JP2004224577A - Ｐドープシリコン単結晶の製造方法及びｐドープｎ型シリコン単結晶ウェーハ - Google Patents
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Abstract
【課題】例えば、Ｖ領域、ＯＳＦ領域および巨大転位クラスタ（ＬＳＥＰＤ、ＬＦＰＤ）領域を含まない、高耐圧の優れた電気特性を持つ無欠陥領域のＰドープシリコン単結晶を簡単かつ安価で製造する方法を提供することを目的とする。
【解決手段】チョクラルスキー法によりＰ（リン）がドープされたシリコン単結晶を製造する方法において、少なくとも、Ａｌ（アルミニウム）濃度が２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上になるようにして単結晶の成長を行うことを特徴とするＰドープシリコン単結晶の製造方法。
【選択図】 なし
【解決手段】チョクラルスキー法によりＰ（リン）がドープされたシリコン単結晶を製造する方法において、少なくとも、Ａｌ（アルミニウム）濃度が２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上になるようにして単結晶の成長を行うことを特徴とするＰドープシリコン単結晶の製造方法。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、チョクラルスキー法によるＰドープシリコン単結晶の製造方法及びＰドープＮ型シリコン単結晶ウェーハに関し、特に、Ｖ領域、ＯＳＦ領域および巨大転位クラスタ（ＬＳＥＰＤ、ＬＦＰＤ）領域を含まない、高耐圧となる電気特性の優れた能力を持つ、無欠陥領域のＰドープシリコン単結晶の製造方法及びＰドープＮ型シリコン単結晶ウェーハに関する。
【０００２】
【従来の技術】
半導体デバイスの基板として用いられる単結晶は、例えばシリコン単結晶があり、主にチョクラルスキー法（Ｃｚｏｃｈｒａｌｓｋｉ Ｍｅｔｈｏｄ、以下ＣＺ法と略称する）により製造されている。
【０００３】
ＣＺ法により単結晶を製造する際には、例えば図２に示すような単結晶製造装置１０を用いて製造される。この単結晶製造装置１０は、例えばシリコンのような原料多結晶を収容して溶融するための部材や、熱を遮断するための断熱部材などを有しており、これらは、メインチャンバー１１内に収容されている。メインチャンバー１１の天井部からは上に伸びる引き上げチャンバー１２が連接されており、この上部に単結晶１３をワイヤー１４で引上げる機構（不図示）が設けられている。
【０００４】
メインチャンバー１１内には、溶融された原料融液１５を収容する石英ルツボ１６とその石英ルツボ１６を支持する黒鉛ルツボ１７が設けられ、これらのルツボ１６、１７は駆動機構（不図示）によって回転昇降自在にシャフト１８で支持されている。このルツボ１６、１７の駆動機構は、単結晶１３の引き上げに伴う原料融液１５の液面低下を補償すべく、ルツボ１６、１７を液面低下分だけ上昇させるようにしている。
【０００５】
そして、ルツボ１６、１７を囲繞するように、原料を溶融させるための黒鉛ヒーター１９が配置されている。この黒鉛ヒーター１９の外側には、黒鉛ヒーター１９からの熱がメインチャンバー１１に直接輻射されるのを防止するために、断熱部材２０がその周囲を取り囲むように設けられている。
【０００６】
また、ルツボの上部には黒鉛筒２３を設け、その外側下端に原料融液１５と対向するように断熱材２４を設けて融液面からの輻射をカットするとともに原料融液表面を保温するようにしている。
【０００７】
以上のような単結晶製造装置内に配置された石英ルツボ１６に原料塊を収容し、このルツボ１６を、上記のような黒鉛ヒーター１９により加熱し、石英ルツボ１６内の原料塊を溶融させる。このように原料塊を溶融させたものである原料融液１５に、ワイヤー１４の下端に接続している種ホルダー２１で固定された種結晶２２を着液させ、その後、種結晶２２を回転させながら引き上げることにより、種結晶２２の下方に所望の直径と品質を有する単結晶１３を育成する。この際、種結晶２２を原料融液１５に着液させた後に、直径を３ｍｍ程度に一旦細くして絞り部を形成するいわゆる種絞り（ネッキング）を行い、次いで、所望の口径になるまで太らせて、無転位の結晶を引き上げている。
【０００８】
このようなＣＺ法によって製造されるシリコン単結晶は、主として半導体デバイスの製造に用いられる。近年、半導体デバイスでは高集積化が進み、素子の微細化が進んでいる。素子の微細化が進むことで、結晶成長中に導入されるＧｒｏｗｎ−ｉｎ結晶欠陥の問題がより重要となっている。
【０００９】
ここで、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ結晶欠陥について説明する（図４参照）。
シリコン単結晶において、結晶成長速度が比較的高速の場合には、空孔型の点欠陥が集合したボイド起因とされているＦＰＤ（Ｆｌｏｗ Ｐａｔｔｅｒｎ Ｄｅｆｅｃｔ）等のＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が結晶径方向全域に高密度に存在し、これら欠陥が存在する領域はＶ（Ｖａｃａｎｃｙ）領域と呼ばれている。また、成長速度を低めていくと成長速度の低下に伴いＯＳＦ（酸化誘起積層欠陥、Ｏｘｉｄａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｓｔａｃｋｉｎｇ Ｆａｕｌｔ）領域が結晶の周辺からリング状に発生し、このリングの外側に格子間シリコンが集合した転位ループ起因と考えられているＬＳＥＰＤ（Ｌａｒｇｅ Ｓｅｃｃｏ Ｅｔｃｈ Ｐｉｔ Ｄｅｆｅｃｔ）、ＬＦＰＤ（Ｌａｒｇｅ Ｆｌｏｗ Ｐａｔｔｅｒｎ Ｄｅｆｅｃｔ）等の欠陥が低密度に存在し、この欠陥が存在する領域はＩ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ）領域と呼ばれている。さらに、成長速度を低速にすると、ＯＳＦリングがウェーハの中心に収縮して消滅し、全面がＩ領域となる。
【００１０】
近年、Ｖ領域とＩ領域の中間でＯＳＦリングの外側に、空孔起因のＦＰＤ等も、格子間シリコン起因のＬＳＥＰＤ、ＬＦＰＤ等も存在しない領域の存在が発見されている。この領域はＮ（ニュートラル、Ｎｅｕｔｒａｌ）領域と呼ばれる。また、このＮ領域をさらに分類すると、ＯＳＦリングの外側に隣接するＮｖ領域（空孔の多い領域）とＩ領域に隣接するＮｉ領域（格子間シリコンが多い領域）とがあり、Ｎｖ領域では、熱酸化処理をした際に酸素析出量が多く、Ｎｉ領域では酸素析出が殆ど無いことがわかっている。
【００１１】
これらのＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥は、引き上げ速度（Ｆ）とシリコンの融点から１４００℃の間の引き上げ軸方向の結晶内温度勾配の平均値（Ｇ）の比であるＦ／Ｇというパラメーターにより、その導入量が決定されると考えられている（例えば、非特許文献１参照。）。すなわち、Ｆ／Ｇが一定になるように、引き上げ速度と温度勾配を調節すれば、所望の欠陥領域、あるいは所望の無欠陥領域で単結晶を引き上げることができる（例えば、特許文献１参照。）。
【００１２】
そのため、従来、無欠陥領域の単結晶を得るためには、Ｎ領域に引き上げ速度等を制御して単結晶を引き上げる必要があった。このＮ領域の単結晶は比較的限られた引き上げ速度範囲での育成となるためその速度制御が難しく、結晶の生産性及び歩留まりが低かった。そのため、より簡単に製造できるように無欠陥領域の引き上げ速度範囲を広げる方法が求められていた。
【００１３】
【特許文献１】
特開２０００−１７８０９９号公報
【非特許文献１】
Ｖ．Ｖ．Ｖｏｒｏｎｋｏｖ，Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ ＣｒｙｓｔａｌＧｒｏｗｔｈ，５９（１９８２），６２５〜６４３
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はこのような問題点に鑑みてなされたもので、例えば、Ｖ領域、ＯＳＦ領域および巨大転位クラスタ（ＬＳＥＰＤ、ＬＦＰＤ）領域を含まない、高耐圧の優れた電気特性を持つ無欠陥領域のＰドープシリコン単結晶を簡単かつ安価で製造する方法およびＰドープＮ型シリコン単結晶ウェーハを提供することを目的とする。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記課題を解決するためになされたもので、チョクラルスキー法によりＰ（リン）がドープされたシリコン単結晶を製造する方法において、少なくとも、Ａｌ（アルミニウム）濃度が２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上になるようにして単結晶の成長を行うことを特徴とするＰドープシリコン単結晶の製造方法を提供する（請求項１）。
【００１６】
このように、Ａｌ（アルミニウム）濃度が２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上になるようにしてＰドープシリコン単結晶の成長を行うことで、Ｎ領域よりも低速側の領域がＬＦＰＤ、ＬＳＥＰＤ等の巨大クラスタのない、無欠陥のＩ領域となるＰドープシリコン単結晶を得ることができる。従って、従来はＮ領域に限られていた無欠陥領域をＩ領域にまで広げることができるので、高耐圧の優れた電気的特性を有するＰドープシリコン単結晶を簡単かつ安価で供給することができるようになる。
【００１７】
この場合、前記シリコン単結晶中のＰの濃度が、１×１０１４ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上となるようにして単結晶の成長を行うのが好ましい（請求項２）。
【００１８】
このように、前記シリコン単結晶中のＰの濃度が、１×１０１４ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上となるようにして単結晶の成長を行うことで十分にＮ型の導電性を得ることができる。
【００１９】
この場合、前記単結晶の成長は、引き上げ速度をＦ（ｍｍ／ｍｉｎ）とし、シリコンの融点から１４００℃の間の引き上げ軸方向の結晶内温度勾配の平均値をＧ（℃／ｍｍ）で表した時、Ｆ／Ｇ（ｍｍ／℃・ｍｉｎ）の値が０．２以下の値となるようにして引き上げるのが好ましく（請求項３）、さらに前記結晶の成長を、Ｎ領域、Ｉ領域の範囲内で行うのが好ましい（請求項４）。
【００２０】
このように、Ｆ／Ｇ（ｍｍ／℃・ｍｉｎ）の値が０．２以下の値となるようにして引き上げることで、例えばＮ領域、Ｉ領域の範囲内で結晶の成長を行うことができる。本発明のＡｌをドープしたＰドープシリコン単結晶はＩ領域も無欠陥であるため、上記範囲内であれば無欠陥のＰドープシリコン単結晶を容易に得ることができる。
【００２１】
さらに、本発明は、上記製造方法で製造されたことを特徴とするＰドープシリコン単結晶を提供し（請求項５）、該Ｐドープシリコン単結晶から切り出されたシリコンウェーハを提供する（請求項６）。
【００２２】
このような本発明の製造方法を用いて、Ｐドープシリコン単結晶を製造すれば、高品質のＰドープシリコン単結晶を生産性良く製造することができる。従って、該Ｐドープシリコン単結晶から切り出されたシリコンウェーハは、高品質でかつ安価なものとなる。
【００２３】
また、本発明は、少なくとも、Ａｌ（アルミニウム）濃度が、２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上であることを特徴とするＰ（リン）ドープＮ型シリコン単結晶ウェーハを提供する（請求項７）。
【００２４】
このように、少なくとも、Ａｌ（アルミニウム）濃度が、２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上であるＰ（リン）ドープＮ型シリコン単結晶ウェーハは、Ｎ領域よりも低速側の領域がＬＦＰＤ、ＬＳＥＰＤ等の巨大クラスタのない、無欠陥のＩ領域となるＰドープシリコン単結晶より得ることができる。従って、高耐圧の優れた電気的特性を有するＰドープＮ型シリコン単結晶ウェーハを簡単かつ安価で供給することができる。
【００２５】
この場合、前記ウェーハ中のＰの濃度が、１×１０１４ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上であることが好ましい（請求項８）。
【００２６】
このように、前記ウェーハ中のＰの濃度が、１×１０１４ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上であることで、十分にＮ型の導電性を得ることができる。
【００２７】
この場合、前記ウェーハの全面が、Ｎ領域及び／又はＩ領域のウェーハであることが好ましい（請求項９）。
【００２８】
このように、前記ウェーハの全面が、Ｎ領域及び／又はＩ領域のウェーハであることで、本発明のＰドープＮ型シリコン単結晶ウェーハは、Ｉ領域も無欠陥であるため、簡単かつ安価で製造可能で、しかも高耐圧の優れた電気的特性を有するウェーハとなる。
【００２９】
尚、引き上げ結晶のシリコンの融点から１４００℃の間の引き上げ軸方向の結晶内温度勾配の平均値Ｇ（℃／ｍｍ）の値であるが、これは総合伝熱解析ソフトＦＥＭＡＧの計算により算出したものである。
ここで、ＦＥＭＡＧは、文献（Ｆ．Ｄｕｐｒｅｔ，Ｐ．Ｎｉｃｏｄｅｍｅ，Ｙ．Ｒｙｃｋｍａｎｓ，Ｐ．Ｗｏｕｔｅｒｓ，ａｎｄ Ｍ．Ｊ．Ｃｒｏｃｈｅｔ，Ｉｎｔ．Ｊ．Ｈｅａｔ Ｍａｓｓ Ｔｒａｎｓｆｅｒ，３３，１８４９（１９９０））に開示されている総合伝熱解析ソフトである。
【００３０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態について説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
チョクラルスキー法によりＢドープシリコン単結晶を製造する際に、結晶肩から直胴尾部にかけて単結晶の成長速度を高速から低速へ漸減させると、ＯＳＦがある成長速度に達したときにシュリンクし、その後さらに低速領域でＮ領域（Ｎｖ、Ｎｉ領域）、Ｉ領域の順に各相が形成される。特にＮ領域より低速側のＩ領域は、サイズが約１０μｍ以上の大きさに及ぶ巨大転位クラスタが形成されることが判っており、ＬＳＥＰＤ、ＬＦＰＤ等の欠陥が存在する。尚、Ｂドープシリコン単結晶の場合、Ｎ領域が形成されるのは、Ｆ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）の値が０．２０〜０．２２の範囲のときである。
【００３１】
一方、チョクラルスキー法によりＰドープシリコン単結晶を製造する際に、結晶肩から直胴尾部にかけて単結晶の成長速度を高速から低速へ漸減させると、ＯＳＦがある成長速度に達したときにシュリンクし、その後さらに低速領域でＮ領域（Ｎｖ、Ｎｉ領域）、Ｉ領域の順に各相が形成される。また、このＩ領域の巨大転位クラスタ群にはＬＦＰＤは含まれておらず、ＬＳＥＰＤのみであった。尚、Ｐドープシリコン単結晶の場合、Ｎ領域が形成されるのは、Ｆ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）の値が０．１８〜０．２０の範囲のときである。
このように、Ｂドープシリコン単結晶とＰドープシリコン単結晶では、欠陥分布の挙動に違いがあることが判った。本発明者らは、特にＩ領域の結晶欠陥の発生状況の違いから、Ｐドープシリコン単結晶では、天然石英ルツボから溶出され、引き上げ結晶内部に取り込まれるＡｌ元素が、本来Ｉ領域で確認される巨大転位クラスタの形成を抑制することを見出した。
【００３２】
Ｐドープシリコン単結晶を引き上げる際、Ａｌ成分をほとんど含まない合成石英ルツボを使用した時は、Ｉ領域に巨大転位クラスタの存在が確認された。ところが、Ａｌ元素が５×１０１１ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ未満の濃度範囲で引き上げ結晶内部に取り込まれるような天然石英ルツボを使用した時は、Ｎｉ領域よりすぐ低速側のＩ領域では高密度のＬＳＥＰＤが確認されるものの、さらに低速領域ではＬＳＥＰＤの形成がなく、無欠陥のＩ領域であることがわかった。そこで本発明者らは、ＬＳＥＰＤが消滅した境界付近のＩ領域のＡｌ濃度を調査したところ、２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ程度であることが判明し、その際、その境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）の値は０．１７であった。
【００３３】
そして、本発明者らは以上のような事実を元に合成石英ルツボを使用し、多結晶シリコン原料充填の際、引き上げ結晶内部に２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上のＡｌ元素が取り込まれるように純Ａｌ金属粒を添加した。そして結晶肩から直胴尾部にかけて高速から低速へ成長速度を漸減させると、Ｎｉ領域よりすぐ低速側のＩ領域でも巨大転位クラスタの形成はなく無欠陥であり、さらに低速でも同様に無欠陥領域であった。したがって、ＡｌをドープしたＰドープ結晶では、ＯＳＦとＮ領域境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）である０．２０以下の領域ではＮ領域および無欠陥のＩ領域が形成されることが判った。
【００３４】
尚、ＡｌはＰ型の導電型元素であるが故に高濃度ドープには注意が必要である。特にデバイス設計上支障を来たさないでドープをするためには、結晶内部に取り込まれるＡｌ濃度が１×１０１４ａｔｏｍｓ／ｃｃを超えないようコントロールすることが望ましい。
【００３５】
また、Ｐドープシリコン単結晶中のＰの濃度は、１×１０１４ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上となるようにＰをドープすることが好ましい。ドープするＰの濃度を、１×１０１４ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上とすれば十分なＮ型の導電性を得ることができるからである。
【００３６】
【実施例】
以下、本発明を実施例および比較例を挙げて具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
（実施例１）
図２に示した単結晶製造装置を用いてシリコン単結晶を製造した。直径２４インチ（６００ｍｍ）の石英ルツボに、原料多結晶シリコン１５０ｋｇと純Ａｌ金属粒４ｍｇをチャージし、直径２１０ｍｍ、方位＜１００＞のシリコン単結晶を引き上げた。シリコン単結晶を引き上げる際、成長速度を０．６０ｍｍ／ｍｉｎから０．２０ｍｍ／ｍｉｎの範囲で結晶頭部から尾部にかけて漸減させるよう制御した。また、Ｐ濃度が３×１０１４〜５．５×１０１４ａｔｏｍｓ／ｃｃ、酸素濃度が２４〜２７ｐｐｍａ（ＡＳＴＭ’７９）となるようにシリコン単結晶を製造した。
【００３７】
上記のように育成した各シリコン単結晶棒の直胴部を、図３（ａ）に示したように結晶成長軸方向に１０ｃｍ毎の長さでブロックに切断した後、各ブロックをさらに結晶軸方向に縦割り切断し、約２ｍｍ厚のサンプルを数枚作製した。
上記サンプルについてＷＬＴ測定器（ＳＥＭＩＬＡＢ ＷＴ−８５）及びセコエッチングにより、Ｖ領域、ＯＳＦ領域、Ｎ領域、Ｉ領域の各領域の分布状況（図３（ｂ）参照）、すなわちＦＰＤ、ＬＦＰＤ、ＬＳＥＰＤ等の分布状況、そしてＯＳＦの発生状況を調査し、各領域の境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）の値を確認した。
【００３８】
具体的には、先ず、ＦＰＤ、ＬＦＰＤ、ＬＳＥＰＤの評価に関しては、サンプルのうち１枚を平面研削した後、ミラーエッチング、セコエッチング（３０分間）を施し、無攪拌のまま放置し、所定の処理後、各欠陥の密度測定を行った。また、ＯＳＦの評価に関しては、サンプルのうち１枚を１１５０℃、１００分間（ウェット酸素雰囲気）の熱処理後冷却し（８００℃で出し入れ）、薬液で酸化膜を除去した後、ＯＳＦリングパターンの確認および密度測定を行った。
【００３９】
さらに、結晶軸方向に縦割り加工したスラブサンプルを直径２００ｍｍの大きさにくり抜き加工し、ポリッシュにより鏡面状態に仕上げ、９００℃、パイロ酸化によりウェーハ表面に酸化薄膜形成後、熱硫酸で酸化膜中の重金属を回収し、その溶液中のＷＳＡ法による測定値から結晶バルク中に含まれていたＡｌ濃度を同定した。
【００４０】
以上の測定で判明した、より詳細な各領域の分布状況を図１（ｄ）に示し、また各領域境界におけるＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）及びＡｌ濃度を以下に示す。
ＯＳＦとＮ領域境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）：０．２０
Ｎ領域とＩ領域（無欠陥）境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）：０．１８
Ｆ／Ｇ＝０．１７付近の結晶バルク中Ａｌ濃度：４．１×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ
【００４１】
（実施例２）
石英ルツボに、原料多結晶シリコン１５０ｋｇと純Ａｌ金属粒８ｍｇをチャージすること以外は実施例１と同様にシリコン単結晶を製造し、各測定を行った。
以上の測定で判明した、より詳細な各領域の分布状況を図１（ｄ）に示し、また各領域の境界におけるＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）及びＡｌ濃度を以下に示す。
ＯＳＦとＮ領域境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）：０．２０
Ｎ領域とＩ領域（無欠陥）境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）：０．１８
Ｆ／Ｇ＝０．１７付近の結晶バルク中Ａｌ濃度：８．８×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ
【００４２】
（比較例１）
石英ルツボに、Ａｌ金属粒を入れることなく原料多結晶シリコン１５０ｋｇをチャージしたこと以外は実施例１と同様にシリコン単結晶を製造し、各測定を行った。
以上の測定で判明した、より詳細な各領域の分布状況を図１（ｂ）に示し、また各領域の境界におけるＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）及びＡｌ濃度を以下に示す。
ＯＳＦとＮ領域境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）：０．２０
Ｎ領域とＩ領域（巨大転位クラスタ形成）境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）：０．１８
Ｆ／Ｇ＝０．１７付近の結晶バルク中Ａｌ濃度：１×１０８ａｔｏｍｓ／ｃｃ
【００４３】
（比較例２）
石英ルツボに、原料多結晶シリコン１５０ｋｇと純Ａｌ金属粒２ｍｇをチャージすること以外は実施例１と同様にシリコン単結晶を製造し、各測定を行った。
以上の測定で判明した、より詳細な各領域の分布状況を図１（ｃ）に示し、また各領域の境界におけるＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）及びＡｌ濃度を以下に示す。
ＯＳＦとＮ領域境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）：０．２０
Ｎ領域とＩ領域（巨大転位クラスタ形成）境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）：０．１８
Ｉ領域（巨大転位クラスタ形成）とＩ領域（無欠陥）境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）：０．１７
Ｆ／Ｇ＝０．１７付近の結晶バルク中Ａｌ濃度：１．８×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ
【００４４】
（比較例３）
石英ルツボに、原料多結晶シリコン１５０ｋｇと純Ａｌ金属粒４ｍｇをチャージし、Ｂ（ボロン）濃度が１×１０１５〜１．５×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｃとなるようにシリコン単結晶を製造すること以外は実施例１と同様にシリコン単結晶を製造し、各測定を行った。
以上の測定で判明した、より詳細な各領域の分布状況を図１（ａ）に示し、また各領域の境界におけるＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）及びＡｌ濃度を以下に示す。
ＯＳＦとＮ領域境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）：０．２２
Ｎ領域とＩ領域（巨大転位クラスタ形成）境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）：０．２０
Ｆ／Ｇ＝０．１７付近の結晶バルク中Ａｌ濃度：３．８×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ
【００４５】
図１から明らかなように、Ｐドープシリコン単結晶の場合、Ａｌ濃度が２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ未満の比較例１及び比較例２では、Ｉ領域で巨大転移クラスタが形成されており、また、たとえ無欠陥のＩ領域が出現しても一部にとどまっている（図１（ｂ）、（ｃ））。しかし、Ａｌ濃度が２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上の実施例１及び実施例２では、図１（ｄ）に示すようにＩ領域が無欠陥となり、ＯＳＦとＮ領域の境界よりも低速側の全面が無欠陥領域となっている。
一方、Ｂドープシリコン単結晶の場合、比較例３のように、たとえＡｌ濃度が２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上であろうと、図１（ａ）に示すようにＩ領域で巨大転移クラスタが形成されており、無欠陥のＩ領域は出現しなかった。
【００４６】
尚、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は、例示であり、本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。
【００４７】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、チョクラルスキー法によりＰドープシリコン単結晶を製造する際に、アルミを所定量ドープすることで、Ｉ領域が無欠陥領域となるため、例えば、Ｖ領域、ＯＳＦ領域および巨大転位クラスタ（ＬＳＥＰＤ、ＬＦＰＤ）領域を含まない、高耐圧の優れた電気特性能力を持つ、Ｎ領域および無欠陥Ｉ領域のＰドープシリコン単結晶の製造方法およびＰドープＮ型シリコン単結晶ウェーハを簡単かつ安価で提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】各条件での、成長速度と結晶欠陥分布の関係を表す説明図である。
（ａ） 比較例３、 （ｂ） 比較例１、 （ｃ） 比較例２、 （ｄ） 実施例１、実施例２。
【図２】単結晶製造装置の概略図である。
【図３】（ａ） シリコン単結晶の成長速度と結晶切断位置の関係を示す関係図である。
（ｂ） 成長速度と各領域を示す説明図である。
【図４】従来の技術による成長速度と結晶欠陥分布の関係を表す説明図である。
【符号の説明】
１０…単結晶製造装置、 １１…メインチャンバー、 １２…引き上げチャンバー、 １３…単結晶、 １４…ワイヤー、 １５…原料融液、 １６…石英ルツボ、 １７…黒鉛ルツボ、 １８…シャフト、 １９…黒鉛ヒーター、 ２０…断熱部材、 ２１…種ホルダー、 ２２…種結晶、 ２３…黒鉛筒、 ２４…断熱材。
【発明の属する技術分野】
本発明は、チョクラルスキー法によるＰドープシリコン単結晶の製造方法及びＰドープＮ型シリコン単結晶ウェーハに関し、特に、Ｖ領域、ＯＳＦ領域および巨大転位クラスタ（ＬＳＥＰＤ、ＬＦＰＤ）領域を含まない、高耐圧となる電気特性の優れた能力を持つ、無欠陥領域のＰドープシリコン単結晶の製造方法及びＰドープＮ型シリコン単結晶ウェーハに関する。
【０００２】
【従来の技術】
半導体デバイスの基板として用いられる単結晶は、例えばシリコン単結晶があり、主にチョクラルスキー法（Ｃｚｏｃｈｒａｌｓｋｉ Ｍｅｔｈｏｄ、以下ＣＺ法と略称する）により製造されている。
【０００３】
ＣＺ法により単結晶を製造する際には、例えば図２に示すような単結晶製造装置１０を用いて製造される。この単結晶製造装置１０は、例えばシリコンのような原料多結晶を収容して溶融するための部材や、熱を遮断するための断熱部材などを有しており、これらは、メインチャンバー１１内に収容されている。メインチャンバー１１の天井部からは上に伸びる引き上げチャンバー１２が連接されており、この上部に単結晶１３をワイヤー１４で引上げる機構（不図示）が設けられている。
【０００４】
メインチャンバー１１内には、溶融された原料融液１５を収容する石英ルツボ１６とその石英ルツボ１６を支持する黒鉛ルツボ１７が設けられ、これらのルツボ１６、１７は駆動機構（不図示）によって回転昇降自在にシャフト１８で支持されている。このルツボ１６、１７の駆動機構は、単結晶１３の引き上げに伴う原料融液１５の液面低下を補償すべく、ルツボ１６、１７を液面低下分だけ上昇させるようにしている。
【０００５】
そして、ルツボ１６、１７を囲繞するように、原料を溶融させるための黒鉛ヒーター１９が配置されている。この黒鉛ヒーター１９の外側には、黒鉛ヒーター１９からの熱がメインチャンバー１１に直接輻射されるのを防止するために、断熱部材２０がその周囲を取り囲むように設けられている。
【０００６】
また、ルツボの上部には黒鉛筒２３を設け、その外側下端に原料融液１５と対向するように断熱材２４を設けて融液面からの輻射をカットするとともに原料融液表面を保温するようにしている。
【０００７】
以上のような単結晶製造装置内に配置された石英ルツボ１６に原料塊を収容し、このルツボ１６を、上記のような黒鉛ヒーター１９により加熱し、石英ルツボ１６内の原料塊を溶融させる。このように原料塊を溶融させたものである原料融液１５に、ワイヤー１４の下端に接続している種ホルダー２１で固定された種結晶２２を着液させ、その後、種結晶２２を回転させながら引き上げることにより、種結晶２２の下方に所望の直径と品質を有する単結晶１３を育成する。この際、種結晶２２を原料融液１５に着液させた後に、直径を３ｍｍ程度に一旦細くして絞り部を形成するいわゆる種絞り（ネッキング）を行い、次いで、所望の口径になるまで太らせて、無転位の結晶を引き上げている。
【０００８】
このようなＣＺ法によって製造されるシリコン単結晶は、主として半導体デバイスの製造に用いられる。近年、半導体デバイスでは高集積化が進み、素子の微細化が進んでいる。素子の微細化が進むことで、結晶成長中に導入されるＧｒｏｗｎ−ｉｎ結晶欠陥の問題がより重要となっている。
【０００９】
ここで、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ結晶欠陥について説明する（図４参照）。
シリコン単結晶において、結晶成長速度が比較的高速の場合には、空孔型の点欠陥が集合したボイド起因とされているＦＰＤ（Ｆｌｏｗ Ｐａｔｔｅｒｎ Ｄｅｆｅｃｔ）等のＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が結晶径方向全域に高密度に存在し、これら欠陥が存在する領域はＶ（Ｖａｃａｎｃｙ）領域と呼ばれている。また、成長速度を低めていくと成長速度の低下に伴いＯＳＦ（酸化誘起積層欠陥、Ｏｘｉｄａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｓｔａｃｋｉｎｇ Ｆａｕｌｔ）領域が結晶の周辺からリング状に発生し、このリングの外側に格子間シリコンが集合した転位ループ起因と考えられているＬＳＥＰＤ（Ｌａｒｇｅ Ｓｅｃｃｏ Ｅｔｃｈ Ｐｉｔ Ｄｅｆｅｃｔ）、ＬＦＰＤ（Ｌａｒｇｅ Ｆｌｏｗ Ｐａｔｔｅｒｎ Ｄｅｆｅｃｔ）等の欠陥が低密度に存在し、この欠陥が存在する領域はＩ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ）領域と呼ばれている。さらに、成長速度を低速にすると、ＯＳＦリングがウェーハの中心に収縮して消滅し、全面がＩ領域となる。
【００１０】
近年、Ｖ領域とＩ領域の中間でＯＳＦリングの外側に、空孔起因のＦＰＤ等も、格子間シリコン起因のＬＳＥＰＤ、ＬＦＰＤ等も存在しない領域の存在が発見されている。この領域はＮ（ニュートラル、Ｎｅｕｔｒａｌ）領域と呼ばれる。また、このＮ領域をさらに分類すると、ＯＳＦリングの外側に隣接するＮｖ領域（空孔の多い領域）とＩ領域に隣接するＮｉ領域（格子間シリコンが多い領域）とがあり、Ｎｖ領域では、熱酸化処理をした際に酸素析出量が多く、Ｎｉ領域では酸素析出が殆ど無いことがわかっている。
【００１１】
これらのＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥は、引き上げ速度（Ｆ）とシリコンの融点から１４００℃の間の引き上げ軸方向の結晶内温度勾配の平均値（Ｇ）の比であるＦ／Ｇというパラメーターにより、その導入量が決定されると考えられている（例えば、非特許文献１参照。）。すなわち、Ｆ／Ｇが一定になるように、引き上げ速度と温度勾配を調節すれば、所望の欠陥領域、あるいは所望の無欠陥領域で単結晶を引き上げることができる（例えば、特許文献１参照。）。
【００１２】
そのため、従来、無欠陥領域の単結晶を得るためには、Ｎ領域に引き上げ速度等を制御して単結晶を引き上げる必要があった。このＮ領域の単結晶は比較的限られた引き上げ速度範囲での育成となるためその速度制御が難しく、結晶の生産性及び歩留まりが低かった。そのため、より簡単に製造できるように無欠陥領域の引き上げ速度範囲を広げる方法が求められていた。
【００１３】
【特許文献１】
特開２０００−１７８０９９号公報
【非特許文献１】
Ｖ．Ｖ．Ｖｏｒｏｎｋｏｖ，Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ ＣｒｙｓｔａｌＧｒｏｗｔｈ，５９（１９８２），６２５〜６４３
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はこのような問題点に鑑みてなされたもので、例えば、Ｖ領域、ＯＳＦ領域および巨大転位クラスタ（ＬＳＥＰＤ、ＬＦＰＤ）領域を含まない、高耐圧の優れた電気特性を持つ無欠陥領域のＰドープシリコン単結晶を簡単かつ安価で製造する方法およびＰドープＮ型シリコン単結晶ウェーハを提供することを目的とする。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記課題を解決するためになされたもので、チョクラルスキー法によりＰ（リン）がドープされたシリコン単結晶を製造する方法において、少なくとも、Ａｌ（アルミニウム）濃度が２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上になるようにして単結晶の成長を行うことを特徴とするＰドープシリコン単結晶の製造方法を提供する（請求項１）。
【００１６】
このように、Ａｌ（アルミニウム）濃度が２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上になるようにしてＰドープシリコン単結晶の成長を行うことで、Ｎ領域よりも低速側の領域がＬＦＰＤ、ＬＳＥＰＤ等の巨大クラスタのない、無欠陥のＩ領域となるＰドープシリコン単結晶を得ることができる。従って、従来はＮ領域に限られていた無欠陥領域をＩ領域にまで広げることができるので、高耐圧の優れた電気的特性を有するＰドープシリコン単結晶を簡単かつ安価で供給することができるようになる。
【００１７】
この場合、前記シリコン単結晶中のＰの濃度が、１×１０１４ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上となるようにして単結晶の成長を行うのが好ましい（請求項２）。
【００１８】
このように、前記シリコン単結晶中のＰの濃度が、１×１０１４ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上となるようにして単結晶の成長を行うことで十分にＮ型の導電性を得ることができる。
【００１９】
この場合、前記単結晶の成長は、引き上げ速度をＦ（ｍｍ／ｍｉｎ）とし、シリコンの融点から１４００℃の間の引き上げ軸方向の結晶内温度勾配の平均値をＧ（℃／ｍｍ）で表した時、Ｆ／Ｇ（ｍｍ／℃・ｍｉｎ）の値が０．２以下の値となるようにして引き上げるのが好ましく（請求項３）、さらに前記結晶の成長を、Ｎ領域、Ｉ領域の範囲内で行うのが好ましい（請求項４）。
【００２０】
このように、Ｆ／Ｇ（ｍｍ／℃・ｍｉｎ）の値が０．２以下の値となるようにして引き上げることで、例えばＮ領域、Ｉ領域の範囲内で結晶の成長を行うことができる。本発明のＡｌをドープしたＰドープシリコン単結晶はＩ領域も無欠陥であるため、上記範囲内であれば無欠陥のＰドープシリコン単結晶を容易に得ることができる。
【００２１】
さらに、本発明は、上記製造方法で製造されたことを特徴とするＰドープシリコン単結晶を提供し（請求項５）、該Ｐドープシリコン単結晶から切り出されたシリコンウェーハを提供する（請求項６）。
【００２２】
このような本発明の製造方法を用いて、Ｐドープシリコン単結晶を製造すれば、高品質のＰドープシリコン単結晶を生産性良く製造することができる。従って、該Ｐドープシリコン単結晶から切り出されたシリコンウェーハは、高品質でかつ安価なものとなる。
【００２３】
また、本発明は、少なくとも、Ａｌ（アルミニウム）濃度が、２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上であることを特徴とするＰ（リン）ドープＮ型シリコン単結晶ウェーハを提供する（請求項７）。
【００２４】
このように、少なくとも、Ａｌ（アルミニウム）濃度が、２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上であるＰ（リン）ドープＮ型シリコン単結晶ウェーハは、Ｎ領域よりも低速側の領域がＬＦＰＤ、ＬＳＥＰＤ等の巨大クラスタのない、無欠陥のＩ領域となるＰドープシリコン単結晶より得ることができる。従って、高耐圧の優れた電気的特性を有するＰドープＮ型シリコン単結晶ウェーハを簡単かつ安価で供給することができる。
【００２５】
この場合、前記ウェーハ中のＰの濃度が、１×１０１４ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上であることが好ましい（請求項８）。
【００２６】
このように、前記ウェーハ中のＰの濃度が、１×１０１４ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上であることで、十分にＮ型の導電性を得ることができる。
【００２７】
この場合、前記ウェーハの全面が、Ｎ領域及び／又はＩ領域のウェーハであることが好ましい（請求項９）。
【００２８】
このように、前記ウェーハの全面が、Ｎ領域及び／又はＩ領域のウェーハであることで、本発明のＰドープＮ型シリコン単結晶ウェーハは、Ｉ領域も無欠陥であるため、簡単かつ安価で製造可能で、しかも高耐圧の優れた電気的特性を有するウェーハとなる。
【００２９】
尚、引き上げ結晶のシリコンの融点から１４００℃の間の引き上げ軸方向の結晶内温度勾配の平均値Ｇ（℃／ｍｍ）の値であるが、これは総合伝熱解析ソフトＦＥＭＡＧの計算により算出したものである。
ここで、ＦＥＭＡＧは、文献（Ｆ．Ｄｕｐｒｅｔ，Ｐ．Ｎｉｃｏｄｅｍｅ，Ｙ．Ｒｙｃｋｍａｎｓ，Ｐ．Ｗｏｕｔｅｒｓ，ａｎｄ Ｍ．Ｊ．Ｃｒｏｃｈｅｔ，Ｉｎｔ．Ｊ．Ｈｅａｔ Ｍａｓｓ Ｔｒａｎｓｆｅｒ，３３，１８４９（１９９０））に開示されている総合伝熱解析ソフトである。
【００３０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態について説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
チョクラルスキー法によりＢドープシリコン単結晶を製造する際に、結晶肩から直胴尾部にかけて単結晶の成長速度を高速から低速へ漸減させると、ＯＳＦがある成長速度に達したときにシュリンクし、その後さらに低速領域でＮ領域（Ｎｖ、Ｎｉ領域）、Ｉ領域の順に各相が形成される。特にＮ領域より低速側のＩ領域は、サイズが約１０μｍ以上の大きさに及ぶ巨大転位クラスタが形成されることが判っており、ＬＳＥＰＤ、ＬＦＰＤ等の欠陥が存在する。尚、Ｂドープシリコン単結晶の場合、Ｎ領域が形成されるのは、Ｆ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）の値が０．２０〜０．２２の範囲のときである。
【００３１】
一方、チョクラルスキー法によりＰドープシリコン単結晶を製造する際に、結晶肩から直胴尾部にかけて単結晶の成長速度を高速から低速へ漸減させると、ＯＳＦがある成長速度に達したときにシュリンクし、その後さらに低速領域でＮ領域（Ｎｖ、Ｎｉ領域）、Ｉ領域の順に各相が形成される。また、このＩ領域の巨大転位クラスタ群にはＬＦＰＤは含まれておらず、ＬＳＥＰＤのみであった。尚、Ｐドープシリコン単結晶の場合、Ｎ領域が形成されるのは、Ｆ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）の値が０．１８〜０．２０の範囲のときである。
このように、Ｂドープシリコン単結晶とＰドープシリコン単結晶では、欠陥分布の挙動に違いがあることが判った。本発明者らは、特にＩ領域の結晶欠陥の発生状況の違いから、Ｐドープシリコン単結晶では、天然石英ルツボから溶出され、引き上げ結晶内部に取り込まれるＡｌ元素が、本来Ｉ領域で確認される巨大転位クラスタの形成を抑制することを見出した。
【００３２】
Ｐドープシリコン単結晶を引き上げる際、Ａｌ成分をほとんど含まない合成石英ルツボを使用した時は、Ｉ領域に巨大転位クラスタの存在が確認された。ところが、Ａｌ元素が５×１０１１ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ未満の濃度範囲で引き上げ結晶内部に取り込まれるような天然石英ルツボを使用した時は、Ｎｉ領域よりすぐ低速側のＩ領域では高密度のＬＳＥＰＤが確認されるものの、さらに低速領域ではＬＳＥＰＤの形成がなく、無欠陥のＩ領域であることがわかった。そこで本発明者らは、ＬＳＥＰＤが消滅した境界付近のＩ領域のＡｌ濃度を調査したところ、２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ程度であることが判明し、その際、その境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）の値は０．１７であった。
【００３３】
そして、本発明者らは以上のような事実を元に合成石英ルツボを使用し、多結晶シリコン原料充填の際、引き上げ結晶内部に２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上のＡｌ元素が取り込まれるように純Ａｌ金属粒を添加した。そして結晶肩から直胴尾部にかけて高速から低速へ成長速度を漸減させると、Ｎｉ領域よりすぐ低速側のＩ領域でも巨大転位クラスタの形成はなく無欠陥であり、さらに低速でも同様に無欠陥領域であった。したがって、ＡｌをドープしたＰドープ結晶では、ＯＳＦとＮ領域境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）である０．２０以下の領域ではＮ領域および無欠陥のＩ領域が形成されることが判った。
【００３４】
尚、ＡｌはＰ型の導電型元素であるが故に高濃度ドープには注意が必要である。特にデバイス設計上支障を来たさないでドープをするためには、結晶内部に取り込まれるＡｌ濃度が１×１０１４ａｔｏｍｓ／ｃｃを超えないようコントロールすることが望ましい。
【００３５】
また、Ｐドープシリコン単結晶中のＰの濃度は、１×１０１４ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上となるようにＰをドープすることが好ましい。ドープするＰの濃度を、１×１０１４ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上とすれば十分なＮ型の導電性を得ることができるからである。
【００３６】
【実施例】
以下、本発明を実施例および比較例を挙げて具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
（実施例１）
図２に示した単結晶製造装置を用いてシリコン単結晶を製造した。直径２４インチ（６００ｍｍ）の石英ルツボに、原料多結晶シリコン１５０ｋｇと純Ａｌ金属粒４ｍｇをチャージし、直径２１０ｍｍ、方位＜１００＞のシリコン単結晶を引き上げた。シリコン単結晶を引き上げる際、成長速度を０．６０ｍｍ／ｍｉｎから０．２０ｍｍ／ｍｉｎの範囲で結晶頭部から尾部にかけて漸減させるよう制御した。また、Ｐ濃度が３×１０１４〜５．５×１０１４ａｔｏｍｓ／ｃｃ、酸素濃度が２４〜２７ｐｐｍａ（ＡＳＴＭ’７９）となるようにシリコン単結晶を製造した。
【００３７】
上記のように育成した各シリコン単結晶棒の直胴部を、図３（ａ）に示したように結晶成長軸方向に１０ｃｍ毎の長さでブロックに切断した後、各ブロックをさらに結晶軸方向に縦割り切断し、約２ｍｍ厚のサンプルを数枚作製した。
上記サンプルについてＷＬＴ測定器（ＳＥＭＩＬＡＢ ＷＴ−８５）及びセコエッチングにより、Ｖ領域、ＯＳＦ領域、Ｎ領域、Ｉ領域の各領域の分布状況（図３（ｂ）参照）、すなわちＦＰＤ、ＬＦＰＤ、ＬＳＥＰＤ等の分布状況、そしてＯＳＦの発生状況を調査し、各領域の境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）の値を確認した。
【００３８】
具体的には、先ず、ＦＰＤ、ＬＦＰＤ、ＬＳＥＰＤの評価に関しては、サンプルのうち１枚を平面研削した後、ミラーエッチング、セコエッチング（３０分間）を施し、無攪拌のまま放置し、所定の処理後、各欠陥の密度測定を行った。また、ＯＳＦの評価に関しては、サンプルのうち１枚を１１５０℃、１００分間（ウェット酸素雰囲気）の熱処理後冷却し（８００℃で出し入れ）、薬液で酸化膜を除去した後、ＯＳＦリングパターンの確認および密度測定を行った。
【００３９】
さらに、結晶軸方向に縦割り加工したスラブサンプルを直径２００ｍｍの大きさにくり抜き加工し、ポリッシュにより鏡面状態に仕上げ、９００℃、パイロ酸化によりウェーハ表面に酸化薄膜形成後、熱硫酸で酸化膜中の重金属を回収し、その溶液中のＷＳＡ法による測定値から結晶バルク中に含まれていたＡｌ濃度を同定した。
【００４０】
以上の測定で判明した、より詳細な各領域の分布状況を図１（ｄ）に示し、また各領域境界におけるＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）及びＡｌ濃度を以下に示す。
ＯＳＦとＮ領域境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）：０．２０
Ｎ領域とＩ領域（無欠陥）境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）：０．１８
Ｆ／Ｇ＝０．１７付近の結晶バルク中Ａｌ濃度：４．１×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ
【００４１】
（実施例２）
石英ルツボに、原料多結晶シリコン１５０ｋｇと純Ａｌ金属粒８ｍｇをチャージすること以外は実施例１と同様にシリコン単結晶を製造し、各測定を行った。
以上の測定で判明した、より詳細な各領域の分布状況を図１（ｄ）に示し、また各領域の境界におけるＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）及びＡｌ濃度を以下に示す。
ＯＳＦとＮ領域境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）：０．２０
Ｎ領域とＩ領域（無欠陥）境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）：０．１８
Ｆ／Ｇ＝０．１７付近の結晶バルク中Ａｌ濃度：８．８×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ
【００４２】
（比較例１）
石英ルツボに、Ａｌ金属粒を入れることなく原料多結晶シリコン１５０ｋｇをチャージしたこと以外は実施例１と同様にシリコン単結晶を製造し、各測定を行った。
以上の測定で判明した、より詳細な各領域の分布状況を図１（ｂ）に示し、また各領域の境界におけるＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）及びＡｌ濃度を以下に示す。
ＯＳＦとＮ領域境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）：０．２０
Ｎ領域とＩ領域（巨大転位クラスタ形成）境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）：０．１８
Ｆ／Ｇ＝０．１７付近の結晶バルク中Ａｌ濃度：１×１０８ａｔｏｍｓ／ｃｃ
【００４３】
（比較例２）
石英ルツボに、原料多結晶シリコン１５０ｋｇと純Ａｌ金属粒２ｍｇをチャージすること以外は実施例１と同様にシリコン単結晶を製造し、各測定を行った。
以上の測定で判明した、より詳細な各領域の分布状況を図１（ｃ）に示し、また各領域の境界におけるＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）及びＡｌ濃度を以下に示す。
ＯＳＦとＮ領域境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）：０．２０
Ｎ領域とＩ領域（巨大転位クラスタ形成）境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）：０．１８
Ｉ領域（巨大転位クラスタ形成）とＩ領域（無欠陥）境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）：０．１７
Ｆ／Ｇ＝０．１７付近の結晶バルク中Ａｌ濃度：１．８×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ
【００４４】
（比較例３）
石英ルツボに、原料多結晶シリコン１５０ｋｇと純Ａｌ金属粒４ｍｇをチャージし、Ｂ（ボロン）濃度が１×１０１５〜１．５×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｃとなるようにシリコン単結晶を製造すること以外は実施例１と同様にシリコン単結晶を製造し、各測定を行った。
以上の測定で判明した、より詳細な各領域の分布状況を図１（ａ）に示し、また各領域の境界におけるＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）及びＡｌ濃度を以下に示す。
ＯＳＦとＮ領域境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）：０．２２
Ｎ領域とＩ領域（巨大転位クラスタ形成）境界のＦ／Ｇ（ｍｍ２／℃・ｍｉｎ）：０．２０
Ｆ／Ｇ＝０．１７付近の結晶バルク中Ａｌ濃度：３．８×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ
【００４５】
図１から明らかなように、Ｐドープシリコン単結晶の場合、Ａｌ濃度が２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ未満の比較例１及び比較例２では、Ｉ領域で巨大転移クラスタが形成されており、また、たとえ無欠陥のＩ領域が出現しても一部にとどまっている（図１（ｂ）、（ｃ））。しかし、Ａｌ濃度が２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上の実施例１及び実施例２では、図１（ｄ）に示すようにＩ領域が無欠陥となり、ＯＳＦとＮ領域の境界よりも低速側の全面が無欠陥領域となっている。
一方、Ｂドープシリコン単結晶の場合、比較例３のように、たとえＡｌ濃度が２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上であろうと、図１（ａ）に示すようにＩ領域で巨大転移クラスタが形成されており、無欠陥のＩ領域は出現しなかった。
【００４６】
尚、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は、例示であり、本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。
【００４７】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、チョクラルスキー法によりＰドープシリコン単結晶を製造する際に、アルミを所定量ドープすることで、Ｉ領域が無欠陥領域となるため、例えば、Ｖ領域、ＯＳＦ領域および巨大転位クラスタ（ＬＳＥＰＤ、ＬＦＰＤ）領域を含まない、高耐圧の優れた電気特性能力を持つ、Ｎ領域および無欠陥Ｉ領域のＰドープシリコン単結晶の製造方法およびＰドープＮ型シリコン単結晶ウェーハを簡単かつ安価で提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】各条件での、成長速度と結晶欠陥分布の関係を表す説明図である。
（ａ） 比較例３、 （ｂ） 比較例１、 （ｃ） 比較例２、 （ｄ） 実施例１、実施例２。
【図２】単結晶製造装置の概略図である。
【図３】（ａ） シリコン単結晶の成長速度と結晶切断位置の関係を示す関係図である。
（ｂ） 成長速度と各領域を示す説明図である。
【図４】従来の技術による成長速度と結晶欠陥分布の関係を表す説明図である。
【符号の説明】
１０…単結晶製造装置、 １１…メインチャンバー、 １２…引き上げチャンバー、 １３…単結晶、 １４…ワイヤー、 １５…原料融液、 １６…石英ルツボ、 １７…黒鉛ルツボ、 １８…シャフト、 １９…黒鉛ヒーター、 ２０…断熱部材、 ２１…種ホルダー、 ２２…種結晶、 ２３…黒鉛筒、 ２４…断熱材。
Claims (9)
- チョクラルスキー法によりＰ（リン）がドープされたシリコン単結晶を製造する方法において、少なくとも、Ａｌ（アルミニウム）濃度が２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上になるようにして単結晶の成長を行うことを特徴とするＰドープシリコン単結晶の製造方法。
- 前記シリコン単結晶中のＰの濃度が、１×１０１４ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上となるようにして単結晶の成長を行うことを特徴とする請求項１に記載のＰドープシリコン単結晶の製造方法。
- 前記単結晶の成長は、引き上げ速度をＦ（ｍｍ／ｍｉｎ）とし、シリコンの融点から１４００℃の間の引き上げ軸方向の結晶内温度勾配の平均値をＧ（℃／ｍｍ）で表した時、Ｆ／Ｇ（ｍｍ／℃・ｍｉｎ）の値が０．２以下の値となるようにして引き上げることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載のＰドープシリコン単結晶の製造方法。
- 前記結晶の成長を、Ｎ領域、Ｉ領域の範囲内で行うことを特徴とする請求項１乃至請求項３のいずれか１項に記載のＰドープシリコン単結晶の製造方法。
- 請求項１乃至請求項４のいずれか１項に記載した方法で製造されたことを特徴とするＰドープシリコン単結晶。
- 請求項５に記載のＰドープシリコン単結晶から切り出されたシリコンウェーハ。
- 少なくとも、Ａｌ（アルミニウム）濃度が、２×１０１２ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上であることを特徴とするＰ（リン）ドープＮ型シリコン単結晶ウェーハ。
- 前記ウェーハ中のＰの濃度が、１×１０１４ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上であることを特徴とする請求項７に記載のＰドープＮ型シリコン単結晶ウェーハ。
- 前記ウェーハの全面が、Ｎ領域及び／又はＩ領域のウェーハであることを特徴とする請求項７又は請求項８に記載のＰドープＮ型シリコン単結晶ウェーハ。
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