WO2018008561A1 - 単結晶シリコン板状体およびその製造方法 - Google Patents

単結晶シリコン板状体およびその製造方法 Download PDF

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WO2018008561A1
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crystal silicon
ingot
oxygen
oxygen precipitates
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勲 正田
橘　昇二
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株式会社トクヤマ
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    • H01L31/1804—Processes or apparatus specially adapted for the manufacture or treatment of these devices or of parts thereof comprising only elements of Group IV of the Periodic Table

Definitions

  • the present invention relates to a single crystal silicon plate, in particular, a single crystal silicon plate with controlled precipitation nuclei that grow into oxygen precipitates in the heating process of device manufacturing, and the single crystal silicon plate can be cut out
  • the present invention relates to a method for producing a single crystal silicon ingot by a Czochralski (hereinafter, CZ) method.
  • Single crystal silicon is widely used as a substrate material for semiconductor devices and solar cells for integrated circuits and power control.
  • the CZ method is mainly used as a method for producing a high-purity, dislocation-free, large-diameter single crystal silicon ingot with high productivity.
  • a quartz crucible is filled with solid polycrystalline silicon as a raw material and heated to a melting point of silicon or higher to melt.
  • the silicon crystal is solidified and grown under the seed crystal by a so-called pulling method in which the seed crystal is slowly pulled up to form a single crystal.
  • the seed crystal is brought into contact with the melt surface, and then the crystal is pulled while narrowing the diameter (necking) in order to eliminate the dislocations generated by thermal shock in the seed crystal.
  • the shoulder is expanded by expanding the crystal diameter to the target diameter to grow a crystal with a constant diameter, and the straight body portion (constant diameter portion) of the target length is pulled up.
  • the single crystal ingot is separated from the silicon melt while the crystal diameter is reduced to form a tail (reduced diameter portion), and the crystal is pulled upward in the CZ apparatus and cooled.
  • a substrate (wafer) for a semiconductor device or a solar cell is obtained by slicing the straight body portion of the single crystal ingot thus obtained into a plate-like body having a target thickness.
  • the oxygen that forms the oxygen precipitates is derived from the dissolution of the quartz crucible into the silicon melt, and therefore, as long as the quartz crucible is used to pull up the single crystal silicon ingot, a considerable amount is contained in the single crystal. Inevitable oxygen contamination.
  • the upper part of the ingot that is, the upper part of the straight body grown in the initial stage of pulling, has a large amount of silicon melt in the quartz crucible and a large contact area between the inner wall surface of the crucible and the silicon melt, so that oxygen from the quartz crucible is large. Since it is pulled up in a state of a large amount of elution, a very high concentration of oxygen is also taken into the crystal.
  • the silicon melt in the quartz crucible decreases, so the contact area between the inner wall of the crucible and the silicon melt decreases. Also, oxygen taken into the single crystal is reduced. As a result, the oxygen concentration distribution in the pulling (longitudinal) direction in the single crystal silicon ingot is non-uniform, and the oxygen concentration contained in the upper portion becomes higher. Specifically, in the region at the top of the ingot, the interstitial oxygen concentration in the crystal is usually 25 to 45 ppma, and even if the amount taken up is suppressed, it is about 25 to 40 ppma. Therefore, the amount of oxygen precipitates formed in the upper part of the ingot increases, and the defect rate of the substrate when a solar cell or a power device is formed increases.
  • the substitutional carbon concentration is about 0.001 to 1 ppma. From the viewpoint of reducing the oxygen precipitates, a lower one of 0.5 ppma or less is suitable.
  • the formation state of oxygen precipitates is affected by the thermal history received during the pulling and cooling of the single crystal in the CZ method ingot pulling apparatus in the manufacturing process of the single crystal ingot.
  • the cooling conditions of the single crystal ingot in the pulling device By utilizing this fact, by devising the cooling conditions of the single crystal ingot in the pulling device, the amount of oxygen precipitates formed in the state where the single crystal ingot is taken out from the pulling device (as grown) can be reduced. Is possible.
  • the temperature range of 700 to 600 ° C during the cooling of the single crystal ingot in the pulling device affects the formation of oxygen precipitates, it is effective to rapidly cool this temperature range and shorten the residence time as much as possible. It is said that.
  • the oxygen concentration in the single crystal is higher at the upper part of the ingot and oxygen precipitates are easily formed, the effect of this rapid cooling is considered to be particularly high at the upper part of the ingot.
  • the entire ingot is pulled into the pull chamber above the CZ apparatus and cooled, so that the temperature range of 700 to 600 ° C. Can be efficiently cooled.
  • a substrate obtained by slicing a single crystal silicon ingot pulled up by the CZ method into a plate-like body is used as a substrate for devices such as various semiconductors and solar cells.
  • oxygen precipitation may occur due to the thermal history of the device manufacturing process or the corresponding heat treatment, which may reduce the lifetime of the substrate.
  • the shape of oxygen precipitates generated and grown in a crystal when a single crystal silicon substrate is heat-treated is a thin plate.
  • Patent Document 1 a single crystal silicon substrate is heat-treated at a temperature of about 800 ° C. for several hours, and then subjected to heat treatment at a temperature of 1000 ° C. or more for several hours, so that oxygen precipitates having a polyhedral structure are present.
  • a single crystal silicon substrate with few dislocations can be obtained.
  • These substrates are processed for several hours under the high temperature condition of 1000 ° C. or more after the nuclei of the plate-like oxygen precipitates formed in the crystal are eliminated by the treatment of about 800 ° C. for several hours.
  • Oxygen precipitates grow into the polyhedral structure because of the unique heating operation.
  • the substrate used in these examples is still a plate-like oxygen precipitate in heat treatment at a relatively low temperature such as various manufacturing processes (dopant diffusion, thermal oxidation, etc.) of solar cells and power devices. Will grow.
  • various manufacturing processes dopant diffusion, thermal oxidation, etc.
  • plate-like oxygen precipitates can be clearly observed in a lattice image of a silicon crystal, for example, when observed at a high magnification of 5 million times or more, dislocations and crystal lattice distortion are observed around the oxygen precipitates. . Since plate-like oxygen precipitates increase the amount of strain applied to the surroundings when they grow, dislocations are likely to occur. Then, a dangling bond is formed in the dislocation generated by the plate-like oxygen precipitate, which acts as a recombination center of minority carriers and becomes a defect that reduces the lifetime.
  • the present inventors have continued intensive studies in view of the above problems. As a result, after passing through a thermal history equivalent to the heat treatment in the device manufacturing process, if single crystal silicon having a polyhedral structure of the grown oxygen precipitate can be cut out from the CZ method single crystal silicon ingot, As a result, the present invention has been found to be effective.
  • the present invention is a single-crystal silicon plate having an interstitial oxygen concentration in the crystal of 25 to 45 ppma and a substitutional carbon concentration of 0.5 ppma or less at the radial center.
  • the oxygen precipitates are not observed in the bulk in the image with a transmission electron microscope, and after heating the single crystal silicon plate at 950 ° C. for 60 minutes, In the 200,000 times image, oxygen precipitates are observed in the bulk, and the shape of the oxygen precipitates is observed in a polyhedral structure in the 2 million times image. This is a single crystal silicon plate.
  • the substitutional carbon concentration is 0.001 to 0.3 ppma.
  • the number density of oxygen precipitates observed after heating is preferably 1 ⁇ 10 13 pieces / cm 3 or less.
  • the above-mentioned single crystal silicon plate is cut from a CZ method single crystal silicon ingot, and it is also a preferable aspect that it does not receive a heat history of 900 ° C. or higher after cutting.
  • the single crystal silicon ingot is cut out from the upper part of the straight body portion of the CZ method single crystal silicon ingot.
  • the present invention also provides a CZ method single crystal silicon ingot comprising a region satisfying the characteristic properties of the characteristic single crystal silicon plate in the longitudinal direction of the ingot.
  • the region satisfying the characteristic properties of the characteristic single crystal silicon plate is included in the upper part of the straight body portion.
  • the present invention when pulling a single crystal silicon ingot by a CZ method from a melt obtained by melting polycrystalline silicon, Cooling from 1000 ° C. to 800 ° C. in a region where the interstitial oxygen concentration in the central portion in the radial direction is 25 to 45 ppma and the substitutional carbon concentration is 0.5 ppma or less in the major axis direction of the ingot is 10 hours or more Also provided is a method for producing a CZ method single crystal silicon ingot, which is carried out with a cooling time of 1 mm.
  • the present invention provides a long axis in which, after a CZ method single crystal silicon ingot is produced by the above method, the interstitial oxygen concentration in the radial center is 25 to 45 ppma and the substitutional carbon concentration is 0.5 ppma or less.
  • a method for producing a single crystal silicon plate is also provided by cutting single crystal silicon into a plate shape from the direction region.
  • the lifetime of the substrate when a substrate cut from a CZ method single crystal silicon ingot is subjected to a heat treatment in a device manufacturing process, depending on the shape of oxygen precipitates formed in the substrate, the lifetime of the substrate If the influence on the performance of the manufactured device is different and the shape of the oxygen precipitate is a polyhedral structure, the lifetime will be small, and it has excellent characteristics as a substrate for devices such as solar cells and power devices. It is based on the knowledge that it is.
  • the single crystal silicon plate of the present invention contains 60% of interstitial oxygen in the crystal at a high concentration of 25 to 45 ppma, and mimics the process in the device manufacturing process. Even if it heat-processes for 1 minute, it has the big characteristic that the oxygen precipitate to precipitate has a polyhedral structure.
  • oxygen precipitates usually grow in a thin plate shape, and the polyhedron is 950 ° C., which is a typical value in the processing temperature range. The behavior in which oxygen precipitates of structure are formed is very unique.
  • the single-crystal silicon plate-like body of the present invention has a high oxygen concentration as cut out from the upper part of the ingot straight body, and thus has a low lifetime and a good substrate. Excellent yield.
  • the solar cell characteristics are higher than those of conventional single crystal silicon having a substitutional carbon concentration comparable to that of the present invention. And the height of this solar cell characteristic becomes more remarkable, so that the said substitutional carbon concentration becomes low. Furthermore, the open circuit voltage of the solar cell and the lifetime of the substrate after forming the solar cell device are excellent in the same tendency.
  • FIG. 1 is a transmission electron microscope observation image of oxygen precipitates after heat treatment at a temperature of 950 ° C. for 60 minutes of the single crystal silicon produced in Example 1.
  • FIG. It is (a) TEM image in observation magnification 2 million times.
  • FIG. 2 shows (b) scanning transmission electron microscope—bright field image (STEM-BF image) and (c) scanning transmission electron microscope—at 2 million times, of the oxygen precipitate of Example 1 shown in FIG. It is a high-angle annular dark field image (STEM-HAADF image).
  • FIG. 3 is an observation image of oxygen precipitates of the single crystal silicon produced in Comparative Example 1 after heat treatment at a temperature of 950 ° C. for 60 minutes, using a transmission electron microscope. It is (a) TEM image in observation magnification 2 million times.
  • FIG. 4 shows (b) a scanning transmission electron microscope—a bright field image (STEM-BF image) and (c) a scanning transmission electron microscope—at 2 million times the oxygen precipitate of Comparative Example 1 shown in FIG. It is a high-angle annular dark field image (STEM-HAADF image).
  • FIG. 5 shows (b) STEM-BF image and (c) STEM-HAADF image of the oxygen precipitate of Example 1 shown in FIG. Further, (a) is a TEM image showing the observation position. 6 is a (b) STEM-BF image and (c) STEM-HAADF image of the oxygen precipitate of Comparative Example 1 shown in FIG. Further, (a) is a TEM image showing the observation position.
  • FIG. 7 is a schematic view of an ingot pulling apparatus for single crystal silicon by a general CZ method.
  • FIG. 8 is a schematic view showing a preferred embodiment of the single crystal silicon ingot pulling apparatus of the present invention.
  • the single crystal silicon plate of the present invention is formed into a plate shape by silicon crystals having the same orientation of atoms throughout the crystal.
  • the interstitial oxygen concentration in the crystal is in a high range as will be described later, and this is usually a silicon single crystal ingot produced by pulling up from molten silicon by the CZ method and solidifying and cooling, particularly its straight body. Applicable is cut out from the upper part.
  • the plate-like body is usually a disc shape, but may be formed into a desired shape such as a square plate.
  • the silicon single crystal ingot produced by the CZ method has a long cylindrical straight body portion (constant diameter portion) and a shoulder portion (expanded diameter portion) and a tail portion located at both ends in a state immediately after being pulled up. Generally, it is composed of (reduced diameter portion).
  • the length of the straight body portion is not particularly limited, but is preferably 600 to 2500 mm, and more preferably 1100 to 2500 mm from the viewpoint of improving productivity.
  • the diameter of the straight body portion is not particularly limited, but is preferably 100 to 300 mm, and more preferably 150 to 250 mm. Therefore, if the plate-like body is cut out from the straight body portion, the diameter is also this size.
  • the thickness of the plate-like body is preferably 0.1 to 1 mm in consideration of the use of the substrate for solar cells and power devices.
  • the conductivity type may be n-type or p-type, but the n-type is preferred for the reason that it is easy to obtain a product with excellent lifetime.
  • impurities to be doped include phosphorus (P), arsenic (As), and antimony (Sb) as n-type dopants, and boron (B), aluminum (Al), and gallium (Ga) as p-type dopants. Indium (In) or the like can be used without any limitation.
  • the single-crystal silicon plate of the present invention has the characteristic features of the interstitial oxygen concentration in the crystal, the substitutional carbon concentration, and the unique behavior of oxygen precipitates observed with a transmission electron microscope. Identified. These properties are evaluated at the radial center of the plate-like body.
  • the oxygen concentration is particularly high in the upper part of the straight body in the longitudinal direction of the ingot, but when viewed in the radial direction, the oxygen concentration is due to the convection of the silicon melt in the quartz crucible. This is because the concentration of oxygen dissolved from the quartz crucible increases at the center in the melt near the crystal growth interface.
  • the oxygen concentration of the ingot is the highest at the central portion where the concentration in the melt is the highest and the lowest at the peripheral portion. That is, in the single crystal silicon substrate, the problem of device performance deterioration due to the formation of oxygen precipitates is particularly noticeable in the central portion when viewed in the radial direction. Therefore, the improvement of this problem is evaluated at the central portion in the radial direction.
  • the central portion in the radial direction of the single crystal silicon plate is a position within 20% in the radial direction from the center.
  • the evaluation is performed within a circle having a radius of 20 mm from the center.
  • a circumscribed circle is assumed, and evaluation is performed within a circle that is 20% of the radius of the circumscribed circle from the center of gravity of the polygon.
  • the single crystal silicon plate of the present invention has an interstitial oxygen concentration in the crystal of 25 to 45 ppma at the center in the radial direction. Further, the interstitial oxygen concentration is preferably 30 to 43 ppma.
  • the interstitial oxygen concentration in the crystal is a value measured by Fourier transform infrared spectroscopy and derived by ASTM F121-79.
  • oxygen contamination into the single crystal increases in the initial stage of pulling the CZ method silicon single crystal ingot, it satisfies the requirements for the interstitial oxygen concentration defined in the present invention in the major axis direction of the ingot.
  • the region is likely to be included in the upper part of the straight body part (specifically, the range from the upper end of the straight body part to 50 mm downward).
  • the oxygen concentration in the upper part of the straight body of the ingot is so high, a plate-like oxygen precipitate is formed by the heat treatment in the device manufacturing process on the substrate cut out from this part, and the lifetime is shortened. descend. Therefore, if the single crystal silicon of this part satisfies the properties of the present invention, the yield of non-defective substrates can be greatly improved in the plate-like body cut out from the ingot, which is particularly effective. is there.
  • the single crystal silicon plate of the present invention has a substitutional carbon concentration of 0.5 ppma or less, preferably 0.001 to 0.001 in addition to the interstitial oxygen concentration being in a specific range at the radial center. It is required to be 0.3 ppma, particularly preferably 0.01 to 0.3 ppma.
  • the substitutional carbon means carbon in a state of being in lattice positions of silicon atoms of silicon crystal in carbon contained in single crystal silicon.
  • substitutional carbon concentration needs to be lowered to the above range.
  • substitutional carbon concentration exceeds 0.5 ppma, the formation of oxygen precipitate nuclei by carbon impurities becomes dominant, the shape of the oxygen precipitate becomes unstable, and the number density also rises. Since lifetime is reduced, it is not preferable.
  • the substitutional carbon concentration can be reduced, for example, by using a high-purity raw material (polycrystalline silicon). Further, the substitutional carbon concentration can be controlled by selecting the material of the heat treatment furnace and reducing the mixing of carbon or adjusting the exhaust gas flow rate.
  • the substitutional carbon concentration of single crystal silicon is a value derived by ASTM F123-86 measured by Fourier transform infrared spectroscopy.
  • the test piece used for the measurement of the substitutional carbon concentration may be obtained from the infrared absorption spectrum measured simultaneously using the test piece used for the measurement of the interstitial oxygen concentration as it is.
  • substitutional carbon concentration in the straight body portion is the lowest at the upper portion, and the lower portion where the silicon melt in the crucible is concentrated as the ingot is pulled up progresses. Is normal.
  • the carbon sample in the silicon is segregated from the solidification rate obtained from the ratio of the crystal weight up to the measurement sample acquisition position and the weight of the polycrystalline silicon raw material filled in the crucible. It may be calculated based on the coefficient (0.07), and the substitutional carbon concentration in the upper portion of the straight body may be obtained. That is, the substitutional carbon concentration in the middle part and the lower part of the ingot is measured, and the substitutional carbon concentration in the upper part of the ingot can be calculated by extrapolating from the solidification rate and the segregation coefficient of carbon.
  • the single crystal silicon plate-like body of the present invention has been subjected to a temperature at which the oxygen precipitates are actively grown after an ingot is produced by a CZ method or the like, specifically, a thermal history of 900 ° C. or higher. Even if it is received, it is exposed only for a short time so that the oxygen precipitates do not substantially grow. For this reason, oxygen precipitates are not observed in the bulk in a 200,000-fold image obtained by a transmission electron microscope while the radial center is at the interstitial oxygen concentration and the substitutional carbon concentration. By heating at 950 ° C. for 60 minutes, polyhedral oxygen precipitates are observed in the bulk of this portion by image observation using the transmission electron microscope.
  • the polyhedral oxygen precipitates are usually 8 to 14 planes surrounded by Si ⁇ 111 ⁇ plane and ⁇ 100 ⁇ plane, and are most often octahedral planes.
  • the polyhedron structure does not have to be a regular polyhedron, and may be distorted or flat.
  • the size (major axis) may be any size of 5 nm or more that can be visually recognized by the image observation at 2 million times magnification, but is usually 10 to 200 nm, more preferably 20 to 100 nm, and particularly 25 to 75 nm. Is more preferable.
  • the plate-like oxygen precipitate has a flat plate shape and can be regarded as a distorted hexahedron.
  • the size (major axis) is about 20 nm at the maximum.
  • the reason why the polyhedral oxygen precipitates are not necessarily determined by the heat treatment at 950 ° C. for 60 minutes. Since the state of oxygen precipitates grown by the same heat treatment is completely different from that of the conventional single crystal silicon substrate, it occurred in the cooling process of the ingot in the pulling apparatus, in other words, the heat treatment This is thought to be related to the structural difference of the oxygen precipitation nuclei already present in the previous as-grown crystal.
  • oxygen precipitation nuclei present in the as-grown single crystal silicon are very small and cannot be detected at present using a high-resolution transmission electron microscope or other analytical techniques. Is not clear. The difference in the oxygen precipitation nuclei is manifested only after the heat treatment is performed and grown into larger oxygen precipitates.
  • nuclei that grow into plate-like oxygen precipitates are relatively less than 800 ° C. during the cooling of the ingot in the pulling apparatus. It is thought that it occurs in a low temperature range.
  • nuclei that grow into polyhedral oxygen precipitates present in the single crystal silicon ingot of the present invention are considered to be generated in a high temperature range of 800 ° C. or higher.
  • the polyhedral structure when the polyhedral structure is formed as an oxygen precipitate when heated at 950 ° C. for 60 minutes, the distortion of the crystal lattice is small and the occurrence of dislocation is suppressed.
  • the number of the oxygen precipitates itself is preferably small, which is preferable. More specifically, the polyhedral oxygen precipitate has a very large volume compared to the thin plate-like oxygen precipitate. Therefore, if the same amount of dissolved oxygen is precipitated by the heat treatment, the number density is low when the polyhedral structure is formed.
  • one of the characteristics of the single crystal silicon of the present invention is that the number density of oxygen precipitates formed by heat treatment is low.
  • the number density of oxygen precipitates can be set to 1 ⁇ 10 13 pieces / cm 3 or less, and particularly preferably set to 2 ⁇ 10 12 pieces / cm 3 or less.
  • the lower limit of the number density of oxygen precipitates is not particularly limited, but the lower limit of the number density of all oxygen precipitates that can be industrially reduced is about 1 ⁇ 10 11 pieces / cm 3 .
  • the oxygen precipitate observed when heated at 950 ° C. for 60 minutes is not limited to the plate-like oxygen precipitate provided that the polyhedral structure exists. Things may be mixed. Originally, all of the oxygen precipitates were formed as a plate-like body, but if part of it was formed as a polyhedron structure, the distortion of the crystal lattice was reduced by that much, and dislocations Will also be suppressed.
  • the reason why a part of the oxygen precipitate formed by heating at 950 ° C. for 60 minutes becomes plate-like is that at the end of the manufacturing process of the CZ method single crystal silicon ingot, the ingot is less than 800 ° C. in the pulling apparatus. This is probably because oxygen precipitation nuclei that grow into plate-like oxygen precipitates are generated when passing through a low temperature region. It is preferable that the number density of the plate-like oxygen precipitates is lower because the influence on the lifetime after the heat treatment and the decrease in solar cell performance is small and the influence on the yield of non-defective substrates is also reduced. Of the oxygen precipitates to be observed, 10% or more is preferably a polyhedral structure, more preferably 75% or more, based on the number basis.
  • the method for observing the presence of oxygen precipitates in the bulk of a single crystal silicon plate with a transmission electron microscope follows the following method. That is, two sample substrates are sliced from the vicinity, and one is used for observation with unheated treatment, and the other is used for observation with heat treatment. Then, the latter sample substrate was subjected to a heat treatment at 950 ° C. for 60 minutes, and then an ultrathin slice sample was prepared from the central portion in the radial direction of each sample substrate by a known method. Observe the state of the precipitate.
  • the cut-out position of the sample substrate is a portion close to the position where the sample for measuring the interstitial oxygen concentration and the substitutional carbon concentration is cut out in the long axis direction of the ingot. It is also a preferable aspect that an actual device substrate is sliced and used as the sample substrate.
  • a damaged layer formed by cutting and slicing is formed on the surface of the sample substrate, and this damaged layer affects the state of oxygen precipitation that occurs in the heat treatment. Therefore, before heat treatment, polishing or acid etching is performed. It needs to be removed. Usually, it is preferably removed by mixed acid etching such as hydrofluoric acid / nitric acid. Although the depth of the damaged layer varies depending on the state of cutting or slicing, it can be confirmed by visually confirming that the damaged layer is removed after the etching.
  • the sample substrate is cleaned with an acid to remove surface contamination immediately before the heat treatment.
  • the cleaning method is not particularly limited, but can be performed by a known method such as acid cleaning or SC1 cleaning. Usually, it is preferable to wash with a mixed acid of hydrofluoric acid / nitric acid.
  • the heating furnace used for the heat treatment of the sample substrate is not particularly limited as long as the temperature control and the atmosphere control are possible, and the heat uniformity and the cleanliness can be secured. Can be used.
  • the atmosphere of the heat treatment is performed in an argon gas flow using an argon gas having no reactivity with single crystal silicon.
  • a device substrate when used as a sample substrate, it is also a preferable aspect to perform a predetermined heat treatment in an actual device manufacturing process apparatus. Furthermore, in actual device manufacturing, it is also a preferable aspect that a substrate after undergoing dopant diffusion treatment or thermal oxidation treatment, which corresponds to a heat treatment at 950 ° C. for 60 minutes, is extracted from the process and used as the sample substrate. is there.
  • An ultra-thin slice sample for transmission electron microscope observation is cut out from the central portion in the radial direction of each of the unheated and heat-treated sample substrates obtained as described above, and the presence of oxygen precipitates in each image is magnified 200,000 times. Observe and further observe the shape with 2 million times the image.
  • the ultrathin slice sample can be processed by an ion milling method.
  • the ultrathin slice sample for observing oxygen precipitates with the transmission electron microscope described above has a very small oxygen precipitate, so that it is necessary to process the thickness thinly, and the thickness is about 30 nm. What is necessary is just to judge the thickness of an ultra-thin slice sample by the equal thickness interference fringe at the time of observing with a transmission electron microscope.
  • the ultrathin slice sample is cut out, the crystal orientation in which the shape of the oxygen precipitate is easily observed, that is, the observation plane of the ultrathin slice is the (110) plane, in other words, the incident direction of the electron beam is ⁇ 110>. Cut out in the direction. Furthermore, if an ultrathin section is cut out so that an electron beam is incident in the ⁇ 110> direction perpendicular to the pulling direction of the single crystal silicon ingot, that is, the ⁇ 110> direction parallel to the substrate surface, the processing is easy. .
  • a transmission electron microscope or a scanning transmission electron microscope can be used, but the shape of the minute oxygen precipitate and the state of distortion and dislocation generated around it are observed in more detail. Therefore, it is preferable to use a high-resolution electron microscope, and it is preferable to use a transmission electron microscope or a scanning transmission electron microscope having a spherical aberration correction function (Cs collector). Furthermore, as detailed in the examples below, observations were made using a scanning transmission electron microscope with a double Cs collector equipped with both a Cs collector for a transmission electron microscope and a Cs collector for a scanning transmission electron microscope. It is a more preferable embodiment.
  • the observation magnification is gradually expanded to 2 million while focusing on this, and the shape and size of the oxygen precipitates are measured. Observe 10 of them (if there are less than 10), and if even one of them has a polyhedral structure, it is recognized that oxygen precipitates of that shape have been formed. .
  • the size of the oxygen precipitates of the polyhedral structure is obtained as an average value of the major diameters of the ten observed polyhedral structures (if it is less than ten, the number of existing polyhedral structures).
  • the number density of oxygen precipitates can be measured by using a TEM image of 10,000 to 50,000 times with a transmission electron microscope. Therefore, a general transmission electron microscope apparatus can be used. As described above, the transmission electron microscopic image (TEM image) shows a strong distortion due to the oxygen precipitate, and at a magnification of 10,000 to 50,000 times, the distortion does not matter regardless of the shape of the oxygen precipitate. Observed as a sunspot.
  • the number of oxygen precipitates in the field of view of the TEM image may be counted, and the number density (pieces / cm 3 ) of oxygen precipitates may be determined from the volume of the field of view (field area of the TEM image ⁇ thin sample thickness).
  • the number density of black spots measured by 10,000 to 50,000 times observation Is the number density of oxygen precipitates.
  • oxygen precipitates among the confirmed strains Is multiplied by the number density of black spots to obtain the number density of oxygen precipitates.
  • the magnification to be observed that is, the visual field area may be appropriately determined according to the size and distribution state of the oxygen precipitates (black spots) to be counted. From the viewpoint of obtaining the reproducibility of the measured values, It is necessary to set the range of 500 ⁇ m 2 or more.
  • the black spots are large and easy to observe, it is easy to obtain the number density because many black spots fall within the visual field if a wide field of view is taken at a low magnification. Conversely, when the black spot is small, it is necessary to increase the observation magnification. However, in this case, since the number in the field of view decreases, it is necessary to increase the number of fields to be observed. Also, in the case of a sample having a low number density of oxygen precipitates, the number of fields of view is increased because the number in the field of view decreases.
  • the oxygen precipitate is plate-like, several thin oxygen precipitates are often present as a composite in one black spot. Therefore, the number density of such plate-like oxygen precipitates is actually higher than the value obtained as the number of sunspots.
  • the number density of oxygen precipitates obtained by actual measurement is an apparent value, which is considered to be considerably lower than the number density of plate-like oxygen precipitates that actually exist.
  • the oxygen precipitates of the polyhedral structure of single crystal silicon according to the present invention are characteristic in that their number density is easily obtained low.
  • the single crystal silicon plate of the present invention has the characteristic features of interstitial oxygen concentration in the crystal, substitutional carbon concentration, and unique behavior of oxygen precipitates observed with a transmission electron microscope. It may be produced by any method as long as it is satisfied. Usually, after manufacturing a single crystal silicon ingot by the following characteristic CZ method, a plate-like body is formed from a long-axis region satisfying both the interstitial oxygen concentration requirement and the substitutional carbon concentration requirement in the ingot. It is preferable to produce by cutting out.
  • Cooling from 1000 ° C. to 800 ° C. in a region where the interstitial oxygen concentration in the central portion in the radial direction is 25 to 45 ppma and the substitutional carbon concentration is 0.5 ppma or less in the major axis direction of the ingot is 10 hours or more
  • lifted The method of performing with the cooling time of this is mention
  • the cooling temperature of the ingot means the temperature at the radial center of the ingot.
  • the cooling time from 1000 ° C. to 800 ° C. is more preferably 15 hours or more and 35 hours or less, and more preferably 20 hours or more and 30 hours or less.
  • the cooling time from 1000 ° C. to 800 ° C. is a period that deviates from the upper limit or the lower limit of this range in the middle due to sudden changes in the cooling environment, etc., if the cooling time is substantially maintained within this temperature. Even if there is a little, it is acceptable. Thus, even if a period out of the range occurs during the cooling within the temperature, it is preferably within 20 minutes in total, particularly within 10 minutes.
  • the position where the interstitial oxygen concentration and the substitutional carbon concentration are specified in the major axis direction of the ingot is not limited as long as the conditions are satisfied. Corresponds to the upper part of the straight body.
  • the carbon concentration can be appropriately adjusted depending on the impurity carbon content of the raw polycrystalline silicon, the material of the crucible used, the exhaust conditions during the pulling, and the like.
  • FIG. 7 shows a schematic view of a single crystal silicon ingot pulling apparatus by a general CZ method.
  • a crucible 3 in which the silicon melt 2 is accommodated and a melting heater 4 surrounding the crucible 3 are installed in the lower part of the main chamber 1. Also, from above the inner space of the main chamber 1, a single crystal pulling shaft 6 having a seed crystal 5 at the tip is provided on the surface of the silicon melt 2 in which the seed crystal 5 is accommodated in the crucible 3 in the main chamber 1. It is suspended so that it can be moved up and down to a length that can be touched. In the pulling apparatus having such a structure, after filling the crucible 3 with the raw material polycrystalline silicon, the raw material silicon is heated to the melting point or higher by the melting heater 4 to be melted, and then the single crystal pulling shaft 6 is lowered.
  • the seed crystal 5 provided at the tip is brought into contact with the surface of the silicon melt 2. After the seed crystal 5 is brought into contact with the silicon melt surface, when the seed crystal 5 is slowly pulled up, silicon is solidified and grows below the seed crystal 5 and is cooled in the process of moving upward in the main chamber 1. Thus, the single crystal silicon ingot 8 as the object can be manufactured.
  • a long cylindrical pull chamber 10 is disposed upward from the center of the ceiling wall 9 of the main chamber 1 in order to take out the cooled single crystal silicon ingot 8 to the outside of the apparatus.
  • An opening is provided in the upper central portion of the ceiling wall 9 of the main chamber 1, and a pull chamber 10 is continuously provided in the opening in a substantially vertical direction above.
  • a gate valve 11 for shutting off the inner space of the main chamber 1 and the inner space of the pull chamber 10 is provided, and the cooled single crystal silicon ingot 8 continues.
  • the pull chamber 10 is preferably provided with a diameter reduced to 80% or less, more preferably 50% or less of the inner diameter of the main chamber 1. Then, by opening a part of the pull chamber 10 above the gate valve 11, the ingot 8 can be taken out of the apparatus.
  • a heat insulating material 7 is preferably provided between the melting heater 4 and the inner wall of the main chamber 1.
  • a heat shield device 15 may be provided in the upper space of the crucible 3.
  • the pulling speed of the ingot is not particularly limited, and is generally 0.6 to 2.5 mm / min, particularly 0.8 to 1.5 mm / min. Preferably there is.
  • the temperature distribution in the ingot pulling device, the length of the straight body portion of the single crystal silicon ingot to be pulled up, and the pulling speed may be adjusted to achieve this.
  • the method for determining the temperature history of the ingot in such cooling of the ingot is not particularly limited.
  • an actual single crystal It is preferable to carry out growth and pulling.
  • an R thermocouple is provided at a corresponding position in the region satisfying the requirements of the interstitial oxygen concentration and the substitutional carbon concentration in the central portion in the radial direction of the ingot.
  • a single crystal silicon ingot for temperature measurement is manufactured under the same manufacturing conditions except that it is embedded, and the temperature history of the ingot during cooling is measured.
  • the upper portion of the straight body portion where the interstitial oxygen concentration and the substitutional carbon concentration correspond to the specified regions is defined.
  • an example of an ingot pulling apparatus that can be suitably used is exemplified.
  • a pulling device having a structure in which an after heater 12 for heating the upper portion of the silicon ingot 8 is provided.
  • the single crystal silicon ingot pulled into the pull chamber is heated so as not to fall below 800 ° C. until the ingot pulling operation is completed, and the temperature is maintained.
  • the cooling time from 1000 ° C. to 800 ° C. can be set to a desired range.
  • the melting heater 4 As the above-mentioned after-heater 12, those similar to those conventionally used as the melting heater 4 such as a resistance heater and a high-frequency heater can be used without limitation.
  • the heater temperature is generally selected from 800 to 1100 ° C. However, in order to ensure that the temperature of the single crystal silicon ingot does not drop below 800 ° C., the heater temperature is set based on the measured temperature history of the silicon ingot. It is more preferable.
  • the installation position of the after-heater 12 is provided anywhere in the vertical direction in the pull chamber 10 so as to surround the entire circumference of the single crystal silicon ingot 8 or intermittently in the horizontal direction of the pull chamber 10. That's fine.
  • the after heater 12 is provided with the pull chamber 10. It is preferable to provide in the lower area. Specifically, it is appropriate to provide in the connection area 13 to the main chamber 1 in the pull chamber 10 between the gate valve 11 and the ceiling wall 9 of the main chamber 1.
  • the vertical length of the after heater 12 to be installed takes into consideration the pulling speed of the ingot and the temperature state of the ingot in the pull chamber according to the length of the single crystal silicon ingot 8 to be heated and kept warm. Although it may be determined appropriately, it is generally 200 to 2000 mm, more preferably 400 to 1600 mm. In order to control the ingot temperature to a higher degree, a plurality of after heaters may be provided in the vertical direction.
  • the temperature of the ingot in such a single crystal silicon ingot pulling step can be confirmed by measurement by embedding an R thermocouple in the center of the ingot, as will be described in the examples described later.
  • the region where the interstitial oxygen concentration in the crystal is 25 to 45 ppma and the substitutional carbon concentration is 0.5 ppma or less in the central portion in the radial direction is directly connected to the ingot.
  • the temperature measurement position is 20 mm downward from the upper end of the body part, a temperature measurement position may be provided as appropriate according to the variation of this position.
  • the pulling apparatus in the method for producing single crystal silicon not only the after heater 12 is provided in the pull chamber 10, but also the temperature history in cooling the single crystal silicon ingot 8 pulled up in the main chamber 1 is desired. Therefore, a heat insulating material, a heater, or the like may be provided in a space above the crucible 3.
  • the length of the straight body portion of the single crystal silicon ingot to be produced is not particularly limited, and is generally 600 to 2500 mm or more.
  • the length of the straight body portion of the ingot is desirably 900 mm or more, more preferably 1100 to 2500 mm, from the viewpoint of improving productivity.
  • the diameter of the ingot is preferably 100 to 300 mm, more preferably 150 to 250 mm.
  • the entire straight body of the ingot was kept at 800 ° C. or higher during the growth of the single crystal, that is, while the growth surface of the lower portion of the ingot was in contact with the silicon melt.
  • the ingot is pulled up above the pulling device at a higher speed than the pulling rate during crystal growth, It is preferable to quench the crystal so that dislocation due to thermal shock does not occur.
  • the cooling rate at this time is preferably 3 to 20 ° C./min, particularly 5 to 15 ° C./min.
  • the entire ingot is pulled into the pull chamber, the ingot is isolated from the main chamber, and radiant heat is blocked. It is preferable to carry out. As a result, the entire ingot can be rapidly cooled down to the upper part of the straight body of the ingot, and it is possible to efficiently produce a single crystal silicon ingot with less oxygen precipitates formed in a temperature range of less than 800 ° C. Become.
  • single crystal silicon is obtained from the long axis direction region in which the interstitial oxygen concentration in the central portion in the radial direction is 25 to 45 ppma and the substitutional carbon concentration is 0.5 ppma or less.
  • the single crystal silicon plate-like body of the present invention can be obtained by cutting the plate into a plate shape.
  • oxygen precipitates generated in the heating process during device manufacture are classified into two types depending on the cooling conditions during ingot manufacture.
  • the first type of oxygen precipitate has a polyhedral structure and a relatively large size.
  • the second type of oxygen precipitate is plate-like and relatively small in size.
  • the first type of oxygen precipitate has a crystal habit similar to a silicon crystal, and contributes little to the generation of dislocations.
  • the second type oxygen precipitate is likely to be a starting point for generating dislocations.
  • This invention is made
  • the single crystal silicon plate according to the first aspect of the present invention is A single-crystal silicon plate having an interstitial oxygen concentration in the crystal of 25 to 45 ppma and a substitutional carbon concentration of 0.5 ppma or less at the radial center;
  • the oxygen precipitates are not observed in the bulk in the image with a transmission electron microscope, and after heating the single crystal silicon plate at 950 ° C. for 60 minutes, In the 200,000 times image, oxygen precipitates are observed in the bulk, and the shape of the oxygen precipitates is observed as a polyhedral structure in the 2 million times image.
  • the single crystal silicon plate of the present invention is A single-crystal silicon plate having an interstitial oxygen concentration in the crystal of 25 to 45 ppma and a substitutional carbon concentration of 0.5 ppma or less at the radial center; In the image with 200,000 times the radial center, the oxygen precipitates are not observed in the bulk in the image with a transmission electron microscope, and after heating the single crystal silicon plate at 950 ° C. for 60 minutes, It can also be described that in the 200,000 times image, oxygen precipitates are observed in the bulk, and the major axis of the oxygen precipitates is 20 to 100 nm.
  • the substitutional carbon concentration was similarly derived by ASTM F123-86 using a Fourier transform infrared spectrophotometer.
  • the substitutional carbon concentration is 0.04 ppma or less, sufficient measurement accuracy cannot be obtained. Therefore, a measurement sample is cut out from the middle portion and the lower end side of the straight body portion of the ingot having a high carbon concentration. Measure the substitutional carbon concentration at the same site by the method, and calculate based on the segregation coefficient of carbon from the solidification rate obtained by the ratio of the crystal weight up to the acquisition position to the weight of the polycrystalline silicon raw material filled in the crucible Thus, the substitutional carbon concentration in the upper part of the straight body portion of the ingot was determined.
  • an ultrathin section sample for transmission electron microscope observation was prepared by the following method.
  • the substrate sample was cleaved, and an ultrathin section was processed by an ion milling method in parallel with the (110) plane which is the cleavage plane.
  • the thickness of the ultrathin slice was adjusted to be about 30 nm from the equal thickness interference fringe in the transmission electron microscope observation.
  • a spherical aberration correction transmission electron microscope ARM200F manufactured by JEOL equipped with two spherical aberration correction devices (Cs collectors) for the transmission electron microscope and the scanning transmission electron microscope was used.
  • Cs collectors spherical aberration correction devices
  • the oxygen precipitate density was measured using the ultrathin slice sample used in the observation of oxygen precipitates in 2) above.
  • the transmission electron microscope used was an H-9000NAR manufactured by Hitachi High-Technologies, and an image of 25,000 times was taken.
  • the black spots derived from the distortion of oxygen precipitates observed in the 7.24 ⁇ m ⁇ 8.00 ⁇ m image were counted, and the number density of black spots was determined from the volume of the observation field (7.24 ⁇ m ⁇ 8.00 ⁇ m ⁇ sample thickness 30 nm). .
  • the number density of black spots is the number density of oxygen precipitates. did.
  • oxygen precipitates among the confirmed strains was multiplied by the number density of black spots to obtain the number density of oxygen precipitates. Observation was performed in 10 fields of view, and the average value was defined as the oxygen precipitate density.
  • the thickness of the ultrathin section sample was confirmed by the equal thickness interference fringes of the TEM image.
  • the quinhydrone / methanol solution was applied and subjected to chemical passivation treatment, and the lifetime of the substrate was measured by a ⁇ -PCD method using a lifetime measuring device (WT-2000 manufactured by SEMILAB). The measurement was performed over the entire surface of the substrate at intervals of 2 mm, and the average value over the entire surface of the substrate was adopted as the lifetime value.
  • Example 1 Single crystal silicon was manufactured using the ingot pulling apparatus shown in FIG.
  • the total length of the pull chamber 10 (the length from the upper end to the ceiling wall 9 of the main chamber 1) is 5100 mm, of which the ingot is accommodated at the end of the pulling, above the gate valve 11.
  • the length was 3500 mm and the inner diameter of this region was 380 mm.
  • region 13 with the main chamber 1 interposed under the gate valve 11 was 1600 mm.
  • a connection area 13 to the main chamber 1 interposed below the gate valve 11 is larger than the inner diameter above the gate valve 11, and the after heater 12 Is installed.
  • the after heater 12 is a cylindrical resistance heater made of graphite having an inner diameter of 380 mm and a length of 1200 mm, and is provided around the inner wall of the pull chamber 10.
  • a heat insulating material 14 is provided between the after heater 12 and the inner wall of the pull chamber 10.
  • the crucible 3 installed in the main chamber 1 is made of quartz and has a diameter of 24 inches (610 mm).
  • the silicon melt is melted.
  • the n-type silicon dopant was adjusted and accommodated so that 74 ppba phosphorus (concentration at which the specific resistance was 3.0 to 3.5 ⁇ ⁇ cm at the upper end of the straight body portion of the ingot) was dissolved in the liquid 2. .
  • the inside of the main chamber 1 was depressurized to several kPa with a vacuum pump, power was supplied to the graphite melting heater 4 and the melting heater 4 was heated to 1450 ° C., and the polycrystalline silicon was heated and melted in an argon atmosphere.
  • the single crystal pulling shaft 6 provided with the single silicon seed crystal 5 whose principal plane orientation is Si ⁇ 100> is lowered, and the silicon seed crystal 5 is brought into contact with the liquid surface of the silicon melt 2,
  • the pulling of the single crystal is started at a pulling rate of 0.9 mm / min, and the straight body is 9 inches (225 mm) in length.
  • the n-type single crystal silicon ingot having a crystal growth orientation of ⁇ 100> was pulled up with a length of 1350 mm, a shoulder length of 100 mm, a tail length of 200 mm.
  • the crucible 3 is raised to keep the distance from the silicon melt surface in the crucible to the main chamber ceiling wall as the amount of the silicon melt 2 in the crucible 3 decreases. I let you.
  • the height difference from the upper end of the crucible 3 to the top of the ceiling wall of the main chamber 1 was 700 mm.
  • the single crystal silicon ingot pulled up was cooled at a cooling rate of 0.1 to 2.7 ° C./min in the upper part of the straight body from the melt surface to the entry position into the pull chamber. Since the ingot to be pulled up has a length of 1650 mm as described above, the upper portion of the straight body portion entered the pull chamber 10 when pulled up to 850 mm or more.
  • the electric power was supplied to the after-heater 12 from 300 mm before the upper part of the straight body part that entered the pull chamber 10 reached the connection area 13. After the temperature of the upper part of the straight body part that entered the pull chamber dropped to around 850 ° C., the temperature was kept so as not to fall below this.
  • the heating temperature of the after heater 12 was grasped by a K thermocouple inserted in the vicinity of the heater, and the temperature of the after heater was adjusted.
  • the ingot tail was cut off from the melt, and at the same time, the single crystal silicon ingot was raised at a speed of 500 mm / min.
  • the gate valve was closed to shield the radiant heat from the main chamber and to cool the ingot rapidly.
  • argon was introduced to atmospheric pressure to promote convective heat transfer and improve the quenching effect of the ingot.
  • the pull chamber above the gate valve 11 was opened, and the single crystal silicon ingot 8 was taken out of the pulling apparatus.
  • the substitutional carbon concentration at the upper end of the shoulder portion was measured, and based on the value, the carbon concentration in the silicon melt at the start of pulling up the ingot was obtained from the solidification rate. It was used as an index of the carbon concentration in the crystalline silicon raw material.
  • the obtained carbon concentration in the silicon melt at the start of pulling is shown in Table 1.
  • the temperature of the R thermocouple was acquired at 1-minute intervals, thereby confirming the temperature change in the central portion in the radial direction 20 mm below the upper end of the straight body of the ingot.
  • the indicated temperature of the R thermocouple gradually decreases as the crystal is pulled up from the solidification position of the crystal.
  • the temperature of the ingot was maintained at a temperature not lower than 800 ° C. until the full length of the ingot was 1650 mm, that is, the position at which the ingot was separated from the melt interface.
  • the time from 1000 ° C. until the ingot was separated that is, the cooling time from 1000 to 800 ° C. was 25.4 hours.
  • the subsequent pulling at 500 mm / min after separating the ingot from the melt interface it was rapidly cooled at about 8 ° C./min.
  • the single crystal silicon ingot manufactured by the above method cuts and separates the shoulder portion and the tail portion, and cuts out a disk-like sample having a thickness of 2.5 mm from the upper end of the obtained straight body portion. According to the method, the interstitial oxygen concentration and the substitutional carbon concentration at the upper end of the single crystal silicon were measured. The results are shown in Table 1.
  • the entire remaining portion of the straight body portion was cut into a 156 mm ⁇ 156 mm prism (brick), and then sliced into a solar cell substrate (wafer) with a fixed abrasive wire using a multi-wire saw.
  • the thickness of the substrate was 205 ⁇ 10 ⁇ m.
  • two adjacent to the vicinity of the upper end were used as the sample substrates for measuring physical properties of 2).
  • the sample substrates for measuring physical properties were obtained.
  • the shape, average major axis, and number density of oxygen precipitates in the bulk were measured in accordance with the methods 2) and 3).
  • the conversion efficiency and open circuit voltage of the n-type diffusion solar cell, and the lifetime of the substrate after being converted into a solar cell device were evaluated. The results are shown in Table 1, respectively.
  • the effect of strain is reduced, the shape of oxygen precipitates can be clearly confirmed, and the contrast of the image is enhanced. Therefore, it was confirmed more clearly that the shape was the octahedral shape.
  • the major axis is that the octahedral oxygen precipitate has a crystal habit of silicon crystal and extends long in the horizontal direction in the image, that is, the ⁇ 110> direction.
  • the major axis of the precipitate was found to be 58.3 nm. Table 1 shows the average value of the major axis of the 10 oxygen precipitates observed.
  • STEM-HAADF image (imaging of scattered electrons at high angle) can clearly confirm the octahedral shape of the above image. Further, in this image, the atomic number contrast is revealed. Since the image was darker and lighter than the matrix silicon, it was confirmed that this was an oxygen precipitate. The octahedral shape of these oxygen precipitates was similar for all 10 oxygen precipitates observed.
  • Comparative Example 1 A single crystal silicon ingot was manufactured in the same manner as in Example 1 except that the ingot pulling apparatus used in the apparatus shown in FIG. 8 was not provided with the after heater 12 in the pull chamber 10.
  • Example 2 Comparative Examples 2 and 3
  • Example 1 using a polycrystalline silicon raw material having a different carbon concentration so that the carbon concentration in the silicon melt at the start of pulling up the ingot becomes the value shown in Table 1, further, in the cooling process of the ingot, A single crystal silicon ingot was manufactured in the same manner as in Example 1 except that the cooling time from 1000 to 800 ° C. was changed to the value shown in Table 1.
  • Table 1 shows the results of measuring the physical properties of 1) to 5) for the obtained single crystal silicon.
  • the single crystal silicon plate cut out from the upper part of the straight body of the single crystal silicon ingot produced in Examples 1 and 2 has an interstitial oxygen concentration exceeding 25 ppma at the radial center. It has a high value, the substitutional carbon concentration is 0.3 ppma or less, oxygen precipitates are not observed in the bulk, and after heating at 950 ° C. for 60 minutes, polyhedral oxygen precipitation in the bulk The property was observed. And these have the conversion efficiency and open circuit voltage which were excellent as a solar cell device, and also had a lifetime high value.
  • the single crystal silicon plate cut out in the same manner from the single crystal silicon ingot produced in Comparative Examples 1 and 2 is 60 minutes at 950 ° C. as compared with those in Examples 1 and 2 above.
  • the shape of the oxygen precipitates deposited by the heat treatment in FIG. 1 was greatly different in that it was plate-like, but these properties as solar cell devices were greatly inferior to those of the above examples. It was.
  • the single crystal silicon plate cut out in the same manner from the single crystal silicon ingot produced in Comparative Example 3 has a substitutional carbon concentration as large as 1.35 ppma as compared with those in Examples 1 and 2 above.
  • the shape of oxygen precipitates precipitated by the heat treatment is a polyhedron, the size is relatively small and the number density is relatively small. For this reason, when dislocations are easily generated, the properties of the solar cell device are greatly inferior to those of the above examples.
  • Example 1 using a polycrystalline silicon raw material having a different carbon concentration so that the carbon concentration in the silicon melt at the start of pulling up the ingot becomes the value shown in Table 2, and in the cooling process of the ingot, A single crystal silicon ingot was produced in the same manner as in Example 1 except that the cooling time from 1000 to 800 ° C. was changed to the value shown in Table 2.
  • Table 2 shows the results of measuring the physical properties of 1) to 5) for the obtained single crystal silicon.
  • the single crystal silicon plate cut out from the upper part of the straight body of the single crystal silicon ingot manufactured in Examples 3 and 4 was compared with the single crystal silicon plate in Example 1 above.
  • the substitutional carbon concentration was 0.21 ppma in Example 3 and 0.41 ppma in Example 4, and both were slightly different.
  • the single crystal silicon plate of Comparative Example 4 has a plate-like shape of oxygen precipitates deposited by heat treatment at 950 ° C. for 60 minutes, and the substitutional carbon concentration is similarly 0.22 ppma. And it was higher.
  • the properties of the solar cell device are substantially the same as those of Example 3 and Comparative Example 4 having the same substitutional carbon concentration, and the substitutional carbon concentration is significantly higher. In comparison with 4 and Comparative Example 4, the former exceeded the results. From this, even if the substitutional carbon concentration is slightly higher (0.5 ppma or less), the solar cell is more than the plate-like one in which the shape of the oxygen precipitate deposited by the heat treatment is polyhedral. It was confirmed that the device has excellent properties.
  • Example 5 Comparative Example 5 In Example 1, “2) Observation of oxygen precipitates in the bulk of single crystal silicon”, the octahedral oxygen precipitates observed with a transmission electron microscope at 2 million times were further observed at a high magnification of 8 million times. . The results are shown in FIG. (A) In the TEM image, the magnified position is indicated by an arrow. The ends of the oxygen precipitates, where the stress tends to concentrate due to the growth of the oxygen precipitates, were magnified. In both (b) STEM-BF image and (c) STEM-HAADF image, a lattice image of the silicon crystal is observed, and the disorder of the lattice can be observed at the position of the oxygen precipitate and its surroundings. (C) A dumbbell structure in which silicon atom columns are paired is also seen in the matrix phase of the silicon crystal in the STEM-HAADF image, so that the distortion of the crystal lattice can be easily observed.
  • FIG. (A) An enlarged position of the TEM image is indicated by an arrow. The vicinity of the dislocation loop generated from the oxygen precipitates observed in the TEM image was magnified. Both (b) the STEM-BF image and (c) the STEM-HAADF image have large lattice disturbances. Compared with the electron microscope observation image of the oxygen precipitate of Example 1 (FIG. 5), the region where the lattice image is unclear is wide. That is, it was found that the lattice was largely disturbed.
  • Example 1 the confirmation experiment of the temperature history in the straight body part of the ingot, which is performed separately from the operation of pulling up the single crystal silicon ingot, was performed as follows. That is, in the single crystal silicon ingot to be pulled up, the length of the R thermocouple projecting downward provided at the tip of the ingot pulling shaft 6 below the temperature measuring seed crystal is changed to 330 mm. It was set as the aspect embed
  • the single crystal silicon plate obtained by cutting out from the middle part of the straight body portion also in the single crystal silicon ingot manufactured under the same conditions as those obtained in Example 1 and the single crystal silicon ingot
  • the interstitial oxygen concentration was reduced to below 25 ppma.
  • oxygen concentration was so small, oxygen precipitates did not substantially precipitate even by heat treatment at 950 ° C. for 60 minutes, and there was no problem of lowering solar cell device properties.

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Abstract

高い酸素濃度の単結晶シリコン板状体において、デバイス製造工程で行われる８００～１１００℃の加熱処理が施されても、ライフタイムの低下が抑えられ、太陽電池やパワーデバイスとして高性能のものになる単結晶シリコンを開発することを目的とする。径方向中心部において、結晶中の格子間酸素濃度が２５～４５ｐｐｍａであり、且つ置換型炭素濃度が０．５ｐｐｍａ以下である、ＣＺ法単結晶シリコンインゴットの直胴部上部から切り出されたような、単結晶シリコン板状体であって、前記径方向中心部が、透過電子顕微鏡による２０万倍の画像において、バルク内に酸素析出物が観察されず、且つ、該単結晶シリコン板状体を、９５０℃で６０分加熱した後では、前記２０万倍の画像において、バルク内に酸素析出物が観察され、この酸素析出物の形状が、２００万倍の画像で多面体構造に観察される、単結晶シリコン板状体が提供される。

Description

単結晶シリコン板状体およびその製造方法
　本発明は、単結晶シリコン板状体、詳しくは、デバイス製造の加熱プロセスにおいて酸素析出物に成長する析出核が制御された単結晶シリコン板状体、及び該単結晶シリコン板状体が切り出し可能な単結晶シリコンインゴットの、チョクラルスキー（Ｃｚｏｃｈｒａｌｓｋｉ：以下、ＣＺ）法による製造方法に関する。
　単結晶シリコンは、集積回路や電力制御用等の半導体デバイスや太陽電池の基板材料として広く使用されている。高純度かつ無転位で、大径の単結晶シリコンのインゴットを高い生産性で製造する方法として、ＣＺ法が主流である。
　ＣＺ法による単結晶シリコンインゴットの製造では、石英製の坩堝に原料となる固体状の多結晶シリコンを充填し、シリコンの融点以上に加熱して溶融する。次いで、シリコンの種結晶を坩堝内のシリコン融液の表面に接触させた後、種結晶をゆっくり引上げる所謂、引上げ法により、種結晶の下方にシリコン融液を凝固、結晶成長させて単結晶シリコンを製造する。
　こうした単結晶シリコンインゴットの引上げでは、先ず種結晶を融液表面に接触させた後、種結晶に熱衝撃で発生する転位を消滅させるために直径を細く絞りながら結晶を引上げる（ネッキング）。その後、結晶径を目的の直径まで拡大させながら引上げてショルダー（拡径部）を作り、一定の直径で結晶を成長させて目的の長さの直胴部（定径部）を引上げる。その後、結晶径を縮小させてテイル（縮径部）を作りながら、単結晶インゴットをシリコン融液から切り離し、ＣＺ装置内の上方へ引上げて冷却する。このようにして得られた単結晶インゴットの直胴部を目的の厚さの板状体にスライスすることで、半導体デバイスや太陽電池用の基板（ウェハ）が得られる。
　ＣＺ法では、原料シリコン融液と石英坩堝内壁とが高温下で接しているため、石英坩堝の内壁表面がシリコン融液と反応・溶解して、酸素がシリコン融液中に溶け込む。このため、引上げた単結晶シリコン中にも１０～５０ｐｐｍａ（ＡＳＴＭ　Ｆ１２１－７９）程度の酸素が取り込まれる。単結晶シリコン中の酸素は、半導体デバイスや太陽電池の製造工程で行なわれる加熱処理過程においては過飽和であり、酸素析出物として結晶中に析出して微小欠陥を形成する。集積回路等の半導体デバイスの製造においては、形成した酸素析出物が有害な金属不純物のゲッタリングサイトとして有効に働くために、内部ゲッタリングと呼ばれ、広く利用されている。一方で、酸素析出物は少数キャリアの再結合中心となるため、少数キャリア寿命（以下、「ライフタイム」と称する）が短くなり、太陽電池では変換効率の低下や、電力制御用のパワーデバイスではリーク不良の原因になる。
　上述のように、酸素析出物を形成する酸素は石英坩堝からのシリコン融液への溶解に由来するため、単結晶シリコンインゴットの引上げに石英坩堝を使用する限りにおいては、単結晶中へ相当量の酸素の混入が避けられない。特に、インゴットの上部、即ち、引上げ初期に成長した直胴部上部は、石英坩堝内のシリコン融液量が多く、坩堝内壁面とシリコン融液の接触面積が大きいために石英坩堝からの酸素の溶出量が多い状態で引上げられることになるため、結晶中にも非常に高濃度の酸素が取り込まれる。
　単結晶インゴットの引上げが進むにつれ、換言すれば、インゴットの直胴部の成長とともに、石英坩堝内のシリコン融液が減少していくため、坩堝内壁面とシリコン融液の接触面積が減少して、単結晶中に取り込まれる酸素も減少する。その結果、単結晶シリコンインゴット中の引上げ（縦）方向の酸素濃度分布は不均一で、上部ほど含有する酸素濃度が高くなる。具体的には、インゴット上部の領域では、結晶中の格子間酸素濃度は通常、２５～４５ｐｐｍａであり、その取り込み量を抑えたものでも２５～４０ｐｐｍａ程度である。そのため、インゴットの上部ほど酸素析出物の形成量が多く、太陽電池やパワーデバイスにした時の基板の不良率が高くなる。
　また、こうした酸素析出物は、単結晶シリコン中の不純物炭素が核になり発生し易くなり、置換型炭素濃度が高くなるほど酸素析出物の数密度は上昇することが知られている。通常、上記インゴットの上部において、置換型炭素濃度は０．００１～１ｐｐｍａ程度であり、上記酸素析出物を低減させる観点から、０．５ｐｐｍａ以下の低めのものが好適とされている。
　さらに、酸素析出物の形成状態は、単結晶インゴットの製造工程におけるＣＺ法インゴット引上げ装置内での単結晶の引上げ中および冷却中に受ける熱履歴にも影響され変化することが知られている。このことを利用して、引上げ装置内での単結晶インゴットの冷却条件を工夫することにより、単結晶インゴットを引上げ装置から取り出した状態（アズグロウン）での酸素析出物の形成量を低減させることが可能である。特に、引上げ装置内での単結晶インゴットの冷却中における７００～６００℃の温度域が酸素析出物の形成に影響することから、この温度域を急冷して、滞在時間をできるだけ短くすることが有効とされている。上記のように、インゴットの上部ほど単結晶中の酸素濃度が高く、酸素析出物が形成し易いために、インゴット上部において、この急冷の効果は特に高いとされている。
　こうした特定の温度履歴を実現するために、単結晶シリコンインゴットを引上げる装置のメインチャンバ内の上方空間に、断熱材や温度制御装置を引上げられるインゴットを環囲する態様で設け、精密な温度制御を可能にしている（特許文献１、２等を参照）。このように引上げ装置のメインチャンバ内の上方空間に、断熱材や温度制御装置を設けた場合、結晶成長中の単結晶シリコンインゴットの冷却は、その上部が、該メインチャンバの上方空間に到達するまで精密に行うことが可能であり、前記インゴットの成長初期から７００℃までの徐冷を良好に実施できる。そして、インゴットの成長終了後、即ち、単結晶インゴットとシリコン融液との成長界面の切り離し後、インゴット全体をＣＺ装置上方のプルチャンバ内に引上げて冷却することで、前記７００～６００℃の温度域での急冷を効率よく施すことができる。
　また、ＣＺ法で引上げた単結晶シリコンインゴットを板状体にスライス加工して得られた基板は、各種の半導体や太陽電池等のデバイス用の基板として使用される。しかし、デバイス製造工程の熱履歴や、それに相当する熱処理によって酸素析出が起こり、基板のライフタイムが低下することがある。一般に、単結晶シリコン基板を熱処理した際に、結晶中に発生し成長する酸素析出物の形状は、薄い板状であることが知られている。
　即ち、１１００℃よりも高温で長時間熱処理した場合には、数１００ｎｍの大きな多面体構造の酸素析出物が成長するが、それよりも低い温度では、酸素析出物は薄い板状に成長する。而して、多面体構造の酸素析出物はその周囲に及ぼす歪が小さく、酸素析出物を起点とした転位の発生が少ない。このため、多面体構造の酸素析出物が形成されたとしても、単結晶シリコンのライフタイムの低下は起こり難い。他方で、薄い板状の酸素析出物は、周囲のシリコン結晶母相との界面に強い圧縮応力が働くため、歪場が大きく転位を誘起しやすい。特に、１０００℃近傍では、上記板状の酸素析出は生じやすく、転位の発生も多い。また、形成する酸素析出物の数密度に関しても、多面体の酸素析出物は低く、板状の酸素析出物は非常に高密度となることが知られている（例えば、非特許文献１等参照）。
　特許文献３、４によれば、単結晶シリコン基板を約８００℃の温度で数時間熱処理した後に、１０００℃以上の温度でさらに数時間の熱処理を施すことで、多面体構造の酸素析出物を有し、転位が少ない単結晶シリコン基板を得ることができるとされている。これらの基板は、上記約８００℃の数時間の処理で結晶中に形成している板状となる酸素析出物の核を消失させた後、さらに上記１０００℃以上の高温条件で数時間処理する特異な加熱操作を行うが故に、酸素析出物は前記多面体構造に成長する。しかし、これらの実施例で使用されている基板もやはり、太陽電池やパワーデバイスの各種製造工程（ドーパント拡散や熱酸化等）のような比較的低温での加熱処理では、板状の酸素析出物が成長する。その結果、こうした低温条件での加熱処理後では、基板のライフタイムは低下し、満足のいく性状にはなり得ないものであった。
特許第３００６６６９号公報 特開平１１－９２２７４号公報 特開平９－１９０９５４号公報 特開２０１１－２２８４５９号公報
志村史生，"シリコン結晶工学"丸善，１９９３，ｐ２９４
　前記特許文献１や２のような、引上げ装置内での単結晶シリコンインゴットの冷却中において、７００～６００℃の温度域を急冷する方法によれば、直胴部上部における酸素析出物の形成をかなりに低減させることが可能である。この結果、アズグロウンの状態、即ち、単結晶インゴットを引上げ装置から取り出して、その後に加熱処理をしていない状態でのライフタイムを大きく向上させることができる。
　しかしながら、これらの単結晶シリコンインゴットから得られた基板であっても、太陽電池やパワーデバイス等のデバイス製造工程におけるドーパント拡散や熱酸化等の加熱処理工程（通常、８００～１１００℃）を経ると酸素の析出が起こり、ライフタイムの低下が見られる。特に、インゴットの直胴部上部は、前述のとおり酸素濃度が高い領域であるため、ここから切り出された基板においては、酸素析出が激しくなる。その結果、ライフタイムは顕著に低下しデバイス性能が大幅に悪化し、シリコン基板の良品率、即ち、単結晶シリコンインゴットの直胴部の基板製品の歩留りが悪くなるため、その改善が大きな課題であった。
　アズグロウンの状態で、単結晶シリコンインゴットの直胴部上部の結晶内を透過電子顕微鏡で観察しても酸素析出物を観ることはできない。しかしながら、前記デバイス製造工程での加熱処理を経た基板や、同等の加熱処理を施した試験片を透過電子顕微鏡下に観察すると、薄い板状の酸素析出物が多数形成している様子が観察される。前記の７００～６００℃の温度域を急冷した単結晶シリコンインゴットでも、若干の数密度の減少は認められるものの、多くの板状酸素析出物の形成が観察される。
　したがって、上記７００～６００℃の温度域を急冷しても、透過電子顕微鏡では観察できないような、非常に微小の酸素析出物あるいは酸素析出核がバルク内（結晶内）に発生しており、これらが、デバイス製造工程での加熱処理によって、透過電子顕微鏡で観察できる大きさの板状の酸素析出物に成長すると考えられる。その結果、基板のライフタイムが低下し、それぞれのデバイス性能が低下すると推察できる。特に、インゴットの直胴部上部において、置換型炭素濃度が０．０１ｐｐｍａ以上に高い場合には、置換型炭素濃度が高くなるにつれて前記板状酸素析出物の形成は増加し、こうした基板のライフタイムの低下によるデバイス性能悪化の問題は一層顕著に生じていた。
　さらに、これら板状の酸素析出物をシリコン結晶の格子像が鮮明に観察できる、例えば、５００万倍以上の高倍率で観察すると、酸素析出物の周辺に転位や結晶格子の歪が観察される。板状の酸素析出物は、それらが成長する際に周囲へ与える歪量が増加するため、転位が発生しやすくなる。そして、板状の酸素析出物によって発生した転位にはダングリングボンドができ、それが少数キャリアの再結合中心として働き、ライフタイムを低下させる欠陥となる。
　以上から、インゴットの直胴部上部から得られるような、高い酸素濃度の単結晶シリコン板状体において、デバイス製造工程での加熱処理（８００～１１００℃）が施されても、ライフタイムの低下が抑えられ、太陽電池やパワーデバイスとして高性能の基板が得られる単結晶シリコンを開発することが大きな課題であった。
　本発明者等は、上記課題に鑑み鋭意検討を続けてきた。その結果、デバイス製造工程の加熱処理と同等の熱履歴を経た後に、成長した酸素析出物の形状が多面体構造である単結晶シリコンを、ＣＺ法単結晶シリコンインゴットから切り出せれば、上記の課題に対して効果的であることを見出し、本発明を完成するに至った。
　即ち、本発明は、径方向中心部において、結晶中の格子間酸素濃度が２５～４５ｐｐｍａであり、且つ置換型炭素濃度が０．５ｐｐｍａ以下である単結晶シリコン板状体であって、
　前記径方向中心部が、透過電子顕微鏡による２０万倍の画像において、バルク内に酸素析出物が観察されず、且つ、該単結晶シリコン板状体を、９５０℃で６０分加熱した後では、前記２０万倍の画像において、バルク内に酸素析出物が観察され、この酸素析出物の形状が、２００万倍の画像で多面体構造に観察される、
ことを特徴とする単結晶シリコン板状体である。
　上記の単結晶シリコンにおいて、置換型炭素濃度が０．００１～０．３ｐｐｍａであることが好ましい態様である。
　また、上記の単結晶シリコン板状体において、加熱後に観察される酸素析出物の数密度が１×１０１３個／ｃｍ３以下であることが好ましい態様である。
　また、上記の単結晶シリコン板状体は、ＣＺ法単結晶シリコンインゴットから切り出したものであり、切出し後９００℃以上の熱履歴を受けていないことも好ましい態様である。ここで、上記単結晶シリコンインゴットの切り出しは、ＣＺ法単結晶シリコンインゴットの直胴部上部から行われるのが、より好ましい態様である。
　さらに、本発明は、インゴット長軸方向において、前記特徴的な単結晶シリコン板状体の性状を満足する領域を含んでなる、ＣＺ法単結晶シリコンインゴットも提供する。ここで、上記ＣＺ法単結晶シリコンインゴットにおいて、前記特徴的な単結晶シリコン板状体の性状を満足する領域は直胴部上部に含んでなるのが、より好ましい態様である。
　さらに、本発明は、多結晶シリコンを溶融した融液から、ＣＺ法により単結晶シリコンインゴットを引上げるに際し、
　インゴットの長軸方向において、径方向中心部の格子間酸素濃度が２５～４５ｐｐｍａであり、且つ置換型炭素濃度が０．５ｐｐｍａ以下である領域の１０００℃から８００℃までの冷却を、１０時間以上の冷却時間で実施するＣＺ法単結晶シリコンインゴットの製造方法も提供する。
　さらに、本発明は、上記方法によりＣＺ法単結晶シリコンインゴットを製造した後、前記径方向中心部の格子間酸素濃度が２５～４５ｐｐｍａであり、且つ置換型炭素濃度０．５ｐｐｍａ以下である長軸方向領域から、単結晶シリコンを板状に切り出す単結晶シリコン板状体の製造方法も提供する。
　本発明は、ＣＺ法単結晶シリコンインゴットから切り出された基板に対し、デバイス製造工程での加熱処理を経た際に、その基板内に形成されている酸素析出物の形状によって、基板のライフタイムや作製したデバイスの性能への影響が異なること、そして、該酸素析出物の形状が多面体構造であれば、ライフタイムの低下が小さく、太陽電池やパワーデバイス等のデバイス用基板として優れた特性を有しているという知見に基づいてなされている。
　即ち、本発明の単結晶シリコン板状体は、結晶中の格子間酸素が２５～４５ｐｐｍａの高濃度で含有されているものでありながら、デバイス製造工程での処理を模した、９５０℃で６０分の加熱処理を施しても、析出する酸素析出物が多面体構造である点に、大きな特徴を有している。従来の単結晶シリコン基板の場合、前記したデバイス製造工程での加熱処理では、酸素析出物は薄い板状に成長するのが普通であり、その処理温度範囲中の典型値である９５０℃で多面体構造の酸素析出物が形成される挙動は極めて特異である。而して、本発明の単結晶シリコン板状体は、この特徴から、インゴット直胴部上部から切り出したような、高い酸素濃度を有するものでありながら、ライフタイムの低下が少なく、良品基板の歩留りに優れる。
　さらに、置換型炭素濃度が本発明と同程度の従来の単結晶シリコンに比べて、太陽電池特性（変換効率）が高い。そして、この太陽電池特性の高さは、前記置換型炭素濃度が低いものになるほど、より顕著になる。さらに、太陽電池の開放電圧や、太陽電池デバイス化した後の基板のライフタイムでも同様の傾向で優れる。
図１は、実施例１で製造した単結晶シリコンの、温度９５０℃、６０分の加熱処理後の酸素析出物の透過電子顕微鏡による観察像である。観察倍率２００万倍での（ａ）ＴＥＭ像である。 図２は、図１で示した実施例１の酸素析出物の、２００万倍での、（ｂ）走査透過電子顕微鏡－明視野像（ＳＴＥＭ－ＢＦ像）及び（ｃ）走査透過電子顕微鏡－高角度環状暗視野像（ＳＴＥＭ－ＨＡＡＤＦ像）である。 図３は、比較例１で製造した単結晶シリコンの、温度９５０℃、６０分の加熱処理後の酸素析出物の透過電子顕微鏡による観察像である。観察倍率２００万倍での（ａ）ＴＥＭ像である。 図４は、図３で示した比較例１の酸素析出物の、２００万倍での、（ｂ）走査透過電子顕微鏡－明視野像（ＳＴＥＭ－ＢＦ像）及び（ｃ）走査透過電子顕微鏡－高角度環状暗視野像（ＳＴＥＭ－ＨＡＡＤＦ像）である。 図５は、図１に示した実施例１の酸素析出物の、８００万倍での、（ｂ）ＳＴＥＭ－ＢＦ像及び（ｃ）ＳＴＥＭ－ＨＡＡＤＦ像である。また、（ａ）は、その観察位置を示すＴＥＭ像である。 図６は、図３に示した比較例１の酸素析出物の、８００万倍での、（ｂ）ＳＴＥＭ－ＢＦ像及び（ｃ）ＳＴＥＭ－ＨＡＡＤＦ像である。また、（ａ）は、その観察位置を示すＴＥＭ像である。 図７は、一般的なＣＺ法による単結晶シリコンのインゴット引上げ装置の概略図である。 図８は、本発明の単結晶シリコンのインゴット引上げ装置の好ましい態様を示す概略図である。
　本発明の単結晶シリコン板状体は、結晶全体にわたって原子配列の向きがそろったシリコン結晶により、板状に形成されてなる。その結晶中の格子間酸素濃度が、後述するように高い範囲にあり、これは通常、ＣＺ法により溶融シリコンから引上げて凝固・冷却することにより製造したシリコン単結晶体インゴット、特に、その直胴部上部から切り出されたものが該当する。板状体は、通常は円板形状であるが、角板等の所望の形状に成形されても良い。
　ＣＺ法により製造したシリコン単結晶体インゴットは、引上げた直後の状態では、長い円柱状の直胴部（定径部）と、その両末端に位置する、ショルダー部（拡径部）およびテイル部（縮径部）により構成されているのが一般的である。その直胴部の長さは特に限定されないが、６００～２５００ｍｍが好ましく、１１００～２５００ｍｍの長尺とするのが、生産性向上の観点からより好ましい。
　直胴部の直径も特に限定されるものではないが、１００～３００ｍｍが好ましく、１５０～２５０ｍｍであることがより好ましい。従って、係る直胴部から切り出した板状体であれば、その直径も、この大きさになる。板状体の厚みは、太陽電池やパワーデバイスの基板用途を勘案して、０．１～１ｍｍが好適である。
　単結晶シリコンにおいて、導電型はｎ型であってもｐ型であっても良いが、ｎ型の方がライフタイムに優れるものが得やすい等の理由から好ましい。ドープする不純物としては、例えば、ｎ型ドーパントとしてはリン（Ｐ）、砒素（Ａｓ）、アンチモン（Ｓｂ）が例示され、ｐ型ドーパントとしてはホウ素（Ｂ）、アルミニウム（Ａｌ）、ガリウム（Ｇａ）、インジウム（Ｉｎ）等を何ら制限なく使用することができる。
　本発明の単結晶シリコン板状体は、前記したように、結晶中の格子間酸素濃度、置換型炭素濃度、及び透過電子顕微鏡で観察される酸素析出物の特異な挙動の各特徴的要件により特定される。これらの性状は、板状体の径方向中心部において評価される。これは前記したようにＣＺ法シリコン単結晶体インゴットにおいて酸素濃度は、インゴットの長軸方向では直胴部上部において特に高くなるが、径方向でみると、石英坩堝内のシリコン融液の対流により、石英坩堝から溶けだした酸素の濃度は、結晶の成長界面近傍の融液内では、その中心部で高くなるからである。
　シリコン融液中の酸素は、インゴットの成長とともに成長界面から結晶内に取り込まれるため、融液中濃度の最も高いその中心部で、インゴットの酸素濃度は最も高くなり、周縁部で最も低くなる。即ち、単結晶シリコン基板における、酸素析出物の形成によるデバイス性能悪化の問題は、径方向でみると中心部で特に顕著になるため、この問題の改善を、係る径方向中心部で評価する。
　本発明において、単結晶シリコン板状体の径方向中心部とは、その中心から半径方向に２０％以内の位置である。たとえば、半径１００ｍｍ（直径２００ｍｍ）の円板形状の場合には、中心から半径２０ｍｍの円内において評価する。また、多角形状の場合には、外接円を想定し、多角形の重心から、外接円の半径の２０％の円内において評価する。この範囲内で、前記各性状を測定した場合、実質的に同一値や同一状態にあるものとして結果が得られる。
　本発明の単結晶シリコン板状体は、径方向中心部における、結晶中の格子間酸素濃度が２５～４５ｐｐｍａである。さらには、該格子間酸素濃度は３０～４３ｐｐｍａであることが好ましい。ここで、結晶中の格子間酸素濃度とは、フーリエ変換赤外分光法により測定し、ＡＳＴＭ　Ｆ１２１－７９にて導出された値を言う。
　前記したように単結晶中への酸素の混入は、ＣＺ法シリコン単結晶体インゴットの引上げ初期に多くなるので、インゴットの長軸方向において、本発明で規定する格子間酸素濃度の要件を満足する領域は、直胴部の上部（具体的には直胴部の上端から下方に５０ｍｍまでの範囲）に含まれ易い。
　即ち、インゴットの直胴部上部は、斯様に酸素濃度が高いため、この部位から切り出された基板において、デバイス製造工程での加熱処理により板状の酸素析出物が形成されて、ライフタイムが低下する。従って、この部位の単結晶シリコンを、前記本発明の性状を満足したものにすれば、このインゴットから切り出した板状体において、良品基板の取得歩留りを大きく向上させることができ、特に効果的である。
　本発明の単結晶シリコン板状体は、径方向中心部において、前記格子間酸素濃度が特定の範囲であることに併せて、その置換型炭素濃度が０．５ｐｐｍａ以下、好ましくは０．００１～０．３ｐｐｍａ、特に好ましくは０．０１～０．３ｐｐｍａであることが求められる。ここで、置換型炭素とは、単結晶シリコンに含有される炭素において、シリコン結晶のシリコン原子の格子位置にある状態の炭素を意味する。
　前記したように単結晶シリコン中の不純物炭素は加熱処理された際に酸素析出物の核になるため、置換型炭素濃度は上記範囲に低くすることが必要である。ここで、置換型炭素濃度が、前記０．５ｐｐｍａを超えると、炭素不純物による酸素析出核形成が優勢になり、酸素析出物の形状が不安定化し、さらには数密度の上昇も生じ、基板のライフタイムが低下するため好ましくない。置換型炭素濃度は、たとえば高純度原料（多結晶シリコン）を使用することで低減できる。また加熱処理炉の材質を選択し、炭素の混入を低減する、あるいは排気ガス流量を調節するなどの手段で、置換型炭素濃度を制御できる。
　本発明において単結晶シリコンの置換型炭素濃度は、フーリエ変換赤外分光法により測定し、ＡＳＴＭ　Ｆ１２３－８６にて導出された値を言う。置換型炭素濃度の測定に供する試験片は、前述の格子間酸素濃度の測定に使用した試験片をそのまま使用して、同時に測定した赤外吸収スペクトルから求めてもよい。
　尚、フーリエ変換赤外分光法による置換型炭素濃度の測定は、通常、０．０４ｐｐｍａ程度が測定下限であり、これを下回る場合には、十分な測定精度が得られなくなる。翻って、シリコン単結晶体インゴットにおいて、直胴部の置換型炭素濃度は、その上部が最も低く、インゴットの引上げが進行し坩堝中のシリコン融液の濃縮されていく、下方部ほど高くなるのが普通である。而して、この置換型炭素濃度が最も低い直胴部上部が前記フーリエ変換赤外分光法による測定下限を下回る場合であっても、中位部や下部側において該測定下限を上回る場合には、ここから測定サンプルを取得して炭素濃度を測定し、該測定サンプル取得位置までの結晶重量と坩堝に充填した多結晶シリコン原料の重量との比で求められる固化率から、シリコンにおける炭素の偏析係数（０．０７）をもとに計算し、上記の直胴部上部の置換型炭素濃度を求めてもよい。すなわち、インゴットの中位部や下部の置換型炭素濃度を測定し、固化率および炭素の偏析係数から外挿して、インゴット上部の置換型炭素濃度を算出することもできる。
　本発明の単結晶シリコン板状体は、ＣＺ法等によりインゴットが製造された後、前記酸素析出物が活発に成長するような温度、具体的には９００℃以上の熱履歴を受けていないか、受けていたとしても酸素析出物が実質成長しないような短時間しか曝されていない。このためその径方向中心部は、前記格子間酸素濃度、且つ置換型炭素濃度にありながら、透過電子顕微鏡による２０万倍の画像において、バルク内に酸素析出物が観察されない。そして、９５０℃で６０分間加熱することにより、この部分には、前記透過電子顕微鏡による画像観察で、そのバルク内に多面体構造の酸素析出物が認められるものになる。
　ここで、多面体構造の酸素析出物は、Ｓｉの｛１１１｝面及び｛１００｝面で囲まれた通常、８～１４面体をしており、八面体であることが最も多い。なお、多面体構造は正多面体である必要はなく、歪んでいても良く、扁平であってもよい。その大きさ（長径）は、前記２００万倍での画像観察で視認できる５ｎｍ以上の大きさであれば良いが、通常は１０～２００ｎｍであり、さらに２０～１００ｎｍ、特に２５～７５ｎｍであることがより好ましい。これに対し、板状の酸素析出物は、平板状であり、歪んだ六面体とみることができる。その大きさ（長径）は、最大でも２０ｎｍ程度である。
　本発明の単結晶シリコン板状体において、斯様に９５０℃で６０分の加熱処理で、多面体構造の酸素析出物が析出する理由は、必ずしも定かではない。同じ加熱処理を施して成長する酸素析出物の状態が、前記従来の単結晶シリコン基板とはまったく異なっていることから、引上げ装置内でのインゴットの冷却工程で発生した、換言すれば、加熱処理前のアズグロウン結晶中に既に存在している、酸素析出核の構造上の相違に関係していると考えられる。
　ただし、アズグロウンの単結晶シリコン中に存在している酸素析出核は非常に小さく、高分解能の透過電子顕微鏡や他の分析手法を用いても現状では検出することができず、その詳細な構造までは明らかではない。前記加熱処理を施し、より大きい酸素析出物に成長させることによってはじめて、この酸素析出核の相違が表出する。
　ここで、インゴットの冷却工程における、酸素析出核の発生機構は未だ明らかではないが、板状の酸素析出物に成長する核は、引上げ装置内でのインゴットの冷却中の８００℃未満の比較的低い温度域で発生していると考えられる。一方の本発明の単結晶シリコンのインゴット中に存在している多面体構造の酸素析出物に成長する核は、８００℃以上の高い温度域で発生すると考えている。
　５００万倍以上の高倍率で単結晶シリコンを観察すると、シリコン結晶の格子像が鮮明に観察できる。このような高倍率での観察によれば、前記多面体構造の酸素析出物は、通常には、酸素析出物を起点に発生した転位が僅かであり、結晶格子の歪も小さいことが確認できる。他方で、前述した加熱処理によって板状の酸素析出物が成長した従来の単結晶シリコンの場合には、結晶格子の歪が大きく、酸素析出物を起点に多くの転位の発生している様子が観察される。
　板状の酸素析出物が成長する際には、その周囲に大きな歪量を与えて転位を発生させるのに対して、本発明の単結晶シリコン板状体に見られる多面体構造の酸素析出物は、それらが成長する際の周囲へ与える歪が小さく、転位の発生が起こり難い。したがって、少数キャリアの再結合中心となるダングリングボンドの形成が抑えられ、ライフタイムの低下が抑えられるものと推察される。
　本発明の単結晶シリコン板状体は、９５０℃で６０分間加熱した際に酸素析出物として前記多面体構造のものが形成されるため、その結晶格子の歪が小さく、転位の発生も抑えられる。さらに該酸素析出物の存在数自体も少ないものになり易く好ましい。詳述すると、多面体構造の酸素析出物は、板状の薄い酸素析出物と比べて、その体積が非常に大きい。したがって、加熱処理によって同程度の固溶酸素が析出したとすると、斯様に多面体構造に形成された場合には、その数密度は低くなる。斯くして、加熱処理によって形成する酸素析出物の数密度が低いことも、本発明の単結晶シリコンの特徴の一つである。
　具体的には、酸素析出物の数密度は、１×１０１３個／ｃｍ３以下とすることができ、特に好ましくは２×１０１２個／ｃｍ３以下とすることができる。このように酸素析出物の数密度が非常に少ないことにより、ライフタイムの低下が一層に小さいものになる。なお、酸素析出物の数密度の下限は特に限定はされないが、工業的に低減可能な酸素析出物全体の数密度の下限は、１×１０１１個／ｃｍ３程度である。
　酸素析出物の成長に伴うライフタイムの低下に関しては、前記の転位発生の他に、酸素析出物と母相のシリコン結晶との界面で生じるダングリングボンドに起因するという考え方もある。このことより、酸素析出物の形状に関して、表面積、即ち、母相シリコンとの界面面積が小さい構造であることが有利であり、さらに、その数密度が低ければ、界面の総面積が小さくなる。したがって、比較的大きな多面体構造の酸素析出物が形成されることで、板状の酸素析出物が形成された場合に比べて、界面の総面積が格段に小さくなり、ライフタイムが改善されると推察できる。
　なお、本発明の単結晶シリコン板状体において、９５０℃で６０分間加熱した際に観察される酸素析出物は、前記多面体構造のものが存在していれば、他に、板状の酸素析出物も混存していても良い。本来は、酸素析出物の全てが板状体として形成されていたものが、その一部において、多面体構造のものとして形成されれば、その分だけ、結晶格子の歪は小さいものになり、転位も抑えられたものになる。
　斯様に９５０℃で６０分間加熱して形成される酸素析出物の一部が板状になる理由は、ＣＺ法単結晶シリコンインゴットの製造工程の最後において、インゴットが引上げ装置内の８００℃未満の低温域を通過するときに、板状の酸素析出物に成長する酸素析出核が発生しているためと考えられる。板状酸素析出物の数密度は低い方が、加熱処理後のライフタイムや太陽電池性能の低下への影響が小さく、良品基板の歩留りへの影響も低くなるため好ましい。観察される酸素析出物のうち、数基準で１０％以上が多面体構造であることが好ましく、７５％以上であることがより好ましい。
　単結晶シリコン板状体について、透過電子顕微鏡により、そのバルク内における酸素析出物の存在状態を観察する方法は以下の方法に従う。即ち、２枚の試料基板を近傍位置からスライスして、一枚を未加熱処理での観察用とし、もう一枚を、加熱処理を施しての観察用とする。そして、後者の試料基板について９５０℃で６０分の加熱処理を施した後、各試料基板の径方向中心部から公知の方法で超薄切片試料を作製して、透過電子顕微鏡によりバルク内の酸素析出物の状態を観察する。ここで、上記試料基板の切出し位置は、インゴットの長軸方向において、前記格子間酸素濃度及び置換型炭素濃度の測定用サンプルを切り出した位置に近接した部位とする。実際のデバイス用基板をスライス加工して、上記試料基板として用いることも好ましい態様である。
　試料基板の表面には、切断、スライス加工によるダメージ層が形成しており、このダメージ層は加熱処理で起こる酸素析出の状態に影響を及ぼすため、加熱処理の前には、研磨や酸エッチングにより除去しておく必要がある。通常は、フッ酸／硝酸等の混酸エッチングにより除去することが好ましい。切断やスライスの状態によりダメージ層の深さは異なるが、ダメージ層が除去されていることの確認は、エッチング後の表面が鏡面になっていることを目視により確認することで行なうことができる。
　また、加熱処理の直前には、試料基板は酸洗浄を行ない、表面の汚染を取り除いておくことが好ましい。洗浄方法は特に限定されるものではないが、酸洗浄やＳＣ１洗浄等の公知の方法で行なうことができる。通常は、フッ酸／硝酸の混酸により洗浄することが好ましい。
　本発明において、試料基板の加熱処理に使用する加熱炉は、温度制御および雰囲気制御が可能で、均熱性と清浄度が確保できるものであれば、特に限定はされず、種々の加熱処理炉が使用できる。加熱処理の雰囲気は、単結晶シリコンとの反応性のないアルゴンガスを用い、アルゴンガス流中で実施する。
　また、デバイス用基板を試料基板として用いる場合には、実際のデバイス製造の工程装置内で所定の加熱処理を行なうことも好ましい態様である。さらに、実際のデバイス製造において、９５０℃で６０分の加熱処理に相当する、ドーパント拡散処理や熱酸化処理等を経た後の基板を工程より抜き取り、これを該試料基板とするのも好ましい態様である。
　これらにより得られた未加熱処理と加熱処理の各試料基板の径方向中心部から、透過電子顕微鏡観察用の超薄切片試料を切り出し、それぞれにおいて２０万倍の画像で酸素析出物の存在状態を観察し、さらに、２００万倍の画像でその形状を観察する。超薄切片試料は、イオンミリング法により加工することができる。
　上記の透過電子顕微鏡で酸素析出物を観察する超薄切片試料は、酸素析出物が非常に小さいため、その厚みを薄く加工する必要があり、厚みは３０ｎｍ程度である。超薄切片試料の厚さは、透過電子顕微鏡で観察した際の等厚干渉縞により判断すればよい。
　また、上記超薄切片試料を切り出す際において、酸素析出物の形状を観察しやすい結晶方位、すなわち、超薄切片の観察面が（１１０）面、言い換えれば、電子線の入射方向が＜１１０＞方向となるように切り出す。さらに、単結晶シリコンインゴットの引上げ方向に垂直な＜１１０＞方向、即ち、基板面に平行な方向の＜１１０＞方向に電子線が入射するように、超薄切片を切り出すと加工が容易である。
　本発明の酸素析出物の観察には、透過電子顕微鏡、走査透過電子顕微鏡を使用することができるが、微小な酸素析出物の形状やその周囲に発生した歪や転位の状態をより詳細に観察するため、高分解能の電子顕微鏡を使用することが好ましく、球面収差補正機能（Ｃｓコレクタ）を有する透過電子顕微鏡、走査透過電子顕微鏡を使用することが好ましい。さらに、以下の実施例に詳述するように、透過電子顕微鏡用のＣｓコレクタと、走査透過電子顕微鏡用のＣｓコレクタの両方を装備した、ダブルＣｓコレクタ付きの走査透過電子顕微鏡を使用して観察することがより好ましい態様である。
　透過電子顕微鏡による観察においては、先ず２０，０００倍の低倍率で、超薄切片試料内を視野を変えて合計１０視野、すなわち、約９μｍ×９μｍ×１０視野の範囲を観察し、その内に観察される微小な暗い影（黒点）を探す。次いで、その影に焦点を合わせて倍率を２０万倍まで上げて観察することで、その影が後述する酸素析出物に伴う歪により生じた影であるかを確認する。上記約９μｍ×９μｍ×１０視野の範囲内に存在する全ての歪から、無作為に２０個（これに満たない場合は、存在する数だけ）について２０万倍で観察し、酸素析出物に伴う歪みが１個でもあれば、酸素析出物が観察されたとして評価する。なお、酸素析出物を伴う歪みにより生じる黒点とは、後述のＳＴＥＭ－ＨＡＡＤＦ画像中で顕れる原子番号コントラストにより確認できる。酸素析出物は、母相であるシリコンよりも軽い組成であり、母相とのコントラストが観察され、酸素析出物に伴わない歪みにより生じる黒点とは区別される。
　さらに、酸素析出物が確認された場合、これに焦点を合わせながら徐々に観察倍率を２００万倍まで拡大していき、酸素析出物の形状や大きさを計測する。その１０個（１０個に満たない場合は、存在する数だけ）を観察し、そのうちの１個でも多面体構造のものが存在した場合には、係る形状の酸素析出物が形成されたとして認定する。また、多面体構造の酸素析出物の大きさは、観察された１０個（１０個に満たない場合は、存在する数だけ）の多面体構造の長径の平均値として求める。
　また、酸素析出物の数密度の計測方法は、透過電子顕微鏡による１０，０００～５０，０００倍のＴＥＭ画像を用いればよく、したがって、一般的な透過電子顕微鏡装置を使用することができる。前述したように、透過電子顕微鏡像（ＴＥＭ像）には酸素析出物に由来した歪が強く顕れ、１０，０００～５０，０００倍の倍率では、酸素析出物の形状にかかわらず、その歪が黒点として観察される。ＴＥＭ像の視野内の酸素析出物の個数を計数し、その観察視野の体積（ＴＥＭ像の視野面積×超薄切片試料厚さ）から酸素析出物の数密度（個／ｃｍ３）を求めればよい。
　なお、酸素析出物の数密度の算出において、上記２０万倍の観察で確認した歪の実質全てが酸素析出物である場合には、１０，０００～５０，０００倍の観察で計測した黒点の数密度を酸素析出物の数密度とする。また、歪を２０万倍で観察した際に、酸素析出物だけでなく、空隙や試料の傷等の酸素析出物ではない欠陥が確認された場合には、確認した歪のうちの酸素析出物の割合を、黒点の数密度に乗じて酸素析出物の数密度とすればよい。
　酸素析出物の数密度の計測において、観察する倍率、即ち、視野面積は、計数する酸素析出物（黒点）の大きさと分布状態により適宜決めればよいが、測定値の再現性を得る観点からは、少なくとも５００μｍ２以上の範囲とすることが必要である。
　黒点が大きく観察しやすい場合には、低倍率で広い視野を取れば、多くの黒点が視野内に入るため数密度を求めることが容易である。逆に、黒点が小さい場合には、観察倍率を高くする必要があるが、この場合には視野内の個数が少なくなるため、観察する視野数を多くする必要がある。また、酸素析出物の数密度が低い試料の場合にも、視野内の個数が少なくなるため視野数を多くする。
　なお、酸素析出物が板状の場合、１個の黒点の中には、数個の薄い酸素析出物が複合体として存在していることが多い。したがって、こうした板状の酸素析出物の数密度は、上記黒点数として求められる値よりも実際には、さらに高い存在数になる。このように、従来の単結晶シリコンの場合には、実測で求めた酸素析出物の数密度は見掛け上の値であり、実際に存在する板状の酸素析出物の数密度よりもかなり低くなることが考えられる。しかし、それを考慮したとしても、本発明の単結晶シリコンの多面体構造の酸素析出物では、その数密度が低く得られ易く特徴的である。
　次に、本発明の単結晶シリコン板状体の製造方法について説明する。本発明の単結晶シリコン板状体は、前記したように、結晶中の格子間酸素濃度、置換型炭素濃度、及び透過電子顕微鏡で観察される酸素析出物の特異な挙動の各特徴的要件が満足される限りにおいて、如何なる方法で製造しても良い。通常は、以下の特徴的なＣＺ法により単結晶シリコンインゴットを製造した後、インゴット中で上記格子間酸素濃度要件及び置換型炭素濃度要件の夫々を満足する長軸方向領域から、板状体を切り出すことにより製造するのが好ましい。
　上記ＣＺ法による単結晶シリコンインゴットの製造方法を示すと、
　多結晶シリコンを溶融した融液から、ＣＺ法により単結晶シリコンインゴットを引上げるに際し、
　インゴットの長軸方向において、径方向中心部の格子間酸素濃度が２５～４５ｐｐｍａであり、且つ置換型炭素濃度が０．５ｐｐｍａ以下である領域の１０００℃から８００℃までの冷却を、１０時間以上の冷却時間で実施する方法があげられる。この方法において、インゴットの冷却温度は、インゴットの径方向中心部の温度を意味する。上記１０００℃から８００℃までの冷却時間は、１５時間以上３５時間以下で実施することがより好ましく、さらに、２０時間以上３０時間以下で実施することが好ましい方法である。
　この１０００℃から８００℃までの冷却時間は、この温度内に実質的に保持された状態で経過されれば、突発的な冷却環境変動等により、途中で、この範囲の上限または下限から外れる期間が若干あっても許容される。斯様に前記温度内での冷却の途中で、範囲を外れる期間が生じたとしても、それは合計で２０分以内、特に、１０分以内とするのが好ましい。
　また、この方法において、前記インゴットの長軸方向における、格子間酸素濃度と置換型炭素濃度が各特定された領域とは、条件が満足される限り位置は限定されるものではないが、一般的には、直胴部上部が該当する。製造される単結晶シリコンインゴットにおいて、上記炭素濃度は、原料多結晶シリコンの不純物炭素含有量、使用する坩堝材質、引上げ中の排気条件等により適宜に調整できる。
　ＣＺ法に使用するインゴット引上げ装置は、一般的なものが制限なく使用できる。図７には、一般的なＣＺ法による単結晶シリコンのインゴット引上げ装置の概略図を示す。
　図７において、メインチャンバ１内には、シリコン融液２が収容される坩堝３と該坩堝３を環囲する溶融ヒーター４とが下部に設置されている。また、当該メインチャンバ１の内空上方からは、先端に種結晶５を備えた単結晶引上げ軸６が、該種結晶５がメインチャンバ１内の前記坩堝３に収容されたシリコン融液２面に接触できる長さまで上下動可能に垂下されている。こうした構造の引上げ装置では、坩堝３に、原料の多結晶シリコンを充填した後、溶融ヒーター４により該原料シリコンを融点以上に加熱して融液化し、次いで、前記単結晶引上げ軸６を下降させ、その先端に設けられた種結晶５について、上記シリコン融液２面に接触させる。この種結晶５のシリコン融液面への接触後、当該種結晶５をゆっくり引上げると、その下方にシリコンが凝固して結晶成長し、これがメインチャンバ１内を上方に移動する過程で冷却されて、前記目的物である単結晶シリコンインゴット８を製造することができる。
　このような単結晶シリコンのインゴット引上げ装置では、前記冷却された単結晶シリコンインゴット８の装置外への取り出しのために、メインチャンバ１の天井壁９中央部から上方に、長筒形状のプルチャンバ１０が連設されている。メインチャンバ１の天井壁９の上部中央部には開口部が設けられ、開口部には上方のほぼ垂直方向に向けてプルチャンバ１０が連設される。このプルチャンバ１０の下方には、メインチャンバ１の内空と、該プルチャンバ１０の内空とを遮断するためのゲートバルブ１１が設けられており、前記冷却された単結晶シリコンインゴット８は、続けてこのプルチャンバ１０内まで引上げられ、該ゲートバルブ１１が閉じられることで、メインチャンバ１から隔離して収容される。プルチャンバ１０の内径は引上げるインゴットの直径により決まるが、メインチャンバ１の内径の８０％以下、より好ましくは５０％以下に縮径されて設けられていることが好ましい。そうして、該プルチャンバ１０のゲートバルブ１１より上方の一部を開くことにより、前記インゴット８を装置外に取り出すことができる。なお、溶融ヒーター４とメインチャンバ１の内壁の間には断熱材７を設けることが好ましい。また、坩堝３の上方空間には、熱遮蔽装置１５が設けられていても良い。
　本発明における単結晶シリコンインゴットの製造において、インゴットの引上げ速度は、特に制限されるものではなく、一般に０．６～２．５ｍｍ／分であり、特には０．８～１．５ｍｍ／分であるのが好適である。
　引上げられた単結晶シリコンインゴットにおいて、前記格子間酸素濃度と置換型炭素濃度が各特定された領域（通常は直胴部上部）の１０００℃から８００℃までの冷却時間を１０時間以上にするためには、インゴット引上げ装置内の温度分布、引上げる単結晶シリコンインゴットの直胴部の長さ、及び、引上げ速度を各調整して、これが達成されるようにすれば良い。
　本発明において、こうしたインゴットの冷却における該インゴットの温度履歴の決定方法は特に限定はされない。たとえば、後述する実施例で実施するような、予め熱電対を埋入したインゴットを用いて、種々の温度条件で引上げ操作を行う模擬実験によって、インゴットの温度を確認した上で、実際の単結晶育成および引上げを行うことが好ましい。具体的には、対象とする単結晶シリコンインゴットとは別に、該インゴットの径方向中心部における、前記格子間酸素濃度と置換型炭素濃度の各要件を満足する領域の相当位置にＲ熱電対が埋入される態様である以外は同じ製造条件で、温度測定用の単結晶シリコンインゴットを製造し、その冷却時のインゴットの温度履歴を実測する方法による。なお、前記の温度履歴の実測に合わせ、温度シミュレーションや炉内温度分布からの相関で求められるインゴット径方向中心部の温度を用いて、実測値の正確性を確認しておくことも好ましい態様である。
　また、単結晶シリコンの製造においては、インゴット直胴部の長さが長いほど、そして引上げ速度が速いほど、その生産性が高くなる。このことを勘案すると、インゴット直胴部の長い、所謂、長尺インゴットを早い引上げ速度で製造する場合において、前記格子間酸素濃度と置換型炭素濃度が各特定された領域に当たる直胴部上部を、所望の温度履歴を経ることができるように冷却可能な構造を有するインゴット引上げ装置を使用することが、本発明の単結晶シリコンの製造方法において、より好ましい方法である。
　こうした長尺インゴットを早い引上げ速度で製造する場合において、好適に使用できるインゴット引上げ装置の態様を例示すれば、図８に示すように、前記プルチャンバ１０内に、引上げられて進入してくる単結晶シリコンインゴット８の上方を加熱するアフターヒーター１２が周設されている構造を有する引上げ装置を挙げることができる。この装置構成により、単結晶シリコンインゴットの引上げ操作中において、プルチャンバ内に引上げられた単結晶シリコンインゴットを、インゴットの引上げ操作が終わるまで、８００℃を下回らないように加熱し、温度保持することで、１０００℃から８００℃までの冷却時間を所望の範囲とすることが可能になる。
　上記アフターヒーター１２としては、抵抗加熱器や高周波加熱器等の、従来、溶融ヒーター４として使用されているものと同様のものが制限なく用いることができる。ヒーター温度は、一般に、８００～１１００℃から採択されるが、単結晶シリコンインゴットの温度が確実に８００℃を下回らないようにするためには、実測したシリコンインゴットの温度履歴をもとに設定することがより好ましい。
　前記アフターヒーター１２の設置位置は、プルチャンバ１０内の垂直方向の何れかの箇所に、該プルチャンバ１０の水平方向において、単結晶シリコンインゴット８の全周にわたってまたは間断的に環囲するように設ければよい。全周にわたって設ける場合、プルチャンバの上下方向に一定幅で設けるために、ヒーター線をらせん状に上下方向に巻いたり、波状・ジクザグ状に屈曲させて周設するのが好ましい。なお、係るアフターヒーター１２とプルチャンバ１０の内壁の間には断熱材１４を設けることも好ましい態様である。
　メインチャンバ１内を通過しプルチャンバ１０に進入した高温を保った状態のインゴット上部をインゴットの引上げ操作中は８００℃を下回らないように徐冷や温度保持するために、アフターヒーター１２は、該プルチャンバ１０内の下方域に設けるのが好ましい。具体的には、ゲートバルブ１１とメインチャンバ１の天井壁９との間の、プルチャンバ１０におけるメインチャンバ１への連結区域１３に設けるのが適当である。
　設置するアフターヒーター１２の垂直方向の長さは、単結晶シリコンインゴット８に対して加熱保温作用を施したい長さに応じて、インゴットの引上げ速度や、プルチャンバ内のインゴットの温度状態を考慮して適宜に決定すれば良いが、一般には２００～２０００ｍｍ、より好適には４００～１６００ｍｍである。インゴット温度をより高度に制御するためにアフターヒーターは上下方向に複数個設けてもよい。
　尚、こうした単結晶シリコンインゴットの引上げ工程における該インゴットの温度は、後述する実施例で実施するような、インゴットの中心部にＲ熱電対を埋入させて測定により確認することができる。本実施例では、該単結晶シリコンインゴットにおいて、径方向中心部において、結晶中の格子間酸素濃度が２５～４５ｐｐｍａであり、且つ置換型炭素濃度が０．５ｐｐｍａ以下となる領域として、インゴットの直胴部上端から下方へ２０ｍｍの位置を温度測定位置としたが、この位置の変動に応じて適宜に温度測定位置を設ければ良い。
　本発明の単結晶シリコンの製造方法における引上げ装置には、前記プルチャンバ１０内にアフターヒーター１２を設けるだけでなく、メインチャンバ１内を引上げられる単結晶シリコンインゴット８の冷却における温度履歴を所望のものに制御するため、その坩堝３より上方空間に、断熱材やヒーター等を設けてもよい。
　本発明の単結晶シリコンの製造方法において、製造する単結晶シリコンのインゴットの直胴部の長さは、特に制限されるものではなく、一般には６００～２５００ｍｍ以上である。具体的には、インゴットの直胴部の長さは、９００ｍｍ以上、より好適には１１００～２５００ｍｍの長尺とするのが、生産性向上の観点から望ましい。また、インゴットの直径は、１００～３００ｍｍが好ましく、特に１５０～２５０ｍｍであることがより好ましい。
　インゴットの長軸方向における、格子間酸素濃度と置換型炭素濃度が各特定された領域に関して、１０００℃から８００℃までの冷却を前記所定時間で行なった後は、インゴットのさらなる冷却条件は特に制限されるものではない。前述のように、８００℃未満の温度域、特に７００～６００℃の温度域は微小な板状酸素析出物の核が多く形成する温度域であるため、８００℃未満の温度域はできるだけ急冷することが好ましい。
　したがって、単結晶シリコンインゴットを引上げる過程において、単結晶の成長中、即ち、インゴット下部の成長面がシリコン融液に接している間は、インゴットの直胴部全体が８００℃以上に保温された状態に保持されるが、成長終了、即ち、インゴット下部においてテイル形成の後、シリコン融液面から切り離された後は、インゴットを引上げ装置の上方に結晶成長時の引上げ速度よりも高速で引上げ、結晶に熱衝撃による転位が発生しない程度に急冷することが好ましい。この時の冷却速度としては、３～２０℃／分、特に５～１５℃／分の速度で冷却することが好ましい。
　上記の急冷は、単結晶シリコンインゴットのテイル部の形成、融液からの切り離し後、アフターヒーターによる加熱を停止し、インゴット全体をプルチャンバ内に引上げて、メインチャンバからインゴットを隔離し輻射熱等を遮ることで実施するのが好ましい。これによりインゴットの直胴部上部に至るまで、その全体を急冷することができ、８００℃未満の温度域で形成する酸素析出物の少ない、単結晶シリコンインゴットを効率的に製造することが可能になる。
　このプルチャンバ内でのインゴットの急冷に際しては、プルチャンバ内に不活性ガスを供給することで、対流熱伝達を促進させて冷却効率を高めて実施するのも良好な態様である。
　以上により製造されたＣＺ法単結晶シリコンインゴットについて、前記径方向中心部の格子間酸素濃度が２５～４５ｐｐｍａであり、且つ置換型炭素濃度０．５ｐｐｍａ以下である長軸方向領域から、単結晶シリコンを板状に切り出すことで、本発明の単結晶シリコン板状体を得ることができる。
　以上、概説したように、デバイス製造時の加熱プロセスにおいて生成する酸素析出物は、インゴット製造時の冷却条件によって、２つのタイプに分類される。第１のタイプの酸素析出物は、多面体構造であり、比較的サイズが大きい。第２のタイプの酸素析出物は板状であり、比較的サイズが小さい。第１のタイプの酸素析出物は、シリコン結晶に類似した晶癖を有し、転位の生成に対する寄与は少ない。一方、第２のタイプの酸素析出物は転位を生成する起点となりやすい。本発明は係る知見によりなされたものであり、インゴット製造時における冷却条件を制御することで、第１のタイプの酸素析出物の生成を優先する。
　すなわち、本発明の第１の形態に係る単結晶シリコン板状体は、
　径方向中心部において、結晶中の格子間酸素濃度が２５～４５ｐｐｍａであり、且つ置換型炭素濃度が０．５ｐｐｍａ以下である単結晶シリコン板状体であって、
　前記径方向中心部が、透過電子顕微鏡による２０万倍の画像において、バルク内に酸素析出物が観察されず、且つ、該単結晶シリコン板状体を、９５０℃で６０分加熱した後では、前記２０万倍の画像において、バルク内に酸素析出物が観察され、この酸素析出物の形状が、２００万倍の画像で多面体構造に観察されることを特徴とする。
　また、前記第１のタイプの酸素析出物が生成したとしても、比較的サイズが大きいため数密度は少なく、転位の生成に対する影響は少ないが、第２のタイプの酸素析出物は比較的サイズが小さいため、数密度は高く、転位を生成しやすい。したがって、他の側面からみると、本発明の単結晶シリコン板状体は、
　径方向中心部において、結晶中の格子間酸素濃度が２５～４５ｐｐｍａであり、且つ置換型炭素濃度が０．５ｐｐｍａ以下である単結晶シリコン板状体であって、
前記径方向中心部が、透過電子顕微鏡による２０万倍の画像において、バルク内に酸素析出物が観察されず、且つ、該単結晶シリコン板状体を、９５０℃で６０分加熱した後では、前記２０万倍の画像において、バルク内に酸素析出物が観察され、この酸素析出物の長径が２０～１００ｎｍである、とも記述できる。
　以下に本発明の実施例を挙げてさらに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。酸素析出物の観察は、次の方法により測定した。
　１）単結晶シリコン中の格子間酸素濃度、置換型炭素濃度
　以下の実施例で製造した単結晶シリコンについて、インゴット直胴部の上端から下方２．５ｍｍの厚みで、インゴット中心部を含む上端サンプルを切り出した。インゴットの中心部よりφ１０ｍｍ試験片を切り出し、厚み２ｍｍとなるように機械研磨で鏡面に仕上げて測定試料とした。格子間酸素濃度はフーリエ変換赤外分光光度計により、ＡＳＴＭ　Ｆ１２１－７９で導出した。
　上記測定試料を使用して、同様にフーリエ変換赤外分光光度計によりＡＳＴＭ　Ｆ１２３－８６で置換型炭素濃度を導出した。尚、置換型炭素濃度が０．０４ｐｐｍａ以下の場合には、十分な測定精度が得られないため、炭素濃度の高いインゴット直胴部の中間部や下端側からも測定試料を切り出して、同様の方法で同部位の置換型炭素濃度を測定し、同取得位置までの結晶重量と坩堝に充填した多結晶シリコン原料の重量との比で求められる固化率から、炭素の偏析係数をもとに計算により、前記インゴットの直胴部上部の置換型炭素濃度を求めた。
　２）単結晶シリコンバルク内の酸素析出物の観察
　各実施例で製造した単結晶シリコンのインゴットから得た、隣接する位置関係の試料基板２枚を透過電子顕微鏡観察用に用いた。そのうちの1枚を加熱処理を施さずに、バルク内を透過電子顕微鏡で観察する試料基板とした。
　また、他の１枚を温度９５０℃で６０分加熱した後に、バルク内を透過電子顕微鏡で観察する試料基板とした。各試料基板をインゴット中心部を含む５０ｍｍ×５０ｍｍに割断し、混酸（４８ｗｔ％フッ化水素酸：６０ｗｔ％硝酸＝１：２）に浸漬して基板表面のスライス加工によるダメージ層を除去し、直ちにフッ化水素水（同４８ｗｔ％フッ化水素酸：超純水＝１：９）でリンスして表面を疎水化させた。この時、基板試料表面が光沢面となるようにした。さらに、純水で２回洗浄を行なった後、表面に付着した水分を十分に除去し、加熱処理用の試料とした。加熱処理は、クリーンな石英製の環状炉を用いてアルゴン雰囲気で、温度９５０℃で６０分間の加熱処理を施した。
　それぞれの試料基板から、次の方法で透過電子顕微鏡観察用の超薄切片試料を作製した。基板試料を劈開し、劈開面である（１１０）面に平行に、イオンミリング法で超薄切片を加工した。超薄切片の厚みは、透過電子顕微鏡観察において、等厚干渉縞より約３０ｎｍとなるように調整した。
　酸素析出物の透過電子顕微鏡観察には、透過電子顕微鏡用と走査透過電子顕微鏡用の二つの球面収差補正装置（Ｃｓコレクタ）を搭載した日本電子製の球面収差補正透過電子顕微鏡ＡＲＭ２００Ｆを使用した。透過電子顕微鏡機能を使用し、先ず２０，０００倍の低倍率で、超薄切片試料内を視野を変えて合計１０視野、すなわち、約９μｍ×９μｍ×１０視野の範囲を観察し、その内に観察される微小な暗い影（黒点）を探した。
　次いで、その影に焦点を合わせて倍率を２０万倍まで上げて観察することで、その影が後述する酸素析出物に伴う歪により生じた影であるかを確認する。上記約９μｍ×９μｍ×１０視野の範囲内に存在する全ての歪の中から、無作為に２０個を選び、各々について２０万倍で観察し、酸素析出物に伴うものが１個でもあれば、酸素析出物が観察されたとして評価した。
　さらに、酸素析出物が確認された場合、これに焦点を合わせながら徐々に観察倍率を２００万倍まで拡大した後、走査透過電子顕微鏡機能に切り替えて、走査透過電子顕微鏡－明視野像（ＳＴＥＭ－ＢＦ像）と走査透過電子顕微鏡－高角度環状暗視野像（ＳＴＥＭ－ＨＡＡＤＦ像）を撮影して酸素析出物の形状と長径を計測した。酸素析出物の１０個（１０個に満たない場合は、存在する数だけ）を観察し、そのうちの１個でも多面体構造のものが存在した場合には、係る形状の酸素析出物が形成されたとして認定した。また、多面体形状のものについては、その大きさを、１０個（１０個に満たない場合は、存在する数だけ）の多面体構造体の長径の平均値として求めた。
　３）酸素析出物密度の計測
　上記２）において酸素析出物の観察に用いた超薄切片試料を使用して、酸素析出物密度の計測を行なった。透過電子顕微鏡には日立ハイテクノロジーズ製Ｈ－９０００ＮＡＲを使用して２５，０００倍の画像を撮影した。７．２４μｍ×８．００μｍの画像に観られる酸素析出物の歪に由来する黒点を数え、観察視野の体積（７．２４μｍ×８．００μｍ×試料厚さ３０ｎｍ）から黒点の数密度を求めた。
　ここで、前記２）で説明した２０万倍での酸素析出物の観察に従って、確認した歪（黒点）の実質全てが酸素析出物である場合には、黒点の数密度を酸素析出物の数密度とした。また、歪を２０万倍で観察した際に、酸素析出物だけでなく、空隙や試料の傷等の酸素析出物ではない欠陥が確認された場合には、確認した歪のうちの酸素析出物の割合を、黒点の数密度に乗じて酸素析出物の数密度とした。１０視野で観察を行ない、その平均値を酸素析出物密度とした。尚、超薄切片試料の厚さは、ＴＥＭ像の等厚干渉縞により確認した。
　４）太陽電池特性の評価
　各実施例で製造した単結晶シリコンのインゴットから得た試料基板（１５６ｍｍ×１５６ｍｍ×ｔ２０５μｍ）を使用して、以下の工程でｎ型拡散・両面受光太陽電池を作製してセル特性を評価した。先ず基板にはエッチングによりテクスチャ処理を施した後、９５０℃以上でのホウ素拡散処理、８５０℃以上のリン拡散処理によるドーパント拡散層の形成、８５０℃の熱酸化、窒化珪素膜成膜による表面パッシベーションを行ない、銀ペースト電極の印刷焼成により、一般的な両面受光太陽電池を作製した。太陽電池特性の評価は、Ｉ－Ｖ特性評価によるセル変換効率と、基板結晶の品質であるライフタイム依存性の大きい開放電圧を指標とした。変換効率、開放電圧は隣接する５枚の基板での平均値を採用した。
　５）デバイス化後の基板のライフタイム
　デバイス化した後の基板のバルク品質をライフタイムで評価した。４）で説明した太陽電池の製造工程に従って、銀ペースト電極形成前の窒化珪素膜成膜直後までの基板を評価用に作製した。これを混酸（４８ｗｔ％フッ化水素酸：６０ｗｔ％硝酸＝１：２）に浸して、表面のドーパント拡散層、酸化層、窒化珪素膜を完全に除去し、直ちにフッ化水素水（同４８ｗｔ％フッ化水素酸：超純水＝１：９）でリンスして表面を疎水化させた。次いで、キンヒドロン／メタノール溶液を塗布してケミカルパッシベーション処理し、ライフタイム測定装置（ＳＥＭＩＬＡＢ社製　ＷＴ－２０００）でμ－ＰＣＤ法により基板のライフタイムを測定した。測定は基板全面を２ｍｍ間隔で行ない、基板全面の平均値をライフタイム値として採用した。
　実施例１
　図８に示したインゴット引上げ装置を用いて単結晶シリコンの製造を実施した。このインゴット引上げ装置において、プルチャンバ１０の全長（その上端からメインチャンバ１の天井壁９に至るまでの長さ）は５１００ｍｍであり、このうち引上げ終了時にインゴットが収容される、ゲートバルブ１１より上方の長さは３５００ｍｍであり、この領域の内径は３８０ｍｍであった。また、ゲートバルブ１１の下方に介在される、メインチャンバ１との連結区域１３の長さは１６００ｍｍであった。
　プルチャンバ１０において、上記ゲートバルブ１１の下方に介在される、メインチャンバ１への連結区域１３は、前記ゲートバルブ１１より上方の内径よりも拡径されており、アフターヒーター１２は、この拡径部分に設置されている。アフターヒーター１２は、内径３８０ｍｍ×長さ１２００ｍｍの黒鉛製の円筒形状の抵抗加熱ヒーターであり、プルチャンバ―１０の内壁に沿って周設されている。
　なお、このアフターヒーター１２とプルチャンバ１０の内壁との間には断熱材１４が設けられている。
　メインチャンバ１内に設置される坩堝３は石英製で直径は２４インチ（６１０ｍｍ）であり、これに高純度多結晶シリコン原料１５０ｋｇ及び、これら高純度多結晶シリコンが溶融した際に、そのシリコン融液２中に７４ｐｐｂａのリン（インゴットの直胴部上端側で比抵抗が３．０～３．５Ω・ｃｍになる濃度）が溶解した状態となるようにｎ型シリコンドーパントを調整して収容した。
　メインチャンバ１内を真空ポンプで数ｋＰａまで減圧し、黒鉛製の溶融ヒーター４に電力を投入し溶融ヒーター４を１４５０℃に加熱して、アルゴン雰囲気にて該多結晶シリコンを加熱溶融した。先端に、主面方位がＳｉ＜１００＞である単シリコン種結晶５が設けられた単結晶引上げ軸６を降下させ、該シリコン種結晶５を上記シリコン融液２の液面に接触させて、固液界面が結晶成長する温度になるように溶融ヒーター４を調整した後、０．９ｍｍ／分の引上げ速度で単結晶体の引上げを開始し、直胴部が直径９インチ（２２５ｍｍ）長さが１３５０ｍｍ、ショルダー部の長さ１００ｍｍ、テイル部長さ２００ｍｍであり、結晶成長方位が＜１００＞のｎ型単結晶シリコンインゴットを引上げた。
　尚、引上げ開始後、坩堝３中のシリコン融液２の液量が少なくなるに応じて、坩堝中のシリコン融液面からメインチャンバ天井壁までの間隔を一定に保つため、該坩堝３を上昇させた。引上げ開始時において、坩堝３の上端からメインチャンバ１の天井壁最上部との高低差は７００ｍｍであった。
　引上げられた単結晶シリコンインゴットの冷却は、融液面からプルチャンバ内に進入位置までは、その直胴部上部において０．１～２．７℃／分の冷却速度で実施した。引上げるインゴットは、前記の如くに長さ１６５０ｍｍの長尺であるため、８５０ｍｍ以上に引上げた際に、直胴部上部がプルチャンバ１０内に進入した。
　このプルチャンバ１０内に進入した直胴部上部が連結区域１３にさしかかる３００ｍｍ前からアフターヒーター１２に電力を投入した。プルチャンバ内に進入した直胴部上部の温度が８５０℃付近に低下した後はこれより温度が下回らないように保温した。なお、上記アフターヒーター１２の加熱温度は、ヒーター近傍に挿入したＫ熱電対により把握し、アフターヒーターの温度調整をした。
　インゴットの引上げを終えた後、インゴットのテイルを融液から切り離し、それと同時に単結晶シリコンインゴットを５００ｍｍ／分の速度で上昇させた。
　インゴットのテイル部下端がゲートバルブより上方に達した後、ゲートバルブを閉めてメインチャンバからの輻射熱を遮ってインゴットを急冷させた。この際、アルゴンを大気圧まで導入することで対流熱伝達を促進させてインゴットの急冷効果を向上させた。
　以上の操作の後、ゲートバルブ１１より上方のプルチャンバを開放して前記単結晶シリコンインゴット８を引上げ装置外に取り出した。取り出した単結晶シリコンインゴットについて、そのショルダー部上端の置換型炭素濃度を測定し、その値をもとに固化率からインゴット引上げ開始時点のシリコン融液中の炭素濃度を求め、これを使用した多結晶シリコン原料中の炭素濃度の指標とした。求められた引上げ開始時におけるシリコン融液中の炭素濃度を表１に示した。
　尚、上記の単結晶シリコンインゴットの引上げ操作における、インゴット直胴部上部の温度履歴を確認するために、下記実験を別に実施した。即ち、インゴット引上げ軸６の先端に備えられる種結晶５に対し、測温用の太い種結晶を取りつけ、下方に５０ｍｍ突き出るようにアルミナ管に入ったＲ熱電対を設ける以外、前述と同じ方法により単結晶シリコンインゴットの引上げを実施した。引上げられる単結晶シリコンインゴットにおいて、上記Ｒ熱電対は、インゴット中心部の直胴部開始から下方に２０ｍｍの位置に埋入していた。
　インゴットの引上げ操作中において、該Ｒ熱電対の温度を１分間隔でデータ取得することにより、インゴットの直胴上端部から２０ｍｍ下方における、径方向中心部の温度変化を確認した。前記インゴットを０．９ｍｍ／分で引上げる工程において、Ｒ熱電対の指示温度は、結晶の固化位置から引上げとともに徐々に低下していくが、プルチャンバに進入後もアフターヒーターで保温されるため８００℃以上に保持され、インゴットの全長長さ１６５０ｍｍまで、即ち、インゴットを融液界面から切り離す位置まで８００℃を下回ることがなかった。この時の１０００℃からインゴットを切り離すまでの時間、即ち、１０００から８００℃までの冷却時間は２５．４時間であった。その後のインゴットを融液界面から切り離した後の５００ｍｍ／分での引上げでは約８℃／分で急冷された。
　上記の方法で製造された単結晶シリコンインゴットは、ショルダー部とテイル部を切断して切り離し、得られた直胴部についての上端より厚さ２．５ｍｍの円板状サンプルを切り出し、前記１）の方法に従って、単結晶シリコン上端部の格子間酸素濃度と置換型炭素濃度を測定した。結果を表１に示した。
　次いで、直胴部の残部全体について、１５６ｍｍ×１５６ｍｍの角柱（ブリック）に切断加工した後、マルチワイヤソーを用い固定砥粒ワイヤーで太陽電池基板（ウェハ）用にスライス加工した。基板の厚さは２０５±１０μｍとした。得られた単結晶シリコン基板のうち、上端近傍に隣接する２枚を、前記２）の物性測定用の試料基板とした。また。その下方から順次、他の物性測定用の試料基板とした。これら試料基板を用い、前記２）および３）の方法に従い、バルク内の酸素析出物の形状、平均長径、数密度を計測した。さらに、前記４）および５）の方法に従い、ｎ型拡散太陽電池の変換効率と開放電圧、太陽電池にデバイス化した後の基板のライフタイムを評価した。結果を表１にそれぞれ示した。
　なお、２）「単結晶シリコンバルク内の酸素析出物の観察」において、透過電子顕微鏡による２０万倍の観察で確認できた歪の実質全てが酸素析出物であった。また、図１及び図２として、透過電子顕微鏡による２００万倍での観察で得られた像を示した。それぞれ、（ａ）ＴＥＭ像、（ｂ）ＳＴＥＭ－ＢＦ像、（ｃ）ＳＴＥＭ－ＨＡＡＤＦ像である。（ａ）ＴＥＭ像では、水平方向５０～６０ｎｍに伸びた酸素析出物が観察でき、周囲には暗く歪が重なっているものの、水平方向に長くせり出した八面体形状であることが確認できた。
　ｂ）ＳＴＥＭ－ＢＦ像（細く絞った電子線を試料に走査し透過した電子を画像化）では、歪の影響が小さくなり、酸素析出物の形状が鮮明に確認でき、像のコントラストが強く出ていることから、上記八面体形状であることがより明確に確認できた。その長径は、八面体形状の酸素析出物はシリコン結晶の晶癖をもち、画像中の水平方向、すなわち＜１１０＞方向に長く伸びていることから、画像より計測することで、あるサンプルでは酸素析出物の長径は５８．３ｎｍと認められた。表１には、観察した１０個の酸素析出物の長径の平均値を示した。また、（ｃ）ＳＴＥＭ－ＨＡＡＤＦ像（高角度で散乱した電子を画像化）によっても、上記像の八面体形状が鮮明に確認でき、さらに、この画像では原子番号コントラストが顕れるところ、析出物の像が母相のシリコンよりも暗く、軽い組成であることから、これが酸素析出物であることも確認できた。こうした酸素析出物の八面体形状は、観察した１０個の酸素析出物の全てにおいて同様であった。
　比較例１
　インゴット引上げ装置として、図８の装置において、プルチャンバ１０内にアフターヒーター１２が設けられていないものを使用する以外は、前記実施例１同様にして、単結晶シリコンインゴットの製造を実施した。
　インゴットを８５０ｍｍ以上に引上げた際に、インゴット直胴部上部がプルチャンバ１０内に進入したが、プルチャンバ１０内にはアフターヒーター１２が設けられていないため、そのまま６００℃付近まで直胴部上部は冷却され、１０００℃から８００℃までの冷却時間は８．３時間であった。
　以上の結果、得られた単結晶シリコンインゴットについて、前記１）～５）の方法に従って、それぞれの物性測定を行なった。結果を表１に示した。
　なお、２）「単結晶シリコンバルク内の酸素析出物の観察」において、透過電子顕微鏡による２０万倍の観察で確認できた歪の実質全てが酸素析出物であった。また、図３及び図４として、「２）単結晶シリコンバルク内の酸素析出物の観察」における、透過電子顕微鏡による２００万倍での観察で得られた像〔（ａ）ＴＥＭ像、（ｂ）ＳＴＥＭ－ＢＦ像、（ｃ）ＳＴＥＭ－ＨＡＡＤＦ像〕を示した。（ａ）のＴＥＭ像には複雑な歪が観られ、転位ループも観察される。その形状は鮮明ではないものの、図中に矢印で示すように、厚さ１ｎｍ以下の非常に薄い板状の酸素析出物が並んだ、転位複合体を形成している様子が確認できた。ｂ）ＳＴＥＭ－ＢＦ像でも、強い歪が観られているとともに、析出物像が上記板状形状であることがより明確に確認できた。その長径は、画像中斜め方向の＜１１１＞方向に長く伸びた形状であることから、画像より計測することであるサンプルでは１２．８ｎｍであった。さらに、（ｃ）のＳＴＥＭ－ＨＡＡＤＦ像でも、析出物の像が板状形状であることが鮮明に確認できた。こうした酸素析出物の板状形状は、観察した１０個の酸素析出物の全てにおいて同様であった。
　実施例２、比較例２及び３
　前記実施例１において、インゴットの引上げ開始時のシリコン融液中の炭素濃度が表１に示した値になるように、炭素濃度の異なる多結晶シリコン原料を用い、さらに、インゴットの冷却工程における、１０００から８００℃までの冷却時間も表１に示した値に変えた以外は、実施例１と同様にして、単結晶シリコンインゴットを製造した。得られた単結晶シリコンについて、１）～５）の各物性を測定した結果を表１に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１から明らかなように、実施例１及び２で製造した単結晶シリコンインゴットの直胴部上部から切り出した単結晶シリコン板状体は、径方向中心部において、格子間酸素濃度が２５ｐｐｍａを越える高い値にあり、置換型炭素濃度が０．３ｐｐｍａ以下で含み、バルク内に酸素析出物が観察されず、且つ、これを９５０℃で６０分加熱した後では、バルク内に多面体構造の酸素析出物が観察される性状を呈していた。そして、これらは、太陽電池デバイスとして優れた変換効率及び開放電圧を有し、ライフタイムも高い値を有するものであった。
　これに対して、比較例１及び２で製造した単結晶シリコンインゴットから同様にして切り出した単結晶シリコン板状体は、上記実施例１及び２のものと比較して、前記９５０℃で６０分での加熱処理により析出する酸素析出物の形状が板状である点で大きな相違を有するものであったが、これらはその太陽電池デバイスとしての性状が上記各実施例のものよりも大きく劣っていた。
　また、比較例３で製造した単結晶シリコンインゴットから同様にして切り出した単結晶シリコン板状体は、上記実施例１及び２のものと比較して、置換型炭素濃度が１．３５ｐｐｍａと大きい点で大きな相違を有するものであったが、斯様に炭素が多く含まれていると、前記加熱処理により析出する酸素析出物の形状が多面体であっても、比較的サイズが小さく、数密度が高いため、転位が生成しやすいと太陽電池デバイスとしての性状が上記各実施例のものよりも大きく劣る結果であった。
　実施例３及び４、比較例４
　前記実施例１において、インゴットの引上げ開始時のシリコン融液中の炭素濃度が表２に示した値になるように、炭素濃度の異なる多結晶シリコン原料を用い、さらに、インゴットの冷却工程における、１０００から８００℃までの冷却時間も表２に示した値に変えた以外は、実施例１と同様にして、単結晶シリコンインゴットを製造した。得られた単結晶シリコンについて、１）～５）の各物性を測定した結果を表２に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２から明らかなように、実施例３及び４で製造した単結晶シリコンインゴットの直胴部上部から切り出した単結晶シリコン板状体は、前記実施例１の単結晶シリコン板状体と比較して、置換型炭素濃度が、実施例３は０．２１ｐｐｍａであり、実施例４は０．４１ｐｐｍａであり、いずれも少し高めな点が相違していた。他方、比較例４の単結晶シリコン板状体は、９５０℃で６０分での加熱処理により析出する酸素析出物の形状が板状であるものにおいて、係る置換型炭素濃度が同様に０．２２ｐｐｍａと高めのものであった。
　而して、その太陽電池デバイスとしての性状は、同じ置換型炭素濃度である前記実施例３と比較例４との対比では、前者が大幅に上回り、置換型炭素濃度が有意に高い前記実施例４と比較例４との対比でも前者が上回る結果であった。このことから、この程度に置換型炭素濃度がやや高め（０．５ｐｐｍａ以下）でも、上記加熱処理により析出する酸素析出物の形状が多面体のものは、これが板状のものよりも、前記太陽電池デバイスとしての性状に優れたものになることが確認できた。
　実施例５，比較例５
　実施例１における、「２）単結晶シリコンバルク内の酸素析出物の観察」で透過電子顕微鏡により２００万倍で観察した八面体形状の酸素析出物について、さらに高倍率の８００万倍で観察した。その結果を図５に示した。（ａ）ＴＥＭ像に、拡大観察した位置を矢印で示した。酸素析出物の成長により応力の集中しやすい酸素析出物の端部を拡大観察した。（ｂ）ＳＴＥＭ－ＢＦ像、（ｃ）ＳＴＥＭ－ＨＡＡＤＦ像ともにシリコン結晶の格子像が観察され、酸素析出物の位置とその周囲に格子の乱れが観察できる。（ｃ）ＳＴＥＭ－ＨＡＡＤＦ像のシリコン結晶の母相部には、シリコン原子コラムが対になったダンベル構造も観えており、これにより、結晶格子の歪を容易に観察できた。
　また、同様に比較例１で観察した板状形状の酸素析出物についても、８００万倍で観察した。その結果を図６に示した。（ａ）ＴＥＭ像に、拡大観察した位置を矢印で示す。ＴＥＭ像に観られる酸素析出物から生じた転位ループの近傍を拡大観察した。（ｂ）ＳＴＥＭ－ＢＦ像、（ｃ）ＳＴＥＭ－ＨＡＡＤＦ像ともに格子の乱れ大きく、前記実施例１の酸素析出物の電子顕微鏡観察像（図５）と比較すると、格子像の不鮮明な領域が広く、即ち、格子の乱れの大きいことが判った。
　参考例１
　実施例１において、単結晶シリコンインゴットの引上げ操作とは別に実施する、インゴット直胴部における温度履歴の確認実験を、下記のように変更して実施した。即ち、インゴット引上げ軸６の先端の測温用種結晶の下方に設ける、Ｒ熱電対の下方への突き出し長さを３３０ｍｍに変更し、引上げられる単結晶シリコンインゴットにおいて、上記Ｒ熱電対が、インゴット中心部の直胴部開始箇所から下方に３００ｍｍの位置に埋入する態様とした。この確認実験により、実施例１で製造する結晶シリコンインゴットの直胴部における、該Ｒ熱電対を設けた径方向中心部の位置の、１０００から８００℃までの冷却時間が２０．２時間であることが確認できた。
　そして、実施例１と同様にして単結晶シリコンインゴットを製造し、得られたインゴットの直胴部に対し、上記Ｒ熱電対を設けた相当位置近傍を対象に、１）～５）の各物性を測定した。結果を表１に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３から明らかなように、実施例１で得たものと単結晶シリコンインゴットと同様の条件で製造した単結晶シリコンインゴットにおいても、直胴部の中位部から切り出した単結晶シリコン板状体になると、格子間酸素濃度は２５ｐｐｍａを下回るまで少なくなっていた。そして、斯様に酸素濃度が少ないと、９５０℃で６０分での加熱処理によっても酸素析出物は実質析出せず、太陽電池デバイス性状を低下させる課題が存在しない状態であった。
１；メインチャンバ
２；シリコン融液
３；坩堝
４；溶融ヒーター
５；種結晶
６；単結晶引上げ軸
７；断熱材（メインチャンバ）
８；単結晶シリコンインゴット
９；天井壁
１０；プルチャンバ
１１；ゲートバルブ
１２；アフターヒーター
１３；ゲートバルブとメインチャンバとの連結区域
１４；断熱材（プルチャンバ）
１５；熱遮蔽装置

Claims (9)

  1. 　径方向中心部において、結晶中の格子間酸素濃度が２５～４５ｐｐｍａであり、且つ置換型炭素濃度が０．５ｐｐｍａ以下である単結晶シリコン板状体であって、
    　前記径方向中心部が、透過電子顕微鏡による２０万倍の画像において、バルク内に酸素析出物が観察されず、且つ、該単結晶シリコン板状体を、９５０℃で６０分加熱した後では、前記２０万倍の画像において、バルク内に酸素析出物が観察され、この酸素析出物の形状が、２００万倍の画像で多面体構造に観察される、
    ことを特徴とする単結晶シリコン板状体。
  2. 　置換型炭素濃度が０．００１～０．３ｐｐｍａである請求項１記載の単結晶シリコン板状体。
  3. 　加熱後に観察される酸素析出物の数密度が１×１０１３個／ｃｍ３以下である、請求項１記載のまたは請求項２記載の単結晶シリコン板状体。
  4. 　ＣＺ法単結晶シリコンインゴットから切り出したものであり、切出し後９００℃以上の熱履歴を受けていない、請求項１～３のいずれか一項に記載の単結晶シリコン板状体。
  5. 　単結晶シリコン板状体の切り出しが、ＣＺ法単結晶シリコンインゴットの直胴部上部から行われた態様である、請求項４記載の単結晶シリコン板状体。
  6. 　インゴット長軸方向において、請求項１～３のいずれか一項に記載の単結晶シリコン板状体の性状を満足する領域を含んでなる、ＣＺ法単結晶シリコンインゴット。
  7. 　請求項１～３のいずれか一項に記載の単結晶シリコン板状体の性状を満足する領域が直胴部上部に含まれてなる、請求項６記載の単結晶シリコンインゴット。
  8. 　多結晶シリコンを溶融した融液から、ＣＺ法により単結晶シリコンインゴットを引上げるに際し、
    　インゴットの長軸方向において、径方向中心部の格子間酸素濃度が２５～４５ｐｐｍａであり、且つ置換型炭素濃度が０．５ｐｐｍａ以下である領域の１０００℃から８００℃までの冷却を、１０時間以上の冷却時間で実施することを特徴とするＣＺ法単結晶シリコンインゴットの製造方法。
  9. 　請求項８に記載の方法によりＣＺ法単結晶シリコンインゴットを製造した後、前記径方向中心部の格子間酸素濃度が２５～４５ｐｐｍａであり、且つ置換型炭素濃度０．５ｐｐｍａ以下である長軸方向領域から、単結晶シリコンを板状に切り出すことを特徴とする単結晶シリコン板状体の製造方法。
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