zur Langachsenrichtung des polykristallinen Siliciumstabs einer Hauptebenenrichtung entspricht, mit einer gemischten Flüssigkeit aus Flusssäure und Salpetersäure geätzt wird, die geätzte Oberfläche keine lokal heterogenen Kristalle mit einer Korngröße von 10 µm oder darüber umfasst.
Polykristalliner Siliciumstab, der durch Abscheiden gemäß einem chemischen Gasphasenabscheidungsprozess gezüchtet wird, wobei der polykristalline Siliciumstab einen Durchmesser (2R) von 150 mm oder darüber aufweist, und wenn ein Röntgenbeugungsdiagramm, das durch eine ebenentreue Drehung mit einem Mittelpunkt einer plattenartigen Probe, die von jeder aus einer mittleren Region, einer R/2 Region und einer äußeren Region des polykristallinen Siliciumstabs genommen wird, als Drehpunkt gewonnen wird, bei einem Winkel φ von 180 Grad ermittelt wird, ein Grad der Abweichung der Beugungsintensität von einer Ebene <220> 0,15 oder weniger in der mittleren Region, 0,30 oder weniger in der R/2-Region und 0,58 oder weniger in der äußeren Region bei der Bewertung als ein 6σ_n-1/Durchschnittswert erfüllt, wobei σ_n-1 eine Standardabweichung darstellt.
Polykristalliner Siliciumstab nach Anspruch 3, wobei der Grad der Abweichung der Beugungsintensität von der Ebene <220> 0,12 oder weniger in der mittleren Region, 0,30 oder weniger in der R/2-Region und 0,54 oder weniger in der äußeren Region erfüllt.
Polykristalliner Siliciumstab nach Anspruch 3, wobei der Grad der Abweichung der Beugungsintensität von der Ebene <220> 0,09 oder weniger in der mittleren Region, 0,15 oder weniger in der R/2-Region und 0,20 oder weniger in der äußeren Region erfüllt.
Polykristalliner Siliciumstab nach Anspruch 3, wobei der Grad der Abweichung der Beugungsintensität von der Ebene <220> 0,08 oder weniger in der mittleren Region, 0,10 oder weniger in der R/2-Region und 0,10 oder weniger in der äußeren Region erfüllt.
Verfahren zum Herstellen eines polykristallinen Siliciumstabs mit einem Durchmesser von 150 mm oder mehr durch Abscheiden gemäß einem chemischen Gasphasenabscheidungsprozess, wobei ein D/L-Wert im Bereich von weniger als 0,40 eingestellt wird, wenn mehrere Paare von Siliciumkernen in einen Reaktionsofen platziert werden und angenommen wird, dass ein Durchschnittswert eines endgültigen Durchmessers des polykristallinen Siliciumstabs als D (mm) definiert ist und ein gegenseitiger Zwischenraum zwischen den mehreren Paaren von Siliciumkernen als L (mm) definiert ist.
Verfahren zum Herstellen eines polykristallinen Siliciumstabs nach Anspruch 7, wobei ein Reaktionsdruck in einem Abscheidungsschritt von polykristallinem Silicium auf 0,2 MPa oder mehr eingestellt wird.