WO2002002852A1 - Plaquette en silicium monocristallin et procede de fabrication - Google Patents

Plaquette en silicium monocristallin et procede de fabrication Download PDF

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WO2002002852A1
WO2002002852A1 PCT/JP2001/005565 JP0105565W WO0202852A1 WO 2002002852 A1 WO2002002852 A1 WO 2002002852A1 JP 0105565 W JP0105565 W JP 0105565W WO 0202852 A1 WO0202852 A1 WO 0202852A1
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WO
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single crystal
crystal
silicon single
silicon
wafer
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Application number
PCT/JP2001/005565
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English (en)
French (fr)
Inventor
Izumi Fusegawa
Koji Kitagawa
Ryoji Hoshi
Masahiro Sakurada
Tomohiko Ohta
Original Assignee
Shin-Etsu Handotai Co., Ltd.
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/02—Elements
    • C30B29/06—Silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B15/00—Single-crystal growth by pulling from a melt, e.g. Czochralski method
    • C30B15/20—Controlling or regulating
    • C30B15/203—Controlling or regulating the relationship of pull rate (v) to axial thermal gradient (G)

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a silicon single crystal by the Czochralski method (hereinafter, sometimes referred to as CZ method) used for manufacturing a semiconductor element, and a silicon single crystal capable of obtaining a high yield when manufacturing a semiconductor element. ⁇ Eno, it is about. More specifically, even a large-diameter silicon single crystal having a diameter of 200 mm or more has few grown-in defects (hereinafter, sometimes referred to as growth defects) introduced during the growth of silicon single crystal, and has a silicon single crystal.
  • the present invention relates to a production method for obtaining extremely high quality silicon wafers with high productivity by controlling the interstitial oxygen concentration to be low, and to high quality, large diameter silicon wafers. Background art
  • the cZ method of growing single crystals from a melt in quartz crucibles while growing the single crystals is widely practiced.
  • a seed crystal is immersed in a silicon melt in an English crucible under an inert gas atmosphere, and the quartz crucible and the seed crystal are pulled up while rotating to grow a predetermined silicon single crystal.
  • a silicon single crystal has two types of point defects, namely, vacancies (Vacancy) and interstitial silicon atoms (Intrinsic Si). Grows into secondary defects observable by history.
  • the growth-in defect caused by atomic vacancies is determined by FPD (Flo pattern Defect) ⁇ COP (Crystal Or iginated P article), LSTD (Laser Scatting Tomography Defect), etc., and its actual condition is said to be octahedral void defects, which are aggregates of vacancies (A na 1 ysisofside — wallstructureo I grown— intwin— typeoctahedraldefects in C zochralskisi 1 ico, J pn. J-A pp 1. P hys. 1670).
  • defects caused by interstitial atoms are formed as aggregates of interstitial silicon, and are called dislocation clusters, such as LEP (Large Etch Pit) (Evaluationoimicrodefec tsinas — grounsiliconcrystals, Mat. Res. Soc. Symp. Proc. Vol. 26 2 (1992) p--p. 51--56).
  • LEP Large Etch Pit
  • the octahedral cavity defects affect characteristics such as a Gout oxide film breakdown voltage (GOI: GateOxideneIntegriti) of a semiconductor device, and dislocation clusters have an adverse effect on characteristics such as junction leakage.
  • Gout oxide film breakdown voltage GOI: GateOxideneIntegriti
  • the amount of these growth defects is determined by the temperature gradient of the crystal at the growth interface and the growth rate of the silicon single crystal, and the amount of defects introduced is determined by the growth rate of the silicon single crystal. 3) is determined to be determined.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 6-56588 discloses that the growth rate of a silicon single crystal is reduced.
  • Japanese Patent No. 257991 discloses that a silicon single crystal is pulled at a rate not exceeding the maximum pulling rate of the single crystal, which is almost proportional to the temperature gradient in the boundary region in the solid / liquid phase.
  • an improved CZ method focusing on the temperature gradient (G) and growth rate (V) during crystal growth (Journal of the Japan Society for Crystal Growth V o 1.25, No. 5, 1998) has been reported. I have.
  • OSF Oxidation induced tacking Fau 1 ts: referred to as oxidation-induced stacking fault
  • OSFs may be formed as induced defects. If OSF is formed in the device fabrication region, serious characteristic defects such as electrical leakage will occur.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-78989 discloses that octahedral void-like defects, which are aggregates of vacancies, are not generated and that interstitial silicon aggregates are formed.
  • a high-quality silicon wafer having no dislocation cluster-like defects to be formed is disclosed, even in a region where each defect is free, 800 ° C. in a dry oxygen atmosphere is used as a heat treatment for precipitation of interstitial oxygen.
  • the heat treatment is performed for 10 hours at 100 ° C. for 4 hours, a region having extremely different precipitation characteristics exists in the wafer surface.
  • BMD is related to density and is a source of gettering of heavy metal impurities.If it is formed non-uniformly, BMD can cause warpage of the wafer and slip. ⁇ Needless to say, it is an important quality characteristic of AHA.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned various problems of the prior art, and has been developed to provide a silicon single crystal having a diameter of 200 mm or more, in which both octahedral cavity defects and dislocation clusters, which are growth defects, are substantially eliminated.
  • the purpose is to grow at higher speed.
  • the interstitial oxygen concentration in the crystal to be low, the amount of interstitial oxygen atoms precipitated in the silicon single crystal is kept low, and the uniformity of the BMD in the wafer plane is extremely high.
  • the objective is to produce low-cost silicon single crystals industrially at low cost while maintaining high productivity and high yield.
  • a silicon single crystal silicon wafer according to the present invention is a silicon single crystal silicon wafer grown by the Czochralski method, except for a resistance adjusting dopant. Is a wafer with a diameter of 20 O mm or more made from a single crystal grown at a growth rate of 0.1 S mm / min or more without doping, and octahedral cavity defects caused by atomic vacancies are also interstitial as grown-in defects. It is characterized by the absence of silicon-induced dislocation clusters.
  • the interstitial oxygen concentration of silicon single crystal Ueha with 6 X 1 0 1 7 force al 1 0 X 1 0 17 atoms / cm 3.
  • the method for producing a silicon single crystal according to the present invention is a method for pulling a silicon single crystal having a diameter of 200 mm or more by the Czochralski method, wherein the crystal pulling speed is 0.5 in ni Z min or more.
  • the temperature gradient in the crystal axis direction at the crystal center is set high enough to prevent octahedral cavity defects, and the temperature gradient in the crystal axis direction at 20 mm around the crystal is set low enough not to generate dislocation clusters.
  • it is preferable that the temperature gradient in the crystal axis direction is achieved by a structure inside the furnace of the single crystal pulling apparatus.
  • the temperature gradient in the axial direction at the center of the crystal and the temperature gradient in the peripheral area of the crystal are controlled to be within the range that does not cause defects, they can be increased by 0.5 mm Z min or more, which could only be achieved by the conventional nitrogen doping method.
  • a large diameter substantially defect-free silicon single crystal can be grown at a high speed, and a defect-free wafer can be manufactured with high productivity and high yield.
  • the furnace internal structure includes at least a cylindrical rectifying tube surrounding a single crystal to be grown, an upper end of the rectifying tube is fixed to a water-cooled portion of the champer, and a silicon melt at a lower end.
  • a heat insulating material or a reflecting material is provided so as to face the liquid, and the distance between the heat insulating material or the reflecting material and the melt surface can be set to 40 to 70 mm.
  • the temperature gradient at the crystal center and around the crystal at the solid-liquid interface of the single crystal can be controlled to an appropriate range. It is possible to grow a defect-free single crystal at a high speed of 0.5 mm / min or more even with the above crystal.
  • the applied magnetic field is a horizontal magnetic field or a cusp. It can be a magnetic field.
  • the large-diameter silicon wafer produced by the method of the present invention is: Neither vacancy-induced octahedral cavity defects nor interstitial silicon-induced dislocation clusters exist, and the defect-free silicon wafer has no defects that affect device characteristics. In addition, it is a high quality silicon «Eno» in which the interstitial oxygen concentration in the crystal is controlled to a low value.
  • a rectifying cylinder provided with a heat insulating material or a reflecting material at the lower end of a cylinder surrounding a single crystal to be grown is provided immediately above the silicon melt, and a crystal center temperature gradient in the crystal axis direction is provided.
  • the interstitial oxygen concentration of the silicon single crystal wafer was changed from 6 ⁇ 10 17 to 10 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 (ASTM'79), and the OSF was It is possible to produce high-quality, large-diameter silicon single-crystal silicon wafers at low cost with no generation and with improved distribution of non-uniform micro-oxygen precipitates (BMD) due to the precipitation of interstitial oxygen atoms in the wafer plane. it can.
  • FIG. 1 is a result diagram showing a relationship between a crystal growth rate and a defect distribution including a region not including a growth defect in a crystal growth direction in an example.
  • FIG. 2 is a schematic explanatory view of a single crystal pulling apparatus by the CZ method used in the present invention.
  • FIG. 3 is an explanatory diagram showing a defect distribution in a growth direction of a silicon single crystal having a high oxygen concentration and having a region with very few growth defects.
  • FIG. 4 is an explanatory diagram showing a relationship between a crystal growth rate and a defect distribution including a region not including a growth defect in a crystal growth direction.
  • FIG. 5 is a result diagram showing the distribution of the interstitial oxygen concentration in the crystal in the growth direction.
  • FIG. 6 is an explanatory diagram showing a defect distribution including a region not including a growth defect according to the present invention.
  • FPD The (F low P attern D effect) , cut out Uweha from silicon single crystal rod after the growth, after removing by market shares Tsuchingu the strained layer of the surface with a mixture of hydrofluoric acid and nitric acid, K 2 C r 2 0 7 and hydrofluoric acid and etched without stirring the surface with a mixture of water (S ecc. etching) pit and a ripple pattern by occurs.
  • This ripple pattern is referred to as FPD.
  • SE PD Secco Etch Pit Defect
  • FPD flow pattern
  • FPD flow pattern
  • Called SE PD the large SEPD (LSE PD) of 10 / zm or more is considered to be caused by dislocation clusters. If dislocation clusters exist in the depay, current leaks through these dislocations and functions as a P-N junction. Disappears.
  • LSTD Laser Scattering Tomography Defect
  • CO P Crystal Originated P article
  • the diameter of this pit is less than 1 ⁇ m and is examined by the light scattering method.
  • L / D Large D islocation: abbreviation for interstitial dislocation loop
  • LSEPD is a large SEPD of ⁇ ⁇ ⁇ m or more.
  • LFPD refers to the above-mentioned FPD having a large tip pit of 1 O ⁇ m or more, which is also considered to be caused by a dislocation loop.
  • Various numerical values are disclosed in the ratio of the temperature gradient G just above the solid-liquid interface of the crystal to the growth rate V, which is an important index for obtaining low defect crystals related to the growth of the single crystal of the present invention. Have been varied and inconsistent.
  • the present inventors first prepared several types of in-furnace structures that are presumed to have an effect on the temperature gradient near the interface, and performed pulling in each of the in-furnace structures to gradually reduce the pulling speed according to the pulling length.
  • the pulling rate at which the OSF disappears at the center of the crystal of a single crystal having a diameter of 200 mm was experimentally determined.
  • the value of G was calculated at every 10 mm in the in-crystal direction simultaneously with G.
  • the AG difference in the axial temperature gradient between the crystal center and the periphery
  • the value of G decreases. It was a result.
  • the crystal pulling speed must be increased. Although it is essential to increase the speed V, the crystal pulled by the Czochralski method is usually cooled by dissipating heat from the periphery of the crystal during the cooling process from the melting point. Eliminating the axial temperature gradient difference (AG) and increasing the pulling rate, that is, increasing the axial temperature gradient (G) at the center of the crystal, are generally in opposition to each other.
  • the present inventors further examined the relationship between the defect occurrence distribution and the crystal temperature distribution in detail. As a result, it was found that both octahedral cavity defects and dislocation clusters were unlikely to occur in the crystal periphery from 20 mm around regardless of the temperature gradient. This is presumed to be caused by the disappearance of point defects on the crystal surface and the accompanying outward diffusion. In addition, this tendency was stronger in dislocation clusters, and it was found that defect-free regions were easily obtained outside the periphery of 20 mm even if the temperature gradient was considerably increased.
  • the present inventors have made use of the knowledge that the temperature gradient at the outermost periphery of the crystal can be increased when further highlighting the characteristics of the temperature distribution, and furthermore, a component (for example, a rectifying cylinder) surrounding crystals of various shapes.
  • the present inventors completed the present invention by examining in detail the crystal temperature distribution in the gap between them and the melt, the cooling cylinder, and the like.
  • a rectifying cylinder 4 surrounding the crystal or having a diameter reduced toward the bottom is arranged, and the radiant heat from the crystal is increased by connecting to the water cooling cylinder 13 above.
  • the desired temperature distribution could be obtained by setting the gap between the lower end of these parts and the melt from 40 mm to 70 mm.
  • the AG will not be sufficiently small, and at the pulling speed at which the octahedral cavity defect disappears at the center, dislocation clusters will be generated near r 2 of the crystal, and conversely the gap is too wide If the pulling speed is 0.5 mm / min or more, octahedral cavity defects cannot be eliminated, so the upper limit is preferably set to 70 mm. As a result of the combination of the furnace structure and the appropriate gap as described above, octahedral cavity defects can be dislocated even at an 8-inch (200 mm) diameter crystal at a speed higher than 0.5 ni in Z mi II. Crystals without stars were obtained.
  • octahedral cavity defects can be eliminated even if the upper limit of the gap is set to 100 Omm.
  • a horizontal magnetic field of 300 G or more near the solid-liquid interface it is preferable to apply a horizontal magnetic field of 300 G or more near the solid-liquid interface.
  • the shape of the solid-liquid interface becomes a drooping shape at the center of the crystal.
  • ⁇ G increases, but convection is reduced by applying a magnetic field near the solid-liquid interface. This is because the shape is kept to be a beautiful upwardly convex shape under the influence of the latent heat of solidification. Due to this effect, even when the temperature gradient difference AG between the center and the periphery is reduced, the temperature around the crystal can be lowered from the center. In other words, it was found that AG can be suppressed even if G is relatively increased.
  • the pulling speed can be further increased to ⁇ . ⁇ or more, and other quality items (for example, oxygen concentration controllability) ) And the operating conditions that can be modified to improve the success rate of single crystallization will increase, and commercial production at a practical pace will be easier.
  • the applied magnetic field is a cusp magnetic field, the same effect as above can be obtained at 100 G or more.
  • the wafer obtained by slicing the silicon single crystal produced by the production method of the present invention described above has a large diameter, and is not doped with a dopant other than a resistance adjusting dopant, and has a diameter of 0.5 mm / mi ⁇ or more. Since it is a wafer manufactured from a single crystal grown at a growth rate, the cost is low, and the density of octahedral cavity defects caused by vacancies and dislocation clusters caused by interstitial silicon are extremely low. It is a silicon single crystal wafer with virtually no defects.
  • Figure 3 is a defect in the high crystal relatively oxygen interstitial oxygen concentration in the silicon single crystal is 1 4. 4 X 1 0 17 atoms / cm 3 (AS TM '7 9) containing no growth defect region This shows the distribution. The crystal is adjusted to a specific resistance of 10 ⁇ ⁇ cm by polon doping, and a crystal single crystal of 8 inches (200 mm) in diameter of the crystal growth axis ⁇ 100> is grown during growth so that various defect regions appear. They were grown with a gradually decreasing growth rate.
  • the grown 8-inch diameter silicon single crystal block was cut vertically along the growth axis ⁇
  • a sample was collected and subjected to 800 ° C ⁇ 4 hours + 100 ° C ⁇ 1 as a heat treatment for precipitation of interstitial oxygen concentration. Heat treatment was performed for 6 hours, and lifetime mapping measurement was performed. Life time is the time it takes to return to the original thermal equilibrium state due to recombination of electron-hole pairs generated by irradiating high-energy pulsed light to the wafer.
  • ⁇ Defects such as BMD exist in the wafer. In this case, it acts as a recombination center, lowering the value of the life time, and evaluating the BMD distribution formed by the precipitation of interstitial oxygen atoms. Worth it.
  • the interstitial oxygen does not precipitate, so that the BMD density is low and the lifetime is high.
  • the crystal growth rate is adjusted so that a region free of growth defects can be obtained from these materials, BMD is likely to be generated as a characteristic of precipitation of interstitial oxygen, wafers that are not formed, and wafers that are not formed.
  • the BMD is low at the center and the BMD is often formed around the periphery, resulting in a wafer or the like, which causes a problem such as warpage of the wafer in the semiconductor device manufacturing process.
  • a silicon single crystal was grown using the silicon single crystal manufacturing apparatus shown in FIG.
  • a polycrystalline silicon was placed in a quartz crucible with a diameter of 600 mm using a single crystal manufacturing device in which heat insulators 6 and 5 were added to the outside and inside of a rectifying cylinder 4 placed around the single crystal. It was charged with 150 kg and passed through a graphite heater 9 of resistance heating to melt the polycrystalline silicon to form a silicon melt. The specific resistance was adjusted to ⁇ -cm, and a seed crystal of orientation 100> was immersed in the silicon melt 2 to draw a silicon single crystal 3 having a diameter of 200 mm through a drawing process.
  • FIG. 4 (a) shows the defect distribution in the growth direction of a silicon single crystal grown with a structure without heat insulator inside the conventional rectifying cylinder
  • Fig. 4 (b) shows the silicon grown by the manufacturing method of the present invention. The defect distribution in the single crystal growth direction was shown. From FIG.
  • the interstitial oxygen concentration of the silicon single crystal produced by this pulling method was controlled to be low, and the crystal length capped force was 9 to 7.5 X 1 in the range of 20 cm to 20 cm. 0 17 atoms / cm 3 (AS TM '79).
  • the inert gas has effectively flowed between the inner and outer heat insulators provided at the lower end of the rectifying cylinder on the melt side and the melt surface, thereby promoting the evaporation of oxygen atoms from the melt surface.
  • the cause was that the convection of the melt was suppressed by keeping the surface of the melt warm by the heat insulating material provided outside the straightening cylinder.
  • the temperature gradient of the crystal to be grown can be arbitrarily set by optimizing the size of the heat insulating material inside the rectifying cylinder.
  • the interstitial oxygen concentration in the crystal can be controlled by optimizing the size of the heat insulating material outside the rectifying cylinder, the defect-free silicon single crystal can be easily manufactured regardless of the crucible size. Indicates that it can be done.
  • the BMD may be formed unevenly and slip dislocation may occur due to the warpage of the wafer or thermal distortion. Because. Further, when the value is set to 6 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 or more, the uniformity of the BMD is improved, and there is an advantage that an appropriate amount is obtained as a heavy metal gettering source in a device process.
  • the single crystal pulling device 30 includes a water-cooled champer 1 serving as a pulling chamber, a crucible 11 provided in the champer 1, and a heater 9 arranged around the crucible 11.
  • a winding mechanism (not shown) for rotating or winding the wire 18 is provided.
  • the crucible 11 is provided with a quartz crucible 7 on the inner side for containing the silicon melt (hot water) 2 and a graphite crucible 8 on the outer side.
  • a heat insulating material 10 is arranged around the outside of the heater 9.
  • a cylindrical rectifying tube 4 surrounding the crystal 3 or a rectifying tube 4 whose diameter is reduced downward is arranged, and the upper part thereof constitutes a part of the champer.
  • a metal plate such as molybdenum with a high reflectance at least on the inner surface that expands upward and is used as a reflective material.
  • a heat insulating material 6 is provided at the lower end on the inside of the flow control cylinder 4 so as to face the silicon melt to release the radiant heat from the crystal upward, and the lower end on the outside of the flow control cylinder 4 is opposed to the silicon melt. Insulating material 5 was provided to keep the melt surface warm. The temperature distribution of the target crystal can be obtained by adjusting the gap between the lower end of the heat insulating material and the melt from 40 mm to 70 mm.
  • a magnet 19 is installed outside the pulling chamber 1 in the horizontal direction, and by applying a magnetic field or cusp magnetic field in the horizontal direction to the silicon melt 2, convection of the melt is suppressed and a single crystal is formed. We are trying to achieve stable growth.
  • a method for growing a single crystal by the single crystal pulling apparatus 30 will be described.
  • a high-purity polycrystalline raw material of silicon is heated to a melting point (about 144 ° C.) or more and melted.
  • the tip of the seed crystal 16 is brought into contact with or immersed substantially in the center of the surface of the melt 2.
  • the crucible holding shaft 15 is rotated in an appropriate direction, and the wound seed crystal 17 is pulled up while rotating the wire 18, thereby starting single crystal growth.
  • a substantially cylindrical single crystal rod 3 can be obtained.
  • a heat insulating material or a reflective material 6 provided inside the lower end of the rectifying tube 4 or provided outside the lower end of the rectifying tube 4 is provided. Adjust the gap between the heat insulating or reflecting material 5 and the molten metal surface of the silicon melt 2. Further, if necessary, a water-cooling cylinder 13 for cooling the crystal may be provided above the rectifying cylinder 4, and the cooling gas may be downstream from the water-cooling cylinder 13 to cool the crystal.
  • the rectifying cylinder with heat insulating material is provided, and the number of rotations of the crucible, the number of rotations of the crystal, the flow rate of the introduced gas, the atmospheric pressure, and the applied magnetic field are set during pulling. Fine adjustment can be made by controlling the intensity and direction of the light. For example, oxygen can be reduced below a desired value by reducing the crucible rotation speed, increasing the gas flow rate, decreasing the pressure, and increasing the magnetic field.
  • the obtained silicon single crystal rod can be processed into the wafer of the present invention, for example, by slicing, chamfering, grinding, etching, or mirror-finish polishing.
  • the wafer processing method is not limited to this, and any method may be used as long as it is a commonly used method.
  • Silicon single crystals were grown using the silicon single crystal manufacturing equipment shown in Fig. 2.
  • the furnace internal members in the crystal growing apparatus are, for example, integrated heat transfer analysis software called F EMAG (F. D upret, P. Nicodeme, Y. Ryckmas, P. W outers, and M. J. Crochet).
  • F EMAG integrated heat transfer analysis software
  • octahedral cavity defects are formed at a crystal growth rate of 0.5 mm / min or more.
  • the single crystal is grown so that the temperature gradient at the center of the growing crystal is 23.2 ° C / cm and the temperature gradient around the crystal is 22.91 ° C / cm.
  • a heat insulating material 5 was added to the outside of the lower end of the flow straightening tube 4 and a heat insulating material 6 to the inside so that the distance from the silicon melt surface was 55 mm (however, the water cooling cylinder in Fig. 2) (No 13 is provided.)
  • the single crystal manufacturing equipment was designed and manufactured.
  • a quartz crucible having a diameter of 600 mm was charged with 150 kg of polycrystalline silicon, and a graphite heater 9 for resistance heating was energized to melt the polycrystalline silicon to form a silicon melt 2.
  • the resistivity was adjusted to 100 ⁇ ⁇ cm by adding boron, and a horizontal magnetic field of 400 G was applied to the surface of the silicon melt.
  • the silicon single crystal having a diameter of 200 mm was grown through a dipping process by dipping in a melt. The crystal growth rate was gradually reduced from the top of the crystal so that various defects were formed.
  • a strip-shaped silicon single crystal wafer was cut vertically from the grown silicon single crystal in parallel to the growth direction.
  • strain during cutting was removed by chemical polishing.
  • C was selectively etched for 30 minutes without stirring using a Secco solution in an etching tank.
  • the density of the flow pattern with ripples (FPD) was measured using the optical microscope.
  • FPD flow pattern with ripples
  • a wafer cut out from the silicon single crystal package was heat-treated at 115 ° C. for 100 minutes in a wet oxidizing atmosphere to generate OSF. Was examined.
  • Figure 1 shows the results of the flow pattern in the crystal growth direction, dislocation clusters, and the formation of OSF.
  • the OSF generation region was formed in a U-shape, and disappeared at the center of the crystal when the growth rate of the single crystal was 0.514 mm / min.
  • the flow pattern which is an octahedral cavity defect, was formed on the higher speed side inside the OSF, and the dislocation cluster 1 was formed in a region grown at a crystal growth rate lower than 0.498 mm / min.
  • the silicon single crystal was grown using the silicon single crystal manufacturing apparatus shown in FIG.
  • a part of the jumper was placed in the furnace on a rectifying cylinder 4 arranged around the single crystal as shown in Fig. 2.
  • a protruding water-cooling cylinder 13 was added, and a heat insulating material 5 was added to the outside of the lower end of the flow straightening cylinder 4 and a heat insulating material 6 was added to the inside so that the distance between the surface of the silicon melt was 60 mm.
  • a heat insulating material 5 was added to the outside of the lower end of the flow straightening cylinder 4 and a heat insulating material 6 was added to the inside so that the distance between the surface of the silicon melt was 60 mm.
  • Designed and manufactured the crystal manufacturing equipment Computing the crystal temperature gradient during growth with the crystal growth apparatus by comprehensive heat transfer analysis, it was 28.4 at the center.
  • Figure 1 shows the results of the flow pattern in the crystal growth direction, dislocation clusters, and the formation of OSF.
  • the OSF region is formed in a U-shape, and the growth rate of the single crystal is It disappeared at the center of the crystal at 0.623 mmZmin.
  • the flow pattern which is an octahedral cavity defect, was formed on the higher speed side inside the OSF region, and the dislocation cluster was formed in a region grown at a crystal growth rate lower than ⁇ 6.3 mm / min. From the above, by controlling the growth rate to 0.61 to 0.62 nimZmin, it is possible to industrially produce silicon single crystals free of octahedral cavity defects and dislocation clusters at low cost. .
  • FIG. 5 shows the effect of reducing the interstitial oxygen concentration in a silicon single crystal by the manufacturing method of the present invention.
  • a silicon single crystal was manufactured by providing a heat insulating material 5 on the outside and a heat insulating material 6 on the inside of the rectifying cylinder 4 arranged around the single crystal as shown in Example 1 so that the distance between the surface of the silicon melt was 55 mm.
  • the structure of the present invention added so as to satisfy the following condition, and a structure without the heat insulating material 6 inside the rectifying cylinder were used for comparison.
  • a quartz crucible having a diameter of 600 mm was charged with 150 kg of polycrystalline silicon, and a graphite heater 9 for resistance heating was energized to melt the polycrystalline silicon to form a silicon melt 2.
  • the resistivity was adjusted to 100 ⁇ cm, a horizontal magnetic field of 400 G was applied to the surface of the silicon melt, and a seed crystal of orientation ⁇ 100> was immersed in the silicon melt to draw. After that, a silicon single crystal having a diameter of 200 mm was grown.
  • FIG. 5 indicates that the interstitial oxygen concentration of the silicon single crystal produced by the method of the present invention was controlled to be low.
  • FIG. 6 shows the uniformity of the BMD in the region without the growth defect of the silicon single crystal manufactured by the manufacturing method of the present invention.
  • Fig. 6 includes growth defects In areas where there is no life time, the degree of decrease in lifetime is slight.
  • the present invention is not limited to the above embodiment.
  • the above embodiment is an exemplification, and has substantially the same configuration as the technical idea described in the claims of the present invention. It is included in the technical scope of the invention.
  • a silicon single crystal having a diameter of 8 inches (200 mm) was grown, but the present invention is not limited to this.
  • the growth rate is set to 0.5 mm / min or more while controlling the crystal center temperature gradient and the peripheral temperature gradient in the crystal axis direction to appropriate values by using, and the crystal is pulled up so that the entire surface becomes a substantially defect-free region. If applicable, it can be applied to silicon single crystals of 10 to 16 inches in diameter (250 to 400 mm) or larger.

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Description

明 細 書 シリ コン単結晶ゥエーハおよびその製造方法 技術分野
本発明は、 半導体素子の製造に用いられるチヨクラルスキー法 （以下、 C Z法 ということがある） によるシリ コン単結晶の製造方法および半導体素子を製造し た際に高歩留まりが得られるシリコン単結晶ゥエーノ、に関するものである。 より 詳しくは直径 2 0 0 mm以上の大直径シリ コン単結晶であつても、 シリコン単結 晶成長時に導入されるグローンイン欠陥 （以下、 成長欠陥と言うことがある） が 少なく、 かつシリコン単結晶中の格子間酸素濃度を低く制御することにより極め て高品質のシリ コンゥェ一ハを、 高生産性で得るための製造方法おょぴ高品質、 大口径シリ コンゥエーハに関するものである。 背景技術
半導体素子の製造に用いられるシリコン単結晶の製造は、 石英ルツポ内の融液 から単結晶を成長させつつ引上げる c Z法が広く実施されている。 C Z法では不 活性ガス雰囲気下で 英ルツボ内のシリコン融液に種結晶を浸し、 該石英ルツポ および種結晶を回転させながら引上げることにより所定のシリ コン単結晶を育成 するものである。
近年、 半導体素子の高集積化とそれに伴う微細化の進展によりシリ コン単結晶 ゥエーハに対する要求も厳しさを増している。 特に最近ではデパイスプロセスに おける結晶のグローンィン欠陥の影響が指摘され、 種々の改善方法が提案されて いる。
一般的にシリ コン単結晶には原子空孔 （V a c a n c y ) と格子間シリ コン原 子 （ I n t e r s t i t i a l S i ) という内部的 （ I n t r i n s i c ) な 2種類の点欠陥が存在し、 結晶成長後の履歴によって観察可能な 2次的な欠陥へ と成長する。 原子空孔起因のグローンイン欠陥としては評価方法により、 F P D (F l o P a t t e r n D e f e c t )^ C O P (C r y s t a l O r i g i n a t e d P a r t i c l e ), L S T D (L a s e r S c a t t e r i n g T o m o g r a p h y D e f e c t ) 等の名称で呼ばれており、 そ の実態は空孔の凝集体である八面体のボイ ド状欠陥と言われている （A n a 1 y s i s o f s i d e — w a l l s t r u c t u r e o I g r o w n— i n t w i n— t y p e o c t a h e d r a l d e f e c t s i n C z o c h r a l s k i s i 1 i c o , J p n . J - A p p 1 . P h y s . V o 1 . 3 7 ( 1 9 9 8 ) p — p . 1 6 6 7— 1 6 7 0 )。
一方格子間原子起因の欠陥は格子間シリコンの凝集体として形成され、 転位ク ラスター、 ： L E P (L a r g e E t c h P i t )等の名称で呼ばれている （ E v a l u a t i o n o i m i c r o d e f e c t s i n a s — g r o u n s i l i c o n c r y s t a l s , M a t . R e s . S o c . S y m p . P r o c . V o l . 2 6 2 ( 1 9 9 2 ) p— p . 5 1 — 5 6 )。
この八面体空洞欠陥は半導体素子のグート酸化膜耐圧 （GO I ： G a t e O x i d e I n t e g r i t y ) 等の特性に影響を及ぼし、 また転位クラスター は接合リーク等の特性に悪影響がある。
これらの成長欠陥は成長界面における結晶の温度勾配とシリ コン単結晶の成長 速度により欠陥の導入量 （T h e m e c h a n i s m o f s w i r l d e f e c t s f o r m a t i o n i n s i l i c o n, J o u r n a l o f C r y s t a l g r o w t h, 1 9 8 2 , p — p 6 2 5— 6 4 3 ) が決 まることが示されている。 これらを利用した低欠陥シリ コン単結晶の製造方法に ついて、 例えば特開平 6 - 5 6 5 8 8号公報ではシリ コン単結晶の成長速度を低 めることを開示しており、 特開平 7— 2 5 7 9 9 1号公報ではシリ コン単結晶の 固相/液相における境界領域の温度勾配にほぼ比例する単結晶の最大引き上げ速 度を超えない速度で引き上げることが開示されている。 さらに結晶成長中の温度 勾配 （G) と成長速度 （V) に着目した改善 C Z法 （日本結晶成長学会誌 V o 1 . 2 5 , N o . 5， 1 9 9 8 ) などが報告されている。
さらに欠陥別にみると、 八面体空洞欠陥の制御には種々方法が提案されている 力 、 大きく分けて次の 2種類である。 結晶の熱履歴を制御 （徐冷） することによ る欠陥密度低減 （例えば特願平 7— 1 4 3 3 9 1号公報） と結晶の温度勾配と引 上げ速度の制御による V a c a n c yの制御 （例えば特開平 7 — 2 5 7 9 9 1号 公報、 前出） である。 さらに転位クラスターについても結晶の温度勾配と引上げ 速度による制御も提案 （例えば特開平 8 — 3 3 0 3 1 6号公報） されている。
しかしながらここで開示されている例えば、 特開平 8 - 3 3 0 3 1 6号公報に 示されているような方法によれば、 O S F (O x i d a t i o n i n d u e e d S t a c k i n g F a u 1 t s ：酸化誘起積層欠陥と呼ばれ、 結晶をゥェ ーハに加工した時に表面にリング状に発生する） が結晶中心で消滅した低速育成 ゥェ一ハであり、 生産性の大幅な低下おょぴ大幅なコストアツプが避けられない 技術である。
この点についてさらに詳しく述べると、 従来成長速度が 0 . 5 mm/m i n以 上では O S Fが消滅しなかった従来技術を基に、 結晶が冷却されにくぃ炉内構造 を採って温度勾配を小さく したことにより結晶軸方向の温度勾配の中心と周辺の 差を無くすか、 または結晶周辺の温度勾配の方を小さくする （すなわち結晶周辺 からの冷却を減らし、 その影響で必然的に軸方向温度勾配も小さくなつたためさ らに低速の成長速度となる） 方法により達成したものである。 従って、 このよう な方法では、 すなわち従来技術で O S Fリ ング領域が中心で消滅する 0. 5 mm /m i nより さらに低速で引き上げる必要があり、 大幅なコス トアップが避けら れなかった。 特に、 最近の直径 2 0 0 mm以上の高品質ゥエーハが主流となって いる現在においては、引上げ速度を上げて結晶を量産する方法が求められている。 一方ゥエーハ全面の八面体空洞欠陥をより高速成長で減らす方法として特開平 7 - 2 5 7 9 9 1号公報に開示された方法では、 固液界面における結晶軸方向温 度勾配を上げることにより、 O S F発生領域を結晶中心で消滅させ、 結晶引上げ 速度の高速化が図られているが、 結晶の結晶周辺からの冷却をできるだけ大きく とることにより達成しており、 周辺の温度勾配は中心に比ぺ非常に大きくなり、 転位クラスターが発生していたことは容易に推定できる。
以上述べてきたように、 従来の技術では八面体空洞欠陥と転位クラスターの两 方を無く した結晶を製造するには、 結晶引上げ速度を 0 . 5 mm/m i nより低 速にした非常に生産性が低く、 製造コストが高い方法しかなく、 商用で実用生産 できるものではなかった。 特に、 大直径結晶を量産するに当たり、 その生産性の 低さが問題となっている。
さらに、 このような製造方法ではシリコン単結晶の周囲に配置する整流筒を利 用した場合に単結晶の成長軸に垂直な平面で均一な温度勾配にする必要があるた めに整流筒と融液表面までの距離をある程度広くする必要があり、 不活性ガスが 融液表面近傍に達しないので、 不活性ガスによる融液表面からの酸素原子の蒸発 効果が極めて低下し、 製造したシリ コン単結晶中の格子間酸素濃度が高くなって しまう。 また、 該整流筒を用いない場合においても同様に融液表面からの酸素原 子の蒸発による効果が期待できないために低い格子間酸素濃度のシリ コン単結晶 が得られないという問題がある。
また、 このよ うな格子間酸素濃度の高いシリ コン単結晶より製造されたシリ コ ンゥエーハを、 例えば酸化雰囲気中で 1 1 5 0 °Cの高温下で 2時間程度の熱処理 を施すと酸化熱処理により誘起される欠陥として O S Fが形成される場合がある。 素子作製領域に O S Fが形成された場合には電気的にリークなどの重大な特性不 良を生ずることとなる。
さらに成長条件を調整することにより、 例えば特開平 1 1一 7 9 8 8 9号公報 には空孔の凝集体である八面体のボイ ド状欠陥の発生がなくかつ格子間シリコン の凝集体として形成される転位クラスター状の欠陥もない高品質なシリコンゥェ ーハが開示されているが、 各々の欠陥がフリ一な領域においても格子間酸素の析 出熱処理として乾燥酸素雰囲気中で 8 0 0 °C · 4時間十 1 0 0 0 °G · 1 6時間の 熱処理を施した場合にはゥェ一ハ面内に析出特性が極めて異なる領域が存在する。 格子間酸素の析出特性については半導体素子の製造工程中に形成される B M D
( B u l k M i c r o D e f e c t ) 密度と係わりがあり B M Dは重金属不 純物のゲッタリ ング源となったり、 不均一に形成された場合にはゥエーハの反り ゃスリ ップの原因にもなるのでシリコンゥエーハの重要な品質特性であることは 云うまでもない。
以上のように成長欠陥の極めて少ないシリ コン単結晶を製造する場合には結晶 成長速度を低めるので工業的には効率の悪いものとなってしまうのみならず、 品 質面においてはかかるシリ コン単結晶より製造したゥエーハでは O S Fの発生や ゥエーハ面内の格子間酸素濃度の析出により形成される. B M D密度が不均一であ り、 ゥエーハの反りや熱歪みによるスリ ップ転位が発生する場合があり問題であ つた。 発明の開示
本発明は、 上記した従来技術の種々の問題点に鑑みなされたもので、 成長欠陥 である八面体空洞欠陥と転位クラスターの両方を実質上排除した直径 2 0 0 mm 以上のシリコン単結晶を従来より高速にて育成することを目的としている。 さら に結晶中の格子間酸素濃度を低く制御する とにより、 シリ コン単結晶中の格子 間酸素原子の析出量を低く抑え、 ゥエーハ面内の BMDの均一性を向上させた極 めて高品質なシリ コン単結晶を工業的に安価に高生産性、 高歩留りを維持しなが ら低コストで製造することを目的とする。
本発明は、 前記目的を達成するためになされたもので、 本発明に係るシリ コン 単結晶ゥエーハは、 チヨクラルスキー法で育成されたシリ コン単結晶ゥエーハに おいて、 抵抗調節用ドープ剤以外はドープしないで、 0. S mm/m i n以上の 成長速度で成長した単結晶から作製した直径 2 0 O mm以上のゥエーハであって、 グローンイン欠陥として原子空孔起因の八面体空洞欠陥も格子間シリ コン起因の 転位クラスターも存在しないことを特徴としている。
このよ うに、 抵抗調節用ドープ剤以外はドープしない通常の C Z法では不可能 されていた 0. 5 mm/m i n以上の成長速度で無欠陥シリ コン単結晶を育成 したことにより、 原子空孔起因の八面体空洞欠陥も格子間シリ コン起因の転位ク ラスターも存在しないで、 デバイス特性に影響を及ぼすような欠陥の存在しない 大直径で実質的な無欠陥シリコン単結晶ゥエーハを低コストで提供することがで きる。
そして、 この場合、 シリ コン単結晶ゥエーハの格子間酸素濃度を 6 X 1 0 1 7 力 ら 1 0 X 1 0 17 a t o m s / c m3とすることが好ましい。
1 0 X 1 0 1 7 a t o m s / c m3 ( A S TM' 7 9) を越えると、 例えばゥェ ーハに熱処理を施した時に、 BMDが不均一に形成されてゥエーハの反りや熱歪 みによるスリ ップ転位が発生する恐れがあるからである。 また、 6 X 1 0 1 7 a t o m s / c m 3以上とすれば、 適量の BMDの発生が確保され、 デバイス工程 における重金属のゲッタリ ング源として適正な量となる。
そして、 本発明に係るシリ コン単結晶の製造方法は、 チヨクラルスキー法で直 径 2 0 0 m m以上のシリ コン単結晶を引上げる方法において、 結晶引上げ速度を 0 . 5 in ni Z m i n以上とし、 結晶中心における結晶軸方向の温度勾配を八面体 空洞欠陥が発生しないような十分高いものとし、 結晶周辺 2 0 m mにおける結晶 軸方向の温度勾配を転位クラスターが発生しないような十分低いものとして引上 げることを特徴とし、 この場合、 前記結晶軸方向の温度勾配は単結晶引上げ装置 の炉内構造によつて達成されるのが好ましい。
このよ うに、 結晶中心の軸方向温度勾配と結晶周辺の軸方向温度勾配を欠陥を 発生させない範囲に制御して引き上げれば、 従来窒素ドープする方法でしか出来 なかった 0 . 5 m m Z m i n以上の高速で大直径の実質的に無欠陥シリコン単結 晶を育成することができ、 無欠陥ゥエーハを高生産性と高歩留りで製造すること ができる。
上記製造方法において、 炉内構造は、 少なく とも育成する単結晶を囲繞する円 筒状整流筒を具備し、 該整流筒の上端はチャンパの水冷部分に固定され、 下方の 先端にはシリ コン融液と対向するように断熱材または反射材を設け、 該断熱材ま たは反射材と融液表面との間隔を 4 0 〜 7 0 m mに設定可能としたものとするこ とができる。
炉内構造をこのように構成すれば、 前記単結晶の固液界面における結晶中心お よび結晶周辺の温度勾配を適切な範囲に制御することができ、 直径の大きな例え ば、 2 0 0 m m以上の結晶であっても、 0 . 5 m m / m i n以上の高速でかつ無 欠陥単結晶の育成が可能となる。
また、 上記製造方法において、 チヨクラルスキー法によって結晶を育成するに 際し、 固液界面付近に 3 0 0 0 G以上の磁場を印加することが好ましく、 印加す る磁場を、 水平磁場あるいはカスプ磁場とすることができる。
このよ うに、 固液界面付近に 3 0 0 0 G以上の水平磁場あるいはカスプ磁場を 印加してメルトの対流を制御すれば、より一層安定した結晶の温度勾配が得られ、 結晶品質が均一化し、 歩留りの向上につながる。
このようにして、本発明の方法によって作製された大口径シリ コンゥエーハは、 原子空孔起因の八面体空洞欠陥も格子間シリ コン起因の転位クラスターも存在し ないで、 デバイス特性に影響を及ぼすよ うな欠陥の存在しない実質的な無欠陥シ リ コンゥェ一ハである。 また、 結晶中の格子間酸素濃度を低値に制御した高品質 シリコンゥエーノヽである。
以上説明したように本発明によれば、 育成する単結晶を取り囲む円筒下端に断 熱材または反射材を設けた整流筒をシリ コン融液直上に設置し、 結晶軸方向の結 晶中心温度勾配と周辺温度勾配を適切な値に制御することにより、 従来法に比べ て高速成長が可能となり、 大直径のシリ コン単結晶ゥェ一ハであっても、 極めて 高生産性、 高歩留り、 低コス トで、 ボイ ド型欠陥も O S Fも転位クラスターも排 除した実質的に無欠陥シリコン単結晶ゥエーハを製造することが可能となる。 また、 シリ コン単結晶ゥエーハの格子間酸素濃度を 6 X 1 0 1 7から 1 0 X 1 0 1 7 a t o m s / c m3 (A S TM' 7 9 ) として、 半導体素子作製時の熱処理 工程中に O S Fの発生がなく、 かつゥエーハ面内で格子間酸素原子の析出による 不均一な微小酸素析出物 （BMD) 分布を改善した高品質、 大口径シリ コン単結 晶ゥエーハを低コストで作製することができる。 図面の簡単な説明
図 1は、 実施例における結晶成長速度と結晶成長方向の成長欠陥を含まない領 域を含む欠陥分布との関係を示す結果図である。
図 2は、本発明で使用した C Z法による単結晶引上げ装置の概略説明図である。 図 3は、 成長欠陥が極めて少ない領域を有する高酸素濃度のシリコン単結晶の 成長方向の欠陥分布を示す説明図である。
図 4は、 結晶成長速度と結晶成長方向の成長欠陥を含まない領域を含む欠陥分 布との関係を示す説明図である。
( a ) 従来法、 （b ) 本発明の方法。
図 5は、 結晶中格子間酸素濃度の成長方向の分布を示す結果図である。
図 6は、 本発明による成長欠陥を含まない領域を含む欠陥分布を示した説明図 である。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明につき詳細に説明するが、 本発明はこれらに限定されるものでは ない。 説明に先立ち各用語につき予め解説しておく。
1 ) F P D (F l o w P a t t e r n D e f e c t ) とは、 成長後のシリ コン単結晶棒からゥヱーハを切り出し、 表面の歪み層を弗酸と硝酸の混合液でェ ツチングして取り除いた後、 K2 C r 207と弗酸と水の混合液で表面を無攪拌で エッチング （ S e c c 。エッチング） することによりピッ トおよびさざ波模様が 生じる。 このさざ波模様を F P Dと称し、 ゥエーハ面内の F P D密度が高いほど 酸化膜耐圧の不良が増える （特開平 4 - 1 9 2 34 5号公報参照）。
2) S E PD (S e c c o E t c h P i t D e f e c t ) とは、 F P D と同一の S e c c oェツチングを施した時に、 流れ模様 （ f l o w p a t t e r n) を伴うものを F PDと呼び、 流れ模様を伴わないものを S E PDと呼ぶ。 この中で 1 0 /z m以上の大きい S E P D (L S E PD) は転位クラスターに起因 すると考えられ、 デパイスに転位クラスターが存在する場合、 この転位を通じて 電流がリークし、 P— Nジャンクションとしての機能を果たさなくなる。
3) L S T D ( L a s e r S c a t t e r i n g T o m o g r a p h y D e f e c t ) とは、 成長後のシリコン単結晶棒からゥエーハを切り出し、 表面 の歪み層を弗酸と硝酸の混合液でヱツチングして取り除いた後、 ゥエーハを劈開 する。 この劈開面より赤外光を入射し、 ゥエーハ表面から出た光を検出すること でゥエーハ内に存在する欠陥による散乱光を検出することができる。 ここで観察 される散乱体については学会等ですでに報告があり、 酸素析出物とみなされてい る （ J . J . A. P . V o l . 3 2， P 3 6 7 9 , 1 9 9 3参照）。 また、 最 近の研究では、 八面体のボイ ド （穴） であるという結果も報告されている。
4) CO P (C r y s t a l O r i g i n a t e d P a r t i c l e ) と は、 ゥエーハの中心部の酸化膜耐圧を劣化させる原因となる欠陥で、 S e c c o エッチでは F P Dになる欠陥が、 S C— 1洗浄 （NH4OH : H202 : H20 = 1 : 1 : 1 0の混合液による洗浄） では選択エッチング液として働き、 CO Pに なる。 このピッ トの直径は 1 μ m以下で光散乱法で調べる。
5 ) L/D (L a r g e D i s l o c a t i o n :格子間転位ループの略号） には、 L S E P D、 LF P D等があり、 転位ループ起因と考えられている欠陥で ある。 L S E P Dは、 上記したように S E P Dの中でも Ι Ο μ m以上の大きいも のをいう。 また、 L F PDは、 上記した F P Dの中でも先端ピッ トの大きさが 1 O ^ m以上の大きいものをいい、 こちらも転位ループ起因と考えられている。 本発明の単結晶の育成に係わる低欠陥結晶を得るための重要な指標である結晶 の固液界面直上の温度勾配 Gと成長速度 Vの比で種々な数値が開示されているが、 その値はこれまでさまざまであり、 統一性がない。 例えば、 特開平 7 - 2 5 7 9 9 1号公報では 1 3 X 1 04 c m2/K、 特開平 8— 3 3 0 3 1 6号公報ではそ の値を融点から 1 3 0 0 °Cの温度勾配で 0. 2 2 mm2/°C ' :m i iiとしている。 これらの値は、 結晶引上げ炉内で高精度の温度測定手段がないため正確な値が出 せず、 コンピューターによる熱シユミレーシヨンによって行われているが、 その 実際の方法は千差万別で、 境界条件や研究者によって異なる物性値の与え方によ つて結果は幾通りにも出てくるからである。従ってある特定の数値を規定しても、 その数値自体の信頼性は非常に乏しいのである。
上記事情により本発明者等は、 先ず界面付近の温度勾配に影響があると推定さ れる数種類の炉内構造を用意し、 それぞれの炉内構造で引上げ速度を引上げ長さ に従って漸減する引上げを行ない、 直径 2 0 0 mmの単結晶において実験的に O S Fが結晶中心部で消滅する引上げ速度を求めた。 この実験では、 融液対流の影 響を最小限にするため水平磁場を印加した MC Z法で引上げ、 引上げ速度を VI， V 2 Vnとした。 さらに、 それらの炉内構造で計算機による熱シユミ レーショ ンを行ない、 結晶中心部での固液界面直上のシリ コンの融点 （ 142 0°C) から 140 0 °Cの間の軸方向温度勾配を求めて、 Gl,G 2〜Gn とした。 これらの結 果から V -Gを求めると 0. 2 3 1 nira2,^ ' m i nであった。 しかし前述の ように、 この数値はあくまでも参考値であり、 物理的真値とは言い難い。
上記計算において、 Gと同時に結晶面内方向で 1 0 mmおきの各点で Gの値を 計算した。 その結果、 多少のバラツキはあるものの、 Gの値を大きくするにつれ て AG (結晶中心と周辺の軸方向温度勾配差） も大きくなり、 逆に AGを小さく しょう とすると Gも小さくなつてしまうという結果であった。
このように、 低欠陥ゥエーハを高い生産性で作製するためには、 結晶引上げ速 度 Vの高速化が不可欠であるが、 通常チョクラルスキ一法で引上げた結晶は融点 からの冷却過程で結晶周辺から熱を放散することによって冷却されるので、 欠陥 をへらす方向すなわち結晶中心と周辺の軸方向温度勾配差 （AG) をなくすこと と、 引上げ速度を上げることすなわち結晶中心部の軸方向温度勾配 （G) を上げ るということは一般的には相反する方向であり、 特に結晶直径が大きい程、 結晶 内部の熱が外部へ放散され難くなるので、 小口径の結晶に比べ、 この傾向が顕著 に表れるため、 大口径のシリコン単結晶の育成においては、 同時にこれを満足で きる方法はなかった。 - 引上げた結晶については軸方向に切断し、 厚さ 2 mmのサンプルをとり、 無攪 拌 S e c c o—エッチング後の光学顕微鏡観察で八面体空洞欠陥を F P D、 1 0 μ ιη以上のピッ トを転位クラスター （LE P D) として検出した。 両欠陥の発生 領域の間には O S Fリング域が存在するが、 この O S Fが存在している領域を 1 1 0 0 °C ·酸素と水蒸気の混合雰囲気中で 6 0分酸化後、 選択ェツチング集光燈 下で目視観察を行ない分布を検査した。 その結果、 これらの実験で引上げた結晶 の中には、 ある引上げ速度範囲内で引上げれば八面体空洞欠陥と転位クラスター の両方の欠陥とも見られない領域があることが確認された。 F PD生成領域が中 心で消滅した速度と転位クラスターが発生した速度の間の引上げ速度で引き上げ れば八面体空洞欠陥も転位クラスターもない単結晶ゥエーハの製造は可能である カ 、 引き上げ速度は 0. 4 2 mm/m i nであった。 これは引き上げ結晶の直径 により異なるが、 通常行われている直径 2 0 0 mmの引上げ速度 0. 6 ~ 1. 0 mm/m i nに比べ大幅な生産性ダウンとなり、 とても商用生産できるものでは なかった。
結晶成長速度を高めるためには、 AGを小さくかつ Gを大きくすることが必須 要件であるが、 本発明者等は実験に用いた上記 G— AGの関係から僅かに同じ G で AGが小さくなつている条件の結晶内温度分布の特徴を詳細に検討した。 その 結果、 固液界面から 5 0 mm前後についてはヒータゃ融液からの輻射熱を結晶周 辺に供給しつつ、 かつ上方での結晶冷却能力の高い炉内構造でそのような傾向が あることがわかつた。
本発明者等は、 さらに欠陥発生分布と結晶の温度分布との関係を詳細に検討し た結果、 周辺 2 0 m mより結晶周辺部については温度勾配に拘らず、 八面体空洞 欠陥おょぴ転位クラスタ一共に発生しにくいことがわかった。 これは点欠陥の結 晶表面での消滅とそれに伴う外方拡散により起こっていると推定される。 しかも この傾向は転位クラスターの方で傾向が強く、 従って周辺 2 0 m mより外につい てはかなり温度勾配を大きく しても無欠陥領域が得られ易いことがわかった。
本発明者等は上記温度分布の特徴をさらに際立たせる際に、 結晶最周辺部の温 度勾配は上げることが可能という知見を生かし、 さらに種々の形状の結晶を取り 囲む部品 （例えば整流筒）、 それらとメルト-とのギャップ、 冷却筒等で結晶温度 分布を詳細に検討し、 本発明を完成させた。
すなわち図 2に示したように、 結晶を取り囲む円筒形または下方に向かって縮 径した整流筒 4を配置し、 その上方は水冷筒 1 3に接続するなど、 結晶からの輻 射熱を上方に逃がす構造とし、 それらの部品の下端と融液の間のギャップを 4 0 m mから 7 O m mとすることにより 目的の温度分布を得ることができた。 このギ ヤップを 4 0 m mより狭くすると A Gが十分に小さくならず、 八面体空洞欠陥が 中心で消滅する引上げ速度では、 結晶の rノ 2付近に転位クラスターが発生し、 逆にギヤップが広すぎると引上げ速度が 0 . 5 m m / m i n以上では八面体空洞 欠陥を消すことはできないので、 上限を 7 0 m mにすることが好ましい。 上記の ような炉内構造と適切なギャップを組み合わせた寧果、 直径 8インチ （ 2 0 0 m m ) の結晶でも、 0 . 5 ni in Z m i II以上の高速度で八面体空洞欠陥も転位クラ スターも存在しない結晶を得た。 さらに、 直径が 3 0 0 m mの結晶の場合は、 ギ ヤップの上限を 1 0 O m mとしても八面体空洞欠陥を消滅させることができる。 さらにメルト 2とのギャップ直上に結晶と融液とに対向する断熱材もしくは反 射材 6、 および または融液とルツボ壁に対向する断熱材もしくは反射材 5を配 置することが好ましい。 これにより固液界面近傍での周辺からの熱放散防止領域 と上方での強力な冷却帯との間に温度分布の緩衝帯を形成するからである。 その 結果、 さらに効率的に A Gが変わらずに Gのみを上げることができた。
また、 固液界面近傍に 3 0 0 0 G以上の水平磁場を印加することが好ましい。 通常引上げ速度を落とすと固液界面の形状が結晶中心で垂れ下がった形状となり · △ Gが大きくなつてしまうが、 固液界面近傍に磁場をかけることにより、 対流が 抑えられ固化潜熱の影響できれいな上凸の形状のままに維持されるからである。 この効果により、 中心と周辺の温度勾配差 AGを小さく して行っても、 結晶周辺 の温度を中心より下げることができる。 すなわち Gを相対的に大きくしても AG が抑えられることが判明した。 この緩衝帯の付加や磁場を印加することにより、 引上げ速度をさらに Ο . β θ ΗΐπχΖπι ί η以上に高速化することも可能であるし、 炉内構造に他の品質項目（ 例えば酸素濃度制御性） や単結晶化の成功率改善のた めに修正できる操業条件の自由度が増し、 実用ペースでの商用生産がより容易に なる。 尚、 印加磁場をカスプ磁場とした場合は、 1 0 0 0 G以上で上記と同様の 効果を得ることができる。
以上説明した本発明の製造方法によって作製されたシリコン単結晶をスライス することによって得られるゥエーハは、 大口径であり、 抵抗調節用ドープ剤以外 はドープしないで、 0. 5 mm/m i η以上の成長速度で成長した単結晶から作 製したゥエーハであるので、 低コス トであると共に、 原子空孔起因の八面体空洞 欠陥と格子間シリ コン起因の転位クラスターの密度が極めて低密度であり、 実質 的に無欠陥のシリ コン単結晶ゥエーハである。
次に、 本発明における格子間酸素濃度の制御 ·低減効果について説明する。 図 3は成長欠陥のない領域を含むシリコン単結晶の格子間酸素濃度が 1 4. 4 X 1 017 a t o m s / c m3 (A S TM' 7 9) である比較的酸素濃度の高い結 晶における欠陥分布について示したものである。 結晶はポロンドープの比抵抗 1 0 Ω · c mに調整し、 結晶の成長軸 < 1 0 0 >の直径 8インチ （20 0 mm) シ リ コン単結晶を各種の欠陥領域が現れるように成長時に結晶成長速度を漸減させ て育成した。
育成した直径 8ィンチのシリ コン単結晶のプロックを成長軸に平行に縦切り ゥ エーハを採取し、 格子間酸素濃度の析出熱処理として 8 00 °C · 4時間 + 1 0 0 0 °C · 1 6時間の熱処理を施し、 ライフタイムのマッピング測定を行った。 ライ フタイムは、 エネルギーの高いパルス光をゥエーハに照射することにより発生し た電子一正孔対が再結合することにより元の熱平衡状態に戻るまでの時間である ゥエーハ中に BMD等の欠陥が存在した場合には再結合中心として働くのでライ フタイムの値が低下し、 格子間酸素原子の析出により形成された BMD分布が評 価できる。
図 3から明らかなように O S Fが形成される領域では格子間酸素の析出が起こ らないために BMD密度が低くライフタイムは高い値を示す。 また、 成長欠陥の ない領域において酸素析出した B MDが多い N V領域と B M Dが少ない N i領域 が存在することが明瞭に判る。 これらから成長欠陥のない領域が得られるように 結晶の成長速度を調整して製造しても、 格子間酸素の析出特性として BMDが発 生し易いゥェ一ハ、 形成されないゥェーハ、 更にゥエーハの中心部で BMDが低 く周辺で BMDの形成が多いゥエーハ等となってしまい、 半導体素子の製造工程 でゥエーハに反り等の欠陥が生じる問題がある。
そこで本発明では図 2に示したシリ コン単結晶の製造装置を用いてシリコン単 結晶の育成を行った。 図 2のように、 単結晶の周囲に配置された整流筒 4の外側 と内側に断熱材 6、 5を付加した単結晶製造装置を用い、 直径 6 00 mmの石英 ルツボに多結晶シリ コンを 1 5 0 k gチャージし抵抗加熱の黒鉛ヒーター 9に通 電し、 多結晶シリ コンを融解しシリ コン融液を形成させた。 比抵抗を Ι Ο Ω - c mに調整し、 方位く 1 00 >の種結晶をシリコン融液 2に浸し絞り工程を経て直 径 2 0 0 mmのシリ コン単結晶 3を育成した。
各種の欠陥が形成されるように結晶のトップ側より結晶成長速度を漸減させた。 育成したシリコン単結晶から成長方向に平行に縦切り した短冊状のシリコン単結 晶ゥエーハを作製し、 酸素析出熱処理として 8 0 0 °C · 4時間十 1 0 00 °C · 1 6時間の熱処理を施しライ フタイムのマッピング測定を行った。 図 4 (a ) に従 来の整流筒内側に断熱材のない構造で育成したシリ コン単結晶の成長方向の欠陥 分布を、 図 4 ( b ) には本発明の製造方法により育成したシリ コン単結晶の成長 方向の欠陥分布を示した。 図 4より本発明の方法によ O S Fが収縮して結晶中 心で消滅する結晶成長速度は、 0. 4 6ょり 0. 5 3 mm/m i nと約 1 0 %上 昇することが判る。 これにより八面体空洞欠陥も格子間シリ コ ン起因の転位クラ スターも実質的に存在しない単結晶の生産性と歩留りが大幅に向上し、 製造コス トを低減することができることがわかる。
本引上げ方法により製造されたシリコン単結晶の格子間酸素濃度は低く制御さ れ、 結晶長さカ トップ力 ら 2 0 c m~ l 2 0 c mの範囲において 9〜 7. 5 X 1 0 1 7 a t o m s / c m3 ( A S TM' 7 9 ) であった。
これは、 整流筒の融液側下端に設けた内 ·外の断熱材と融液表面との間を不活 性ガスが効果的に流れたために融液表面からの酸素原子の蒸発を促進させたこと と、 整流筒外側に設けた断熱材により融液表面を保温することにより融液対流を 抑制したことが原因と推定される。 これらは例えば使用する石英ルツポのサイズ を変更した場合においても、 整流筒内側の断熱材のサイズを適正化することによ り育成する結晶の温度勾配を任意に設定することができる。 また、 整流筒外側の 断熱材のサイズを適正にすることにより結晶中の格子間酸素濃度を制御すること が可能となるので、 無欠陥シリコン単結晶をルツボサイズによらずに容易に製造 することができることを示している。
こ う して、 本発明では、 シリ コン単結晶ゥエーハの格子間酸素濃度を 6 X 1 0 1 7力、ら 1 0 X 1 0 1 7 a t o m s // c ma (A S TM' 7 9 ) とすることが好ま しい。
1 0 X 1 0 1 7 a t o m s / c m 3を越えると、 例えばゥエーハに熱処理を施し た時に、 BMDが不均一に形成されてゥエーハの反りや熱歪みによるスリ ップ転 位が発生する恐れがあるからである。 また、 6 X 1 0 1 7 a t o m s / c m3以上 とすれば、 BMDの均一性が改善されると共に、 デバイス工程における重金属の ゲッタリング源として適正な量となる利点がある。
以下、 本発明について、 図面を参照しながらさらに詳細に説明する。
まず、 本発明で使用する C Z法による単結晶引上げ装置の構成例を図 2により 説明する。 図 2に示すように、 この単結晶引上げ装置 3 0は、 引上げ室となる水 冷チャンパ 1 と、 チャンパ 1中に設けられたルツボ 1 1 と、 ルツボ 1 1の周囲に 配置されたヒータ 9と、 ルツボ 1 1を回転させるルツポ保持軸 1 5およびその回 転機構 （図示せず） と、 シリコンの種結晶 1 6を保持するシードチヤック 1 7 と、 シードチャック 1 7を引上げるワイヤ 1 8 と、 ワイヤ 1 8を回転又は卷き取る卷 取機構 （図示せず） を備えて構成されている。 ルツボ 1 1は、 その内側のシリ コ ン融液 （湯） 2を収容する側には石英ルツボ 7が設けられ、 その外側には黒鉛ル ッボ 8が設けられている。 また、 ヒータ 9の外側周囲には断熱材 1 0が配置され ている。 また、 本発明の製造方法に関わる製造条件を設定するために、 結晶 3を取り囲 む円筒形または下方に向かって縮径した整流筒 4を配置し、 その上方はチャンパ の一部を構成する水冷筒 1 3に接続させたり （水冷筒 1 3を設けない場合もある )、 または上方に向かって拡開し少なく とも内表面に反射率の高いモリプデン等 の金属板を反射材として使用するかあるいは整流筒 4の内側下端にシリ コン融液 と対向するように断熱材 6を設けて結晶からの輻射熱を上方に逃がす構造とし、 さらに整流筒 4の外側下端にシリコン融液と対向するように断熱材 5を設けて融 液表面を保温するよ うにした。 そしてこれら断熱材の下端と融液の間のギヤップ を 4 0 m mから 7 0 m mに調節可能とすることにより 目的の結晶の温度分布を得 ることができる。
さらに、 引上げ室 1の水平方向の外側に、 磁石 1 9を設置し、 シリ コン融液 2 に水平方向の磁場あるいはカスプ磁場を印加することによって、 融液の対流を抑 制し、 単結晶の安定成長をはかるようにしている。
次に、 上記の単結晶引上げ装置 3 0による単結晶育成方法について説明する。 まず、 ルツボ 8内でシリ コンの高純度多結晶原料を融点 （約 1 4 2 0 ° C ) 以 上に加熱して融解する。 次に、 ワイヤ 1 8を巻き出すことにより融液 2の表面略 中心部に種結晶 1 6の先端を接触又は浸漬させる。 その後、 ルツボ保持軸 1 5を 適宜の方向に回転させるとともに、 ワイヤ 1 8を回転させながら卷き取り種結晶 1 7を引上げることにより、 単結晶育成が開始される。 以後、 引上げ速度と温度 を適切に調節することにより略円柱形状の単結晶棒 3を得ることができる。
この場合、 本発明では、 結晶内の温度勾配を制御するために、 図 2に示したよ うに、 前記整流筒 4の下端内側に設けた断熱材または反射材 6あるいは整流筒 4 の下端外側に設けた断熱材または反射材 5とシリ コン融液 2の湯面との隙間の間 隔を調整する。 さらに、 必要に応じてこの整流筒 4の上部に結晶を冷却する水冷 筒 1 3を設けて、 これに上部より冷却ガスを下流して結晶を冷却できるものとし てもよい。
結晶中の酸素濃度を所望の値以下となるよ うにするには、 前記断熱材付き整流 筒を設けると共に、 引上げ中にルツボ回転数、 結晶回転数、 導入ガス流量、 雰囲 気圧力、印加磁場の強度や方向を制御することによって微調整することができる。 例えば、 ルツボ回転数を低く、 ガス流量を多く、 圧力を低く、 磁場を強くするこ とによって、 酸素を所望の値以下に低減化させることができる。
次に、 得られたシリ コン単結晶棒を、 例えばスライス、 面取り、 研削、 エッチ ング、 鏡面仕上げ研磨することによって、 本発明のゥエーハに加工することがで きる。 もちろん、 ゥエーハ加工方法はこれに限定されるものではなく、 通常用い られている方法であれば、 いずれの方法であってもよい。
以下、 本発明の具体的な実施の形態を実施例を挙げて説明するが、 本発明はこ れらに限定されるものではない。 - (実施例 1 )
図 2に示したシリ コン単結晶製造装置を用いてシリ コン単結晶の育成を行った。 該結晶育成装置内の炉内部材は、 例えば F EMAGと呼ばれる総合伝熱解析ソフ ト (F . D u p r e t , P . N i c o d e m e , Y . R y c k m a s , P . W o u t e r s , a n d M. J . C r o c h e t , I n t . J . H e a t M a s s T r a n s f e r , 3 3 , 1 8 4 9 ( 1 9 9 0 )) を使用して、 結晶成長 速度が 0. 5 mm/m i n以上で八面体空洞欠陥が形成されないようにする目的 で、 成長中の結晶中心部の温度勾配が 2 3 · 2 °C / c m , 結晶周辺部の温度勾配 が 2 2. 9 1 °C/ c mの値となるように単結晶の周囲に配置された整流筒 4の下 端の外側に断熱材 5と内側に断熱材 6をシリ コン融液表面との間隔が 5 5 mmと なるように付加した （ただし図 2の水冷筒 1 3は設けていない） 単結晶製造装置 を設計 ·製作した。 直径 6 0 0 mmの石英ルツボに多結晶シリ コンを 1 5 0 k g チャージし抵抗加熱の黒鉛ヒータ 9に通電し、 多結晶シリコンを融解しシリ コン 融液 2を形成させた。 ボロンを添加して比抵抗を 1 0 Ω · c mに調整し、 シリ コ ン融液表面に 4 0 0 0 Gの水平磁場を印加して、 方位く 1 0 0 >の種結晶を該シ リ コン融液に浸し絞り工程を経て直径 2 0 0 mmのシリ コン単結晶を育成した。 各種の欠陥が形成されるように結晶のトップ側より結晶成長速度を漸減させた。 育成したシリ コン単結晶から成長方向に平行に縦切り した短冊状のシリ コン単 結晶ゥエーハを作製した。 八面体空洞欠陥と格子間シリ コンに起因する転位クラ スターの形成状況を調べるために化学研磨により切断時の歪みを除去したゥエー ハをエッチング槽内で S e c c o液を用い無攪拌で 3 0分間選択エッチングを行 つた。 その光学顕微鏡により さざなみ模様を伴ったフローパターン （F PD) の 密度を測定した。 また、 酸化誘起積層欠陥を調査するために該シリ コン単結晶プ 口ックの隣合わせより切り出したゥエーハに湿式酸化雰囲気で 1 1 5 0 °C . 1 0 0分の熱処理を施し O S Fの発生分布を調べた。
図 1に結晶成長方向のフローパターン、 転位クラスター、 O S Fの形成状況の 結果を示した。 図 1より O S Fの発生域は、 U字型に形成されており単結晶の成 長速度が 0. 5 1 4 mm/m i nにて結晶中心部で消滅した。 八面体空洞欠陥で あるフロ一パターンは前記 O S Fの内側のより高速側で形成され、 転位クラスタ 一は結晶成長速度が 0. 4 9 8 mm/m i nより低速で育成した領域に形成され た。
以上から成長速度を 0. 50 ~0. 5 1 mmZm i nに制御することによりノ^ 面体空洞欠陥も転位クラスターも発生しないシリコン単結晶が工業的に安価に製 造することが可能である。
(実施例 2 )
図 2に示したシリコン単結晶の製造装置を用いてシリコン単結晶の育成を行つ た。 実施例 1に比較してさらに高速で八面体空洞欠陥が形成されないようにする 目的で、 図 2のように単結晶の周囲に配置された整流筒 4の上にチヤンパの一部 を炉内に突き出すようにした水冷筒 1 3を付加し、 また整流筒 4の下端の外側に 断熱材 5と内側に断熱材 6をシリ コン融液表面との間隔が 6 0 mmとなるように 付加した単結晶製造装置を設計 ·製作した。 総合伝熱解析により該結晶育成装置 で成長中の結晶温度勾配を計算すると、 中心部で 2 8. 4。C / c m、 結晶周辺部 で 2 9. 9°CZ c mと計算された。 上記以外の育成条件は実施例 1 と同様にし、 各種の欠陥が形成されるように結晶のトップ側より結晶成長速度を漸減させて直 径 20 O mmのシリコン単結晶を育成した。
以下、 実施例 1 と同様に処理して各種欠陥の発生状況を調べた。
図 1に結晶成長方向のフローパターン、 転位クラスター、 O S Fの形成状況の 結果を示した。 図 1より O S F域は U字型に形成されており単結晶の成長速度が 0. 6 2 3 mmZm i nにて結晶中心部で消滅した。 八面体空洞欠陥であるフロ —パターンは前記 O S F域の内側のより高速側で形成され、 転位クラスターは結 晶成長速度が◦ . 6 0 3 mm/m i nより低速で育成した領域に形成された。 以 上から成長速度を 0. 6 1〜 0. 6 2 nimZm i nに制御することにより八面体 空洞欠陥も転位クラスターも発生しないシリ コン単結晶が工業的に安価に製造す ることが可能である。
(実施例 3、 比較例） - 本発明の製造方法によるシリ コン単結晶中の格子間酸素濃度の低減化効果につ いて図 5に示した。
シリ コン単結晶の製造方法は実施例 1に示した通り単結晶の周囲に配置された 整流筒 4の外側に断熱材 5 と内側に断熱材 6をシリコン融液表面との間隔が 5 5 mmとなるように付加した本発明の構造と、 比較のために整流筒内側の断熱材 6 のない構造のものを用いた。 直径 6 0 0 mmの石英ルツボに多結晶シリコンを 1 5 0 k gチャージし抵抗加熱の黒鉛ヒータ 9に通電し、 多結晶シリ コンを融解し シリ コン融液 2を形成させた。 比抵抗を 1 0 Ω · c mに調整し、 シリコン融液表 面に 4 0 0 0 Gの水平磁場を印加して、 方位 < 1 0 0 >の種結晶を該シリ コン融 液に浸し絞り工程を経て直径 2 0 0 mmのシリコン単結晶を育成した。
育成したシリコン単結晶より成長方向の任意の位置から成長軸に垂直に厚さ約 2 mmのゥェ一ハを採取し、 その両面を化学研磨し鏡面ゥエーハを作製し、 F T — I R (F o u r i e r T r a n s f o r m I n f r a r e d S p e c t r o s c o p y ) にて格子間酸素濃度を測定した。 図 5より本発明の方法により 製造されたシリ コン単結晶の格子間酸素濃度は低く制御されたことが判る。 (実施例 4 )
本発明の製造方法により製造されたシリ コン単結晶の成長欠陥のない領域の B MDの均一性について図 6に示した。 格子間酸素濃度の析出熱処理として 8 0 0 °C · 4時間十 1 0 0 0 °C · 1 6時間の熱処理を施した成長方向に縦切り したゥ エーハのライフタイムによる測定結果を示す図である。 図 6より成長欠陥を含ま ない領域においてライフタイム低下度合いは軽微である。 したがって形成される BMDの不均一性がより一層改善されるので、 半導体素子作製工程中の熱処理に おいても不均一な BMD分布が形成されず、 反りゃスリ ップ転位発生の危険性が なく安定的な製造が可能となる。 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。
例えば、 上記実施形態においては、 直径 8インチ （ 2 0 0 mm) のシリ コン単 結晶を育成する場合につき例を挙げて説明したが、本発明はこれには限定されず、 断熱材付き整流筒を用いて結晶軸方向の結晶中心温度勾配と周辺温度勾配を適切 な値に制御しながら成長速度を 0. 5 mm/m i n以上として結晶全面が実質的 に無欠陥領域となるように引上げるのであれば、 直径 1 0〜 1 6インチ （2 5 0 〜 4 0 0 mm) あるいはそれ以上のシリコン単結晶にも適用できる。

Claims

請 求 の 範 囲
1. チヨクラルスキ一法で育成されたシリ コン単結晶ゥエーハにおいて、 抵抗 調節用ドープ剤以外はドープしないで、 0. 5 mniZin i n以上の成長速度で成 長した単結晶から作製した直径 2 0 0 mm以上のゥエーハであって、 グローンィ ン欠陥として原子空孔起因の八面体空涧欠陥も格子間シリコン起因の転位クラス ターも存在しないことを特徴とするシリコン単結晶ゥエーハ。
2. 前記シリ コン単結晶ゥェ一ハの格子間酸素濃度が 6 X 1 0 1 7から 1 0 X 1 0 1 7 a t O m s Z c m3であることを特徴とする請求項 1に記載したシリ コン 単結晶ゥエーハ。
3. チヨクラルスキ一法で直径 2 0 0 mm以上のシリ コン単結晶を引上げる方 法において、 結晶引上げ速度を 0. 5 mmZni i n以上とし、 結晶中心における 結晶軸方向の温度勾配を八面体空洞欠陥が発生しないような十分高いものとし、 結晶周辺 2 0 mmにおける結晶軸方向の温度勾配を転位クラスターが発生しない ような十分低いものとして引上げることを特徴とするシリコン単結晶の製造方法。
4. 前記結晶軸方向の温度勾配は単結晶引上げ装置の炉内構造によって達成さ れることを特徴とする請求項 3に記載したシリコン単結晶の製造方法。
5. 前記炉内構造が、 少なく とも育成する単結晶を囲繞する円筒状整流筒を具 備し、 該整流筒の上端はチャンバの水冷部分に固定され、 下方の先端にはシリ コ ン融液と対向するように断熱材または反射材を設け、 該断熱材または反射材と融 液表面との間隔を 4 0〜 7 O mmに設定可能としたものであることを特徴とする 請求項 4に記載したシリ コン単結晶の製造方法。
6. 前記チヨクラルスキー法によって結晶を育成するに際し、 固液界面付近に 3 0 0 0 G以上の磁場を印加することを特徴とする請求項 3ないし請求項 5のい ずれか 1項に記載したシリ コン単結晶の製造方法。
7 . 前記印加する磁場を、 水平磁場あるいはカスプ磁場とすることを特徴とす る請求項 6に記載したシリ コン単結晶の製造方法。
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