DE112017003436T5 - Einkristalliner, plattenförmiger Siliziumkörper und Verfahren zu dessen Herstellung - Google Patents

Einkristalliner, plattenförmiger Siliziumkörper und Verfahren zu dessen Herstellung Download PDF

Info

Publication number
DE112017003436T5
DE112017003436T5 DE112017003436.1T DE112017003436T DE112017003436T5 DE 112017003436 T5 DE112017003436 T5 DE 112017003436T5 DE 112017003436 T DE112017003436 T DE 112017003436T DE 112017003436 T5 DE112017003436 T5 DE 112017003436T5
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
oxygen precipitates
ppma
plate
oxygen
silicon
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Withdrawn
Application number
DE112017003436.1T
Other languages
English (en)
Inventor
Isao Masada
Shoji Tachibana
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Tokuyama Corp
Original Assignee
Tokuyama Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Tokuyama Corp filed Critical Tokuyama Corp
Publication of DE112017003436T5 publication Critical patent/DE112017003436T5/de
Withdrawn legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B15/00—Single-crystal growth by pulling from a melt, e.g. Czochralski method
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
    • C01B—NON-METALLIC ELEMENTS; COMPOUNDS THEREOF; METALLOIDS OR COMPOUNDS THEREOF NOT COVERED BY SUBCLASS C01C
    • C01B33/00—Silicon; Compounds thereof
    • C01B33/02—Silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B15/00—Single-crystal growth by pulling from a melt, e.g. Czochralski method
    • C30B15/20—Controlling or regulating
    • C30B15/206—Controlling or regulating the thermal history of growing the ingot
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/02—Elements
    • C30B29/06—Silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/60—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape characterised by shape
    • C30B29/64—Flat crystals, e.g. plates, strips or discs
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
    • C01P—INDEXING SCHEME RELATING TO STRUCTURAL AND PHYSICAL ASPECTS OF SOLID INORGANIC COMPOUNDS
    • C01P2006/00—Physical properties of inorganic compounds
    • C01P2006/80—Compositional purity
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L31/00—Semiconductor devices sensitive to infrared radiation, light, electromagnetic radiation of shorter wavelength or corpuscular radiation and specially adapted either for the conversion of the energy of such radiation into electrical energy or for the control of electrical energy by such radiation; Processes or apparatus specially adapted for the manufacture or treatment thereof or of parts thereof; Details thereof
    • H01L31/18—Processes or apparatus specially adapted for the manufacture or treatment of these devices or of parts thereof
    • H01L31/1804—Processes or apparatus specially adapted for the manufacture or treatment of these devices or of parts thereof comprising only elements of Group IV of the Periodic Table

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)

Abstract

Ein Ziel der Erfindung ist die Entwicklung eines einkristallinen Siliziums, das als ein Solarzellen- oder Leistungsbauelement ein Hochleistungsbauelement ergibt, bei dem selbst dann, wenn in einem Bauelementherstellungsprozess eine Wärmebehandlung von 800°C bis 1100°C auf einen einkristallinen plattenförmigen Siliziumkörper mit einer hohen Sauerstoffkonzentration angewendet wird, eine Verringerung der Lebensdauer unterdrückt wird. Geschaffen ist ein einkristalliner plattenförmiger Siliziumkörper, der aus einem oberen Abschnitt eines geraden Körperabschnitts eines Einkristall-Siliziumblocks geschnitten wird, bei dem in einem radialen Zentrum eine Zwischengittersauerstoffkonzentration 25 ppma bis 45 ppma und eine Substitutionskohlenstoffkonzentration 0,5 ppma oder weniger als beträgt, wobei im radialen Zentrum in einem Bild mit 200.000-facher Vergrößerung mittels eines Transmissionselektronenmikroskops keine Sauerstoffpräzipitate in einem Volumen festgestellt werden, und nachdem der einkristalline plattenförmige Siliziumkörper für 60 Minuten auf 950°C erwärmt wurde, Sauerstoffpräzipitate in einem Bild mit 200.000-facher Vergrößerung festgestellt werden, und wobei eine Form der Sauerstoffpräzipitate in einem Bild mit 2.000.000-facher Vergrößerung betrachtet wird.

Description

  • TECHNISCHES GEBIET
  • Die vorliegende Erfindung betrifft einen einkristallinen plattenförmigen Siliziumkörper, insbesondere einen einkristallinen plattenförmigen Siliziumkörper, bei dem Präzipitationskeime in einem Erwärmungsprozess der Bauelementherstellung zu Sauerstoffpräzipitaten anwachsen, sowie ein Herstellungsverfahren auf Grundlage eines Czochralski-Verfahrens (nachfolgend CZ-Verfahren) eines Einkristall-Siliziumblocks, bei dem der einkristalline plattenförmige Siliziumkörper gewonnen werden kann.
  • TECHNISCHER HINTERGRUND
  • Einkristallines Silizium wird häufig als Substratmaterial von Halbleiterbauelementen für integrierte Schaltungen, die Leistungssteuerung oder dergleichen sowie Solarzellen verwendet. Als ein Verfahren zur Herstellung eines Blocks aus einkristallinem Silizium mit hoher Reinheit, ohne Versetzungen und mit einem großen Durchmesser ist ein CZ-Verfahren ein gängiges Verfahren.
  • Bei der Herstellung des Einkristall-Siliziumblocks nach dem CZ-Verfahren wird festes polykristallines Silizium als ein Rohmaterial in einen Tiegel aus Quarz gefüllt, auf einen Schmelzpunkt oder darüber erhitzt und geschmolzen. Nachdem ein Impfkristall aus Silizium mit einer Oberfläche der Siliziumschmelze im Tiegel in Kontakt gebracht wurde, wird die Siliziumschmelze unterhalb des Impfkristalls durch ein sogenanntes Ziehverfahren zum langsamen Ziehen des Impfkristalls koaguliert und zur Herstellung von einkristallinem Silizium zu einem Kristall gezüchtet.
  • Beim Ziehen eines solchen Einkristall-Siliziumblocks wird zunächst der Impfkristall mit der Schmelzfläche in Kontakt gebracht, und dann wird der Kristall unter Verengung des Durchmessers nach oben gezogen, um eine Versetzung durch einen Temperaturschock im Impfkristall zu eliminieren (Einschnürung). Anschließend wird eine Schulter (Abschnitt mit vergrößertem Durchmesser) durch Hochziehen hergestellt, während der Kristalldurchmesser auf einen Zieldurchmesser vergrößert wird, und ein Kristall wird in einem konstanten Durchmesser gezüchtet, um einen geraden Körperabschnitt (Abschnitt mit konstantem Durchmesser) mit einer Ziellänge hochzuziehen. Anschließend wird der Einkristallblock von der Siliziumschmelze gelöst, während er durch Verkleinern des Kristalldurchmessers einen Endabschnitt (Abschnitt mit abnehmendem Durchmesser) ausbildet, und in einer CZ-Vorrichtung nach oben gezogen und gekühlt. Ein Substrat (Wafer) für Halbleiterbauelemente oder Solarzellen wird erhalten, indem der gerade Körperabschnitt des so erhaltenen Einkristallblocks in einen plattenförmigen Körper mit einer Solldicke geschnitten wird.
  • Da die Rohmaterial-Siliziumschmelze und eine Innenwand des Quarztiegels bei hoher Temperatur in Kontakt stehen, reagiert die Innenwandfläche des Quarztiegels bei dem CZ-Verfahren mit der Siliziumschmelze und löst sich auf, und Sauerstoff gelangt in die Siliziumschmelze. Daher wird Sauerstoff in einer Menge von etwa 10 ppma bis 50 ppma (ASTM F121-79) in das hochgezogene einkristalline Silizium eingebracht. Der Sauerstoff im einkristallinen Silizium wird in einem Wärmebehandlungsprozess, der in einem Herstellungsprozess von Halbleiterbauelementen oder Solarzellen durchgeführt wird, übersättigt, fällt in dem Kristall als Sauerstoffpräzipitat (Sauerstoffausscheidung) aus und bildet einen feinen Defekt. Bei der Herstellung von Halbleiterbauelementen wie integrierten Schaltungen bewirken die gebildeten Sauerstoffpräzipitate die Getterung schädlicher Metallverunreinigungen. Die gebildeten Sauerstoffpräzipitate werden als intrinsische Getterung bezeichnet und werden häufig genutzt. Da die Sauerstoffpräzipitate hingegen ein Rekombinationszentrum von Minoritätsträgern sind, wird eine Lebensdauer der Minoritätsträger (im Folgenden als „Lebensdauer“ bezeichnet) verkürzt, und es kommt zu einer Verringerung des Umwandlungswirkungsgrades der Solarzellen und einem Leckagedefekt in einem Leistungsbauelement zur Leistungssteuerung.
  • Da der Sauerstoff, der die Sauerstoffpräzipitate bildet, wie oben beschrieben aus der Lösung des Quarztiegels in der Siliziumschmelze stammt, ist es, soweit der Quarztiegel zum Ziehen des Einkristall-Siliziumblocks verwendet wird, unvermeidlich, dass eine erhebliche Menge an Sauerstoff in den Einkristall gemischt wird. Insbesondere wird ein oberer Abschnitt des Blocks, d. h. ein oberer Abschnitt des in einer ersten Ziehphase gezüchteten geraden Körperabschnitts, hochgezogen, wenn eine aus dem Quarztiegel eluierte Sauerstoffmenge groß ist, da in der ersten Ziehphase eine Menge der Siliziumschmelze im Quarztiegel groß ist und eine Kontaktfläche zwischen der Tiegelinnenwandfläche und der Siliziumschmelze groß ist.
  • Mit anderen Worten nimmt die Kontaktfläche zwischen der Tiegelinnenwandfläche und der Siliziumschmelze während des Hochziehens des Einkristallblocks ab und auch der in den Einkristall eingebrachte Sauerstoff nimmt ab, da die Menge der Siliziumschmelze im Quarztiegel abnimmt, während der gerade Körperabschnitt des Blocks wächst. Infolgedessen ist die Sauerstoffkonzentrationsverteilung in der Ziehrichtung (vertikalen Richtung) im Einkristall-Siliziumblock ungleichmäßig, und eine Konzentration des Sauerstoffs ist im oberen Abschnitt höher. Genauer beträgt die Sauerstoffkonzentration in einem Bereich des oberen Abschnitts des Blocks zwischen den Gitterschichten im Kristall in der Regel 25 ppma bis 45 ppma und beträgt etwa 25 ppma bis 40 ppma, auch wenn eine Aufnahmemenge davon unterdrückt wird. Daher nimmt eine Menge der in dem aus dem oberen Abschnitt des Blocks geschnittenen Wafer gebildeten Sauerstoffpräzipitate zu, und ein Anteil des Substrats, der defekt ist, wenn es zu einer Solarzelle oder einem Leistungsbauelement geformt wird, nimmt zu.
  • Es ist bekannt, dass solche Sauerstoffpräzipitate leicht erzeugt werden, wenn Kohlenstoffverunreinigungen im einkristallinen Silizium als Präzipitationskeime fungieren, und wenn eine Konzentration von Substitutionskohlenstoff zunimmt, steigt die Anzahldichte der Sauerstoffpräzipitate. In der Regel liegt die Substitutionskohlenstoffkonzentration im oberen Abschnitt des Blocks bei etwa 0,001 ppma bis 1 ppma, und eine niedrigere Konzentration von 0,5 ppma oder weniger ist im Hinblick auf die Reduzierung der Sauerstoffpräzipitate vorzuziehen.
  • Darüber hinaus ist bekannt, dass eine Morphologie der Sauerstoffpräzipitate durch den Temperaturverlauf beim Ziehen und Abkühlen des Einkristalls in einer Blockziehvorrichtung für das CZ-Verfahren im Herstellungsprozess des Einkristallblocks beeinflusst und verändert wird. Durch die Kontrolle der Abkühlungsbedingungen des Einkristallblocks in der Ziehvorrichtung unter Berücksichtigung dieser Erkenntnisse ist es möglich, die Menge der beim Entfernen des Einkristallblocks aus der Ziehvorrichtung gebildeten Sauerstoffpräzipitate zu reduzieren (wie gewachsen). Da insbesondere ein Temperaturbereich von 700°C bis 600°C beim Abkühlen des Einkristallblocks in der Ziehvorrichtung die Bildung der Sauerstoffpräzipitate beeinflusst, ist es sinnvoll, die Temperatur in diesem Bereich schnell zu reduzieren, um die Verweildauer so weit wie möglich zu verkürzen. Da die Sauerstoffkonzentration im Einkristall im oberen Abschnitt des Blocks höher ist und sich die Sauerstoffpräzipitate leicht bilden, wie oben beschrieben, ist eine Wirkung der schnellen Abkühlung im oberen Teil des Blocks besonders hoch.
  • Um einen solchen spezifischen Temperaturverlauf zu realisieren, wird in einem oberen Raum in einer Hauptkammer einer Vorrichtung, die den Einkristall-Siliziumblock hochzieht, ein Wärmedämmmaterial oder eine Temperaturregelvorrichtung so vorgesehen, dass der hochgezogene Block davon umgeben ist, um eine präzise Temperaturregelung zu ermöglichen (siehe Patentliteratur 1, 2 und dergleichen). Wenn das Wärmedämmmaterial oder die Temperaturregelvorrichtung auf diese Weise im oberen Raum in der Hauptkammer der Ziehvorrichtung vorgesehen ist, kann die Kühlung des Einkristall-Siliziumblocks während des Kristallwachstums präzise durchgeführt werden, bis der obere Abschnitt des Blocks den oberen Raum der Hauptkammer erreicht, und die langsame Abkühlung des Blocks von der anfänglichen Wachstumsphase auf 700°C kann gut durchgeführt werden. Nach Abschluss des Wachstums des Blocks, d. h. nach der Loslösung einer Wachstumsgrenzfläche zwischen dem Einkristallblock und der Siliziumschmelze, wird der gesamte Block in eine Ziehkammer über der CZ-Vorrichtung gezogen und abgekühlt, so dass eine schnelle Abkühlung in einem Temperaturbereich von 700°C bis 600°C effizient durchgeführt werden kann.
  • Ein Substrat, das durch Schneiden des nach dem CZ-Verfahren gezogenen Einkristall-Siliziumblocks in einen plattenförmigen Körper erhalten wird, dient als Substrat für Bauelemente wie verschiedene Halbleiter und Solarzellen. Jedoch können aufgrund des Temperaturverlaufs während des Bauelementherstellungsprozesses oder einer entsprechenden Wärmebehandlung Sauerstoffpräzipitate entstehen, und die Lebensdauer des Substrats kann sich verringern. Im Allgemeinen ist bekannt, dass bei der Wärmebehandlung eines Einkristall-Siliziumsubstrats eine Form der in einem Kristall gebildeten und gewachsenen Sauerstoffpräzipitate eine dünne Platte ist.
  • Das heißt, bei einer langen Wärmebehandlung bei einer hohen Temperatur von mehr als 1100°C wachsen Sauerstoffpräzipitate mit einer großen polyedrischen Struktur von mehreren 100 nm, aber bei einer niedrigeren Temperatur wachsen die Sauerstoffpräzipitate zu einer dünnen Plattenform. So haben die Sauerstoffpräzipitate mit einer polyedrischen Struktur eine geringe verzerrende Wirkung auf ihre Umgebung und es treten wenige Versetzungen aufgrund der Sauerstoffpräzipitate auf. Selbst wenn also die Sauerstoffpräzipitate mit einer polyedrischen Struktur gebildet werden, ist es unwahrscheinlich, dass es zu einer Abnahme der Lebensdauer des einkristallinen Siliziums kommt. Da andererseits an einer Grenzfläche zwischen den dünnen plattenförmigen Sauerstoffpräzipitaten und einer umgebenden Siliziumkristall-Mutterphase eine starke Druckspannung erzeugt wird, ist ein Verzerrungsfeld groß und es tritt leicht eine Versetzung auf. Insbesondere im Bereich von 1000°C entstehen leicht die plattenförmigen Sauerstoffpräzipitate, und es tritt häufig eine Versetzung auf.
  • Hinsichtlich der Anzahldichte der gebildeten Sauerstoffpräzipitate ist bekannt, dass die Anzahldichte der polyedrischen Sauerstoffpräzipitate gering ist und die Anzahldichte der plattenförmigen Sauerstoffpräzipitate sehr hoch ist (siehe z. B. Nicht-Patent-Literatur 1).
  • Gemäß Patentliteratur 3 und 4 wird das Einkristall-Siliziumsubstrat mehrere Stunden lang bei einer Temperatur von etwa 800°C wärmebehandelt und dann weiterhin mehrere Stunden lang bei einer Temperatur von 1000°C oder mehr wärmebehandelt, so dass ein Einkristall-Siliziumsubstrat mit polyedrischen Sauerstoffpräzipitaten und einigen wenigen Versetzungen erhalten werden kann. Nachdem die Keime der im Kristall gebildeten plattenförmigen Sauerstoffpräzipitate durch die Behandlung für mehrere Stunden bei etwa 800°C verschwinden, wachsen die Sauerstoffpräzipitate zu der polyedrischen Struktur an, da das Substrat weiterhin mit einem spezifischen Erwärmungsvorgang für mehrere Stunden unter Hochtemperaturbedingungen von 1000°C oder höher behandelt wird. Aber auch in dem in diesen Beispielen verwendeten Substrat wachsen die plattenförmigen Sauerstoffpräzipitate durch Wärmebehandlung bei relativ niedriger Temperatur, z. B. bei verschiedenen Herstellungsprozessen (Dotierstoffdiffusion, thermische Oxidation oder dergleichen) des Solarzellen- und des Leistungsbauelements. Infolgedessen nimmt die Lebensdauer des Substrats durch die Wärmebehandlung unter solchen niedrigen Temperaturen ab, und es ergeben sich keine zufriedenstellenden Eigenschaften.
  • LISTE DER ANFÜHRUNGEN
  • Patentliteratur
    • Patentschrift 1: Japanisches Patent Nr. 3006669
    • Patentschrift 2: Japanische Patentoffenlegung Nr. H11-92274
    • Patentschrift 3: Japanische Patentoffenlegung Nr. H9-190954
    • Patentschrift 4: Japanische Patentoffenlegung Nr. 2011-228459
  • Nicht-Patent-Literatur
  • Nicht-Patent-Literatur 1: Shisei Shimura, „Silicon Crystal Engineering“, Maruzen, 1993, S. 294
  • ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
  • Technische Aufgabe
  • Mit dem Verfahren zum schnellen Abkühlen eines Temperaturbereichs von 700°C bis 600°C beim Abkühlen des Einkristall-Siliziumblocks in der Ziehvorrichtung gemäß Patentschrift 1 und 2 ist es möglich, die Bildung der Sauerstoffpräzipitate im oberen Abschnitt des geraden Körperabschnitts erheblich zu reduzieren. Infolgedessen wird der Ziehvorrichtung ein gewachsenes Erzeugnis, d. h. der Einkristallblock, entnommen, es wird anschließend keine Wärmebehandlung durchgeführt, und die Lebensdauer kann erheblich verbessert werden.
  • Aber auch bei dem Substrat, das aus diesem Einkristall-Siliziumblock gewonnen wird, wird, wenn es einem Wärmebehandlungsprozess wie beispielsweise einer Dotierstoffdiffusion oder einer thermischen Oxidation (in der Regel 800°C bis 1100°C) im Rahmen eines Bauelementherstellungsprozesses eines Solarzellen-, eines Leistungsbauelements oder dergleichen unterzogen wird, Sauerstoff ausgefällt und eine Verringerung der Lebensdauer beobachtet. Da der obere Abschnitt des geraden Körperabschnitts des Blocks ein Bereich mit einer hohen Sauerstoffkonzentration ist, wie oben beschrieben, resultiert insbesondere in dem aus diesem Bereich gewonnenen Substrat eine starke Sauerstoffpräzipitation. Infolgedessen sinkt die Lebensdauer erheblich, die Bauelementleistung verschlechtert sich stark, und ein Anteil fehlerfreier Produkte des Siliziumsubstrats, d. h. eine Ausbeute eines Substratprodukts des geraden Körperabschnitts des Einkristall-Siliziumblocks, verschlechtert sich, was ein großes Problem darstellt.
  • Im gewachsenen Zustand können die Sauerstoffpräzipitate auch dann nicht beobachtet werden, auch wenn das Innere des Kristalls im oberen Abschnitt des geraden Körperabschnitts des Einkristall-Siliziumblocks mit einem Transmissionselektronenmikroskop betrachtet wird. Wenn jedoch das im Bauelementherstellungsprozess einer Wärmebehandlung unterzogene Substrat oder ein der gleichen Wärmebehandlung unterzogenes Prüfmuster unter einem Transmissionselektronenmikroskop betrachtet wird, wird eine große Anzahl von dünnen plattenförmigen Sauerstoffpräzipitaten beobachtet. Auch bei dem durch schnelles Abkühlen des Temperaturbereichs von 700°C bis 600°C erhaltenen Einkristall-Siliziumblock wird die Bildung zahlreicher plattenförmiger Sauerstoffpräzipitate beobachtet, obwohl eine gewisse Abnahme der Anzahldichte festzustellen ist.
  • Selbst wenn der Temperaturbereich von 700°C bis 600°C schnell abgekühlt wird, entstehen daher in einem Volumen (im Kristall) sehr kleine Sauerstoffpräzipitate oder Präzipitationskeime, die mit dem Transmissionselektronenmikroskop nicht beobachtet werden können, und diese können zu plattenförmigen Sauerstoffpräzipitaten mit einer Größe, die mit dem Transmissionselektronenmikroskop beobachtet werden kann, anwachsen. Somit kann geschlussfolgert werden, dass die Lebensdauer des Substrats und die Leistung des jeweiligen Bauelements abnimmt. Insbesondere wenn eine Substitutionskohlenstoffkonzentration im oberen Abschnitt des geraden Körperabschnitts des Blocks mit 0,01 ppma oder mehr hoch ist, nimmt die Bildung der plattenförmigen Sauerstoffpräzipitate mit zunehmender Substitutionskohlenstoffkonzentration zu, und ein Problem der Verschlechterung der Bauelementleistung aufgrund der Abnahme der Lebensdauer eines solchen Substrats tritt deutlicher zutage.
  • Weiterhin wird, wenn diese plattenförmigen Sauerstoffpräzipitate anhand eines klaren Gitterbilds eines Siliziumkristalls bei einer hohen Vergrößerung von z. B. 5.000.000 mal oder mehr überprüft werden, eine Versetzung oder Verzerrung des Kristallgitters in der Umgebung der Sauerstoffpräzipitate festgestellt. Da der Grad der auf die Umgebung einwirkenden Verzerrung zunimmt, wenn die plattenförmigen Sauerstoffpräzipitate entstehen, tritt leicht die Versetzung auf. Dann werden freie Bindungen zu der Versetzung hergestellt, die aufgrund der plattenförmigen Sauerstoffpräzipitate auftritt, die als Rekombinationszentren von Minoritätsträgern dienen und zu Defekten werden, welche die Lebensdauer reduzieren.
  • Aus diesem Grund war es eine große Herausforderung, einkristallines Silizium zu entwickeln, bei dem selbst dann, wenn im Bauelementherstellungsprozess eine Wärmebehandlung (800°C bis 1100°C) auf einen einkristallinen, plattenförmigen Siliziumkörper mit einer hohen Sauerstoffkonzentration angewendet wird, der aus dem oberen Abschnitt des geraden Körperabschnitts des Blocks gewonnen wird, eine Verringerung der Lebensdauer unterdrückt und ein Hochleistungssubstrat als Solarzellen- oder Leistungsbauelement erhalten wird.
  • Lösung der Aufgabe
  • Die vorliegenden Erfinder haben in Anbetracht des oben genannten Problems intensive Studien durchgeführt. Dabei haben die vorliegenden Erfinder festgestellt, dass die oben genannten Probleme effektiv gelöst werden, wenn ein einkristalliner plattenförmiger Siliziumkörper, in dem eine Form der gewachsenen Sauerstoffpräzipitate eine polyedrische Struktur ist, nachdem er einen Temperaturverlauf durchlaufen hat, der einer Wärmebehandlung in einem Bauelementherstellungsprozess entspricht, aus einem Czochralski-Einkristall-Siliziumblock gewonnen wird.
  • Das heißt, die vorliegende Erfindung betrifft einen einkristallinen, plattenförmigen Siliziumkörper, wobei
    in einem radialen Zentrum eine Zwischengittersauerstoffkonzentration in einem Kristall 25 ppma bis 45 ppma und eine Substitutionskohlenstoffkonzentration 0,5 ppma oder weniger beträgt, und
    im radialen Zentrum in einem Bild mit 200.000-facher Vergrößerung mittels eines Transmissionselektronenmikroskops keine Sauerstoffpräzipitate in einem Volumen festgestellt werden und, nachdem der einkristalline plattenförmige Siliziumkörper für 60 Minuten auf 950°C erwärmt wurde, Sauerstoffpräzipitate in einem Bild mit 200.000-facher Vergrößerung festgestellt werden und eine Form der Sauerstoffpräzipitate in einem Bild mit 2.000.000-facher Vergrößerung als eine polyedrische Struktur erkannt wird.
  • In dem oben beschriebenen einkristallinen Silizium beträgt die Substitutionskohlenstoffkonzentration bevorzugt 0,001 ppma bis 0,3 ppma.
  • In dem oben beschriebenen einkristallinen plattenförmigen Siliziumkörper beträgt die nach dem Erwärmen beobachtete Anzahldichte der Sauerstoffpräzipitate bevorzugt 1 × 1013 Stück/cm3 oder weniger.
  • Der einkristalline plattenförmige Siliziumkörper wird bevorzugt aus einem Czochralski-Einkristall-Siliziumblock gewonnen und nach der Gewinnung nicht einem Temperaturverlauf bei 900°C oder höher unterzogen. Hier wird der einkristalline Siliziumblock weiter bevorzugt aus einem oberen Abschnitt eines geraden Körperabschnitts des Czochralski-Einkristall-Siliziumblocks gewonnen.
  • Weiterhin schafft die vorliegende Erfindung auch einen Czochralski-Einkristall-Siliziumblock, der einen Bereich in der Längsachsenrichtung des Blocks umfasst, der den Eigenschaften des charakteristischen einkristallinen plattenförmigen Siliziumkörpers entspricht. Hier, beim Czochralski-Einkristall-Siliziumblock, ist der Bereich, der den Eigenschaften des charakteristischen einkristallinen plattenförmigen Siliziumkörpers entspricht, bevorzugt im oberen Abschnitt des geraden Körperabschnitts enthalten.
  • Weiterhin schafft die vorliegende Erfindung auch ein Verfahren zur Herstellung eines Czochralski-Einkristall-Siliziumblocks, wobei, wenn ein Einkristall-Siliziumblock nach einem CZ-Verfahren aus einer Schmelze, in der polykristallines Silizium geschmolzen ist, gezogen wird, ein Bereich in einer Längsachsenrichtung des Blocks, in dem in einem radialen Zentrum eine Zwischengittersauerstoffkonzentration 25 ppma bis 45 ppma und eine Substitutionskohlenstoffkonzentration 0,5 ppma oder weniger beträgt, in einer Abkühlungszeit von 10 Stunden oder mehr von 1000°C auf 800°C abgekühlt wird.
  • Das heißt, die vorliegende Erfindung schafft weiterhin ein Verfahren zur Herstellung eines einen einkristallinen plattenförmigen Siliziumkörpers, wobei eine Plattenform aus einem Bereich in einer Längsachsenrichtung eines Einkristall-Siliziumblocks gewonnen wird, in welchem im radialen Zentrum eine Zwischengittersauerstoffkonzentration 25 ppma bis 45 ppma und eine Substitutionskohlenstoffkonzentration 0,5 ppma oder weniger beträgt, nachdem der Czochralski-Einkristall-Siliziumblock nach dem oben genannten Verfahren hergestellt wurde.
  • VORTEILHAFTE WIRKUNGEN DER ERFINDUNG
  • Die vorliegende Erfindung basiert auf dem Wissen, dass, wenn ein Substrat, das aus dem Czochralski-Einkristall-Siliziumblock gewonnen wurde, in einem Bauelementherstellungsprozess einer Wärmebehandlung unterzogen wird, der Einfluss auf die Lebensdauer des Substrats und die Leistung eines hergestellten Bauelements je nach der Form der im Substrat gebildeten Sauerstoffpräzipitate unterschiedlich ist, und wenn die Form der Sauerstoffpräzipitate eine polyedrische Struktur ist, die Abnahme der Lebensdauer gering ist und das Substrat ausgezeichnete Eigenschaften als ein Substrat für ein Bauelement wie ein Solarzellen- oder ein Leistungsbauelement aufweist.
  • Das heißt, obwohl der einkristalline plattenförmige Siliziumkörper der vorliegenden Erfindung Zwischengittersauerstoff im Kristall in einer hohen Konzentration von 25 ppma bis 45 ppma enthält, weist er das charakteristische Merkmal auf, dass die ausgeschiedenen Sauerstoffpräzipitate auch dann eine polyedrische Struktur aufweisen, wenn eine Wärmebehandlung bei 950°C für 60 Minuten angewendet wird, welche die Verarbeitung in einem Bauelementherstellungsprozess simuliert. Im Falle eines herkömmlichen Einkristall-Siliziumsubstrats wachsen die Sauerstoffpräzipitate bei der Wärmebehandlung im oben beschriebenen Bauelementherstellungsprozess im Allgemeinen zu einer dünnen Plattenform heran. Dieses Verhalten der Ausbildung der Sauerstoffpräzipitate mit einer polyedrischen Struktur bei 950°C, was eine typische Temperatur in einem Verarbeitungstemperaturbereich ist, ist extrem ungewöhnlich. Obwohl der einkristalline plattenförmige Siliziumkörper der vorliegenden Erfindung, der aus dem oberen Abschnitt des geraden Körperabschnitts des Blocks gewonnen wird, eine hohe Sauerstoffkonzentration aufweist, ist aufgrund dieser Eigenschaft eine Verringerung der Lebensdauer gering und die Ausbeute eines nicht defekten Substrats ist ausgezeichnet.
  • Weiterhin sind die Solarzelleneigenschaften (Umwandlungswirkungsgrad) besser als bei herkömmlichem einkristallinem Silizium mit einer Substitutionskohlenstoffkonzentration, die gleich hoch ist wie bei der vorliegenden Erfindung. Die guten Solarzelleneigenschaften sind bei geringerer Substitutionskohlenstoffkonzentration stärker ausgeprägt. Weiterhin sind eine Leerlaufspannung der Solarzelle und die Lebensdauer des Substrats nach der Bildung des Solarzellenbauelements mit der gleichen Tendenz ausgezeichnet.
  • Figurenliste
    • 1 ist ein mit einem Transmissionselektronenmikroskop aufgenommenes Beobachtungsbild von Sauerstoffpräzipitaten nach einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 950°C für 60 Minuten von in Beispiel 1 hergestelltem einkristallinem Silizium. 1 ist (a) ein TEM-Bild mit 2.000.000-facher Beobachtungsvergrößerung.
    • 2 ist (b) ein Rastertransmissionselektronenmikroskop-Hellfeldbild (RTEM-BF-Bild) mit 2.000.000-facher Vergrößerung und (c) ein Rastertransmissionselektronenmikroskop-Weitwinkel-Ringdetektor-Dunkelfeldbild (RTEM-HAADF-Bild) der Sauerstoffpräzipitate von Beispiel 1, die in 1 gezeigt sind.
    • 3 ist ein mit einem Transmissionselektronenmikroskop aufgenommenes Beobachtungsbild von Sauerstoffpräzipitaten nach einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 950°C für 60 Minuten von in Vergleichsbeispiel 1 hergestelltem einkristallinem Silizium. 3 ist (a) ein TEM-Bild mit 2.000.000-facher Beobachtungsvergrößerung.
    • 4 ist (b) ein Rastertransmissionselektronenmikroskop-Hellfeldbild (RTEM-BF-Bild) mit 2.000.000-facher Vergrößerung und (c) ein Rastertransmissionselektronenmikroskop-Weitwinkel-Ringdetektor-Dunkelfeldbild (RTEM-HAADF-Bild) der Sauerstoffpräzipitate von Vergleichsbeispiel 1, die in 3 gezeigt sind.
    • 5 ist (b) ein RTEM-BF-Bild und (c) ein RTEM-HAADF-Bild mit 8.000.000-facher Vergrößerung der Sauerstoffpräzipitate von Beispiel 1, die in 1 gezeigt sind. Darüber hinaus ist (a) ein TEM-Bild, das die Beobachtungsposition zeigt.
    • 6 ist (b) ein RTEM-BF-Bild und (c) ein RTEM-HAADF-Bild mit 8.000.000-facher Vergrößerung der Sauerstoffpräzipitate von Vergleichsbeispiel 1, die in 3 gezeigt sind. Darüber hinaus ist (a) ein TEM-Bild, das die Beobachtungsposition zeigt.
    • 7 ist eine schematische Ansicht einer Einkristall-Siliziumblock-Ziehvorrichtung nach einem allgemeinen CZ-Verfahren.
    • 8 ist eine schematische Ansicht, die einen bevorzugten Aspekt der Einkristall-Siliziumblock-Ziehvorrichtung der vorliegenden Erfindung zeigt.
  • BESCHREIBUNG VON AUSFÜHRUNGSFORMEN
  • Der einkristalline, plattenförmige Siliziumkörper der vorliegenden Erfindung ist in einer Plattenform ausgebildet, die einen Siliziumkristall umfasst, in dem die Richtungen der Atomanordnungen bei allen Kristallen einheitlich sind.
  • Eine Zwischengittersauerstoffkonzentration in dem Kristall liegt in einem hohen Bereich, wie unten beschrieben, und der einkristalline, plattenförmige Siliziumkörper wird im Allgemeinen aus einem Silizium-Einkristallblock gewonnen, der durch Ziehen und Koagulieren oder Abkühlen von geschmolzenem Silizium nach einem CZ-Verfahren hergestellt wird, insbesondere aus einem oberen Abschnitt eines geraden Körperabschnitts des Silizium-Einkristallblocks. Der plattenförmige Körper weist im Allgemeinen eine kreisförmige Plattenform auf, kann aber auch zu einer gewünschten Form, wie beispielsweise einer rechteckigen Platte, geformt werden.
  • Der nach dem CZ-Verfahren hergestellte Silizium-Einkristallblock besteht im Allgemeinen aus einem langen zylindrischen geraden Körperabschnitt (Abschnitt mit konstantem Durchmesser) sowie einem Schulterabschnitt (Abschnitt mit vergrößertem Durchmesser) und einem Endabschnitt (Abschnitt mit abnehmendem Durchmesser), die sich in einem Zustand unmittelbar nach dem Ziehen an beiden Enden des Blocks befinden. Die Länge des geraden Körperabschnitts unterliegt keiner besonderen Einschränkung, beträgt aber bevorzugt 600 mm bis 2500 mm und weiter bevorzugt 1100 mm bis 2500 mm zur Verbesserung der Produktivität.
  • Der Durchmesser des geraden Körperabschnitts unterliegt ebenfalls keiner besonderen Einschränkung, beträgt aber bevorzugt 100 mm bis 300 mm und weiter bevorzugt 150 mm bis 250 mm. Wenn also der plattenförmige Körper aus dem geraden Körperabschnitt gewonnen wird, hat sein Durchmesser ebenfalls diese Größe. Die Dicke des plattenförmigen Körpers beträgt entsprechend dem Verwendungszweck des Substrats des Solarzellen- oder Leistungsbauelements 0,1 mm bis 1 mm.
  • Bei dem einkristallinen Silizium kann ein Leitfähigkeitstyp der n-Typ oder p-Typ sein, aber der n-Typ ist aus Gründen wie der einfachen Erlangung von einkristallinem Silizium mit ausgezeichneter Lebensdauer vorzuziehen. Als zu dotierende Verunreinigungen können ohne Einschränkung beispielsweise Phosphor (P), Arsen (As) und Antimon (Sb) als n-Dotiermittel und Bor (B), Aluminium (Al), Gallium (Ga), Indium (In) und dergleichen als p-Dotiermittel verwendet werden.
  • Wie oben beschrieben, zeichnet sich der einkristalline, plattenförmige Siliziumkörper der vorliegenden Erfindung durch charakteristische Merkmale aus: die Zwischengittersauerstoffkonzentration und eine Substitutionskohlenstoffkonzentration im Kristall sowie das einzigartige Verhalten der Sauerstoffpräzipitate, die mit einem Transmissionselektronenmikroskop beobachtet werden. Diese Eigenschaften werden in der Mitte des plattenförmigen Körpers in der radialen Richtung beurteilt. Denn wie oben beschrieben, ist bei dem Czochralski-Silizium-Einkristallblock die Sauerstoffkonzentration in einer Längsachsenrichtung des Blocks im oberen Abschnitt des geraden Körperabschnitts besonders hoch, aber eine Konzentration von aus einem Quarztiegel herausgelöstem Sauerstoff wird aufgrund von Konvektion der Siliziumschmelze im Quarztiegel in der radialen Richtung betrachtet in der Mitte des plattenförmigen Körpers in der Nähe einer Wachstumsgrenzfläche des Kristalls höher.
  • Da Sauerstoff in der Siliziumschmelze mit dem Wachstum des Blocks von der Wachstumsgrenzfläche in den Kristall eingebracht wird, ist die Sauerstoffkonzentration des Blocks in der Mitte, wo die Konzentration in der Schmelze am höchsten ist, am höchsten und im Umfangsbereich am niedrigsten. Das heißt, ein Problem der Verschlechterung der Bauelementleistung durch die Bildung von Sauerstoffpräzipitaten im Einkristall-Siliziumsubstrat ist, in der radialen Richtung betrachtet, in der Mitte besonders ausgeprägt, und daher wird eine Verbesserung dieses Problems in dem radialen Zentrum beurteilt.
  • In der vorliegenden Erfindung ist das radiale Zentrum des einkristallinen plattenförmigen Siliziumkörpers eine Position, die vom Mittelpunkt aus in der radialen Richtung innerhalb von 20 % liegt. So wird beispielsweise bei einer kreisförmigen Plattenform mit einem Radius von 100 mm (einem Durchmesser von 200 mm) die Verbesserung in einem Kreis mit einem Radius von 20 mm um den Mittelpunkt beurteilt. Im Falle der Rechteckform wird ein umschriebener Kreis zugrunde gelegt und die Beurteilung anhand eines Kreises mit einem Radius von 20 % des Radius des umschriebenen Kreises um den Schwerpunkt der Rechteckform vorgenommen. Wenn die Eigenschaften in diesem Bereich gemessen werden, werden Ergebnisse erzielt, die im Wesentlichen den gleichen Wert oder den gleichen Zustand aufweisen.
  • Der einkristalline, plattenförmige Siliziumkörper der vorliegenden Erfindung weist im Kristall in dem radialen Zentrum eine Zwischengittersauerstoffkonzentration von 25 ppma bis 45 ppma auf. Weiterhin beträgt die Zwischengittersauerstoffkonzentration bevorzugt 30 ppma bis 43 ppma. Hier bezieht sich die Zwischengittersauerstoffkonzentration im Kristall auf einen Wert, der mittels Fourier-Transformations-Infrarotspektroskopie gemessen und nach ASTM F121-79 bestimmt wurde.
  • Da die Aufnahme von Sauerstoff in den Einkristall in einem Anfangsstadium des Ziehens des Czochralski-Silizium-Einkristallblocks hoch ist, wie oben beschrieben, wird ein Bereich, der die in der vorliegenden Erfindung definierten Bedingungen für die Zwischengittersauerstoffkonzentration erfüllt, leicht in den oberen Abschnitt des geraden Körperabschnitts aufgenommen (insbesondere einen Bereich vom oberen Ende des geraden Körperabschnitts bis 50 mm weiter unten).
  • Das heißt, da der obere Abschnitt des geraden Körperabschnitts des Blocks eine hohe Sauerstoffkonzentration aufweist, werden in dem aus diesem Abschnitt gewonnenen Substrat durch Wärmebehandlung in einem Bauelementherstellungsprozess plattenförmige Sauerstoffpräzipitate gebildet, und eine Lebensdauer sinkt. Wenn das Einkristall-Silizium dieses Abschnitts daher den Eigenschaften der vorliegenden Erfindung entspricht, ist es möglich, die Ausbeute an Substraten akzeptabler Qualität im aus dem Block gewonnenen plattenförmigen Körper stark zu erhöhen, sodass dies besonders effektiv ist.
  • Zusätzlich dazu, dass die Zwischengittersauerstoffkonzentration in dem radialen Zentrum im oben angegebenen Bereich liegt, muss der einkristalline, plattenförmige Siliziumkörper der vorliegenden Erfindung in dem radialen Zentrum eine Substitutionskohlenstoffkonzentration von 0,5 ppma oder weniger, bevorzugt von 0,001 ppma bis 0,3 ppma und besonders bevorzugt von 0,01 ppma bis 0,3 ppma aufweisen. Substitutionskohlenstoff meint hier Kohlenstoff in einem Zustand, in welchem Siliziumatome, die sich an Gitterpositionen des Siliziumkristalls befinden, durch Kohlenstoff ersetzt sind.
  • Wie oben beschrieben, ist es notwendig, die Substitutionskohlenstoffkonzentration soweit zu senken, dass sie in den obigen Bereich fällt, da Kohlenstoffverunreinigungen im einkristallinen Silizium bei der Wärmebehandlung zu einem Keim von Sauerstoffpräzipitaten werden. Wenn die Substitutionskohlenstoffkonzentration 0,5 ppma überschreitet, ist es hier nicht vorzuziehen, dass die Bildung von Sauerstoffpräzipitationskeimen durch die Kohlenstoffverunreinigungen dominiert, die Form der Sauerstoffpräzipitate instabil wird, die Anzahldichte ebenfalls steigt und die Lebensdauer des Substrats sinkt. Die Substitutionskohlenstoffkonzentration kann z. B. durch den Einsatz eines hochreinen Rohmaterials (polykristallines Silizium) reduziert werden. Die Substitutionskohlenstoffkonzentration kann durch die Auswahl des Materials eines Wärmebehandlungsofens zur Reduzierung der Kohlenstoffverunreinigung oder durch die Einstellung eines Abgasstroms kontrolliert werden.
  • In der vorliegenden Erfindung bezieht sich die Substitutionskohlenstoffkonzentration von einkristallinem Silizium auf einen Wert, der mittels Fourier-Transformations-Infrarotspektroskopie gemessen und nach ASTM F123-86 bestimmt wird. Ein Prüfkörper zur Messung der Substitutionskohlenstoffkonzentration kann der gleiche Prüfkörper sein, der auch zur Messung der Zwischengittersauerstoffkonzentration verwendet wird, und die Substitutionskohlenstoffkonzentration kann mit dem gleichen Infrarot-Absorptionsspektrum gemessen werden.
  • Die Messung der Substitutionskohlenstoffkonzentration durch die Fourier-Transformations-Infrarotspektroskopie hat in der Regel eine Messuntergrenze von etwa 0,04 ppma, und wenn die Substitutionskohlenstoffkonzentration niedriger als diese Untergrenze ist, kann keine ausreichende Messgenauigkeit erreicht werden. Im Silizium-Einkristallblock wiederum ist die Substitutionskohlenstoffkonzentration des geraden Körperabschnitts im oberen Abschnitt am niedrigsten. Beim Ziehen des Blocks wird Kohlenstoff in der Siliziumschmelze im Tiegel konzentriert, so dass der untere Abschnitt eine höhere Kohlenstoffkonzentration aufweist. Selbst wenn der obere Abschnitt des geraden Körperabschnitts die niedrigste Substitutionskohlenstoffkonzentration aufweist, die niedriger ist als die untere Messgrenze der Fourier-Transformations-Infrarotspektroskopie, kann die Substitutionskohlenstoffkonzentration im oberen Abschnitt des geraden Körperabschnitts, wenn die Substitutionskohlenstoffkonzentration in einem mittleren Abschnitt oder einem unteren Abschnitt höher ist als die untere Messgrenze, Messproben vom mittleren Abschnitt und dem unteren Abschnitt genommen und die Kohlenstoffkonzentrationen gemessen werden, durch Berechnung auf Grundlage eines Entmischungskoeffizienten (0,07) von Kohlenstoff in Silizium unter Berücksichtigung einer Erstarrungsrate bestimmt werden, die durch ein Verhältnis eines Kristallgewichts zu einem Gewicht des in den Tiegel gefüllten polykristallinen Silizium-Rohmaterials an der Messproben-Erfassungsposition bestimmt wird. Das heißt, die Substitutionskohlenstoffkonzentration im oberen Abschnitt des Blocks kann auch berechnet werden, indem die Substitutionskohlenstoffkonzentration im mittleren Abschnitt oder im unteren Abschnitt des Blocks anhand der Erstarrungsrate und des Entmischungskoeffizienten von Kohlenstoff gemessen und extrapoliert wird.
  • Nachdem der Block nach dem CZ-Verfahren oder dergleichen hergestellt wurde, wird der einkristalline, plattenförmige Siliziumkörper der vorliegenden Erfindung nicht einer Temperatur ausgesetzt, bei der die Sauerstoffpräzipitate aktiv wachsen, insbesondere nicht einem Temperaturverlauf von 900°C oder höher, oder wenn der einkristalline, plattenförmige Siliziumkörper einer solchen Temperatur ausgesetzt wird, dann nur für kurze Zeit, sodass die Sauerstoffpräzipitate nicht wesentlich wachsen. Daher werden im radialen Zentrum in einem Bild mit 200.000-facher Vergrößerung mit dem Transmissionselektronenmikroskop keine Sauerstoffpräzipitate in einem Volumen festgestellt, während die Zwischengittersauerstoffkonzentration und die Substitutionskohlenstoffkonzentration in den obigen Bereichen liegen. Nach Erwärmung auf 950°C für 60 Minuten sind dann bei der Beobachtung mit dem Transmissionselektronenmikroskop Sauerstoffpräzipitate mit einer polyedrischen Struktur in dem Volumen festzustellen.
  • Hier sind die Sauerstoffpräzipitate mit einer polyedrischen Struktur in der Regel ein Oktaeder bis Tetrakaidekaeder, der von einer {111}-Ebene und einer {100}-Ebene von Si umgeben ist, und sind am häufigsten ein Oktaeder. Die polyedrische Struktur ist nicht unbedingt ein regelmäßiger Polyeder und kann verzerrt oder flach sein. Die Größe (Hauptachse) beträgt 5 nm oder mehr, die durch Bildbeobachtung bei 2.000.000-facher Vergrößerung visuell erkannt werden kann, aber beträgt in der Regel 10 nm bis 200 nm, weiter bevorzugt 20 nm bis 100 nm und besonders bevorzugt 25 nm bis 75 nm. Demgegenüber sind die plattenförmigen Sauerstoffpräzipitate flach und können als verzerrter Hexaeder angesehen werden. Die Größe (Hauptachse) beträgt maximal etwa 20 nm.
  • Ein Grund, warum Sauerstoffpräzipitate mit einer polyedrischen Struktur durch eine 60-minütige Wärmebehandlung bei 950°C im einkristallinen plattenförmigen Siliziumkörper der vorliegenden Erfindung entstehen, ist nicht gesichert. Da sich ein Zustand der durch die gleiche Wärmebehandlung wachsenden Sauerstoffpräzipitate vollkommen von dem des herkömmlichen Einkristall-Siliziumsubstrats unterscheidet, wird ein Zusammenhang mit dem strukturellen Unterschied der bei einem Abkühlungsprozess des Blocks in der Ziehvorrichtung erzeugten Sauerstoffpräzipitationskeime - die also bereits vor der Wärmebehandlung im gezüchteten Kristall vorhanden sind - angenommen.
  • Die Sauerstoffpräzipitationskeime, die im gezüchteten einkristallinen Silizium vorhanden sein können, sind jedoch sehr klein und können mit einem hochauflösenden Transmissionselektronenmikroskop oder anderen Analysemethoden, die derzeit verfügbar sind, nicht nachgewiesen werden, und ihre genaue Struktur ist nicht geklärt. Ein Unterschied in den Sauerstoffpräzipitationskeime zeigt sich erst, wenn sie nach der Wärmebehandlung zu größeren Sauerstoffpräzipitaten herangewachsen sind.
  • Obwohl ein Erzeugungsmechanismus der Sauerstoffpräzipitationskeime beim Abkühlprozess des Blocks noch nicht klar ist, wird angenommen, dass die zu den plattenförmigen Sauerstoffpräzipitaten heranwachsenden Keime beim Abkühlen des Blocks in der Ziehvorrichtung in einem relativ niedrigen Temperaturbereich von weniger als 800°C erzeugt werden. Es wird angenommen, dass die zu den Sauerstoffpräzipitaten mit der polyedrischen Struktur heranwachsenden Keime im Einkristall-Siliziumblock der vorliegenden Erfindung in einem hohen Temperaturbereich von 800°C oder höher erzeugt werden.
  • Wenn das einkristalline Silizium mit einer großen - 5.000.000-fachen oder größeren - Vergrößerung betrachtet wird, kann ein Gitterbild des Siliziumkristalls deutlich erkannt werden. Bei der Betrachtung mit einer solchen großen Vergrößerung konnte bestätigt werden, dass die Sauerstoffpräzipitate mit der polyedrischen Struktur in der Regel geringe Versetzungen, die von den Sauerstoffpräzipitaten ausgehen, aufweisen, und die Kristallgitterverzerrung gering ist. Andererseits ist bei herkömmlichem einkristallinen Silizium, bei dem durch die oben beschriebene Wärmebehandlung plattenförmige Sauerstoffpräzipitate heranwachsen, die Kristallgitterverzerrung groß, und es werden viele von den Sauerstoffpräzipitaten ausgehende Versetzungen festgestellt.
  • Wenn die plattenförmigen Sauerstoffpräzipitate heranwachsen, erfährt die Umgebung eine starke Verzerrung, sodass Versetzungen auftreten, während bei den Sauerstoffpräzipitaten mit der polyedrischen Struktur, die im einkristallinen plattenförmigen Siliziumkörper der vorliegenden Erfindung zu finden sind, die von der Umgebung erfahrene Verzerrung beim Wachstum der plattenförmigen Sauerstoffpräzipitate gering ist und die Versetzungen daher mit geringer Wahrscheinlichkeit auftreten. Daher kann geschlussfolgert werden, dass die Bildung von freien Bindungen, die als Rekombinationszentren von Minoritätsträgern dienen, unterdrückt wird und eine Verringerung der Lebensdauer unterdrückt wird.
  • Wenn der einkristalline, plattenförmige Siliziumkörper der vorliegenden Erfindung 60 Minuten lang auf 950°C erwärmt wird, bildet sich die polyedrische Struktur, wenn Sauerstoffpräzipitate entstehen, und somit ist die Verzerrung des Kristallgitters gering und das Auftreten der Versetzung wird ebenfalls unterdrückt. Weiterhin ist die Anzahl der vorhandenen Sauerstoffpräzipitate tendenziell gering. Genauer ist das Volumen der einen Sauerstoffpräzipitate mit einer polyedrischen Struktur viel größer als das der plattenförmigen dünnen Sauerstoffpräzipitate. Wenn daher der gleiche Grad an gelöstem Sauerstoff durch Wärmebehandlung ausgefällt wird, nimmt die Anzahldichte ab, wenn der gelöste Sauerstoff auf diese Weise zu einer polyedrischen Struktur geformt wird. Somit ist die geringe Anzahldichte der durch die Wärmebehandlung gebildeten Sauerstoffpräzipitate eines der Merkmale des einkristallinen Siliziums der vorliegenden Erfindung.
  • Genauer kann die Anzahldichte der Sauerstoffpräzipitate 1×1013 Stück/cm3 oder weniger betragen und besonders bevorzugt 2×1012 Stück/cm3 oder weniger. Da die Anzahldichte der Sauerstoffpräzipitate, wie oben beschrieben, sehr gering ist, wird eine Verringerung der Lebensdauer weiter reduziert. Die untere Grenze der Anzahldichte der Sauerstoffpräzipitate unterliegt keiner besonderen Einschränkung, aber im Hinblick auf die großtechnische Reproduzierbarkeit liegt die untere Grenze der Anzahldichte der Sauerstoffpräzipitate bei etwa 1×1011 Stück/cm3.
  • Es besteht auch die Möglichkeit, dass die mit dem Wachstum der Sauerstoffpräzipitate einhergehende Abnahme der Lebensdauer durch eine freie Bindung verursacht wird, die an der Grenzfläche zwischen den Sauerstoffpräzipitaten und dem Siliziumkristall einer Mutterphase zusätzlich zu der oben erwähnten Versetzung entsteht. Daher ist es in Bezug auf die Form der Sauerstoffpräzipitate von Vorteil, eine Oberfläche, das heißt eine Fläche der Grenzfläche zur Silizium-Mutterphase, zu reduzieren, und wenn die Anzahldichte gering ist, wird die Gesamtfläche der Grenzfläche weiter reduziert. Beim Vergleich eines Falls, in welchem die plattenförmigen Sauerstoffpräzipitate gebildet werden, mit einem Fall, in welchem die Sauerstoffpräzipitate mit einer relativ großen polyedrischen Struktur gebildet werden, lässt sich also schlussfolgern, dass die Gesamtfläche der Grenzfläche in letzterem Fall besonders klein wird und die Lebensdauer verbessert wird.
  • In dem einkristallinen plattenförmigen Siliziumkörper der vorliegenden Erfindung können die nach der Erwärmung auf 950°C für 60 Minuten beobachteten Sauerstoffpräzipitate auch plattenförmige Sauerstoffpräzipitate enthalten, sofern die Sauerstoffpräzipitate mit der polyedrischen Struktur vorhanden sind. Ursprünglich werden alle Sauerstoffpräzipitate als plattenförmige Struktur ausgebildet, aber wenn ein Teil davon als polyedrische Struktur ausgebildet wird, wird die Verzerrung des Kristallgitters gering und die Versetzung wird durch diese Differenz ebenfalls unterdrückt.
  • Der Grund, warum ein Teil der durch Erwärmen auf 950°C für 60 Minuten gebildeten Sauerstoffpräzipitate eine plattenförmige Struktur ausbildet, ist, dass Sauerstoffpräzipitationskeime, die zu plattenförmigen Sauerstoffpräzipitaten heranwachsen, am Ende des Herstellungsprozesses des Czochralski-Einkristall-Siliziumblock entstehen, wenn der Block in der Ziehvorrichtung einen niedrigen Temperaturbereich von weniger als 800°C durchläuft. Eine geringere Anzahldichte der plattenförmigen Sauerstoffpräzipitate ist vorzuziehen, da ein Einfluss auf die Lebensdauer nach der Wärmebehandlung und eine Abnahme der Solarzellenleistung gering ist und auch ein Einfluss auf die Ausbeute des Substrats mit akzeptabler Qualität reduziert wird. Unter den beobachteten Sauerstoffpräzipitaten sind anzahlmäßig bevorzugt 10 % oder mehr und weiter bevorzugt 75 % oder mehr von einer polyedrischen Struktur.
  • Eine Methode zum Beobachten einer Morphologie von Sauerstoffpräzipitaten in dem Volumen des einkristallinen plattenförmigen Siliziumkörpers mittels eines Transmissionselektronenmikroskops ist nachfolgend beschrieben. Das heißt, zwei Probesubstrate werden an nahe gelegenen Positionen entnommen, von denen eines wird für die Betrachtung ohne Wärmebehandlung und das andere für die Betrachtung nach der Wärmebehandlung verwendet wird. Nachdem letzteres Probesubstrat lang einer Wärmebehandlung bei 950°C für 60 Minuten unterzogen wurde, wird vom dem radialen Zentrum jedes Probesubstrats nach einem bekannten Verfahren eine ultradünne Schnittprobe entnommen, und eine Morphologie der Sauerstoffpräzipitate in dem Volumen wird mit einem Transmissionselektronenmikroskop betrachtet. Hier ist eine Entnahmeposition des Probesubstrats ein Abschnitt, der sich in der Längsachsenrichtung des Blocks in der Nähe einer Position befindet, an der die Messprobe für die Zwischengittersauerstoffkonzentration und die Substitutionskohlenstoffkonzentration entnommen wird. In einem bevorzugten Aspekt wird ein tatsächliches Bauelementsubstrat geschnitten und als das Probesubstrat verwendet.
  • Da sich aufgrund des Schneidens und Zerteilens auf der Oberfläche des Probesubstrats eine beschädigte Schicht bildet, muss die beschädigte Schicht vor der Wärmebehandlung durch Schleifen oder Säureätzen entfernt werden, da die beschädigte Schicht einen Zustand der bei der Wärmebehandlung erzeugten Sauerstoffpräzipitate beeinflusst. In der Regel wird die beschädigte Schicht bevorzugt durch Ätzen mit einem Säuregemisch aus Flusssäure/Salpetersäure und dergleichen entfernt. Obwohl die Tiefe der beschädigten Schicht vom Schneide- oder Zerteilungszustand abhängt, kann durch eine Sichtprüfung, dass die geätzte Oberfläche eine spiegelnde Oberfläche ist, bestätigt werden, dass die beschädigte Schicht entfernt wurde.
  • Unmittelbar vor der Wärmebehandlung wird das Probesubstrat bevorzugt einer Säurewäsche unterzogen, um Oberflächenverunreinigungen zu entfernen. Eine Reinigungsmethode unterliegt keiner besonderen Einschränkung, aber die Reinigung kann mit einer bekannten Methode wie Säurewäsche oder SC1-Wäsche durchgeführt werden. In der Regel ist das Waschen mit einem Säuregemisch aus Flusssäure/Salpetersäure vorzuziehen.
  • In der vorliegenden Erfindung unterliegt ein Heizofen, der für die Wärmebehandlung des Probesubstrats verwendet wird, keiner besonderen Einschränkung, solange die Temperaturregelung und Atmosphärenregelung möglich sind und die thermische Gleichmäßigkeit und Reinheit gewährleistet werden können, und es können verschiedene Wärmebehandlungsöfen verwendet werden. Die Atmosphäre der Wärmebehandlung ist ein Argongasstrom mit Argongas, das keine Reaktivität mit dem einkristallinen Silizium aufweist.
  • Wenn das Bauelementsubstrat als ein Probesubstrat verwendet wird, wird nach einem bevorzugten Aspekt weiterhin eine vorbestimmte Wärmebehandlung in einer Verarbeitungsvorrichtung für die tatsächliche Bauelementherstellung durchgeführt. Weiterhin wird das Substrat bei der tatsächlichen Bauelementherstellung nach einem bevorzugten Aspekt nach der Durchführung der Dotierstoffdiffusionsbehandlung, der thermischen Oxidation oder dergleichen entsprechend der Wärmebehandlung bei 950°C für 60 Minuten aus dem Schritt extrahiert, und das Substrat wird als das Probesubstrat verwendet.
  • Eine ultradünne Schnittprobe zur Betrachtung mit einem Transmissionselektronenmikroskop wird vom radialen Zentrum der daraus erhaltenen nicht wärmebehandelten und wärmebehandelten Probesubstrate entnommen, und in jedem Fall wird eine Morphologie der Sauerstoffpräzipitate in einem Bild mit 200.000-facher Vergrößerung betrachtet und ihre Form wird in einem Bild mit 2.000.000-facher Vergrößerung betrachtet. Die ultradünne Schnittprobe kann durch lonenfräsen bearbeitet werden.
  • Da die Sauerstoffpräzipitate in der ultradünnen Schnittprobe sehr klein sind, ist eine geringe Dicke erforderlich, und die Dicke beträgt etwa 30 nm. Die Dicke der ultradünnen Schnittprobe kann bei der Betrachtung mit einem Transmissionselektronenmikroskop anhand Interferenzstreifen gleicher Dicke beurteilt werden.
  • Die ultradünne Schnittprobe wird in einer Kristallorientierung entnommen, in der die Form der Sauerstoffpräzipitate leicht zu beobachten ist. Eine Beobachtungsfläche des ultradünnen Schnitts ist also eine (110)-Oberfläche, d. h. eine Einfallsrichtung eines Elektronenstrahls ist eine <110>-Richtung. Weiterhin ist die Verarbeitung einfach, wenn der ultradünne Schnitt so hergestellt wird, dass der Elektronenstrahl in der <110>-Richtung senkrecht zur Ziehrichtung des Einkristall-Siliziumblocks einfällt, d. h. der Elektronenstrahl in der <110>-Richtung parallel zur Substratoberfläche einfällt.
  • Obwohl die Sauerstoffpräzipitate der vorliegenden Erfindung mit einem Transmissionselektronenmikroskop und einem Rastertransmissionselektronenmikroskop betrachtet werden können, wird zur genaueren Betrachtung der Form von winzigen Sauerstoffpräzipitaten und eines Zustands der um die Sauerstoffpräzipitate herum auftretenden Verzerrung und Versetzung bevorzugt ein hochauflösendes Elektronenmikroskop verwendet, und ein Transmissionselektronenmikroskop und ein Rastertransmissionselektronenmikroskop mit einer Korrekturfunktion für die sphärische Aberration (Cs-Kollektor) werden bevorzugt verwendet. Wie in den folgenden Beispielen erläutert, wird die Betrachtung nach einem weiter bevorzugten Aspekt mit einem Rastertransmissionselektronenmikroskop mit einem Doppel-Cs-Kollektor, der sowohl mit einem Cs-Kollektor für ein Transmissionselektronenmikroskop als auch mit einem Cs-Kollektor für ein Rastertransmissionselektronenmikroskop ausgestattet ist, durchgeführt.
  • Bei der Betrachtung mit einem Transmissionselektronenmikroskop werden zunächst bei einer geringen, 20.000-fachen Vergrößerung insgesamt 10 Gesichtsfelder, d. h. ein Bereich von etwa 9 µm × 9 µm × 10 Gesichtsfeldern, durch Wechseln des Gesichtsfelds in der ultradünnen Schnittprobe betrachtet, und es wird ein winziger dunkler Schatten (schwarzer Punkt) in der ultradünnen Schnittprobe gesucht. Als Nächstes wurde durch die Erhöhung der Vergrößerung auf das 200.000-Fache unter Fokussierung auf den Schatten bestätigt, ob es sich bei dem Schatten um einen Schatten handelt, der aufgrund einer unten beschriebenen Verzerrung durch die Sauerstoffpräzipitate erzeugt wird. Von allen Verzerrungen, die im Bereich von etwa 9 µm × 9 µm × 10 Gesichtsfeldern vorhanden sind, werden zufällig ausgewählte 20 Verzerrungen (oder alle Verzerrungen, wenn weniger vorhanden sind) mit 200.000-facher Vergrößerung betrachtet, und es wird festgestellt, dass Sauerstoffpräzipitate beobachtet werden, falls eine Verzerrung vorhanden ist, die von einer Sauerstoffausfällung begleitet wird. Der durch die Verzerrung bei den Sauerstoffpräzipitaten erzeugte schwarze Punkt kann durch einen Ordnungszahl-Kontrast in einem RTEM-HAADF-Bild bestätigt werden, das weiter unten beschrieben ist. Die Sauerstoffpräzipitate weisen eine leichtere Zusammensetzung auf als das Silizium, das eine Mutterphase ist, und unterscheiden sich von dem schwarzen Punkt, der durch eine Verzerrung entsteht, die nicht von Sauerstoffpräzipitaten begleitet wird.
  • Wenn das Vorhandensein von Sauerstoffpräzipitaten bestätigt wurde, wird eine Beobachtungsvergrößerung allmählich auf das 2.000.000-Fache erhöht, während auf diese fokussiert wird, und die Form und Größe der Sauerstoffpräzipitate wird gemessen. Wenn 10 davon (oder alle Sauerstoffpräzipitate, wenn weniger als 10 vorhanden sind) betrachtet wurden und zumindest eines eine polyedrische Struktur aufweist, wird festgestellt, dass Sauerstoffpräzipitate mit polyedrischer Struktur gebildet werden. Darüber hinaus wird die Größe der Sauerstoffpräzipitate mit einer polyedrischen Struktur als Mittelwert der Hauptachsen der 10 betrachteten polyedrischen Strukturen bestimmt (von allen, wenn weniger als 10 vorhanden sind).
  • Bei einem Verfahren zur Messung der Anzahldichte der Sauerstoffpräzipitate kann ein mit einem Transmissionselektronenmikroskop aufgenommenes TEM-Bild mit 10.000- bis 50.000-facher Vergrößerung verwendet werden, so dass eine allgemeine Transmissionselektronenmikroskopvorrichtung verwendet werden kann. Wie oben beschrieben, zeigt das Transmissionselektronenmikroskopbild (TEM-Bild) deutlich eine Verzerrung, die von den Sauerstoffpräzipitaten herrührt, und bei einer 10.000- bis 50.000-fachen Vergrößerung stellt sich die Verzerrung unabhängig von der Form der Sauerstoffpräzipitate als schwarzer Punkt dar. Die Anzahl der Sauerstoffpräzipitate im Gesichtsfeld des TEM-Bildes wird gezählt, und die Anzahldichte der Sauerstoffpräzipitate (Stück/cm3) kann anhand des Volumens der Betrachtungsgesichtsfelder bestimmt werden (Fläche des Gesichtsfelds des TEM-Bilds × Dicke der ultradünnen Schnittprobe).
  • Wenn im Wesentlichen alle der durch Betrachtung mit der oben genannten 200.000-fachen Vergrößerung überprüften Verzerrungen Sauerstoffpräzipitate sind, ist bei der Berechnung der Anzahldichte der Sauerstoffpräzipitate die durch Betrachtung bei 10.000- bis 50.000-facher Vergrößerung gemessene Anzahldichte der schwarzen Punkte die Anzahldichte der Sauerstoffpräzipitate. In einem Fall, in dem nicht nur Sauerstoffpräzipitate, sondern auch Defekte, die keine Sauerstoffpräzipitate sind, wie Hohlräume oder Kratzer auf einer Probe, festgestellt werden, wenn die Verzerrungen mit 200.000-facher Vergrößerung betrachtet werden, kann die Anzahl der Sauerstoffpräzipitate durch Multiplikation der Anzahldichte der schwarzen Punkte mit einem Anteil der Sauerstoffpräzipitate unter den bestätigten Verzerrungen erhalten werden.
  • Bei der Messung der Anzahldichte von Sauerstoffpräzipitaten kann eine Beobachtungsvergrößerung, d. h. ein Gesichtsfeldbereich, in Abhängigkeit von der Größe und dem Verteilungszustand der zu zählenden Sauerstoffpräzipitate (schwarzen Punkte) in geeigneter Weise festgelegt werden, aber im Hinblick auf die Reproduzierbarkeit der Messwerte ist es notwendig, einen Bereich von 500 µm2 oder mehr einzustellen.
  • Sofern die schwarzen Punkte leicht zu erkennen sind, ist es bei Einstellung eines großen Gesichtsfelds mit geringer Vergrößerung einfach, die Anzahldichte zu bestimmen, da sich viele schwarze Punkte in dem Gesichtsfeld befinden. Umgekehrt ist es bei kleinen schwarzen Punkten notwendig, die Beobachtungsvergrößerung zu erhöhen, aber in diesem Fall muss die Anzahl der betrachteten Gesichtsfelder erhöht werden, da die Anzahl der schwarzen Punkte im Gesichtsfeld abnimmt. Auch bei einer Probe mit geringer Anzahldichte der Sauerstoffpräzipitate ist die Anzahl der Gesichtsfelder zu erhöhen, da die Anzahl der Sauerstoffpräzipitate im Gesichtsfeld abnimmt.
  • Wenn die Sauerstoffpräzipitate plattenförmig sind, sind häufig mehrere dünne Sauerstoffpräzipitate als Komplex in einem schwarzen Punkt vorhanden. Daher ist die Anzahldichte solcher plattenförmiger Sauerstoffpräzipitate tatsächlich höher als ein Wert, der als die obige Anzahl von schwarzen Punkten erhalten wird. Wie oben beschrieben, ist bei herkömmlichem einkristallinem Silizium die durch die tatsächliche Messung bestimmte Anzahldichte der Sauerstoffpräzipitate ein scheinbarer Wert, der als deutlich niedriger anzusehen ist als die Anzahldichte der tatsächlich vorhandenen plattenförmigen Sauerstoffpräzipitate. Aber auch unter Berücksichtigung dessen sind die Sauerstoffpräzipitate mit einer polyedrischen Struktur des einkristallinen Siliziums der vorliegenden Erfindung dadurch gekennzeichnet, dass ihre Anzahldichte leicht bestimmt werden kann.
  • Als Nächstes ist ein Verfahren zur Herstellung des einkristallinen plattenförmigen Siliziumkörpers der vorliegenden Erfindung beschrieben. Wie oben beschrieben, kann der einkristalline, plattenförmige Siliziumkörper der vorliegenden Erfindung mit einem beliebigen Verfahren hergestellt werden, sofern jedes der charakteristischen Merkmalen - die Zwischengittersauerstoffkonzentration, die Substitutionskohlenstoffkonzentration in Kristallen und das einzigartige Verhalten der mit dem Transmissionselektronenmikroskop betrachteten Sauerstoffpräzipitate - gegeben ist. In der Regel ist es vorzuziehen, einen Einkristall-Siliziumblock nach dem folgenden charakteristischen CZ-Verfahren herzustellen und dann einen plattenförmigen Körper aus einem Bereich in Längsachsenrichtung des Blocks zu gewinnen, der dem Merkmal der Zwischengittersauerstoffkonzentration und der Substitutionskohlenstoffkonzentration entspricht.
  • Ein Verfahren zur Herstellung eines Einkristall-Siliziumblocks nach dem CZ-Verfahren ist unten beschrieben.
  • Wenn der Einkristall-Siliziumblock nach dem CZ-Verfahren aus einer Schmelze gezogen wird, in der polykristallines Silizium geschmolzen ist, umfasst das Verfahren einen Schritt zum Abkühlen eines Bereichs in der Längsachsenrichtung des Blocks, in dem im radialen Zentrum die Zwischengittersauerstoffkonzentration 25 ppma bis 45 ppma beträgt und die Substitutionskohlenstoffkonzentration 0,5 ppma oder weniger beträgt, von 1000°C auf 800°C in einer Abkühlungszeit von 10 Stunden oder mehr. Bei diesem Verfahren bezieht sich die Abkühlungstemperatur des Blocks auf die Temperatur im radialen Zentrum des Blocks. Die Zeit zum Abkühlen von 1000°C auf 800°C beträgt vorzugsweise 15 Stunden oder mehr und 35 Stunden oder weniger und weiter bevorzugt 20 Stunden oder mehr und 30 Stunden oder weniger.
  • Während des Abkühlens von 1000°C auf 800°C wird die Temperatur im Wesentlichen innerhalb dieser Temperatur gehalten, auch wenn während des Abkühlens aufgrund von plötzlichen Schwankungen der Kühlumgebung oder dergleichen einige Zeiträume auftreten können, in denen die Obergrenze oder Untergrenze dieses Bereichs überschritten wird. Selbst wenn während der Abkühlung innerhalb des obigen Temperaturbereichs der Bereich während einer Zeitspanne überschritten wird, liegt diese Zeitspanne bevorzugt innerhalb von 20 Minuten und insbesondere innerhalb von insgesamt 10 Minuten.
  • Darüber hinaus ist bei diesem Verfahren der Bereich des Blocks in der Längsachsenrichtung, in dem die Zwischengittersauerstoffkonzentration und die Substitutionskohlenstoffkonzentrationen innerhalb des oben angegebenen Bereichs liegt, nicht beschränkt, solange die oben genannten Merkmale gegeben sind, aber umfasst im Allgemeinen den oberen Abschnitt des geraden Körperabschnitts des Blocks. In dem hergestellten Einkristall-Siliziumblock kann die Kohlenstoffkonzentration durch einen Kohlenstoffverunreinigungsgehalt des polykristallinen Silizium-Rohmaterials, das verwendete Tiegelmaterial, den Abgasstrom beim Hochziehen und dergleichen in geeigneter Weise eingestellt werden.
  • Eine allgemeine Blockziehvorrichtung zur Verwendung für das CZ-Verfahren unterliegt keiner Einschränkung. 7 zeigt eine schematische Ansicht einer Einkristall-Siliziumblock-Ziehvorrichtung nach einem allgemeinen CZ-Verfahren.
  • In 7 sind ein Tiegel 3, der eine Siliziumschmelze 2 enthält, und ein den Tiegel 3 umgebendes Schmelzheizelement 4 in einem unteren Abschnitt einer Hauptkammer 1 installiert. Weiterhin wird ein Einkristall-Ziehschaft 6 mit einem Impfkristall 5 an seinem Spitzenende von einem oberen Bereich eines Innenraums der Hauptkammer 1 heruntergehängt, so dass sich der Impfkristall 5 vertikal bis zu einer Position bewegt, an der eine Oberfläche der im Tiegel 3 in der Hauptkammer 1 enthaltenen Siliziumschmelze 2 kontaktiert werden kann. In der Ziehvorrichtung mit einer solchen Struktur wird nach dem Befüllen des Tiegels 3 mit polykristallinem Silizium-Rohmaterial das Silizium-Rohmaterial auf einen Schmelzpunkt oder höher erwärmt und durch das Schmelzheizelement 4 geschmolzen, und dann wird der Einkristall-Ziehschaft 6 abgesenkt und der am Spitzenende vorgesehene Impfkristall 5 mit der Oberfläche der Siliziumschmelze 2 in Kontakt gebracht. Wenn der Impfkristall 5 nach der Kontaktierung der Siliziumschmelzoberfläche langsam nach oben gezogen wird, erstarrt das Silizium und wächst im unteren Bereich zu einem Kristall heran, das Silizium wird in einem Prozess der Aufwärtsbewegung in der Hauptkammer 1 abgekühlt und der Einkristall-Siliziumblock 8 kann als Objekt hergestellt werden.
  • In einer solchen Einkristall-Siliziumblock-Ziehvorrichtung ist zum Herausnehmen des abgekühlten Einkristall-Siliziumblocks 8 aus der Vorrichtung eine längliche zylindrische Ziehkammer 10 mit einem Mittelabschnitt einer Deckenwand 9 der Hauptkammer 1 verbunden und erstreckt sich nach oben. In einem oberen Mittelabschnitt der Deckenwand 9 der Hauptkammer 1 ist ein Öffnungsabschnitt vorgesehen, und die Ziehkammer 10 ist mit dem Öffnungsabschnitt verbunden und erstreckt sich in einer im Wesentlichen vertikalen Richtung nach oben. Unterhalb der Ziehkammer 10 ist ein Absperrventil 11 zum Trennen des Innenraumes der Hauptkammer 1 und des Innenraumes der Ziehkammer 10 vorgesehen. Der abgekühlte Einkristall-Siliziumblock 8 wird kontinuierlich bis zur Innenseite der Ziehkammer 10 gezogen und ist von der Hauptkammer 1 getrennt untergebracht, da das Absperrventil 11 geschlossen ist. Der Innendurchmesser der Ziehkammer 10 wird durch den Durchmesser eines hochzuziehenden Blocks bestimmt und entspricht bevorzugt 80 % oder weniger und weiter bevorzugt 50 % oder weniger des Innendurchmessers der Hauptkammer 1. Durch Öffnen eines Teils der Ziehkammer 10 über dem Absperrventil 11 kann dann der Block 8 aus der Vorrichtung entnommen werden. Ein Wärmedämmmaterial 7 ist bevorzugt zwischen dem Schmelzheizelement 4 und der Innenwand der Hauptkammer 1 vorgesehen. In einem oberen Raum des Tiegels 3 kann eine Wärmeabschirmeinrichtung 15 vorgesehen werden.
  • Bei der Herstellung des Einkristall-Siliziumblocks gemäß der vorliegenden Erfindung unterliegt eine Ziehgeschwindigkeit des Blocks keiner besonderen Einschränkung und beträgt im Allgemeinen bevorzugt 0,6 mm/min bis 2,5 mm/min und besonders bevorzugt 0,8 mm/min bis 1,5 mm/min.
  • Um beim Ziehen eines Einkristall-Siliziumblocks eine Abkühlungszeit von 10 Stunden oder mehr von 1000°C auf 800°C eines Bereichs zu erreichen, in dem sowohl die Zwischengittersauerstoffkonzentration als auch die Substitutionskohlenstoffkonzentration in den oben angegebenen Bereich fällt, können die Temperaturverteilung in der Blockziehvorrichtung und die Länge des geraden Körperabschnitts eines hochzuziehenden Einkristall-Siliziumblocks sowie eine Ziehgeschwindigkeit angepasst werden.
  • In der vorliegenden Erfindung unterliegt ein Verfahren zum Bestimmen des Temperaturverlaufs des Blocks beim Abkühlen keiner besonderen Einschränkung. Wie in den später beschriebenen Beispielen ausgeführt, ist es beispielsweise vorzuziehen, das eigentliche Züchten und Hochziehen des Einkristalls durchzuführen, nachdem die Temperatur des Blocks durch ein Simulationsexperiment bestätigt wurde, bei dem unter verschiedenen Temperaturbedingungen ein Ziehvorgang mit einem Block durchgeführt wird, in den im Voraus ein Thermoelement eingebettet wurde. Genauer wird gemäß einem bevorzugten Verfahren ein Einkristall-Siliziumblock für die Temperaturmessungssimulation unter den gleichen Herstellungsbedingungen hergestellt, aber mit dem Unterschied, dass das R-Thermoelement in das radiale Zentrum einer entsprechenden Position eines Bereichs des Blocks eingebettet ist, der die oben genannte Zwischengittersauerstoffkonzentration und Substitutionskohlenstoffkonzentration aufweist, und der simulierte Temperaturverlauf des Blocks wird tatsächlich zum Zeitpunkt der Abkühlung gemessen. Im Hinblick auf die tatsächliche Messung des Temperaturverlaufs wird darüber hinaus die Genauigkeit des tatsächlichen Messwerts bevorzugt auch anhand einer Temperatur der Mitte des Blocks in der Durchmesserrichtung, die durch eine Korrelation aus der Temperatursimulation oder der Temperaturverteilung in einem Ofen bestimmt wird, bestätigt.
  • Bei der Herstellung des einkristallinen Siliziums wird die Produktivität verbessert, indem die Länge des geraden Körperabschnitts des Blocks vergrößert und die Ziehgeschwindigkeit erhöht wird. Wenn ein sogenannter langer Block mit einem langen geraden Körperabschnitt mit hoher Ziehgeschwindigkeit hergestellt wird, wird daher weiter bevorzugt eine Blockziehvorrichtung mit einer Struktur verwendet, bei welcher der obere Abschnitt des geraden Körperabschnitts, der dem Bereich entspricht, in dem die Zwischengittersauerstoffkonzentration und die Substitutionskohlenstoffkonzentration in den oben angegebenen Bereich fällt, so abgekühlt werden kann, dass der gewünschte Temperaturverlauf resultiert.
  • Ein Beispiel für einen Aspekt einer Blockziehvorrichtung, die sich für die Herstellung eines solchen langen Blocks bei hoher Ziehgeschwindigkeit eignet, ist eine in 8 gezeigte Ziehvorrichtung, die eine solche Struktur aufweist, dass ein Nacherhitzer 12 in einem Umfangsbereich vorgesehen ist, um den oberen Bereich des Einkristall-Siliziumblocks 8, der hochgezogen wird und in die Ziehkammer 10 eintritt, zu erwärmen. Bei diesem Aufbau der Vorrichtung wird während des Ziehvorgangs des Einkristall-Siliziumblocks der in der Ziehkammer hochgezogene einkristalline Siliziumblock soweit erwärmt, dass seine Temperatur bis zum Ende des Ziehvorgangs des Blocks nicht auf weniger als 800°C fällt, und die Zeit zum Abkühlen von 1000°C auf 800°C kann auf einen gewünschten Bereich eingestellt werden.
  • Als Nacherhitzer 12 kann ohne Einschränkung ein Heizelement verwendet werden, das herkömmlicherweise als das Schmelzheizelement 4 verwendet wird, z. B. ein Widerstandsheizelement und ein Hochfrequenzheizelement. Die Heiztemperatur wird im Allgemeinen auf 800°C bis 1100°C eingestellt, aber um die Temperatur des Einkristall-Siliziumblocks nicht unter 800°C sinken zu lassen, wird die Heiztemperatur weiter bevorzugt auf Grundlage des tatsächlich gemessenen Temperaturverlaufs des Siliziumblocks eingestellt.
  • Eine Einbauposition des Nacherhitzers 12 kann eine beliebige Position in der vertikalen Richtung in der Ziehkammer 10 sein, sodass der gesamte Umfang des Einkristall-Siliziumblocks 8 in der horizontalen Richtung der Ziehkammer 10 kontinuierlich oder intermittierend umgeben ist. Wenn der Nacherhitzer über den gesamten Umfang vorgesehen ist, ist der Heizdraht bevorzugt um den Umfang angeordnet, indem er in der vertikalen Richtung schraubenförmig gewickelt oder in Wellenform/Zickzackform gebogen ist, um eine konstante Breite in der vertikalen Richtung der Ziehkammer zu gewährleisten. Ebenfalls bevorzugt ist das Wärmedämmmaterial 14 zwischen dem Nacherhitzer 12 und der Innenwand der Ziehkammer 10 angeordnet.
  • Um den oberen Abschnitt des Blocks, der die Hauptkammer 1 passiert hat und in die Ziehkammer 10 eingetreten ist, langsam abzukühlen und eine hohe Temperatur aufrechtzuerhalten, sodass sie während des Ziehvorgangs des Blocks nicht unter 800°C fällt, ist der Nacherhitzer 12 bevorzugt im unteren Bereich der Ziehkammer 10 angeordnet. Genauer ist der Nacherhitzer 12 in geeigneter Weise in einem Verbindungsbereich 13 zwischen dem Absperrventil 11 der Ziehkammer 10 und der Deckenwand 9 der Hauptkammer 1 angeordnet.
  • Die Länge des Nacherhitzers 12 in der vertikalen Richtung kann unter Berücksichtigung der Ziehgeschwindigkeit des Blocks und des Temperaturzustands des Blocks in der Ziehkammer in Abhängigkeit von einer Länge des zu erwärmenden und warm zu haltenden Einkristall-Siliziumblocks 8 in geeigneter Weise bestimmt werden, beträgt aber im Allgemeinen 200 mm bis 2000 mm und weiter bevorzugt 400 mm bis 1600 mm. Eine Vielzahl von Nacherhitzern kann in der vertikalen Richtung vorgesehen sein, um die Temperatur des Blocks genauer zu regeln.
  • Die Temperatur des Blocks beim Ziehvorgang eines solchen Einkristall-Siliziumblocks kann mittels Messung durch Einbetten des R-Thermoelements in der Mitte des Blocks bestätigt werden, wie in den unten beschriebenen Beispielen ausgeführt. In der vorliegenden Ausführungsform wird als Temperaturmessposition eine Position im radialen Zentrum des Einkristall-Siliziumblocks 20 mm unterhalb des oberen Endes des geraden Körperabschnitts des Blocks als ein Bereich, in dem die Zwischengittersauerstoffkonzentrationim Kristall 25 ppma bis 45 ppma beträgt und die Substitutionskohlenstoffkonzentration 0,5 ppma oder weniger beträgt, eingestellt. Die Temperaturmessposition kann jedoch entsprechend einer Änderung der Position des obigen Bereichs angepasst werden.
  • In der Ziehvorrichtung für das Verfahren zur Herstellung von einkristallinem Silizium der vorliegenden Erfindung ist nicht nur der Nacherhitzer 12 in der Ziehkammer 10 vorgesehen, sondern auch ein Wärmedämmmaterial, eine Heizung oder dergleichen kann in einem Raum oberhalb des Tiegels 3 vorgesehen sein, um den Temperaturverlauf beim Abkühlen des in der Hauptkammer 1 hochgezogenen Einkristall-Siliziumblocks 8 auf den gewünschten Temperaturverlauf einzuregeln.
  • Bei dem Verfahren zur Herstellung von Einkristall-Silizium der vorliegenden Erfindung unterliegt die Länge des geraden Körperabschnitts des herzustellenden Blocks aus Einkristall-Silizium keiner besonderen Einschränkung, aber beträgt im Allgemeinen 600 mm bis 2500 mm oder mehr. Genauer beträgt die Länge des geraden Körperabschnitts des Blocks 900 mm oder mehr, und eine größere Länge von 1100 mm bis 2500 mm ist im Hinblick auf eine höhere Produktivität wünschenswert. Der Durchmesser des Blocks beträgt bevorzugt 100 mm bis 300 mm und weiter bevorzugt 150 mm bis 250 mm.
  • Nach dem Abkühlen von 1000°C auf 800°C zu dem vorbestimmten Zeitpunkt in Bezug auf den Bereich in der Längsachsenrichtung des Blocks, in dem die Zwischengittersauerstoffkonzentration und die Substitutionskohlenstoffkonzentration im oben angegebenen Bereich liegt, unterliegen die weiteren Abkühlungsbedingungen des Blocks keinen besonderen Einschränkungen. Da ein Temperaturbereich von weniger als 800°C, insbesondere ein Temperaturbereich von 700°C bis 600°C ein Temperaturbereich ist, in dem sich eine große Anzahl von Keimen winziger plattenförmiger Sauerstoffpräzipitate bildet, wie oben beschrieben, ist es vorzuziehen, den Temperaturbereich von weniger als 800°C schnell so weit wie möglich abzukühlen.
  • Daher wird beim Ziehen eines Einkristall-Siliziumblocks, während des Wachstums des Einkristalls, d. h. während eine Wachstumsoberfläche des unteren Abschnitts des Blocks in Kontakt mit der Siliziumschmelze steht, der gesamte gerade Körperabschnitt des Blocks auf 800°C oder höher gehalten, und wenn das Wachstum abgeschlossen ist, d. h. nachdem sich am unteren Abschnitt des Blocks ein Endabschnitt gebildet hat und sich der Block von der Siliziumschmelzoberfläche gelöst hat, wird der Block bevorzugt mit einer höheren Geschwindigkeit als der Ziehgeschwindigkeit während des Kristallwachstums hochgezogen und schnell mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit abgekühlt, sodass in dem Kristall keine Versetzungen aufgrund von Temperaturschocks auftreten. Die Abkühlungsgeschwindigkeit beträgt zu diesem Zeitpunkt bevorzugt 3°C/min bis 20°C/min und insbesondere 5°C/min bis 15°C/min.
  • Die schnelle Abkühlung erfolgt bevorzugt durch Anhalten der Erwärmung durch den Nacherhitzer nach der Ausbildung des Endabschnitts des Einkristall-Siliziumblocks und dem Ablösen von der Schmelze, durch Hochziehen des gesamten Blocks in die Ziehkammer, Trennung des Blocks von der Hauptkammer und Blockieren von Strahlungswärme und dergleichen. Dies ermöglicht es, den gesamten Block schnell abzukühlen, bis der obere Abschnitt des geraden Körperabschnitts des Blocks erreicht ist, und einen Einkristall-Siliziumblock mit einer geringen Anzahl von im Temperaturbereich von weniger als 800°C erzeugten Sauerstoffpräzipitaten effizient herzustellen.
  • Wenn der Block in der Ziehkammer schnell abgekühlt wird, ist es weiterhin sinnvoll, die konvektive Wärmeübertragung zu beschleunigen, um die Kühleffizienz zu verbessern, indem ein Inertgas in die Ziehkammer geleitet wird.
  • Bezüglich des wie oben beschrieben hergestellten Czochralski-Einkristall-Siliziumblocks kann der einkristalline, plattenförmige Siliziumkörper der vorliegenden Erfindung erhalten werden, indem das einkristalline Silizium in einer Plattenform von einem Bereich in der Längsachsenrichtung entnommen wird, in dem im radialen Zentrum eine Zwischengittersauerstoffkonzentration 25 ppma bis 45 ppma und eine Substitutionskohlenstoffkonzentration 0,5 ppma oder weniger beträgt.
  • Wie oben beschrieben, werden die bei der Bauelementherstellung in einem Erwärmungsprozess erzeugten Sauerstoffpräzipitate entsprechend den Abkühlungsbedingungen bei der Blockherstellung in zwei Typen eingeteilt. Ein erster Typ von Sauerstoffpräzipitaten hat eine polyedrische Struktur und ist relativ groß. Ein zweiter Typ von Sauerstoffpräzipitaten ist plattenförmig und relativ klein. Die Sauerstoffpräzipitate des ersten Typs haben einen ähnlichen Kristallhabitus wie Siliziumkristalle und tragen nur wenig zur Erzeugung von Versetzungen bei. Demgegenüber werden die Sauerstoffpräzipitate des zweiten Typs leicht zu einem Ausgangspunkt für die Entstehung von Versetzungen. Die vorliegende Erfindung wurde auf der Grundlage dieser Erkenntnisse entwickelt, und durch die Kontrolle der Abkühlungsbedingungen bei der Blockherstellung lässt sich erreichen, dass die Erzeugung von Sauerstoffpräzipitaten des ersten Typs dominant ist.
  • Das heißt, ein einkristalliner, plattenförmiger Siliziumkörper gemäß dem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung ist
    ein einkristalliner plattenförmiger Siliziumkörper, wobei
    im radialen Zentrum eine Zwischengittersauerstoffkonzentration in einem Kristall 25 ppma bis 45 ppma und eine Substitutionskohlenstoffkonzentration 0,5 ppma oder weniger beträgt, und
    im radialen Zentrum in einem Bild mit 200.000-facher Vergrößerung mittels eines Transmissionselektronenmikroskops keine Sauerstoffpräzipitate in einem Volumen festgestellt werden, und nachdem der einkristalline plattenförmige Siliziumkörper 60 Minuten lang auf 950°C erwärmt wurde, Sauerstoffpräzipitate in einem Bild mit 200.000-facher Vergrößerung festgestellt werden und eine Form der Sauerstoffpräzipitate in einem Bild mit 2.000.000-facher Vergrößerung als eine polyedrische Struktur erkannt wird.
  • Auch wenn der erste Typ von Sauerstoffpräzipitaten erzeugt wird, ist die Anzahldichte niedrig und ein Einfluss auf die Bildung von Versetzungen gering, da die Größe relativ groß ist. Im Gegensatz dazu sind die Sauerstoffpräzipitate des zweiten Typs relativ klein, die Anzahldichte ist hoch und es entstehen leicht Versetzungen. Der einkristalline, plattenförmige Siliziumkörper der vorliegenden Erfindung ist daher, wenn er von einer anderen Seite betrachtet wird
    ein einkristalliner plattenförmiger Siliziumkörper, wobei
    im radialen Zentrum eine Zwischengittersauerstoffkonzentration in einem Kristall 25 ppma bis 45 ppma und eine Substitutionskohlenstoffkonzentration 0,5 ppma oder weniger beträgt, und
    im radialen Zentrum in einem Bild mit 200.000-facher Vergrößerung mittels eines Transmissionselektronenmikroskops keine Sauerstoffpräzipitate in einem Volumen festgestellt werden und, nachdem der einkristalline, plattenförmige Siliziumkörper für 60 Minuten auf 950°C erwärmt wurde, Sauerstoffpräzipitate in einem Bild mit 200.000-facher Vergrößerung festgestellt werden und eine Hauptachse der Sauerstoffpräzipitate 20 nm bis 100 nm lang ist.
  • BEISPIELE
  • Nachfolgend sind Beispiele der vorliegenden Erfindung veranschaulicht und näher beschrieben, aber die vorliegende Erfindung ist nicht darauf beschränkt. Die Feststellung von Sauerstoffpräzipitaten erfolgte mit der folgenden Methode.
  • Zwischengittersauerstoffkonzentration und Substitutionskohlenstoffkonzentration in einkristallinem Silizium
  • In dem einkristallinen Silizium, das in den folgenden Beispielen hergestellt wurde, wurde eine obere Endprobe mit einer Dicke von 2,5 mm, die eine Blockmitte enthält, von einem oberen Ende eines geraden Körperabschnitts des Blocks gewonnen. Ein Prüfkörper mit einem Durchmesser von 10 mm wurde der Blockmitte entnommen und mechanisch geschliffen, sodass er eine Spiegeloberfläche und eine Dicke von 2 mm aufweist, um als Messprobe zu dienen. Eine Zwischengittersauerstoffkonzentration wurde mit einem Fourier-Transformations-Infrarot-Spektrophotometer nach ASTM F 121-79 gemessen.
  • Eine Substitutionskohlenstoffkonzentration wurde mit einem Fourier-Transformations-Infrarot-Spektrophotometer nach ASTM F 123-86 anhand der Messprobe gemessen. Da in einem Fall, in welchem die Substitutionskohlenstoffkonzentration 0,04 ppma oder weniger beträgt, keine ausreichende Messgenauigkeit erreicht werden kann, wurden Messproben auch von einem mittleren Abschnitt oder einer unteren Endseite des geraden Körperabschnitts des Blocks, wo die Kohlenstoffkonzentration hoch ist, entnommen, die Substitutionskohlenstoffkonzentration in dem mittleren oder unteren Abschnitt wurde mit der gleichen Methode gemessen, und die Substitutionskohlenstoffkonzentration in einem oberen Abschnitt des geraden Körperabschnitts des Blocks wurde durch Berechnung auf Grundlage eines Kohlenstoffentmischungskoeffizienten und einer Erstarrungsrate bestimmt, die durch ein Verhältnis eines Kristallgewichts zu einem Gewicht des in den Tiegel gefüllten polykristallinen Silizium-Rohmaterials an der Messproben-Erfassungsposition bestimmt wird.
  • Beobachtung von Sauerstoffpräzipitaten in einem einkristallinen Siliziumvolumen
  • Zwei Probesubstrate, die von benachbarten Positionen innerhalb des in jedem Beispiel hergestellten Einkristall-Siliziumblocks erhalten wurden, wurden für die Betrachtung mit einem Transmissionselektronenmikroskop verwendet. Eines der Probesubstrate wurde keiner Wärmebehandlung unterzogen und war ein Probesubstrat zur Betrachtung mit einem Transmissionselektronenmikroskop als Volumen.
  • Nach einer Erwärmung auf 950°C für 60 Minuten war das andere Probesubstrat ein Probesubstrat zur Betrachtung mit einem Transmissionselektronenmikroskop als Volumen. Jedes Probesubstrat wurde so auf 50 mm × 50 mm zugeschnitten, dass eine Blockmitte enthalten ist, und in ein Säuregemisch (48 Gew.-% Flusssäure : 60 Gew.-% Salpetersäure = 1:2) eingetaucht. Eine durch das Schneiden der Substratoberfläche beschädigte Schicht wurde entfernt und sofort mit Fluorwasserstoffwasser (ebenfalls 48 Gew.-% Flusssäure : Reinstwasser = 1:9) gespült, damit die Oberfläche hydrophob wird. Zu diesem Zeitpunkt war eine Substratprobenoberfläche eine glänzende Oberfläche. Nach zweimaligem Waschen mit reinem Wasser wurde die an der Oberfläche haftende Feuchtigkeit ausreichend entfernt, um eine Probe für die Wärmebehandlung zu erhalten. Die Wärmebehandlung wurde in einer Argonatmosphäre mit einem sauberen Quarz-Ringofen bei einer Temperatur von 950°C für 60 Minuten durchgeführt.
  • Aus jedem Probesubstrat wurde nach folgendem Verfahren eine ultradünne Schnittprobe für die Betrachtung mit dem Transmissionselektronenmikroskop hergestellt. Die Substratprobe wurde gespalten, und die ultradünnen Schnitte wurden parallel zu einer (110)-Oberfläche als Spaltfläche mit einem lonenfräsverfahren verarbeitet. Die Dicke des ultradünnen Schnitts wurde anhand von Interferenzstreifen gleicher Dicke bei der Betrachtung mit dem Transmissionselektronenmikroskop auf etwa 30 nm eingestellt.
  • Ein Transmissionselektronenmikroskop mit sphärischer Aberrationskorrektur des Typs ARM200F von JEOL, das mit zwei Vorrichtungen für die Korrektur der sphärischen Abberation (Cs-Kollektoren) für ein Transmissionselektronenmikroskop und ein Rastertransmissionselektronenmikroskop ausgestattet ist, wurde für die Transmissionselektronenmikroskopie der Sauerstoffpräzipitate verwendet. Eine Transmissionselektronenmikroskopfunktion wurde bei einer geringen, 20.000-fachen Vergrößerung durch Wechseln der Gesichtsfelder innerhalb der ultradünnen Schnittprobe verwendet. Es wurde zunächst ein Bereich von insgesamt 10 Gesichtsfeldern, nämlich etwa 9 µm × 9 µm × 10 Gesichtsfelder, betrachtet, und ein winziger dunkler Schatten (schwarzer Punkt) wurde darin beobachtet.
  • Als Nächstes wurde durch die Erhöhung der Vergrößerung auf das 200.000-Fache unter Fokussierung auf den Schatten bestätigt, ob es sich bei dem Schatten um einen Schatten handelt, der aufgrund einer unten beschriebenen Verzerrung durch die Sauerstoffpräzipitate erzeugt wird. Von allen Verzerrungen, die im Bereich von etwa 9 µm × 9 µm × 10 Gesichtsfeldern vorhanden waren, wurden 20 Verzerrungen zufällig ausgewählt und jeweils mit 200.000-facher Vergrößerung betrachtet, und es wurde festgestellt, dass Sauerstoffpräzipitate beobachtet wurden, falls mindestens eine Verzerrung vorhanden war, die von einem Sauerstoffpräzipitat begleitet wurde.
  • Nach der Bestätigung der Sauerstoffpräzipitate wurde nach einer allmählichen Erhöhung der Beobachtungsvergrößerung auf das 2.000.000-Fache bei Fokussierung auf das Sauerstoffpräzipitat die Form und Hauptachse der Sauerstoffpräzipitate durch Aufnehmen eines Rastertransmissionselektronenmikroskop-Hellfeldbilds (RTEM-BF-Bild) und eines Rastertransmissionselektronenmikroskop-Weitwinkel-Ringdetektor-Dunkelfeldbilds (RTEM-HAADF-Bild) durch Umschalten auf die Rastertransmissionselektronenmikroskopfunktion gemessen. Wenn 10 der Sauerstoffpräzipitate (oder alle, wenn weniger als 10 vorhanden waren) betrachtet wurden und zumindest eines eine polyedrische Struktur aufwies, wurde festgestellt, dass Sauerstoffpräzipitate mit einer polyedrischen Form gebildet wurden. Darüber hinaus wurde die Größe derjenigen mit einer polyedrischen Form als ein Mittelwert der Hauptachsen der 10 betrachteten polyedrischen Strukturen bestimmt (von allen, wenn weniger als 10 vorhanden waren).
  • Messung der Dichte von Sauerstoffpräzipitate
  • Die Dichte der Sauerstoffpräzipitate wurde mit Hilfe der ultradünnen Schnittprobe gemessen, die zur Betrachtung der Sauerstoffpräzipitate in Abschnitt 2) oben verwendet wurde. Ein Bild mit 25.000-facher Vergrößerung wurde mit dem von der Hitachi High-Technologies Corporation hergestellten Transmissionselektronenmikroskop H-9000NAR aufgenommen. Es wurden die in einem Bild von 7,24 µm × 8,00 µm beobachteten schwarzen Punkte, die auf die Verzerrung durch Sauerstoffpräzipitate zurückgehen, gezählt, und die Anzahldichte der schwarzen Punkte wurde anhand des Volumens (7,24 µm × 8,00 µm × Probendicke 30 nm) eines Betrachtungsgesichtsfelds bestimmt.
  • In einem Fall, in welchem im Wesentlichen alle bestätigten Verzerrungen (schwarzen Punkte) gemäß der in Abschnitt 2) oben beschriebenen Betrachtung der Sauerstoffpräzipitate mit 200.000-facher Vergrößerung auf Sauerstoffpräzipitate zurückzuführen sind, wurde die Anzahldichte der schwarzen Punkte mit der Anzahldichte der Sauerstoffpräzipitate gleichgesetzt. In einem Fall, in welchem nicht nur Sauerstoffpräzipitate, sondern auch Defekte, die keine Sauerstoffpräzipitate sind, wie Hohlräume oder Kratzer auf einer Probe, festgestellt werden, wenn die Verzerrungen mit 200.000-facher Vergrößerung betrachtet werden, wird die Anzahldichte der Sauerstoffpräzipitate durch Multiplikation der Anzahldichte der schwarzen Punkte mit einem Anteil der Sauerstoffpräzipitate unter den bestätigten Verzerrungen ermittelt. Es wurden 10 Gesichtsfelder betrachtet und der Durchschnittswert wurde als Dichte der Sauerstoffpräzipitate festgestellt. Die Dicke der ultradünnen Schnittprobe wurde anhand von Interferenzstreifen gleicher Dicke eines TEM-Bilds bestimmt.
  • Bewertung der Solarzelleneigenschaften
  • Ein Probesubstrat (156 mm × 156 mm × t 205 µm), das dem in jedem Beispiel hergestellten Einkristall-Siliziumblock entnommen wurde, eine n-Diffusions-/auf zwei Seiten Licht empfangende Solarzelle, wurde im folgenden Prozess hergestellt, um die Zelleigenschaften zu bewerten. Zunächst wurde eine Texturbehandlung durch Ätzen an einem Substrat durchgeführt. Anschließend wurden eine Bor-Diffusionsbehandlung bei 950°C oder höher, eine Bildung einer Dotierungsdiffusionsschicht durch Phosphordiffusionsbehandlung bei 850°C oder höher, eine thermische Oxidation bei 850°C und eine Oberflächenpassivierung durch eine Siliziumnitridfilmbildung durchgeführt, und eine Silberpastenelektrode wurde gedruckt und gebrannt, um eine allgemeine auf zwei Seiten Licht empfangende Solarzelle herzustellen. Die Bewertung der Solarzelleneigenschaften basierte auf dem Zellumwandlungswirkungsgrad durch Bewertung der I-V-Kennlinie und einer Leerlaufspannung mit einer großen Lebensdauerabhängigkeit, die auf eine Qualität des Substratkristalls hinweist. Für den Umwandlungswirkungsgrad und die Leerlaufspannung wurden Durchschnittswerte von fünf benachbarten Substraten verwendet.
  • Lebensdauer des Substrats nach der Bauelementbildung
  • Eine Volumenqualität eines Substrats nach der Bauelementbildung wurde nach der Lebensdauer bewertet. Gemäß dem unter 4) beschriebenen Verfahren zur Herstellung von Solarzellen wurde das Substrat unmittelbar nach der Siliziumnitridfilmbildung vor der Bildung der Silberpastenelektrode zur Auswertung hergestellt. Das Substrat wurde in ein Säuregemisch (48 Gew.-% Flusssäure : 60 Gew.-% Salpetersäure = 1:2) eingetaucht, um eine Dotierungsdiffusionsschicht, eine Oxidationsschicht und einen Siliziumnitridfilm vollständig zu entfernen, und sofort mit Fluorwasserstoffwasser (ebenfalls 48 Gew.-% Flusssäure : Reinstwasser = 1:9) gespült, damit die Oberfläche hydrophob wird. Anschließend wurde eine Chinhydron-/Methanol-Lösung zur Durchführung der chemischen Passivierung aufgetragen und die Lebensdauer des Substrats über ein µ-PCD-Verfahren (mikrowelleninduzierte Fotoleitfähigkeit) mit einem Lebensdauermessgerät (WT-2000, hergestellt von SEMILAB) gemessen. Messungen über die gesamte Oberfläche des Substrats wurden in Abständen von 2 mm durchgeführt, und ein Mittelwert des gesamten Substrats wurde als Lebensdauerwert übernommen.
  • Beispiel 1
  • Einkristallines Silizium wurde mit einer Blockziehvorrichtung gemäß 8 hergestellt. Bei dieser Blockziehvorrichtung betrug die Gesamtlänge einer Ziehkammer 10 (eine Länge vom oberen Ende bis zu einer Deckenwand 9 einer Hauptkammer 1) 5100 mm, eine Länge über einem Absperrventil 11, in die ein Block am Ende des Ziehvorgangs eingeführt wird, betrug 3500 mm und ein Innendurchmesser dieses Bereichs betrug 380 mm. Eine Länge eines Verbindungsbereichs 13 zur Hauptkammer 1, der unter dem Absperrventil 11 angeordnet ist, betrug 1600 mm.
  • In der Ziehkammer 10 ist ein Verbindungsbereich 13 zur Hauptkammer 1, der unterhalb des Absperrventils 11 angeordnet ist, im Durchmesser größer als ein Innendurchmesser oberhalb des Absperrventils 11, und ein Nacherhitzer 12 ist im Abschnitt mit vergrößertem Durchmesser installiert. Der Nacherhitzer 12 ist ein zylindrisches Widerstandsheizelement aus Graphit mit einem Innendurchmesser von 380 mm und einer Länge von 1200 mm und ist in Umfangsrichtung entlang einer Innenwand der Ziehkammer 10 angeordnet.
  • Zwischen dem Nacherhitzer 12 und der Innenwand der Ziehkammer 10 ist ein Wärmedämmmaterial 14 vorgesehen.
  • Ein in der Hauptkammer 1 installierter Tiegel 3 besteht aus Quarz und hat einen Durchmesser von 24 Zoll (610 mm), und nachdem 150 kg eines hochreinen polykristallinen Silizium-Rohmaterials eingebracht wurden und dieses hochreine polykristalline Silizium geschmolzen war, wurde ein n-Silizium-Dotiermittel eingestellt und untergebracht, sodass in der Siliziumschmelze gelöst wurde, sodass 74 ppba Phosphor (eine Konzentration, bei welcher der spezifische Widerstand 3,0 Ω·cm bis 3,5 Ω·cm an einer oberen Endseite eines geraden Körperabschnitts des Blocks beträgt) in der Siliziumschmelze 2 gelöst ist.
  • Im Inneren der Hauptkammer 1 wurde mit einer Vakuumpumpe der Druck bis auf einige kPa reduziert, ein Schmelzheizelement 4 aus Graphit wurde mit Strom versorgt und das Schmelzheizelement 4 wurde auf 1450°C erwärmt, um das polykristalline Silizium in einer Argonatmosphäre zu erwärmen und zu schmelzen. Ein Einkristall-Ziehschaft 6, der mit einem Silizium-Impfkristall 5 an einem Spitzenende mit einer Hauptflächenorientierung von Si<100> versehen ist, wurde abgesenkt, der Silizium-Impfkristall 5 wurde mit einer Flüssigkeitsoberfläche der Siliziumschmelze 2 in Kontakt gebracht, und das Schmelzheizelement 4 wurde auf eine Temperatur eingestellt, bei der eine Fest-Flüssig-Grenzfläche zu einem Kristall heranwächst. Danach wird das Ziehen des Einkristalls mit einer Ziehgeschwindigkeit von 0,9 mm/min gestartet, der gerade Körperabschnitt weist einen Durchmesser von 9 Zoll (225 mm) und eine Länge von 1350 mm auf, ein Schulterabschnitt hat eine Länge von 100 mm und ein Endabschnitt hat eine Länge von 200 mm, und ein einkristalliner n-Siliziumblock mit einer Kristallwachstumsorientierung von <100> wurde hochgezogen.
  • Nach Beginn des Ziehvorgangs nimmt eine Menge der Siliziumschmelze 2 im Tiegel 3 ab. Dementsprechend wurde der Tiegel 3 angehoben, um einen Abstand von der Siliziumschmelzfläche im Tiegel zur Hauptkammer-Deckenwand konstant zu halten. Zu Beginn des Ziehvorgangs betrug der Höhenunterschied zwischen einem oberen Ende des Tiegels 3 und einem obersten Abschnitt der Deckenwand der Hauptkammer 1 700 mm.
  • Die Abkühlung des hochgezogenen Einkristall-Siliziumblocks erfolgte mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 0,1°C/min bis 2,7°C/min an einem oberen Abschnitt des geraden Körperabschnitts von der Schmelzfläche bis zu einer Eintrittsposition in die Ziehkammer. Da der hochzuziehende Block, wie oben beschrieben, eine Länge in Längsrichtung von 1650 mm hat, ist der obere Teil des geraden Körperabschnitts in die Ziehkammer 10 eingetreten, wenn der Block 850 mm oder mehr hochgezogen wurde.
  • Der Nacherhitzer 12 wurde ab 300 mm, bevor der obere Abschnitt des geraden Körperabschnitts den Verbindungsbereich 13 erreicht, das heißt in die Ziehkammer 10 eintritt, mit Strom versorgt. Nachdem die Temperatur des in die Ziehkammer eintretenden oberen Abschnitts des geraden Körperabschnitts auf etwa 850°C gesunken war, wurde die Temperatur auf diesem Niveau gehalten, sodass sie nicht unter diesen Wert fiel. Eine Heiztemperatur des Nacherhitzers 12 wurde von einem K-Thermoelement erfasst, das in der Nähe des Heizkörpers eingesetzt wurde, und die Temperatur des Nacherhitzers wurde angepasst.
  • Nach dem Hochziehen des Blocks wurde ein Endabschnitt des Blocks von der Schmelze gelöst und gleichzeitig der Einkristall-Siliziumblock mit einer Geschwindigkeit von 500 mm/min angehoben.
  • Nachdem ein unteres Ende des Endabschnitts des Blocks eine Position oberhalb des Absperrventils erreicht hatte, wurde das Absperrventil geschlossen, um die Strahlungswärme aus der Hauptkammer abzuschirmen und den Block schnell abzukühlen. Zu diesem Zeitpunkt wurde durch die Einführung von Argon mit Atmosphärendruck die konvektive Wärmeübertragung gefördert, um eine schnelle Abkühlung des Blocks zu unterstützen.
  • Nach dem obigen Vorgang wurde die Ziehkammer über dem Absperrventil 11 geöffnet, um den Einkristall-Siliziumblock 8 aus der Ziehvorrichtung zu entnehmen. Es wurde eine Substitutionskohlenstoffkonzentration an einem oberen Ende des Schulterabschnitts des entnommenen Einkristall-Siliziumblocks gemessen, eine Kohlenstoffkonzentration in der Siliziumschmelze zu Beginn des Ziehens des Blocks aus einer Erstarrungsrate auf Grundlage des Messwerts bestimmt und die Kohlenstoffkonzentration als ein Index einer Kohlenstoffkonzentration in dem verwendeten polykristallinen Silizium-Rohmaterial benutzt. Die Kohlenstoffkonzentration in der Siliziumschmelze zu Beginn des Ziehvorgangs ist in Tabelle 1 angegeben.
  • Um den Temperaturverlauf des oberen Abschnitts des geraden Körperabschnitts des Blocks beim Hochziehen des Einkristall-Siliziumblocks zu bestätigen, wurden die folgenden Experimente separat durchgeführt. Das heißt, der Einkristall-Siliziumblock wurde nach dem gleichen Verfahren wie oben beschrieben hochgezogen, aber mit dem Unterschied, dass ein dicker Impfkristall zur Temperaturmessung an dem am Spitzenende des Blockziehschafts 6 vorgesehenen Impfkristall 5 angebracht wurde und das in einem Aluminiumoxidrohr angeordnete R-Thermoelement so vorgesehen war, dass es um 50 mm nach unten ragte. In dem hochgezogenen Einkristall-Siliziumblock wurde das R-Thermoelement an einer Position 20 mm unterhalb des Anfangs des geraden Körperabschnitts in der Blockmitte eingebettet.
  • Während des Ziehvorgangs des Blocks wurde durch die Erfassung einer Temperatur des R-Thermoelements in einem Intervall von 1 Minute eine Temperaturänderung im radialen Zentrum 20 mm unterhalb des oberen Endes des geraden Körperabschnitts des Blocks bestätigt. Bei einem Ziehvorgang des Blocks mit 0,9 mm/min wird eine Anzeigetemperatur des R-Thermoelements mit dem Hochziehen von einer Erstarrungsposition des Kristalls allmählich gesenkt, aber da die Temperatur mit Hilfe des Nacherhitzers auch nach dem Eintritt des R-Thermoelements in die Ziehkammer beibehalten wird, wurde die Temperatur auf 800°C oder höher gehalten und wurde bis zu einer Gesamtlänge des Blocks von 1650 mm, d. h. bis zu einer Position, an welcher der Block von der Schmelzfläche gelöst wird, nicht niedriger als 800°C. Die Zeit von 1000°C zu diesem Zeitpunkt bis zum Ablösen des Blocks, d. h. die Zeit zum Abkühlen von 1000°C auf 800°C, betrug 25,4 Stunden. Anschließend wurde der Block nach dem Ablösen von der Schmelzfläche beim Hochziehen mit 500 mm/min schnell mit ca. 8°C/min abgekühlt.
  • In dem nach dem oben beschriebenen Verfahren hergestellten Einkristall-Siliziumblock wurden der Schulterabschnitt und der Endabschnitt abgeschnitten, und am oberen Ende des erhaltenen geraden Körperabschnitts wurde eine kreisförmige plattenförmige Probe mit einer Dicke von 2,5 mm entnommen, und die Zwischengittersauerstoffkonzentration und die Substitutionskohlenstoffkonzentration des oberen Endabschnitts des Einkristall-Siliziumblocks wurden nach dem Verfahren in Abschnitt 1) oben gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 angegeben.
  • Anschließend wurde der gesamte restliche Abschnitt des geraden Körperabschnitts in ein 156 mm × 156 mm Prisma (Brick) geschnitten und dann für ein Solarzellensubstrat (Wafer) mit einem festen Schleifdraht mit einer Mehrdrahtsäge vereinzelt. Die Dicke des Substrats betrug 205 ± 10 µm. Zwei der Einkristall-Siliziumsubstrate, die aus benachbarten oberen Endabschnitten erhalten wurden, wurden als Probesubstrate für die physikalische Eigenschaftsmessung nach Abschnitt 2) oben verwendet. Darüber hinaus wurde ein aus nachfolgenden unteren Abschnitten gewonnenes Probesubstrat einer Messung anderer physikalischer Eigenschaften unterzogen. Die Form, die durchschnittliche Hauptachse und die Anzahldichte der Sauerstoffpräzipitate in einem Volumen wurden gemäß Abschnitt 2) und 3) oben anhand dieser Probesubstrate gemessen. Weiterhin wurden der Umwandlungswirkungsgrad und die Leerlaufspannung der n-Diffusions-Solarzelle und eine Lebensdauer eines Substrats nach der Bildung eines Solarzellenbauelements gemäß den Verfahren 4) und 5) bewertet. Die Ergebnisse sind separat in Tabelle 1 angegeben.
  • In Abschnitt 2) - „Beobachtung von Sauerstoffpräzipitaten in einem einkristallinen Siliziumvolumen“ waren im Wesentlichen alle Verzerrungen, die bei Betrachtung mit einem Transmissionselektronenmikroskop mit 200.000-facher Vergrößerung überprüft werden können, Sauerstoffpräzipitate. Weiterhin zeigen 1 und 2 Bilder, die durch Betrachtung mit einem Transmissionselektronenmikroskop bei 2.000.000-facher Vergrößerung erhalten wurden. Die Bilder sind ein (a) TEM-Bild, ein (b) RTEM-BF-Bild und ein (c) RTEM-HAADF-Bild. Im (a) TEM-Bild können Sauerstoffpräzipitate beobachtet werden, die sich in einer horizontalen Richtung über 50 nm bis 60 nm erstrecken, und es wurde bestätigt, dass es sich um eine oktaedrische Form handelt, die sich in der horizontalen Richtung erstreckt, obwohl die Umgebung dunkel ist und sich die Verzerrungen überlappen.
  • Im (b) RTEM-BF-Bild (Abbildung der übertragenen Elektronen durch Erfassen eines verengten Elektronenstrahls durch eine Probe) war der Einfluss von Verzerrungen gering, die Form der Sauerstoffpräzipitate konnte eindeutig bestätigt werden, und da der Kontrast des Bilds stark war, konnte die oktaedrische Form deutlicher bestätigt werden. Da die oktaedrischen Sauerstoffpräzipitate einen Kristallhabitus eines Siliziumkristalls hatten und sich im Bild in der horizontalen Richtung erstrecken, d. h. in einer <110>-Richtung, wurde für die Hauptachse das Sauerstoffpräzipitats in einer Probe mittels Messung im Bild eine Länge von 58,3 nm festgestellt. Tabelle 1 zeigt einen Durchschnittswert der Hauptachsen der betrachteten 10 Sauerstoffpräzipitate. Darüber hinaus kann die oktaedrische Form im Bild durch das (c) RTEM-HAADF-Bild (Abbildung von Elektronen, die in einem hohen Winkel gestreut werden) eindeutig bestätigt werden, und der Atomzahl-Kontrast erscheint in diesem Bild, das Bild der Präzipitate war dunkler als das des Mutterphasen-Siliziums mit hellerer Zusammensetzung, und somit konnten die Präzipitate als Sauerstoffpräzipitate bestätigt werden. Die oktaedrische Form solcher Sauerstoffpräzipitate war in allen 10 betrachteten Sauerstoffpräzipitaten gleich.
  • Vergleichsbeispiel 1
  • Ein Einkristall-Siliziumblock wurde auf die gleiche Weise wie im Beispiel 1 hergestellt, aber mit dem Unterschied, dass in der Vorrichtung in 8 eine Vorrichtung, die nicht mit einem Nacherhitzer 12 in einer Ziehkammer 10 ausgestattet ist, als Blockziehvorrichtung verwendet wurde.
  • Nachdem der Block bis zu 850 mm oder höher gezogen wurde, trat ein oberer Abschnitt eines geraden Körperabschnitts des Blocks in die Ziehkammer 10 ein, aber der Nacherhitzer 12 ist in der Ziehkammer 10 nicht vorgesehen. Daher wurde der obere Abschnitt des geraden Körperabschnitts bis auf etwa 600°C abgekühlt, und die Zeit zum Abkühlen von 1000°C auf 800°C betrug 8,3 Stunden.
  • Infolgedessen wurden die physikalischen Eigenschaften des erhaltenen Einkristall-Siliziumblocks nach den Methoden gemäß Abschnitt (1) bis (5) oben gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 angegeben.
  • In Abschnitt 2) - „Beobachtung von Sauerstoffpräzipitaten in einem einkristallinen Siliziumvolumen“ waren im Wesentlichen alle Verzerrungen, die bei Betrachtung mit einem Transmissionselektronenmikroskop mit 200.000-facher Vergrößerung überprüft werden können, Sauerstoffpräzipitate. Darüber hinaus zeigen 3 und 4 Bilder [(a) TEM-Bild, (b) RTEM-BF-Bild, (c) RTEM-HAADF-Bild], die in 2) - „Beobachtung von Sauerstoffpräzipitaten in einem einkristallinen Siliziumvolumen“ - durch 2.000.000-fache Vergrößerung mit einem Transmissionselektronenmikroskop erhalten wurden. Im TEM-Bild von (a) wurde eine komplexe Verzerrung und auch eine Versetzungsschleife festgestellt. Obwohl die Form nicht klar ist, konnte bestätigt werden, dass sehr dünne plattenförmige Sauerstoffpräzipitate mit einer Dicke von 1 nm oder weniger ausgerichtet wurden und ein Versetzungskomplex gebildet wurde, wie durch einen Pfeil im Bild angezeigt. Auch im b) RTEM-BF-Bild wurde eine starke Verzerrung festgestellt, und es wurde deutlicher bestätigt, dass das Präzipitatbild die Plattenform aufweist. Da die Hauptachse eine Form hatte, die sich in einer <111>-Richtung - im Bild in einer schrägen Richtung - erstreckt, betrug die Hauptachse 12,8 nm in einer Probe, die anhand des Bilds gemessen wurde. Darüber hinaus wurde auch im RTEM-HAADF-Bild von (c) eindeutig bestätigt, dass das Bild der Präzipitate eine plattenähnliche Form aufweist. Die Plattenform dieser Sauerstoffpräzipitate war bei allen 10 betrachteten Sauerstoffpräzipitaten gleich.
  • Beispiel 2 und Vergleichsbeispiele 2 und 3
  • Ein Einkristall-Siliziumblock wurde auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 hergestellt, aber mit dem Unterschied, dass ein polykristallines Silizium-Rohmaterial mit einer unterschiedlichen Kohlenstoffkonzentration verwendet wurde, sodass eine Kohlenstoffkonzentration in einer Siliziumschmelze zu Beginn des Ziehvorgangs eines Blocks ein Wert ist, der in Tabelle 1 dargestellt ist, und die Zeit zum Abkühlen von 1000°C auf 800°C in einem Abkühlprozess des Blocks wurde ebenfalls auf einen Wert geändert, der in Tabelle 1 dargestellt ist. Die Ergebnisse in 1) bis 5) der Messung der physikalischen Eigenschaften des erhaltenen einkristallinen Siliziums sind in Tabelle 1 dargestellt. [Tabelle 1]
    Kohlenstoffkonzentration in Siliziumschmelze zu Beginn des Ziehvorgangs (ppma) Zeit zum Abkühlen von 1000°C auf 800°C bei der Blockherstellung (Stunden) Zwischengittersauerstoffkonzentration (ppma) Substitutionskohlenstoffkonzentration Oxidpräzipitate vor Wärmebehandlung Oxidpräzipitate nach Wärmebehandlung Solarzellenbeurteilung (oberer Endabschnitt von geradem Körper)
    Form Mittlere Hauptachse (nm) Anzahldichte (Stück/cm3) Umwandlungswirkungsgrad (%) Leerlaufspannung (mV) Lebensdauer (µs)
    Beispiel 1 1,8 25,4 38,6 0,13 Nicht festgestellt Polyeder 52 1,4 × 1012 17,70 629,2 39,7
    Vergleichsbeispiel 1 1,2 8,3 41,8 0,09 Nicht festgestellt Plattenform 12 7,5 × 1012 15,75 590,5 11,8
    Beispiel 2 0,8 25,4 40,5 0,06 Nicht festgestellt Polyeder 68 4,1 × 1011 18,10 634,2 45,3
    Vergleichsbeispiel 2 0,4 8,3 41,9 0,03 Nicht festgestellt Plattenform 17 2,1 × 1012 15,79 595,6 13,4
    Vergleichsbeispiel 3 18,8 25,4 40,9 1,35 Nicht festgestellt Polyeder 12 3,1 × 1013 13,71 559,6 3,4
  • Wie aus Tabelle 1 ersichtlich ist, wies der einkristalline, plattenförmige Siliziumkörper, der aus einem oberen Abschnitt eines geraden Körperabschnitts eines in den Beispielen 1 und 2 hergestellten Einkristall-Siliziumblocks gewonnen wurde, folgende Eigenschaften auf: Eine Zwischengittersauerstoffkonzentration zeigte einen hohen Wert von mehr als 25 ppma im radialen Zentrum, eine Substitutionskohlenstoffkonzentration betrug 0,3 ppma oder weniger, es wurden keine Sauerstoffpräzipitate in dem Volumen festgestellt, und nach einer Erwärmung auf 950°C für 60 Minuten wurden in einem Volumen Sauerstoffpräzipitate mit einer polyedrischen Struktur festgestellt. Dabei handelte es sich um Bauelemente mit ausgezeichnetem Umwandlungswirkungsgrad und ausgezeichneter Leerlaufspannung als Solarzellenbauelemente und einem hohen Lebensdauerwert.
  • Demgegenüber zeigte ein einkristalliner, plattenförmiger Siliziumkörper, der auf die gleiche Weise gewonnen wurde wie ein Einkristall-Siliziumblock, der in den Vergleichsbeispielen 1 und 2 hergestellt wurde, einen großen Unterschied, insofern die Form der Sauerstoffpräzipitate, die durch eine Wärmebehandlung bei 950°C für 60 Minuten ausgefällt wurden, im Vergleich zu denjenigen in den Beispielen 1 und 2 plattenförmig war, und dass die Eigenschaften als Solarzellenbauelement deutlich schlechter waren als diejenigen in den vorstehenden Beispielen.
  • Weiterhin zeigte ein einkristalliner, plattenförmiger Siliziumkörper, der auf die gleiche Weise gewonnen wurde wie ein Einkristall-Siliziumblock, der im Vergleichsbeispiel 3 hergestellt wurde, im Vergleich zu denjenigen der Beispiele 1 und 2 einen großen Unterschied insofern, als die Substitutionskohlenstoffkonzentration 1,35 ppma betrug; und wenn viel Kohlenstoff enthalten ist, sind die Eigenschaften des Bauelements wesentlich schlechter als diejenigen der vorstehenden Beispiele, selbst wenn die Form der durch die Wärmebehandlung erzeugten Sauerstoffpräzipitate ein Polyeder ist, da die Größe relativ klein und die Anzahldichte hoch ist und leicht Versetzungen entstehen können.
  • Beispiele 3 und 4 und Vergleichsbeispiel 4
  • Ein Einkristall-Siliziumblock wurde auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 hergestellt, aber mit dem Unterschied, dass ein polykristallines Silizium-Rohmaterial mit einer unterschiedlichen Kohlenstoffkonzentration verwendet wurde, so dass eine Kohlenstoffkonzentration in einer Siliziumschmelze zu Beginn des Ziehvorgangs eines Blocks ein Wert ist, der in Tabelle 2 dargestellt ist, und die Zeit zum Abkühlen von 1000°C auf 800°C in einem Abkühlprozess des Blocks wurde ebenfalls auf einen Wert geändert, der in Tabelle 2 dargestellt ist. Die Ergebnisse in 1) bis 5) der Messung der physikalischen Eigenschaften des erhaltenen einkristallinen Siliziums sind in Tabelle 2 dargestellt. [Tabelle 2]
    Kohlenstoffkonzentration in Siliziumschmelze zu Beginn des Ziehvorgangs (ppma) Zeit zum Abkühlen von 1000°C auf 800°C bei der Blockherstellung (Stunden) Zwischengittersauerstoffkonzentration (ppma) Substitutionskohlenstoffkonzentration (ppma) Oxidpräzipitate vor Wärmebehandlung Oxidpräzipitate nach Wärmebehandlung Solarzellenbeurteilung (oberer Endabschnitt von geradem Körper)
    Form Mittlere Hauptachse (nm) Anzahldichte (Stück/cm3) Umwandlungswirkungsgrad (%) Leerlaufspannung (mV) Lebensdauer (µs)
    Beispiel 3 2,9 25,4 40,2 0,21 Nicht festgestellt Polyed er 44 2,3 × 1012 16,91 616,3 20,3
    Beispiel 4 5,7 25,4 39,8 0,41 Nicht festgestellt Polyed er 28 6,9 × 1012 15,94 596,8 8,7
    Vergleichsbeispiel 4 3,2 8,3 40,9 0,22 Nicht festgestellt Platten form 18 2,5 × 1013 14,87 572,8 6,7
  • Wie aus Tabelle 2 ersichtlich ist, trat im Vergleich zum einkristallinen plattenförmigen Siliziumkörper aus Beispiel 1 der Unterschied auf, dass ein einkristalliner, plattenförmiger Siliziumkörper, der aus einem oberen Abschnitt eines geraden Körperabschnitts eines in den Beispielen 3 und 4 hergestellten Einkristall-Siliziumblocks gewonnen wurde, eine Substitutionskohlenstoffkonzentration von 0,21 ppma in Beispiel 3 und 0,41 ppma in Beispiel 4 aufwies, und diese beiden Werte waren etwas höher. Andererseits war in einem einkristallinen plattenförmigen Siliziumkörper im Vergleichsbeispiel 4, in dem Sauerstoffpräzipitate, die durch eine Wärmebehandlung bei 950°C für 60 Minuten erzeugt wurden, eine Plattenform aufweisen, die Substitutionskohlenstoffkonzentration ebenfalls auf 0,22 ppma erhöht.
  • Im Vergleich von Beispiel 3 und Vergleichsbeispiel 4, bei denen die Substitutionskohlenstoffkonzentration gleich war, waren die Eigenschaften für den Einsatz als Solarzellenbauelement in Beispiel 3 wesentlich besser, und selbst im Vergleich von Beispiel 4 und Vergleichsbeispiel 4, wo die Substitutionskohlenstoffkonzentration in Beispiel 4 deutlich höher war, waren die Eigenschaften für den Einsatz als Solarzellenbauelement in Beispiel 4 besser. Daher wurde bestätigt, dass selbst dann, wenn die Substitutionskohlenstoffkonzentration in diesem Bereich (0,5 ppma oder weniger) leicht verbessert wurde, das Solarzellenbauelement, bei dem die Form der durch die Wärmebehandlung erzeugten Sauerstoffpräzipitate ein Polyeder ist, bessere Eigenschaften aufweist als das Solarzellenbauelement, bei dem die Sauerstoffpräzipitate die Plattenform aufweisen.
  • Beispiel 5 und Vergleichsbeispiel 5
  • In Beispiel 1 wurden oktaedrische Sauerstoffpräzipitate, die unter „2) Beobachtung von Sauerstoffpräzipitaten in einem einkristallinen Siliziumvolumen“ mit einem Transmissionselektronenmikroskop bei 2.000.000-facher Vergrößerung betrachtet wurden, weiterhin bei einer höheren 8.000.000-fachen Vergrößerung betrachtet. Die Ergebnisse sind in 5 gezeigt. Im (a) TEM-Bild ist eine betrachtete vergrößerte Position durch einen Pfeil gekennzeichnet. Ein Randabschnitt der Sauerstoffpräzipitate, in dem sich die Spannung durch das Wachstum der Sauerstoffpräzipitate leicht konzentriert, wurde vergrößert betrachtet. Sowohl im (b) RTEM-BF-Bild als auch im (c) RTEM-HAADF-Bild wurde ein Gitterbild eines Siliziumkristalls betrachtet, und Gitterstörungen konnten an einer Position der Sauerstoffpräzipitate und in deren Umgebung beobachtet werden. In einem Mutterphasenabschnitt des Siliziumkristalls im (c) RTEM-HAADF-Bild wurde auch eine Hantelstruktur beobachtet, in der Siliziumatomsäulen gepaart wurden, wodurch Verformungen des Kristallgitters leicht beobachtet werden konnten.
  • In ähnlicher Weise wurden die im Vergleichsbeispiel 1 beobachteten plattenförmigen Sauerstoffpräzipitate bei 8.000.000-facher Vergrößerung betrachtet. Die Ergebnisse sind in 6 gezeigt. Im (a) TEM-Bild ist eine betrachtete vergrößerte Position durch einen Pfeil gekennzeichnet. Die Umgebung einer Versetzungsschleife, die aus den im TEM-Bild beobachteten Sauerstoffpräzipitaten hervorging, wurde vergrößert betrachtet. Im (b) RTEM-BF-Bild und (c) RTEM-HAADF-Bild war die Gitterstörung groß, und beim Vergleich mit einem Elektronenmikroskopbild (5) der Sauerstoffpräzipitate in Beispiel 1 wurde festgestellt, dass die unklare Fläche eines Gitterbilds breit war, d. h. die Gitterstörung groß war.
  • Bezugsbeispiel 1
  • In Beispiel 1 wurde ein Experiment zur Bestätigung des Temperaturverlaufs eines geraden Körperabschnitts eines Blocks, das getrennt von einem Ziehvorgang eines Einkristall-Siliziumblocks durchgeführt wird, geändert und wie folgt durchgeführt. Das heißt, in dem hochzuziehenden Einkristall-Siliziumblock wurde eine Länge eines R-Thermoelements, das unterhalb eines Impfkristalls zur Temperaturmessung an einem Spitzenende eines Blockziehschafts 6, der nach unten ragt, vorgesehen ist, auf 330 mm geändert, und das R-Thermoelement wurde an einer Position 300 mm unterhalb einer Anfangsposition des geraden Körperabschnitts in der Mitte des Blocks eingebettet. Bei diesem Bestätigungsexperiment wurde bestätigt, dass die Zeit zum Abkühlen von 1000°C auf 800°C an einer Position im radialen Zentrum, an der das R-Thermoelement vorgesehen ist, im geraden Körperabschnitt des in Beispiel 1 hergestellten Einkristall-Siliziumblocks 20,2 Stunden betrug.
  • Dann wurde der Einkristall-Siliziumblock auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 hergestellt, und die physikalischen Eigenschaften des geraden Körperabschnitts des erhaltenen Blocks in jedem der Abschnitte 1) bis 5) wurden in der Nähe einer äquivalenten Position gemessen, die mit dem R-Thermoelement als ein Ziel versehen ist. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 angegeben. [Tabelle 3]
    Kohlenstoffkonzentration in Siliziumschmelze zu Beginn des Ziehvorgangs (ppma) Zeit zum Abkühlen von 1000°C auf 800°C bei der Blockherstellung (Stunden) Zwischengittersauerstoffkonzentration (ppma) Substitutionskohlenstoffkonzentration (ppma) Oxidpräzipitate vor Wärmebehandlung Oxidpräzipitate nach Wärmebehandlung Solarzellenbeurteilung (mittlerer Abschnitt von geradem Körper)
    Form Mittlere Hauptachse (nm) Anzahldichte (Stück/cm3) Umwandlungswirkungsgrad (%) Leerlaufspannung (mV) Lebensdauer (µs)
    Bezugsbeispiel 1 1,8 20,2 24,1 0,17 Nicht festgestellt Nicht festgestellt 19,08 645,1 412,9
  • Wie aus Tabelle 3 ersichtlich ist, wurde selbst in einem Einkristall-Siliziumblock, der unter den gleichen Bedingungen wie der in Beispiel 1 erhaltene Einkristall-Siliziumblock hergestellt wurde, die Zwischengittersauerstoffkonzentration auf weniger als 25 ppma reduziert, wenn ein einkristalliner, plattenförmiger Siliziumkörper aus einem mittleren Abschnitt des geraden Körperabschnitts gewonnen wurde. Somit entstanden bei geringer Sauerstoffkonzentration durch eine Wärmebehandlung bei 950°C für 60 Minuten keine wesentlichen Sauerstoffpräzipitate, und es trat nicht das Problem auf, dass sich die Eigenschaften des Solarzellenbauelements verschlechtern.
  • Bezugszeichenliste
    • 1
    Hauptkammer
    2
    Siliziumschmelze
    3
    Tiegel
    4
    Schmelzheizelement
    5
    Impfkristall
    6
    Einkristall-Ziehschaft
    7
    Wärmedämmmaterial (Hauptkammer)
    8
    Einkristall-Siliziumblock
    9
    Deckenwand
    10
    Ziehkammer
    11
    Absperrventil
    12
    Nacherhitzer
    13
    Verbindungsbereich zwischen Absperrventil und Hauptkammer
    14
    Wärmedämmmaterial (Ziehkammer)
    15
    Wärmeabschirmeinrichtung
  • ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
  • Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
  • Zitierte Patentliteratur
    • JP 3006669 [0014]
    • JP H1192274 [0014]
    • JP H9190954 [0014]
    • JP 2011228459 [0014]

Claims (9)

  1. Einkristalliner plattenförmiger Siliziumkörper, wobei in einem radialen Zentrum eine Zwischengittersauerstoffkonzentration in einem Kristall 25 ppma bis 45 ppma und eine Substitutionskohlenstoffkonzentration 0,5 ppma oder weniger beträgt, und im radialen Zentrum in einem Bild mit 200.000-facher Vergrößerung mittels eines Transmissionselektronenmikroskops keine Sauerstoffpräzipitate in einem Volumen festgestellt werden und, nachdem der einkristalline plattenförmige Siliziumkörper für 60 Minuten auf 950°C erwärmt wurde, Sauerstoffpräzipitate in einem Bild mit 200.000-facher Vergrößerung festgestellt werden und eine Form der Sauerstoffpräzipitate in einem Bild mit 2.000.000-facher Vergrößerung als eine polyedrische Struktur erkannt wird.
  2. Einkristalliner plattenförmiger Siliziumkörper nach Anspruch 1, wobei die Substitutionskohlenstoffkonzentration 0,001 ppma bis 0,3 ppma beträgt.
  3. Einkristalliner plattenförmiger Siliziumkörper nach Anspruch 1 oder Anspruch 2, wobei die nach dem Erwärmen beobachtete Anzahldichte der Sauerstoffpräzipitate 1 × 1013 Stück/cm3 oder weniger beträgt.
  4. Einkristalliner plattenförmiger Siliziumkörper nach einem beliebigen der Ansprüche 1 bis 3, wobei der einkristalline plattenförmige Siliziumkörper aus einem Czochralski-Einkristall-Siliziumblock gewonnen und nach der Gewinnung nicht einem Temperaturverlauf bei 900°C oder höher unterzogen wird.
  5. Einkristalliner plattenförmiger Siliziumkörper nach Anspruch 4, wobei der einkristalline plattenförmige Siliziumkörper aus einem oberen Abschnitt eines geraden Körperabschnitts des Czochralski-Einkristall-Siliziumblocks gewonnen wird.
  6. Czochralski-Einkristall-Siliziumblock, umfassend: einen Bereich in einer Längsachsenrichtung des Blocks, der den Eigenschaften des einkristallinen plattenförmigen Siliziumkörpers nach einem beliebigen der Ansprüche 1 bis 3 entspricht.
  7. Einkristall-Siliziumblock nach Anspruch 6, umfassend: einen Bereich in einem oberen Abschnitt eines geraden Körperabschnitts des Blocks, der den Eigenschaften des einkristallinen plattenförmigen Siliziumkörpers nach einem beliebigen der Ansprüche 1 bis 3 entspricht.
  8. Verfahren zur Herstellung eines Czochralski-Einkristall-Siliziumblocks, wobei, wenn ein Einkristall-Siliziumblock nach einem CZ-Verfahren aus einer Schmelze, in der polykristallines Silizium geschmolzen ist, gezogen wird, ein Bereich in einer Längsachsenrichtung des Blocks, in dem in einem radialen Zentrum eine Zwischengittersauerstoffkonzentration 25 ppma bis 45 ppma und eine Substitutionskohlenstoffkonzentration 0,5 ppma oder weniger beträgt, in einer Abkühlungszeit von 10 Stunden oder mehr von 1000°C auf 800°C abgekühlt wird.
  9. Verfahren zur Herstellung eines einkristallinen plattenförmigen Siliziumkörpers, wobei, nachdem der Czochralski-Einkristall-Siliziumblock durch das Verfahren nach Anspruch 8 hergestellt wurde, aus dem Einkristall-Siliziumblock eine Plattenform aus einem Bereich in der Längsachsenrichtung gewonnen wird, in welchem eine Zwischengittersauerstoffkonzentration in einem radialen Zentrum 25 ppma bis 45 ppma und eine Substitutionskohlenstoffkonzentration 0,5 ppma oder weniger beträgt.
DE112017003436.1T 2016-07-06 2017-06-30 Einkristalliner, plattenförmiger Siliziumkörper und Verfahren zu dessen Herstellung Withdrawn DE112017003436T5 (de)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016-134375 2016-07-06
JP2016134375 2016-07-06
PCT/JP2017/024235 WO2018008561A1 (ja) 2016-07-06 2017-06-30 単結晶シリコン板状体およびその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
DE112017003436T5 true DE112017003436T5 (de) 2019-03-21

Family

ID=60912812

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE112017003436.1T Withdrawn DE112017003436T5 (de) 2016-07-06 2017-06-30 Einkristalliner, plattenförmiger Siliziumkörper und Verfahren zu dessen Herstellung

Country Status (8)

Country Link
US (1) US10975496B2 (de)
JP (1) JP6484762B2 (de)
KR (1) KR102032535B1 (de)
CN (1) CN109477240B (de)
DE (1) DE112017003436T5 (de)
SG (1) SG11201900068PA (de)
TW (1) TWI732898B (de)
WO (1) WO2018008561A1 (de)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6645545B1 (ja) * 2018-09-03 2020-02-14 株式会社Sumco シリコン試料の炭素濃度評価方法、シリコンウェーハ製造工程の評価方法、シリコンウェーハの製造方法およびシリコン単結晶インゴットの製造方法
JP6979007B2 (ja) 2018-12-17 2021-12-08 グローバルウェーハズ・ジャパン株式会社 シリコンウェーハの極低酸素濃度測定方法
CN114667370A (zh) 2019-08-09 2022-06-24 尖端设备技术公司 生产具有低氧浓度区域的带或晶片
CN115148858B (zh) * 2022-08-01 2024-06-11 安徽华晟新能源科技有限公司 一种硅太阳能电池的钝化方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09190954A (ja) 1996-01-10 1997-07-22 Sumitomo Sitix Corp 半導体基板およびその製造方法
JPH1192274A (ja) 1997-09-19 1999-04-06 Nippon Steel Corp シリコンウエーハおよびその製造方法
JP3006669B2 (ja) 1995-06-20 2000-02-07 信越半導体株式会社 結晶欠陥の均一なシリコン単結晶の製造方法およびその製造装置
JP2011228459A (ja) 2010-04-19 2011-11-10 Sumco Corp シリコンウェーハ及びその製造方法

Family Cites Families (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03133121A (ja) * 1989-10-19 1991-06-06 Showa Denko Kk 半導体デバイス用シリコン基板及びその製造方法
JPH0789789A (ja) * 1993-09-20 1995-04-04 Fujitsu Ltd Ｓｉ結晶、結晶成長方法および結晶成長装置
US5593494A (en) * 1995-03-14 1997-01-14 Memc Electronic Materials, Inc. Precision controlled precipitation of oxygen in silicon
EP0948037B1 (de) * 1996-07-29 2006-11-02 Sumco Corporation Verfahren zur herstellung einer epitaxialscheibe aus silizium
US6503594B2 (en) 1997-02-13 2003-01-07 Samsung Electronics Co., Ltd. Silicon wafers having controlled distribution of defects and slip
JPH1143393A (ja) * 1997-07-23 1999-02-16 Nippon Steel Corp シリコン単結晶ウエハーおよびその製造方法
EP1090166B1 (de) * 1998-06-26 2002-03-27 MEMC Electronic Materials, Inc. Verfahren zur herstellung fehlerfreier siliziumkristalle von willkürlichem grossen durchmesser
TW505710B (en) * 1998-11-20 2002-10-11 Komatsu Denshi Kinzoku Kk Production method for silicon single crystal and production device for single crystal ingot, and heat treating method for silicon single crystal wafer
DE60041309D1 (de) * 1999-03-16 2009-02-26 Shinetsu Handotai Kk Herstellungsverfahren für siliziumwafer und siliziumwafer
JP2002043318A (ja) * 2000-07-28 2002-02-08 Shin Etsu Handotai Co Ltd シリコン単結晶ウエーハの製造方法
JP2002184779A (ja) * 2000-12-13 2002-06-28 Shin Etsu Handotai Co Ltd アニールウェーハの製造方法及びアニールウェーハ
WO2002059400A2 (en) * 2001-01-26 2002-08-01 Memc Electronic Materials, Inc. Low defect density silicon substantially free of oxidation induced stacking faults having a vacancy-dominated core
US7201800B2 (en) * 2001-12-21 2007-04-10 Memc Electronic Materials, Inc. Process for making silicon wafers with stabilized oxygen precipitate nucleation centers
KR100745308B1 (ko) 2001-12-21 2007-08-01 엠이엠씨 일렉트로닉 머티리얼즈 인코포레이티드 질소/탄소 안정화된 산소 침전물 핵형성 중심을 가진이상적인 산소 침전 실리콘 웨이퍼 및 그 제조 방법
KR100745309B1 (ko) * 2002-04-10 2007-08-01 엠이엠씨 일렉트로닉 머티리얼즈 인코포레이티드 이상적인 산소 침전 실리콘 웨이퍼에서 디누드 구역깊이를 조절하기 위한 방법
KR100573473B1 (ko) 2004-05-10 2006-04-24 주식회사 실트론 실리콘 웨이퍼 및 그 제조방법
WO2006003812A1 (ja) * 2004-06-30 2006-01-12 Sumitomo Mitsubishi Silicon Corporation シリコンウェーハの製造方法及びこの方法により製造されたシリコンウェーハ
CN1269186C (zh) * 2004-11-22 2006-08-09 浙江大学 一种具有内吸杂功能的掺碳硅片的制备方法
EP1909315A4 (de) * 2005-07-27 2008-11-26 Sumco Corp Siliziumwafer und prozess zu seiner herstellung
JP2007194232A (ja) * 2006-01-17 2007-08-02 Shin Etsu Handotai Co Ltd シリコン単結晶ウエーハの製造方法
JP5151777B2 (ja) * 2008-07-30 2013-02-27 株式会社Ｓｕｍｃｏ シリコンエピタキシャルウェーハの製造方法およびシリコンエピタキシャルウェーハ
KR20100036155A (ko) * 2008-09-29 2010-04-07 매그나칩 반도체 유한회사 실리콘 웨이퍼 및 그의 제조방법
JP5088338B2 (ja) * 2009-03-10 2012-12-05 信越半導体株式会社 シリコン単結晶の引き上げ方法
JP5984448B2 (ja) * 2012-03-26 2016-09-06 グローバルウェーハズ・ジャパン株式会社 シリコンウェーハ
JP5885305B2 (ja) * 2013-08-07 2016-03-15 グローバルウェーハズ・ジャパン株式会社 シリコンウェーハ及びその製造方法
CN104726931A (zh) * 2015-03-30 2015-06-24 江苏盎华光伏工程技术研究中心有限公司 具有退火装置的单晶炉及其控制方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3006669B2 (ja) 1995-06-20 2000-02-07 信越半導体株式会社 結晶欠陥の均一なシリコン単結晶の製造方法およびその製造装置
JPH09190954A (ja) 1996-01-10 1997-07-22 Sumitomo Sitix Corp 半導体基板およびその製造方法
JPH1192274A (ja) 1997-09-19 1999-04-06 Nippon Steel Corp シリコンウエーハおよびその製造方法
JP2011228459A (ja) 2010-04-19 2011-11-10 Sumco Corp シリコンウェーハ及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
TWI732898B (zh) 2021-07-11
JPWO2018008561A1 (ja) 2018-11-29
TW201816201A (zh) 2018-05-01
JP6484762B2 (ja) 2019-03-13
CN109477240A (zh) 2019-03-15
KR102032535B1 (ko) 2019-10-15
US10975496B2 (en) 2021-04-13
CN109477240B (zh) 2019-12-27
US20190161888A1 (en) 2019-05-30
WO2018008561A1 (ja) 2018-01-11
SG11201900068PA (en) 2019-02-27
KR20190007502A (ko) 2019-01-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE102012214085B4 (de) Halbleiterscheibe aus einkristallinem Silizium und Verfahren zu deren Herstellung
EP0829559B1 (de) Verfahren zur Herstellung von Halbleiterscheiben aus Silicium mit geringer Defektdichte
DE112013005407B4 (de) Verfahren zur Herstellung von Halbleiter-Epitaxiewafern, Halbleiter-Epitaxiewafer, und Verfahren zur Herstellung von Festkörper-Bildsensorvorrichtungen
DE19609107B4 (de) Verfahren zum Herstellen von Siliziumwafern
EP0328048B1 (de) Herstellung von Halbleiterscheiben mit verbesserter Kontrolle der Innenstörstellen
DE102007027111B4 (de) Siliciumscheibe mit guter intrinsischer Getterfähigkeit und Verfahren zu ihrer Herstellung
DE112013005409B4 (de) Verfahren zur Herstellung von Halbleiter-Epitaxiewafern, Halbleiter-Epitaxiewafer, und Verfahren zur Herstellung von Festkörper-Bildsensorvorrichtungen
DE112014000431B4 (de) Verfahren zum Herstellen eines Silizium-Einkristall-lngots
DE102008046617B4 (de) Halbleiterscheibe aus einkristallinem Silizium und Verfahren für deren Herstellung
DE112017003436T5 (de) Einkristalliner, plattenförmiger Siliziumkörper und Verfahren zu dessen Herstellung
DE112012002072T5 (de) Verfahren zur Herstellung eines epitaktischen Halbleiterwafers, epitaktischer Halbleiterwafer und Verfahren zur Herstellung einer Festkörperbildaufnahmevorrichtung
DE112016000465B4 (de) Verfahren zur Fertigung von Silicium-Wafern
DE112012000607B4 (de) Verfahren zum Herstellen eines Siliziumsubstrats und Siliziumsubstrat
DE112014006124B4 (de) Epitaxialwaferherstellungsverfahren und Epitaxialwafer
DE112013001054T5 (de) Verfahren zum Herstellen eines Silizium-Einkristall-Wafers
DE112011100479T5 (de) Siliziumwafer und Verfahren zur Herstellung desselben; und Verfahren zur Herstellung eines Halbleiterbauelements
DE112017003644T5 (de) Verfahren zur Bewertung der Kohlenstoffkonzentration einer Siliciumprobe, Verfahren zur Bewertung eines Herstellungsprozesses für Siliciumwafer, Verfahren zur Herstellung von Siliciumwafern, Verfahren zur Herstellung elnes Silicium-Einkristall-Ingots, Silicium-Einkristall-Ingot und Siliciumwafer
DE102008022747A1 (de) Silicium-Einkristall-Wafer und Verfahren zur Herstellung
DE112006000816T5 (de) Produktionsverfahren für Siliziumeinkristall, getemperter Wafer und Produktionsverfahren für getemperten Wafer
DE112016002091B4 (de) Silicium-Epitaxie-Wafer und Verfahren zu dessen Herstellung
DE112009000569T5 (de) Silizium-Einkristall-Wafer, Verfahren zur Herstellung eines Silizium-Einkristalls oder Verfahren zur Herstellung eines Silizium-Einkristall-Wafers, und Halbleiterbauelement
DE102005039116B4 (de) Verfahren zur Erzeugung eines Siliziumwafers
DE112018001919T5 (de) Verfahren zum herstellen eines siliziumepitaxialwafers und siliziumepitaxialwafer
DE112016003412T5 (de) Siliziumepitaxialwafer
DE102008013325B4 (de) Halbleiterscheibe aus einkristallinem Silicium und Verfahren zu deren Herstellung

Legal Events

Date Code Title Description
R119 Application deemed withdrawn, or ip right lapsed, due to non-payment of renewal fee