WO2005001169A1 - 単結晶の製造方法及び単結晶 - Google Patents

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WO2005001169A1
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WO
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single crystal
pulling
raw material
crystal
producing
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PCT/JP2004/007252
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French (fr)
Inventor
Nobuaki Mitamura
Tomohiko Ohta
Izumi Fusegawa
Masahiro Sakurada
Atsushi Ozaki
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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
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    • 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 producing a single crystal by the Czochralski method, and more particularly to a method for producing a single crystal in which the entire surface in the crystal diameter direction is a defect-free region.
  • a single crystal used as a substrate of a semiconductor device includes, for example, a silicon single crystal and the like, and is mainly manufactured by a Czochralski method (hereinafter abbreviated as CZ method).
  • CZ method Czochralski method
  • the FPD FloW Pattern Defect
  • COP Crystal Originated Particle
  • an OSF Oxidation Induced Stacking Fault
  • the ⁇ SF ring contracts to the center of the ⁇ a and disappears.
  • defects such as LSEPD (Large Secco Etch Pit Defect) and LFPD (Large Flow Pattern Defect), which are considered to be caused by dislocation loops in which interstitial silicon has gathered, exist at low density.
  • the area where these defects exist is called the I (Interstitial) area.
  • the V / G value is set within a predetermined range at the center of the crystal (for example, 0 ⁇ 112—0.142 mm 2 / ° C *). It is shown that a silicon single crystal wafer free of void-induced defects and defects caused by dislocation loops can be obtained by pulling the single crystal while controlling the thickness to (min).
  • the demand for defect-free crystals in the N region that does not include the Cu deposit defect region has been increasing, and there has been a demand for the production of single crystals that pull up single crystals while controlling the VZG to a predetermined defect-free region with high precision. It has been done.
  • the crystal temperature gradient G in the pulling axis direction is uniquely determined by the HZ (hot zone: structure inside the furnace) of a single crystal pulling apparatus in which a single crystal is grown. It is known that the crystal temperature gradient G decreases as the growth of a single crystal progresses, and becomes smaller at the end of growth than at the start of growth of the crystal body. However, since it is extremely difficult to change the HZ during single crystal pulling, control of the crystal temperature gradient G is performed. However, when growing a single crystal by controlling V / G to be almost constant at a desired value as described above, as the growth of the single crystal progresses, the pulling speed V changes (decreases) in the crystal temperature gradient G. To grow a single crystal.
  • HZ hot zone: structure inside the furnace
  • the crystal diameter direction of the actually obtained single crystal Inspection of the defect area over the entire area in the direction of the crystal growth axis shows that the defect area spreads in the crystal diameter direction in the first half (near the shoulder) and the second half (near the tail) of the single crystal straight body.
  • the crystal quality (defect area) set at the start of the crystal growth of the single crystal straight body could not be maintained over the entire area in the growth axis direction.
  • the pulling speed V is set so that V / G becomes a predetermined value at the start of the growth of the single crystal straight body.
  • V / G becomes a predetermined value at the start of the growth of the single crystal straight body.
  • an object of the present invention is to provide a single crystal grown by the CZ method in the crystal radial direction over the entire region in the crystal growth axis direction.
  • An object of the present invention is to provide a single crystal manufacturing method capable of stably manufacturing a single crystal whose entire surface is a defect-free region.
  • a method for producing a single crystal characterized in that the pulling conditions are changed by the method.
  • the single crystal when growing a single crystal in which the entire surface in the crystal diameter direction is a defect-free region by the CZ method, the single crystal can be pulled so that the entire surface in the radial direction is a defect-free region.
  • the single crystal By changing the pulling conditions in the growth axis direction during the pulling of the single crystal so that the speed margin is always equal to or greater than the predetermined value, the single crystal has a defect-free area over the entire area in the crystal growth axis direction. Can be manufactured stably, and the yield in the manufacture of defect-free crystals can be improved.
  • the margin of the pulling speed is always expressed by the relational expression “margin of pulling speed ⁇ 0.35 X exp ( ⁇ 0.016 X diameter of straight body portion of single crystal (mm)) + 0.01”. It is preferable to change the pulling conditions so that
  • the pulling conditions are changed so that the margin of the pulling speed always satisfies the above relational expression, so that the entire surface in the crystal diameter direction does not exist over the entire region in the crystal growth axis direction.
  • a single crystal serving as a defect region can be reliably manufactured.
  • the pulling condition of the single crystal to be changed is set such that a distance (L1) between a melt surface of the raw material melt and a heat shielding member provided in the chamber is set, and the raw material melt is heated.
  • At least one of the position of the heater and the flow rate (F) of the inert gas introduced into the chamber is preferably used, and in this case, the distance Ll between the raw material melt surface and the heat shielding member, the heat
  • at least one of the position of the inert gas and the flow rate F of the inert gas is changed so as to satisfy a relationship represented by a function of the solidification rate S of the single crystal.
  • At least one of the distance between the surface of the raw material melt and the heat shielding member, the position of a heater for heating the raw material melt, and the flow rate of the inert gas introduced into the chamber For example, by changing one so as to satisfy the relationship expressed by the function of the solidification rate S of the single crystal, it is easy to keep the margin of the pulling speed at or above the predetermined value during pulling the single crystal. Can be maintained (controlled).
  • b a and b are constants
  • the position of the heater it is preferable to change the position of the heater, and the relative distance L2 between the heating center position of the heater and the raw material melt surface is determined by the solidification rate of the single crystal.
  • the condition is changed to the single crystal. If the solidification rate S is changed so as to satisfy the above relations, the margin of the pulling speed during pulling of the single crystal can easily be always kept at a predetermined value or more.
  • the single crystal to be manufactured can be a silicon single crystal.
  • the method for producing a single crystal of the present invention can be particularly suitably used for producing a silicon single crystal, whereby the entire surface in the radial direction is a defect-free region over the entire region in the crystal growth axis direction.
  • the silicon single crystal can be manufactured very stably, and the yield of the silicon single crystal can be improved.
  • the diameter of the single crystal to be produced is 200 mm or more.
  • the method for producing a single crystal of the present invention can be very effectively applied to the production of a large-diameter single crystal having a diameter of 200 mm or more in which temperature distribution is likely to occur in a plane, and conventionally, it has been difficult to produce.
  • a large-diameter single crystal in which the entire surface in the radial direction is a defect-free region in the entire region in the growth axis direction can be very stably manufactured.
  • a magnetic field of at least 3000 G it is preferable to apply a magnetic field of at least 3000 G to the raw material melt when growing the single crystal.
  • a magnetic field of at least 3000 G to the raw material melt when growing the single crystal, the convection of the raw material melt can be suppressed and the defect-free single crystal can be grown more stably.
  • a single crystal manufactured by the method for manufacturing a single crystal is provided.
  • the single crystal manufactured according to the present invention can be a very high quality single crystal in which the entire surface in the radial direction is a defect-free region over the entire region in the crystal growth axis direction.
  • a single crystal can be pulled so that the entire surface in the radial direction is a defect-free region. Since the width can be increased as described above, it becomes possible to stably produce a single crystal in which the entire surface in the radial direction is a defect-free region over the entire region in the crystal growth axis direction. Can be improved in the manufacturing yield.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between V / G and crystal defect distribution at the start and end of the growth of a single crystal straight body by the method for producing a single crystal of the present invention.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between V / G and crystal defect distribution in the first half and the second half of a single crystal straight body in a conventional single crystal production.
  • FIG. 3 is a graph showing a relationship between a solidification rate S of a single crystal and a distance L1 between a raw material melt surface and a heat shielding member.
  • FIG. 4 is a graph showing a relationship between a solidification rate S of a single crystal and a relative position L2 of a heat generation center position of a heater and a raw material melt surface.
  • FIG. 5 is a graph showing a relationship between a solidification rate S of a single crystal and a flow rate F of an inert gas.
  • FIG. 6 is a graph showing the results of calculating margins of the pulling rate at the start of growth and at the end of growth of the single crystal straight body in Example 1 and Comparative Examples 1 and 2.
  • FIG. 7 is a schematic configuration diagram showing an example of a single crystal pulling apparatus that can be used when performing the method for producing a single crystal of the present invention.
  • FIG. 8 is an explanatory diagram showing a relationship between V / G and crystal defect distribution.
  • FIG. 9 is a graph showing a relationship between a length of a single crystal in a growth axis direction and a pulling speed.
  • FIG. 10 is a graph showing a relationship between a distance L1 between a raw material melt surface and a heat shield member and a maximum value of a pulling speed of a single crystal.
  • FIG. 11 is a graph showing a relationship between a relative position L2 between a heat generation center position of a heater and a raw material melt surface, and a maximum value of a single crystal pulling speed.
  • FIG. 12 is a graph showing a relationship between a flow rate F of an inert gas and a maximum value of a pulling speed of a single crystal.
  • the present inventors have conducted extensive experiments and studies on a method for stably producing a single crystal in which the entire surface in the radial direction is a defect-free region over the entire region in the crystal growth axis direction.
  • the crystal temperature gradient G in the pulling axis direction between 1400 ° C and the melting point of silicon near the solid-liquid interface changes as the growth of the single crystal proceeds, as described above.
  • the in-plane distribution AG of the crystal temperature gradient G in the diameter direction of the single crystal also changed during the pulling of the single crystal, and that the in-plane distribution AG changed during the pulling of the single crystal.
  • the margin of the pulling speed at which the single crystal can be pulled so that the entire surface in the radial direction becomes a defect-free region also changes during the pulling of the single crystal, and the difference in the crystal temperature gradient G between the center of the crystal and the periphery of the crystal It was clarified that the margin of the pulling speed became smaller as the value of increased (that is, as the AG increased).
  • the present inventors investigated the in-plane distribution AG and the margin of the pulling speed in the first half and the second half of the single crystal straight body portion when the single crystal was grown by the conventional method.
  • the single crystal was grown while changing the V / G by lowering the pulling speed in each of the first half and the second half of the single crystal, and the defect region of the obtained single crystal was inspected.
  • Figure 2 shows the results.
  • the margin at a pulling rate at which the single crystal can be pulled in the defect-free region is a single crystal.
  • the center of the crystal and the periphery of the crystal are grown when growing the second half of the single crystal because the in-plane distribution AG changes during single crystal growth.
  • the difference in the crystal temperature gradient G between the part and the part becomes large (that is, ⁇ G becomes large), and the margin of the pulling speed becomes small as shown in Fig. 2 (a '). It became clear.
  • the present inventors controlled the AG by changing the pulling conditions during the growth of the single crystal, so that the margin of the pulling speed at which the single crystal could be pulled in the defect-free region was increased. It was found that if a certain size or more can be constantly maintained without being reduced, a single crystal that is a defect-free region can be manufactured stably over the entire region in the crystal growth axis direction, and the yield can be improved.
  • the distance between the raw material melt surface and the heat shielding member provided thereon, the position of the heater, or the flow rate of the inert gas introduced into the chamber was determined. The present invention was completed by finding that by changing in the direction of the growth axis, the AG can be adjusted and the margin of the pulling speed can always be maintained at a predetermined value or more.
  • the method for producing a single crystal of the present invention includes the steps of: producing a single crystal having a defect-free region over the entire surface in the radial direction by pulling the single crystal from the raw material melt in the chamber by the CZ method;
  • the pulling conditions should be changed in the growth axis direction during the pulling of the single crystal so that the margin of the pulling speed that can pull up the crystal so that the entire surface in the radial direction is a defect-free region always exceeds a predetermined value. It has features.
  • the single crystal pulling apparatus used in the single crystal manufacturing method of the present invention can control the in-plane distribution AG by changing the pulling conditions in the growth axis direction during single crystal pulling, as described below.
  • a single crystal pulling apparatus 20 as shown in FIG. 7 can be used.
  • a single crystal pulling apparatus that can be used when the method of manufacturing a single crystal of the present invention is performed will be described with reference to FIG.
  • a quartz crucible 5 for accommodating a raw material melt 4 and a graphite crucible 6 for protecting the quartz crucible 5 are provided in a main chamber 1 by a crucible driving mechanism 21. It is supported by a holding shaft 13 so that it can rotate and move up and down.A heating heater 7 and a heat insulating material 8 are arranged so as to surround these crucibles 5 and 6, and the position of the heating heater 7 can be adjusted. Is provided with heater driving means 22.
  • a pulling chamber 2 for containing and taking out the grown single crystal 3 is connected to the upper part of the main chamber 1, and the single crystal 3 is pulled by rotating the single crystal 3 with a wire 14 at the upper part of the pulling chamber 2.
  • a raising mechanism 17 is provided.
  • a gas rectifying cylinder 11 is provided inside the main chamber 1, and a heat shield member 12 is provided below the gas rectifying cylinder 11 so as to face the raw material melt 4. The radiation from the surface of the melt 4 is cut, and the surface of the raw material melt 4 is kept warm.
  • a heat-shielding member driving unit 23 that can raise and lower the gas rectifier 11 to adjust the position of the heat-shielding member 12 up and down is provided above the gas straightening tube 11.
  • an inert gas such as argon gas can be introduced from a gas inlet 10 provided in the upper part of the pulling chamber 2 while adjusting the flow rate with a valve 24, and the single crystal 3 being pulled and the gas rectifying tube 11 can be introduced. After that, it can pass between the heat shield member 12 and the melt surface of the raw material melt 4 and be discharged from the gas outlet 9.
  • the above-mentioned crucible drive mechanism 21, heater drive means 22, heat shielding member drive means 23, and valve 24 are connected to bow I raising condition control means 18, respectively.
  • the position of the heater, the position of the crucible, the position of the heat shielding member, the gas flow rate, the position of the melt surface of the raw material melt 4 measured by the CCD camera 19, and the position obtained from the pulling mechanism 17 By feeding back information such as the pulling length of the single crystal (that is, the solidification rate of the single crystal 3), the melt surface of the raw material melt 4 and the heat shielding member are adjusted according to the pulling length of the single crystal 3. It is possible to change the distance from the heater 1, the position of the heater 7, and the flow rate of the inert gas introduced into the pulling chamber 2 (main chamber 1).
  • the magnetic field generator 25 can be arranged outside the main chamber, and a magnetic field of, for example, 3000 G or more can be applied to the raw material melt.
  • the present invention uses the single crystal pulling apparatus 20 as described above to pull up and grow a silicon single crystal 3 from the raw material melt 4 by, for example, an inert gas atmosphere in a CZ method.
  • the raw material melt surface and the heat shielding member are pulled so that the margin of the pulling speed that can be pulled so that the entire surface in the crystal diameter direction becomes a defect-free region always exceeds a predetermined value.
  • At least one of the distance from the heater, the position of the heater, and the flow rate of the inert gas introduced into the chamber is changed to control ⁇ G to produce a silicon single crystal.
  • the seed crystal 16 fixed to the seed holder 15 was first immersed in the raw material melt 4 in the quartz crucible 5, and then gently pulled up while rotating to form a seed aperture. Thereafter, the diameter is increased to a desired diameter, and the growth of silicon single crystal 3 having a substantially cylindrical straight body portion is started. At this time, the pulling speed V of the single crystal straight body is adjusted according to the HZ of the single crystal pulling device, etc., and V / G is set to a predetermined value so that the single crystal becomes a defect-free region over the entire radial direction.
  • the in-plane distribution ⁇ G of the crystal temperature gradient G in the single crystal radial direction is reduced by adjusting the pulling conditions of the single crystal, and the pulling is performed by making ⁇ G uniform in the crystal radial direction plane.
  • the speed margin is set to a predetermined value or more.
  • the pulling speed V and / or the crystal temperature gradient G are controlled so that VZG can grow a single crystal in a defect-free region, and the growth axis is controlled so that the change in AG is reduced.
  • Change the pulling condition in the direction * By controlling, keep the pulling speed margin above the specified value.
  • the size of the margin of the pulling speed maintained during the growth of the single crystal can be set according to the diameter of the straight body of the single crystal to be grown.
  • the present inventors actually repeated the experiment and examined the relationship between the diameter of the single crystal straight body and the margin of the pulling speed.
  • the margin of the pulling speed (maximum pulling speed-minimum pulling speed) can be reduced by changing the pulling conditions during single crystal growth. It can be maintained at 0.040 or more, and the margin of the pulling speed is 0.024 or more for a single crystal with a diameter of 20 Ocm, and the margin of the pulling speed is 0.012 for a single crystal with a diameter of 300 cm.
  • the margin of the pulling speed can be maintained at 0.010 or more.
  • the margin of the pulling speed can be reduced by the relational expression “ Pulling speed margin ⁇ 0.35 X exp (-0. 016 X diameter of straight body of single crystal (mm)) + 0.01 '', and the pulling conditions for single crystal By changing to a higher precision, it becomes possible to maximize the margin of the pulling speed during the growth of the single crystal.
  • the pulling conditions changed during the pulling of the single crystal include the distance Ll between the melt surface of the raw material melt 4 and the heat shielding member 12, the position of the heating heater 7, And at least one of the flow rates F of the inert gas introduced from the gas inlet 10, and at least one of them satisfies the relationship represented by the function of the solidification rate S of the single crystal 3. It's preferable to change it as you like.
  • the present inventors have determined that the distance L 1 between the raw material melt surface and the heat shield member, the position of the heater (that is, the distance between the heating center position of the heater and the raw material melt surface).
  • a single crystal with a diameter of 200 mm is grown under various pulling conditions with the relative position L2) or the flow rate F of the inert gas (argon gas) introduced from the gas inlet so that the entire surface in the radial direction is a defect-free region.
  • the maximum value of the single crystal pulling speed was calculated at the 50 cm site in the same part of the single crystal.
  • the calculation of the maximum value of the pulling speed is performed by the integrated heat transfer analysis software FEMAG (F. Dupret, P. Nicodeme, Y.
  • Fig. 10 shows the relationship between the distance L1 between the raw material melt surface and the heat shield member and the maximum pulling speed obtained by the above calculation.
  • Figure 11 shows the relationship with the maximum value of Fig. 12 shows the relationship with the maximum lifting speed.
  • the maximum value of the pulling speed at which the single crystal can be pulled in the defect-free region changes.
  • the crystal temperature gradient Ge around the single crystal can be changed by changing the distance L1 between the raw material melt surface and the heat shield.
  • the distance L1 By reducing the distance L1, the difference between the crystal temperature gradient Ge at the peripheral portion of the single crystal and the crystal temperature gradient Gc at the central portion can be reduced to reduce the in-plane distribution AG. Therefore, it is considered that the maximum value of the pulling speed also increases as described above.
  • the in-plane distribution ⁇ G can always be made uniform in the crystal radial direction and reduced during pulling of the single crystal. Therefore, it is possible to increase the maximum value of the pulling speed at which a single crystal can be pulled in the defect-free region, and also to reduce the minimum value of the pulling speed, so that a margin for the pulling speed is always specified. Can be easily maintained (controlled) so as to be larger than the value
  • the distance L1 between the raw material melt surface and the heat shield member is adjusted by adjusting the height of the raw material melt surface by the crucible drive mechanism 21 or by adjusting the position of the heat shield member 12 by the heat shield member driving means 23. By doing so, it can be changed easily and with high accuracy.
  • the heat shield member 12 may be gradually moved up and down by the heat shield member driving means 23 during the crystal growth, or the melt surface formed by the crystal growth by the crucible drive mechanism 21 while the heat shield member 12 is fixed.
  • L1 can be changed by pushing the crucible above the drop or below the melt drop.
  • the AG is controlled to be small during single crystal pulling so that the pulling speed margin always becomes larger than a predetermined value. Can be.
  • the above-described heat-shielding member driving means 23 does not necessarily need to be installed, and the distance L1 between the raw material melt surface and the heat-shielding member can be changed with high accuracy only by the crucible driving mechanism 21.
  • the relative position L2 between the heat generation center position of the heater 7 and the surface of the raw material melt when growing the single crystal straight body is grown.
  • the margin of the pulling speed can always be equal to or higher than a predetermined value.
  • the inert gas used in the production method of the present invention for example, argon gas, helium gas, or the like can be used.
  • each value of a to f is appropriately set according to the manufacturing environment in which the single crystal is manufactured (for example, HZ of a single crystal pulling apparatus). For example, by conducting tests such as simulation analysis and actual measurement, the pull rate By examining the relationship between the change in gin (fluctuation in ⁇ G) and the margin of the pulling speed and each pulling condition (the relationship between AG and the pulling condition), it is possible to determine the value of a-f appropriately. Wear.
  • the relationship between the pulling conditions and the solidification rate S of the single crystal determined in this way is input in advance to the pulling condition control means 18, and during the growth of the single crystal, for example, the melt of the raw material melt 4
  • the pulling conditions are automatically adjusted during single crystal pulling according to the solidification rate S of the single crystal. It can be changed with high precision.
  • the convection of the raw material melt is suppressed by applying a magnetic field of, for example, 3000 G or more to the raw material melt 4 from the magnetic field generating device 25 arranged outside the main chamber 1.
  • a defect-free region in the crystal can be expanded, and a defect-free single crystal can be grown more stably.
  • the in-plane distribution AG during pulling of the single crystal is increased.
  • Fig. 1 shows the relationship between V / G and the distribution of crystal defects at the start and end of growth of the same part of a single crystal in the same month.
  • the margin of the pulling speed which allows the single crystal to be pulled up so that the entire surface in the radial direction is a defect-free region, is always large from the start of the growth of the single crystal straight body to the end of the growth.
  • the margin of the pulling speed always exceeds a predetermined value. By doing so, it is possible to stably produce a very high-quality single crystal in which the crystal quality in which the entire surface in the crystal diameter direction is a defect-free region is maintained over the entire region in the crystal growth axis direction. Thus, the yield in the production of defect-free crystals can be improved.
  • the present invention relates to a case where a large-diameter single crystal having a diameter of, for example, 200 mm or more is manufactured such that the entire surface in the radial direction is a defect-free region, and furthermore, a Cu deposit defect region as shown in FIG.
  • a single crystal is manufactured in a region that does not include the region, the Nv region in the N region or the Ni region, and a narrower region, the pulling speed margin always exceeds a predetermined value during single crystal growth. Therefore, the production of a single crystal can be performed very stably as compared with the conventional method, and the yield in the production of a single crystal can be significantly improved.
  • a single crystal pulling apparatus 20 shown in Fig. 7 150 kg of raw material polycrystalline silicon is charged into a 24-inch (600 mm) quartz crucible by the CZ method, the orientation is 100>, the diameter is 20 Omm, and the oxygen concentration is 22 —
  • a silicon single crystal of 23 ppma (ASTM'79) was grown in an argon gas atmosphere (the length of the single crystal straight body was about 140 cm). During the growth of the single crystal, the pulling speed was gradually decreased from about 0.70 mm / min, and no Cu deposition defects were detected.
  • the distance L1 from the heat shield member was changed as shown in Table 1 below using the crucible drive mechanism 21 and the heat shield member drive means 23.
  • Fig. 3 shows the relationship between the solidification rate S of the single crystal and the distance L1.
  • FIG. 6 shows the results of calculating the margin of the pulling rate at the start of growth and at the end of growth of the straight body portion of the single crystal of Example 1 by using the comprehensive heat transfer analysis software FEMAG.
  • a wafer for inspection is cut out from a portion of the single crystal grown as described above at every 10 cm in the growth axis direction, and is subjected to surface grinding and polishing to prepare a sample for inspection. Inspection of crystal quality characteristics as shown in FIG.
  • test sample was heat-treated at 1100 ° C for 100 minutes in a wet oxygen atmosphere, and the presence of OSF was confirmed by observing the inside of the wafer surface with a microscope.
  • Oxide film 25nm
  • Electrolytic strength 6MV / cm
  • Example 2 Using the same single crystal pulling apparatus 20 as in Example 1, a silicon single crystal with orientation 100>, a diameter of 200 mm, and an oxygen concentration of 22 to 23 ppma (ASTM'79) is grown in an argon gas atmosphere by the CZ method. (The length of the same part of a single crystal is about 140 cm).
  • the pulling speed was gradually reduced in the same manner as in Example 1 to grow the single crystal in the N region where no Cu deposition defect was detected, and the position of the heater was changed to the heating center position of the heater. The position was changed using the heater driving means 22 so that the relative position L2 between the material and the raw material melt surface had a value as shown in Table 2 below.
  • Figure 4 shows the relationship between the solidification rate S of the single crystal and the relative position L2.
  • Example 1 a wafer for inspection was cut out from a portion of the single crystal grown as described above at every 10 cm in the growth axis direction, and subjected to surface grinding and polishing to produce a sample for inspection. The same inspection of crystal quality characteristics as in Example 1 was performed.
  • Example 2 Using the same single crystal pulling apparatus 20 as in Example 1, a silicon single crystal with orientation 100>, a diameter of 200 mm, and an oxygen concentration of 22 to 23 ppma (ASTM'79) is grown in an argon gas atmosphere by the CZ method. (The length of the same part of a single crystal is about 140 cm). In addition, during the growth of the single crystal, the pulling rate was gradually reduced as in Example 1, and no Cu deposition defect was detected. While growing a single crystal in the N region, the flow rate F of the argon gas introduced into the chamber was adjusted by the valve 24 and changed as shown in Table 3 below. Figure 5 shows the relationship between the solidification rate S of the single crystal and the flow rate F of the argon gas.
  • Example 1 a wafer for inspection is cut out from a portion of the single crystal grown as described above at every 10 cm in the growth axis direction, and ground and polished to produce a sample for inspection. The same crystal quality characteristics inspection as in Example 1 was performed.
  • Example 2 Using the same single crystal pulling apparatus 20 as in Example 1, a silicon single crystal having an orientation of 100>, a diameter of 200 mm, and an oxygen concentration of 22 23 ppma (ASTM '79) was grown in an argon gas atmosphere by the CZ method. (The length of the single crystal straight body is about 140cm). During the growth of the single crystal, the pulling speed was gradually reduced in the same manner as in Example 1 to grow the single crystal in the N region where no Cu deposition defect was detected. No change was made during single crystal growth.
  • FIG. 6 shows the result of calculating the margin of the pulling speed at the start of growth and at the end of growth of the single crystal straight body portion of Comparative Example 1 using the comprehensive heat transfer analysis software FEMAG.
  • a wafer for inspection was cut out from a portion of the single crystal grown as described above at every 10 cm in the growth axis direction, and subjected to surface grinding and polishing to produce a sample for inspection. Inspection of the same crystal quality characteristics as in 1 was performed.
  • the HZ of the single crystal pulling apparatus 20 shown in FIG. 7 was changed to a structure different from that of Comparative Example 1 above (the heat shield member 12 was strengthened and adjusted so as to increase the distance from the molten metal surface), and the CZ method was used.
  • a silicon single crystal with an orientation of> 100, a diameter of 200 mm, and an oxygen concentration of 2223 ppma (ASTM'79) was grown in an argon gas atmosphere (the length of the single crystal straight body was about 140 cm).
  • the pulling speed was gradually reduced from 0.70 mmZmin to grow single crystals in the N region where no Cu deposition defects were detected.Other pulling conditions were the same as in Comparative Example 1 above. No change was made during single crystal growth.
  • FIG. 6 shows the results of calculating the margin of the pulling rate at the start of growth and at the end of growth of the single crystal straight body portion of Comparative Example 2 using the comprehensive heat transfer analysis software FEMAG.
  • a wafer for inspection was cut out from a site of every 10 cm in the growth axis direction of the single crystal grown as described above, and the surface was ground and polished to produce a sample for inspection. Inspection of the same crystal quality characteristics as in 1 was performed.
  • Example 13 and Comparative Examples 1 and 2 were each inspected for crystal quality characteristics. As a result, the silicon single crystal of Examples 13 to 13 showed a growth of a single crystal straight body. No FPD, LSEPD, or OSF defects were detected over the entire axial direction, and no defects due to Cu deposition processing were observed.
  • Example 1 when a single crystal is grown in Example 1 (the same applies to Examples 2 and 3), the single crystal is pulled up so as to be a defect-free region.
  • the present invention is not limited to the above embodiment.
  • the above-described embodiment is an exemplification, and those having substantially the same configuration as the technical idea described in the claims of the present invention and having the same function and effect are reasonable. However, they are also included in the technical scope of the present invention.
  • the case of growing a silicon single crystal is described as an example, but the present invention is not limited to this, and the same applies to the case of manufacturing a compound semiconductor single crystal and the like. Can be applied to

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Abstract

　本発明は、チョクラルスキー法によりチャンバ内で単結晶を原料融液から引上げて径方向の全面が無欠陥領域となる単結晶を製造する方法において、前記単結晶をその径方向の全面が無欠陥領域となるように引上げることのできる引上げ速度のマージンが常に所定値以上となるように、単結晶の引上げ中に成長軸方向で引上げ条件を変更することを特徴とする単結晶の製造方法である。これにより、ＣＺ法により単結晶を育成する際に、結晶成長軸方向の全域に渡って結晶径方向の全面が無欠陥領域となる単結晶を安定して製造することのできる単結晶の製造方法が提供される。

Description

明 細 書
単結晶の製造方法及び単結晶
技術分野
[0001] 本発明は、チヨクラルスキー法による単結晶の製造方法に関し、特に結晶径方向の 全面が無欠陥領域となる単結晶を製造する方法に関する。 背景技術
[0002] 半導体デバイスの基板として用いられる単結晶には、例えばシリコン単結晶等があ り、主にチヨクラルスキー法（Czochralski Method,以下 CZ法と略称する）により製 造されている。近年、半導体デバイスでは高集積化が促進され、素子の微細化が進 んでいる。それに伴い、単結晶の結晶成長中に導入されるグローンイン（Grown— in )欠陥の問題がより重要となっている。
[0003] ここで、グローンイン欠陥について図 8を参照しながら説明する。
一般に、シリコン単結晶を成長させるときに、結晶成長速度 (結晶引上げ速度）が比 較的高速の場合には、空孔型の点欠陥が集合したボイド起因とされている FPD (Flo w Pattern Defect)や COP (Crystal Originated Particle)等のグローンイン 欠陥が結晶径方向全域に高密度に存在する。これらのボイド起因の欠陥が存在する 領域は V (Vacancy)領域と呼ばれている。
[0004] また、結晶成長速度を低くしてレ、くと成長速度の低下に伴い OSF (酸化誘起積層 欠陥、 Oxidation Induced Stacking Fault)領域が結晶の周辺からリング状に 発生し、さらに成長速度を低速にすると、〇SFリングがゥエーハの中心に収縮して消 滅する。一方、さらに成長速度を低速にすると格子間シリコンが集合した転位ループ 起因と考えられている LSEPD (Large Secco Etch Pit Defect) , LFPD (Larg e Flow Pattern Defect)等の欠陥が低密度に存在し、これらの欠陥が存在する 領域は I (Interstitial)領域と呼ばれてレ、る。
[0005] 近年、 V領域と I領域の中間で OSFリングの外側に、ボイド起因の FPD、 COP等の 欠陥も、格子間シリコン起因の LSEPD、 LFPD等の欠陥も存在しない領域の存在が 発見されている。この領域は N (ニュートラル、 Neutral)領域と呼ばれる。また、この N領域をさらに分類すると、 OSFリングの外側に隣接する Nv領域 (空孔の多レ、領域） と I領域に隣接する Ni領域 (格子間シリコンが多い領域）とがあり、 Nv領域では、熱酸 化処理をした際に酸素析出量が多ぐ Ni領域では酸素析出が殆ど無いことがわかつ ている。
[0006] さらに、熱酸化処理後、酸素析出が発生し易レ、 Nv領域の一部に、 Cuデポジション 処理で検出される欠陥が著しく発生する領域（以下、 Cuデポ欠陥領域とレ、う）がある ことが見出されており、これは酸化膜耐圧特性のような電気特性を劣化させる原因に なることがわ力 ている。
[0007] これらのグローンイン欠陥は、単結晶を成長させるときの引上げ速度 V (mm/min )と固液界面近傍のシリコンの融点から 1400°Cの間の弓 I上げ軸方向の結晶温度勾 配 G (°C/mm)の比である V/G (mm2/°C · min)とレ、うパラメータ一により、その導 入量が決定されると考えられている（例えば、 V· V· Voronkov, Journal of Crys tal Growth, 59(1982), 625— 643参照）。すなわち、 V/Gを所定の値で一定に 制御しながら単結晶の育成を行うことにより、所望の欠陥領域あるいは所望の無欠陥 領域を有する単結晶を製造することが可能となる。
[0008] 例えば特開平 11-147786号公報では、シリコン単結晶を育成する際に、結晶中 心で V/G値を所定の範囲内（例えば、 0· 112— 0. 142mm2/°C *min)に制御し て単結晶を引上げることによって、ボイド起因の欠陥及び転位ループ起因の欠陥が 存在しないシリコン単結晶ゥエーハを得ることができることが示されている。また、近年 では、 Cuデポ欠陥領域を含まない N領域の無欠陥結晶に対する要求が高まりつつ あり、 VZGを所定の無欠陥領域に高精度に制御しながら単結晶を引上げる単結晶 の製造が要求されてきてレ、る。
[0009] 一般的に、引上げ軸方向の結晶温度勾配 Gは、単結晶の育成が行われる単結晶 引上げ装置の HZ (ホットゾーン:炉内構造）により一義的に決まるものとされており、 また結晶温度勾配 Gは単結晶の成長が進むにつれて低下し、結晶直胴部の成長開 始時より成長終了時の方が小さくなることが知られている。し力 ながら、単結晶引上 げ中に HZを変更することは極めて困難であることから結晶温度勾配 Gの制御は行わ れず、上記のように V/Gを所望の値でほぼ一定に制御して単結晶の育成を行う場 合、単結晶の成長が進むにつれて、引上げ速度 Vを結晶温度勾配 Gの変化 (低下） に合わせて漸減させて単結晶の育成を行っていた。
[0010] し力、しながら、上記のように引上げ速度 Vを漸減させて VZGを所定の値に制御し ながら単結晶の育成を行った場合でも、実際に得られた単結晶の結晶径方向に広 力 欠陥領域を結晶成長軸方向の全域に渡って検査してみると、単結晶直胴部の 前半部 (肩部近傍)と後半部 (尾部近傍)とでは結晶径方向に広がる欠陥領域の分布 に相違が見られ、単結晶直胴部の結晶成長開始時に設定した結晶品質 (欠陥領域） を成長軸方向全域に渡って維持できないことがあった。
[0011] 例えば、単結晶を径方向の全面で N領域となるように製造するために、単結晶直胴 部の成長開始時に V/Gが所定の値となるように引き上げ速度 Vを設定し、単結晶育 成中は結晶温度勾配 Gの変化に合わせて引上げ速度 Vを漸減させて V/Gを所定 の値で一定に制御しながら単結晶を育成した場合、単結晶直胴部の前半部は径方 向全面で N領域となるものの、単結晶直月同部の後半部では結晶径方向の一部に OS F領域や V領域が観察されたり、または I領域が観察されて、径方向全面が N領域と ならないことがあった。
[0012] 特に、直径が例えば 200mm以上となる大口径の単結晶を径方向全面が N領域と なるように製造する場合や、さらに図 8に示すような Cuデポ欠陥領域を含まない N領 域中の Nv領域や Ni領域とレ、つたより狭レ、領域で V/Gを高精度に制御して単結晶 を製造する場合では、成長軸方向全域に渡って所望の品質を有する単結晶を安定 して製造することは非常に困難とされており、歩留まりの低下を引き起こす原因の一 つとなっていた。 発明の開示
[0013] そこで、本発明は上記問題点に鑑みてなされたものであって、本発明の目的は、 C Z法により単結晶を育成する際に、結晶成長軸方向の全域に渡って結晶径方向の全 面が無欠陥領域となる単結晶を安定して製造することのできる単結晶の製造方法を 提供することにある。 [0014] 上記目的を達成するために、本発明によれば、チヨクラルスキー法によりチャンバ内 で単結晶を原料融液から引上げて径方向の全面が無欠陥領域となる単結晶を製造 する方法において、前記単結晶をその径方向の全面が無欠陥領域となるように引上 げることのできる引上げ速度のマージンが常に所定値以上となるように、単結晶の引 上げ中に成長軸方向で引上げ条件を変更することを特徴とする単結晶の製造方法 が提供される。
[0015] このように、 CZ法によって結晶径方向の全面が無欠陥領域となる単結晶を育成す る際に、単結晶を径方向全面が無欠陥領域となるように引上げることのできる引上げ 速度のマージンが常に所定値以上となるように単結晶の引上げ中に成長軸方向で 引上げ条件を変更することによって、結晶成長軸方向の全域に渡って径方向全面が 無欠陥領域となる単結晶を安定して製造することができるようになり、無欠陥結晶の 製造における歩留まりの向上を図ることができる。
[0016] このとき、前記引上げ速度のマージンが常に、関係式「引上げ速度のマージン≥0 . 35 X exp (-0. 016 X単結晶の直胴部の直径（mm) ) +0. 01」となるように引上げ 条件を変更することが好ましレ、。
CZ法により単結晶を育成する際に、引上げ速度のマージンが常に上記関係式を 満足するように引上げ条件を変更することによって、結晶成長軸方向の全域に渡つ て結晶径方向の全面が無欠陥領域となる単結晶を確実に製造することができる。
[0017] この場合、前記変更する単結晶の引上げ条件を、前記原料融液の融液面と前記チ ヤンバー内に設けられた遮熱部材との距離 (L1)、前記原料融液を加熱するヒーター の位置、及び前記チャンバ内に導入する不活性ガスの流量 (F)のうちの少なくとも 1 つとすることが好ましぐその際、前記原料融液面と遮熱部材との距離 Ll、前記ヒー ターの位置、及び前記不活性ガスの流量 Fのうちの少なくとも 1つを、単結晶の固化 率 Sの関数で表される関係を満たすように変更することが好ましい。
[0018] 単結晶を育成する際に、原料融液面と遮熱部材との距離、原料融液を加熱するヒ 一ターの位置、及びチャンバ内に導入する不活性ガスの流量のうちの少なくとも 1つ を、例えば単結晶の固化率 Sの関数で表される関係を満たすように変更することによ つて、単結晶引上げ中に引上げ速度のマージンを常に所定値以上となるように容易 に維持 (制御）することができる。
[0019] 特に、前記原料融液面と遮熱部材との距離 L1を、該原料融液面と遮熱部材との距 離 L1が単結晶の固化率 Sに対して、 Ll =a X S + b (a, bは定数）の関係を満たすよ うに変更することが好ましぐまた前記ヒーターの位置を、該ヒーターの発熱中心位置 と原料融液面との相対距離 L2が単結晶の固化率 Sに対して、 L2 = c X S + d (c, dは 定数）の関係を満たすように変更することが好ましぐさらに前記不活性ガスの流量 F を、該不活性ガス流量 Fが単結晶の固化率 Sに対して、 F = e X S + f (e, fは定数）の 関係を満たすように変更することが好ましい。
[0020] 単結晶の育成中に、原料融液面と遮熱部材との距離、ヒーターの位置、または不 活性ガスの流量のうちの少なくとも 1つの条件を変更する際に、その条件を単結晶の 固化率 Sに対してそれぞれ上記に示した関係を満たすように変更すれば、単結晶引 上げ中に引上げ速度のマージンを容易に常に所定値以上となるようにすることがで きる。
[0021] また本発明では、前記製造する単結晶をシリコン単結晶とすることができる。
このように、本発明の単結晶の製造方法は、シリコン単結晶を製造する場合に特に 好適に用いることができ、それにより、結晶成長軸方向の全域に渡って径方向全面 が無欠陥領域となるシリコン単結晶を非常に安定して製造することができ、シリコン単 結晶の歩留まりを向上させることができる。
[0022] さらに、前記製造する単結晶の直径を 200mm以上とすることが好ましい。
本発明の単結晶の製造方法は、面内で温度分布が生じやすい直径が 200mm以 上となる大口径の単結晶の製造に非常に有効に適用することができ、従来では製造 が困難であった成長軸方向全域で径方向全面が無欠陥領域となる大口径の単結晶 を非常に安定して製造することができる。
[0023] このとき、前記単結晶を育成する際に、原料融液に少なくとも 3000G以上の磁場を 印加することが好ましい。
このように、単結晶を育成する際に原料融液に少なくとも 3000G以上の磁場を印 加することによって、原料融液の対流を抑制して無欠陥の単結晶を一層安定して成 長させることができる。 [0024] そして、本発明によれば、前記単結晶の製造方法により製造された単結晶が提供 される。
このように本発明により製造された単結晶は、結晶成長軸方向の全域に渡って径 方向全面が無欠陥領域となる非常に高品質の単結晶とすることができる。
[0025] 以上説明したように、本発明によれば、単結晶引上げ中に、単結晶を径方向全面 が無欠陥領域となるように引上げることのできる弓 I上げ速度のマージンが常に所定値 以上の広さとなるようにすることができるので、結晶成長軸方向の全域に渡って径方 向全面が無欠陥領域となる単結晶を安定して製造することができるようになり、無欠 陥結晶の製造における歩留まりを向上させることができる。 図面の簡単な説明
[0026] [図 1]本発明の単結晶の製造方法による単結晶直胴部の成長開始時と終了時にお ける V/Gと結晶欠陥分布の関係を示した図である。
[図 2]従来の単結晶の製造における単結晶直胴部の前半部と後半部における V/G と結晶欠陥分布の関係を示した図である。
[図 3]単結晶の固化率 Sと、原料融液面と遮熱部材との距離 L1の関係を示したグラフ である。
[図 4]単結晶の固化率 Sと、ヒーターの発熱中心位置と原料融液面の相対位置 L2の 関係を示したグラフである。
[図 5]単結晶の固化率 Sと、不活性ガスの流量 Fの関係を示したグラフである。
[図 6]実施例 1及び比較例 1、 2において、単結晶直胴部の成長開始時と成長終了時 における引上げ速度のマージンを算出した結果を示したグラフである。
[図 7]本発明の単結晶の製造方法を実施する際に使用することのできる単結晶引き 上げ装置の一例を示した構成概略図である。
[図 8]V/Gと結晶欠陥分布の関係を表す説明図である。
[図 9]単結晶の成長軸方向の長さと引上げ速度との関係を示したグラフである。
[図 10]原料融液面と遮熱部材の距離 L1と、単結晶の引上げ速度の最大値との関係 を表すグラフである。 [図 11]ヒーターの発熱中心位置と原料融液面との相対位置 L2と、単結晶の引上げ 速度の最大値との関係を表すグラフである。
[図 12]不活性ガスの流量 Fと、単結晶の引上げ速度の最大値との関係を表すグラフ である。
発明を実施するための最良の形態
[0027] 以下、本発明について実施の形態を説明するが、本発明はこれらに限定されるも のではない。
本発明者等は、結晶成長軸方向の全域に渡って径方向全面が無欠陥領域となる 単結晶を安定して製造する方法について鋭意実験及び検討を重ねた。その結果、 C Z法によって単結晶を育成する場合、単結晶の成長が進むにつれて前述したように 固液界面近傍のシリコンの融点から 1400°Cの間の引上げ軸方向の結晶温度勾配 G が変化するが、それとともに、結晶温度勾配 Gの単結晶径方向の面内分布 A Gも単 結晶引上げ中に変化することが新たに明らかとなり、さらにこの面内分布 A Gが単結 晶引上げ中に変化することによって、単結晶を径方向全面が無欠陥領域となるように 引上げることのできる引上げ速度のマージンも単結晶引上げ中に変化すること、また 結晶中心部と結晶周辺部の結晶温度勾配 Gの差が大きくなるほど (つまり、 A Gが大 きくなるほど）、引上げ速度のマージンが小さくなることが明らかとなった。
[0028] 先ず、本発明者等は、単結晶を従来の方法で育成したときの単結晶直胴部の前半 部及び後半部おける面内分布 A G及び引上げ速度のマージンを調べるために、図 9 に示すようにして単結晶の前半部と後半部でそれぞれ引上げ速度を低下させて V/ Gを変化させながら単結晶の育成を行い、得られた単結晶の欠陥領域の検査を行つ た。その結果を図 2に示す。
[0029] 上記のような実験を行った結果、例えば、ある単結晶製造環境において単結晶の 製造を行う場合に、単結晶を無欠陥領域で引上げることのできる引上げ速度のマー ジンが、単結晶の前半部では図 2 (a)に示すような範囲となっていても、単結晶育成 中に面内分布 A Gが変化することによって単結晶の後半部を育成するときには結晶 中心部と結晶周辺部との間で結晶温度勾配 Gの差が大きくなつてしまい（つまり、 Δ Gが大きくなつてしまい）、引上げ速度のマージンが図 2 (a' )に示したように小さくなる ことが明らかとなった。
[0030] そして、このように A Gの変化により引上げ速度のマージンが小さくなると、例えば 引上げ速度 Vに僅力なズレ等が生じたときに V/Gを無欠陥領域内に制御することが 困難となるため、単結晶直胴部の成長開始時に設定した所望の結晶品質 (無欠陥領 域）を直月同部成長終了時まで維持することができなくなることになり、その結果、単結 晶の製造における歩留まりの低下を招いていると考えられた。
[0031] また逆に、例えば図 2 (b)に示すように、単結晶前半部を育成する際に A Gが大き レ、ため弓 I上げ速度のマージンが小さくなつてレ、る場合でも、単結晶育成中に Δ Gが 変化することにより改善されて、単結晶後半部を育成する時には図 2 (b' )に示したよ うに引上げ速度のマージンが広くなる場合があることがわかった。し力 ながら、この 場合、単結晶の前半部では引上げ速度のマージンが小さいために VZGを無欠陥 領域に制御することが容易でなぐしたがって無欠陥領域を安定して得られずにやは り高歩留まりを達成することができなかった。
[0032] そこで、本発明者等は、単結晶の育成中に引上げ条件を変更することによって A G を制御し、単結晶を無欠陥領域で引上げることのできる引上げ速度のマージンが単 結晶引上げ中に小さくならずにある一定の大きさ以上を常に維持することができれば 、結晶成長軸方向の全域に渡って無欠陥領域となる単結晶を安定して製造でき、歩 留まりを向上できることを見出し、さらに実験及び研究を重ねて、単結晶の育成中に 、原料融液面とその上に設けられた遮熱部材との距離、ヒーターの位置、またはチヤ ンバに導入する不活性ガスの流量を結晶成長軸方向で変更することによって、 A G を調整して引上げ速度のマージンを所定値以上に常に維持できることを見出して本 発明を完成させた。
[0033] すなわち、本発明の単結晶の製造方法は、 CZ法によりチャンバ内で単結晶を原料 融液から引上げて径方向の全面が無欠陥領域となる単結晶を製造する際に、単結 晶を径方向全面が無欠陥領域となるように引上げることのできる引上げ速度のマー ジンが常に所定値以上となるように、単結晶の引上げ中に成長軸方向で引上げ条件 を変更することに特徴を有するものである。
[0034] 以下、本発明の単結晶の製造方法について図面を参照しながら詳細に説明する 力 本発明はこれに限定されるものではない。
本発明の単結晶の製造方法において用いられる単結晶引上げ装置は、以下で説 明するように、単結晶引上げ中に成長軸方向で引上げ条件を変更することにより面 内分布 A Gを制御できるものであれば特に限定されるものではなレ、が、例えば図 7に 示すような単結晶引上げ装置 20を用いることができる。先ず、図 7を参照しながら、本 発明の単結晶の製造方法を実施する際に使用することのできる単結晶引き上げ装 置について説明する。
[0035] 図 7に示した単結晶引上げ装置 20は、メインチャンバ 1内に、原料融液 4を収容す る石英ルツボ 5と、この石英ルツボ 5を保護する黒鉛ルツボ 6とがルツボ駆動機構 21 によって回転 ·昇降自在に保持軸 13で支持されており、またこれらのルツボ 5、 6を取 り囲むように加熱ヒーター 7と断熱材 8が配置され、さらに加熱ヒーター 7の位置を調 節できるようにヒーター駆動手段 22が設けられている。
[0036] メインチャンバ 1の上部には育成した単結晶 3を収容し、取り出すための引上げチヤ ンバ 2が連接されており、引上げチャンバ 2の上部には単結晶 3をワイヤー 14で回転 させながら引上げる引上げ機構 17が設けられている。
[0037] さらに、メインチャンバ 1の内部にはガス整流筒 11が設けられており、このガス整流 筒 11の下部には原料融液 4と対向するように遮熱部材 12を設置して、原料融液 4の 表面からの輻射をカットするとともに原料融液 4の表面を保温するようにしている。ま た、ガス整流筒 11の上部には、ガス整流筒 11を昇降させて遮熱部材 12の位置を上 下に調整できる遮熱部材駆動手段 23が設置されている。
[0038] また、引上げチャンバ 2の上部に設けられたガス導入口 10からはバルブ 24で流量 を調節しながらアルゴンガス等の不活性ガスを導入でき、引上げ中の単結晶 3とガス 整流筒 11との間を通過させた後、遮熱部材 12と原料融液 4の融液面との間を通過さ せ、ガス流出口 9から排出することができる。
[0039] さらに、上記のルツボ駆動機構 21、ヒーター駆動手段 22、遮熱部材駆動手段 23、 バルブ 24はそれぞれ弓 I上げ条件制御手段 18に接続されており、この引上げ条件制 御手段 18に、例えば、加熱ヒーターの位置、ルツボの位置、遮熱部材の位置、ガス 流量、 CCDカメラ 19で測定した原料融液 4の融液面の位置、引上げ機構 17から得 られる単結晶の引上げ長さ（すなわち、単結晶 3の固化率)等の情報がフィードバック されることにより、単結晶 3の引上げ長さに応じて、原料融液 4の融液面と遮熱部材 1 2との距離、加熱ヒーター 7の位置、及び引上げチャンバ 2 (メインチャンバ 1)に導入 する不活性ガスの流量を変更することができるようになつている。
また本発明では、メインチャンバの外側に磁場発生装置 25を配置することができ、 原料融液に例えば 3000G以上の磁場を印加することができる。
[0040] 本発明は、このような単結晶引上げ装置 20を用いて、 CZ法により例えば不活性ガ ス雰囲気中でシリコン単結晶 3を原料融液 4から引上げて育成する際に、シリコン単 結晶を結晶径方向全面が無欠陥領域となるように引上げることのできる引き上げ速 度のマージンが常に所定値以上となるように、単結晶引上げ中に成長軸方向で原料 融液面と遮熱部材との距離、加熱ヒーターの位置、及びチャンバに導入する不活性 ガスの流量のうちの少なくとも一つを変更して Δ Gを制御しシリコン単結晶を製造する ものである。
[0041] 具体的に説明すると、例えば、先ず種ホルダー 15に固定された種結晶 16を石英 ルツボ 5中の原料融液 4に浸漬し、その後回転させながら静かに引上げて種絞りを形 成した後所望の直径まで拡径し、略円柱形状の直胴部を有するシリコン単結晶 3の 成長を開始する。このとき、単結晶引上げ装置の HZ等に応じて単結晶直胴部の引 上げ速度 Vを調節して、単結晶が径方向全面で無欠陥領域となるように V/Gを所 定の値に制御するとともに、単結晶の引上げ条件を調節することにより結晶温度勾配 Gの単結晶径方向の面内分布 Δ Gを小さくして（ Δ Gを結晶径方向面内で均一化し て）、引上げ速度のマージンが所定値以上となるようにする。そして、単結晶直胴部 の育成中は、 VZGを無欠陥領域の単結晶が育成できるように引上げ速度 V及び/ または結晶温度勾配 Gを制御するとともに、 A Gの変化が小さくなるように成長軸方 向で引上げ条件を変更 *制御することによって引上げ速度のマージンが常に所定値 以上となるように維持する。
[0042] このとき、単結晶育成中に維持する引上げ速度のマージンの大きさは、育成する単 結晶の直胴部の直径に応じて設定することができる。本発明者等が実際に実験を繰 り返して単結晶直胴部の直径と引上げ速度のマージンとの関係について調べた結果 、例えば直径が 150cmの直胴部を有する N領域の単結晶を育成する場合であれば 、単結晶育成中に引上げ条件を変更することによって引上げ速度のマージン (最高 引上げ速度-最低引上げ速度）を 0. 040以上に維持することができ、また直径が 20 Ocmの単結晶であれば引上げ速度のマージンを 0. 024以上に、直径が 300cmの 単結晶であれば引上げ速度のマージンを 0. 012以上に、直径が 400cmの単結晶 であれば引上げ速度のマージンを 0. 010以上に維持することが可能となる。
[0043] すなわち、本発明では、単結晶育成中に単結晶の引上げ条件を変更することによ つて、引上げ速度のマージンを、単結晶直胴部の直径について上記の関係を満た す関係式「引上げ速度のマージン≥0. 35 X exp (-0. 016 X単結晶の直胴部の直 径 (mm) ) + 0. 01」となるようにすることができ、さらに単結晶の引上げ条件をより高 精度に変更することによって、単結晶育成中の引上げ速度のマージンが最大限の大 きさとなるようにすることが可能となる。
[0044] また、本発明の単結晶の製造方法において、単結晶引上げ中に変更する引上げ 条件は、原料融液 4の融液面と遮熱部材 12との距離 Ll、加熱ヒーター 7の位置、及 びガス導入口 10から導入する不活性ガスの流量 Fのうちの少なくとも 1つとすることが でき、これらのうちの少なくとも一つを単結晶 3の固化率 Sの関数で表される関係を満 たすように変更することが好ましレ、。
[0045] ここで、本発明者等が、ある製造環境において、原料融液面と遮熱部材との距離 L 1、加熱ヒーターの位置（すなわち、ヒーターの発熱中心位置と原料融液面との相対 位置 L2)、またはガス導入口から導入する不活性ガス（アルゴンガス）の流量 Fを変 化させた種々の引上げ条件で直径 200mmの単結晶を径方向全面が無欠陥領域と なるように育成したときの、単結晶直月同部の 50cmの部位における単結晶の引上げ 速度の最大値を計算した。このとき、引上げ速度の最大値の計算は、総合伝熱解析 ソフト FEMAG (F. Dupret, P. Nicodeme, Y. Ryckmans, P. Wouters, and M. J. Crochet, Int. J. Heat Mass Transfer, 33， 1849 (1990) )を用 レ、て行った。そして、上記計算によって得られた原料融液面と遮熱部材の距離 L1と 引上げ速度の最大値との関係を図 10に、ヒーター発熱中心位置と原料融液面の相 対位置 L2と引上げ速度の最大値との関係を図 11に、また、不活性ガスの流量 Fと引 上げ速度の最大値との関係を図 12に示す。
[0046] 図 10に示したように、例えば原料融液面と遮熱部材の距離 L1を変更することによ つて、無欠陥領域で単結晶を引上げることのできる引上げ速度の最大値が変化する ことがわかる。これは、原料融液面と遮熱部材との距離 L1を変更することによって、 単結晶の周辺部の結晶温度勾配 Geを変化させることができるためと考えられ、例え ば図 10の場合では、距離 L1を小さくすることによって、単結晶周辺部の結晶温度勾 配 Geと中心部の結晶温度勾配 Gcとの差を小さくして面内分布 A Gを小さくできる（ 結晶径方向面内で均一化できる）ために、上記のように引上げ速度の最大値も大きく なると考えられる。
[0047] また図 11及び図 12に示したように、ヒーター発熱中心位置と原料融液面の相対位 置 L2や不活性ガスの流量 Fを変更することによつても、無欠陥領域で単結晶を引上 げることのできる引上げ速度の最大値を変化させることができる。すなわち、加熱ヒー ターの位置の変更や不活性ガスの流量 Fの変更によっても、上記距離 L1と同様に、 単結晶の周辺部の結晶温度勾配 Geを変化させることができ、それによつて単結晶周 辺部の結晶温度勾配 Geと中心部の結晶温度勾配 Gcとの差を小さくして面内分布 Δ Gを小さくすることが可能となる。
[0048] すなわち、単結晶引上げ中に、原料融液面と遮熱部材との距離 Ll、加熱ヒーター 7の位置、及び不活性ガスの流量 Fのうちの少なくとも 1つを、例えば単結晶の引上 げ長さ、すなわち単結晶の固化率 Sに応じて変更することによって、単結晶引上げ中 に面内分布 Δ Gを常に結晶径方向面内で均一化して小さくすることができる。したが つて、無欠陥領域で単結晶を引上げることのできる引上げ速度の最大値を大きくする ことができるし、また引上げ速度の最小値も小さくすることもできるので、引上げ速度 のマージンを常に所定値以上の広さとなるように容易に維持（制御）することができる
[0049] このとき、例えば引上げ条件として原料融液面と遮熱部材との距離 L1を変更する 場合であれば、単結晶直胴部を育成する際に、原料融液面と遮熱部材との距離 L1 が単結晶の固化率 Sに対して、例ぇば図3に示すょぅなし1 =& 3 +1) (&, bは定数） のような 1次式の関係、あるいはこの 1次式に近似した関係を満たすように L1を変更 する。この場合、原料融液面と遮熱部材との距離 L1は、ルツボ駆動機構 21で原料 融液面の高さを調節したり、また遮熱部材駆動手段 23で遮熱部材 12の位置を調節 したりすることによって、容易にまた高精度で変更することができる。すなわち、結晶 成長中に遮熱部材 12を遮熱部材駆動手段 23で徐々に上下動するようにしても良い し、また遮熱部材 12は固定したままルツボ駆動機構 21で結晶成長による融液面低 下分より大きぐあるいは融液面低下分以下にルツボを押し上げることによって L1を 変更することができる。そして、このように原料融液面と遮熱部材との距離 L1を変更 することによって、単結晶引上げ中に A Gを小さく制御して引上げ速度のマージンが 常に所定値以上に大きくなるようにすることができる。尚、上記の遮熱部材駆動手段 23は必ずしも設置されてレ、る必要はなく、ルツボ駆動機構 21だけでも原料融液面と 遮熱部材との距離 L1を高精度で変更することができる。
[0050] また、引上げ条件として加熱ヒーター 7の位置を変更する場合であれば、単結晶直 胴部を育成する際に、加熱ヒーター 7の発熱中心位置と原料融液面との相対位置 L2 が単結晶の固化率 Sに対して、例えば図 4に示すような L2 = c X S + d (c, dは定数） のような 1次式の関係、あるいはこのような 1次式に近似した関係を満たすように加熱 ヒーター 7の位置を変更することによって、単結晶引上げ中に引上げ速度のマージン が常に所定値以上となるようにすることができる。このとき、加熱ヒーター 7の位置は、 ヒーター駆動手段 22によって容易にまた高精度で変更することができる。
[0051] 同様に、不活性ガスの流量 Fを制御する場合であれば、不活性ガス流量 Fが単結 晶の固化率 Sに対して、例えば図 5に示すような F = e X S + f (e, fは定数）のような 1 次式の関係、あるいはこのような 1次式に近似した関係を満たすようにしてバルブ 24 でチャンバに導入する不活性ガスの流量 Fを変更することによって、単結晶引上げ中 に引上げ速度のマージンが常に所定値以上となるよにすることができる。尚、本発明 の製造方法で用レ、る不活性ガスとしては、例えばアルゴンガスやヘリウムガス等を用 レ、ることができる。
[0052] また、上記で示した各 1次式において、 a— fの各値は、単結晶の製造を行う製造環 境 (例えば、単結晶引上げ装置の HZ等）に応じて適宜設定することができ、例えば シミュレーション解析や実測等の試験を行って単結晶引上げ中の引上げ速度のマー ジンの変化（ Δ Gの変動）や引上げ速度のマージンと各引上げ条件との関係（ A Gと 引上げ条件との関係）を調べておくことによって、 a— fの値を適切に決定することがで きる。
[0053] また、このようにして求めた引上げ条件と単結晶の固化率 Sとの関係を予め引上げ 条件制御手段 18に入力しておき、単結晶の育成中に例えば原料融液 4の融液面の 位置や、引上げ機構 17で得られる単結晶の引上げ長さ等の情報を引上げ条件制御 手段 18にフィードバックすることによって、単結晶引上げ中に引上げ条件を単結晶 の固化率 Sに応じて自動的に高精度で変更することができる。
[0054] また本発明では、単結晶引上げ中に、上記の原料融液面と遮熱部材との距離 Ll、 加熱ヒーター 7の位置、及び不活性ガスの流量 Fのうちの 2つ以上を同時に変更する こと力 Sできる。これらの条件のうちの 2つ以上を単結晶の固化率 Sに応じて変更するこ とによって、 A Gをより小さくなるように制御することが可能となり、単結晶引上げ中に 弓 1上げ速度のマージンが常に最大値となるようにすることができる。
[0055] さらに、本発明の製造方法では、メインチャンバ 1の外側に配置された磁場発生装 置 25から原料融液 4に例えば 3000G以上の磁場を印加することによって、原料融液 の対流を抑制して結晶中の無欠陥領域を広げることができ、無欠陥の単結晶を一層 安定して成長させることができる。
[0056] このように本発明の単結晶の製造方法によれば、 CZ法によって結晶径方向の全面 が無欠陥領域となる単結晶を育成する際に、単結晶引上げ中に面内分布 A Gの変 動が小さくなるように成長軸方向で引上げ条件を変更することによって、例えば図 1 に単結晶直月同部の成長開始時と終了時における V/Gと結晶欠陥分布の関係を示 したように、単結晶を径方向全面が無欠陥領域となるように引上げることのできる引上 げ速度のマージンが、単結晶直胴部の成長開始時から成長終了時まで常に大きくな るように、さらには最大値となるようにすることができる。すなわち、従来では図 2に示 したように、欠陥分布図は結晶の前半と後半とで大幅にその分布が異なるものとなつ ていたが、本発明では図 1に示したように、結晶の前半も後半もほぼ同様の分布を有 しており、 A Gを小さくして引上げ速度のマージンを大きくすることができる。
[0057] そして、このように単結晶の引上げ中に引上げ速度のマージンが常に所定値以上 となることによって、結晶径方向全面が無欠陥領域となる結晶品質が結晶成長軸方 向の全域に渡って維持された非常に高品質の単結晶を安定して製造することができ るようになり、無欠陥結晶の製造における歩留まりの向上を図ることができる。
[0058] 特に、本発明は、直径が例えば 200mm以上となる大口径の単結晶を径方向全面 が無欠陥領域となるように製造する場合や、さらに図 8に示したような Cuデポ欠陥領 域を含まなレ、N領域中の Nv領域や Ni領域とレ、つたより狭レ、領域で単結晶を製造す る場合でも、引上げ速度のマージンが単結晶育成中に常に所定値以上となるように することができるので、単結晶の製造を従来に比べて非常に安定して行うことができ るようになり、単結晶の製造における歩留まりを著しく向上させることができる。
[0059] 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)
図 7に示した単結晶引き上げ装置 20を用いて、 CZ法により直径 24インチ（600m m)の石英ルツボに原料多結晶シリコンを 150kgチャージし、方位く 100〉、直径 20 Omm、酸素濃度が 22— 23ppma (ASTM' 79)となるシリコン単結晶をアルゴンガス 雰囲気中で育成した（単結晶直胴部の長さは約 140cm)。また、単結晶育成中は、 引上げ速度をおよそ 0. 70mm/minから徐々に漸減して Cuデポジション欠陥が検 出されなレ、N領域で単結晶の育成を行うとともに、原料融液面と遮熱部材との距離 L 1を、ルツボ駆動機構 21及び遮熱部材駆動手段 23を用いて以下の表 1に示すように 変更した。このときの単結晶の固化率 Sと距離 L1の関係を図 3に示す。
[0060] さらに、実施例 1の単結晶直胴部の成長開始時と成長終了時における引上げ速度 のマージンについて、総合伝熱解析ソフト FEMAGを用いて算出した結果を図 6に 示す。
[0061] [表 1]
Figure imgf000018_0001
[0062] 次に、上記のようにして育成した単結晶の成長軸方向 10cm毎の部位から検查用 のゥエーハを切り出し、平面研削及び研磨を行って検查用のサンプルを作製し、以 下に示すような結晶品質特性の検査を行った。
[0063] ( 1 ) FPD (V領域）及び LSEPD (I領域）の検查
検查用のサンプルに 30分間のセコエッチングを無攪拌で施した後、ゥエーハ面内 を顕微鏡で観察することにより結晶欠陥の有無を確認した。
(2) OSFの検査
検査用のサンプルにウエット酸素雰囲気下、 1100°Cで 100分間の熱処理を行った 後、ゥエーハ面内を顕微鏡で観察することにより OSFの有無を確認した。
(3) Cuデポジション処理による欠陥の検査
検査用のサンプルの表面に酸化膜を形成した後、 Cuデポジション処理を行って酸 化膜欠陥の有無を確認した。その際の評価条件は以下の通りである。
酸化膜： 25nm
電解強度： 6MV/cm
電圧印加時間： 5分間
[0064] (実施例 2) 実施例 1と同様の単結晶引き上げ装置 20を用いて、 CZ法により方位く 100〉、直 径 200mm、酸素濃度が 22— 23ppma (ASTM' 79)となるシリコン単結晶をァルゴ ンガス雰囲気中で育成した（単結晶直月同部の長さは約 140cm)。また、単結晶育成 中は、引上げ速度を実施例 1と同様に漸減して Cuデポジション欠陥が検出されない N領域で単結晶の育成を行うとともに、加熱ヒーターの位置を、加熱ヒーターの発熱 中心位置と原料融液面との相対位置 L2が以下の表 2に示すような値となるようにヒー ター駆動手段 22を用いて変更した。このときの単結晶の固化率 Sと相対位置 L2の関 係を図 4に示す。
[表 2]
Figure imgf000019_0001
[0066] 次に、上記のようにして育成した単結晶の成長軸方向 10cm毎の部位から検查用 のゥエーハを切り出し、平面研削及び研磨を行って検查用のサンプノレを作製した後 、上記実施例 1と同様の結晶品質特性の検査を行った。
[0067] (実施例 3)
実施例 1と同様の単結晶引き上げ装置 20を用いて、 CZ法により方位く 100〉、直 径 200mm、酸素濃度が 22— 23ppma (ASTM' 79)となるシリコン単結晶をァルゴ ンガス雰囲気中で育成した（単結晶直月同部の長さは約 140cm)。また、単結晶育成 中は、引上げ速度を実施例 1と同様に漸減して Cuデポジション欠陥が検出されない N領域で単結晶の育成を行うとともに、チャンバに導入するアルゴンガスの流量 Fを バルブ 24で調節して以下の表 3に示すように変更した。このときの単結晶の固化率 S とアルゴンガスの流量 Fの関係を図 5に示す。
[表 3]
Figure imgf000020_0001
[0069] 次に、上記のようにして育成した単結晶の成長軸方向 10cm毎の部位から検査用 のゥエーハを切り出し、平面研削及び研磨を行って検查用のサンプノレを作製した後 、上記実施例 1と同様の結晶品質特性の検査を行った。
[0070] (比較例 1)
実施例 1と同様の単結晶引き上げ装置 20を用いて、 CZ法により方位く 100 >、直 径 200mm、酸素濃度が 22 23ppma (ASTM' 79)となるシリコン単結晶をァルゴ ンガス雰囲気中で育成した（単結晶直胴部の長さは約 140cm)。また、単結晶育成 中は、引上げ速度を実施例 1と同様に漸減して Cuデポジション欠陥が検出されない N領域で単結晶の育成を行レ、、それ以外の引上げ条件にっレ、ては単結晶育成中に 変更しなかった。
[0071] さらに、比較例 1の単結晶直胴部の成長開始時と成長終了時における引上げ速度 のマージンについて、総合伝熱解析ソフト FEMAGを用いて算出した結果を図 6に 示す。 [0072] 次に、上記のようにして育成した単結晶の成長軸方向 10cm毎の部位から検査用 のゥエーハを切り出し、平面研削及び研磨を行って検査用のサンプノレを作製した後 、上記実施例 1と同様の結晶品質特性の検査を行った。
[0073] (比較例 2)
図 7に示した単結晶引き上げ装置 20の HZを上記比較例 1と異なる構造に変更して (遮熱部材 12を強化し、湯面との距離が大きくなるように調節したもの）、 CZ法により 方位く 100 >、直径 200mm、酸素濃度が 22 23ppma (ASTM' 79)となるシリコ ン単結晶をアルゴンガス雰囲気中で育成した（単結晶直胴部の長さは約 140cm)。 また、単結晶育成中は、引上げ速度を 0. 70mmZminから徐々に漸減して Cuデポ ジシヨン欠陥が検出されない N領域で単結晶の育成を行い、それ以外の引上げ条件 については上記比較例 1と同様に単結晶育成中に変更しなかった。
[0074] さらに、比較例 2の単結晶直胴部の成長開始時と成長終了時における引上げ速度 のマージンについて、総合伝熱解析ソフト FEMAGを用いて算出した結果を図 6に 示す。
[0075] 次に、上記のようにして育成した単結晶の成長軸方向 10cm毎の部位から検査用 のゥエーハを切り出し、平面研削及び研磨を行って検査用のサンプノレを作製した後 、上記実施例 1と同様の結晶品質特性の検査を行った。
[0076] 実施例 1一 3及び比較例 1、 2で作製したシリコン単結晶にそれぞれ結晶品質特性 の検査を行った結果、実施例 1一 3のシリコン単結晶は、単結晶直胴部の成長軸方 向全域に渡って、 FPD、 LSEPD、 OSFの何れの欠陥も検出されず、また Cuデポジ シヨン処理による欠陥も観察されなかった。
[0077] これは、図 6に示したように、実施例 1で単結晶を育成した場合 (実施例 2及び実施 例 3も同様）、単結晶を無欠陥領域となるように引上げることのできる引上げ速度のマ 一ジンが、直胴部の成長開始時から終了時まで常に 0. 024mm/min ( = 0. 35 X exp (-0. 016 X 200 (mm) ) +0. 01)以上となるので、単結晶を Cuデポジシヨン欠 陥が検出されない N領域で安定して育成できたためと考えられる。
[0078] それに対して、比較例 1のシリコン単結晶では、直胴部の 100cm以降の単結晶後 半部で結晶径方向の一部に LSEPD (I領域）が観察された。また、総合伝熱解析ソ フト FEMAGで算出した比較例 1の引上げ速度のマージンは、図 6に示したように、 単結晶の育成が進むにつれて減少し、直胴部の後半部（およそ 100cm以降）では 0 . 024mm/min未満の小さい値となっている。したがって、比較例 1では、直胴部の 後半部において単結晶を結晶径方向全面が N領域となるように安定して育成するこ とができなかったために、結晶径方向の一部に LSEPD (I領域）が観察されたと考え られる。
[0079] また、比較例 2のシリコン単結晶は、直胴部の 0 20cmの範囲で Cuデポジション 欠陥（酸化膜欠陥）が観察された。これは、図 6に示したように、引上げ速度のマージ ンが単結晶の育成開始時 (前半部)で小さかったことが原因と考えられる。
[0080] 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、レ、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。
[0081] 例えば、上記実施の形態ではシリコン単結晶を育成する場合を例に挙げて説明を 行っているが、本発明はこれに限定されず、化合物半導体単結晶等を製造する場合 にも同様に適用することができる。

Claims

請求の範囲
[1] チヨクラルスキー法によりチャンバ内で単結晶を原料融液から引上げて径方向の全 面が無欠陥領域となる単結晶を製造する方法において、前記単結晶をその径方向 の全面が無欠陥領域となるように引上げることのできる引上げ速度のマージンが常に 所定値以上となるように、単結晶の引上げ中に成長軸方向で引上げ条件を変更する ことを特徴とする単結晶の製造方法。
[2] 前記引上げ速度のマージンが常に、関係式「引上げ速度のマージン≥0. 35 X ex p (-0. 016 X単結晶の直胴部の直径 (mm) ) + 0· 01」となるように引上げ条件を変 更することを特徴とする請求項 1に記載の単結晶の製造方法。
[3] 前記変更する単結晶の引上げ条件を、前記原料融液の融液面と前記チャンバ一 内に設けられた遮熱部材との距離 (L1)、前記原料融液を加熱するヒーターの位置、 及び前記チャンバ内に導入する不活性ガスの流量 (F)のうちの少なくとも 1つとする ことを特徴とする請求項 1または請求項 2に記載の単結晶の製造方法。
[4] 前記原料融液面と遮熱部材との距離 Ll、前記ヒーターの位置、及び前記不活性ガ スの流量 Fのうちの少なくとも 1つを、単結晶の固化率 Sの関数で表される関係を満た すように変更することを特徴とする請求項 3に記載の単結晶の製造方法。
[5] 前記原料融液面と遮熱部材との距離 L1を、該原料融液面と遮熱部材との距離 L1 が単結晶の固化率 Sに対して、 Ll = a X S + b (a， bは定数）の関係を満たすように変 更することを特徴とする請求項 4に記載の単結晶の製造方法。
[6] 前記ヒーターの位置を、該ヒーターの発熱中心位置と原料融液面との相対距離 L2 が単結晶の固化率 Sに対して、 L2 = c X S + d (c, dは定数）の関係を満たすように変 更することを特徴とする請求項 4に記載の単結晶の製造方法。
[7] 前記不活性ガスの流量 Fを、該不活性ガス流量 Fが単結晶の固化率 Sに対して、 F = e X S + f (e, fは定数）の関係を満たすように変更することを特徴とする請求項 4に 記載の単結晶の製造方法。
[8] 前記製造する単結晶をシリコン単結晶とすることを特徴とする請求項 1ないし請求 項 7のいずれか一項に記載の単結晶の製造方法。
[9] 前記製造する単結晶の直径を 200mm以上とすることを特徴とする請求項 1ないし 請求項 8のいずれか一項に記載の単結晶の製造方法。
[10] 前記単結晶を育成する際に、原料融液に少なくとも 3000G以上の磁場を印加する ことを特徴とする請求項 1ないし請求項 9のいずれか一項に記載の単結晶の製造方 法。
[11] 請求項 1ないし請求項 10のいずれか一項に記載の単結晶の製造方法により製造 された単結晶。
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