JP6645409B2 - シリコン単結晶製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、磁場を印加したチョクラルスキー法により大口径＜１１１＞シリコン単結晶を製造する方法、シリコン単結晶、及びシリコン単結晶ウェーハに関する。

Ｓｉトランジスタの微細化・高集積化による性能向上が限界に近づきつつある中、Ｓｉよりもキャリア移動度に優れたＧｅやＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体をチャネル材料として用いる次世代トランジスタによる大幅な性能向上に期待が集まっている。

これらの次世代チャネル材料は、地殻中に２７．７％存在するＳｉと異なって、Ｇｅは１．８ｐｐｍａ、Ｇａ、Ａｓはそれぞれ１８ｐｐｍａ、１．５ｐｐｍａと資源量が少ないことに加え、ＧａＡｓなどの化合物半導体においては、もろく壊れ易い点、熱伝導の悪い点が産業的な利用における課題の一つとなっている。

これらの課題に対して、資源量が豊富で安価・高品質、かつ電子デバイスに十分な使用実績のあるＳｉ基板の上に、Ｇｅ、ＧａＡｓ等を配置するヘテロ構造は有効な解決策となり得る。

しかしながら、Ｓｉ基板上にこれら異種原子層を形成する際には、（１）格子定数不整合によるミスフィット転位の導入、（２）熱膨張率差による膜内部熱歪みによる残留応力、転位、ウェーハ反り、及び（３）無極性のＳｉと異種元素から構成される極性を有するＩＩＩ−Ｖ族との極性差によるＡｎｔｉ−ｐｈａｓｅ ｄｏｍａｉｎ（逆位相領域）の発生などが問題となる。

これらの問題のうち、ミスフィット転位については、成長領域選択成長と呼ばれる、Ｓｉ基板上をＳｉＯ_２などで覆い、部分的に露出させたＳｉ基板面から成長させる方法によって、成長した異種原子層中の転位をかなり抑制できることが知られている。

熱膨張率差については、成長温度を低温化することで影響を軽減できることが知られているが、低温化により結晶性が悪くなる弊害がある。そのため、Ｓｉと異種原子層を分離して熱膨張による相互の影響をなくすため、この問題に対してもＳｉＯ_２などで形成したパターン内部に成長させる方法や、パターンを通したラテラル成長をする方法が有効となる。

しかしながら、これらの方法は熱膨張率の影響をかなり抑制できるものの、パターン内の成長面での熱膨張率差の影響を回避することができない。また、チャネル部への歪導入がキャリア移動度の高速化につながる有益な面もある。そのため、ウェーハ自体が強固で、転位やウェーハ反りを抑制できる方が好ましい。この点で、Ｓｉ（１１１）面は最密面で最も機械的強度が強く、転位やウェーハ反りを抑制できるため、他の面方位と比較して優位性がある。

Ａｎｔｉ−ｐｈａｓｅ ｄｏｍａｉｎについては、基板表面が偶数原子ステップを有するようにすることで抑制できることが知られており、（１００）基板上の成長の場合であればオフ角度基板を用いるなどの方法が有効となる。この点でも、Ｓｉ（１１１）面は元々２原子層ステップであるため、オフ角度の調整などの必要もない。

このように、Ｓｉ基板上に高キャリア移動度材料をヘテロエピタキシャル成長させるヘテロ構造において、Ｓｉ（１１１）面は、熱膨張率差による転位やウェーハ反りの抑制につながる機械的強度の点と、Ａｎｔｉ−ｐｈａｓｅ ｄｏｍａｉｎ抑制につながる表面２原子層ステップの点で、Ｓｉの他の面方位に対して優位性がある。

上述のように、次世代チャネル材料のヘテロエピタキシャル用基板としてはＳｉ（１１１）面が優位性を備えている。しかしながら、現在主流となっているＳｉをチャネル材料とするＭＯＳトランジスタにおいては、Ｓｉ（１１１）−ＳｉＯ_２界面の界面準位がＭＯＳトランジスタの高速動作の妨げとなるため、結晶方位＜１１１＞のシリコン単結晶から切り出したシリコン単結晶ウェーハ（以下、（１１１）シリコンウェーハとも呼ぶ）は使用されてこなかった。そのため、高歩留まりの先端微細化技術を適用できる３００ｍｍ以上の大口径シリコンウェーハとして、（１１１）シリコンウェーハが工業上実用された例はなく、シリコン単結晶製造においても、３００ｍｍ以上の大口径を有する結晶方位＜１１１＞のシリコン単結晶（以下、＜１１１＞結晶とも呼ぶ）の成長例は報告されていないのが実状である。

一般に、結晶成長の面方位依存性は、原子密度が高い面に対して垂直方向への成長速度が遅くなり、表面エネルギーが大きい面ほど成長速度が速くなる。従って、チョクラルスキー法（ＣＺ法）において、結晶成長時にシリコン結晶−シリコン融液の固液界面で生じる固化潜熱を十分に除去できなくなると、結晶成長中に結晶を回転させていても円形状を維持することが困難となり、結晶成長方位に従った変形をみせる。原子密度は、Ｓｉ（１００）面が６．７８×１０^１４ａｔｏｍｓ／ｃｍ^２であるのに対して、Ｓｉ（１１１）面は７．８２×１０^１４ａｔｏｍｓ／ｃｍ^２と高原子密度である。表面エネルギーについても、Ｓｉ（１００）面が２．１３×１０^３ｅｒｇ／ｃｍ^２であるのに対して、Ｓｉ（１１１）面は１．２３×１０^３ｅｒｇ／ｃｍ^２と低エネルギーであり、＜１１１＞結晶成長では＜１００＞結晶成長よりも結晶変形しやすい特徴がある。

このような結晶変形が大きく、円形状から崩れた面方位に依存する変形形状を伴って結晶成長する場合、製品となる規定直径の丸形状のウェーハを採取するために結晶の成長直径を大きくして変形部分を削り取ることとなるが、削り取られる分の歩留りが低下したり、変形が極端な場合には規定直径のウェーハを採取することができなくなったりすることとなる。

＜１１１＞結晶成長では、前述のように結晶変形しやすい特徴があり、その変形形状としては、周内（２ −１ −１），（−１ −１ ２），（−１ ２ −１）位置の３箇所でファセット面が形成された六角形状となり、ファセット面幅が極端に広くなると三角形状となる。例えば、＜１１１＞結晶インゴットから直径３００ｍｍの（１１１）シリコンウェーハを採取する場合、上記ファセット面幅が７６ｍｍのときに必要なインゴット径は３１０ｍｍ程度、ファセット面幅が１５０ｍｍのときに必要なインゴット径は３３５ｍｍ程度となる。

このような結晶変形を抑制する技術として、＜１００＞結晶成長に関してではあるが、特許文献１〜６において結晶成長速度を低速化する技術が示されている。

しかしながら、＜１１１＞結晶成長では、より結晶変形しやすい特性を有することに加え、直径３００ｍｍ以上の大口径となると結晶の熱容量が大きくなり、また、固液界面で発生する固化潜熱が増大することで、固化潜熱を除去することが難しくなる。さらに、生産性及び歩留まりを高めるために行なう高チャージ量／高重量結晶引上げや、マルチプーリング操業で操業時間が長時間化する際の石英ルツボ内表面劣化を抑制する目的で使用される磁場を印加したＣＺ法（ＭＣＺ法）において、ＣＺ法と比して融液温度勾配が小さくなり、温度場による変形抑制効果が弱まってしまう。これらの要因のため、ＭＣＺ法による＜１１１＞結晶成長では、成長速度の低速化だけでは十分な変形抑制効果を得ることは困難となる。

また、変形を十分に抑制できるまで成長速度を低速化すると、欠陥領域がＩｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｓｉ優勢の領域となって転位ループが生じてしまい、このような基板をエピタキシャルウェーハ用基板として使用した際に転位がエピタキシャル層に伝播してしまう問題が生じる。

特許文献７も＜１００＞結晶に関するものだが、結晶回転を低速化することで変形を抑制する技術が示されている。しかしながら、この技術においても、結晶回転を低速化すると抵抗率分布や結晶中酸素濃度分布の不均一が生じる問題がある。

特開平０９−２６３４９３号公報 特開平０１−０９６０８８号公報 特開平１１−１８９４８９号公報 特開２００７−１８６４１９号公報 特開２００１−３５４４９０号公報 特開２００２−１３７９８９号公報 特開平１１−２６８９８７号公報

上述したように、ＭＣＺ法は、長時間使用による石英ルツボ内表面劣化を抑制することで高チャージ量／高重量結晶引上げや、マルチプーリング操業を可能とし、高生産性・高歩留まりとすることができるが、結晶変形に対しては、ＣＺ法と比して融液対流が抑制されるため、結晶近傍の融液温度勾配が小さくなり、温度場による変形抑制効果が弱くなるため、通常は変形を助長することとなる。

また、直径３００ｍｍ以上の大口径となると結晶の熱容量が大きくなることと、固液界面で発生する固化潜熱も増大することで、固化潜熱を除去することが難しくなり、結晶成長方位に従った変形をしやすくなる。

このように、ＭＣＺ法で直径３００ｍｍ以上の大口径結晶を製造する環境は、ＣＺ法や小口径結晶を製造する場合と比較して、結晶変形に不利なものであり、結晶変形しやすい特性をもつ＜１１１＞結晶成長との組み合わせでは、変形を十分に抑制することは困難であった。

本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであって、高生産性・高歩留まりが可能となるＭＣＺ法においても、結晶変形を抑制して、例えば、直径３００ｍｍ以上の大口径＜１１１＞結晶が製造可能となるシリコン単結晶の製造方法を提供することを目的とする。

上記目的を達成するために、本発明は、原料融液に磁場を印加してチョクラルスキー法によりシリコン単結晶を引上げる際、前記シリコン単結晶の成長軸方位を＜１１１＞とし、前記原料融液表面における中心磁場強度を０．２Ｔ以上０．２９Ｔ以下として磁場を印加しつつ前記シリコン単結晶の成長を行なうことを特徴とするシリコン単結晶製造方法を提供する。

このような方法であれば、結晶変形によるシリコン単結晶側面のファセット面幅を縮小し、高生産性・高歩留まりで、例えば、直径３００ｍｍ以上の＜１１１＞シリコン単結晶を製造することが可能となる。

このとき、前記印加する磁場を、水平磁場とすることが好ましい。
印加する磁場を水平磁場とすれば、シリコン融液の縦方向の対流が効率よく抑制され、結晶周辺部における酸素蒸発量を制御することができるし、大口径単結晶の製造も比較的容易である。

また、本発明は、軸方位が＜１１１＞であり、直径が３００ｍｍ以上であり、かつａｓ−ｇｒｏｗｎ状態のシリコン単結晶側面の変形部ファセット面幅が７６ｍｍ以下であるＭＣＺシリコン単結晶を提供する。

このようなシリコン単結晶であれば、研削ロスを抑制しつつ、直径３００ｍｍ以上の（１１１）シリコンウェーハを採取することが可能である。

このとき、前記変形部ファセット面幅が、３５ｍｍ以下であることが好ましい。
ファセット面幅が３５ｍｍ以下であれば、研削ロスをさらに抑制しつつ、直径３００ｍｍ以上の（１１１）シリコンウェーハを採取することが可能である。

また、本発明は、面方位が（１１１）であり、直径が３００ｍｍ以上であるシリコン単結晶ウェーハを提供する。

このようなシリコン単結晶ウェーハであれば、高キャリア移動度を有するＧｅやＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体などの次世代チャネル材料を用いたヘテロエピタキシャル用基板として有用である。

以上のように、本発明のシリコン単結晶製造方法であれば、結晶変形によるシリコン単結晶側面のファセット面幅を縮小し、高生産性・高歩留まりで、直径３００ｍｍ以上の大口径＜１１１＞シリコン単結晶を製造することが可能となる。また、本発明の方法により製造されたシリコン単結晶であれば、ファセット面幅が縮小されているため、研削ロスを抑制しつつ、直径３００ｍｍ以上の（１１１）シリコンウェーハを採取することが可能である。このようなシリコン単結晶ウェーハは、面方位が（１１１）であるため、例えば、高キャリア移動度を有するＧｅやＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体などの次世代チャネル材料を用いたヘテロエピタキシャル用基板として有用である。

本発明のシリコン単結晶製造方法を実施可能な結晶製造装置の一例を示す概略図である。 シリコン単結晶側面の変形部ファセット面幅を説明する概略図である。 シリコン単結晶側面の変形部ファセット面幅と直径３００ｍｍ以上のウェーハ製品を採取可能な単結晶の最小引上げ直径の関係を示すグラフである。 シリコン単結晶製造時に印加される中心磁場強度と変形部ファセット面幅の関係を示すグラフである。

上述のように、高生産性・高歩留まりが可能となるＭＣＺ法においても、結晶変形を抑制して、直径３００ｍｍ以上の大口径＜１１１＞単結晶が製造可能となるシリコン単結晶の製造方法が求められている。

本発明者らは、上記目的を達成するために鋭意検討を行った結果、ＭＣＺ法により＜１１１＞結晶を製造する際に、原料融液表面における中心磁場強度によって＜１１１＞結晶の変形量が大きく変化することを見出した。さらに本発明者らは、上記中心磁場強度を所定の範囲内とすることで、長時間使用による石英ルツボ内表面劣化を抑制しつつ、結晶変形が十分に抑制された直径３００ｍｍ以上の大口径＜１１１＞結晶を製造できることを見出し、本発明を完成させた。

以下、本発明の実施形態について説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。

＜ＭＣＺシリコン単結晶＞
本発明のＭＣＺシリコン単結晶は、軸方位が＜１１１＞であり、直径が３００ｍｍ以上であり、かつａｓ−ｇｒｏｗｎ状態のシリコン単結晶側面の変形部ファセット面幅が７６ｍｍ以下である。このようなシリコン単結晶は、後述する本発明のシリコン単結晶製造方法により製造することができる。シリコン単結晶側面の変形部ファセット面幅の例を図２に示す。

図３は、シリコン単結晶側面のファセット面幅と直径３００ｍｍ以上のウェーハ製品を採取可能な単結晶の最小引上げ直径の関係を示すグラフである。図３に示されるように、上記ファセット面幅が７６ｍｍより大きい場合、直径３００ｍｍ以上の（１１１）シリコンウェーハを採取するのに必要な＜１１１＞シリコン単結晶の最小引上げ直径が３１０ｍｍを越えてしまい、研削ロスが大きくなる。本発明のＭＣＺシリコン単結晶であれば、ファセット面幅が７６ｍｍ以下であるため、研削ロスを抑制し、大口径の（１１１）シリコンウェーハを採取することが可能である。

上記変形部ファセット面幅は、３５ｍｍ以下であることが好ましい。ファセット面幅が３５ｍｍ以下であれば、研削ロスをさらに抑制し、大口径の（１１１）シリコンウェーハを採取することが可能である。

＜シリコン単結晶ウェーハ＞
本発明のシリコン単結晶ウェーハは、面方位が（１１１）であり、直径が３００ｍｍ以上である。このようなシリコン単結晶ウェーハは、高キャリア移動度を有するＧｅやＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体などの次世代チャネル材料を用いたヘテロエピタキシャル用基板として有用である。これにより、資源量が豊富で安価・高品質なＳｉをヘテロエピタキシャル用基板として、その上に資源量が少ないＧｅ、ＧａＡｓ等のチャネル材料を配置するヘテロ構造デバイスに好適に用いることができる。本発明のシリコン単結晶ウェーハは、上述のＭＣＺシリコン単結晶からスライスして容易に採取することができる。

＜シリコン単結晶製造方法＞
まず、本発明のシリコン単結晶製造方法を実施可能な結晶製造装置の構成例を図１により説明する。図１に示すように、結晶製造装置１００は、メインチャンバー１と、メインチャンバー１の上部に接続され、育成した単結晶棒（シリコン単結晶）３を収納する引上げチャンバー２とを具備する。メインチャンバー１の内部には、原料融液４を収容する石英ルツボ５、石英ルツボ５を支持する黒鉛ルツボ６が設けられている。また、石英ルツボ５及び黒鉛ルツボ６と同心円状に、メインの熱源である加熱ヒーター７が配置されている。加熱ヒーター７の外側には、断熱部材８が設けられている。また、メインチャンバー１にはガス流出口９、引上げチャンバー２にはガス導入口１０が設けられており、メインチャンバー１及び引上げチャンバー２の内部に不活性ガス（例えばアルゴンガス）などを導入し、排出できるようになっている。円筒形状のガス整流筒１１が引上げ中の単結晶棒３を囲繞するように原料融液４の表面の上方に配設されている。また、原料融液４の融液面の上方には遮熱部材１２が対向配置されている。さらに、メインチャンバー１の外周部には、磁場印加装置１３が設けられている。

次に、本発明のシリコン単結晶製造方法について説明する。
本発明のシリコン単結晶製造方法では、まず、一例として図１に示したような結晶製造装置１００を使用し、シリコン原料をルツボ５内に供給し、シリコン単結晶成長の準備を行う。シリコン原料を加熱溶融後、シリコン単結晶の成長軸方位を＜１１１＞とし、磁場印加装置１３を用いて磁場を印加しつつ、シリコン単結晶の成長を行ない、通常のＣＺ法によりシリコン単結晶を製造する。

本発明において、原料融液表面における中心磁場強度は、０．２Ｔ以上０．２９Ｔ以下である。中心磁場強度がこのような範囲内であれば、長時間使用による石英ルツボ内表面劣化を抑制しながら、高生産性・高歩留まりで直径３００ｍｍ以上の＜１１１＞結晶を製造することができる。中心磁場強度が０．２Ｔよりも弱い場合、シリコン単結晶の生産性が著しく低下する。中心磁場強度が０．２９Ｔよりも強い場合、シリコン単結晶側面の変形部ファセット面幅が７６ｍｍより大きくなり、研削ロスが増加する。その結果、直径３００ｍｍ以上の＜１１１＞単結晶を製造することが困難となる。

上記中心磁場強度は、好ましくは０．２５Ｔ以下である。このような中心磁場強度であれば、結晶変形によるファセット面幅を３５ｍｍ以下まで抑制可能となる。この場合、製品ウェーハ規定直径３００ｍｍに対して、結晶成長直径を３０２ｍｍとすれば製品採取が可能となる。通常、ヒーター出力や成長速度をパラメータとしてＰＩＤ制御を行ない、制御バラツキを許容するために、＜１００＞結晶においても結晶成長直径を製品直径より数ｍｍ太くする。本発明のシリコン単結晶製造方法において、中心磁場強度が上記の範囲内であれば、結晶変形しやすい＜１１１＞結晶成長であっても、実質＜１００＞結晶と同様の引上げ直径で結晶製造が可能となる。

また、本発明のシリコン単結晶において、印加する磁場を、水平磁場とすることが好ましい。印加する磁場を水平磁場とすれば、シリコン融液の縦方向の対流が効率よく抑制され、結晶周辺部における酸素蒸発量を制御することができる。

以下、実施例及び比較例を示して本発明をより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１〜４及び比較例１〜３）
直径３２インチ（８００ｍｍ）のルツボに３６０ｋｇの原料を溶融し、水平磁場を印加し、引上げ直径３１０ｍｍの＜１１１＞シリコン単結晶の引上げを実施した。結晶直胴部成長中、印加磁場を直胴部１ｃｍ成長当たり５ｍＴの変化率で中心磁場強度０．４〜０．１Ｔの範囲で変化させ、ａｓ−ｇｒｏｗｎ状態のシリコン単結晶側面の変形部ファセット面幅を測定した。中心磁場強度によるファセット面幅の変化を図４に示す。

さらに、表１に示すように、異なる中心磁場強度の水平磁場を印加して製造された引上げ直径３１０ｍｍの＜１１１＞シリコン単結晶について、直径３００ｍｍのシリコンウェーハの採取可否、生産性、及び歩留りを評価した。生産性及び歩留りは実施例１（中心磁場強度：０．２９Ｔ）を基準とし、相対評価した。結果を表１に示す。

図４に示されるように、磁場印加下における＜１１１＞結晶引上げ時の結晶変形は印加磁場強度を弱めることで抑制できることが明らかとなった。また、表１に示されるように、中心磁場強度が０．２Ｔ以上０．２９Ｔ以下であれば（実施例１〜４）、＜１１１＞シリコン単結晶側面のファセット面幅を７６ｍｍ以下とすることができ、３１０ｍｍの結晶成長直径で、高生産性・高歩留まりで、直径３００ｍｍの（１１１）シリコンウェーハ製品を採取することができた。特に、中心磁場強度を０．２５Ｔ以下とすることで（実施例３、４）、＜１１１＞シリコン単結晶側面のファセット面幅を３５ｍｍ以下まで縮小することができた。これらの結果から、＜１１１＞結晶の結晶成長直径を３０２ｍｍ程度とすることで、直径３００ｍｍの（１１１）シリコンウェーハ製品を採取することができ、研削ロスをさらに抑制することができることが分かった。

一方で、中心磁場強度が０．２９Ｔより強い場合（比較例１、２）、ファセット面幅が増加し、３１０ｍｍの結晶成長直径では、直径３００ｍｍの（１１１）シリコンウェーハ製品を採取することができなかった。また、中心磁場強度が０．２Ｔ以上であれば、生産性指数を許容できるレベルとすることができるが、０．２Ｔよりも弱い磁場強度においては（比較例３）、著しく生産性指数が低下した。しかも、中心磁場強度が０．２Ｔ未満では、石英ルツボ内表面劣化が激しく長時間操業ができないことから、石英ルツボコストも著しく悪化する。

以上のように、本発明によれば、ＭＣＺ法の中心磁場強度によって＜１１１＞結晶の変形量を制御可能であり、中心磁場強度を０．２Ｔ以上０．２９Ｔ以下、好ましくは０．２５Ｔ以下とすることで、長時間使用による石英ルツボ内表面劣化を抑制して高い生産性・歩留りのまま、＜１１１＞結晶変形を抑制し、効率よく直径３００ｍｍ以上の大口径＜１１１＞結晶を製造することができる。

このように、本発明の方法は、直径３００ｍｍ以上の＜１１１＞結晶の製造に有効であるが、直径２００ｍｍの＜１１１＞結晶の製造にも適用できる。また、本発明の方法は、直径４００ｍｍ以上といった更に大口径の＜１１１＞結晶の製造にも一層有益である。

なお、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。

１…メインチャンバー、 ２…引上げチャンバー、
３…単結晶棒（シリコン単結晶）、 ４…原料融液、 ５…石英ルツボ、
６…黒鉛ルツボ、 ７…加熱ヒーター、 ８…断熱部材、
９…ガス流出口、 １０…ガス導入口、 １１…ガス整流筒、 １２…遮熱部材、
１３…磁場印加装置、１００…結晶製造装置

Claims (2)

1. 原料融液に磁場を印加してチョクラルスキー法によりシリコン単結晶を引上げる際、前記シリコン単結晶の成長軸方位を＜１１１＞とし、前記原料融液表面における中心磁場強度を０．２Ｔ以上０．２９Ｔ以下として磁場を印加しつつ前記シリコン単結晶の成長を行なうシリコン単結晶製造方法であって、
   前記印加する磁場を、水平磁場とし、
   前記成長するシリコン単結晶の直径を３００ｍｍ以上とし、かつａｓ−ｇｒｏｗｎ状態のシリコン単結晶側面の変形部ファセット面幅が７６ｍｍ以下となるように前記シリコン単結晶の成長を行なうことを特徴とするシリコン単結晶製造方法。
2. 前記変形部ファセット面幅が、３５ｍｍ以下となるように前記シリコン単結晶の成長を行なうことを特徴とする請求項１に記載のシリコン単結晶製造方法。