TWI732898B - 單結晶矽板狀體及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明之課題，係開發一種單結晶矽，其即便在較高的氧濃度的單結晶矽板狀體，施行在裝置製造步驟進行之800~1100℃的加熱處理，亦能夠抑制壽命降低，且作為太陽電池、電源裝置等具有高性能。

本發明之解決手段，係提供一種單結晶矽板狀體，其係在徑向中心部之結晶中的晶格間氧濃度為25~45ppma、且置換型碳濃度為0.5ppma以下之從CZ法單結晶矽晶錠的直胴部上部所切取的單結晶矽板狀體，其特徵在於：前述徑向中心部在藉由透射電子顯微鏡之20萬倍的影像，在主體內無法觀察到氧析出物，而且將該單結晶矽板狀體於950℃進行加熱60分鐘加熱之後，在前述20萬倍的影像，在主體內能夠觀察到氧析出物，且該氧析出物的形狀在200萬倍的影像能夠觀察到多面體結構。

Description

單結晶矽板狀體及其製造方法
本發明係有關於一種單結晶矽板狀體，詳言之，係有關於一種在裝置製造的加熱製程中成長為氧析出物的析出核受到控制之單結晶矽板狀體、及一種使用切克勞斯基(Czochralski：以下簡稱為CZ)法而製造能夠切取該單結晶矽板狀體之單結晶矽晶錠的製造方法。
單結晶矽係廣泛地被使用在積體電路、電力控制用等半導體裝置、太陽電池等的基板材料。作為以較高的生產性製造高純度且無差排(dislocation)之大直徑單結晶矽的晶錠之方法，係以CZ法為主流。
在使用CZ法製造單結晶矽晶錠時，係將當作原料之固體狀多結晶矽填充在石英製坩堝，加熱至矽的熔點以上而熔融。接著，藉由使矽的種晶接觸坩堝內的矽熔融液表面之後，將種晶緩慢地拉升之所謂拉升法，使矽熔融液在種晶的下方凝固、結晶成長而製造單結晶矽。
在如此的單結晶矽晶錠的拉升，首先係使種晶接觸熔融液表面之後，為了消滅因熱衝撃而在種晶產生之差排，係一邊將直徑縮，一邊將結晶拉升(頸縮(necking))。隨後，一邊使結晶直徑擴大至目標直徑為止，一邊拉升而製造肩部(擴 徑部)，以一定直徑使結晶成長而拉升目標長度的直胴部(定徑部)。隨後，一邊使結晶直徑縮小而製造尾部(縮徑部)，一邊將單結晶晶錠從矽熔融液分離，往CZ裝置內的上方拉升而冷卻。藉由將如此進行而得到的單結晶晶錠之直胴部切片成為目標厚度的板狀體，而得到半導體裝置、太陽電池等所使用的基板(晶圓)。
在CZ法，因為原料矽熔融液與石英坩堝內壁係在高溫下接觸，石英坩堝的內壁表面會與矽熔融液反應．熔解，而氧會溶入矽熔融液中。因此，在拉升單結晶矽中亦引進10~50ppma(ASTM F121-79)左右的氧。單結晶矽中的氧，在半導體裝置、太陽電池等的製造步驟中所進行的加熱處理過程係過飽和，而會以氧析出物方式在結晶中析出且形成微小缺陷。在積體電路等半導體裝置的製造，因為所形成的氧析出物係有效地作為有害金屬不純物的吸雜位置(gettering site)，被稱為本質吸除(intrinsic gettering)而廣泛地被利用。另一方面，因為氧析出物會成為少數載體的再結合中心，所以少數載體壽命(以下稱為「壽命(life time)」)變短，係成為在太陽電池的轉換效率低落、在電力控制用電源裝置的漏泄不良之原因。
如上述，因為形成氧析出物之氧，係源自從石英坩堝溶解在矽熔融液，所以只要在單結晶矽晶錠的拉升使用石英坩堝，就無法避免相當量的氧混入單結晶中。特別是晶錠的上部，亦即，在拉升初期成長的直胴部上部，由於石英坩堝內的矽熔融液量較多，坩堝內壁面與矽熔融液的接觸面積較大，因而在氧從石英坩堝的溶出量較多之狀態下被拉升，所以也有 非常高濃度的氧被引進結晶中。
隨著單結晶晶錠的拉升持續進行，換言之，在晶錠的直胴部的成長之同時，因為石英坩堝內的矽熔融液逐漸減少，所以坩堝內壁面與矽熔融液的接觸面積減少，因而被引進單結晶中之氧亦減少。其結果，單結晶矽晶錠中的拉升(縱)方向之氧濃度分佈為不均勻，越上部所含有的氧濃度越高。具體而言，在晶錠上部的區域，結晶中的晶格間氧濃度通常為25~45ppma，即便是抑制其引進量而成者仍然是25~40ppma左右。因此，晶錠的越上部，氧析出物的形成量越多，成為太陽電池、電源裝置時，基板的不良率變高。
又，已知如此的氧析出物，係單結晶矽中的不純物碳成為核而容易產生，置換型碳濃度越高，則氧析出物的數量密度越上升。通常在上述晶錠的上部，置換型碳濃度為0.001~1ppma左右，從使上述氧析出物減低的觀點而言，一般認為0.5ppma以下之較低者為佳。
而且，已知氧析出物的形成狀態，也會被在單結晶晶錠的製造步驟之CZ法晶錠拉升裝置內的單結晶拉升中及冷卻中所受到的熱經歷影響而變化。利用該情形，藉由設計在拉升裝置內的單結晶晶錠的冷卻條件，能夠減低將單結晶晶錠從拉升裝置取出後的狀態(生成態(as grown))之氧析出物的形成量。特別是，在拉升裝置內之單結晶晶錠的冷卻中之700~600℃的溫度區域會對氧析出物的形成造成影響，所以一般認為在該溫度區域進行急冷，且盡可能縮短滯留時間是有效的。如上述，因為晶錠的越上部，單結晶中的氧濃度越高，而容易形成 氧析出物，所以一般認為在晶錠上部，該急冷的效果為特別高。
為了實現如此的特定溫度經歷，係在將單結晶矽晶錠拉升之裝置的主腔室內的上方空間，以將被拉升的晶錠環繞包圍之態樣設置隔熱材或溫度控制裝置，而能夠精密的溫度控制(參照專利文獻1、2等)。如此地在拉升裝置的主腔室內的上方空間設置有隔熱材或溫度控制裝置時，結晶成長中的單結晶矽晶錠之冷卻，其上部係在到達該主腔室的上方空間為止能夠精密地進行，而能夠良好地實施從前述晶錠的成長初期起至700℃為止的緩慢冷卻。然後，在晶錠的成長結束後，亦即，單結晶晶錠與矽熔融液的成長界面分離後，藉由將晶錠全體在CZ裝置上方的拉引腔室(pull chamber)內進行拉升而冷卻，能夠效率良好地施行在前述700~600℃之溫度區域的急冷。
又，將使用CZ法拉升而成的單結晶矽晶錠切片加工成板狀體而得到的基板，能夠使用作為各種半導體、太陽電池等的裝置用基板。但是，因裝置製造步驟的熱經歷和與其相當的熱處理而有產生氧析出、基板的壽命降低之情形。通常，已知在將單結晶矽基板進行熱處理時，在結晶中產生且成長之氧析出物的形狀為較薄的板狀。
亦即，在高於1100℃的高溫進行長時間熱處理時，數百nm之大的多面體結構的氧析出物會進行成長，然而，在比其更低的溫度，氧析出物則會成長為較薄的板狀。而且，多面體結構的氧析出物對其周圍所造成的變形為較小，且以氧析出物作為起點的差排之發生為較少。因此，即便形成有多面體結構的氧析出物，也不容易引起單結晶矽壽命的低落。另一方面，因為較薄的板狀氧析出物會在與周圍的矽結晶母相的界面產生較強大的壓縮應力之作用，所以變形處容易誘發較大的差排。特別是，在1000℃附近，容易產生上述板狀氧析出物，差排之發生亦較多。又，關於所形成的氧析出物之數量密度，已知多面體的氧析出物為較低，而板狀氧析出物則為非常高密度(例如，參照非專利文獻1等)。
依照專利文獻3、4，將單結晶矽基板在約800℃的溫度進行熱處理數小時之後，藉由在1000℃以上的溫度進一步施行熱處理數小時，能夠得到具有多面體結構的氧析出物且差排較少的單結晶矽基板。因為該等基板係藉由在上述約800℃處理數小時而使在結晶中所形成之成為板狀的氧析出物的核消失之後，進一步在上述1000℃以上的高溫條件下進行處理數小時之獨特的加熱操作，所以氧析出物係成長成為前述多面體結構。但是被使用在該等實施例之基板，在如太陽電池、電源裝置等的各種製造步驟(摻雜劑擴散、熱氧化等)之於較低溫度進行加熱處理時，板狀氧析出物仍然會成長。其結果，在如此的低溫條件下進行加熱處理後，基板的壽命降低，而為無法得到滿足的性狀之物。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特許第3006669號公報
[專利文獻2]日本特開平11-92274號公報
[專利文獻3]日本特開平9-190954號公報
[專利文獻4]日本特開2011-228459號公報
非專利文獻
[非專利文獻1]志村史生，“矽結晶工學”丸善，1993年，p294
如前述專利文獻1、2，在拉升裝置內之單結晶矽晶錠的冷卻中，藉由在700~600℃的溫度區域進行急冷之方法，能夠使在直胴部上部之氧析出物的形成相當地減低。該結果，在生成態(as grown)的狀態，亦即，從拉升裝置取出單結晶晶錠，隨後不進行加熱處理的狀態下，能夠使壽命大幅度地提升。
但是，即便是從該等單結晶矽晶錠所得到的基板，在經過太陽電池、電源裝置等的裝置製造步驟之摻雜劑擴散、熱氧化等的加熱處理步驟(通常800~1100℃)時，仍能夠觀察到氧析出的發生及壽命的降低。特別是，因為晶錠的直胴部上部係如前述，為氧濃度較高的區域，所以在由此切取的基板，氧析出變得激烈。其結果，壽命顯著地降低，裝置性能大幅地惡化，而且矽基板的良品率，亦即，單結晶矽晶錠的直胴部之基板製品的成品率變差，所以其改善係成為重大的課題。
在生成態的狀態下，即便是藉由透射電子顯微鏡觀察單結晶矽晶錠的直胴部上部之結晶內，亦無法觀察到氧析出物。但是，在透射電子顯微鏡下觀察經過前述裝置製造步驟的加熱處理後之基板、或經施行同等的加熱處理之試片時，能夠觀察到形成有多數較薄的板狀氧析出物之情形。即便是在前述700~600℃的溫度區域進行急冷而成之單結晶矽晶錠，雖然被認為能夠減少若干的數量密度，但是仍能夠觀察到形成許多的板狀氧析出物。
因此，認為即便是在上述700~600℃的溫度區域進行急冷，且藉由透射電子顯微鏡無法觀察到之在主體(bulk)內(結晶內)所產生之非常微小的氧析出物或氧析出核，該等係藉由裝置製造步驟之加熱處理，而成長為藉由透射電子顯微鏡能夠觀察到的大小之板狀氧析出物。能夠推測結果是基板的壽命降低，且各自的裝置性能低落。特別是在晶錠的直胴部上部，置換型碳濃度為0.01ppma以上之較高的情況，隨著置換型碳濃度變高而前述板狀氧析出物的形成增加，由於如此的基板壽命降低而致使裝置性能惡化的問題，係進一步顯著地產生。
而且，矽結晶的晶格影像係能夠鮮明地觀察到該等板狀氧析出物，例如，以500萬倍以上的高倍率觀察時，能夠在氧析出物的周邊觀察到差排、結晶晶格的變形等。因為板狀氧析出物在其成長時，對周圍所造成的變形量增加，所以容易產生差排。而且，因板狀氧析出物而產生的差排會產生懸空鍵(dangling bond)，其作為少數載體的再結合中心，而成為使壽命降低之缺陷。
從以上所述，開發一種在從晶錠的直胴部上部所得到之較高氧濃度的單結晶矽板狀體，即便施行在裝置製造步驟進行之的加熱處理(800~1100℃)，亦能夠抑制壽命降低，而 且能夠得到作為太陽電池、電源裝置等之高性能的基板之單結晶矽，已成為重大的課題。
本發明者等係鑒於上述課題而持續地專心研討。其結果，發現從CZ法單結晶矽晶錠切取單結晶矽，該單結晶矽是經過與裝置製造步驟的加熱處理同等的熱經歷之後，成長而成之氧析出物的形狀為多面體結構之單結晶矽，對於上述課題為有效果的，而完成了本發明。
亦即，本發明係一種單結晶矽板狀體，其係在徑向中心部之結晶中的晶格間氧濃度為25~45ppma、且置換型碳濃度為0.5ppma以下之單結晶矽板狀體，前述徑向中心部在藉由透射電子顯微鏡之20萬倍的影像，在主體內無法觀察到氧析出物，而且將該單結晶矽板狀體在950℃加熱60分鐘後，在前述20萬倍的影像，在主體內能夠觀察到氧析出物，且該氧析出物的形狀在200萬倍的影像能夠觀察到多面體結構。
在上述的單結晶矽，較佳態樣是置換型碳濃度為0.001~0.3ppma。
又，在上述的單結晶矽板狀體，較佳態樣是加熱後所觀察到的氧析出物之數量密度為1×1013個/cm3以下。
又，上述的單結晶矽板狀體係從CZ法單結晶矽晶錠切取之物，切取後未接受900℃以上的熱經歷，亦為較佳態樣。在此，更佳態樣是上述單結晶矽晶錠的切取係從CZ法單結晶矽晶錠的直胴部上部進行。
而且，本發明亦提供一種CZ法單結晶矽晶錠，其係在晶錠長軸方向，包含滿足前述特徵之單結晶矽板狀體的性狀之區域而成。在此，較佳態樣是在上述CZ法單結晶矽晶錠之直胴部上部，包含滿足前述特徵之單結晶矽板狀體的性狀之區域而成。
而且，本發明亦提供一種CZ法單結晶矽晶錠的製造方法，其係將多結晶矽從熔融後的熔融液使用CZ法而將單結晶矽晶錠拉升時，在晶錠的長軸方向之徑向中心部的晶格間氧濃度為25~45ppma、且置換型碳濃度為0.5ppma以下之區域，以10小時以上的冷卻時間實施從1000℃起至800℃為止之冷卻。
而且，本發明亦提供一種單結晶矽板狀體的製造方法，其係使用上述方法製造CZ法單結晶矽晶錠之後，從前述徑向中心部的晶格間氧濃度為25~45ppma、且置換型碳濃度0.5ppma以下之長軸方向區域，將單結晶矽切取成為板狀。
本發明係基於以下的見解而進行：對從CZ法單結晶矽晶錠所切取的基板，在經過藉由裝置製造步驟之加熱處理時，依照在該基板內所形成的氧析出物之形狀，而對基板壽命、所製成的裝置的性能等之影響為不同，而且該氧析出物的形狀為多面體結構時，壽命的降低較小，而具有作為太陽電池、電源裝置等的裝置用基板之優異的特性。
亦即，雖然本發明的單結晶矽板狀體，係以25~45ppma的高濃度含有結晶中的晶格間氧，但是即使施行模 擬在裝置製造步驟的處理之在950℃的加熱處理60分鐘，所析出的氧析出物亦為多面體結構，就此點而言，乃是具有較大的特徵。若是先前的單結晶矽基板，在前述裝置製造步驟的加熱處理，氧析出物係通常是成長為較薄的板狀，在該處理溫度範圍中的典型值之950℃能夠形成多面體結構的氧析出物之舉動是非常獨特的。而且，因為本發明的單結晶矽板狀體具有該特徵，所以雖然從晶錠直胴部上部所切取之具有較高的氧濃度之物，但是壽命的降低較少，且良品基板的成品率優異。
而且，相較於置換型碳濃度係與本發明為同程度之先前的單結晶矽，本發明之太陽電池特性(轉換效率)為較高。而且，該太陽電池特性的高度，係前述置換型碳濃度越低越顯著。此外，在太陽電池的開路電壓、太陽電池裝置化之後的基板壽命等，亦具有同樣的傾向而較為優異。
1‧‧‧主腔室
2‧‧‧矽熔融液
3‧‧‧坩堝
4‧‧‧熔融加熱器
5‧‧‧種晶
6‧‧‧單結晶拉升軸
7‧‧‧隔熱材腔室
8‧‧‧單結晶矽晶錠
9‧‧‧頂壁
10‧‧‧拉引腔室
11‧‧‧閘閥
12‧‧‧後加熱器
13‧‧‧腔室連結區域
14‧‧‧隔熱材腔室
15‧‧‧熱遮蔽裝置
第1圖係實施例1所製造的單結晶矽在溫度950℃、60分鐘的加熱處理後的氧析出物之藉由透射電子顯微鏡的觀察影像。在觀察倍率200萬倍之(a)TEM影像。
第2圖係第1圖顯示之實施例1的氧析出物在200萬倍之(b)掃描透射電子顯微鏡-明視野影像(STEM-BF影像)及(c)掃描透射電子顯微鏡-高角度環狀暗視野影像(STEM-HAADF影像)。
第3圖係比較例1所製造的單結晶矽在溫度950℃、60分鐘的加熱處理後的氧析出物之藉由透射電子顯微鏡的觀察影 像。在觀察倍率200萬倍之(a)TEM影像。
第4圖係第3圖顯示之比較例1的氧析出物在200萬倍之(b)掃描透射電子顯微鏡-明視野影像(STEM-BF影像)及(c)掃描透射電子顯微鏡-高角度環狀暗視野影像(STEM-HAADF影像)。
第5圖係第1圖顯示之實施例1氧析出物在800萬倍之(b)STEM-BF影像及(c)STEM-HAADF影像。又，(a)係顯示其觀察位置之TEM影像。
第6圖係第3圖顯示之比較例1氧析出物在800萬倍之(b)STEM-BF影像及(c)STEM-HAADF影像。又，(a)係顯示其觀察位置之TEM影像。
第7圖係使用通常的CZ法之單結晶矽晶錠拉升裝置之概略圖。
第8圖係顯示本發明的單結晶矽晶錠拉升裝置的較佳態樣之概略圖。
[用以實施發明之形態]
本發明的單結晶矽板狀體，係藉由原子配列方向在結晶全體範圍為一致的矽結晶形成為板狀而成。其結晶中的晶格間氧濃度為在如後述之較高的範圍，這是通常藉由使用CZ法從熔融矽拉升而凝固．冷卻所製造的矽單結晶體晶錠，特別是，從其直胴部上部所切取者所符合之範圍。板狀體係通常為圓板形狀，但是，亦可成形為方形板等所需要的形狀。
使用CZ法而製造之矽單結晶體晶錠，在剛拉升後 不久的狀態，通常是由長圓柱狀直胴部(定徑部)、與位於其兩末端之肩部(擴徑部)及尾部(縮徑部)所構成。其直胴部的長度係沒有特別限定，以600~2500mm為佳，從生產性提升的觀點而言，以設為1100~2500mm的長條為較佳。
直胴部的直徑亦沒有特別限定，以100~300mm為佳，以150~250mm為較佳。因此，從如此的直胴部所切取的板狀體，其直徑亦成為該大小。考慮太陽電池、電源裝置等的基板用途，板狀體的厚度以0.1~1mm為佳。
在單結晶矽，導電型可為n型，亦可為p型，從容易得到具有優異的壽命之物等的理由，以n型為佳。作為摻雜之不純物，例如，就n型摻雜劑而言，可例示磷(P)、砷(As)、銻(Sb)；就p型摻雜劑而言，係沒有任何限制而能夠使用硼(B)、鋁(Al)、鎵(Ga)、銦(In)等。
如前述，本發明的單結晶矽板狀體能夠藉由結晶中的晶格間氧濃度、置換型碳濃度、及使用透射電子顯微鏡所觀察到的氧析出物的獨特舉動之各特徵的要件加以鑑別。該等性狀能夠在板狀體徑向中心部進行評價。這是因為如前述，在CZ法矽單結晶體晶錠之氧濃度，在晶錠的長軸方向會在直胴部上部變得特別高，但是，在徑向觀看時，由於石英坩堝內的矽熔融液產生對流，從石英坩堝所溶出的氧之濃度，在結晶的成長界面附近的熔融液內，會在其中心部變高之緣故。
因為矽熔融液中的氧，係在晶錠成長之同時從成長界面被引進結晶內，所以在熔融液中濃度為最高之其中心部，晶錠的氧濃度變成最高，而且在周緣部變成最低。亦即， 在單結晶矽基板之因形成氧析出物而引起裝置性能惡化之問題，在徑向觀看時以中心部為特別顯著，所以在如此的徑向中心部評價該問題的改善。
在本發明，所謂單結晶矽板狀體的徑向中心部，係指從其中心起算在半徑方向20%以內的位置。例如，半徑100mm(直徑200mm)的圓板形狀時，係在從中心起算半徑20mm的圓內進行評價。又，多角形狀時，則設想外接圓，從多角形的重心起算，而在外接圓的半徑的20%的圓內進行評價。在該範圍內測定前述各性狀時，能夠得到實質上成為相同值、相同狀態者之結果。
本發明的單結晶矽板狀體，係在徑向中心部之結晶中的晶格間氧濃度為25~45ppma。而且，該晶格間氧濃度以30~43ppma為佳。在此，所謂結晶中的晶格間氧濃度，係指使用傅立葉轉換紅外線光譜法測定，依據ASTM F121-79而導出之值。
如前述，因為氧往單結晶中的混入，係在CZ法矽單結晶體晶錠的拉升初期變多，所以在晶錠的長軸方向，在直胴部的上部(具體而言，係從直胴部的上端開始直到下方50mm為止的範圍)容易包含滿足本發明規定之晶格間氧濃度的要件之區域。
亦即，因為晶錠的直胴部上部係氧濃度為如此之高，所以在從該部位所切取的基板，在裝置製造步驟因加熱處理而形成板狀氧析出物，因而壽命降低。因此，若該部位的單結晶矽成為滿足前述本發明的性狀者，則在從該晶錠所切取的 板狀體，能夠使良品基板的取得成品率大幅度地提升，乃是特別有效果的。
本發明的單結晶矽板狀體，係在徑向中心部，配合前述晶格間氧濃度為特定範圍，同時要求其置換型碳濃度為0.5ppma以下，較佳為0.001~0.3ppma，特佳為0.01~0.3ppma。在此，所謂置換型碳，係意味著在單結晶矽所含有的碳為位於矽結晶的矽原子的晶格位置之狀態的碳。
如前述，因為單結晶矽中的不純物碳係在被加熱處理時成為氧析出物的核，所以置換型碳濃度必須減低至上述範圍。在此，置換型碳濃度大於前述0.5ppma時，因碳不純物而導致氧析出核的形成成為優勢，且氧析出物的形狀為不安定化，此外，數量密度亦上升，而基板壽命降低，因而不佳。置換型碳濃度係能夠藉由，例如，使用高純度原料(多結晶矽)而減低。又，藉由選擇加熱處理爐的材質而減低碳的混入、或是調節排氣氣體流量等的手段，能夠控制置換型碳濃度。
在本發明，單結晶矽的置換型碳濃度，係指使用傅立葉轉換紅外線光譜法進行測定，依據ASTM F123-86而導出之值。提供於置換型碳濃度測定之試片，可以直接使用前述晶格間氧濃度的測定所使用後的試片，同時從所測定的紅外線吸收光譜求取。
又，使用傅立葉轉換紅外線光譜法之置換型碳濃度的測定，通常0.04ppma左右為測定下限，低於該數值的情況，則無法得到充分的測定精確度。反之，在矽單結晶體晶錠之直胴部的置換型碳濃度，係其上部為最低，晶錠的拉升進行 且坩堝中的矽熔融液逐漸被濃縮，通常是越下方部位變成越高。而且，即便是該置換型碳濃度為最低的直胴部上部低於使用前述傅立葉轉換紅外線光譜法之測定下限的情況，在中位部、下部側等大於該測定下限的情況，亦可從由此取得測定試樣而測定碳濃度且求取至該測定試樣取得位置為止的結晶重量、與已填充至坩堝之多結晶矽原料的重量之比而求取之固化率，且基於在矽之碳的偏析係數(0.07)進行計算，來求取上述直胴部上部的置換型碳濃度。亦即，亦能夠測定晶錠之中位部、下部的置換型碳濃度，且從固化率及碳的偏析係數進行外插，而算出晶錠上部的置換型碳濃度。
本發明的單結晶矽板狀體，使用CZ法等而製造晶錠之後，不接受前述氧析出物活潑地成長之溫度，具體而言，不接受900℃以上的熱經歷，或是即便接受也只有在氧析出物不實質成長之短時間暴露。因此，雖然其徑向中心部具有前述晶格間氧濃度及置換型碳濃度，但是在使用透射電子顯微鏡之20萬倍的影像，在主體內無法觀察到氧析出物。而且，藉由在900℃加熱60分鐘，該部分係在使用前述透射電子顯微鏡之影像觀察，在其主體內能夠觀察到多面體結構的氧析出物。
在此，多面體結構的氧析出物，通常被Si的{111}面及{100}面包圍而成為8~14面體，且以八面體為最多。又，多面體結構不必為正多面體，亦可為歪斜，亦可為扁平。其大小(長徑)係在前述200萬倍之影像觀察能夠視認之5nm以上的大小即可，通常為10~200nm，進而以20~100nm為佳，特別是以25~75nm為更佳。相對於此，板狀氧析出物為平板狀，且能 夠觀看到歪斜的六面體。其大小(長徑)即便最大亦為20nm左右。
在本發明的單結晶矽板狀體，藉由如此地在950℃進行加熱處理60分鐘，而多面體結構的氧析出物析出之理由，係未必明確。因為施行相同的加熱處理而成長之氧析出物的狀態，係與前述先前的單結晶矽基板完全不同，所以認為在拉升裝置內之晶錠的冷卻步驟即已發生，換言之，認為與在加熱處理前的生成態結晶中已經存在之氧析出核的構造上之差異有關聯。
但是，在生成態的單結晶矽中所存在的氧析出核為非常小，即便使用高解析度的透射電子顯微鏡、其它分析手法等等，目前亦無法檢測出，而尚未清楚明白其詳細的構造。藉由施行前述加熱處理，使其成長為較大的氧析出物之後，該氧析出核的差異才會顯現。
在此，雖然在晶錠的冷卻步驟之氧析出核的產生機構尚未清楚明白，但是認為成長為板狀氧析出物之核，係在拉升裝置內的晶錠冷卻中，在小於800℃之較低的溫度區域產生。另一方面，認為在本發明的單結晶矽晶錠中所存在之成長為多面體結構的氧析出物之核，係在800℃以上之較高的溫度區域產生。
以500萬倍以上的高倍率觀察單結晶矽時，能夠鮮明地觀察到矽結晶的晶格影像。以此種高倍率觀察時，前述多面體結構的氧析出物，通常能夠確認以氧析出物作為起點所產生的差排為微少，且結晶晶格的變形亦較小。另一方面，在 因前述的加熱處理而板狀氧析出物成長之先前的結晶矽的情形，能夠觀察到結晶晶格得變形為較大，且以氧析出物作為起點而產生許多的差排。
板狀氧析出物成長時，對其周圍施加較大的變形量且產生差排，相對於此，在本發明的單結晶矽板狀體能夠觀察到之多面體結構的氧析出物，該等成長時對周圍所造成的變形為較小，且不容易產生差排。因此，推測能夠抑制成為少數載體的再結合中心之懸空鍵的形成，且能夠抑制壽命降低。
因為本發明的單結晶矽板狀體，在950℃加熱60分鐘時，會形成前述多面體結構作為氧析出物，所以其結晶晶格的變形較小，且亦能夠抑制差排的產生。此外，該氧析出物的存在數目本身亦容易成為較小者，乃是較佳。詳細敘述時，相較於板狀之較薄的氧析出物，多面體結構的氧析出物之體積為非常大。因此，因加熱處理而析出相同程度的固溶氧時，如此地形成多面體結構時，其數量密度變低。如此一來，因加熱處理而形成的氧析出物之數量密度較低，亦為本發明的單結晶矽的特徵之一。
具體而言，氧析出物的數量密度能夠設為1×1013個/cm3以下，特佳是能夠設為2×1012個/cm3以下。藉由如此地氧析出物的數量密度為非常少，而成為壽命的降低成為進一步更小者。又，氧析出物的數量密度之下限沒有特別限定，工業上能夠減低的氧析出物全體的數量密度之下限為1×1011個/cm3左右。
有關於伴隨著氧析出物的成長而導致之壽命降 低，除了前述的差排產生以外，亦有起因於在氧析出物與母相的矽結晶之界面所產生的懸空鍵之見解。藉此，關於氧析出物的形狀，係以表面積，亦即，與母相矽的界面面積較小的構造較為有利，而且，其數量密度較低時，界面的總面積變小。因此，推測相較於形成有板狀氧析出物之情況，藉由形成相對較大的多面體結構的氧析出物，界面的總面積係顯著地變小，而能夠改善壽命。
又，在本發明的單結晶矽板狀體，在950℃加熱60分鐘時所觀察到的氧析出物係存在前述多面體結構之物時，亦可與其它板狀氧析出物混合存在。原本是氧析出物全部以板狀體的方式形成，但是若在其一部分，以多面體結構之物的方式形成時，對應該部分而結晶晶格的變形成為較小，且成為亦能夠抑制差排者。
如此地在950℃加熱60分鐘而形成之氧析出物的一部分為板狀之理由，被認為是在CZ法單結晶矽晶錠的製造步驟之最後，晶錠通過拉升裝置內的小於800℃之低溫區域時，產生成長為板狀氧析出物的氧析出核之緣故。板狀氧析出物的數量密度為較低者，對加熱處理後的壽命、太陽電池性能低落等之影響較小，且對良品基板的成品率之影響亦較低，而因較佳。能夠觀察到的氧析出物之中，基於數量基準，以10%以上是多面體結構為佳，以75%以上為較佳。
針對單結晶矽板狀體，藉由透射電子顯微鏡觀察在其主體內之氧析出物的存在狀態之方法，係依照以下的方法。亦即，從相近位置切片得到2片試料基板，將一片未加熱 處理而作為觀察用，將另一片施行加熱處理而作為觀察用。而且，針對後者的試料基板，在950℃施行60分鐘的加熱處理之後，使用習知的方法從各試料基板的徑向中心部，製作超薄切片試料，且藉由透射電子顯微鏡而觀察主體內的氧析出物之狀態。在此，上述試料基板的切取位置，設定為在晶錠的長軸方向，接近切取前述晶格間氧濃度及置換型碳濃度的測定用試樣的位置之部位。將實際的裝置用基板進行切片加工，而使用作為上述試料基板，亦為較佳態樣。
試料基板的表面，因切斷、切片加工而形成有損傷層，由於該損傷層會對在加熱處理所產生的氧析出狀態造成影響，所以加熱處理之前，必須預先藉由研磨、酸蝕刻等將其除去。通常以藉由氟酸/硝酸等的混酸蝕刻而除去為佳。依照切斷、切片等的狀態而損傷層的深度為不同，是否已將損傷層除去地確認，能夠藉由目視確認蝕刻後的表面是否成為鏡面來進行。
又，即將加熱處理之前，試料基板係以預先進行酸洗淨而將表面污染除去為佳。洗淨方法沒有特別限定，能夠使用酸洗淨、SC1洗淨等習知的方法而進行。通常是使用氟酸/硝酸的混酸進行洗淨為佳。
在本發明，使用在試料基板的加熱處理之加熱爐，只要是能夠溫度控制及氣氛控制，且能夠確保均熱性及清潔度者，就沒有特別限定，而能夠使用各種的加熱處理爐。加熱處理氣氛係使用與單結晶矽沒有反應性的氬氣，且在氬氣流中實施。
又，使用裝置用基板作為試料基板時，在實際的裝置製造之製程裝置內進行預定地加熱處理，亦為較佳態樣。而且，將在實際的裝置製造，將經過相當於在950℃加熱處理60分鐘之摻雜劑擴散處理、熱氧化處理等之後的基板從製程抽出，且使其作為該試料基板，亦為較佳態樣。
從藉由該等而得到之未加熱處理與加熱處理的各試料基板之徑向中心部，切取透射電子顯微鏡觀察用超薄切片試料，各自以20萬倍的影像觀察氧析出物的存在狀態，而且以200萬倍的影像觀察其形狀。超薄切片試料能夠藉由離子蝕刻(ion milling)而進行加工。
藉由上述的透射電子顯微鏡觀察氧析出物之超薄切片試料，因為氧析出物為非常小，所以必須進行加工使其厚度成為較薄，且厚度為30nm左右。超薄切片試料的厚度可藉由透射電子顯微鏡觀察時的等厚度干涉條紋來判斷。
又，在切取上述超薄切片試料時，係以容易觀察氧析出物的形狀之結晶方位，亦即，以超薄切片的觀察面為(110)面，換言之，以電子射線的入射方向成為<110>方向之方式切取。而且，以電子射線在對單結晶矽晶錠的拉升方向為垂直的<110>方向，亦即，對基板面為平行方向的<110>方向入射之方式切取超薄切片時，加工較為容易。
本發明的氧析出物之觀察，能夠使用透射電子顯微鏡、掃描透射電子顯微鏡，為了更詳細地觀察微小的氧析出物之形狀、在其周圍所產生的變形、差排等的狀態，以使用高解析度的電子顯微鏡為佳，以使用具有球面像差修正功能(Cs 校正器)之透射電子顯微鏡、掃描透射電子顯微鏡為佳。而且，如以下的實施例所詳述，以使用裝備有透射電子顯微鏡用Cs校正器及掃描透射電子顯微鏡用Cs校正器的雙方之附雙Cs校正器的掃描透射電子顯微鏡而觀察為較佳態樣。
在藉由透射電子顯微鏡之觀察，首先以20,000倍的低倍率，在超薄切片試料內改變視野而觀察合計10個視野，亦即，觀察約9μm×9μm×10個視野的範圍，在其內找尋能夠觀察到的微小暗影(黑點)。接著，藉由將焦點對準該暗影且將倍率提高至20萬倍為止而進行觀察，藉此確認該暗影是否為因伴隨著後述的氧析出物之變形而產生的暗影。從上述約9μm×9μm×10個視野的範圍內所存在的全部變形，以20萬倍隨意地觀察20個(未滿足該數目之情況，則僅為存在的數目)，即便伴隨著氧析出物之變形只有1個時，亦將其評價為能夠觀察到氧析出物。又，所謂因伴隨著氧析出物之變形而產生的黑點，能夠藉由在後述的STEM-HAADF影像中所顯現的原子序數對比度(atomic number contrast)加以確認。氧析出物為比母相之矽更輕的組成，且能夠觀察到與母相之對比，而能夠與伴隨著氧析出物之變形而產生的黑點有所區別。
而且，能夠確認氧析出物時，係一邊將焦點對準該氧析出物一邊慢慢地將觀察倍率逐漸地擴大至200萬倍為止，而計測氧析出物的形狀和大小。觀察其10個(未滿足10個時，則僅為存在的數目)，即使其中只有存在1個多面體結構時，亦認定形成有如此形狀的氧析出物。又，多面體結構的氧析出物之大小，係設為所觀察到的10個(未滿足10個時， 則僅為存在的數目)的多面體結構的長徑之平均值而求取。
又，氧析出物的數量密度之計測方法，使用藉由透射電子顯微鏡之10,000~50,000倍的TEM影像即可，因此，能夠使用一般的透射電子顯微鏡裝置。如前述，透射電子顯微鏡影像(TEM影像)係強烈地顯現源自氧析出物之變形，在10,000~50,000倍的倍率，不管氧析出物的形狀如何，該變形都能夠以黑點的方式被觀察到。計算TEM影像的視野內的氧析出物之個數，從其觀察視野的體積(TEM影像的視野面積×超薄切片試料厚度)求取氧析出物的數量密度(個/cm3)即可。
又，在氧析出物的數量密度之算出，在上述20萬倍的觀察所確認的變形之實質全部為氧析出物時，則將10,000~50,000倍的觀察所計測的黑點之數量密度設為氧析出物的數量密度。又，以20萬倍觀察變形時，不僅是氧析出物，也能夠確認空隙、試料的瑕疵等不是氧析出物之缺陷時，則將所確認的變形之中的氧析出物的比例乘以黑點的數量密度而設為氧析出物的數量密度即可。
在氧析出物的數量密度之計測，觀察倍率，亦即，視野面積，依照所計算之氧析出物(黑點)的大小及分佈狀態而適當地決定即可，從得到測定值的再現性的觀點而言，需要設為至少500μm2以上的範圍。
黑點較大而容易觀察時，若採取低倍率且較寬濶的視野時，因為多數的黑點為落入視野內，所以容易求取數量密度。相反地，黑點較小時，則需要提高觀察倍率，但是此時視野內的個數變少，而需要將觀察的視野數增多。又，氧析出 物的數量密度為較低的試料時，因為視野內的個數較少，所以將視野數增多。
又，氧析出物為板狀時，在1個黑點之中，數個較薄的氧析出物多數是以複合體的方式存在。因此，相較於上述以黑點數的方式而求取之值，如此的板狀氧析出物之數量密度，實際上是成為更高的存在數目。如此，認為在先前的單結晶矽的情況，藉由實測所求得的氧析出物之數量密度是表觀上之值，相較於實際存在之板狀氧析出物的數量密度，是相對較低的值。但是，即便是考慮此情形時，在本發明的單結晶矽的多面體結構之氧析出物，容易得到較低的數量密度，仍是獨特的。
接著，說明本發明的單結晶矽板狀體之製造方法。如前述，本發明的單結晶矽板狀體，只要能夠滿足結晶中的晶格間氧濃度、置換型碳濃度、及在透射電子顯微鏡所觀察到的氧析出物之獨特的舉動的各特徵之要件，就可使用任何的方法製造。通常，較佳是使用以下之獨特的CZ法製造單結晶矽晶錠之後，藉由從晶錠中滿足上述晶格間氧濃度要件及置換型碳濃度要件的各自之長軸方向區域，切取板狀體而製造。
若例示使用上述CZ法之單結晶矽晶錠的製造方法時，可舉出以下的方法：在使用CZ法將單結晶矽晶錠從多結晶矽熔融後的熔融液拉升時，在晶錠的長軸方向，徑向中心部的晶格間氧濃度為25~45ppma、且置換型碳濃度為0.5ppma以下的區域，以10小時以上的冷卻時間實施從1000℃起至800℃為止的冷卻。在該方法，晶錠的冷卻溫度係意味著晶錠的徑 向中心部的溫度。從上述1000℃起至800℃為止的冷卻時間，以實施15小時以上、35小時以下為較佳，以實施20小時以上、30小時以下為更佳之方法。
該從1000℃起至800℃為止的冷卻時間，係經過實質上被保持在該溫度內的狀態，亦容許由於突發的冷卻環境變動等，在途中從脫離該範圍的上限或下限的若干期間。即便如此地在前述溫度內的冷卻途中產生脫離範圍的期間，其合計亦為20分鐘以內，以10分鐘以內為佳。
又，在該方法，所謂在前述晶錠的長軸方向之晶格間氧濃度及置換型碳濃度為各特定的區域，只要滿足條件，其位置係不被限定，通常，直胴部上部是符合的。在所製造的單結晶矽晶錠，上述碳濃度係能夠藉由原料多結晶矽的不純物碳含量、使用的坩堝材質、拉升中的排氣條件等而適當地調整。
在CZ法所使用的晶錠拉升裝置，只要是通常者，就沒有限制而能夠使用。第7圖係顯示使用通常的CZ法之單結晶矽的晶錠拉升裝置之概略圖。
在第7圖，在主腔室1內，係在下部設置有收容矽熔融液2之坩堝3、及將該坩堝3環圍之熔融加熱器4。又，從該主腔室1的內部空間上方，在前端具備有種晶5之單結晶拉升軸6，以能夠上下移動之方式被垂下，且其長度係該種晶5能夠接觸被主腔室1內的前述坩堝3收容的矽熔融液2面為止。在如此的構造之拉升裝置，將原料的多結晶矽填充至坩堝3之後，使用熔融加熱器4將該原料矽加熱至熔點以上而熔融液化，接著，使前述單結晶拉升軸6下降，且針對設置在其前 端之種晶5，使其與上述矽熔融液2面接觸。該種晶5接觸矽熔融液面後，將該種晶5緩慢地拉升時，則矽在其下方凝固而結晶成長，其在主腔室1內往上方移動之過程被冷卻，而能夠製造前述目標物之單結晶矽晶錠8。
在此種單結晶矽晶錠拉升裝置，為了將前述被冷卻後的單結晶矽晶錠8往裝置外取出，係從主腔室1的頂壁9中央部上方連接設置有長筒形狀的拉引腔室10。在主腔室1的頂壁9之上部中央部係設置有開口部，在開口部朝向上方的大致垂直方向連接設置拉引腔室10。在該拉引腔室10的下方，係設置有用以將主腔室1的內部空間、與該拉引腔室10的內部空間隔離之閘閥11，前述被冷卻後的單結晶矽晶錠8，持續被拉升至該拉引腔室10內為止，藉由將該閘閥11關閉，而能夠從主腔室1隔離而被收容。拉引腔室10的內徑依照拉升的晶錠之直徑而決定，為主腔室1的內徑之80%以下，較佳是被縮徑成為50%以下而設置。然後，藉由從該拉引腔室10的閘閥11將上方的一部分打開，而能夠將前述晶錠8往裝置外取出。又，以在熔融加熱器4與主腔室1的內壁之間設置隔熱材7為佳。又，在坩堝3的上方空間設置有熱遮蔽裝置15亦為較佳。
在本發明之單結晶矽晶錠的製造，晶錠的拉升速度沒有特別限制，通常為0.6~2.5mm/分鐘，以0.8~1.5mm/分鐘為佳。
在被拉升後的單結晶矽晶錠，為了使前述晶格間氧濃度及置換型碳濃度為各自特定的區域(通常為直胴部上部) 之從1000℃起至800℃為止的冷卻時間成為10小時以上，係各自調整晶錠拉升裝置內的溫度分佈、拉升之單結晶矽晶錠的直胴部之長度、及拉升速度，而能夠達成上述條件即可。
在本發明，在如此的晶錠的冷卻之該晶錠的溫度經歷的決定方法沒有特別限定。例如，如同在後述的實施例所實施，較佳是藉由使用預先埋入有熱電偶之晶錠，在各種溫度條件下進行拉升操作之模擬實驗而確認晶錠的溫度之後，進行實際的單結晶培育及拉升。具體而言，係採用以下的方法：與對象之單結晶矽晶錠為另外地進行，除了在該晶錠的徑向中心部之滿足前述晶格間氧濃度及置換型碳濃度的各要件之區域的相當位置埋入R熱電偶之態樣以外，係在相同製造條件下製造溫度測定用單結晶矽晶錠，而實測在其冷卻時之晶錠的溫度經歷。又，配合前述之溫度經歷的實測，使用從溫度模擬、爐內溫度分佈等的相關性所求取之晶錠徑向中心部的溫度，而預先確認實測值的正確性，亦為較佳態樣。
又，在單結晶矽的製造，晶錠直胴部的長度為越長，而且拉升速度越快，其生產性越高。考慮該情形時，在以較快的拉升速度製造晶錠直胴部較長之所謂的長條晶錠時，使用具有能夠冷卻的構造之晶錠拉升裝置，以使相當於前述晶格間氧濃度及置換型碳濃度為各自特定的區域之直胴部上部能夠經過所需要的溫度經歷，係在本發明的單結晶矽之製造方法為較佳的方法。
在以較快的拉升速度製造如此的長條晶錠時，若例示能夠適合使用之晶錠拉升裝置的態樣時，係如第8圖所 示，能夠舉出在周圍設置有後加熱器12的構造之拉升裝置，該後加熱器12加熱被拉升而進入前述拉引腔室10內之單結晶矽晶錠8的上方。藉由該裝置構成，在單結晶矽晶錠的拉升操作中，直到晶錠的拉升操作結束為止，能夠以不低於800℃之方式加熱被拉升至拉引腔室內之單結晶矽晶錠，藉由溫度保持而能夠使1000℃起至800℃為止之冷卻時間成為所需要的範圍。
作為上述後加熱器12，沒有限制而能夠使用電阻加熱器、高頻加熱器等先前被使用作為熔融加熱器4之同樣之物。加熱器溫度通常能夠從800~1100℃選擇採用，為了使單結晶矽晶錠的溫度確實地不低於800℃，較佳是以實測的矽晶錠的溫度經歷作為基礎而設定。
前述後加熱器12的設置位置，只要是在該拉引腔室10的水平方向，在單結晶矽晶錠8的全周範圍、或間斷地環圍之方式而設置，則可在拉引腔室10內的垂直方向之任何處。設置在全周範圍時，為了以一定寬度設置在拉引腔室的上下方向，以將加熱器線螺旋狀地在上下方向纏繞、或使其彎曲成為波狀．鋸齒狀而設置在周圍為佳。又，將隔熱材14設置在如此的後加熱器12與拉引反應器10的內壁之間，亦為較佳態樣。
為了使通過主腔室1內且進入拉引腔室10後之保持高溫狀態的晶錠上部，在晶錠的拉升操作中係以不低於800℃之方式進行緩慢冷卻、溫度保持等，後加熱器12以設置在該拉引腔室10內的下方區域為佳。具體而言，以設置在閘閥 11與主反應器1的頂壁9之間且在拉引腔室10之往主腔室1的連結區域13為適當。
所設置之後加熱器12的垂直方向的長度，按照對單結晶矽晶錠8欲施行加熱保溫作用之長度，且考慮晶錠的拉升速度、拉引腔室內的晶錠之溫度狀態等而適當地決定即可，通常為200~2000mm，更佳為400~1600mm。為了更高度地控制晶錠溫度，後加熱器亦可在上下方向設置複數個。
又，在如此的單結晶矽晶錠之拉升步驟，該晶錠的溫度，能夠藉由如在後述的實施例實施之使R熱電偶埋入晶錠之中心部而測定來確認。在本實施例，在該單結晶矽晶錠之徑向中心部，作為結晶中的晶格間氧濃度為25~45ppma、且置換型碳濃度為0.5ppma以下之區域，係將從晶錠的直胴部上端起算往下方20mm的位置設為溫度測定位置，但是，亦可按照該位置的變動而適當地設置溫度測定位置。
在本發明的單結晶矽之製造方法之拉升裝置，不僅是在前述拉引腔室10內設置後加熱器12，為了將在主腔室1內被拉升之單結晶矽晶錠8在冷卻之溫度經歷控制成為所需要者，亦可在比該坩堝3更上方的空間設置有隔熱材、加熱器等。
在本發明的單結晶矽之製造方法，所製造的單結晶矽晶錠的直胴部之長度，係沒有特別限制，通常為600~2500mm以上。具體而言，晶錠的直胴部之長度為900mm以上，更佳是成為1100~2500mm的長條，從生產性提升之觀點而言，乃是較佳。又，晶錠的直徑以100~300mm為佳，特 別是以150~250mm為較佳。
關於在晶錠的長軸方向之晶格間氧濃度及置換型碳濃度為各自特定的區域，在以前述預定時間進行1000℃起至800℃為止的冷卻之後，晶錠的進一步冷卻條件並沒有特別限制。如前述，因為在小於800℃的溫度區域，特別是700~600℃的溫度區域是大量地形成微小的板狀氧析出物的核之溫度區域，所以小於800℃的溫度區域以盡可能進行急冷為佳。
因此，在將單結晶矽晶錠拉升之過程，單結晶的成長中，亦即，晶錠下部的成長面接觸矽熔融液之期間，晶錠的直胴部全體係保持在被保溫於800℃以上的狀態下，但是成長結束，亦即，在晶錠下部形成尾部之後，被從矽熔融液面分離之後，將晶錠以比結晶成長時的拉升速度更高速地拉升到拉升.裝置的上方，而且以不在結晶產生因熱衝撃引起的差排之程度進行急冷為佳。作為此時的冷卻速度，為3~20℃/分鐘。特別是以5~15℃/分鐘的速度進行冷卻為佳。
上述的急冷，較佳是在單結晶矽晶錠形成尾部且從熔融液分離後，藉由停止後加熱器之加熱，且將晶錠全體拉升到拉引腔室內，而將晶錠從主腔室隔離且遮蔽輻射熱等而實施。藉此，在到達晶錠的直胴部上部為止，能夠將其全體進行急冷，而有效率地製造在小800℃的溫度區域所形成的氧析出物較少之單結晶矽晶錠。
在該拉引腔室內之晶錠的急冷時，藉由對拉引腔室內供給惰性氣體，促進對流熱傳達且提高冷卻效率而實施，亦為良好的態樣。
針對藉由以上所製造的CZ法單結晶矽晶錠，從前述徑向中心部的晶格間氧濃度為25~45ppma、且置換型碳濃度0.5ppma以下之長軸方向區域，將單結晶矽切取成為板狀，藉此能夠得到本發明的單結晶矽板狀體。
如以上已概略說明，在裝置製造時的加熱製程所生成的氧析出物，依照晶錠製造時的冷卻條件而能夠分類成為2種類型。第1種類型的氧析出物為多面體結構，且尺寸相對較大。第2種類型的氧析出物為板狀，且尺寸相對較小。第1種類型的氧析出物具有類似矽結晶之結晶習性(crystal habit)，對差排的生成之貢獻較少。另一方面，第2種類型的氧析出物容易成為生成差排之起點。本發明係基於如此的見解而進行，藉由控制在晶錠製造時之冷卻條件，而優先生成第1種類型的氧析出物。
亦即，本發明的第1形態之單結晶矽板狀體，係在徑向中心部之結晶中的晶格間氧濃度為25~45ppma、且置換型碳濃度為0.5ppma以下之單結晶矽板狀體，其特徵在於：前述徑向中心部在藉由透射電子顯微鏡之20萬倍的影像，在主體內無法觀察到氧析出物，而且將該單結晶矽板狀體在950℃加熱60分鐘之後，在前述20萬倍的影像，在主體內能夠觀察到氧析出物，且該氧析出物的形狀在200萬倍的影像能夠觀察到多面體結構。
又，即便是生成前述第1種類型的氧析出物，因為尺寸相對較大，所以數量密度較少，對於差排的生成之影響較少，但是，因為第2種類型的氧析出物之尺寸相對較小，所 以數量密度較高，而容易生成差排。因此，從其它側面觀察時，亦能夠如以下記載，本發明的單結晶矽板狀體係在徑向中心部之結晶中的晶格間氧濃度為25~45ppma、且置換型碳濃度為0.5ppma以下之單結晶矽板狀體，前述徑向中心部在藉由透射電子顯微鏡之20萬倍的影像，在主體內無法觀察到氧析出物，而且將該單結晶矽板狀體在950℃加熱60分鐘之後，在前述20萬倍的影像在主體內能夠觀察到氧析出物，且該氧析出物的長徑為20~100nm。
[實施例]
以下，舉出本發明的實施例而更具體地說明，但是本發明不被該等限定。氧析出物的觀察係使用以下的方法而測定、。
1)單結晶矽中的晶格間氧濃度、置換型碳濃度
針對以下的實施例所製造的單結晶矽，以從晶錠直胴部的上端起往下方2.5mm的厚度，切取包含晶錠中心部之上端試樣。從晶錠之中心部切取Φ 10mm試片，以成為厚度2mm之方式藉由機械研磨而精加工成為鏡面且作為測定試料。晶格間氧濃度係藉由傅立葉轉換紅外線光譜光度計，依據ASTMF121-79而導出。
使用上述測定試料，同樣地藉由傳立葉轉換紅外線光譜光度計，依據ASTM F123-86導出置換型碳濃度。又，置換型碳濃度為0.04ppma以下時，因為無法得到充分的測定精確度，所以從碳濃度高的晶錠直胴部之中間部、下端側等切取測定試料，使用同樣的方法測定相同部位的置換型碳濃度， 從藉由至相同取得位置為止的結晶重量、與已填充至坩堝之多結晶矽原料的重量之比而求取之固化率，基於碳的偏析係數進行計算，以求取前述晶錠直胴部上部的置換型碳濃度。
2)單結晶矽主體內的氧析出物之觀察
將從各實施例所製造的單結晶矽晶錠所得到之鄰接位置關係的試料基板2片，使用在透射電子顯微鏡觀察用。其中的一片未施行加熱處理，而作為藉由透射電子顯微鏡觀察主體內之試料基板。
又，將另一片在溫度950℃加熱60分鐘之後，而作為藉由透射電子顯微鏡觀察主體內之試料基板。將各試料基板割斷成為包含晶錠中心部之50mm×50mm，浸漬在混酸(48wt%氫氟酸：60wt%硝酸=1：2)，以除去因基板表面的切片加工而造成的損傷層，立刻使用氫氟水(同48Wt%氫氟酸：超純水=1：9)沖洗而使表面疏水化。此時，係使基板試料表面成為光澤面。而且，使用純水進行洗淨2次之後，將附著在表面之水分充分地除去，而作為加熱處理用試料。加熱處理係使用潔淨的石英製環狀爐，在氬氣氣氛下，於溫度950℃施行加熱處理60分鐘。
從各自的試料基板，使用以下的方法製造透射電子顯微鏡觀察用超薄切片試料。將基板試料劈開，以對劈開面之(110)面為平行之方式使用離子蝕刻法將超薄切片進行加工。超薄切片的厚度係在透射電子顯微鏡觀察，以等厚度干涉條紋成為約30nm之方式調整。
氧析出物的透射電子顯微鏡觀察，係使用搭載有 透射電子顯微鏡用及掃描透射電子顯微鏡用之二個球面像差修正裝置(Cs校正器)之日本電子製球面像差修正透射電子顯微鏡ARM200F。使用透射電子顯微鏡功能，首先以20,000倍的低倍率，且改變視野而在合計10個視野，亦即，約9μm×9μm×10個視野的範圍，觀察超薄切片試料內，且在其內尋找能夠觀察到之微小的暗影(黑點)。
接著，藉由將焦點對準該暗影且將倍率提高至20萬倍為止而進行觀察，以確認該暗影是否為因伴隨著後述的氧析出物之變形而產生的暗影。從上述約9μm×9μm×10個視野的範圍內所存在的全部變形之中，隨意地選擇20個，且針對各自以20萬倍進行觀察，即便因伴隨著氧析出物之變形只有1個時，亦將其評價為能夠觀察到氧析出物。
而且，能夠確認氧析出物時，一邊將焦點對準該氧析出物，一邊慢慢地將觀察倍率擴大至200萬倍為止之後，切換成為掃描透射電子顯微鏡功能，拍攝掃描透射電子顯微鏡-明視野影像(STEM-BF影像)及掃描透射電子顯微鏡-高角度環狀暗視野影像(STEM-HAADF影像)，且計測氧析出物形狀及長徑。觀察10個(未滿足10個時，則僅為存在的數目)氧析出物，其中即便只有存在1個多面體結構時，亦認定為形成有如此形狀的氧析出物。又，針對多面體形狀物，係設為10個(未滿足10個時，則僅為存在的數目)多面體結構體的長徑的平均值而求取其大小。
3)氧析出物密度的計測
使用在上述2)觀察氧析出物所使用的超薄切片試料，而進 行氧析出物密度的計測。透射電子顯微鏡係使用日立HIGHTECHNOLOGIES製H-9000NAR，而拍攝25,000倍的影像。計算在7.24μm×8.00μm的影像能夠觀察到之源自氧析出物的變形之黑點的數目，且從觀察視野的體積(7.24μm×8.00μm×試料厚度30nm)求取黑點的數量密度。
在此，依照前述2)已說明之以20萬倍觀察氧析出物，已確認變形(黑點)的實質全部為氧析出物時，則將黑點的數量密度設為氧析出物的數量密度。又，以20萬倍觀察變形時，不僅是氧析出物，亦能夠確認空隙、試料的瑕疵等不是氧析出物之缺陷時，則將已確認變形之中的氧析出物的比例乘以黑點的數量密度設為氧析出物的數量密度。在10個視野進行觀察，且將其平均值設為氧析出物密度。又，超薄切片試料的厚度係藉由TEM影像的等厚度干涉條紋加以確認。
4)太陽電池特性的評價。
使用從各實施例所製造的單結晶矽晶錠所得到的試料基板(156mm×156mm×t205μm)，依照以下的步驟製造n型擴散．雙面受光太陽電池且評價電池特性。首先，藉由蝕刻對基板施行粗化(texture)處理後，藉由在950℃以上的硼擴散處理、及850℃以上的磷擴散處理，而形成摻雜劑擴散層，藉由850℃的熱氧化、氮化矽膜成膜，而進行表面鈍化，而且藉由銀膏電極的印刷煅燒，而製造一般的雙面受光太陽電池。太陽電池特性的評價係將藉由I-V特性評價之電池轉換效率、及基板結晶的品質之壽命依存性較大的開路電壓(open circuit voltage)設為指標。轉換效率、開路電壓係採用鄰接的5片基板之平均值。
5)裝置化後的基板之壽命
基於壽命而評價裝置化後的基板之主體品質。依照4)已說明之太陽電池的製造步驟，製造銀膏電極形成前之剛氮化矽成膜後為止的基板作為評價用。將其浸泡在混酸(48wt%氫氟酸：60wt%硝酸=1：2)而將表面的摻雜劑擴散層、氧化層、氮化矽膜完全地除去，立刻使用氫氟水(同48wt%氫氟酸：超純水=1：9)進行沖洗而使表面疏水化。接著，塗佈苯醌并苯二酚(quinhydrone)/甲醇溶液而進行化學鈍化處理，藉由壽命測定裝置(SEMILAB公司製WT-2000)且使用μ-PCD法測定基板的壽命。測定係以2mm為間隔而在基板全面進行，採用基板全面的平均值作為壽命值。
實施例1
使用第8圖所示的晶錠拉升裝置而實施單結晶矽的製造。在該晶錠拉升裝置，拉引腔室10的全長(從其上端起至到達主腔室1的頂壁9為止之長度)為5100mm，其中在拉升結束時收容晶錠之比閘閥11更上方的長度為3500mm，該區域的內徑為380mm。又，介於閘閥11的下方與主腔室1之間的連結區域13的長度為1600mm。
在腔室10，相較於比前述閘閥11更上方的內徑，介於上述閘閥11的下方與主腔室1之間的連結區域13，係被擴徑，且在該擴徑部分設置有後加熱器12。後加熱器12係內徑380mm×長度1200mm之石墨製圓筒形狀電阻加熱器，其沿著腔室10的內壁周圍而被設置。
又，在該後加熱器12與拉引腔室10的內壁之間， 係設置有隔熱材14。
設置主腔室1內之坩堝3為石英製，且直徑為24英吋(610mm)，在此收容有高純度多結晶矽原料150kg，並且以該等高純度多結晶矽熔融時，成為在該矽熔融液2中溶解有74ppba的磷(在晶錠的直胴部上端側之比電阻成為3.0~3.5Ω．cm之濃度)的狀態之方式而調整n型矽摻雜劑。
藉由真空幫浦將主腔室1內減壓至數kPa為止，在石墨製的熔融加熱器4投入電力，而將熔融加熱器4加熱至1450℃，在氬氣氣氛下將該多結晶矽加熱熔融。使在前端設置有主面方位為Si<100>的單矽種晶5之單結晶拉升軸6降下。使該矽種晶5接觸上述矽熔融液2的液面，而且以固液界面成為結晶成長的溫度之方式調整熔融加熱器4之後，以0.9mm/分鐘的拉升速度開始單結晶體的拉升，而將直胴部為直徑9英吋(225mm)且長度為1350mm、肩部的長度100mm、尾部長度200mm、結晶成長方位為<100>之n型單結晶矽晶錠拉升。
又，拉升開始後，按照坩堝3中的矽熔融液2之液量成為較少，為了將從坩堝中的矽熔融液面起算至主腔室頂壁為止之間隔保持一定，係使該坩堝3上升。在拉升開始時，從坩堝3的上端起算至主腔室1的頂壁最上部之高低差為700mm。
被拉升後的單結晶矽晶錠之冷卻，從熔融液面起至進入拉引腔室內之位置為止，在其直胴部上部以0.1~2.7℃/分鐘的冷卻速度而實施。拉升之晶錠係如前述，因為是長度1650mm的長條，所以在拉升至850mm以上時，直胴部上部已進入拉引腔室10內。
從該已進入拉引腔室10內之直胴部上部到達連結區域13之300mm前，將電力投入後加熱器12。已進入拉引腔室內之直胴部上部的溫度降低至850℃附近之後，以不低於該溫度的方式保溫。又，上述後加熱器12的加熱溫度，係藉由插入至加熱器附近之K熱電偶而掌握，以進行後加熱器的溫度調整。
晶錠的拉升結束之後，係將晶錠的尾部從熔融液分離，與此同時，使單結晶矽晶錠以500mm/分鐘的速度上升。
晶錠的尾部下端到達比閘閥更上方之後，將閘閥關閉而將來自主腔室的輻射熱遮蔽且使晶錠急冷。此時，將氬氣導入直到成為大氣壓為止，藉此促進對流熱傳達且使晶錠的急冷效果提升。
以上的操作之後，從閘閥11將上方的拉引腔室開放，而將前述單結晶矽晶錠8取出至拉升裝置外。針對取出的單結晶矽晶錠，測定其肩部上端的置換型碳濃度且將該值作為基礎，從固化率求取晶錠拉升開始時點之矽熔融液中的碳濃度，使用其作為多結晶矽原料中的碳濃度之指標。將所求得之在拉升開始時之矽熔融液中的碳濃度顯示在表1。
又，在上述的單結晶矽晶錠之拉升操作，為了確認晶錠直胴部上部的溫度經歷而另外實施下述實驗。亦即，對在晶錠拉升軸6的前端所具備的種晶5安裝測溫用之較粗的種晶，且以往下方突出50mm的方式而設置放進氧化鋁管之R熱 電偶，除此之外，使用與前述相同方法而實施單結晶矽晶錠的拉升。在被拉升的單結晶矽晶錠，上述R熱電偶係埋入在從晶錠中心部的直胴部往下方20mm的位置。
在晶錠的拉升操作中，以1分鐘為間隔，而取得該R熱電偶的溫度數據，藉此確認在晶錠的直胴上端部起至20mm下方之徑向中心部的溫度變化。在以0.9mm/分鐘拉升前述晶錠之步驟，在拉升之同時，雖然R熱電偶的指示溫度從結晶的固化位置起慢慢地逐漸降低，但是因為進入拉引腔室後亦被後加熱器保溫，所以能夠保持在800℃以上，且至晶錠的全長長度1650mm為止，亦即，直到將晶錠從熔融液界面分離之位置為止，皆未低於800℃。此時從1000℃起算至將晶錠分離為止之時間，亦即，從1000℃起至800℃為止的冷卻時間為25.4小時。隨後，將晶錠從熔融液界面分離之後，以500mm/分鐘的拉升時，係以約8℃/分鐘使其急冷。
使用上述的方法所製造的單結晶矽晶錠，係將肩部與尾部切斷而分離，針對所得到的直胴部，係從上端切取厚度2.5mm的圓板狀試樣，依照前述1)的方法而測定單結晶矽上端部的晶格間氧濃度及置換型碳濃度。將結果顯示在表1。
接著，針對直胴部的剩餘部分全體，切斷加工成為156mm×156mm的方形柱(磚)之後，使用複線式線鋸(multi wire saw)且藉由固定研磨粒線而切片加工成為太陽電池基板(晶圓)。基板的厚度設為205±10μm。所得到的單結晶矽基板之中，將鄰接於上端附近之2片設為前述2)的物性測定用試料基板。又，從其下方，依次設為其它物性測定用試料基板。使 用該等試料基板，依照前述2)及3)的方法，而計測主體內的氧析出物形狀、平均長徑、數量密度。而且依照前述4)及5)的方法，評價n型擴散太陽電池的轉換效率及開路電壓、在太陽電池裝置化後之基板的壽命。將結果各自顯示在表1。
又，在2)「單結晶矽主體內的氧析出物之觀察」，在藉由透射電子顯微鏡之20萬倍的觀察能夠確認之變形，係實質上全部為氧析出物。又，作為第1圖及第2圖，係顯示藉由透射電子顯微鏡以200萬倍的觀察所得到的影像。各自為(a)TEM影像、(b)STEM-BF影像、(c)STEM-HAADF影像。在(a)TEM影像，能夠觀察到在水平方向50~60nm延伸而成的氧析出物，雖然在周圍為較暗且變形重疊，但是在水平方向為較長地突出之八面體形狀。
在(b)STEM-BF影像(將縮小成較細之電子射線對試料掃描且透射後的電子進行影像化)，從變形的影響變小、能夠鮮明地確認氧析出物的形狀、且影像的對比為強烈地顯現，能夠明確地確認為上述八面體形狀。八面體形狀的氧析出物具有矽結晶的結晶習性，其長徑為影像中的水平方向，亦即，在<110>方向為較長地延伸，藉由利用影像計測，能夠觀察到在某試樣之氧析出物的長徑為58.3nm。表1係顯示所觀察的10個氧析出物的長徑之平均值。又，依照(c)STEM-HAADF影像(將以高角度散射後的電子進行影像化)，係能夠鮮明地確認上述影像的八面體形狀，此外，在該影像之原子序數對比度顯現時，因為相較於母相的矽，析出物的影像為較暗、且為較輕的組成，所以亦能夠確認其為氧析出物。如此的氧析出物的 八面體形狀，係在所觀察的10個氧析出物之全部為同樣。
比較例1
在第8圖的裝置，使用在拉引反應器10內未設置後加熱器12者作為晶錠拉升裝置，除此之外，與前述實施例1同樣地進行而實施單結晶矽晶錠的製造。
在將晶錠拉升至850mm以上時，晶錠直胴部上部係進入拉引腔室10內，但是因為在拉引腔室10內未設置後加熱器12，所以直胴部上部被直接冷卻至600℃附近為止，從1000℃起至800℃為止的冷卻時間為8.3小時。
針對以上的結果所得到的單結晶矽晶錠，依照前述1)~5)的方法而進行各自的物性測定。將結果顯示在表1。
又，在2)「單結晶矽主體內的氧析出物之觀察」，藉由透射電子顯微鏡之20萬倍的觀察能夠確認的變形，係實質上全部為氧析出物。又，就第3圖及第4圖而言，係顯示在「2)單結晶矽主體內的氧析出物之觀察」之藉由透射電子顯微鏡之以200萬倍觀察而得到的影像[(a)TEM影像、(b)STEM-BF影像、(c)STEM-HAADF影像]。在(a)的TEM影像，能夠觀察到複雜的變形、亦能夠觀察到差排環(dislocation loop)。雖然其形狀不鮮明，但如圖中以箭號所示，能夠確認厚度1nm以下之非常薄的板狀氧析出物並列且形成有差排複合體之情形。在(b)STEM-BF影像，亦能夠觀察到較強的變形，同時能夠更明確地確認析出物影像為上述板狀形狀。因為其長徑係在影像中傾斜方向的<111>方向較長地延伸而成之形狀，在藉由影像而計測之試樣為12.8nm。而且，在(c)的STEM-HAADF影像，亦 能夠鮮明地確認析出物的影像為板狀形狀。如此的氧析出物之板狀形狀，係在所觀察的10個氧析出物之全部為同樣。
實施例2、比較例2及3
在前述實施例1，晶錠的拉升開始時，以矽熔融液中的碳濃度成為表1所示之值的方式，而使用碳濃度不同的多結晶矽原料，而且，在晶錠的冷卻步驟之從1000℃起至800℃為止之冷卻時間亦變更成為表1所示之值，除此之外，與實施例1同樣地進行而製造單結晶矽晶錠。針對所得到的單結晶矽，將測定1)~5)的各物性之結果顯示在表1。
Figure 106122354-A0305-02-0043-1
從表1能夠清楚明白，從實施例1及2所製造的單結晶矽晶錠之直胴部上部切取的單結晶矽板狀體，係在徑向中心部之晶格間氧濃度為大於25ppma之較高的值，置換型碳濃度為含有0.3ppma以下，在主體內無法觀察到氧析出物，而且將其在950℃加熱60分鐘之後，呈現在主體內能夠觀察到多面體結構的氧析出物之性狀。而且，該等具有作為太陽電池裝置之優異的轉換效率及開路電壓，且壽命亦具有較高的值。
相對於此，從比較例1及2所製造的單結晶矽晶錠同樣地進行而切取的單結晶矽板狀體，相較於上述實施例1 及2之物，其藉由在前述950℃加熱處理60分鐘而析出之氧析出物的形狀為板狀，就此點而言，乃是具有較大的差異，相較於上述各實施例之物，該等作為太陽電池裝置之性狀為明顯地較差。
又，從比較例3所製造的單結晶矽晶錠同樣地進行而切取單結晶矽板狀體，相較於上述實施例1及2之物，其置換型碳濃度較大而為1.35ppma，就此點而言，乃是具有較大的差異，如此地含有較多的碳時，即便藉由前述加熱處理而析出之氧析出物的形狀為多面體，因為尺寸相對較小、數量密度較高，所以容易產生差排，相較於上述各實施例之物，其結果是作為太陽電池裝置之性狀為明顯地較差。
實施例3及4、比較例4
在前述實施例1，晶錠的拉升開始時，以矽熔融液中的碳濃度成為表2所示之值的方式，而使用碳濃度不同的多結晶矽原料，而且，在晶錠的冷卻步驟之從1000℃起至800℃為止之冷卻時間亦變更成為表2所示之值，除此之外，與實施例1同樣地進行而製造單結晶矽晶錠。針對所得到的單結晶矽，將測定1)~5)的各物性之結果顯示在表2。
Figure 106122354-A0305-02-0044-2
從表2能夠清楚明白，從實施例3及4所製造的單結晶矽晶錠之直胴部上部切取的單結晶矽板狀體，相較於前 述實施例1的單結晶矽板狀體，關於置換型碳濃度，實施例3為0.21ppma，實施例4為0.41ppma，任一者均稍為較高，就此點而言，乃是具有差異。另一方面，比較例4的單結晶矽板狀體藉由在950℃加熱處理60分鐘而析出的氧析出物形狀為板狀，相關的置換型碳濃度係同樣地較高而為0.22ppma。
而且，其作為太陽電池裝置之性狀，在相同置換型碳濃度之前述實施例3與比較例4之對比，前者係大幅度地較高，即便置換型碳濃度為刻意地較高之前述實施例4與比較例4之對比，其結果仍是前者較高。由此能夠確認，即便置換型碳濃度為該程度地稍微較高(0.5ppma以下)，相較於板狀之氧析出物，藉由上述加熱處理而析出之氧析出物形狀為多面體者，作為前述太陽電池裝置之性狀係成為較優異者。
實施例5、比較例5
針對在實施例1之「2)單結晶矽主體內的氧析出物之觀察」藉由透射電子顯微鏡以200萬倍觀察之八面體形狀的氧析出物，進一步以高倍率的800萬倍觀察。將其結果顯示在第5圖。在(a)TEM影像，以箭號顯示擴大觀察之位置。擴大觀察因氧析出物的成長而應力容易集中之氧析出物的端部。(b)STEM-BF影像、(c)STEM-HAADF影像均是觀察矽結晶的晶格影像，在氧析出物的位置及其周圍能夠觀察到晶格的雜亂度。在(c)STEM-HAADF影像的矽結晶之母相部，亦能夠觀察到矽原子柱成對的啞鈴狀體結構，藉此，能夠容易地觀察結晶晶格的變形。
又，同樣地針對比較例1所觀察的板狀形狀的氧 析出物，亦以800萬倍觀察。將其結果顯示在第6圖。在(a)TEM影像，以箭號顯示擴大觀察之位置。擴大觀察在TEM影像能夠觀察到之從氧析出物所產生的差排環附近。在(b)STEM-BF影像、(c)STEM-HAADF影像，均是晶格的雜亂度較大，相較於前述實施例1的氧析出物之電子顯微鏡觀察影像(第5圖)，晶格影像為不鮮明的區域較寬闊，亦即，判定晶格的雜亂度較大。
參考例1
在實施例1，如下述變更而實施將與單結晶矽晶錠的拉升操作為另外地實施之在晶錠直胴部之溫度經歷的確認實驗。亦即，設為如以下的態樣：將設置在晶錠拉升軸6前端的測溫用種晶的下方之R熱電偶往下方突出的長度變更成為330mm，而且在被拉升之單結晶矽晶錠，上述R熱電偶係埋入至從晶錠中心部的直胴部開始處起算往下方300mm的位置。藉由該確認實驗，能夠確認在實施例1所製造的結晶矽晶錠的直胴部之設置有該R熱電偶之徑向中心部位置，其從1000℃起至800℃為止的冷卻時間為20.2小時。
而且，與實施例1同樣地進行而製造單結晶矽晶錠，對所得到的晶錠之直胴部，以設置有上述R熱電偶之相當位置附近作為對象，測定1)~5)的各物性。將結果顯示在表1。
Figure 106122354-A0305-02-0046-3
從表3能夠明白，即便是在與實施例1所得到之物及單結晶矽晶錠同樣的條件下所製造的單結晶矽晶錠，從直胴部中位部切取之結晶矽板狀體時，晶格間氧濃度變少且低於25ppma。而且，如此地氧濃度為較少時，即便藉由在950℃加熱60分鐘之加熱處理，氧析出物實質上不析出，而成為不存在使太陽電池裝置性狀低落的課題之狀態。

Claims (9)

  1. 一種單結晶矽板狀體，其係在單結晶矽板狀體的徑向中心部之結晶中的晶格間氧濃度為25~45ppma、且置換型碳濃度為0.5ppma以下，其中前述徑向中心部係指從其中心起算在半徑方向20%以內的位置之單結晶矽板狀體，前述徑向中心部在藉由透射電子顯微鏡之20萬倍的影像，在主體內無法觀察到氧析出物，而且將該單結晶矽板狀體在950℃加熱60分鐘後，在前述20萬倍的影像，在主體內能夠觀察到氧析出物，且該氧析出物的形狀在200萬倍的影像能夠觀察到多面體結構。
  2. 如申請專利範圍第1項所述之單結晶矽板狀體，其中置換型碳濃度為0.001~0.3ppma。
  3. 如申請專利範圍第1或2項所述之單結晶矽板狀體，其中加熱後所觀察到的氧析出物之數量密度為1×1013個/cm3以下。
  4. 如申請專利範圍第1或2項所述之單結晶矽板狀體，其係從CZ法單結晶矽晶錠切取之物，切取後未接受900℃以上的熱經歷。
  5. 如申請專利範圍第4項所述之單結晶矽板狀體，其中單結晶矽板狀體的切取係從CZ法單結晶矽晶錠的直胴部上部進行之態樣，其中前述直胴部的上部係從前述直胴部的上端開始直到下方50mm為止的範圍。
  6. 一種CZ法單結晶矽晶錠，其係在晶錠長軸方向包含滿足如申請專利範圍第1至3項中任一項所述之單結晶矽板狀體 的性狀之區域而成。
  7. 如申請專利範圍第6項所述之單結晶矽晶錠，其係在直胴部上部包含滿足如申請專利範圍第1至3項中任一項所述之單結晶矽板狀體的性狀之區域而成。
  8. 一種CZ法單結晶矽晶錠的製造方法，其特徵在於從熔融多結晶矽而成的熔融液使用CZ法而將單結晶矽晶錠拉升時，在晶錠的長軸方向之徑向中心部的晶格間氧濃度為25~45ppma、且置換型碳濃度為0.5ppma以下之區域，以10小時以上的冷卻時間實施從1000℃起至800℃為止之冷卻。
  9. 一種單結晶矽板狀體的製造方法，其特徵在於使用如申請專利範圍第8項所述之方法製造CZ法單結晶矽晶錠之後，從前述徑向中心部的晶格間氧濃度為25~45ppma、且置換型碳濃度0.5ppma以下之長軸方向區域，將單結晶矽切取成為板狀。
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