WO2015125425A1 - シリコン単結晶製造方法及びシリコン単結晶 - Google Patents

シリコン単結晶製造方法及びシリコン単結晶 Download PDF

Info

Publication number
WO2015125425A1
WO2015125425A1 PCT/JP2015/000489 JP2015000489W WO2015125425A1 WO 2015125425 A1 WO2015125425 A1 WO 2015125425A1 JP 2015000489 W JP2015000489 W JP 2015000489W WO 2015125425 A1 WO2015125425 A1 WO 2015125425A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
single crystal
silicon single
grown
crystal
defect
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/000489
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
星　亮二
潤也 徳江
克 松本
Original Assignee
信越半導体株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 信越半導体株式会社 filed Critical 信越半導体株式会社
Priority to JP2016503958A priority Critical patent/JP6135818B2/ja
Publication of WO2015125425A1 publication Critical patent/WO2015125425A1/ja

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C30B15/206—Controlling or regulating the thermal history of growing the ingot
    • 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
    • C30B15/30—Mechanisms for rotating or moving either the melt or the crystal
    • C30B15/305—Stirring of the melt

Definitions

  • the present invention relates to the production of a silicon single crystal used to cut out a silicon single crystal wafer used as a substrate for a semiconductor device such as a memory, a CPU, or a power device, and in particular, the production of a defect-free silicon single crystal used in the most advanced field. It is about the method.
  • Wafers that can meet these high quality requirements include epitaxial wafers, annealed wafers, defect-free crystal PW (polished wafers), and the like.
  • Grown-in defects are defects formed by agglomeration of point defects during crystal growth.
  • Vacancy vacancies
  • Interstitial-Si interstitial Si
  • the formation state of this Grown-in defect varies depending on the growth rate of the silicon single crystal and the cooling conditions of the single crystal pulled from the silicon melt. For example, it is known that vacancy becomes dominant when a single crystal is grown at a relatively high growth rate.
  • a collection of these vacancy aggregates is called a void defect, and the name differs depending on how it is detected, but FPD (Flow Pattern Defect), COP (Crystal Originated Particle), LSTD (Laser Scattering Tomography, etc.) Detected.
  • FPD Flow Pattern Defect
  • COP Crystal Originated Particle
  • LSTD Laser Scattering Tomography, etc.
  • I-Si Interstitial-Si
  • LEP Large Etch Pit
  • Patent Document 1 a defect-free crystal can be obtained by controlling the ratio (V / G) between the temperature gradient G and the crystal growth rate V at the crystal growth interface. If this V / G is large, the vacancy concentration will be dominant, and if V / G is small, I-Si will be dominant. Therefore, by controlling to V / G where the excess vacancy and the excess I-Si antagonize, An excessive amount of defects can be reduced, and Grown-in defects are prevented from growing.
  • I-Si is slightly dominant, if it is not an amount sufficient to form a grown-in defect, the grown-in defect is not formed.
  • a region is called a Ni region.
  • I—Si remains in the Ni region, so that the oxygen precipitation reaction as described above hardly occurs and oxygen precipitation does not easily occur even when the device is heat-treated.
  • the Nv region and the Ni region having different characteristics are adjacent to each other, and thus the wafer includes both the Ni region and the Nv region.
  • the difference in characteristics between the Nv region and the Ni region is beginning to be a problem even in defect-free wafers.
  • oxygen precipitation nuclei as described above become a problem, or a difference in oxygen precipitation characteristics becomes a problem.
  • a characteristic difference is also seen in ion implantation used in the device process. When ions are implanted into the wafer, a Frenkel pair of vacancy and I-Si is formed, and these react with oxygen and carbon in the wafer to form defects. At this time, there may be a difference in characteristics between the Nv region where vacancy remains and the Ni region where I-Si remains.
  • Patent Document 2 discloses a technique in which V / G that becomes defect-free spreads by maintaining a temperature range in which point defects can diffuse. Further, in Patent Document 3, outward diffusion of point defects is taken into consideration in a simulation for obtaining a defect-free crystal. Further, Patent Documents 4 and 5 disclose a method in which a vacancy region and an I-Si region coexist, and each other disappears by diffusion of point defects.
  • Patent Documents 4 and 5 disclose a method in which a vacancy region and an I-Si region coexist, and each other disappears by diffusion of point defects.
  • Patent Documents 6 and 7 describe that the concentration of point defects is reduced by outward diffusion toward the side surface of the crystal. This method requires a sufficient temperature and time for outward diffusion, but at least one point defect of Vacancy and I-Si is reduced to a concentration at which no defect is formed, so the need for precise control Nv region and Ni region can also be avoided.
  • Patent Document 6 discloses a method of heating the outer surface of a growing silicon single crystal with a halogen lamp. However, it is not specified how much heat should be applied.
  • Patent Document 7 discloses a method of heating in a holding chamber after pulling a crystal. In addition, approximate time guidelines are listed.
  • Patent Documents 6 and 7 both require heating equipment in addition to a normal crystal manufacturing apparatus, resulting in a problem that the apparatus cost is increased.
  • An object of the present invention is to provide a silicon single crystal manufacturing method capable of preventing the formation of grown-in defects and the mixing of Ni and Nv regions.
  • a method for growing a silicon single crystal by the Czochralski method from a melting point Tm at a central portion of the silicon single crystal to a growth-in defect formation end temperature Td.
  • the silicon single crystal is grown under the condition that the diffusion history of the point defects of the silicon single crystal is not less than the radius of the silicon single crystal.
  • the thermal history from the melting point Tm to the Grown-in defect formation end temperature Td in the central portion of the silicon single crystal is expressed by the following formula ( A silicon single crystal can be grown so as to satisfy 1).
  • ⁇ Tm Td (D ⁇ t) dT ⁇ r 2 (1) (Where D: ⁇ exp ( ⁇ / kT), T: temperature of the central portion of the silicon single crystal (K), t: residence time (sec) of the temperature T of the central portion of the silicon single crystal, r: silicon single crystal (Crystal radius (cm), k: Boltzmann constant, ⁇ , ⁇ : constant)
  • the point defect diffuses a distance greater than the radius of the silicon single crystal and it is difficult to form the grown-in defect more reliably. can do.
  • the silicon single crystal can be grown under the condition that the constant ⁇ is 4420 (cm 2 / sec), the constant ⁇ is 2.0 (eV), and Interstitial-Si is a dominant point defect. If the constants ⁇ and ⁇ are set in this way, particularly I-Si can be sufficiently outwardly diffused toward the side surface of the silicon single crystal. Further, since the silicon single crystal is grown under the condition that I-Si becomes a dominant point defect, the silicon single crystal having a low vacancy concentration can be obtained. As a result, the formation of Grown-in defects can be prevented more reliably.
  • the constant ⁇ can be 0.0006 (cm 2 / sec), and the constant ⁇ can be 0.4 (eV). If the constants ⁇ and ⁇ are set in this way, both I-Si and vacancy can be sufficiently diffused outwardly toward the side surface of the silicon single crystal, and both can be reduced to such an extent that no grown-in defects are formed. It can be concentrated. In this case, since both I-Si and vacancy can be reduced in concentration by outward diffusion, it is not always necessary to grow a silicon single crystal under the condition that either one becomes dominant.
  • the melting point Tm at the center portion of the silicon single crystal can be set to 1685 (K), and the Grown-in defect formation end temperature Td can be set to 1353 (K).
  • the melting point and the growth-in defect formation end temperature in the central portion of the silicon single crystal are preferably set in this way.
  • the length in the growth axis direction of the silicon single crystal until the temperature of the central portion of the silicon single crystal decreases from the melting point Tm to the growth-in defect formation end temperature Td is 2 r (cm) or more. It is preferable to do.
  • the central portion of the silicon single crystal The passing time until the temperature reaches the growth-in defect formation end temperature can be increased.
  • the point defect diffusion distance can be made equal to or larger than the radius of the silicon single crystal without extremely reducing the growth rate V. As a result, it is possible to more reliably prevent the formation of Grown-in defects while preventing a decrease in productivity due to a slow growth rate.
  • the silicon single crystal manufactured with the said silicon single crystal manufacturing method is provided.
  • a silicon single crystal manufactured by the method of the present invention is a silicon single crystal having no grown-in defects and a mixture of Nv region and Ni region.
  • a selective etching solution composed of hydrofluoric acid, nitric acid, acetic acid, and water, defects of FPD and LEP are not particularly detected. A wafer can be obtained.
  • the silicon single crystal manufacturing method of the present invention and the silicon single crystal manufactured by the method are used, point defects such as I-Si and vacancy are diffused over a distance larger than the crystal radius during the growth of the single crystal at a low cost. A silicon single crystal having no grown-in defects can be obtained. Furthermore, by reducing the concentration of I-Si and vacancy point defects by outward diffusion, it is possible to avoid mixing the Nv region and the Ni region.
  • the present inventor examined a method of pulling up the thermal history received by the growing silicon single crystal by the Czochralski method so that the point defects are sufficiently diffused. did. Specifically, the thermal history from the melting point Tm to the Grown-in defect formation end temperature Td in the center portion of the crystal to be grown is such that the point defect diffusion distance is equal to or greater than the radius of the crystal to be grown.
  • the present invention was completed by conceiving that a silicon single crystal should be grown.
  • the single crystal is pulled up from the raw material melt in the crucible in the chamber by the Czochralski method.
  • the outline of the silicon single crystal manufacturing apparatus used will be described with reference to FIG.
  • the external appearance of the silicon single crystal manufacturing apparatus shown in FIG. 1 is composed of a main chamber 1 and a pull chamber 2 communicating with the main chamber 1.
  • a quartz crucible 5 fitted to the graphite crucible 6 is installed inside the main chamber 1 via a rotating shaft, and is rotated at a desired rotational speed by a motor.
  • a heater 7 is provided so as to surround the graphite crucible 6, and the raw material silicon polycrystal accommodated in the quartz crucible 5 is melted by the heater 7 to be a raw material melt 4.
  • a heat insulating member 8 is provided to prevent the radiant heat from the heater 7 from directly hitting a metal instrument such as the main chamber 1.
  • the heat shielding member 12 is disposed to face the melt surface at a predetermined interval to block radiant heat from the raw material melt surface.
  • the rod-shaped single crystal 3 is pulled up from the raw material melt 4.
  • the crucible can be moved up and down in the direction of the crystal growth axis, and the raw material melt 4 is raised by raising the crucible during the growth so as to compensate for the lowering of the liquid surface of the raw material melt 4 that has decreased as the growth of the single crystal proceeds.
  • the melt surface height is always kept constant.
  • an inert gas such as argon gas is introduced from the gas inlet 10 as a purge gas during single crystal growth, and after passing between the silicon single crystal 3 being pulled and the gas rectifying cylinder 11, It passes between the melt surface of the raw material melt 4 and is discharged from the gas discharge port 9.
  • an inert gas such as argon gas is introduced from the gas inlet 10 as a purge gas during single crystal growth, and after passing between the silicon single crystal 3 being pulled and the gas rectifying cylinder 11, It passes between the melt surface of the raw material melt 4 and is discharged from the gas discharge port 9.
  • the distance between the melt surface of the raw material melt 4 and the heat shield member 12 is set such that the height of the raw material melt surface is increased by increasing the crucible at a speed different from the liquid level drop due to crystal growth. It is possible to change the position of the heat shield member 12 easily and with high accuracy by raising and lowering in the direction or by moving the gas rectifying cylinder 11 up and down by the driving means and moving the position of the heat shield member 12 up and down.
  • the CZ method in the present invention also includes a magnetic field application CZ method (MCZ method) in which a magnetic field is applied by a magnetic field application device 15 from the outside of a chamber containing a quartz crucible and a heater to grow a crystal.
  • Such a silicon single crystal manufacturing apparatus pulls up the silicon single crystal from the raw material melt 4 in the crucible. At this time, point defects such as I-Si and vacancy are introduced at the crystal growth interface between the raw material melt 4 and the silicon single crystal 3.
  • the point defects introduced at the crystal growth interface become supersaturated because the equilibrium concentration decreases as the crystal cools.
  • the supersaturated point defect lowers the supersaturation degree by pair annihilation or slope diffusion.
  • the ratio (V / G) of the temperature gradient G and the crystal growth rate V at the crystal growth interface is precisely controlled as described in the conventional method, the excess amount of Vacancy and I-Si can be antagonized.
  • the silicon single crystal can be made defect-free. However, this alone has a problem that the Nv region and the Ni region are mixed.
  • the thermal history of the center of the crystal as in the present invention is a condition that the point defects can diffuse a distance exceeding the crystal radius, toward the crystal side surface that is an infinite sink of point defects, Point defects can be diffused, thereby reducing excess amounts of vacancy and I-Si and preventing growth-in defects from being formed.
  • the temperature T at the center part of the crystal to be grown is reduced from the melting point Tm to the Grown-in defect formation end temperature Td.
  • ⁇ Tm Td (D ⁇ t) dT ⁇ r 2 Formula (1) (Where D: ⁇ exp ( ⁇ / kT), T: temperature of the central portion of the silicon single crystal (K), t: residence time (sec) of the temperature T of the central portion of the silicon single crystal, r: silicon single crystal (Crystal radius (cm), k: Boltzmann constant, ⁇ , ⁇ : constant) Crystals may be grown under conditions that satisfy the above conditions.
  • the Boltzmann constant k is 8.62 ⁇ 10 ⁇ 5 (eV / K).
  • the temperature profile of the crystal center can be obtained by temperature measurement, but may be obtained by simulation. In general, it is not easy to measure the temperature at the center of the crystal every time the furnace structure is changed, for example. On the other hand, in recent years, the temperature simulation technology in the CZ furnace has progressed, and if the result of the simulation is calibrated by the result of temperature measurement or the like, the value is at least relatively reliable. Therefore, it is realistic to use these values.
  • silicon has a melting point of 1412 ° C.
  • the temperature at which the grown-in defect is formed has several values such as a report of 1150 ° C.-1080 ° C. and a report of 1100 ° C.-1070 ° C. regarding the void defect in which vacancy is aggregated.
  • a report of 1150 ° C.-1080 ° C. and a report of 1100 ° C.-1070 ° C. regarding the void defect in which vacancy is aggregated.
  • the aggregation temperature of dislocation cluster defects in which I-Si aggregates Therefore, here, it can be calculated by using 1080 ° C. of 1150-1080 ° C. reported for the void defect as the Grown-in defect formation end temperature Td.
  • specific numbers are given to show specific examples for showing the idea that when such an index is used, a defect-free silicon single crystal can be obtained by outward diffusion.
  • Tm and Td Is not limited to these values.
  • the constant ⁇ included in D in the formula (1) can be 4420 (cm 2 / sec), and ⁇ can be 2.0 (eV). If the thermal history satisfying the formula (1) using these numerical values is used, the concentration of I-Si can be diffused outward particularly toward the crystal side face, and the concentration should be reduced to such an extent that no grown-in defects are formed. Can do. Regarding the vacancy in this case, the excess vacancy can be reduced by growing the crystal under conditions where I-Si is dominant. It should be noted that when the crystal is grown, the condition that I-Si becomes dominant can be obtained by controlling the value of V / G.
  • V / G excess (V / G) crt when Vacancy excess and I-Si excess are not equal and neither is dominant, V / G ⁇ (V / G) crt By growing a silicon single crystal, I-Si becomes dominant.
  • the silicon single crystal is grown under the condition that I-Si is dominant, and while reducing the excess amount of vacancy, the I-Si is diffused outward toward the crystal side surface, and no grown-in defect is formed. Further, by reducing the concentration of point defects, the formation of grown-in defects can be reduced more reliably.
  • the constant ⁇ included in D in the formula (1) can be 0.0006 (cm 2 / sec) and ⁇ can be 0.4 (eV). If the thermal history satisfying the formula (1) using these numerical values is satisfied, both of the I-Si and the vacancy are diffused outward toward the crystal side surface, and the both are so low in concentration that a grown-in defect is not formed. It can be made. In this case, since both the I-Si and Vacancy point defects are at low concentrations, it is not always necessary to control the value of V / G.
  • the length in the growth axis direction of the silicon single crystal until the temperature of the central portion of the silicon single crystal decreases from the melting point Tm to the growth-in defect formation end temperature Td is 2r (cm) or more, It is preferable that the diameter be equal to or larger than the diameter of the silicon single crystal.
  • Equation (1) can be achieved by increasing the passage time until the temperature of the central portion of the silicon single crystal reaches the defect formation end temperature Td. This can be achieved by reducing the growth rate V of the silicon single crystal. However, extremely slowing the growth rate directly leads to a decrease in productivity. Therefore, if the length of the silicon single crystal grown from the melting point to the Grown-in defect formation temperature zone is made larger than the diameter of the silicon single crystal as described above, the formula (1) can be obtained without extremely reducing the growth rate. The condition can be met.
  • the growth rate at which defect-free silicon single crystals can be obtained is determined by the design in the furnace, so it cannot be generally stated. However, the maximum rate tends to be inversely proportional to the radius of the crystal to be grown. Therefore, in order to make the passage time from the melting point to the defect formation temperature zone a certain value or more, the length in the growth axis direction from the melting point to the defect formation temperature is preferably a value proportional to the crystal radius, and the diameter of the silicon single crystal It is preferable to design the in-furnace structure to achieve the above.
  • a heating device may be provided around the crystal being pulled, but the device cost becomes high. Therefore, for example, the method of taking in the radiant heat from the heater 7 with a large distance between the surface of the raw material melt 4 and the heat shield member 12 is the simplest. For example, as shown in FIG. It is also possible to take in radiant heat from the heater 7 by reducing the number of shielding objects (heat shielding member 12 in FIG. 1). Further, as shown in FIG. 3, for example, heat insulating members 13 may be arranged on the inner wall of the main chamber 1 and the inner and outer periphery of the gas rectifying cylinder 11 to enhance the heat insulation around the silicon single crystal 3 being grown. Further, as shown in FIG. 4, the radiant heat from the surface of the raw material melt 4 is reflected on the surface of the silicon single crystal 3 by surrounding the silicon single crystal 3 with a conical structure (conical reflector 14). Simple design is acceptable.
  • a silicon single crystal in which no grown-in defects are formed can be obtained.
  • a silicon wafer cut out from the silicon single crystal is formed due to vacancy, for example, when selective etching is performed without swinging with a selective etching solution comprising hydrofluoric acid, nitric acid, acetic acid, and water.
  • It can be a silicon wafer in which FPD in which void defects are detected with a flow pattern during etching, or LEP in which dislocation clusters formed due to I-Si are detected as huge etch pits cannot be detected.
  • a silicon single crystal growing apparatus shown in FIG. 1 having a diameter of 150 mm to 450 mm was grown with a seven-level silicon single crystal growing apparatus in which the components constituting the furnace and the size of the apparatus were changed.
  • the growth rate V is higher than the value at which the excess of the vacancy and the excess of I-Si antagonize to eliminate defects.
  • the silicon single crystal was grown by gradually lowering it to the low speed side from the value at which no defect was formed.
  • a horizontal magnetic field was applied in the range of 2000-5000 (G) magnetic field strength at the center of the line connecting the coil centers.
  • a block is cut out from the silicon single crystal produced in this way, and a vertically divided sample parallel to the crystal growth direction from the block slightly faster than (V / G) crt and the block slightly slower than (V / G) crt in each silicon single crystal.
  • a vertically divided sample parallel to the crystal growth direction from the block slightly faster than (V / G) crt and the block slightly slower than (V / G) crt in each silicon single crystal.
  • the surface of the vertically divided sample was mirror-etched with a mixed acid composed of hydrofluoric acid, nitric acid, and acetic acid, and then subjected to precipitation heat treatment in order at 650 ° C. for 2 hours, 800 ° C. for 4 hours, and 1000 ° C. for 16 hours.
  • the sample after this heat treatment was observed by X-ray topography. An example of the result is shown in FIG.
  • the upper end and the lower end of the Ni region are greatly bent downward toward the outer periphery of the crystal. This is presumably because I-Si diffuses toward the side of the crystal during crystal growth, the excess amount of I-Si decreases, and no defects are formed. As a result, it is considered that the defect-free region (Ni region) spreads downward toward the outer peripheral portion.
  • the distance at which this Ni region starts to spread in the outer peripheral direction is defined as I diffusion distance Li.
  • FIG. 6 is a plot of the 7-level crystals evaluated this time. It can be seen that there is a 1: 1 relationship between the measured value and the diffusion distance equivalent. That is, it has been found that the diffusion distances Li and Lv that become defect-free regions by outward diffusion in a silicon single crystal that is actually grown can be obtained by calculation using equations (2) and (3).
  • FIG. 7 is a plot of one temperature profile in the furnace structure of the above-described single crystal manufacturing apparatus used in this experiment at a distance of 1 cm from the crystal growth interface.
  • Td 1080 ° C.
  • Td 1080 ° C.
  • the calculation is performed using the temperature profile of the center of the crystal. Strictly speaking, it is more correct to use the profile at the outer periphery of several centimeters where outward diffusion occurs. However, there is no significant difference between the case of using the center profile and the case of using a profile of several centimeters in the outer periphery, so the center profile is used here as a representative.
  • V to be (V / G) crt is 0.425 mm / min
  • /0.425 (mm / min) x 60 1412 (sec). Therefore, a value obtained by multiplying Di by every 1 cm by a passage time of 1412 (sec) of 1 cm and accumulating 15 sections from the interface to 15 cm can be obtained as T Tm Td (D ⁇ t) dT.
  • T Tm Td (D ⁇ t) dT can be obtained by integrating 150 sections, for example, every 1 mm instead of every 1 cm.
  • T Tm Td (D ⁇ t) dT can be obtained by integrating 150 sections, for example, every 1 mm instead of every 1 cm.
  • the integration in the 1 cm section has been described, and the present invention is not limited to this value.
  • Example 1 a silicon single crystal was grown under such a condition that the diffusion distance Li obtained from the thermal history by the equation (2) is not less than the radius r (cm) of the crystal.
  • Example 1 A silicon single crystal having a radius r of 6.6 cm was manufactured using the single crystal manufacturing apparatus schematically shown in FIG. At this time, a horizontal magnetic field was applied so that the magnetic field intensity at the center of the line connecting the coil centers was 4000G.
  • the growth rate was gradually decreased from 0.5 to 0.3 mm / min to manufacture a crystal.
  • this silicon single crystal was cut into round pieces to cut out circular samples.
  • This sample was ground and then mirror etched with a mixed acid composed of hydrofluoric acid, nitric acid, and acetic acid.
  • the sample was immersed in a selective etching solution composed of hydrofluoric acid, nitric acid, acetic acid, and water, and left to stand without swinging until the removal amount by etching became 25 ⁇ 3 ⁇ m on both sides, and selective etching was performed. Thereafter, the sample was observed with an optical microscope.
  • the thermal history from the melting point Tm to the growth-in defect formation end temperature Td in the central portion of the silicon single crystal is not a condition that the point defect diffusion distance of the silicon single crystal is greater than the radius of the silicon single crystal. It was. Using this single crystal manufacturing apparatus, the growth rate V was gradually decreased from 0.65 to 0.5 mm / min to manufacture a silicon single crystal.
  • the growth-in defect was evaluated in the same manner as in Example 1 using a sample cut from the manufactured silicon single crystal.
  • FPD was detected and a Grown-in defect was formed in a sample cut out from a portion grown at a growth rate V higher than about 0.57 mm / min.
  • LEP was detected and a Grown-in defect was formed in a sample cut out from a portion grown at a growth rate V lower than about 0.55 mm / min.
  • the point defects are directed toward the side surface of the single crystal without requiring installation of expensive additional equipment in the single crystal manufacturing apparatus. It has been clarified that it is possible to suppress the formation of grown-in defects at low cost by performing outward diffusion.
  • the present invention is not limited to the above embodiment.
  • the above-described embodiment is an exemplification, and the present invention has any configuration that has substantially the same configuration as the technical idea described in the claims of the present invention and that exhibits the same effects. Are included in the technical scope.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)

Abstract

　本発明は、チョクラルスキー法によってシリコン単結晶を育成する方法であって、シリコン単結晶の中心部分における融点ＴｍからＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥形成終了温度Ｔｄまでの熱履歴を、シリコン単結晶の点欠陥の拡散距離がシリコン単結晶の半径以上となる条件としてシリコン単結晶を育成することを特徴とするシリコン単結晶製造方法である。これにより、単結晶の製造において高価な追加設備の設置等を必要とすることなく、点欠陥を単結晶側面に向かって拡散させ、低コストでＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥の形成及びＮｉ領域とＮｖ領域の混在を防止できるシリコン単結晶製造方法が提供される。

Description

シリコン単結晶製造方法及びシリコン単結晶
　本発明はメモリー、ＣＰＵ、パワーデバイスなど半導体デバイスの基板として用いられるシリコン単結晶ウェーハを切り出すシリコン単結晶の製造に関するものであり、特に最先端分野で用いられている無欠陥のシリコン単結晶の製造方法に関するものである。
　近年、デバイスの高集積化に伴い、シリコン単結晶ウェーハの高品質化要求が厳しくなっている。高品質化要求とは、デバイスが動作するウェーハ表面近傍の欠陥が少ない、若しくは欠陥が無いことである。これらの高品質化要求を達成できるウェーハとして、エピタキシャルウェーハ、アニールウェーハ、無欠陥結晶ＰＷ（ポリッシュドウェーハ）などがある。
　だが一方で、シリコン単結晶ウェーハの低コスト化の要求もある。上記のエピタキシャルウェーハやアニールウェーハはＰＷに付加工程を加えるものであり、一般に高コストである。それに対して、結晶成長中に欠陥を制御しながら育成した結晶をポリッシュ（研磨）した低欠陥／無欠陥ＰＷは比較的低コストで高品質化要求を満たすことが可能である。従って、Ｇｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥を低減した低欠陥結晶や、無くした無欠陥結晶の要求が強まっている。
　Ｇｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥は点欠陥が結晶成長中に凝集して形成された欠陥である。点欠陥には格子点のＳｉ原子が欠落したＶａｃａｎｃｙ（空孔）と、格子間にＳｉ原子が入り込んだＩｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ－Ｓｉ（格子間Ｓｉ）の２種類が存在する。このＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥の形成状態は、シリコン単結晶の成長速度やシリコン融液から引上げられた単結晶の冷却条件により違いが生じる。例えば、成長速度を比較的大きく設定して単結晶を育成した場合には、Ｖａｃａｎｃｙが優勢になることが知られている。このＶａｃａｎｃｙが凝集して集まったものはＶｏｉｄ欠陥と呼ばれ、検出のされ方によって呼称は異なるが、ＦＰＤ（Ｆｌｏｗ　Ｐａｔｔｅｒｎ　Ｄｅｆｅｃｔ）、ＣＯＰ（Ｃｒｙｓｔａｌ　Ｏｒｉｇｉｎａｔｅｄ　Ｐａｒｔｉｃｌｅ）、あるいはＬＳＴＤ（Ｌａｓｅｒ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｔｏｍｏｇｒａｐｈｙ　Ｄｅｆｅｃｔｓ）などとして検出される。これらの欠陥がシリコン基板上に形成される酸化膜に取り込まれると、酸化膜の耐圧不良の原因となると考えられている。
　一方で成長速度を比較的低速に設定して単結晶を育成した場合には、Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ－Ｓｉ（以下Ｉ－Ｓｉと表記することがある）が優勢になることが知られている。このＩ－Ｓｉが凝集して集まると、転位ループなどがクラスタリングしたと考えられるＬＥＰ（Ｌａｒｇｅ　Ｅｔｃｈ　Ｐｉｔ；転位クラスタ欠陥）が検出される。この転位クラスタ欠陥が生じる領域にデバイスを形成すると、電流リークなど重大な不良を起こすと言われている。
　そこでＶａｃａｎｃｙが優勢となる条件とＩ－Ｓｉが優勢となる条件との中間的な条件で結晶を育成すると、ＶａｃａｎｃｙやＩ－Ｓｉが無い、もしくはＶｏｉｄ欠陥や転位クラスタ欠陥を形成しない程度の少量しかＶａｃａｎｃｙやＩ－Ｓｉが存在しない、無欠陥領域が得られる。このような無欠陥結晶の育成方法は、例えば特許文献１に開示されている。特許文献１によれば、結晶成長界面での温度勾配Ｇと結晶成長速度Ｖとの比（Ｖ／Ｇ）を制御することで無欠陥結晶が得られる。このＶ／Ｇが大きければＶａｃａｎｃｙ濃度が優勢となり、Ｖ／Ｇが小さいとＩ－Ｓｉが優勢になるので、Ｖａｃａｎｃｙ過剰量とＩ－Ｓｉ過剰量が拮抗するＶ／Ｇに制御することで、点欠陥の過剰量を低減でき、Ｇｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥を成長させないようにしている。
　この制御法では、Ｖａｃａｎｃｙ過剰量とＩ－Ｓｉ過剰量とが完全に拮抗すれば、優勢な点欠陥がないので当然Ｇｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥は形成されない。しかし、わずかにＶａｃａｎｃｙが優勢であってもそれがＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥を形成するのに十分な量でなければ、Ｇｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥は形成されない。このような領域をＮｖ領域と呼んでいる。Ｎｖ領域ではＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥は形成されないが、Ｖａｃａｎｃｙが残存している。この残存しているＶａｃａｎｃｙがＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥を形成する温度より低温の温度帯で、酸素析出核を形成する。酸素析出反応は下記の式（Ａ）で表される。
　　２Ｓｉ＋２Ｏ⇔ＳｉＯ２＋Ｉ－Ｓｉ　　　・・・（Ａ）
　この（Ａ）式で表される反応ではＩ－Ｓｉが生成されるので、反応が無制限に進むことはない。しかしながら、Ｖａｃａｎｃｙ（下記式（Ｂ）中ではＶａと表記する。）があると下記の式（Ｂ）のように析出反応で生成するＩ－ＳｉをＶａｃａｎｃｙが吸収するので反応が進みやすくなる。
　　２Ｓｉ＋２Ｏ＋Ｖａ⇔ＳｉＯ２　　　・・・（Ｂ）
　このためＮｖ領域では酸素析出核が多く、デバイス等の熱処理が加えられた場合に酸素析出が起こりやすい。
　一方でわずかにＩ－Ｓｉが優勢であってもそれがＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥を形成するのに十分な量でなければ、やはりＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥は形成されない。このような領域をＮｉ領域と呼んでいる。Ｎｉ領域はＮｖ領域とは異なりＩ－Ｓｉが残存しているので、上述のような酸素析出反応は起こりにくく、デバイス等の熱処理をした際にも、酸素析出が起こりにくい領域である。
　このように、無欠陥ウェーハであっても特性の異なるＮｖ領域とＮｉ領域とが隣り合って存在しているため、ウェーハの中にＮｉ領域とＮｖ領域の両者を含んでいることがほとんどである。デバイス技術が進んできた今日、無欠陥ウェーハの中でもＮｖ領域とＮｉ領域との特性の差が問題になり始めている。例えば、先に述べたような酸素析出核が問題になったり、酸素析出特性の差が問題になったりする。またデバイス工程で用いられるイオンインプランテーションでも特性差が見られる。イオンをウェーハに打ち込むと、ＶａｃａｎｃｙとＩ－Ｓｉとのフレンケルペアが形成され、これらがウェーハ中の酸素や炭素と反応して欠陥が形成される。この際にＶａｃａｎｃｙが残存しているＮｖ領域とＩ－Ｓｉが残存しているＮｉ領域とで特性差が生じる場合がある。
　以上のように、Ｖ／Ｇを制御して点欠陥の過剰量を拮抗させる従来の制御法では、Ｎｖ領域とＮｉ領域とが混在してしまうという問題がある。そこで、点欠陥の過剰濃度を制御するのではなく、過剰な点欠陥を拡散によって減らす方法が考えられる。例えば特許文献２では、点欠陥が拡散できる温度帯に保持することで、無欠陥となるＶ／Ｇが広がる技術が開示されている。また特許文献３では、無欠陥結晶を得るためのシミュレーションにおいて点欠陥の外方拡散が考慮されている。更に、特許文献４、５ではＶａｃａｎｃｙ領域とＩ－Ｓｉ領域を共存させ、点欠陥の拡散によりお互いを消滅させる方法が開示されている。しかし、これらは上述した点欠陥の過剰量を拮抗させる従来法の延長上であり、精度の高い制御が必要と考えられる。
　これに対し、特許文献６、７は、点欠陥を結晶の側面に向かって外方拡散させることで低濃度化させることが記載されている。この方法では外方拡散のために十分な温度、時間が必要であるが、少なくともＶａｃａｎｃｙとＩ－Ｓｉのどちらか一方の点欠陥を、欠陥が形成されない濃度まで低減するので精密な制御の必要性はなく、Ｎｖ領域とＮｉ領域の混在も避けることができる。具体的な方法として、特許文献６では育成中のシリコン単結晶の外表面をハロゲンランプで加熱する方法が開示されている。しかしどの程度加熱すべきか明示されていない。特許文献７では、結晶引上げ後に保持室内で加熱する方法が開示されている。またおおよその時間目安が記載されている。しかし、結晶を一定温度以上に保ったまま一度引上げを終了し、その後保持室に移動して保温するという方法であり、実際の結晶成長工程を考えると現実的な方法とはいえない。また、特許文献６、７は、共に通常の結晶製造装置に加えて加熱設備が必要であり、装置コストが高くなるという問題があった。
特開平１１－１５７９９６号公報 特表２００３－５１７４１４号公報 特開２００３－７３１９２号公報 特表２００４－５２１８５３号公報 特開２００４－３５２５１８号公報 特開平５－２１３６９０号公報 特表２００３－５１７４１２号公報
　本発明は、上記問題を解決するためになされたものであり、単結晶の製造において高価な追加設備の設置等を必要とすることなく、点欠陥を単結晶側面に向かって拡散させ、低コストでＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥の形成及びＮｉ領域とＮｖ領域の混在を防止できるシリコン単結晶製造方法を提供することを目的とする。
　上記目的を達成するために、本発明によれば、チョクラルスキー法によってシリコン単結晶を育成する方法であって、前記シリコン単結晶の中心部分における融点ＴｍからＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥形成終了温度Ｔｄまでの熱履歴を、前記シリコン単結晶の点欠陥の拡散距離が前記シリコン単結晶の半径以上となる条件として前記シリコン単結晶を育成することを特徴とするシリコン単結晶製造方法を提供する。
　このように、育成中のシリコン単結晶の中心部分の熱履歴を点欠陥が結晶半径を上回る距離を拡散できる条件とすれば、点欠陥の無限のシンクである結晶側面に向かって点欠陥を拡散させることができる。これにより、高価な設備を単結晶製造装置に設置しなくとも点欠陥の過剰量を低減でき、低コストでＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥が形成し難くすることができる。更に、外方拡散によりＩ－ＳｉやＶａｃａｎｃｙの点欠陥を低濃度化させることで、Ｎｖ領域とＮｉ領域の混在を避けることができる。
　このとき、前記点欠陥の拡散距離が前記シリコン単結晶の半径以上となる条件として、前記シリコン単結晶の中心部分における融点ＴｍからＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥形成終了温度Ｔｄまでの熱履歴が、下記式（１）を満たすようにシリコン単結晶を育成することができる。
　　∫Ｔｍ Ｔｄ（Ｄ×ｔ）ｄＴ≧ｒ２　　　・・・（１）
（ここで、Ｄ：αｅｘｐ（－β／ｋＴ）、Ｔ：シリコン単結晶の中心部分の温度（Ｋ）、ｔ：シリコン単結晶の中心部分の温度Ｔの滞在時間（ｓｅｃ）、ｒ：シリコン単結晶の半径（ｃｍ）、ｋ：ボルツマン定数、α、β：定数である。）
　熱履歴が上記の式（１）の条件を満たすようにシリコン単結晶を育成することで、点欠陥がシリコン単結晶の半径以上の距離を拡散し、より確実にＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥を形成し難くすることができる。
　このとき、前記定数αを４４２０（ｃｍ２／ｓｅｃ）、前記定数βを２．０（ｅＶ）とし、Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ－Ｓｉが優勢な点欠陥となる条件で前記シリコン単結晶を育成することができる。
　このように定数α、βを設定すれば、特にＩ－Ｓｉをシリコン単結晶の側面に向かって十分に外方拡散させることができる。更に、Ｉ－Ｓｉが優勢な点欠陥となる条件でシリコン単結晶を育成するため、Ｖａｃａｎｃｙの濃度も低いシリコン単結晶とすることができる。その結果、より確実にＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥の形成を防止することができる。
　またこのとき、前記定数αを０．０００６（ｃｍ２／ｓｅｃ）、前記定数βを０．４（ｅＶ）とすることができる。
　このように定数α、βを設定すれば、Ｉ－Ｓｉ及びＶａｃａｎｃｙの両者がシリコン単結晶の側面に向かって十分に外方拡散させることができ、Ｇｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥を形成しない程度に両者を低濃度化させることができる。この場合にはＩ－Ｓｉ及びＶａｃａｎｃｙを共に外方拡散によって低濃度にできるため、どちらか一方を優勢にする条件でシリコン単結晶を育成することは必ずしも必要ではない。
　またこのとき、前記シリコン単結晶の中心部分における融点Ｔｍを１６８５（Ｋ）、前記Ｇｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥形成終了温度Ｔｄを１３５３（Ｋ）とすることができる。
　本発明において、シリコン単結晶の中心部分における融点及びＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥形成終了温度は、このように設定することが好適である。
　このとき、前記シリコン単結晶の中心部分の温度が前記融点Ｔｍから前記Ｇｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥形成終了温度Ｔｄに低下するまでの、前記シリコン単結晶の成長軸方向の長さを２ｒ（ｃｍ）以上とすることが好ましい。
　このように、シリコン単結晶の中心部分の温度が融点からＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥形成温度帯に至るまでのシリコン単結晶の成長軸方向の成長長さを大きくすることで、シリコン単結晶の中心部の温度がＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥形成終了温度に至るまでの通過時間を長くできる。この場合には、成長速度Ｖを極端に低速化することなく、点欠陥の拡散距離をシリコン単結晶の半径以上とすることができる。その結果、成長速度を低速化することによる生産性の低下を防止しつつ、Ｇｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥の形成をより確実に防止することができる。
　また、上記目的を達成するために、本発明によれば、上記シリコン単結晶製造方法で製造されたシリコン単結晶が提供される。
　本発明の方法で製造されたシリコン単結晶であれば、Ｇｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥及びＮｖ領域とＮｉ領域の混在の無いシリコン単結晶となる。また、このシリコン単結晶から切り出されたウェーハをフッ酸、硝酸、酢酸、水からなる選択性のあるエッチング液で揺動せず選択エッチングを行った場合に、特にＦＰＤ、ＬＥＰの欠陥が検出されないウェーハを得ることができる。
　本発明のシリコン単結晶製造方法及びその方法で製造されたシリコン単結晶であれば、単結晶の育成中にＩ－ＳｉやＶａｃａｎｃｙ等の点欠陥を結晶半径以上の距離を拡散させ、低コストでＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥の無いシリコン単結晶とすることができる。更に、外方拡散によりＩ－ＳｉやＶａｃａｎｃｙの点欠陥を低濃度化させることで、Ｎｖ領域とＮｉ領域の混在を避けることができる。
本発明の単結晶製造方法に用いる単結晶製造装置の一例を示した概略図である。 （ａ）本発明の単結晶製造方法に用いる単結晶製造装置において、シリコン単結晶とヒーター間の遮蔽物を減らした態様の一例を示した概略図である。（ｂ）実施例１における、シリコン単結晶中心部での温度プロファイルを示すグラフである。 本発明の単結晶製造方法に用いる単結晶製造装置において、断熱部材を追加した態様の一例を示した概略図である。 本発明の単結晶製造方法に用いる単結晶製造装置において、シリコン単結晶を円錐状反射筒で囲んだ態様の一例を示した概略図である。 （実験）において製造したシリコン単結晶から切り出したサンプルのＸ線トポグラフ観察図である。 （実験）において求めた拡散距離の実測値と拡散距離相当量をプロットしたグラフである。 （実験）において求めたシリコン単結晶中心部の軸方向温度分布を、結晶成長界面からの距離１ｃｍ毎にプロットしたグラフである。 （実験）において求めた単結晶成長界面から１ｃｍ毎の温度でのＤｉ分布を示すグラフである。
　以下、本発明について実施の形態を説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。
　上述したように、低コストでＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥及びＮｖ領域とＮｉ領域の混在のない高品質なシリコン単結晶が得られるシリコン単結晶製造方法が求められていた。
　そこで本発明者は、チョクラルスキー法によってシリコン単結晶を育成する際に、育成中のシリコン単結晶が受ける熱履歴を点欠陥の拡散が十分に行われるように制御して引上げる方法について検討した。そして、具体的には、育成される結晶の中心部分における融点ＴｍからＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥形成終了温度Ｔｄまでの熱履歴が、点欠陥の拡散距離が育成する結晶の半径以上となるような条件でシリコン単結晶を成長させればよいことに想到し、本発明を完成させた。
　以下、本発明の実施の形態について図面を参照しながら詳細に説明する。
　本発明では、チョクラルスキー法によってチャンバ内でルツボ中の原料融液から単結晶を引き上げる。まず、図１により使用するシリコン単結晶製造装置の概略について説明する。
　図１に示すシリコン単結晶製造装置の外観は、メインチャンバ１とこれに連通するプルチャンバ２で構成されている。メインチャンバ１の内部には、黒鉛ルツボ６に嵌合された石英ルツボ５が回転軸を介して設置されており、モータにより所望の回転速度で回転される。黒鉛ルツボ６を囲むようにヒーター７が設けられており、ヒーター７によって、石英ルツボ５内に収容された原料シリコン多結晶が溶融されて原料融液４とされる。また、断熱部材８が設けられており、ヒーター７からの輻射熱がメインチャンバ１等の金属製の器具に直接当たるのを防いでいる。
　原料融液４の融液面上では遮熱部材１２が、融液面に所定間隔で対向配置され、原料融液面からの輻射熱を遮断している。このルツボ中に種結晶を浸漬した後、原料融液４から棒状の単結晶３が引き上げられる。ルツボは結晶成長軸方向に昇降可能であり、単結晶の成長が進行して減少した原料融液４の液面下降分を補うように、成長中にルツボを上昇させることにより、原料融液４の融液面の高さは常に一定に保たれる。
　さらに、単結晶育成時にパージガスとしてアルゴンガス等の不活性ガスが、ガス導入口１０から導入され、引き上げ中のシリコン単結晶３とガス整流筒１１との間を通過した後、遮熱部材１２と原料融液４の融液面との間を通過し、ガス排出口９から排出している。導入するガスの流量と、真空ポンプや弁によるガスの排出量を制御することにより、引上げ中のチャンバ内の圧力が制御される。
　また、原料融液４の融液面と遮熱部材１２との間の距離は、ルツボを結晶成長による液面低下分とは異なる速度で押し上げることによって原料融液面の高さを結晶成長軸方向で上昇・下降させたり、また駆動手段によってガス整流筒１１を昇降させて遮熱部材１２の位置を上下に移動させたりすることによって容易かつ高精度で変更させることができる。なお、本発明におけるＣＺ法とは、石英ルツボとヒーターを内包するチャンバの外側から、磁場印加装置１５により磁場を印加して結晶を育成する、磁場印加ＣＺ法（ＭＣＺ法）も含まれる。
　このようなシリコン単結晶製造装置により、ルツボ中の原料融液４からシリコン単結晶を引き上げる。この際、原料融液４とシリコン単結晶３の間の結晶成長界面においてＩ－ＳｉやＶａｃａｎｃｙといった点欠陥が導入される。
　結晶成長界面で導入された点欠陥は、結晶の冷却に伴い平衡濃度が低下するので過飽和状態になる。過飽和になった点欠陥は対消滅や坂道拡散によって過飽和度を低下させる。この時、従来法として述べたように結晶成長界面での温度勾配Ｇと結晶成長速度Ｖとの比（Ｖ／Ｇ）を精密に制御すれば、ＶａｃａｎｃｙとＩ－Ｓｉの過剰量を拮抗させることができ、シリコン単結晶の無欠陥化は可能である。しかし、これだけではＮｖ領域とＮｉ領域が混在してしまう問題がある。この問題に対しては、本発明のように結晶中心部の熱履歴を、点欠陥が結晶半径を上回る距離を拡散できる条件とすれば、点欠陥の無限のシンクである結晶側面に向かって、点欠陥は拡散することができ、これによりＶａｃａｎｃｙとＩ－Ｓｉの過剰量が低下し、Ｇｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥を形成させないようにすることができる。
　より具体的には育成される結晶の中心部分における温度Ｔが融点ＴｍからＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥形成終了温度Ｔｄに低下するまでの間に、
　　　　∫Ｔｍ Ｔｄ（Ｄ×ｔ）ｄＴ≧ｒ２　　　・・・式（１）
（ここで、Ｄ：αｅｘｐ（－β／ｋＴ）、Ｔ：シリコン単結晶の中心部分の温度（Ｋ）、ｔ：シリコン単結晶の中心部分の温度Ｔの滞在時間（ｓｅｃ）、ｒ：シリコン単結晶の半径（ｃｍ）、ｋ：ボルツマン定数、α、β：定数である。）
　を満たす条件で結晶を育成すればよい。なお、ここではボルツマン定数ｋは８．６２×１０－５（ｅＶ／Ｋ）としている。
　上記の式（１）を計算するためには、結晶中心部での温度プロファイルが必要である。この結晶中心部の温度プロファイルは、測温によって求めることもできるが、シミュレーションによって求めてもよい。一般的に結晶中心部の温度を、例えば炉内構造を変更するたびに測温することは簡単ではない。一方で、近年ＣＺ炉内の温度シミュレーション技術は進んでおり、測温等の結果によって校正されたシミュレーションの結果であれば、少なくとも相対的には信用できる値となっている。従ってこれらの値を用いることが現実的である。
　また、結晶中心部における熱履歴を求めるためには具体的な温度を指定する必要がある。そこで、式（１）中の融点Ｔｍを１６８５（Ｋ）［＝１４１２℃］、Ｇｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥形成終了温度Ｔｄを１３５３（Ｋ）［＝１０８０℃］とすることができる。シリコンの融点は１４１２℃という報告のほかに１４１４℃など幾つかあり、本発明において１４１２℃に限定されることはないが、ここでは１４１２℃とできる。
　またＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥が形成される温度は、Ｖａｃａｎｃｙが凝集するＶｏｉｄ欠陥に関しては１１５０℃－１０８０℃という報告や１１００℃－１０７０℃という報告などいくつかの値がある。またＩ－Ｓｉが凝集する転位クラスタ欠陥の凝集温度に関しては明確な報告がない。そこで、ここではＶｏｉｄ欠陥に関して報告されている１１５０－１０８０℃の１０８０℃をＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥形成終了温度Ｔｄとして用いて計算することができる。なお、ここで具体的な数字を挙げるのは、このような指標を用いると外方拡散により無欠陥のシリコン単結晶を得られるという考え方を示すための具体例を示すものであり、ＴｍとＴｄはこれらの数値に限定されるものではない。
　ここで、式（１）中のＤに含まれる定数αを４４２０（ｃｍ２／ｓｅｃ）、βを２．０（ｅＶ）とすることができる。これらの数値を用いた式（１）を満たす熱履歴とすれば、特にＩ－Ｓｉを結晶側面に向かって外方拡散させることができ、Ｇｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥を形成しない程度に低濃度化させることができる。そしてこの場合のＶａｃａｎｃｙについては、Ｉ－Ｓｉが優勢となる条件で結晶を育成することでＶａｃａｎｃｙ過剰量を低減することができる。なお、結晶を育成する際に、Ｖ／Ｇの値を制御することでＩ－Ｓｉが優勢となる条件とすることができる。具体的には、Ｖａｃａｎｃｙ過剰量とＩ－Ｓｉ過剰量とが全く等しく、どちらも優勢でない時のＶ／Ｇを（Ｖ／Ｇ）ｃｒｔすると、Ｖ／Ｇ≦（Ｖ／Ｇ）ｃｒｔとなる条件でシリコン単結晶を育成することで、Ｉ－Ｓｉが優勢となる。
　このように、Ｉ－Ｓｉが優勢となる条件でシリコン単結晶を育成し、Ｖａｃａｎｃｙ過剰量を低減しながら、Ｉ－Ｓｉを結晶側面に向かって外方拡散させ、Ｇｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥を形成しない程度に点欠陥を低濃度化させることで、より確実にＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥の形成を低減することができる。
　また、本発明において式（１）中のＤに含まれる定数αを０．０００６（ｃｍ２／ｓｅｃ）、βを０．４（ｅＶ）とすることができる。これらの数値を用いた式（１）を満たす熱履歴とすれば、Ｉ－Ｓｉ及びＶａｃａｎｃｙの両者が結晶側面に向かって外方拡散して、Ｇｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥を形成しないほどに両者を低濃度化させることができる。この場合にはＩ－Ｓｉ及びＶａｃａｎｃｙの両点欠陥が共に低濃度になっているため、Ｖ／Ｇの値を必ずしも制御する必要はない。
　更に、本発明において、シリコン単結晶の中心部分の温度が融点ＴｍからＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥形成終了温度Ｔｄに低下するまでの、シリコン単結晶の成長軸方向の長さを２ｒ（ｃｍ）以上、すなわちシリコン単結晶の直径以上とすることが好ましい。
　式（１）は、シリコン単結晶の中心部分の温度が欠陥形成終了温度Ｔｄに至るまでの通過時間を長くすれば達成される。これは、シリコン単結晶の成長速度Ｖを低速化すれば達成可能である。しかしながら、極端に成長速度を低速化することは、生産性の低下に直結する。そこで融点からＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥形成温度帯までに成長するシリコン単結晶の長さを上記のようにシリコン単結晶の直径以上と大きくすれば、極端に成長速度を低下させなくとも式（１）の条件を満たすことができる。
　無欠陥のシリコン単結晶が得られる成長速度は炉内の設計によって決まるので一概には言えないが、極大雑把には成長させる結晶の半径に反比例する傾向がある。従って融点から欠陥形成温度帯までの通過時間を一定以上とするには、融点から欠陥形成温度までの成長軸方向の長さが結晶半径に比例した値とするのが好ましく、シリコン単結晶の直径以上となるように炉内構造を設計することが好ましい。
　このような設計とするために、例えば引き上げ中の結晶の周囲に加熱装置を設けても良いが、装置コストが高くなってしまう。従って、例えば原料融液４表面と遮熱部材１２との距離を大きく離してヒーター７からの輻射熱を取り込む方法が最も簡単であるし、例えば図２の（ａ）のように結晶とヒーターとの間の遮蔽物（図１における遮熱部材１２）を減らしてヒーター７からの輻射熱を取り込んでも良い。また、例えば図３に示すようにメインチャンバ１内壁やガス整流筒１１内周及び外周に断熱部材１３を配置して育成中のシリコン単結晶３の周辺の断熱を強化しても良い。更に、図４に示すように、シリコン単結晶３の周囲を円錐状の構造体（円錐状反射筒１４）で囲むことにより原料融液４表面からの輻射熱をシリコン単結晶３表面に反射させるような設計でも良い。
　図２の（ａ）、図３、図４に示した炉内構造であれば、シリコン単結晶の中心部分の温度が融点ＴｍからＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥形成終了温度Ｔｄに低下するまでの、シリコン単結晶の成長軸方向の長さを２ｒ（ｃｍ）以上とするという条件を、低コストで満たすことができる。
　以上のようなシリコン単結晶製造方法によって育成された結晶であれば、Ｇｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥が形成されないシリコン単結晶を得ることができる。これにより、そのシリコン単結晶から切り出したシリコンウェーハは、フッ酸、硝酸、酢酸、水からなる選択性のあるエッチング液で揺動せず選択エッチングを行った場合等に、Ｖａｃａｎｃｙ起因で形成されるＶｏｉｄ欠陥がエッチングの際に流れ模様を伴って検出されるＦＰＤや、Ｉ－Ｓｉ起因で形成される転位クラスタが巨大なエッチピットとして検出されるＬＥＰが検出されないシリコンウェーハとすることができる。
　以下、本発明の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。
（実験）
　図１に示すシリコン単結晶育成装置であって、炉内を構成する部品および装置サイズを変えた７水準のシリコン単結晶育成装置で、直径が１５０ｍｍから４５０ｍｍであるシリコン単結晶を育成した。この時、結晶成長界面近傍の温度勾配Ｇが径方向でおおよそ同等になるような条件を用い、成長速度ＶをＶａｃａｎｃｙ過剰量とＩ－Ｓｉ過剰量が拮抗して無欠陥化する値より高速側から、無欠陥化する値より低速側まで徐々に低下させて、シリコン単結晶を育成した。結晶育成中には、コイル中心を結ぶ線の中心での磁場強度が２０００－５０００（Ｇ）の範囲で水平磁場を印加した。
　このように製造したシリコン単結晶からブロックを切り出し、それぞれのシリコン単結晶における（Ｖ／Ｇ）ｃｒｔより少し高速側のブロックと、少し低速側のブロックとから、結晶成長方向に平行な縦割りサンプルを切り出した。次に、この縦割りサンプルの表面をフッ酸、硝酸、酢酸からなる混酸によりミラーエッチングした後、６５０℃で２時間、８００℃で４時間、１０００℃で１６時間の析出熱処理を順に施した。最後に、この熱処理後のサンプルをＸ線トポグラフ観察した。その結果の一例を図５に示す。
　図５に示した縦割りサンプルのＸ線トポグラフ図には、酸素析出量の多いＮｖ領域と酸素析出量の少ないＮｉ領域とが観察される。このＮｖ領域の上端部は結晶の外周部に向かって上方に大きく曲がっている。これはＶａｃａｎｃｙが結晶成長中に結晶の側面に向かって拡散し、この領域におけるＶａｃａｎｃｙ過剰量が低下し、欠陥が形成されなかったためと考えられる。この結果、無欠陥領域（Ｎｖ領域）が外周部に向かって上方に広がっていると考えられる。このＮｖ領域が外周方向に向かって広がり始める距離をＶ拡散距離Ｌｖとする。一方で、図５においてＮｉ領域の上端部及び下端部は結晶の外周部に向かって下方に大きく曲がっている。これはＩ－Ｓｉが結晶成長中に結晶の側面に向かって拡散し、Ｉ－Ｓｉ過剰量が低下し、欠陥が形成されなかったためと考えられる。この結果、無欠陥領域（Ｎｉ領域）が外周部に向かい下側に広がっていると考えられる。このＮｉ領域が外周方向に向かって広がり始める距離をＩ拡散距離Ｌｉとする。これら拡散距離Ｌｖ及び拡散距離Ｌｉをそれぞれの結晶について実測して求めた。
　上述したように、結晶成長界面において熱平衡濃度で導入された点欠陥は、結晶の温度が下がるに従って過飽和になる。過飽和になった点欠陥は対消滅や坂道拡散で過飽和度を下げる。また結晶側面は点欠陥にとって無限のシンクであるから、結晶側面は常に平衡濃度に保たれ、結晶中心部との濃度勾配ができる。これにより点欠陥は結晶側面へ向かって外方拡散し、更に過飽和濃度を下げている。この時外方拡散によって平衡濃度が下がる距離がＬｖ、Ｌｉであると考えられる。
　一般に点欠陥の拡散係数はアレニウス型の式Ｄ＝αｅｘｐ（－β／ｋＴ）で表される。また拡散係数と拡散に関わる時間Ｔとをかけたものの二乗根を取った√（Ｄｔ）が拡散距離と呼ばれる。実際の拡散は結晶の温度が融点からどんどん低下する中で行われる。温度の低下に伴い拡散係数もどんどん低下する。そのような中で、上記のように実測したＬｖ、Ｌｉがどのような拡散係数とどのように関係するのか、Ｄ中のα、βを振って、また√（Ｄｔ）、Ｄｔの積算方法を変えながら、種々のデータ解析を試みた。その結果、以下の式（２）及び式（３）のような指標と良く一致することを見出した。
　　Ｌｉ＝√（∫Ｔｍ Ｔｄ（Ｄｉ×ｔ）ｄＴ）　　　・・・式（２）
（但し、Ｄｉ＝４４２０ｅｘｐ（－２．０／ｋＴ）である。）

　　Ｌｖ＝√（∫Ｔｍ Ｔｄ（Ｄｖ×ｔ）ｄＴ）　　　・・・式（３）
（但し、Ｄｖ＝０．０００６ｅｘｐ（－０．４／ｋＴ）である。）
　式（２）、（３）の左辺のＬｉ及びＬｖは実測値であり、右辺の√（∫Ｔｍ Ｔｄ（Ｄｉ×ｔ）ｄＴ）及び√（∫Ｔｍ Ｔｄ（Ｄｖ×ｔ）ｄＴ）はシミュレーションから求めた拡散距離相当量である。これを今回評価した７水準の結晶についてプロットしたものが図６である。実測値と拡散距離相当量との間に１：１の関係があることがわかる。つまり実際に育成するシリコン単結晶において外方拡散によって無欠陥領域となる拡散距離Ｌｉ、Ｌｖを、式（２）、式（３）を用いることで、計算により求めることができることを見出した。
　ここで補足するが、∫Ｔｍ Ｔｄ（Ｄ×ｔ）ｄＴを計算するのは簡単ではない。そこで具体的には、以下のように計算することで∫Ｔｍ Ｔｄ（Ｄ×ｔ）ｄＴに相当する量を求めることができる。
　まず、実際に結晶を育成した単結晶製造装置の構造を総合伝熱解析ソフトＦＥＭＡＧ（Ｆ．Ｄｕｐｒｅｔ　ｅｔ　ａｌ．　；　Ｉｎｔ．　Ｊ．　Ｈｅａｔ　Ｍａｓｓ　Ｔｒａｎｓｆｅｒ，　３３，　１８４９（１９９０）参照）にてシミュレーションし、シリコン単結晶の中心部分の温度プロファイルを求める。図７は本実験で用いた上述の単結晶製造装置の炉内構造のうちのひとつの温度プロファイルを、結晶成長界面からの距離１ｃｍ毎にプロットしたものである。この炉内構造の場合、界面から１５ｃｍのところでＴｄ（＝１０８０℃）となった。
　ここで結晶中心部の温度プロファイルを用いて計算しているが、厳密には外方拡散が起こっている外周部数ｃｍでのプロファイルを用いる方が正しい。しかし中心部のプロファイルを用いた場合と外周部数ｃｍのプロファイルを用いた場合とで大きな差は無かったので、ここでは中心部のプロファイルを代表して用いている。
　次に、単結晶成長界面から１ｃｍ毎の温度でのＤｉ＝４４２０ｅｘｐ（－２．０／ｋＴ）を求めたものが図８である。この炉内構造において（Ｖ／Ｇ）ｃｒｔとなる成長速度Ｖは０．４２５ｍｍ／ｍｉｎであるので、シリコン単結晶が１ｃｍ（＝１０ｍｍ）成長するのに掛かる時間（ｓｅｃ）は、１０（ｍｍ）／０．４２５（ｍｍ／ｍｉｎ）×６０＝１４１２（ｓｅｃ）である。そこで１ｃｍ毎のＤｉと１ｃｍの通過時間１４１２（ｓｅｃ）を掛けたものを界面から１５ｃｍまでの１５区間積算したものを∫Ｔｍ Ｔｄ（Ｄ×ｔ）ｄＴとして求めることができる。ここでは、例として１ｃｍ毎に計算したが、１ｃｍ毎ではなく例えば１ｍｍ毎にして、１５０区間積算すればより正確な∫Ｔｍ Ｔｄ（Ｄ×ｔ）ｄＴを求めることができる。ここでは簡単のために１ｃｍ区間での積算を説明しただけであり、この数値に限定されることはない。
　以上のように、シミュレーションから式（２）で求められるＬｉが結晶の半径ｒ（ｃｍ）以上となる条件であれば、Ｉ－Ｓｉが欠陥を形成しない程度の低濃度となり、Ｇｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥が形成されないということが推定できる。更に式（３）で求められるＬｖが結晶半径ｒ（ｃｍ）以上となる条件であれば、Ｉ－ＳｉだけでなくＶａｃａｎｃｙもＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥を形成しない低濃度とすることができる。
　続いて、以下に示す実施例１では、熱履歴を式（２）で求められる拡散距離Ｌｉが結晶の半径ｒ（ｃｍ）以上となるような条件としてシリコン単結晶を育成した。
（実施例１）
　図２の（ａ）に概略図を示した単結晶製造装置を用いて、半径ｒが６．６ｃｍであるシリコン単結晶を製造した。この時コイル中心を結ぶ線の中心の磁場強度が４０００Ｇとなるように水平磁場を印加した。この単結晶育成装置の構造を、総合伝熱解析ソフトＦＥＭＡＧにて解析して、結晶中心部での温度プロファイル求めたものを図２の（ｂ）に示す。図２の（ｂ）に示すように、シリコン単結晶の中心部分における、融点Ｔｍ＝１４１２℃からＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥形成終了温度Ｔｄ＝１０８０℃までの距離は２１．７ｃｍであり２ｒ＝１３．２ｃｍより大きい値であった。またこの装置において（Ｖ／Ｇ）ｃｒｔとなる成長速度Ｖは０．３８４ｍｍ／ｍｉｎであった。
　そこで、この単結晶製造装置を用いて、成長速度を０．５から０．３ｍｍ／ｍｉｎまで徐々に低下させて、結晶を製造した。
　次に、このシリコン単結晶を輪切りにして、円状のサンプルを切り出した。このサンプルを平面研削した後、フッ酸、硝酸、酢酸からなる混酸でミラーエッチングした。次にフッ酸、硝酸、酢酸、水からなる選択性のあるエッチング液にサンプルを浸し、エッチングによる取り代が両側で２５±３μｍになるまで揺動せず放置し、選択エッチングを行った。その後、サンプルを光学顕微鏡にて観察した。
　その結果、成長速度がおおよそ０．３４ｍｍ／ｍｉｎより低速側で育成された部分から切り出されたサンプルには、ＦＰＤはもちろん、Ｉ－Ｓｉ起因の欠陥でありＬＥＰと呼ばれる巨大エッチピットも検出されず、Ｇｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥が検出されなかった。成長速度Ｖが０．３４ｍｍ／ｍｉｎの時の式（２）を計算すると拡散距離Ｌｉ＝７．５ｃｍとなり、シリコン単結晶の半径６．６ｃｍより大きい値であった。このように、Ｌｉ＝７．５ｃｍとシリコン単結晶の半径より少し大きい値となる成長速度となったのは、外方拡散が進むにつれ、点欠陥過剰量の濃度勾配が小さくなり、外方拡散の駆動力が弱まったためと考えられる。
（比較例１）
　図１に概略を示した単結晶製造装置を用いて、半径が１０．３ｃｍであるシリコン単結晶を育成した。この単結晶製造装置の構成を、総合伝熱解析ソフトＦＥＭＡＧにて解析した結果、結晶中心における１４１２℃から１０８０℃までの距離は１１．３ｃｍと２ｒ＝２０．６ｃｍより小さい値であった。この装置において（Ｖ／Ｇ）ｃｒｔとなるＶは０．５６２ｍｍ／ｍｉｎであった。成長速度が０．５６２ｍｍ／ｍｉｎの時の式（２）を計算すると、４．３９ｃｍであり半径の１０．３ｃｍより小さかった。即ちこのとき、シリコン単結晶の中心部分における融点ＴｍからＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥形成終了温度Ｔｄまでの熱履歴が、シリコン単結晶の点欠陥の拡散距離がシリコン単結晶の半径以上となる条件とならなかった。この単結晶製造装置を用いて、成長速度Ｖを０．６５から０．５ｍｍ／ｍｉｎまで徐々に低下させて、シリコン単結晶を製造した。
　次に、製造したシリコン単結晶から切り出されたサンプルを用いて実施例１と同様にＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥の評価を行った。
　その結果、成長速度Ｖがおおよそ０．５７ｍｍ／ｍｉｎより高速側で育成された部分から切り出されたサンプルには、ＦＰＤが検出されＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥が形成されていた。また成長速度Ｖがおおよそ０．５５ｍｍ／ｍｉｎより低速側で育成された部分から切り出されたサンプルでは、ＬＥＰが検出され、Ｇｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥が形成されていた。
　以上のことから、本発明のシリコン単結晶製造方法でシリコン単結晶を製造すれば、単結晶製造装置に高価な追加設備の設置等を必要とすることなく、点欠陥を単結晶側面に向かって外方拡散させ、低コストでＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥の形成を抑制できることが明らかとなった。
　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。

Claims (7)

  1. 　チョクラルスキー法によってシリコン単結晶を育成する方法であって、
    　前記シリコン単結晶の中心部分における融点ＴｍからＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥形成終了温度Ｔｄまでの熱履歴を、前記シリコン単結晶の点欠陥の拡散距離が前記シリコン単結晶の半径以上となる条件として前記シリコン単結晶を育成することを特徴とするシリコン単結晶製造方法。
  2. 　前記点欠陥の拡散距離が前記シリコン単結晶の半径以上となる条件として、前記シリコン単結晶の中心部分における融点ＴｍからＧｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥形成終了温度Ｔｄまでの熱履歴が、下記式（１）を満たすようにシリコン単結晶を育成することを特徴とする請求項１に記載のシリコン単結晶製造方法。
    　　∫Ｔｍ Ｔｄ（Ｄ×ｔ）ｄＴ≧ｒ２　　　・・・（１）
    （ここで、Ｄ：αｅｘｐ（－β／ｋＴ）、Ｔ：シリコン単結晶の中心部分の温度（Ｋ）、ｔ：シリコン単結晶の中心部分の温度Ｔの滞在時間（ｓｅｃ）、ｒ：シリコン単結晶の半径（ｃｍ）、ｋ：ボルツマン定数、α、β：定数である。）
  3. 　前記定数αを４４２０（ｃｍ２／ｓｅｃ）、前記定数βを２．０（ｅＶ）とし、Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ－Ｓｉが優勢な点欠陥となる条件で前記シリコン単結晶を育成することを特徴とする請求項２に記載のシリコン単結晶製造方法。
  4. 　前記定数αを０．０００６（ｃｍ２／ｓｅｃ）、前記定数βを０．４（ｅＶ）とすることを特徴とする請求項２に記載のシリコン単結晶製造方法。
  5. 　前記シリコン単結晶の中心部分における融点Ｔｍを１６８５（Ｋ）、前記Ｇｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥形成終了温度Ｔｄを１３５３（Ｋ）とすることを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか１項に記載のシリコン単結晶製造方法。
  6. 　前記シリコン単結晶の中心部分の温度が前記融点Ｔｍから前記Ｇｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥形成終了温度Ｔｄに低下するまでの、前記シリコン単結晶の成長軸方向の長さを２ｒ（ｃｍ）以上とすることを特徴とする請求項１から請求項５のいずれか１項に記載のシリコン単結晶製造方法。
  7. 　請求項１から請求項６のいずれか１項に記載のシリコン単結晶製造方法によって製造されたことを特徴とするシリコン単結晶。
PCT/JP2015/000489 2014-02-24 2015-02-04 シリコン単結晶製造方法及びシリコン単結晶 WO2015125425A1 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016503958A JP6135818B2 (ja) 2014-02-24 2015-02-04 シリコン単結晶製造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014-032474 2014-02-24
JP2014032474 2014-02-24

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2015125425A1 true WO2015125425A1 (ja) 2015-08-27

Family

ID=53877949

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2015/000489 WO2015125425A1 (ja) 2014-02-24 2015-02-04 シリコン単結晶製造方法及びシリコン単結晶

Country Status (2)

Country Link
JP (1) JP6135818B2 (ja)
WO (1) WO2015125425A1 (ja)

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05213690A (ja) * 1992-02-03 1993-08-24 Matsushita Electric Ind Co Ltd 単結晶成長方法およびその装置
JPH08337490A (ja) * 1995-06-09 1996-12-24 Shin Etsu Handotai Co Ltd 結晶欠陥の少ないシリコン単結晶及びその製造方法
JP2003517412A (ja) * 1998-06-26 2003-05-27 エムイーエムシー・エレクトロニック・マテリアルズ・インコーポレイテッド 任意に大きい直径を有する無欠陥シリコン結晶の成長方法
JP2003517414A (ja) * 1998-10-14 2003-05-27 エムイーエムシー・エレクトロニック・マテリアルズ・インコーポレイテッド 工程条件の変動を許容する無欠陥シリコン結晶の製造法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05213690A (ja) * 1992-02-03 1993-08-24 Matsushita Electric Ind Co Ltd 単結晶成長方法およびその装置
JPH08337490A (ja) * 1995-06-09 1996-12-24 Shin Etsu Handotai Co Ltd 結晶欠陥の少ないシリコン単結晶及びその製造方法
JP2003517412A (ja) * 1998-06-26 2003-05-27 エムイーエムシー・エレクトロニック・マテリアルズ・インコーポレイテッド 任意に大きい直径を有する無欠陥シリコン結晶の成長方法
JP2003517414A (ja) * 1998-10-14 2003-05-27 エムイーエムシー・エレクトロニック・マテリアルズ・インコーポレイテッド 工程条件の変動を許容する無欠陥シリコン結晶の製造法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2015125425A1 (ja) 2017-03-30
JP6135818B2 (ja) 2017-05-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI539041B (zh) 單晶矽半導體晶圓及其製造方法
JP3901092B2 (ja) シリコン単結晶の製造方法
JP5993550B2 (ja) シリコン単結晶ウェーハの製造方法
US6174364B1 (en) Method for producing silicon monocrystal and silicon monocrystal wafer
JP3692812B2 (ja) 窒素ドープした低欠陥シリコン単結晶ウエーハおよびその製造方法
JP5439305B2 (ja) シリコン基板の製造方法及びシリコン基板
US9777394B2 (en) Method of producing silicon single crystal ingot
US8771415B2 (en) Method of manufacturing silicon single crystal, silicon single crystal ingot, and silicon wafer
JP4699675B2 (ja) アニールウェーハの製造方法
JP2010222241A (ja) Ｉｇｂｔ用シリコン単結晶ウェーハ及びｉｇｂｔ用シリコン単結晶ウェーハの製造方法
JP2008066357A (ja) シリコン単結晶ウエーハおよびシリコン単結晶ウエーハの製造方法
JP2007045662A (ja) 半導体シリコンウェーハおよびその製造方法
KR101703696B1 (ko) 실리콘 기판의 제조방법 및 실리콘 기판
KR100725671B1 (ko) 결정결함이 적은 실리콘 단결정 웨이퍼 및 그 제조방법
US20090061140A1 (en) Silicon Single Crystal Producing Method, Annealed Wafer, and Method of Producing Annealed Wafer
JP5381558B2 (ja) シリコン単結晶の引上げ方法
JP4193610B2 (ja) 単結晶の製造方法
JP4196602B2 (ja) エピタキシャル成長用シリコンウエーハ及びエピタキシャルウエーハ並びにその製造方法
JP2005015313A (ja) 単結晶の製造方法及び単結晶
JP4857517B2 (ja) アニールウエーハ及びアニールウエーハの製造方法
JP6135818B2 (ja) シリコン単結晶製造方法
JP2001089294A (ja) 点欠陥の凝集体が存在しないシリコン単結晶の連続引上げ法
JP6459944B2 (ja) シリコン単結晶の製造方法
JP6524954B2 (ja) シリコン単結晶の育成方法およびシリコン単結晶ウェーハの製造方法
JP2017132686A (ja) シリコン単結晶の製造方法およびシリコンウェーハ

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 15751671

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2016503958

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 15751671

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1