JP5637220B2 - 多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型及びその製造方法並びに多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の離型材用窒化珪素粉末及びそれを含有したスラリー - Google Patents

多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型及びその製造方法並びに多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の離型材用窒化珪素粉末及びそれを含有したスラリー Download PDF

Info

Publication number
JP5637220B2
JP5637220B2 JP2012550747A JP2012550747A JP5637220B2 JP 5637220 B2 JP5637220 B2 JP 5637220B2 JP 2012550747 A JP2012550747 A JP 2012550747A JP 2012550747 A JP2012550747 A JP 2012550747A JP 5637220 B2 JP5637220 B2 JP 5637220B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
silicon nitride
nitride powder
mold
release layer
particles
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.)
Expired - Fee Related
Application number
JP2012550747A
Other languages
English (en)
Other versions
JPWO2012090541A1 (ja
Inventor
猛 山尾
猛 山尾
道夫 本田
道夫 本田
慎輔 治田
慎輔 治田
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.)
Ube Corp
Original Assignee
Ube Industries Ltd
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 Ube Industries Ltd filed Critical Ube Industries Ltd
Priority to JP2012550747A priority Critical patent/JP5637220B2/ja
Publication of JPWO2012090541A1 publication Critical patent/JPWO2012090541A1/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP5637220B2 publication Critical patent/JP5637220B2/ja
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
    • C01B—NON-METALLIC ELEMENTS; COMPOUNDS THEREOF; METALLOIDS OR COMPOUNDS THEREOF NOT COVERED BY SUBCLASS C01C
    • C01B21/00—Nitrogen; Compounds thereof
    • C01B21/06—Binary compounds of nitrogen with metals, with silicon, or with boron, or with carbon, i.e. nitrides; Compounds of nitrogen with more than one metal, silicon or boron
    • C01B21/068—Binary compounds of nitrogen with metals, with silicon, or with boron, or with carbon, i.e. nitrides; Compounds of nitrogen with more than one metal, silicon or boron with silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B29—WORKING OF PLASTICS; WORKING OF SUBSTANCES IN A PLASTIC STATE IN GENERAL
    • B29C—SHAPING OR JOINING OF PLASTICS; SHAPING OF MATERIAL IN A PLASTIC STATE, NOT OTHERWISE PROVIDED FOR; AFTER-TREATMENT OF THE SHAPED PRODUCTS, e.g. REPAIRING
    • B29C33/00—Moulds or cores; Details thereof or accessories therefor
    • B29C33/44—Moulds or cores; Details thereof or accessories therefor with means for, or specially constructed to facilitate, the removal of articles, e.g. of undercut articles
    • B29C33/54—Moulds or cores; Details thereof or accessories therefor with means for, or specially constructed to facilitate, the removal of articles, e.g. of undercut articles made of powdered or granular material
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22C—FOUNDRY MOULDING
    • B22C1/00—Compositions of refractory mould or core materials; Grain structures thereof; Chemical or physical features in the formation or manufacture of moulds
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22C—FOUNDRY MOULDING
    • B22C3/00—Selection of compositions for coating the surfaces of moulds, cores, or patterns
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B29—WORKING OF PLASTICS; WORKING OF SUBSTANCES IN A PLASTIC STATE IN GENERAL
    • B29C—SHAPING OR JOINING OF PLASTICS; SHAPING OF MATERIAL IN A PLASTIC STATE, NOT OTHERWISE PROVIDED FOR; AFTER-TREATMENT OF THE SHAPED PRODUCTS, e.g. REPAIRING
    • B29C33/00—Moulds or cores; Details thereof or accessories therefor
    • B29C33/56—Coatings, e.g. enameled or galvanised; Releasing, lubricating or separating agents
    • B29C33/58—Applying the releasing agents
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
    • C01B—NON-METALLIC ELEMENTS; COMPOUNDS THEREOF; METALLOIDS OR COMPOUNDS THEREOF NOT COVERED BY SUBCLASS C01C
    • C01B21/00—Nitrogen; Compounds thereof
    • C01B21/06—Binary compounds of nitrogen with metals, with silicon, or with boron, or with carbon, i.e. nitrides; Compounds of nitrogen with more than one metal, silicon or boron
    • C01B21/068—Binary compounds of nitrogen with metals, with silicon, or with boron, or with carbon, i.e. nitrides; Compounds of nitrogen with more than one metal, silicon or boron with silicon
    • C01B21/0687—After-treatment, e.g. grinding, purification
    • 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
    • C30B11/00—Single-crystal growth by normal freezing or freezing under temperature gradient, e.g. Bridgman-Stockbarger method
    • C30B11/002—Crucibles or containers for supporting the melt
    • 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
    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
    • C01P—INDEXING SCHEME RELATING TO STRUCTURAL AND PHYSICAL ASPECTS OF SOLID INORGANIC COMPOUNDS
    • C01P2004/00—Particle morphology
    • C01P2004/01—Particle morphology depicted by an image
    • C01P2004/03—Particle morphology depicted by an image obtained by SEM
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
    • C01P—INDEXING SCHEME RELATING TO STRUCTURAL AND PHYSICAL ASPECTS OF SOLID INORGANIC COMPOUNDS
    • C01P2004/00—Particle morphology
    • C01P2004/60—Particles characterised by their size
    • C01P2004/61—Micrometer sized, i.e. from 1-100 micrometer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
    • C01P—INDEXING SCHEME RELATING TO STRUCTURAL AND PHYSICAL ASPECTS OF SOLID INORGANIC COMPOUNDS
    • C01P2004/00—Particle morphology
    • C01P2004/60—Particles characterised by their size
    • C01P2004/62—Submicrometer sized, i.e. from 0.1-1 micrometer
    • 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
    • C01P2006/22—Rheological behaviour as dispersion, e.g. viscosity, sedimentation stability
    • 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
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/29—Coated or structually defined flake, particle, cell, strand, strand portion, rod, filament, macroscopic fiber or mass thereof
    • Y10T428/2982—Particulate matter [e.g., sphere, flake, etc.]

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Silicon Compounds (AREA)
  • Mold Materials And Core Materials (AREA)

Description

本発明は、多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型及びその製造方法並びに多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の離型材用窒化珪素粉末及びそれを含有したスラリーに関する。
太陽電池を形成するための半導体基板の一種として多結晶シリコンが広く用いられ、その生産量は年々急速に増加している。このような多結晶シリコンは、通常、石英坩堝や、分割可能な黒鉛坩堝、或いは黒鉛坩堝に内装した石英坩堝の内表面に、スプレーや刷毛もしくはへらを使用して離型材を塗布した鋳型内に、高温度で加熱溶融させたシリコン融液を注湯して凝固させる、または鋳型内に入れたシリコン原料を一旦溶融した後、再び凝固させることによって形成されている。
この離型層は、シリコンインゴットへの不純物の混入を防ぎ、また加熱溶融させたシリコン融液の鋳型用坩堝内壁面への接着を防ぎ、凝固したシリコンインゴットと鋳型とを離型させるために重要な役割を果たしている。この離型材としては、一般に、融点が高く、シリコンインゴットへの汚染が少ないという点から、窒化珪素、炭化珪素、酸化珪素などの高純度粉末や、それらの混合粉末が用いられ、シリコンインゴットの生産性を高めるために、離型材を鋳型表面に形成させる方法、そのような処理をした鋳型やこの鋳型を用いたシリコンインゴットの製造方法については、従来、多くの研究開発がなされている。
例えば、特許文献１には、離型材にシリコンジイミドの熱分解法で得られる窒化珪素粉末と微粒のシリカ粉末が用いられ、離型層の内側（鋳型側）の窒化珪素粒子表面に非晶質シリカ層を含む窒化珪素割合の多い第１層と、離型層の外側（シリコンインゴット側）の微粒のシリカ粉末を混合することで粒子同士が強固に結合した第２層とから形成されたシリコンインゴット鋳造用鋳型の離型層が記載されており、この離型層によって、離型の際の凝固したシリコンインゴットと鋳型へのダメージを軽減できると記載されている。また特許文献２には、粗大な溶融シリカ砂を窒化珪素粉末で包んだ混合体素地の離型層により、溶融シリコンとシリカとの反応を抑えて太陽光発電用電池の性能向上をさせることが記載されている。
特開２００５−９５９２４号公報 特開２００１−１９８６４８号公報
しかしながら、特許文献１記載のシリコン鋳造用鋳型は、微粒シリカ粉末を混合することで粒子同士が強固に結合した第２層（離型層の外側の層）が、酸素含有量が多く、シリコン融液と固溶して、鋳型表面と固着してしまう危険性が高い。また特許文献１記載の離型層形成方法は、シリカ濃度の異なる離型材スラリーを準備する必要があり、各スラリーの色に差が殆ど無いことから、塗布順序を間違えることも考えられる。
また、特許文献２による離型層の形成方法は、粗大な溶融シリカ砂を離型層内に包み込ませることが困難で、離型層の外側表面に溶融シリカ砂が分散し、シリコン融液と固溶して、鋳型表面と固着し、凝固したシリコンのインゴットを離型する際に欠けが発生し、歩留まりを低下するという問題がある。
さらに、特許文献１及び特許文献２に記載の離型材は、添加するシリカ粉末中にアルカリ金属やアルカリ土類金属不純物が多く、高純度な粉末を用意する必要があるが、上述のように多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型に形成する離型層に関して、離型層と鋳型の密着性と離型層内の窒化珪素粒子同士の結合性を高めるためにシリカの添加は有効ではある。しかし、シリコン融液とシリカを含む離型層は、固溶反応して鋳型と密着し、凝固したシリコンインゴットを離型する際の欠けや破損の原因となり、高品質のシリコンインゴットを高い歩留まりで生産することは困難であるという問題がある。
本発明は、上記のような従来の問題点を鑑みてなされたものであり、シリコンインゴットと鋳型表面との固着や、凝固したシリコンインゴットを離型する際の欠け、破損の発生を抑えて、品質の高いシリコンインゴットを高い歩留まりで得ることのできる多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型及びその製造方法並びに多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の離型材用窒化珪素粉末及びそれを含有したスラリーを提供することを目的とする。
そこで、本発明者らは、上記問題を解決するために鋭意検討した結果、異なる粒径の窒化珪素粉末を離型層の原料として用いることによって、凝固したシリコンインゴットを離型する際の欠けや破損の発生を抑えて品質の高いシリコンインゴットを高い歩留まりで得ることができることを見出した。すなわち、本発明は、平均短軸粒子径が０．６〜１３μｍである窒化珪素粉末（Ａ）と、平均短軸粒子径が０．１〜０．３μｍである窒化珪素粉末（Ｂ）とを重量割合で５：５〜９：１に配合した窒化珪素粉末を水に混合してスラリーを形成するスラリー形成工程と、該スラリーを鋳型表面に塗布するスラリー塗布工程と、該スラリー塗布工程後、酸素を含む雰囲気下８００〜１２００℃で、鋳型を加熱する加熱工程と、を備えることを特徴とする離型層を有する多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の製造方法に関する。
また、本発明は、平均短軸粒子径が０．６〜１３μｍである窒化珪素粉末（Ａ）と、平均短軸粒子径が０．１〜０．３μｍである窒化珪素粉末（Ｂ）とが重量割合５：５〜９：１で含まれていることを特徴とする多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の離型材用窒化珪素粉末に関する。さらに、本発明は、この窒化珪素粉末を水に混合させることを特徴とする多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の離型材用窒化珪素粉末含有スラリーであり、またこの窒化珪素粉末を用いて離型層が鋳型内面に形成されたことを特徴とする多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型である。
以上のように、本発明によれば、シリコンインゴットと鋳型表面との固着や、凝固したシリコンインゴットを離型する際の欠け、破損の発生を抑えて、品質の高いシリコンインゴットを高い歩留まりで得ることのできる多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型及びその製造方法並びに多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の離型材用窒化珪素粉末及びそれを含有したスラリーを提供することができる。
本発明に係る離型層内の粒子の偏在状態を表した概念図である。 短軸粒子径を測定するための×５０００倍のＳＥＭ画像である。 粒子径の異なる窒化珪素粉末の酸化挙動の違いを示すグラフである。
本発明に係る離型層を有する多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の製造方法は、平均短軸粒子径が０．６〜１３μｍである窒化珪素粉末（Ａ）と、平均短軸粒子径が０．１〜０．３μｍである窒化珪素粉末（Ｂ）とを重量割合で５：５〜９：１に配合した窒化珪素粉末を水に混合した窒化珪素粉末含有スラリーを鋳型の内側に塗布することにより、鋳型の毛細管力による吸水の際の粒度による移動速度の違いを利用して、図１に記載のように離型層の内側（鋳型側）には酸化され易い微細粒子を偏在させ、離型層の外側（シリコンインゴット側）には酸化され難い粗大粒子を偏在させた離型層を形成することを可能とする。離型層内の鋳型側表面には酸化され易い微細粒子が偏在することによって、焼付けによって酸化された粒子同士と鋳型を密着させ、シリコンインゴット側には酸化され難い粗大粒子が偏在することによって、シリコン融液との反応を防ぎ離型する際の離型性を改善することができる。
本発明に係る離型層を有する多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の製造方法によれば、離型層を低コストで形成した鋳型の製造が可能であり、得られた鋳型は、離型層の金属不純物量が少なく、高密度で離型層と鋳型との密着性に優れ、離型層の亀裂や破損によるシリコン融液の浸透を防いで、シリコン融液と離型層との固溶反応を防ぎ、鋳型と凝固したシリコンインゴットの離型性を大幅に改善することで、凝固したシリコンインゴットを離型する際の欠けや破損の発生を抑えて品質の高いシリコンインゴットを高い歩留まりで得ることができる。
本発明に係る離型層を有する多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の製造方法において、スラリー形成工程は、平均短軸粒子径が０．６〜１３μｍである窒化珪素粉末（Ａ）と、平均短軸粒子径が０．１〜０．３μｍである窒化珪素粉末（Ｂ）とを重量割合で５：５〜９：１に配合して窒化珪素粉末とし、次いで、前記窒化珪素粉末を水に混合してスラリーとする工程である。
ここで、平均短軸粒子径とは、ＳＥＭ画像による寸法測定によって算出した平均短軸粒子径を示す。ＳＥＭ画像による寸法測定によって算出した平均短軸粒子径は、図２に記載の×５０００倍のＳＥＭ画像に５０〜２００個の粒子に接するような円を描き、この円に接する全ての粒子の短軸径を測定することで平均径を算出する。但し、微粒子の場合は、×１００００倍のＳＥＭ画像を４００％拡大コピーし、そのコピー画像を用い同様に円を描き測定する。また粗大粒子の場合は、×１０００倍のＳＥＭ画像を用い同様に円を描き測定する。
本発明において、離型層に用いられる窒化珪素粉末は、ハロゲン化珪素とアンモニアとを反応させて得られた含窒素シラン化合物を熱分解して得られた非晶質窒化珪素粉末を結晶化焼成する方法（イミド法）や、金属珪素粉末の直接窒化により得られた塊状の窒化珪素粉末を粉砕、分級する方法（直接窒化法）によって得ることができる。
例えば、イミド法において、窒化珪素粉末の粒度と粒子形状の制御は、非晶質窒化珪素粉末を調製する際の熱分解加熱温度と酸素濃度による結晶化速度制御、および結晶化焼成時の昇温速度による粒子成長速度制御によって行うことができる。
非晶質窒化珪素粉末を調製する際の熱分解加熱温度が高い程、また得られた非晶質窒化珪素粉末中の酸素濃度が高い程、結晶化は高温で開始し、結晶化速度は速くなる。更に１１００〜１２５０℃間の昇温速度を速くする程、急激な結晶化の進行に伴う針状結晶粒子や微細凝集粒子を生成し易い。反対に、非晶質窒化珪素粉末を調製する際の熱分解加熱温度が低い程、また非晶質窒化珪素粉末中の酸素濃度が低い程、結晶化は低温で開始し、結晶化速度は遅くなる。更に１１００〜１２５０℃間の昇温速度を遅くする程、結晶粒子成長はゆっくり進み、粗大な粒状結晶粒子を得られ易い。窒化珪素粉末の粒状結晶とは、六方晶系の結晶で針状結晶や柱状結晶でないアスペクト比が１．５以下の粒子をいう。上記特性を基に調製条件を調整することによって平均短軸粒子径が０．６〜１３μｍである窒化珪素粉末（Ａ）と、平均短軸粒子径が０．１〜０．３μｍである窒化珪素粉末（Ｂ）とを調製することができる。
また、得られた非晶質窒化珪素粉末は、レーザー回折散乱法により測定した体積法粒度分布の粒子径で５０μｍ以上の粗大な凝集粒子を含まない状態まで壊砕することで、結晶化焼成の際の異常結晶成長による粗大粒子や粗大な凝集粒子、針状結晶粒子および微細凝集粒子の同時生成による粒度と粒子径の不均一な粒子の生成を抑えて、粒度の揃った窒化珪素粉末を調製することが可能となる。
イミド法によって調製される窒化珪素粉末は、微粒であり、凝集を軽く壊砕する工程はあるものの、壊砕に用いられているメディアは、金属球を樹脂でコーティングした材質や、窒化珪素焼結体が用いられていることで、金属不純物の混入量は非常に少なく、数ｐｐｍ程度に止まり、多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の離型材の原料に適した粉末となる。特開２００７−２６１８３２号公報記載のように、太陽電池の発電効率は、シリコンインゴット中に含まれる金属不純物によって低下し、特に多価金属の混入による効率低下は著しいと言われ、離型材としての原料粉末自体の純度も発電効率に影響を与えることは公知の事実であり、離型材としての原料粉末は金属不純物混入量の少ないことが好ましいとされている。イミド法としては、例えば、特許第２９０７３６６号公報、特許第２９０７３６７号公報及び特許第３２８２４５６号公報に記載されている方法が好ましい。
直接窒化法は、金属シリコンを窒素やアンモニア雰囲気下で加熱処理を行った後に、得られた窒化後の塊を粉砕、純化処理工程を経て窒化珪素粉末を得る方法である。直接窒化法によって窒化珪素粉末を製造する場合、窒化後の塊を微粉砕するために、粉砕に時間を要し、粉砕メディアの金属不純物が大量に混入し、粉砕後粉末を、鉱酸を用いて純化処理を行っても数１００ｐｐｍ以上の金属不純物が残存する。特に粉砕メディアに用いられている硬度の高い材質には、鉱酸を用いた純化処理の際に、溶解し難いＣｒやＷの多価金属が多く含まれ、純化処理後にも多量に残存している。このため、本発明に用いられる窒化珪素粉末を得る方法としては、イミド法の方が優れている。
窒化珪素粉末の製造の際の原料である含窒素シラン化合物としては、シリコンジイミド（Ｓｉ（ＮＨ）２）、シリコンテトラアミド、シリコンニトロゲンイミド、シリコンクロルイミド等を用いることができる。これらは、公知の方法、例えば、四塩化珪素、四臭化珪素、四沃化珪素等のハロゲン化珪素とアンモニアとを気相で反応させる方法、液状の前記ハロゲン化珪素と液体アンモニアとを反応させる方法などによって得ることができる。また、非晶質窒化珪素粉末は、公知方法、例えば、含窒素シラン化合物を窒素やアンモニアガス雰囲気下で１２００〜１４６０℃の範囲の温度で加熱分解する方法、四塩化珪素、四臭化珪素、四沃化珪素等のハロゲン化珪素とアンモニアとを高温で反応させる方法などによって得ることができる。
スラリー形成工程において、用いられる窒化珪素粉末（Ａ）は、平均短軸粒子径が０．６〜１３μｍであり、０．７〜１２μｍが、好ましい。平均短軸粒子径が０．６μｍ未満の場合、窒化珪素粉末（Ｂ）との粒子径との差が少なく、窒化珪素粉末を配合したスラリーを塗布し、鋳型の毛細管力による吸水の際に、粒度による移動速度の違いを利用した離型層内での粒度を偏在させることができない。また、平均短軸粒子径が１３μｍを超える粒子を調製するためには、熱分解温度を５００℃未満に下げるか、或いは熱分解を行なわないで、更に結晶化焼成時に１１００〜１２５０℃間の昇温速度を１０℃／ｈｒ未満に下げることが必要であることから、生産性が非常に悪く実用的でない。
平均短軸粒子径が０．６〜１３μｍである窒化珪素粉末（Ａ）は、例えば、イミド法によって得ることができ、その製造工程中の非晶質窒化珪素粉末を調製する際の熱分解加熱温度と得られた非晶質窒化珪素粉末中の酸素濃度と、結晶化焼成時の昇温速度を調整することによって調製できる。
平均短軸粒子径を大きくする場合は、非晶質窒化珪素粉末を調製する際の熱分解加熱温度を低くし、得られた非晶質窒化珪素粉末中の酸素濃度を低くし、更に結晶化焼成時の１１００〜１２５０℃間の昇温速度を遅くすることによって結晶化粒子成長をゆっくり進行させることで調製できる。
例えば平均短軸粒子径１３μｍの窒化珪素粉末を調製する場合には、非晶質窒化珪素粉末を調製する際の熱分解加熱温度を５００℃とし、熱分解時に導入するガス中の酸素濃度を１ｖｏｌ％未満とすることによって、結晶化焼成時の結晶化開始温度を下げ、結晶化速度を遅くすることのできる非晶質窒化珪素粉末を用いる。更に非晶質窒化珪素粉末中にレーザー回折散乱法により測定した体積法粒度分布の粒子径で５０μｍ以上の粗大な凝集粒子を含まない状態まで壊砕する。この非晶質窒化珪素粉末を用いることで１１００〜１２５０℃間の昇温速度を１０℃／ｈｒとすることで結晶化粒子成長をゆっくり進行させ、調製可能となる。
また、例えば平均短軸粒子径０．６μｍの窒化珪素粉末を調製する場合には、非晶質窒化珪素粉末を調製する際の熱分解加熱温度を５００〜８００℃とし、熱分解時に導入するガス中の酸素濃度を１〜２ｖｏｌ％とすることによって、結晶化時の結晶化開始温度を上げ、結晶化速度を速くすることのできる非晶質窒化珪素粉末を用いる。更に、非晶質窒化珪素粉末中にレーザー回折散乱法により測定した体積法粒度分布の粒子径で５０μｍ以上の粗大な凝集粒子を含まない状態まで壊砕する。この非晶質窒化珪素粉末を用いて１１００〜１２５０℃間の昇温速度を５０℃／ｈｒ以下とすることで結晶化粒子成長をゆっくり進行させ、調製可能となる。
非晶質窒化珪素粉末を調製する際の熱分解加熱温度が高く、得られた非晶質窒化珪素粉末中の酸素濃度が高い場合は、結晶化焼成時の結晶化開始温度が高く、また結晶化速度が速くなることで、急激に結晶化が進行し易くなり、粒度の揃った窒化珪素粉末を調製することが難しくなる。
例えば、非晶質窒化珪素粉末を調製する際の熱分解加熱温度が８００℃を超えた場合は、１１００〜１２５０℃間の昇温速度を１０〜５０℃／ｈｒとした場合でも、結晶化焼成後粉末の平均短軸粒子径は０．６μｍよりも小さくなり易く、しかも結晶化速度が速いことで針状結晶粒子や微細凝集粒子が生成し、粒度の揃った窒化珪素粉末を調製することが難しくなり好ましくない。
さらに、結晶化焼成の際に、１１００〜１２５０℃間の昇温速度が５０℃／ｈｒを超えると、急激な結晶化により粒子成長速度制御が困難となり、針状結晶粒子や微細凝集粒子を生成し易く、粒度の揃った窒化珪素粉末の調製は困難となる。
また、非晶質窒化珪素粉末のレーザー回折散乱法により測定した体積法粒度分布で粒子径が５０μｍ以上の粗大凝集粒子が存在する場合は、粗大凝集粒子内では結晶焼成化の際に異常結晶成長による粗大粒子や粗大な凝集粒子、針状結晶粒子および微細粒子の同時生成による粒度と粒子径の不均一な粒子が生成して、粒度の揃った窒化珪素粉末を調製することが不可能で、粒度制御し難く好ましくない。
平均短軸粒子径が０．６〜１３μｍの窒化珪素粉末（Ａ）の調製は、非晶質窒化珪素粉末を調製する際の熱分解加熱温度を５００〜８００℃とし、熱分解時に導入するガス中の酸素濃度を０．４〜２ｖｏｌ％とし、得られた非晶質窒化珪素粉末のレーザー回折散乱法により測定した体積法粒度分布で粒子径が５０μｍ以上の粗大な凝集粒子を含まない状態まで壊砕し、結晶化焼成時の１１００〜１２５０℃間の昇温速度を１０〜５０℃／ｈｒの間で調整することで可能となる。
スラリー形成工程において、用いられる窒化珪素粉末（Ｂ）は、平均短軸粒子径が０．１〜０．３μｍであり、０．１５〜０．３μｍが、好ましい。平均短軸粒子径が０．３μｍを超える場合、窒化珪素粉末（Ａ）との粒子径の差が少なく、窒化珪素粉末を配合したスラリーを塗布し、鋳型の毛細管力による吸水の際に、粒度による移動速度の違いを利用した離型層内での粒度を偏在させることができない。また、平均短軸粒子径が０．１μｍ未満の粒子を調製することは、粉砕工程を経ないイミド法では困難である。平均短軸粒子径が０．１μｍ未満の粒子は、例えば、非晶質窒化珪素粉末を調製する際の熱分解温度を１１００℃より上げ、熱分解時に導入するガス中の酸素濃度を５ｖｏｌ％以上とすることで得られる非晶質窒化珪素粉末中の酸素濃度を高くし、結晶化焼成時の結晶化開始温度を上げ、結晶化速度を速くできる非晶質窒化珪素粉末を原料として用いた場合でも、また結晶化焼成の際の１１００〜１２５０℃間の昇温速度を、１００℃／ｈｒを超えた速度に速めることで得ることは出来るが、針状結晶粒子や微細凝集粒子の生成割合も増すことから粉砕工程を必要とする。従って、０．１μｍ未満の粒子を調製するためには粉砕工程を経る必要があり、金属不純物の混入を避けられないことから離型材用原料として好ましくない。
平均短軸粒子径が０．１〜０．３μｍである窒化珪素粉末（Ｂ）は、例えば、イミド法によって得ることができ、その製造工程中の非晶質窒化珪素粉末を調製する際の熱分解加熱温度と得られた非晶質窒化珪素粉末中の酸素濃度と、結晶化焼成時の昇温速度を調整することによって調製できる。
平均短軸粒子径を小さくする場合は、非晶質窒化珪素粉末を調製する際の熱分解加熱温度を高くし、得られた非晶質窒化珪素粉末中の酸素濃度を高くした非晶質窒化珪素粉末を原料粉末に用いる。この非晶質窒化珪素粉末を用いた場合、結晶化速度が速くなることで微細な結晶粒子粉末を得ることができる。但し、結晶化焼成時の異常な粒成長や針状結晶粒子および微細凝集粒子の混合粒子の生成を抑えるために、非晶質窒化珪素粉末中にレーザー回折散乱法により測定した体積法粒度分布の粒子径で５０μｍ以上の粗大な凝集粒子を含まない状態まで壊砕する必要がある。更に結晶化焼成時の１１００〜１２５０℃間の昇温速度を調整することで、急激な結晶化の進行に伴う針状結晶粒子および微細凝集粒子の生成を抑え、粒度の揃った窒化珪素粉末を調製できる。
例えば平均短軸粒子径０．１μｍの窒化珪素粉末を調製する場合には、非晶質窒化珪素粉末を調製する際の熱分解温度を１０００℃とし、熱分解時に導入するガス中の酸素濃度を４〜５ｖｏｌ％とすることによって、結晶化焼成時の結晶化開始温度を上げ、結晶化速度を速くできる非晶質窒化珪素粉末を用いる。更に、非晶質窒化珪素粉末中にレーザー回折散乱法により測定した体積法粒度分布の粒子径で５０μｍ以上の粗大な凝集粒子を含まない状態まで壊砕する。この非晶質窒化珪素粉末を用いて１１００〜１２５０℃間の昇温速度を８０〜１００℃／ｈｒとすることで結晶化粒子成長を速く進行さながら急激な結晶化の進行に伴う針状結晶粒子および微細凝集粒子の生成を抑えて、粒度の揃った平均短軸粒子径が０．１μｍの窒化珪素粉末を調製可能となる。
また、例えば０．３μｍの窒化珪素粉末を調製する場合には、非晶質窒化珪素粉末を調製する際の熱分解温度を８００〜９００℃とし、熱分解時に導入するガス中の酸素濃度を２．２〜４ｖｏｌ％とすることによって、結晶化時の結晶化開始温度を上げ、結晶化速度を速くできる非晶質窒化珪素粉末を用いる。更に、非晶質窒化珪素粉末中にレーザー回折散乱法により測定した体積法粒度分布の粒子径で５０μｍ以上の粗大な凝集粒子を含まない状態まで壊砕する。この非晶質窒化珪素粉末を用いて１１００〜１２５０℃間の昇温速度を６０〜８０℃／ｈｒとすることで結晶化粒子成長を速く進行さながら急激な結晶化の進行に伴う針状結晶粒子および微細凝集粒子の生成を抑えて、粒度の揃った平均短軸粒子径が０．３μｍの窒化珪素粉末を調製可能となる。
非晶質窒化珪素粉末を調製する際の熱分解温度が１１００℃を超え、熱分解時に導入するガス中の酸素濃度が５ｖｏｌ％以上の場合は、得られた非晶質窒化珪素粉末を原料に用いた場合、結晶化時の結晶化開始温度は更に高く、結晶化速度は更に速くなることで、１１００〜１２５０℃間の昇温速度を調整しても、粒度の揃った平均短軸粒子径が０．１〜０．３μｍの窒化珪素粉末（Ｂ）を調製することは困難となり、結晶化焼成後粉末中には針状結晶粒子や微細凝集粒子の生成割合が増し、塗布後離型層密度は低下し、更に窒化珪素粉末を配合したスラリーを塗布し、鋳型の毛細管力による吸水の際に、粒度による移動速度の違いを針状結晶粒子が邪魔することで利用できなくなり好ましくない。
さらに、１１００〜１２５０℃間の昇温速度が１００℃／ｈｒを超えると、急激な結晶化の進行に伴い結晶化制御は困難となり、異常粒成長や針状結晶粒子および微細凝集粒子が混合生成することで平均短軸粒子径が０．１〜０．３μｍの窒化珪素粉末（Ｂ）を調製することは困難となる。
平均短軸粒子径が０．１〜０．３μｍの窒化珪素粉末（Ｂ）の調製は、非晶質窒化珪素粉末を調製する際の熱分解加熱温度を８００〜１１００℃とし、熱分解時に導入するガス中の酸素濃度を２．２〜５ｖｏｌ％とし、得られた非晶質窒化珪素粉末のレーザー回折散乱法により測定した体積法粒度分布で粒子径が５０μｍ以上の粗大な凝集粒子を含まない状態まで壊砕し、結晶化焼成時の１１００〜１２５０℃間の昇温速度を６０〜１００℃／ｈｒの間で調整することで可能となる。
また、本発明に係る製造方法において、平均短軸粒子径が０．６〜１３μｍである窒化珪素粉末（Ａ）と、平均短軸粒子径が０．１〜０．３μｍである窒化珪素粉末（Ｂ）とを配合した高純度な窒化珪素粉末は、重量割合で５：５〜９：１に配合することが重要である。例えば窒化珪素粉末（Ｂ）の重量割合が５：５より多い場合は、窒化珪素粉末を配合したスラリーを塗布し、鋳型の毛細管力による吸水の際に、粒度による移動速度の違いによる離型層の粒度勾配はできるものの、図１に示す状態よりもシリコンインゴット側で微細粒子割合が多くなり、焼付け温度は低温でも離型層全体の密着性と強度は高まるが、焼付け時の収縮による亀裂や破損の発生する危険性が増し、更にシリコンインゴット側の離型層の酸素濃度が増すことでシリコン融液との反応性が高くなり好ましくない。また、例えば窒化珪素粉末（Ｂ）の重量割合が９：１より少ない場合は、離型層の鋳型への密着性と離型層の強度の低下が著しく好ましくない。
スラリー形成工程に用いられる窒化珪素粉末含有スラリーは、上記窒化珪素粉末を水に混合させたスラリーであり、所定量の窒化珪素粉末を蒸留水とともに容器に入れ、窒化珪素製ボールを充填して振動ミル、ボールミル、ペイントシェーカーなどの混合粉砕機を用いたり、またボールを用いない場合にはパドル翼等の羽のついた撹拌機や、高速自公転式撹拌機を用いて所定時間混合して得られる。
上記結晶化焼成によって得られた窒化珪素粉末（Ａ）及び（Ｂ）は、軽い凝集粒子状態となっており、そのままでは水に分散させてスラリーとする際に、スラリー粘度が高くなり易いことから、軽く壊砕する処理を行なう。凝集粒子を軽く壊砕する工程では、壊砕に用いるメディアは、金属球を樹脂でコーティングした材質や、窒化珪素焼結体を用い、金属不純物の混入量は非常に少なく、数ｐｐｍ程度に止まり、多結晶シリコンインゴットを鋳造する鋳型用の離型材の原料に適した粉末となる。
本発明に係る離型層を有する多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の製造方法において、スラリー塗布工程は、上記窒化珪素粉末含有スラリーを粒子の流動性を保ったまま、鋳型表面に塗布する工程である。上記窒化珪素粉末含有スラリーは、鋳型である気孔率１６〜２６％の石英坩堝の内表面に、スプレーや刷毛もしくはへらを使用して離型材の塗布を行い、塗布した離型層内での窒化珪素粒子の移動を阻害しない程度で、塗布したスラリーが鋳型から垂れ落ちない程度の流動性を持つことが好ましい。
鋳型に塗布した窒化珪素粉末含有スラリーは、鋳型内の細孔による毛管現象の吸水によって、鋳型表面近傍においては、微粒であるほど鋳型に引き寄せられて、離型層の内側（鋳型側）には微粒が偏在し、離型層の外側（シリコンインゴット側）には微粒が減ることによって粗粒が偏在した離型層が形成され、図１に示す離型層内の粒子の偏在状態を表した概念図の状態となる。従って、窒化珪素粉末含有スラリーの粘度が５００Ｐ（ポイズ）以上の場合は、窒化珪素粉末含有スラリーを塗布した離型層内での窒化珪素粒子の移動速度は遅く、粒子の偏在は起こり難い。また、前記記載の窒化珪素粉末含有スラリーの粘度が１．５ｃＰ（センチポイズ）以下の場合は、窒化珪素粉末含有スラリーを塗布した離型層は垂れ易く、離型層を保持できないことから、粒子の流動性を保て、垂れないスラリー粘度に調整する必要がある。
本発明に係る離型層を有する多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の製造方法は、塗布した窒化珪素粉末含有スラリーの鋳型内の細孔による毛管現象によって吸水を十分に行なうために、スラリーの水分を鋳型内に浸透させる水分浸透工程をさらに備えていても良く、水分浸透工程としては、例えば、３０〜１２０℃で乾燥させることなどがある。
さらに、本発明に係る離型層を有する多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の製造方法において、加熱工程は、窒化珪素粉末含有スラリーを塗布した鋳型を、酸素を含む雰囲気下で８００〜１２００℃で加熱処理を行う工程である。窒化珪素粉末は、大気下では８００℃以上で酸化が進行し、１２００℃を超えると過度な酸化状態となり、図３に示すように微粒であるほどより酸化され易く、粗粒になるほど酸化し難い。微細な窒化珪素粉末と粗大な窒化珪素粉末を配合した窒化珪素粉末を用いることによって、離型層の内側（鋳型側）には酸化され易い微細粒子が偏在することで酸素を含む雰囲気下焼成による焼付けによって酸化された粒子同士および粒子と鋳型が密着し、離型層の外側（シリコンインゴット側）は酸化され難い粗大粒子が偏在することで離型層表面の酸素濃度は低く、シリコン融液の固溶を抑えて浸透を防止できる。窒化珪素粉末含有スラリーの塗布は、一度塗りでも上記記載の離型層が形成されるが、二度塗り以上でも同様の効果を得られ、多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型を低コストで製造でき、シリコン融液の浸透を防ぎ、凝固したシリコンインゴットの離型性は改善して、高い歩留まりのシリコンインゴットが生産できる。
本発明に係る離型層を有する多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の製造方法によって製造された多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型は、多結晶シリコンインゴットを鋳造するための鋳型であり、鋳型の内側には窒化珪素粉末を含有する離型層が形成されており、その離型層は、内側（鋳型側）には酸化され易い微細粒子が偏在し、外側（シリコンインゴット側）には酸化され難い粗大粒子が偏在することを特徴とするため、鋳型側は酸素含有量が高く、シリコンインゴット側は酸素含有量が低くなる。このような離型層を有する多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型を用いることにより、離型層の内側（鋳型側）は酸素を含む雰囲気下焼成による焼付けによって酸化された粒子同士および粒子と鋳型が密着し、離型層の外側（シリコンインゴット側）は酸素濃度が下がり、シリコン融液の固溶を抑えて浸透を防止でき、鋳型と凝固したシリコンインゴットの離型性を大幅に改善し、凝固したシリコンインゴットを離型する際の欠けや破損の発生を抑えて品質の高いシリコンインゴットを高い歩留まりで得ることができる。鋳型の材料としては、特に限定されないが、通常、石英坩堝や、黒鉛坩堝に内装した石英坩堝等が用いられる。
以下では、具体的例を挙げ、本発明を更に詳しく説明する。
（実施例１〜１５）
最初に、本発明に係る離型層を有する多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の製造に必要な結晶質窒化珪素を作製した。
先ず、四塩化珪素濃度が３０ｖｏｌ％のトルエンの溶液を液体アンモニアと反応させ、液体アンモニアを用いて洗浄し乾燥することでシリコンジイミドを作製した。
得られたシリコンジイミド粉末を、粉末１ｋｇ当たり７０リッター／時の空気−窒素混合ガス（混合ガスの酸素濃度は０．４〜２ｖｏｌ％）流通下、５００〜８００℃で加熱分解して窒化珪素粉末（Ａ）を調製するための非晶質窒化珪素粉末を、また粉末１ｋｇ当たり７０リッター／時の空気−窒素混合ガス（混合ガスの酸素濃度は２．２〜４ｖｏｌ％）流通下８００〜１１００℃で加熱分解して窒化珪素粉末（Ｂ）を調製するための非晶質窒化珪素粉末を得ることができる。
実施例１〜５に記載の窒化珪素粉末（Ａ）を次のように調製した。先ず、前記シリコンジイミド粉末の熱分解温度を７００℃とし、熱分解時に導入するガス中の酸素濃度を１ｖｏｌ％とし、得られた非晶質窒化珪素粉末を、金属球をナイロンでコーティングした材質のボールを充填した連続式振動ミルを用いてレーザー回折散乱法により測定した体積法粒度分布の粒子径で５０μｍ以上の粗大な凝集粒子を含まない状態まで壊砕した。壊砕後の非晶質窒化珪素粉末を、黒鉛製坩堝に仕込み、１１００℃まで４時間で昇温し、１１００〜１２５０℃間の昇温速度を２０℃／ｈｒとし、１５５０℃まで４時間で昇温し、１５５０℃で１時間保持焼成し、冷却後取り出した。取り出した焼成後粉末を、金属球をナイロンでコーティングした材質のボールを充填した連続式振動ミルを用いて軽く壊砕することで、実施例１〜５に係る平均短軸粒子径６．５μｍの窒化珪素粉末を調製した。
同様に、実施例６〜１０に記載の窒化珪素粉末（Ａ）を次のように調製した。先ず、同シリコンジイミド粉末を熱分解温度を７５０℃とし、熱分解時に導入するガス中の酸素濃度を２ｖｏｌ％とし、得られた非晶質窒化珪素粉末を、金属球をナイロンでコーティングした材質のボールを充填した連続式振動ミルを用いてレーザー回折散乱法により測定した体積法粒度分布の粒子径で５０μｍ以上の粗大な凝集粒子を含まない状態まで壊砕した。壊砕後の非晶質窒化珪素粉末を、黒鉛製坩堝に仕込み、１１００℃まで４時間で昇温し、１１００〜１２５０℃間の昇温速度を５０℃／ｈｒとし、１５５０℃まで４時間で昇温し、１５５０℃で１時間保持焼成し、冷却後取り出した。取り出した焼成後粉末を、金属球をナイロンでコーティングした材質のボールを充填した連続式振動ミルを用いて軽く壊砕することで、実施例６〜１０に係る平均短軸粒子径０．６５μｍの窒化珪素粉末を調製した。
また同様に、実施例１１〜１５に記載の窒化珪素粉末（Ａ）を次のように調製した。熱分解温度を５００℃とし、熱分解時に導入するガス中の酸素濃度を０．５ｖｏｌ％とし、得られた非晶質窒化珪素粉末を、金属球をナイロンでコーティングした材質のボールを充填した連続式振動ミルを用いてレーザー回折散乱法により測定した体積法粒度分布の粒子径で５０μｍ以上の粗大な凝集粒子を含まない状態まで壊砕した。壊砕後の非晶質窒化珪素粉末を、黒鉛製坩堝に仕込み、１１００℃まで４時間で昇温し、１１００〜１２５０℃間の昇温速度を１０℃／ｈｒとし、１５５０℃まで４時間で昇温し、１５５０℃で１時間保持焼成し、冷却後取り出した。取り出した焼成後粉末を、金属球をナイロンでコーティングした材質のボールを充填した連続式振動ミルを用いて軽く壊砕することで、実施例１１〜１５に係る平均短軸粒子径１２．８μｍの窒化珪素粉末を調製した。
次いで、実施例１〜１０に記載の窒化珪素粉末（Ｂ）を次のように調製した。先ず、同シリコンジイミド粉末を熱分解温度を１０５０℃とし、熱分解時に導入するガス中の酸素濃度を４ｖｏｌ％とし、得られた非晶質窒化珪素粉末を、金属球をナイロンでコーティングした材質のボールを充填した連続式振動ミルを用いてレーザー回折散乱法により測定した体積法粒度分布の粒子径で５０μｍ以上の粗大な凝集粒子を含まない状態まで壊砕した。壊砕後の非晶質窒化珪素粉末を、黒鉛製坩堝に仕込み、１１００℃まで４時間で昇温し、１１００〜１２５０℃間の昇温速度を１００℃／ｈｒとし、１５５０℃まで４時間で昇温し、１５５０℃で１時間保持焼成し、冷却後取り出した。取り出した焼成後粉末を、金属球をナイロンでコーティングした材質のボールを充填した連続式振動ミルを用いて軽壊砕することで、実施例１〜１０に係る平均短軸粒子径０．１８μｍの窒化珪素粉末を調製した。
同様に、実施例１１〜１５に記載の窒化珪素粉末（Ｂ）を次のように調製した。先ず、同シリコンジイミド粉末を熱分解温度を９００℃とし、熱分解時に導入するガス中の酸素濃度を４ｖｏｌ％とし、得られた非晶質窒化珪素粉末を、金属球をナイロンでコーティングした材質のボールを充填した連続式振動ミルを用いてレーザー回折散乱法により測定した体積法粒度分布の粒子径で５０μｍ以上の粗大な凝集粒子を含まない状態まで壊砕した。壊砕後の非晶質窒化珪素粉末を、黒鉛製坩堝に仕込み、１１００℃まで４時間で昇温し、１１００〜１２５０℃間の昇温速度を６０℃／ｈｒとし、１５５０℃まで４時間で昇温し、１５５０℃で１時間保持焼成し、冷却後取り出した。取り出した焼成後粉末を、金属球をナイロンでコーティングした材質のボールを充填した連続式振動ミルを用いて軽壊砕することで、実施例１１〜１５に係る平均短軸粒子径０．２８μｍの窒化珪素粉末を調製した。
得られた窒化珪素粉末（Ａ）の比表面積は０．２〜３．０ｍ２／ｇ、平均短軸粒子径は１２．８〜０．６５μｍで、窒化珪素粉末（Ｂ）の比表面積は７〜１２．０ｍ２／ｇ、平均短軸粒子径は０．２９〜０．１８μｍであった。
この窒化珪素粉末（Ａ）と（Ｂ）を重量割合５：５〜９：１として採取した窒化珪素配合粉末１０ｇと蒸留水４０ｇおよび１０φｍｍ窒化珪素ボール１００ｇを、１００ｃｃのポリエチレン製の瓶に入れ密栓し、振幅５ｍｍ、振動数１７８０ｓｐｍの振動ミル上に固定して、５分間混合することで２０ｗｔ％水スラリーを調製した。
前記記載の２０ｗｔ％水スラリーを、予め４０℃で加温した気孔率１６％の５ｃｍ角×深さ４ｃｍの石英坩堝にスプレー塗布し、４０℃乾燥した。塗布後石英坩堝は、更に４０℃乾燥を一夜行った。乾燥後は、箱型電気炉を用い、大気雰囲気下で１１００℃まで４時間で昇温し、１１００℃で４時間保持後降温することで離型層を石英坩堝に焼き付けた。各々の離型層の厚みは５点測定の平均で１００〜２００μｍとなった。
離型層を焼き付けた石英坩堝に、純度９９．９９９％で２〜５ｍｍのＳｉ顆粒を７５ｇ充填し、箱型電気炉を用い、Ａｒ雰囲気大気圧流通下、１０００℃まで３時間、１０００℃から１４５０℃まで３時間、１４５０℃で４時間保持して降温した。降温後、炉から取り出し、型離れ状況の観察評価を行い、坩堝底中央部のＳｉ融液浸透状況の目視観察、および坩堝底中央部をエポキシ樹脂で包埋し、底部離型層付近の断面をカットし、ＦＥ−ＳＥＭを用いて×１００倍の離型層の断面像を撮りＳｉ融液浸透状況観察評価を行った。結果を表１に示す。
表１中のシリコン融液の坩堝浸透状況の◎は、シリコン融液の浸透が離型層表面で止まる、○はシリコン融液の浸透が離型層までで止まる、△はシリコン融液が石英坩堝の一部に少量浸透、×はシリコン融液が石英坩堝まで浸透し坩堝底の反対面まで漏れ出ている状態を意味する。またシリコンインゴット型離れ状況の◎は石英坩堝と一部の固着も無く完全に型離れする、○は石英坩堝と僅かに固着するが型離れする、△は石英坩堝の側面は型離れするが底面は固着する、×は石英坩堝全体に固着して型離れしない状態を意味する。
（比較例１〜２）
シリコンジイミドの熱分解法によって得られたＳＥＭ画像による寸法測定によって算出した平均短軸粒子径が０．２２μｍの窒化珪素粉末（宇部興産ＳＮ−Ｅ１０）を、大気雰囲気下、バッチ式電気炉で１０００℃×３ｈｒ加熱処理を行うことによって酸素濃度７．５ｗｔ％の窒化珪素粉末（Ａ２）を得た。酸素濃度はＬＥＣＯ社製ＴＣ−１３６型酸素窒素同時分析装置を用いて測定した。この窒化珪素粉末（Ａ２）１０ｇと蒸留水４０ｇおよび１０φｍｍ窒化珪素ボール１００ｇを、１００ｃｃのポリエチレン製の瓶に入れ密栓し、振幅５ｍｍ、振動数１７８０ｓｐｍの振動ミル上に固定して、５分間混合することで２０ｗｔ％水スラリーを調製した。
前記記載の２０ｗｔ％水スラリーを、予め４０℃で加温した気孔率１６％の５ｃｍ角×深さ４ｃｍの石英坩堝にスプレー塗布し、４０℃乾燥した。塗布後石英坩堝は、更に４０℃乾燥を一夜行った。乾燥後は、箱型電気炉を用い、大気雰囲気下で１１００℃まで４時間で昇温し、１１００℃で４時間保持後降温することで離型層を石英坩堝に焼き付けた。各々の離型層の厚みは５点測定の平均で１００μｍとなった。
次に、上述の窒化珪素粉末（Ａ２）と、Ｘ線回折装置により非晶質であることを確認したレーザー法拡散式粒度分布装置で測定した平均粒径が０．０５μｍのシリカ粉末を９：１（Ｂ２）、８：２（Ｂ３）の割合で混合し、前記同様に２０ｗｔ％水スラリーを調製し、前記（Ａ１）を塗布した各石英坩堝の上にスプレー塗布し、大気雰囲気下で１１００℃４時間保持して離型層を石英坩堝に焼き付けた。各々の離型層の厚みは５点測定の平均で２００μｍとなった。
次に、離型層を焼き付けた石英坩堝に、純度９９．９９９％で２〜５ｍｍのＳｉ顆粒を７５ｇ充填し、箱型電気炉を用い、Ａｒ雰囲気大気圧流通下、１０００℃まで３時間、１０００℃から１４５０℃まで３時間、１４５０℃で４時間保持して降温した。降温後、炉から取り出し、離型性状況の観察評価を行い、坩堝底中央部のＳｉ融液浸透状況の目視観察、および坩堝底中央部をエポキシ樹脂で包埋し、断面カットし、ＦＥ−ＳＥＭを用いて×１００倍の離型層の断面像を撮りＳｉ融液浸透状況観察評価を行った。結果を表１に示す。
（比較例３〜１０）
実施例１〜１５と同様に多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の製造方法に必要な結晶質窒化珪素を作製した。
比較例３、４、９に記載の窒化珪素粉末（Ａ）は、実施例１〜５に記載の窒化珪素粉末（Ａ）を用いた。
同様に、比較例５、６、１０に記載の窒化珪素粉末（Ａ）は、実施例６〜９に記載の窒化珪素粉末（Ａ）を用いた。
また同様に、比較例７、８に記載の窒化珪素粉末（Ａ）は、実施例１１〜１５に記載の窒化珪素粉末（Ａ）を用いた。
次いで、比較例３〜６に記載の窒化珪素粉末（Ｂ）は、実施例１〜１０に記載の窒化珪素粉末（Ｂ）を用いた。
同様に、比較例７、８に記載の窒化珪素粉末（Ｂ）は、実施例１１〜１５に記載の窒化珪素粉末（Ｂ）を用いた。
また同様に、比較例９、１０に記載の窒化珪素粉末（Ｂ）を次のように調製した。先ず、同シリコンジイミド粉末を８５０℃とし、熱分解時に導入するガス中の酸素濃度を２ｖｏｌ％として、得られた非晶質窒化珪素粉末を、金属球をナイロンでコーティングした材質のボールを充填した連続式振動ミルを用いてレーザー回折散乱法により測定した体積法粒度分布の粒子径で５０μｍ以上の粗大な凝集粒子を含まない状態まで壊砕した。壊砕後の非晶質窒化珪素粉末を、黒鉛製坩堝に仕込み、１１００℃まで４時間で昇温し、１１００〜１２５０℃間の昇温速度を５０℃／ｈｒとし、１５５０℃まで４時間で昇温し、１５５０℃で１時間保持焼成し、冷却後取り出した。取り出した焼成後粉末を、金属球をナイロンでコーティングした材質のボールを充填した連続式振動ミルを用いて軽壊砕することで、比較例９、１０に係る平均短軸粒子径０．４３μｍの窒化珪素粉末を調製した。
得られた窒化珪素粉末（Ａ）の比表面積は０．２〜３．０ｍ２／ｇ、平均短軸粒子径は１２．８〜０．６５μｍで、窒化珪素粉末（Ｂ）の比表面積は４．５〜１２．０ｍ２／ｇ、平均短軸粒子径は０．４３〜０．１８μｍであった。
上記の数種の窒化珪素粉末（Ａ）と（Ｂ）とを、表１に記載の組み合わせと配合割合で採取した窒化珪素配合粉末１０ｇと蒸留水４０ｇおよび１０φｍｍ窒化珪素ボール１００ｇを、１００ｃｃのポリエチレン製の瓶に入れ密栓し、振幅５ｍｍ、振動数１７８０ｓｐｍの振動ミル上に固定して、５分間混合することで２０ｗｔ％水スラリーを調製した。前記記載の２０ｗｔ％水スラリーを、予め４０℃で加温した気孔率１６％の５ｃｍ角×深さ４ｃｍの石英坩堝にスプレー塗布し、４０℃乾燥した。塗布後石英坩堝は、更に４０℃乾燥を一夜行った。乾燥後は、箱型電気炉を用い、大気雰囲気下で１１００℃まで４時間で昇温し、１１００℃で４時間保持後降温することで離型層を石英坩堝に焼き付けた。各々の離型層の厚みは５点測定の平均で１００〜２００μｍとなった。
離型層を焼き付けた石英坩堝に、純度９９．９９９％で２〜５ｍｍのＳｉ顆粒を７５ｇ充填し、箱型電気炉を用い、Ａｒ雰囲気大気圧流通下、１０００℃まで３時間、１０００℃から１４５０℃まで３時間、１４５０℃で４時間保持して降温した。降温後、炉から取り出し、型離れ状況観察を行い、坩堝底中央部のＳｉ融液浸透状況の目視観察、および坩堝底中央部をエポキシ樹脂で包埋し、断面カットし、ＦＥ−ＳＥＭを用いて×１００倍の離型層の断面像を撮りＳｉ融液浸透状況観察を行った。結果を表１に示す。
１ 鋳型
２ 粗大な窒化珪素粒子
３ 微細な窒化珪素粒子

Claims (5)

  1. 平均短軸粒子径が０．６〜１３μｍである窒化珪素粉末（Ａ）と、平均短軸粒子径が０．１〜０．３μｍである窒化珪素粉末（Ｂ）とを重量割合で５：５〜９：１に配合した窒化珪素粉末を水に混合してスラリーを形成するスラリー形成工程と、
    該スラリーを鋳型表面に塗布するスラリー塗布工程と、
    該スラリー塗布工程後、酸素を含む雰囲気下８００〜１２００℃で、鋳型を加熱する加熱工程と、
    を備えることを特徴とする離型層を有する多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の製造方法。
  2. 前記鋳型表面に塗布されたスラリーの水分を鋳型内に浸透させる水分浸透工程をさらに備え、
    前記加熱工程は、該水分浸透工程後に行なうことを特徴とする請求項１記載の離型層を有する多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の製造方法。
  3. 平均短軸粒子径が０．６〜１３μｍである窒化珪素粉末（Ａ）と、平均短軸粒子径が０．１〜０．３μｍである窒化珪素粉末（Ｂ）とが重量割合５：５〜９：１で含まれていることを特徴とする多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の離型材用窒化珪素粉末。
  4. 請求項３記載の窒化珪素粉末を水に混合させることを特徴とする多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の離型材用窒化珪素粉末含有スラリー。
  5. 請求項３記載の窒化珪素粉末を用いて離型層が鋳型内面に形成されたことを特徴とする多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型。
JP2012550747A 2010-12-28 2011-07-27 多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型及びその製造方法並びに多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の離型材用窒化珪素粉末及びそれを含有したスラリー Expired - Fee Related JP5637220B2 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012550747A JP5637220B2 (ja) 2010-12-28 2011-07-27 多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型及びその製造方法並びに多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の離型材用窒化珪素粉末及びそれを含有したスラリー

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010293060 2010-12-28
JP2010293060 2010-12-28
JP2012550747A JP5637220B2 (ja) 2010-12-28 2011-07-27 多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型及びその製造方法並びに多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の離型材用窒化珪素粉末及びそれを含有したスラリー
PCT/JP2011/067107 WO2012090541A1 (ja) 2010-12-28 2011-07-27 多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型及びその製造方法並びに多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の離型材用窒化珪素粉末及びそれを含有したスラリー

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JPWO2012090541A1 JPWO2012090541A1 (ja) 2014-06-05
JP5637220B2 true JP5637220B2 (ja) 2014-12-10

Family

ID=46382666

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2012550747A Expired - Fee Related JP5637220B2 (ja) 2010-12-28 2011-07-27 多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型及びその製造方法並びに多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の離型材用窒化珪素粉末及びそれを含有したスラリー

Country Status (7)

Country Link
US (1) US9022343B2 (ja)
EP (1) EP2660201B1 (ja)
JP (1) JP5637220B2 (ja)
KR (1) KR20130133820A (ja)
CN (1) CN103269975B (ja)
SG (1) SG191412A1 (ja)
WO (1) WO2012090541A1 (ja)

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6196472B2 (ja) * 2013-05-29 2017-09-13 三菱重工業株式会社 精密鋳造用中子及びその製造方法、精密鋳造用鋳型
US10166598B2 (en) 2013-05-29 2019-01-01 Mitsubish Heavy Industries, Ltd. Precision-casting core, precision-casting core manufacturing method, and precision-casting mold
CN105377756B (zh) * 2013-07-11 2017-03-15 宇部兴产株式会社 多晶硅锭铸造用铸模的脱模剂用氮化硅粉末及其制造和使用方法
US9246134B2 (en) * 2014-01-20 2016-01-26 3M Innovative Properties Company Lamination transfer films for forming articles with engineered voids
US20170174515A1 (en) * 2014-02-12 2017-06-22 Ube Industries, Ltd. Polycrystalline Silicon Powder for Slurry and Method for Producing Same, Polycrystalline Silicon Powder Slurry for Mold Release Material and Method for Producing Same, Polycrystalline Silicon Powder for Mold Release Material, Mold Release Material, and Polycrystalline Silicon Ingot Casting Mold and Method for Producing Same
KR101739206B1 (ko) * 2015-12-09 2017-05-23 오씨아이 주식회사 지락 전류 방지 및 실리콘 더스트 제거 효과가 우수한 폴리실리콘 제조 장치
US10450669B2 (en) * 2016-07-29 2019-10-22 Auo Crystal Corporation Container for silicon ingot fabrication and manufacturing method thereof, and method for manufacturing crystalline silicon ingot
DE102018206982A1 (de) * 2018-05-04 2019-11-07 Alzchem Trostberg Gmbh Tiegel zur Herstellung von multikristallinem Silicium mittels gerichteter Erstarrung, Verfahren zu dessen Herstellung und dessen Verwendung, sowie Verfahren zur Herstellung von multikristallinem Silicium mittels gerichteter Erstarrung
DE102019113008A1 (de) 2019-05-16 2020-11-19 HÜTTENES-ALBERTUS Chemische Werke Gesellschaft mit beschränkter Haftung Verwendung eines partikulären Materials umfassend ein teilchenförmiges synthetisches amorphes Siliciumdioxid als Additiv für eine Formstoffmischung, entsprechende Verfahren, Mischungen und Kits
US20230079888A1 (en) * 2021-09-13 2023-03-16 Rohr, Inc. Tooling element and methods for forming and using same

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5001091A (en) * 1987-11-02 1991-03-19 Norton Company Readily moldable or castable ceramic powders
US5047186A (en) * 1989-12-28 1991-09-10 Gte Laboratories Incorporated Process for producing silicon nitride based articles of high fracture toughness and strength
JP2907366B2 (ja) 1993-05-18 1999-06-21 宇部興産株式会社 結晶質窒化珪素粉末の製造法
JP2907367B2 (ja) 1993-05-18 1999-06-21 宇部興産株式会社 結晶質窒化珪素粉末の製造法
US5571760A (en) * 1993-08-27 1996-11-05 Saint-Gobain/Norton Industrial Ceramics Corporation Silicon nitride having a high tensile strength
JPH082907A (ja) * 1994-06-20 1996-01-09 Ube Ind Ltd 窒化ケイ素粉末
US5759481A (en) * 1994-10-18 1998-06-02 Saint-Gobain/Norton Industrial Ceramics Corp. Silicon nitride having a high tensile strength
JP3282456B2 (ja) 1995-07-27 2002-05-13 宇部興産株式会社 窒化珪素粉末及びその製造方法
JP3450109B2 (ja) 1995-12-27 2003-09-22 京セラ株式会社 シリコンの鋳造法
JP3250149B2 (ja) 1998-02-27 2002-01-28 三菱マテリアル株式会社 シリコンインゴット鋳造用鋳型およびその製造方法
JP3931322B2 (ja) 2000-01-11 2007-06-13 三菱マテリアル株式会社 シリコンインゴット鋳造用鋳型およびその製造方法
DE10165107B3 (de) * 2000-09-20 2015-06-18 Hitachi Metals, Ltd. Substrat mit Siliciumnitrid-Sinterkörper und Leiterplatte
JP2004091243A (ja) * 2002-08-30 2004-03-25 Kyocera Corp 窒化珪素質焼結体の製造方法および窒化珪素質焼結体
JP2004202813A (ja) 2002-12-25 2004-07-22 Hitachi Metals Ltd 櫛歯状通路を有するセラミック焼結体の製造方法
JP4328161B2 (ja) 2003-09-24 2009-09-09 京セラ株式会社 シリコン鋳造用鋳型
JP4089974B2 (ja) * 2004-04-27 2008-05-28 日立金属株式会社 窒化ケイ素質粉末、窒化ケイ素質焼結体及びこれを用いた電子部品用回路基板
DE102005045666A1 (de) 2005-09-14 2007-03-15 Itn Nanovation Gmbh Schicht oder Beschichtung sowie Zusammensetzung zu ihrer Herstellung
TWI400369B (zh) 2005-10-06 2013-07-01 Vesuvius Crucible Co 用於矽結晶的坩堝及其製造方法
JP2007261832A (ja) 2006-03-27 2007-10-11 Sumco Solar Corp 窒化珪素離型材粉末、離型材の作製方法及び焼成方法
WO2008026688A1 (fr) * 2006-08-30 2008-03-06 Kyocera Corporation Procédé de formation d'un moule pour la production d'un lingot de silicium, procédé de production d'un substrat pour élément de cellule solaire, procédé de production d'un élément de cellule solaire et moule pour la production d'un lingot de silicium
DE102007053284A1 (de) * 2007-11-08 2009-05-20 Esk Ceramics Gmbh & Co. Kg Fest haftende siliciumnitridhaltige Trennschicht
JP5725716B2 (ja) 2009-01-28 2015-05-27 京セラ株式会社 鋳型の形成方法、太陽電池素子用基板の製造方法、太陽電池素子の製造方法、およびシリコンインゴット製造用鋳型
CN101844935A (zh) 2010-05-31 2010-09-29 江西赛维Ldk太阳能高科技有限公司 一种多晶硅或单晶硅用坩埚涂层及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2012090541A1 (ja) 2014-06-05
WO2012090541A1 (ja) 2012-07-05
CN103269975A (zh) 2013-08-28
EP2660201A1 (en) 2013-11-06
US9022343B2 (en) 2015-05-05
CN103269975B (zh) 2015-06-10
EP2660201B1 (en) 2017-03-22
EP2660201A4 (en) 2014-11-05
SG191412A1 (en) 2013-08-30
US20130264460A1 (en) 2013-10-10
KR20130133820A (ko) 2013-12-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5637220B2 (ja) 多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型及びその製造方法並びに多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の離型材用窒化珪素粉末及びそれを含有したスラリー
JP5637221B2 (ja) 多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型及びその製造方法並びに多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の離型材用窒化珪素粉末及びそれを含有したスラリー
JP5975176B2 (ja) 多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の離型剤用窒化珪素粉末およびその製造法、その窒化珪素粉末を含有したスラリー、多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型およびその製造方法、ならびにその鋳型を用いた多結晶シリコンインゴット鋳の製造方法
WO2011118773A1 (ja) 多結晶シリコンインゴットの製造方法及び多結晶シリコンインゴット
JP5700052B2 (ja) 多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型、並びにその離型材用窒化珪素粉末、その離型層用窒化珪素粉末含有スラリー及びその鋳造用離型材
WO2018110560A1 (ja) 窒化ケイ素粉末、多結晶シリコンインゴット用離型剤及び多結晶シリコンインゴットの製造方法
JP6354367B2 (ja) 多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の離型剤用窒化ケイ素粉末及びその製造方法、多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型の離型剤用窒化ケイ素粉末含有スラリー、ならびに多結晶シリコンインゴット鋳造用鋳型及びその製造方法
JP6690735B2 (ja) 窒化ケイ素粉末、多結晶シリコンインゴット用離型剤及び多結晶シリコンインゴットの製造方法
JP6402726B2 (ja) スラリー用窒化珪素粉末とその製造方法、離型材用窒化珪素粉末スラリーとその製造方法、離型材用窒化珪素粉末、離型材、および多結晶シリコン鋳造用鋳型とその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20140924

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20141007

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 5637220

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

LAPS Cancellation because of no payment of annual fees