WO2004044278A1 - シリコンウェーハとその製造方法および製造装置 - Google Patents

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WO2004044278A1
WO2004044278A1 PCT/JP2003/014509 JP0314509W WO2004044278A1 WO 2004044278 A1 WO2004044278 A1 WO 2004044278A1 JP 0314509 W JP0314509 W JP 0314509W WO 2004044278 A1 WO2004044278 A1 WO 2004044278A1
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silicon
crystal
melt
pulling
silicon wafer
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PCT/JP2003/014509
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Takashi Yokoyama
Koji Yoshihara
Toshiaki Saishoji
Kozo Nakamura
Ryota Suewaka
Original Assignee
Komatsu Denshi Kinzoku Kabushiki Kaisha
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B15/00—Single-crystal growth by pulling from a melt, e.g. Czochralski method
    • C30B15/20—Controlling or regulating
    • C30B15/203—Controlling or regulating the relationship of pull rate (v) to axial thermal gradient (G)
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B15/00—Single-crystal growth by pulling from a melt, e.g. Czochralski method
    • C30B15/14—Heating of the melt or the crystallised materials
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    • C30B15/20—Controlling or regulating
    • C30B15/206—Controlling or regulating the thermal history of growing the ingot
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/02—Elements
    • C30B29/06—Silicon

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a silicon wafer, a manufacturing apparatus for the same, and a silicon wafer, and more particularly to a manufacturing method and a manufacturing apparatus capable of reducing the size of void defects and the density of void defects, and a silicon wafer manufactured by these. It is about c.
  • the present invention also relates to a method for manufacturing a silicon single crystal and a silicon single crystal, and more particularly to a defect-free silicon single crystal in which void defects, OSF (oxygen-induced stacking fault) and dislocation class (interstitial silicon type dislocation defect) have been eliminated.
  • the present invention relates to a method for producing a silicon single crystal produced by the method, a silicon single crystal having no defect, and an apparatus for pulling the silicon single crystal having no defect. Background art
  • Silicon crystals are produced by pulling and growing by CZ (Chiyoklarsky method). The ingot of the grown silicon crystal is sliced into a silicon wafer. A semiconductor device is created through a device process of forming a device layer on the surface of silicon # 18.
  • a crystal defect called a grown-in defect (a defect introduced during crystal growth) is generated.
  • COP Crystal Originated Particle
  • OSF Oxidation Induced Stacking Fault
  • I-defect Interstitial silicon type dislocation defect
  • a defect-free silicon single crystal is recognized or defined as a crystal that does not contain or substantially does not contain any of the above three types of defects.
  • the horizontal axis is the growth condition V / G1, which will be described later. If G1 is fixed, it is considered to be a function of the growth rate V.
  • 100A, 100B, 100C, 100D, and 100E represent the size and density of various defects between the center and the edge of the silicon wafer 100 obtained from the silicon crystal 10. Is shown.
  • the plane center and edge of the silicon substrate 100 correspond to the crystal center and crystal edge (crystal periphery) of the silicon crystal 10.
  • the silicon crystal 10 has an excess of vacancy-type point defects and only void defects occur, as shown by 100A and 100B in FIG.
  • i i When the growth rate V is reduced, 0 S F (R-OSF) is generated in a ring shape near the outer periphery of the silicon crystal 10, and a void defect exists inside the R-OSF portion. iii) If the growth rate V is further reduced, the radius of the ring-shaped OSF (R-OSF) is reduced, and there is no defect outside the ring-shaped OSF, and the dislocation loop class outside the ring-shaped OSF. Occurs, resulting in a structure in which a void defect exists inside the R-OSF portion. iV) When the growth rate V is further reduced, as shown in 100E, a structure in which dislocations are present in the entire silicon crystal 10 is obtained.
  • the above-mentioned phenomenon occurs because the silicon crystal 10 changes from a state of excess vacancy type point defects to a state of excessive interstitial silicon type point defects with a decrease in the growth rate V. It is understood that the change starts from the outer periphery of the silicon crystal 10.
  • the void defect a is particularly required because it causes element isolation failure in miniaturized devices.
  • Void defects are caused by aggregation of atomic vacancies (point defects) taken in from the silicon melt during crystal growth when the crystal reaches a critical supersaturation degree during cooling of the crystal.
  • LPD Laser Particle Defect
  • COP Crystal Oriented Particle
  • FPD Flow Pattern Defect
  • LSTD Laser Scanner / Ring Tomography Defect
  • the silicon crystal 10 is formed in an area where void defects exist on the entire silicon field.
  • C0P in which void defects have become apparent is present on the surface.
  • one of the methods to obtain a silicon wafer that does not contain green defects such as C0P near the surface layer where the device circuit is created is as follows. To grow a defect-free layer. " However, this method has a problem that the manufacturing cost is higher than that of Polished Die-ha because the step of forming an epitaxial growth layer is included. Similarly, in the method of annealing in a hydrogen argon atmosphere, the vicinity of the surface of the wafer can be made a defect-free layer containing no COP or the like. Costly.
  • FIG. 1 (a) conceptually shows a defect in a silicon crystal 10 pulled and grown from a silicon melt 5
  • FIG. 1 (b) shows an axis of the silicon crystal 10 corresponding to FIG. 1 (a). The relationship between the temperature in the direction, the point defect concentration, and the void defect density is shown.
  • Cv is the vacancy concentration in the silicon crystal 10 and Cv, eq is the thermal equilibrium concentration of the vacancy in the silicon crystal 10. If excessive vacancies are introduced, the supersaturation (Cv / Cv, eq) of the vacancies increases with decreasing temperature, and void defects are formed when the vacancy reaches a critical value.
  • the void defect does not reach the critical value, and the point defect remains void defect.
  • the vacancy supersaturation reaches a critical value, void defects begin to occur, and the density of void defects gradually increases in the temperature range where void defects occur (about 115 ° C to about 180 ° C). It increases and reaches a certain density.
  • the generation and growth of void defects are strongly affected by the thermal history of the silicon crystal during crystal growth.
  • the axial temperature gradient Gl near the melting point, the axial temperature gradient G2 in the void defect generation temperature band, and the growth rate V of the silicon crystal 10 are important parameters for controlling the density and size of void defects.
  • the size and density of void defects are affected by the growth conditions V / Gl and V ⁇ G2, which represent the thermal history during crystal pulling.
  • the growth condition V / G1 affects the amount of vacancies constituting void defects, and determines the concentration of vacancies to be initially introduced.
  • Growth condition V ⁇ G2 is the crystal cooling rate in the void defect generation temperature range and affects the growth of void defects.
  • the void defect generation temperature range In the high V / G1 region where the OSF region is released to the crystal periphery and the vacancy concentration is relatively stable, the void defect generation temperature range
  • the density and size of void defects are controlled by changing the cooling rate V′G2 in the process (normal conditions).
  • the relationship between void defect density and size is generally inversely proportional, as shown in Fig. 3, where the defect size decreases as the cooling rate VG2 increases, and the defect density decreases as the cooling rate VG2 The smaller the is, the larger it is.
  • the density and size of the defect are determined.
  • Void defects are formed after the degree of vacancy supersaturation exceeds a critical value.
  • the formation temperature of the void defect is reduced, and the growth rate of the void defect (the agglomeration rate of the vacancies) is reduced, so that the void size does not increase.
  • the elimination of vacancy supersaturation is delayed, and a new void nucleus is generated. As a result, the void defect density increases, but the void defect size does not increase.
  • the silicon wafer 100 it is necessary to uniformly create a state in which the void defect size is small in the radial direction (center to end of the plane) of the silicon wafer 100. Since the silicon crystal 10 is discharged from its surface, the radial distribution of the axial temperature gradient G1 near the melting point is smaller at the crystal center and becomes larger toward the outer periphery of the silicon crystal.
  • Patent Document 1 Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2000-12798692 discloses that a silicon crystal center is An invention is described in which large size COPs are reduced by controlling the growth conditions V / Gl, V ⁇ G2 (defined as the time required to pass the void defect generation temperature zone).
  • V / Gl the growth conditions
  • V ⁇ G2 defined as the time required to pass the void defect generation temperature zone.
  • the temperature gradient G1 is defined at the crystal center, and no consideration is given to the radial distribution of the temperature gradient G1. For this reason, as described above, there is a possibility that R-0 SF may be generated in the peripheral area, or the defect size and density may be partially increased in the plane 18.
  • Patent Literature 1 describes a technique in which a cooling cylinder for rapidly cooling a growing silicon crystal is provided to increase the temperature gradient G1.
  • Patent Document 2 Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2000-3101395 discloses that the radial distribution (AV / G1) of the growth condition V / Gl is reduced to 10% or less to reduce COP. Is described. However, as will be described later, the growth rate V cannot be increased above a certain level simply by controlling a parameter called the radial distribution (A V / G1) of the growth condition V / G1. There is a possibility that productivity may be impaired due to the limitation of the pulling speed. (Prior art 3)
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-261495 assigned to the present applicant discloses that the shape of the solid-liquid interface, which is the boundary between the silicon crystal 10 and the silicon melt, is critical. It describes that the radial distribution of the value, V / G1, changes.
  • the prior arts 1 and 2 described above do not consider the shape of the solid-liquid interface at all. That is, in the prior arts 1 and 2, unless the change in the critical value and the radial distribution of V / G1 in the radial direction is taken into account in consideration of the shape of the solid-liquid interface, the defect size and density cannot be accurately controlled.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and aims to improve the yield of device defects by accurately controlling the size and density of a board defect to a certain level or less without impairing productivity. This is the first solution.
  • Patent Document 4 Japanese Unexamined Patent Publication No. Hei 8-333031 discloses a method of the above 1) of "manufacturing a defect-free single crystal ingot by controlling crystal growth conditions". ing. In other words, a crystal without defects is produced by controlling the growth conditions V / G (V: growth rate, G: axial temperature gradient of the crystal) so that the vacancy in the crystal and the interstitial silicon do not become excessive.
  • V growth rate
  • G axial temperature gradient of the crystal
  • Patent Document 4 describes that there is a defect-free region (not including any of the three types of defects) between the R_0 SF portion and the dislocation loop cluster generation region.
  • the defect-free region corresponds to the transition region from the vacancy-rich state to the interstitial silicon-rich state, and corresponds to the neutral state in which any defect has not reached the excess amount that can occur. Therefore, assuming that the crystal pulling speed is V (mm / min) and the average of the temperature distribution in the crystal in the axial direction between the melting point of silicon and 1300 ° C is G (° C / mm), if the ratio V / G of these is 0. 2 0 ⁇ 0. 2 2 mm 2 / ° C min become so controlled to pulled up crystal, a New one Tsentralnyi state described above can be realized in the entire crystals It is.
  • Patent Document 5 Japanese Patent Laid-Open No. 119-1993877 discloses that the above-described neutral defect-free region includes a defect-free region in which vacancies are superior and a defect-free region in which interstitial silicon is superior. Focusing on the fact that there are two types, we propose a method for producing defect-free crystals that dominates interstitial silicon.
  • the growth of G in the radial direction of the crystal is limited to a growth condition that falls within the range of (Gmax-Gmin) / Gmin, where Gmax is the maximum value and Gmin is the minimum value. In this case, the defect-free crystal is pulled up, but the growth condition is also substantially narrow in the allowable range, and industrial production of the defect-free crystal is practically impossible as in the above-mentioned conventional technology 4. it is conceivable that.
  • Patent Document 6 Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-78989
  • the shape of the solid-liquid interface is made smooth, that is, the solid-liquid interface is formed. It is proposed that the crystal be pulled up so that the height of each part is within 5 mm of the average height. Further, in order to obtain a solid-liquid interface having a smooth shape, applying a magnetic field to the melt is effective. In particular, it is sufficient that a horizontal magnetic field of 2000 Gauss or more is sufficient.
  • G becomes uniform. If G at the edge of the crystal is Gedge and G at the center of the crystal is Gcenter, then Gedge-Gcenter is 0.5. It states that G of C / mm falls within a certain uniform range and that defect-free crystals can be obtained.
  • Patent Document 7 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-159595
  • V / G is set to 0.16 to 0.1. It is proposed that the crystal be pulled up by controlling it to be 8 mm 2 / ° C min and Gedge / Gcenter to 1.10.
  • Patent Document 3 In Patent Document 3 according to the present inventors, there are two differences, namely, the difference between the height at the crystal center at the solid-liquid interface and the height at the peripheral position of the crystal, and the axial temperature gradient at the crystal outer periphery near the solid-liquid interface. It is proposed to produce defect-free crystals by adjusting the index. According to Patent Document 3, the growth conditions of a defect-free crystal conventionally indicated by various indexes are unified by the above two indexes, and a growth condition capable of growing a defect-free crystal most easily is found. Is now possible.
  • the allowable range of the growth condition V / G is narrow even under the optimal growth conditions. Although it is not impossible to control the growth condition V / G within the narrow allowable range, it is inevitable that the acquisition rate of defect-free crystals is low and the cost is high. As described above, in all of the prior arts 4 to 8 described above, in order to obtain a defect-free crystal, the ratio V / G between the growth rate V and the axial temperature gradient G near the solid-liquid interface is within an extremely narrow allowable range. The V / G changes dynamically during crystal growth, making it difficult to control, the defect-free crystal acquisition rate is low, and the crystal manufacturing cost is high. However, it has not been possible to industrially stably produce a substantially defect-free silicon single crystal.
  • CO gas 112 is generated by the reaction between graphite members such as heater 109 in the CZ furnace 102 heated to high temperature and a small amount of oxygen in the atmosphere, and CO gas 112 is melted by silicon. Carbon is supplied to the melt 105 by contact with the liquid 105.
  • the members in the CZ furnace 102 are often made of graphite materials such as heat exchangers 109, etc. Graphite members are exposed to high temperatures. Therefore, generation of CO gas 112 in the CZ furnace 102 is inevitable. As a result, a certain amount of carbon is contained in the pulled silicon single crystal. It is known that the density of oxygen precipitates generated when heat-treating silicon wafers increases depending on the carbon concentration. When the carbon concentration exceeds 1 ⁇ 10 16 atoms / cm 3 , the above-described effect of the carbon concentration dependence becomes remarkable. Therefore, the carbon concentration in the silicon single crystal is conventionally controlled to 1 ⁇ 10 16 atoms / cm 3 or less. A method has been proposed. In recent years, more precise control of oxygen precipitation has been required, and techniques for further reducing carbon have been proposed.
  • the prior art relating to reducing the carbon concentration in a silicon single crystal includes the following.
  • Patent Document 8 Japanese Patent Publication No. 53-45679 discloses a method in which a crucible 103b made of graphite material, a higashi 109, and a shield (heat shield 108) are coated with SiC (silicon carbide). A technique is described in which the generation of CO gas 112 is prevented to reduce the carbon concentration in a silicon single crystal.
  • Patent Documents 9, 10, 11, 12, 13 JP-A-54-119375, JP-A-56-21758, JP-A-63-319288, JP-A-2-172884, (Kaihei 6 _ 16490)
  • the CZ furnace can be efficiently operated without directing the CO gas 112 to the melt 105.
  • Exhaust technology is described outside 102 o
  • the purge gas is prevented from flowing and touching the CO gas 112 generated from the graphite member 103b and the heat sink 109 to the silicon melt 105 side. It is effectively prevented by the flow and reduces the carbon concentration in the silicon single crystal.
  • Patent Document 14 Japanese Patent Application Laid-Open No. 6-56572
  • a “crucible top bulkhead means” is newly installed in the CZ furnace 102, whereby the temperature of the graphite member becomes the highest and the CO gas 112
  • a technique has been proposed that shields the atmosphere in the furnace from the atmosphere in the lump 103 a containing the raw material to reduce the carbon concentration in the silicon single crystal.
  • Patent Documents 15 and 16 Japanese Patent Application Laid-Open Nos. Hei 5-3-19776 and Hei 7-87979 disclose graphite members in a CZ furnace 102 with SiC and Ti. C ;, NbC ;, TaC, ZrC, or BN, and a new dedicated passage and outlet for exhausting CO gas 112 was installed to control the flow of purge gas. It is said that CO gas 112 generated from the crucible 103 b, heat sink 109, etc. is prevented from flowing into the silicon melt 105 side and coming into contact with it, lowering the carbon concentration in the silicon single crystal. The technology is described. Further, it is described that the carbon concentration can be reduced to lxl 0 14 a toms / cm 3 by this device configuration.
  • Non-patent document 1 (AJRde kock and WMvan de Wijgertjournal of Crystal Growth vol. 49 (1980) 718) states that the higher the carbon concentration in a silicon single crystal, the higher the defect related to interstitial silicon (B defect). Is said to be promoted. However, the nature of the B defect and the relationship between the B defect and the dislocation class (sometimes called the A defect) are still unknown. It also does not describe the relationship between carbon concentration and dislocation class.
  • the present invention has been made to solve the above-mentioned problems of the prior arts 4 to 8, and has expanded the allowable range of the growth condition V / G for obtaining a defect-free crystal. Even if V / G changes dynamically, the growth conditions V / G can be easily controlled, the acquisition rate of defect-free crystals can be improved, crystal manufacturing costs can be reduced, and defect-free
  • a second object of the present invention is to make it possible to industrially and stably produce con single crystals. Further, the present invention has been made to solve the above-mentioned problems of the prior arts 9 to 12 in addition to achieving the above-mentioned second solution, and it has been proposed that the members of the CZ furnace are coated or new. The third solution is to reduce the manufacturing cost of the pulling equipment by reducing the carbon by effectively utilizing existing members without newly installing members. Disclosure of the invention
  • the first invention is a first invention.
  • a silicon crystal is pulled and grown from a silicon melt, and a silicon wafer is obtained from the pulled and grown silicon crystal.
  • the second invention is based on the first invention
  • the solid-liquid interface is brought to the melt surface within a range of 97% to 75% of the growth rate V of Vmax (the limit growth rate at which the silicon crystal can grow without deformation).
  • the growth condition V / G1 is reduced to near the critical value while the shape is
  • the third invention is based on the first invention
  • the fourth invention is based on the first invention
  • the solid-liquid interface is made to have a convex shape with respect to the melt surface.
  • the fifth invention is based on the first invention
  • the sixth invention is a first invention.
  • a silicon crystal is pulled and grown from a silicon melt, and a silicon wafer is obtained from the pulled and grown silicon crystal.
  • the growth condition V / G1 is reduced to near the critical value while the axial temperature gradient G1 near the melting point of the silicon crystal is increased.
  • the seventh invention is the sixth invention.
  • the eighth invention is based on the sixth invention
  • the ninth invention is based on the sixth invention,
  • the tenth invention is
  • a silicon crystal is pulled and grown from a silicon melt by a pulling mechanism, and a silicon wafer is obtained from the pulled and grown silicon crystal.
  • a cooler for cooling a silicon crystal is provided above the silicon melt, and a silicon crystal pulling speed by the pulling mechanism and a cooling amount of the cooler are adjusted.
  • the eleventh invention is based on the tenth invention
  • the solid-liquid interface is brought to the melt surface within a range of 97% to 75% of the growth rate V of Vmax (the limit growth rate at which the silicon crystal can grow without deformation).
  • the growth condition V / G1 is reduced to near the critical value while the shape is
  • the first invention is a first invention.
  • a silicon wafer manufacturing equipment that pulls and grows a silicon crystal from a silicon melt and acquires silicon wafer from the pulled and grown silicon crystal
  • a cooler for cooling a silicon crystal is provided above the silicon melt, and a silicon crystal pulling speed by the pulling mechanism and a cooling amount of the cooler are adjusted.
  • the thirteenth invention and the fourteenth invention are the tenth invention or the twenty-first invention
  • the cooler is 30 mn from silicon melt! It should be placed at a distance of ⁇ 500 mm so as to surround the silicon crystal
  • the fifteenth invention and the sixteenth invention are directed to the tenth invention or the twenty-first invention
  • a heat shield is provided above the silicon melt, and the gap between the lower end of the heat shield and the surface of the silicon melt is 2 Omn! 110 O mm.
  • the seventeenth invention is
  • OSF oxidation induced stacking fault
  • the eighteenth invention is a first invention.
  • the first invention the second invention, the third invention, the fourth invention, the fifth invention, the tenth invention, the eleventh invention, the thirteenth invention, the fourteenth invention, the fifteenth invention, and the sixteenth invention
  • a silicon wafer without an OSF region in the wafer surface will be manufactured.
  • the cooling amount of the cooler 30 is adjusted to increase the axial temperature gradient G1 near the melting point of the silicon crystal 10;
  • Vmax the critical growth rate at which the silicon crystal can grow without deformation
  • the solid-liquid interface is convex upward with respect to the melt surface.
  • Growth condition V / G1 is reduced to near the critical value, and silicon crystal 10 is pulled up and grown.
  • the silicon crystal rotation speed S / R and the crucible rotation speed C / R were adjusted as necessary, so that the solid-liquid interface became convex with respect to the melt surface. Shaped.
  • the solid-liquid interface is made to have a convex shape with respect to the melt surface.
  • FIG. 10 shows the relationship between the growth rate of silicon crystal 10 having a diameter of 200 mm and the shape of the solid-liquid interface.
  • Vmax is equivalent to 1.48 mm / min
  • the value of V at 75% of Vmax is equivalent to 1.11 mm / min.
  • the pulling speed V is desirably set to a low speed near the lower limit speed (75% of Vmax) at which OSF does not occur (Fig. 12).
  • the growth condition V / G1 is reduced to near the critical value in a state where the solid-liquid interface is convex upward with respect to the melt surface.
  • the radial distribution of V / G1 in the plane of the wafer becomes more uniform than a certain level. 14509
  • the size and density of void defects can be reduced by the low V / G1 effect.
  • V ⁇ G2 increases, and the defect size can be further reduced by the high V ⁇ G2 effect (see Fig. 3).
  • a silicon wafer indicated by 100 D in FIG. 2 can be obtained, and the size and density of void defects over the entire surface of the silicon wafer 100 D can be reduced to the level shown by oblique lines in FIG.
  • the width of the silicon wafer 100 D in the figure is narrower than the width of the silicon wafers 100 A and 100 OB which can be obtained under normal conditions. This indicates that / G 1 is uniform and the void defect size and density are uniformly reduced within the plane.
  • the apparatus cost can be reduced as compared with the case where the same is achieved by applying a horizontal magnetic field.
  • the pulling speed V of the silicon crystal 10 by the pulling mechanism 4 is adjusted, and the cooling amount of the cooler 30 is adjusted to increase the axial temperature gradient G1 near the melting point of the silicon crystal. Then, the growth condition V / G 1 is reduced to near the critical value, and the silicon crystal 10 is pulled up.
  • the speed V when V / G1 is reduced to near the critical value can be kept high.
  • the solid-liquid interface becomes slightly convex as shown in FIG.
  • the pulling speed V is lower than the case where the existence of the OSF region, which is about 0% of Vmax, is not allowed. Therefore, the effect of reducing the size of the void defect is further enhanced by further decreasing the pulling speed V.
  • the low speed it is at the same level as the lower limit pulling speed (0.76 mm / min: Fig.
  • V / G 1 is reduced to near the critical value, a low V / G 1 effect can be obtained, and the size and density of the void defect can be reduced.
  • V ⁇ G2 increases, and the defect size can be further reduced by the high V ⁇ G2 effect (see Fig. 3).
  • a silicon wafer indicated by 100 C in FIG. 2 was obtained, and void defects were found in at least a region from the center of the silicon wafer 100 C to the inner side 100 mm from the outer periphery of the silicon wafer 100 C.
  • the size and density can be reduced to the level indicated by the diagonal lines in FIG.
  • the width of the silicon wafer 100 C in the figure is smaller than the width of the silicon wafers 100 A and 100 B obtained under normal conditions.
  • the graph shows that V / Gl is made uniform, and that the void defect size and density are reduced uniformly within the plane.
  • the seventeenth invention is the first invention, the second invention, the third invention, the fourth invention, the fifth invention, the tenth invention, the eleventh invention, the thirteenth invention, the fourteenth invention, and the fifteenth invention.
  • An invention a silicon wafer manufactured by the manufacturing method and the manufacturing apparatus according to the sixteenth invention.
  • the silicon wafer 100D of the present invention is manufactured so that the OSF region does not exist on the entire surface of the silicon wafer from the center to the end of the surface.
  • the shaded region in FIG. 5 indicates the range of the average void defect density and the average void defect size over the entire surface of the silicon wafer 100D of the present invention.
  • the average void defect density over the entire wafer is 5 ⁇ 10 4 Vcm 3 or less, and the average void defect size is 100 nm or less.
  • the 18th invention is a manufacturing method of the 6th invention, the 7th invention, the 8th invention, the 9th invention, the 12th invention, the 13th invention, the 14th invention, the 15th invention, the 16th invention, This is a silicon wafer manufactured by the manufacturing equipment.
  • the silicon wafer 100 C of the present invention is manufactured so that the OSF region does not exist in at least a region from the center of the surface to 10 mm inside from the outer periphery in the surface of the silicon wafer. The shaded region in FIG.
  • the average void defect density in the region inside the R-OSF is 5 ⁇ 10 6 / cm 3 or less, and the average void defect size is 10 O nm or less.
  • the nineteenth invention is a manufacturing method for achieving the second solution, By adjusting the growth condition V / G (V: growth rate, G: axial temperature gradient of the crystal) to a carbon concentration of 3 ⁇ 10 15 atoms / c ni 3 or less, void defects and OSF (oxygen
  • V / G growth rate
  • G axial temperature gradient of the crystal
  • OSF oxygen
  • the method is characterized by a method for producing defect-free silicon single crystals excluding induced stacking faults and dislocation classes (interstitial silicon-type dislocation defects).
  • the 20th invention is a silicon single crystal for achieving the second solution, and has a carbon concentration of 3 ⁇ 10 ”atoms / cm 3 or less and a growth condition of V / G (V: growth rate).
  • V growth rate
  • G the temperature gradient in the axial direction of the crystal
  • void defects, OSFs (oxygen-induced stacking faults), and dislocation classes (interstitial silicon-type dislocation defects) are eliminated. It is a defect silicon single crystal.
  • the twenty-first invention is a silicon single crystal pulling apparatus for achieving the third solution
  • a single crystal pulling chamber in which a carrier gas is supplied from above and exhausted from below; and a single crystal pulling chamber provided in the single crystal pulling chamber, wherein the raw material is supplied to melt the raw material, and is disposed above the crucible.
  • a heat shield for guiding the carrier gas to the surface of the melt in the crucible, wherein the silicon single crystal is pulled up from the melt in the crucible.
  • the heat shield is vertically movable
  • V growth rate, G
  • OSF oxygen-induced stacking faults
  • dislocation clusters interstitial silicon-type dislocation defects
  • the findings of the present invention are based on the finding that when the concentration of carbon contained in a silicon single crystal is reduced below the conventional level, the occurrence of dislocation class is suppressed, and when the concentration is reduced below a certain level. It was found that the growth range of V / G where the generation of dislocation classes was rapidly suppressed and defect-free crystals were obtained was rapidly expanded. In relation to the prior art 13 described above, the occurrence of B defects in However, the findings of the present invention suggest that B defects are a precursor of dislocation class generation, and that the generation of B defects is suppressed by lowering the carbon concentration in silicon single crystal. As a result, it has been found that the generation of dislocation classes is suppressed and the allowable range of the growth condition V / G for obtaining a defect-free crystal is expanded.
  • FIG. 21 The horizontal axis in Fig. 21 is the carbon concentration (atoms / cm 3 ) in the silicon single crystal, and the vertical axis is the V / G critical value (V / G) 0 in the crystal without carbon added. Growth conditions V / G are shown.
  • the carbon concentration is reduced by utilizing the existing heat shield 108 in the CZ furnace 102.
  • the heat shield 108 is located at the position A where the upper end contacts the inner wall of the CZ furnace 102.
  • the argon gas 107 together with the CO gas 112 flows from the outside of the heat shield 108 through the upper end and the inside of the heat shield 108.
  • the flow toward the melt 105, that is, the flow circulating in the vertical direction around the heat shield 108 is not formed. That is, the argon gas 107 is rectified, and the CO gas 112 generated in the CZ furnace 102 is placed thereon, and from above the CZ furnace 102 to below the heat shield 108 and the heater 10
  • the gas is exhausted more efficiently from below the CZ furnace 102 through the space between 9 and the graphite loop 103 b.
  • the heat shield 108 is located at the position A where the heat shield 108 is in contact with the inner wall of the CZ furnace 102, the swing of the heat shield 8 due to the gas flow is suppressed, and a stable gas flow is achieved. Is formed.
  • the growth conditions V / G (V) are set so that void defects, OSFs (oxygen-induced stacking faults), and dislocation classes (interstitial silicon-type dislocation defects) are eliminated from the pulled silicon single crystal.
  • Growth rate, G temperature gradient in the axial direction of the crystal) while pulling up the silicon single crystal.
  • the carbon concentration in the silicon single crystal is 3 ⁇ 10 15 atoms / cm 3 or less, and the allowable width of the growth condition V / G for obtaining a defect-free crystal is Is expanding. For this reason, even if V / G changes dynamically during crystal growth, it is possible to easily control the growth condition V / G.
  • the carbon concentration in the silicon single crystal can be reduced to 3 X 10 15 atoms / cm 3 or less. Therefore, as compared with the prior arts 9 to 12, the manufacturing cost of the single crystal pulling apparatus 101 itself can be reduced, and the carbon concentration in the silicon single crystal can be stably reduced.
  • the heat shield 108 is raised to the position A where it contacts the inner wall of the CZ furnace 102, and it is not always necessary to completely contact the inner wall. If this can be achieved, the upper end of the heat shield 108 and the inner wall of the CZ furnace 102 may be close to each other (about 0 to 30 mm).
  • the carbon concentration in the silicon single crystal can be further reduced.
  • the parameter for determining the carbon concentration has a flow rate of argon gas 107 other than the position of the heat shield 108, and it is necessary to control the carbon concentration by changing the flow rate of the argon gas 107.
  • Increasing the flow rate of the argon gas 107 can further reduce the carbon concentration in the silicon single crystal.
  • the heat shield when the gate valve 11 1 is closed in the melting step, the heat shield is placed at the position shown in FIG. 28 or FIG. 33 (level I) or FIG. 30 (level I). It is desirable to position the body 108 and the crucibles 103 a and 103 b, but when the gate valve 111 is not closed in the melting process, the position shown in FIG. 28 or FIG. 33 ( The heat shield 108, the loop 103a, and 103b may be positioned at the level shown in Fig. 30 (Level I) or Fig. 30 (Level I). Further, positioning may be similarly performed in a step other than the melting step. BRIEF DESCRIPTION OF THE FIGURES
  • FIG. 1 is a diagram conceptually showing a defect formation mechanism.
  • FIG. 2 shows the relationship between the type of defect and the concentration of point defects (vacancies, interstitial silicon).
  • FIG. 3 is a diagram showing the relationship between the cooling rate, the void defect density, and the void defect size.
  • FIG. 4 is a diagram for explaining a conventional technique, and is a diagram showing a relationship between V / G1 and a passage time.
  • FIG. 5 is a diagram showing the relationship between void defect density and void defect size.
  • FIG. 6 is a diagram showing the relationship between the cooling rate at 110 ° C. and the void defect size.
  • FIGS. 7 (a), (b), and (c) are diagrams showing the relationship between each radial position of the silicon wafer and V / Gl.
  • FIG. 8 is a diagram illustrating the relationship between the pulling speed under normal conditions, the shape of the solid-liquid interface, and the OSF generation speed.
  • FIG. 9 is a diagram for explaining the relationship between the pulling speed under the condition where a horizontal magnetic field is applied, the solid-liquid interface shape, and the OSF generation speed.
  • Figure 10 shows the pulling speed, the solid-liquid interface shape, and the OSF generation speed with the cooler installed.
  • FIG. 11 is a diagram explaining the lower limit speed at which 0 SF does not occur under the condition where the cooler is installed.
  • Fig. 12 is a diagram showing the relationship between the pulling speed ratio under the condition where the cooler is installed and the void defect size at the center of the crystal.
  • FIGS. 13 (a), (b) and (c) are diagrams illustrating the effect of the embodiment, and are diagrams showing the relationship between the pulling speed and the size of void defects at the center of the crystal.
  • Figures 14 (a), (b), (c), and (d) show the correspondence between the pulling speed ratio under the cooler installation conditions, the presence or absence of the 0 SF area, and the histogram of the number of LPDs per sheet.
  • FIG. 14 (a), (b), (c), and (d) show the correspondence between the pulling speed ratio under the cooler installation conditions, the presence or absence of the 0 SF area, and the histogram of the number of LPDs per sheet.
  • FIG. 15 is a diagram illustrating a manufacturing apparatus according to the embodiment.
  • FIG. 16 is a diagram illustrating a solid-liquid interface.
  • FIG. 17 is a diagram comparing the conventional COP reduction method with the method according to the present invention.
  • FIG. 18 is a diagram showing a change in the shape of the solid-liquid interface when the number of rotations of the silicon crystal is changed.
  • FIG. 19 is a diagram showing a change in the shape of the solid-liquid interface when the rotation speed is changed.
  • FIG. 20 is a diagram illustrating the relationship between the pulling rate and the shape of the solid-liquid interface for silicon crystals having a diameter different from that of FIG.
  • Fig. 21 is a graph showing the distribution of defect species corresponding to the carbon concentration and growth conditions.
  • Figure 22 is a growth rate (pulling rate) and a graph showing the the allowed by defect type distribution corresponding to the distance from the center of the crystal, the carbon concentration is graph in the case of 3 X 10 15 atoms / cm 3 .
  • Figure 23 is a graph showing the growth rate (pulling rate) to be allowed to defect type distribution corresponding to the distance from the center of the crystal, the carbon concentration is graph in the case of 6 X 10 "atoms / cm 3 .
  • FIG. 24 is a table showing (V / G) / (V / G) 0 values at the boundary where each defect type changes in accordance with each carbon concentration.
  • FIG. 25 is a side view showing the device configuration of the embodiment.
  • FIG. 26 is a perspective view of the heat shield.
  • FIG. 27 is a diagram showing a mechanism for raising and lowering the heat shield.
  • FIG. 28 is a diagram showing a gas flow of the embodiment.
  • FIG. 29 is a diagram showing a conventional gas flow.
  • FIG. 30 is a diagram showing the flow of gas when positioning at level 1 is performed.
  • FIG. 31 is a diagram showing the flow of gas when positioning at level II is performed.
  • Figure 32 is a diagram showing the gas flow when positioning at level 3 is performed.
  • FIG. 33 is a diagram showing the flow of gas when positioning at level II is performed.
  • FIG. 34 is a diagram showing a gas flow when positioning at level II is performed.
  • FIG. 35 is a diagram showing a gas flow when positioning at level II is performed.
  • Fig. 36 is a table showing the position of the heat shield, the crucible position, and the lower order of carbon concentration ((1) to (6)), corresponding to each level (1) to (5) in Figs. 30 to 35. is there.
  • Figure 37 is a table showing the relationship between gas flow rate, crucible position and carbon concentration.
  • FIG. 15 is a side view of an example of the configuration of the silicon crystal manufacturing apparatus used in the embodiment.
  • the single crystal pulling apparatus 1 of the embodiment includes a CZ furnace (chamber) 2 as a single crystal pulling container.
  • a quartz loop 3 for melting a raw material of polycrystalline silicon and storing it as a melt 5.
  • the outside of the quartz crucible 3 is covered with a graphite crucible 11.
  • a main heater 9 for heating and melting the polycrystalline silicon material in the quartz loop 3 is provided on the outer side of the quartz loop 3.
  • an auxiliary heater (bottom heater) 19 is provided to supplementally heat the bottom of the quartz loop 3 and prevent solidification of the melt 5 at the bottom of the quartz loop 3.
  • the output (power; kW) of the main heater 9 and the auxiliary heater 19 is controlled independently, and the heating amount for the melt 5 is adjusted independently. For example, the temperature of melt 5 is detected and the detected temperature is
  • Each output of the main heater 9 and the auxiliary heater 19 is controlled so that the amount of the melt-back 5 is set to the target temperature with the amount of the backup.
  • a heat retaining cylinder 13 is provided between the main heater 9 and the inner wall of the CZ furnace 2.
  • the pulling mechanism 4 includes a bow
  • the seed crystal 14 is gripped by the seed chuck 4c.
  • Polycrystalline silicon (Si) is heated and melted in the quartz crucible 3.
  • the bow I raising mechanism 4 operates to pull up the silicon crystal 10 (silicon single crystal) from the melt 5. That is, the pulling shaft 4 a is lowered, and the seed crystal 14 held by the seed chuck 4 c at the tip of the pulling shaft 4 a is immersed in the melt 5. After the seed crystal 14 is mixed with the melt 5, the pulling shaft 4a rises. The silicon crystal 10 grows as the seed crystal 14 held by the shield 4c rises.
  • the quartz crucible 3 is rotated at a rotation speed C / R by the rotation axis 110.
  • the pulling shaft 4a of the pulling mechanism 4 rotates at a rotation speed S / R in the opposite direction or the same direction as the rotating shaft 110.
  • the rotating shaft 110 can be driven in a vertical direction, and the quartz rack 3 can be moved up and down to an arbitrary position.
  • the inside of the furnace 2 is maintained at a vacuum (for example, about 2 O Torr). That is, argon gas as an inert gas is supplied to the CZ furnace 2 and exhausted from the exhaust port of the CZ furnace 2 by a pump. Thereby, the pressure in the furnace 2 is reduced to a predetermined pressure.
  • a vacuum for example, about 2 O Torr
  • argon gas is supplied to the CZ furnace 2 and exhausted together with the evaporant to the outside of the CZ furnace 2 to remove the evaporant from the CZ furnace 2 and clean the same.
  • the supply flow rate of argon gas 7 is set for each process in one batch.
  • melt 5 decreases as silicon crystal 10 is pulled up. As the melt 5 decreases, the contact area between the melt 5 and the quartz loop 3 changes, and the amount of oxygen dissolved from the quartz loop 3 changes. This change affects the oxygen concentration distribution in the silicon crystal 10 that is lifted. Therefore, in order to prevent this, the polycrystalline silicon raw material or the single crystal silicon raw material is additionally supplied into the quartz crucible 3 in which the melt 5 has been reduced after or during the pulling. Good.
  • a substantially inverted truncated cone-shaped heat shield plate 8 (gas rectifying cylinder) is provided above the quartz loop 3 and around the silicon crystal 10.
  • the heat shield plate 8 is supported by the heat retaining tube 13.
  • the heat shield plate 8 guides an argon gas 7 as a carrier gas supplied from above into the CZ furnace 2 to the center of the melt surface 5a and further passes through the melt surface 5a to melt the melt surface 5a. To the periphery. Then, the argon gas 7 is discharged from the exhaust port provided at the lower part of the CZ furnace 2 together with the gas evaporated from the melt 5. For this reason, the gas flow velocity on the liquid surface can be stabilized, and the oxygen evaporated from the melt 5 can be kept in a stable state.
  • the heat shield plate 8 converts the seed crystal 14 and the silicon crystal 10 grown by the seed crystal 14 from radiant heat generated in a high-temperature portion such as the quartz loop 3, the melt 5, and the main heat sink 9. , Insulation and shielding. Further, the heat shield plate 8 prevents impurities (for example, silicon oxide) generated in the furnace from adhering to the silicon crystal 10 and hindering the growth of the single crystal.
  • the size of the gap 20 between the lower end of the heat shield plate 8 and the melt surface 5a is adjusted by raising and lowering the rotating shaft 110 and changing the vertical position of the quartz loop 3. be able to. Also, the gap 20 may be adjusted by moving the heat shield plate 8 in the vertical direction by a lifting device.
  • a cooler 30 for cooling the silicon crystal 10 is provided so as to surround the silicon crystal 10. ing.
  • V growth rate, G1: near the melting point of silicon crystal 10
  • V / Gl growth rate, G1: near the melting point of silicon crystal 10
  • G2 growth rate, G2: axial temperature gradient in the temperature range where silicon crystal void defects occur
  • growth rate V axis near the melting point of silicon crystal 10
  • the oxygen concentration (atoms / cm 3 ) in the silicon crystal 10 is adjusted by adjusting the rotation speed C / R, the bow shaft rotation speed S / R, the argon gas flow rate, the furnace pressure, and the like. Is controlled.
  • An ingot of the silicon crystal 10 manufactured by the apparatus shown in FIG. 15 is cut by a cutting apparatus, and a silicon wafer 100 is collected.
  • the silicon wafer 100D shown in FIG. 2 indicates the silicon wafer of the first embodiment.
  • the silicon wafer 100D of the embodiment is manufactured such that the OSF region does not exist on the entire surface of the silicon wafer from the center to the end of the surface.
  • the hatched area in FIG. 5 indicates the range of the average void defect density and the average void defect size over the entire surface of the silicon wafer 100D of the first embodiment. Shirikonwe one tooth 100 D of the first embodiment the average void defect density becomes 5 10 6/0111 3 below in Ueha entire surface, the average Poido defect size is 10 onm less.
  • the silicon crystal 10 of the first embodiment has a diameter of 200 mm and is grown at a speed V of 1.11-1.45 mm / min.
  • the average void defect density over the entire silicon wafer is 5 ⁇ 10 cm 3 or less, and the average void defect size is 10 Onm or less. Deterioration can be eliminated. Further, since the 0 SF region does not exist on the entire silicon wafer, deterioration of device characteristics due to 0 SF can be eliminated. Since the silicon crystal 10 is grown at a high speed of 1.11-1.45 mm / min, productivity can be increased.
  • the void defect generation temperature As described above, at present, as shown by 100A and 10OB in Fig. 2, in the high V / G1 region where the OSF region escapes to the crystal periphery and the vacancy concentration is relatively stable, the void defect generation temperature The density and size of void defects are controlled by changing the cooling rate V ⁇ G2 in the zone.
  • the relationship between the density and size of void defects is generally inversely proportional, and the defect size decreases as the cooling rate V ⁇ G2 increases (high V. G2 effect).
  • the density increases as the cooling rate V ⁇ G2 decreases.
  • the total vacancy concentration constituting the void defect is almost constant, and V / G1 has almost no effect.
  • the cooling density V ⁇ G2 alone determines the density and size of defects as shown by 100 A and 100 B in FIG.
  • Figure 6 shows the relationship between the cooling rate and the defect size at 110 ° C when V / G1 is more than twice the critical value. As described above, when the V / G1 is high, the defect size can be reduced only by greatly changing the V ⁇ G2 representing the cooling rate (high V ⁇ G2 effect).
  • V / Gl approaches the critical value and total vacancies
  • the effect of reducing the defect size due to the effect of V / G1 appears (low V / G1 effect).
  • the size of the void defect becomes smaller as V / G1 is smaller and V ⁇ G2 is larger.
  • FIG. 7 is a diagram showing the distribution of V / G1 between the center of the silicon wafer and the outer periphery (edge) of the silicon wafer. This will be described below with reference to FIG.
  • An effective method to increase V ⁇ G2 is to raise G2 by cooler 30 and increase the critical speed Vmax of growth rate V at which silicon crystal 10 can be grown without deformation, and pull it up at high speed. (Method 1).
  • This method has an advantage that the pulling speed is high and the productivity is improved.
  • V / Gl is much larger than the critical value, and the low V / G1 effect cannot be obtained. Has its limitations.
  • V / G1 In the method of reducing V / G1, the low V / G1 effect does not appear unless V / G1 is reduced to a value close to the critical value at which the defect type changes from a void defect to OSF. This corresponds to the fact that the silicon wafer end of silicon wafer 100 A in FIG. 2 has been moved to near the critical value.
  • the silicon wafer Under normal pulling conditions, the silicon wafer is shown as a solid line in Fig. 7 (a). Even if the V / G1 at the periphery of the wafer is lowered to a critical value, the difference between V / G1 at the center of the silicon wafer is large, so the V / G1 at the center of the silicon wafer becomes high V / G1 and the low V / G1 effect Cannot be obtained. For this reason, there is a limit to reducing the size of the void defect and reducing the density at the center of the silicon wafer.
  • the V / G 1 at the center of the silicon wafer is reduced by allowing the OSF region and the defect-free region to enter the silicon wafer outer periphery, thereby reducing the V / G 1 Get G1 effect.
  • V / G1 in the silicon wafer's eighteen planes is made uniform over a certain level so that the difference in V / G1 between the center and the outer circumference of the silicon wafer becomes small.
  • V / G1 is reduced over the entire area of the silicon layer to obtain a low V / G1 effect.
  • This method (3) is equivalent to the above-mentioned prior art 2.
  • the number of void defects is reduced by reducing the void defect existing region in the wafer plane.
  • this silicon crystal 10 has a problem that an OSF region exists.
  • the oxygen concentration in the silicon crystal 10 low, the OSF nuclei can hardly be revealed to 0 SF in the silicon wafer 100 after the heat treatment, but there is a possibility that the Ge ringing ability may be insufficient due to insufficient oxygen precipitation. There is.
  • the productivity is inferior because the growth rate V is lower than in the case where the normal silicon crystal 10 is pulled.
  • the void defect size is reduced over the entire wafer.
  • the pulling speed V becomes slower than when manufacturing under normal conditions.
  • productivity may be poor.
  • FIG 4 shows the growth conditions V / Gl, VG2 at the center of the silicon crystal 10 of prior art 1. Are indicated by oblique lines.
  • V ⁇ G2 is defined by the inverse of the void defect occurrence temperature zone transit time L / V (L: length of temperature region).
  • the shaded area shown in FIG. 4 is an area where the defect size decreases and the density becomes low at a critical value under a certain condition, and depending on the shape of the solid-liquid interface, the shaded area shown in FIG. It is not always possible to achieve a low density.
  • V / G1 in the prior art 1 is a value at the center of the crystal, and no consideration is given to the radial distribution of V / G1. Therefore, if the shape of the solid-liquid interface changes, even if the V / G1 value is the same at the center of the crystal, the distribution in the radial direction of V / G1 will be different. It may be 0 SF area. Further, if the solid-liquid interface shape is different, a difference may occur in the void defect size at the crystal end. As described above, the hatched area in FIG. 4 shown in the prior art 1 always becomes a void defect area on the entire wafer surface, and it cannot be said that the defect size always decreases and the density decreases.
  • Figure 8 shows the results of an experiment that investigated the change in the shape of the solid-liquid interface under normal pulling conditions (no magnetic field applied, no cooler installed).
  • the horizontal axis of FIG. 8 is the distance (radial distance) from the center of the silicon crystal 10 and the vertical axis is the height X of each part of the solid-liquid interface.
  • Solid-liquid interface height X, solid-liquid interface center height (projection amount) Xcen is defined in Figure 16.
  • the solid-liquid interface center height Xcen is a positive value
  • the solid-liquid interface is convex upward
  • the solid-liquid interface center height Xcen is When the value is negative, the solid-liquid interface is convex downward.
  • Figure 8 shows that the growth rate V is 0.53 mm / mir!
  • the graph shows the solid-liquid interface shape at each growth rate, the growth rate at which 0 SF is generated, and the solid-liquid interface shape at that time when the thickness is changed in the range of ⁇ 1.14 mm / min.
  • the solid-liquid interface gradually changes from an upwardly convex shape to a downwardly convex shape as the pulling speed V is decreased in order to obtain a low V / G1.
  • the pulling speed V is reduced to the critical value at which R-0 SF is generated, the shape of the solid-liquid interface becomes convex downward.
  • the pulling speed V at this time was 0.76 mm / min.
  • FIG. 20 shows the experimental results of examining the change in the shape of the solid-liquid interface when a silicon crystal having a diameter different from that of Fig. 8 was pulled and grown under normal pulling conditions (without applying a magnetic field and without installing a cooler).
  • the horizontal axis and the vertical axis in FIG. 20 correspond to the horizontal axis and the vertical axis in FIG. Figure 20 shows the solid-liquid interface at each growth rate when the growth rate V was changed to 0.35 mm / min, 0.41 mm / min, and 0.48 mm / mi ⁇ . The shape is shown. It can be seen that the solid-liquid interface shape is convex downward in this growth rate range.
  • the G1 distribution in the plane C is uniform over a certain level, and the radial distribution of V / G1 is constant.
  • the G1 distribution in the C-plane varies, and the radial distribution of V / G1 does not become uniform. I found it.
  • Figure 9 shows the change in the shape of the solid-liquid interface under the pulling condition of applying a horizontal magnetic field of 300 G to the silicon melt 5 with the gap 20 set to 5 7 111 111 and the horizontal magnetic field of 300 G set to 1/111.
  • the horizontal and vertical axes in Fig. 9 correspond to the horizontal and vertical axes in Fig. 8, respectively.
  • the growth rate V was changed in the range of 0.35 mm / min to 0.55 mm / min.
  • the solid-liquid interface can be convex upward regardless of the pulling speed V.
  • Figure 10 shows that the gap 20 is 30 mm, the tip rotation speed C / R is 4 rpm, the silicon crystal rotation speed S / R is 13 rpm, and the cooler 30 is located above the silicon melt 5 by a distance of 80 mm.
  • the horizontal and vertical axes in FIG. 10 correspond to the horizontal and vertical axes in FIG.
  • the growth rate V was varied from 0.78 mm / min to 1.48 mm / min.
  • FIG. 10 shows the results of examining the pulling speed V when V / G1 is reduced to near the critical value when the crucible rotation speed C / R is set to 1 rpm under conditions different from those in FIG.
  • the pulling speed V that does not generate R-OSF was 1.15 mm / min or more.
  • Fig. 18 shows the change in the shape of the solid-liquid interface when only the silicon crystal rotation speed S / R was changed under the same conditions as crucible rotation speed C / R and other pulling conditions without application of a magnetic field.
  • the experimental results are shown below.
  • the horizontal axis and the vertical axis in FIG. 18 correspond to the horizontal axis and the vertical axis in FIG.
  • the silicon crystal rotation speed S / R was changed to 4 rpm, 8 rpm, and 12 rpm, respectively.
  • the solid-liquid interface protrudes upward as the silicon crystal rotation speed S / R increases. It can be seen that the effect of making
  • Figure 19 shows the change in the shape of the solid-liquid interface when only the crucible rotation speed C / R is changed under the same conditions as the silicon crystal rotation speed S / R without applying a magnetic field.
  • the experimental results obtained by examining are shown below.
  • the horizontal and vertical axes in FIG. 19 correspond to the horizontal and vertical axes in FIG.
  • the crucible rotation speed C / R was varied to 6 rpm, 7 rpm, 8 rpm, and 10 rpm.
  • the pulling speed V is reduced to the critical value at which R—OSF occurs. Can be made convex upward.
  • the R-OSF can be improved in the eight sides of the silicon wafer compared to the normal condition (Fig. 8).
  • the pulling speed V which does not cause cracking, can be increased. This is because cooling the silicon crystal 10 with the cooler 30 increases G1 and increases the speed V when V / G1 decreases to a critical value.
  • FIG. 12 shows the relationship between the pulling speed ratio V / Vmax when the silicon crystal 10 is cooled by the cooler 30 and the void defect size at the center of the silicon crystal.
  • the bowing speed ratio V / Vmax is a ratio of the pulling speed V to the limit speed Vmax when the silicon crystal 10 is deformed.
  • a decrease in the pulling speed V means a decrease in VG2, which means an increase in the void defect size only over the parameters of VG2, but a lower V than the negative effect of this V It is considered that the / G1 effect is effective and the defect size is reduced.
  • Cooler 30 is 5 to 30 mn of silicon melt!
  • the silicon crystal 10 is arranged at a distance of about 500 mm.
  • the diameter of the silicon crystal 10 was set to 200 mm.
  • the gap 20 between the lower end of the heat shield plate 8 and the silicon melt surface 5a is set to 20 mm to 100 mm.
  • the axial temperature gradient G1 near the melting point of the silicon crystal 10 is increased, and the growth speed V becomes 1 11-: L.
  • the growth condition V / G1 is reduced to near the critical value with the solid-liquid interface in the range of 45 mm / min being convex above the melt surface. At this time, it is desirable that the solid-liquid interface center height Xcen be 0 to 20 mm. Also, the silicon crystal rotation speed S / R and the full rotation speed C / R are adjusted as necessary.
  • G1 increases by cooling the silicon crystal 10 with the cooler 30 as described in FIG. 10, and the speed V when V / G1 is reduced to near the critical value is increased to 1.1 lmm / It can be kept higher than min.
  • the pulling speed V is desirably set to a low speed near the lower limit speed of 1.1 lmm / min at which OSF does not occur. Despite the low speed, the speed is sufficiently high compared to the lower limit pulling speed (0.76 mm) that does not generate OSF under normal pulling conditions, and the productivity is not inferior.
  • the growth condition V / G1 is reduced to near the critical value in a state where the solid-liquid interface is convex upward with respect to the melt surface.
  • the radial distribution of V / G1 in the wafer plane becomes uniform to a certain level or more, so that 0 SF can be prevented from being generated in the wafer plane, and voids are reduced due to the low V / G1 effect.
  • the size and density of the depressions can be reduced.
  • V ⁇ G2 increases, and the defect size can be further reduced by the high V ⁇ G2 effect (see Fig. 3). For this reason, the size and density of void defects over the entire surface of the silicon wafer 100D can be reduced to the level shown by the oblique lines in FIG.
  • the width of the silicon wafer 100D in the figure is narrower than the width of the silicon wafers 100A and 100B obtained under normal conditions. This indicates that Gl has been uniformed, and that the void defect size and density have been uniformly reduced in the wafer surface.
  • the solid-liquid interface is made to have a convex shape using the cooler 30 (method I), so that the same apparatus can be achieved by applying a horizontal magnetic field (method I). Costs can be kept low.
  • FIG. 13 shows the relationship between the pulling speed and the defect size at the center of the crystal.
  • FIG. 13 corresponds to FIG.
  • the pulling speed V can be maintained at the high speed V5 and the low V / G1 effect can be obtained, so that the defect size can be reduced. Noise can be sufficiently reduced.
  • the G2 is increased by the cooler to increase the limit speed Vmax. Since the low V / G1 effect cannot be obtained, the effect of reducing the defect size is limited.
  • the presence or absence of the R-OSF area and the histogram of the number of LPDs per wafer are shown.
  • the horizontal axis of the histogram indicates the number of particles whose size is 0.10 m or more per wafer, and the vertical axis indicates the number of wafers corresponding to each number of power points.
  • KsGs HV + KLGL
  • Fig. 17 compares the present invention with methods (1), (2), and (3) (prior art 2) for reducing the number of COPs with a size of 0.10 / m or more, productivity, and the presence or absence of R-OSF. is there.
  • ⁇ indicates that the evaluation is very good
  • ⁇ indicates that the evaluation is excellent
  • ⁇ indicates that the evaluation is slightly inferior.
  • the present invention was evaluated to be the best overall in comparison with other methods.
  • the silicon wafer 100D may be manufactured in the same manner as in the manufacturing method 1 by applying the above method (1).
  • the same control as in the manufacturing method 1 is performed except that a horizontal magnetic field of 250 G or more is applied to the silicon melt 5 to make the solid-liquid interface convex upward.
  • the solid-liquid interface can be made convex upward regardless of the pulling speed V, so that the degree of freedom of the pulling speed V is improved.
  • the generation of OSF in the silicon layer 18 is avoided.
  • the nucleus of R-0 SF is known to be an oxygen precipitate in the silicon crystal, the oxygen concentration in the silicon crystal is reduced, or a heat treatment is performed to eliminate the 0 SF nucleus after the silicon wafer is manufactured. This enables 0 SF non-visible. Therefore, the following manufacturing method may be adopted. (Second embodiment)
  • the silicon wafer 100C shown in FIG. 2 indicates the silicon wafer of the second embodiment.
  • the silicon wafer 100C of the embodiment is manufactured such that no OSF exists in at least a region from the center of the surface to 100 mm inside the outer periphery of the surface within the surface.
  • the hatched area in FIG. 5 indicates the range of the average void defect density and the average void defect size in the area inside one OSF of the silicon wafer 100 C of the second embodiment.
  • the average void defect density in the region inside the R-OSF is 5 ⁇ 10 Vcm 3 or less, and the average void defect size is 100 nm or less. .
  • the manufacturing method of the second embodiment is as follows.
  • the cooler 30 is installed in the CZ furnace 2 by applying the above method (1).
  • the diameter of the silicon crystal 10 was 200 mm.
  • cooling the silicon crystal 10 with the cooler 30 increases G1 and decreases the speed V when V / G1 is reduced to near the critical value. Can be kept high.
  • the solid-liquid interface has a slightly downward convex shape as compared with the case of the manufacturing method 1 as shown in FIG.
  • the pulling speed V is lower than that of the production method 1. Therefore, the effect of reducing the size of void defects is further enhanced by further lowering the pulling speed V.
  • the speed is low, it is at the same level as the lower limit pulling speed (0.76 mm / min) that does not generate 0 SF under normal pulling conditions, and the productivity is not inferior.
  • silicon wafer 100 C has a size and density of void defects as small as the hatched level in FIG. 5 in at least the region from the center of the surface to the inner side 100 mm from the outer periphery of the surface. can do.
  • FIG. 2 a silicon wafer whose width in the figure of 100 C is obtained under normal conditions is shown.
  • the narrower width of the wafers 100A and 100B is because V / G1 is uniform within the plane, and the void defect size and density are uniform within the plane. This indicates that the size has been reduced to.
  • the oxygen concentration in the silicon crystal 10 is controlled and the silicon wafer 100 C is subjected to a heat treatment so that the 0 S nucleus does not become apparent at 0 S F. Specifically, any one of the following steps or a combination of these steps is appropriately performed.
  • Step 1 The oxygen concentration in the silicon crystal 10 is controlled to 12.5 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 or less.
  • Step 2 The silicon wafer 100 C is subjected to a heat treatment of 100 ° C. or more.
  • Step 3 The silicon wafer 100 C is subjected to a heat treatment of 100 ° C. or more in a non-oxidizing atmosphere.
  • step 3 the effect of eliminating void defects in the silicon wafer surface layer can be obtained.
  • Step 1 (Step 2), and (Step 3) may be appropriately added to the manufacturing methods 1 and 2 of the first embodiment. Further, (Step 1), (Step 2) and (Step 3) may be omitted in the manufacturing method 3 of the second embodiment.
  • FIG. 25 is a side view of the configuration of the device of the present embodiment.
  • the single crystal pulling apparatus 101 of the embodiment includes a CZ furnace 102 as a single crystal pulling chamber.
  • a quartz loop 103a for melting a raw material of polycrystalline silicon and storing it as a melt 105.
  • the outside of the quartz loop 103 a is covered with graphite loop 103 b.
  • a heater 109 for heating and melting the polycrystalline silicon material in the stone loop 103 a is provided outside and outside the graphite loop 103 b. Have been killed.
  • a heat retaining cylinder 113 is provided between the heater 109 and the inner wall of the CZ furnace 102.
  • a pulling mechanism (not shown) is provided above the quartz crucible 103a. When the melting is stabilized, the seed crystal is immersed in the melt 105 by this pulling mechanism, and the silicon single crystal ingot is pulled out of the melt 105.
  • a gate valve 111 is mounted above the CZ furnace 102. By closing the gate valve 111, the inside of the furnace 102 and the outside air are shut off, and the inside of the furnace 102 can be maintained in a vacuum (eg, about 2 O Torr).
  • an argon gas 107 is supplied from above to the CZ furnace 102 as a carrier gas and exhausted from a lower exhaust port (not shown) by a pump.
  • the pressure in the furnace 102 is reduced to a predetermined low pressure, and impurities in the furnace 102 are exhausted together with the argon gas 107 to keep the inside of the furnace 102 clean.
  • the supply flow rate of the argon gas 107 is set for each step in one batch.
  • the inside of the quartz loop 103a is charged according to the weight of the silicon single crystal to be pulled or the number of times of pulling.
  • Polycrystalline silicon material is additionally supplied by recharging. By additionally supplying the polycrystalline silicon material into the quartz crucible 103a, the amount of silicon single crystal produced per quartz crucible can be increased, and the production cost can be reduced.
  • a rotating shaft 110 is fixed to the bottom of the graphite crucible 103b.
  • the quartz crucible 103a is rotated at a predetermined rotation speed by the rotating shaft 110 together with the graphite crucible 103b.
  • the rotating shaft 110 can move up and down in the vertical direction, and the quartz crucible 103a can be moved up and down together with the graphite crucible 103b to an arbitrary position.
  • the relative distance between the upper end of graphite crucible 1 0 3 b and the upper end of h — 1 0 9 is defined as crucible position C / P.
  • the polarity of the crucible position C / P is positive (+) when the upper end of graphite rod 103 b is higher than the upper end of 109, and is higher than the upper end of heater 109.
  • the case where the upper end of the graphite crucible 103b is located below is defined as minus (1).
  • a substantially inverted truncated cone-shaped heat shield (gas rectifying cylinder) 108 is provided above the quartz crucible 103 a and around the silicon single crystal to be pulled up.
  • the heat shield 108 is used to convert a silicon single crystal grown by a seed crystal into a quartz crucible 103 a, a graphite crucible 103 b, a melt 105, a heater 109, etc. It is provided to insulate and shield radiant heat generated in the area.
  • the heat shield 108 also prevents impurities (silicon amorphous) or the like generated in the furnace from adhering to the silicon single crystal to be pulled, thereby preventing the growth of the single crystal.
  • the size of the gap H between the lower end of the heat shield 108 and the surface of the melt 105 depends on the growth conditions of the silicon single crystal V / G (V: growth rate, G: temperature gradient in the axial direction of the crystal) This is an important parameter for controlling
  • an elevating mechanism for elevating and lowering the heat shield 108 is provided. With this elevating mechanism, the heat shield 108 can be moved vertically in the CZ furnace 102 vertically, and the heat shield 108 can be moved up and down to any position by moving it up and down.
  • FIG. 26 shows the heat shield 108 in a perspective view. As shown in FIG. 26, the heat shield 108 is provided with a suspending portion 108a as a frame material so as to have a flat upper surface.
  • the hanging portion 108a is made of, for example, C.C.M. (carbon / carbon fiber composite material).
  • a suspension cable 1 14 is connected to the suspension section 108 a, and the heat shield 108 is suspended by the suspension cable 114.
  • the hanging cable 114 is made of, for example, tungsten.
  • FIG. 27 shows a lifting mechanism for raising and lowering the heat shield 108.
  • the hanging cable 111 is wound around the hoist drum 116.
  • the winding drum 1 16 is rotated by the operation of the drive motor 1 16.
  • the drive module 1 16 operates with a voltage (for example, 12 V) applied from the DC power supply 1 2 1 via the electric signal line 1 2.
  • An electric signal line 122 between the power supply 121 and the drive motor 116 has a current limiting resistor 120 interposed therebetween, and the current flowing through the drive motor 116 is limited.
  • the heat shield 108, the suspension cable 114, and the winding drum 116 are electrically connected to the electric signal line 122. Further, a voltage detector 118 for detecting a voltage applied to the electric signal line 122 is provided. A relay 1 1 9 is attached to the voltage detector 1 18. 14509
  • the relay 119 When the voltage detected by the voltage detector 118 becomes lower than a predetermined threshold value (for example, 6 V), the relay 119 is energized, and the drive motor 116 is driven. To stop. The CZ furnace 102 is grounded.
  • a predetermined threshold value for example, 6 V
  • the outer diameter of the heat shield 108 is formed in a size corresponding to the upper end opening of the heat retaining cylinder 113.
  • the position when the heat shield 108 rises and its end touches the inner wall of the CZ furnace 102 is A, and the heat shield 108 lowers from the position A, and the heat shield 108
  • the position is B, and the heat shield 1 08 is further lowered than the position B, and the upper part of the heat shield 1 08 is the heat insulator 1 1 3
  • C be the position when it is positioned at the opening of.
  • the heat shield 108 guides the argon gas 107 supplied from above into the CZ furnace 102 to the center of the surface of the melt 105, The liquid is passed through the surface of the melt 105 and guided to the periphery of the surface of the melt 105. Then, the argon gas 107 is used for the CO gas 112 produced in the furnace 102, especially for the CO gas 112 flowing in the upper part of the CZ furnace 102 and the quartz loop 103a. The CO gas 112 generated in the part D where the graphite crucible 103b contacts at the upper end is put in the flow of the argon gas 107 and discharged from the exhaust port provided at the lower part of the CZ furnace 102. Let it.
  • the gas flow rate on the liquid surface of the melt 105 is stabilized by the heat shield 108, and the oxygen evaporated from the melt 105 can be kept in a stable state.
  • the process by the CZ method is roughly composed of each step of melting, stabilizing the melt, pulling, cooling, and removing.
  • this process is repeated, and a plurality of silicon single crystals are pulled up.
  • additional supply of polycrystalline silicon raw material is performed in the next melting step.
  • the initial polycrystalline silicon material is supplied in the melting step, and the additional material is supplied after the initial portion is melted.
  • the gate valve 1 1 1 is closed.
  • C 0 gas 112 is easily taken into the melt 105
  • the CO gas 111 is closed when the gate valve 111 is closed. It is said that 2 is particularly easy to be taken into the melt 105. • Melting process
  • the gate valve 111 is closed. Then, with the gate valve 111 closed, the heat shield 108 is raised to the position A shown in FIG.
  • the drive motor 117 operates and the winding drum 116 rotates.
  • the suspension cable 114 rises and the heat shield 108 rises.
  • the heat shield 108 reaches the position A, the upper end of the heat shield 108 contacts the inner wall of the CZ furnace 102. Therefore, the heat shield 108 is grounded, and the electric signal line 122 is at the ground potential via the heat shield 108, the suspension cable 114, and the winding drum 116.
  • the voltage detected by the voltage detector 118 becomes lower than the threshold value, the relay 119 is energized, and the drive motor 117 stops. Therefore, the thermal shield 108 stops at the position A where it contacts the inner wall of the CZ furnace 102.
  • the hanging portion 108a of the heat shield 108 is made of flexible C.C.M. Therefore, when the driving motor 117 runs over, the hanging cable 110a is formed. Can absorb the radius.
  • FIG. 28 The gas flow when the heat shield 108 is located at the position A is shown in FIG. Conventionally, the heat shield 108 was located at the position B as shown in FIG. Hereinafter, the gas flow in FIG. 28 will be described in comparison with FIG.
  • the full position C / P is set as follows. It is kept higher than the position of the pulling process.
  • the heat shield 108 must be positioned as low as possible (position C) from the viewpoint of increasing the thermal efficiency of melting the polycrystalline silicon raw material, but avoid contact with the raw material ⁇ melt 105. Therefore, it is located at the middle position B.
  • part of the argon gas 107 together with the CO gas 112 generated in the CZ furnace 102 is a heat shield.
  • a flow is formed from the outside of the heat shield 108 toward the melt 105 through the upper end and the inside of the heat shield 108, that is, a flow that circulates the heat shield 108 vertically. For this reason, the CO gas 112 comes into contact with the melt 105 and carbon is easily taken into the melt 105.
  • the heat shield 108 when the heat shield 108 is positioned at the position A where the upper end contacts the inner wall of the CZ furnace 102 as shown in Fig. 28, the argon gas 107 Along with 1 1 2, a flow from the outside of the heat shield 108 to the melt 105 through the upper end and the inside of the heat shield 108, that is, circulates vertically around the heat shield 108. A flowing stream is not formed. That is, the argon gas 107 is rectified, and the CO gas 112 generated in the CZ furnace 102 is placed thereon. The gas is exhausted more efficiently below the CZ furnace 102 through the space between 9 and the graphite crucible 103 b.
  • the carbon concentration in the silicon single crystal to be pulled can be reduced to 3 ⁇ 10 15 atoms / cm 3 or less.
  • the heat shield 108 since the heat shield 108 is located at the position A where the heat shield 108 is in contact with the inner wall of the CZ furnace 102, the heat shield 108 is prevented from swinging due to the gas flow. A stable gas flow is formed.
  • the seed crystal is immersed in the melt 105, and the seed crystal is pulled up to produce a silicon single crystal ingot.
  • the heat shield 108 In the lifting process, the heat shield 108 is placed in a position where it can perform its intended function, that is, the silicon unit that is pulled up from the radiant heat generated by the melt 105 in the quartz crucible 103a. The crystal is positioned at a position where the crystal can be shielded, and if it was located at position A in the melting process, the heat shield 108 is lowered to position B.
  • voids, OSFs (oxygen-induced stacking faults), and dislocation classes are eliminated from the silicon single crystal that is bowed.
  • the silicon single crystal is pulled up while adjusting the growth conditions V / G (V: growth rate, G: temperature gradient in the axial direction of the crystal).
  • FIG. 21 The details of FIG. 21 will be described later.
  • the horizontal axis in FIG. 2 1 a carbon concentration in the silicon single crystal (atoms / cm 3;) is the vertical axis represents the growth condition V / G normalized by (V / G) 0.
  • (V / G) 0 is a critical value of V / G in a crystal without carbon, that is, a V / G value representing a neutral state under a trace carbon condition.
  • a defect-free silicon single crystal can be manufactured industrially easily and stably.
  • a silicon wafer excellent as an IC and LSI substrate can be manufactured at a high yield, and a silicon wafer for particle monitoring, which is indispensable for the IC and LSI manufacturing process, can be manufactured at low cost.
  • the CO gas 112 is taken into the melt 105 simply by using the existing heat shield 108 in the single crystal pulling apparatus 101 and performing positioning thereof. None The flow of argon gas 107 can be formed stably, and the CO gas 112 can be efficiently discharged outside the furnace. Therefore, as compared with the prior arts 9 to 12, the manufacturing cost of the single crystal pulling apparatus 101 itself can be reduced, and the carbon concentration in the silicon single crystal can be stably reduced.
  • the heat shield 108 is raised to the position A where it contacts the inner wall of the CZ furnace 102, but it is not always necessary to make complete contact, and the gas flow similar to that in FIG. If it can be realized, the distance between the upper end of the heat shield 108 and the inner wall of the CZ furnace 102 may be close to 0 to 30 mm.
  • the crucible position C / P is the same position as the normal (conventional) melting process. (Same position as in Fig. 29), but the rotating shaft 110 is lowered to lower the crucible position C / P to a position lower than the normal (conventional) melting process, The carbon concentration in the single crystal may be reduced.
  • the flow rate of the argon gas 107 was not mentioned, but by increasing the flow rate of the argon gas 107 from the flow rate set in the normal (conventional) melting process, the silicon gas was further increased. The carbon concentration in the single crystal may be reduced.
  • Fig. 37 shows the silicon when the crucible position C / P (mm) and the flow rate (L / min) of the argon gas 107 were changed with the heat shield 108 located at position A.
  • 4 is a table showing the carbon concentration (atoms / cm 3 ) in a single crystal. As shown in FIG. Full position It was confirmed that the carbon concentration could be reduced by setting the C / P to a negative position or increasing the gas flow rate.
  • the carbon concentration becomes 0.01 x 10 17 atoms / cm It is 3 and it can be seen that the carbon concentration has decreased most.
  • FIG. Figure 36 shows the position of the heat shield 108, the full C / P position, and the low carbon concentration order ((1) to (1)) corresponding to the levels I to I in Figs. 6))) are shown in the table.
  • the level of Fig. 33, the level of Fig. 30, the level of Fig. 35, the level of Fig. 32, the level of Fig. 32, the level of Fig. 34, and the level of Fig. The carbon concentration in the crystals increased.
  • the relationship between the gas flow and the carbon concentration will be described in ascending order of the carbon concentration.
  • FIG. 33 shows the flow of gas at the level ⁇ where the heat shield 108 is positioned at the position A and the crucible position C / P is positioned at ⁇ 100 (mm).
  • the argon gas 7 and the C 0 gas 1 12 were mixed with the melt 1 from the outside of the heat shield 108 through the upper end and the inside of the heat shield 108.
  • the flow toward 05 that is, the flow circulating in the vertical direction around the heat shield 108 is not formed. That is, argon gas 107 is rectified.
  • Level I has the lowest carbon concentration of all the levels (Carbon Concentration Rank (1)). 14509
  • FIG. 30 shows a gas flow at level II where the heat shield 108 is positioned at the position A and the full position C / P is positioned at 23 (mm).
  • the argon gas 107 together with the CO gas 112 melted from the outside of the heat shield 108 through the top and inside of the heat shield 108.
  • the flow toward the liquid 105 that is, the flow circulating in the vertical direction around the heat shield 108 is not formed. That is, the argon gas 107 is rectified.
  • level 1 in Fig. 30 is different from level 4 in Fig. 33 in that a vortex is formed inside the quartz loop 103a. For this reason, the effect of reducing the carbon concentration is lower than the level (1) in Fig.
  • FIG. 35 shows the gas flow at the level III where the heat shield 108 is positioned at the position C and the full position C / P is positioned at ⁇ 100 (mm).
  • FIG. 32 shows the gas flow at level 3 where the heat shield 108 is positioned at the position C and the rupture position (/ shu is positioned at 23 (mm)).
  • the argon gas 107 together with the C0 gas 112 from the outside of the heat shield 108 and the upper end of the heat shield 108
  • a flow toward the melt 105 through the inside that is, a flow flowing vertically around the heat shield 108 is not formed. That is, the argon gas 107 is rectified.
  • the gas flow is laminar, the gas soars from above the melt 105 and flows back through the inside of the heat shield 108 and above the heat shield 108. Due to the formation of gas flow, the effect of reducing the carbon concentration is low for Levels I and II (Level I is the carbon concentration rank (3), and Level 3 is the carbon concentration rank (4)). .
  • the heat shield 108 When the heat shield 108 is positioned at the position C, the upper part of the heat shield 108 comes into contact with the heat retaining cylinder 113 and the opening, and carbon may be generated. Therefore, it is not desirable to position the heat shield 108 at the C position in order to reduce the generation factor of carbon.
  • FIG. 34 shows the gas flow at the level III where the heat shield 108 is positioned at the position B and the crucible position C / P is positioned at ⁇ 100 (mm).
  • FIG. 31 shows the flow of gas at level III where the heat shield 108 is positioned at position B and the crucible position (3 /? Is positioned at 23 (mm)).
  • the parameters that affect the carbon concentration in the silicon single crystal include the position of the heat shield 108, the position of the crucible C / P, and the flow rate of the argon gas 107.
  • the position of the heat shield 108 is located at the position A that contacts the inner wall of the CZ furnace 102 or at the position that is close to the inner wall of the CZ furnace 102, and ⁇ Position C / P is set to a minus position, that is, a position where the upper end of graphite loop 103 b is lower than the upper end of heat 109, and further increase the flow rate of argon gas 107.
  • a minus position that is, a position where the upper end of graphite loop 103 b is lower than the upper end of heat 109
  • the heat is moved to the position shown in FIG. 28 or FIG. 33 (Level I) or FIG. 30 (Level I). It is assumed that the shields 108 and lump 103a and 103b are positioned, but when the gate valve 111 is not closed in the melting process, the The heat shield 108 and the crucibles 103 a and 103 b may be positioned at the positions shown in FIG. 8 or FIG. 33 (level I) or FIG. 30 (level I). Further, positioning may be similarly performed in a process other than the melting process.
  • the above-described conventional techniques 9 to 12 may be used in combination.
  • graphite members that are exposed to high temperatures such as graphite crucibles 103b, 100% light, and heat shields 108, are coated with SiC to suppress the generation of CO gas 112 itself. Is also good.
  • Figure 22 uses a quartz Ruppo 103 a diameter 22 Inchi single crystal pulling apparatus 101, the carbon concentration in 200 mm diameter crystal was pulled silicon single crystal of 3 X 10 15 atoms / cm 3 It shows the distribution of defect species in the crystal when the growth rate V was changed.
  • a silicon single crystal was obtained by gradually lowering the growth rate V. 23, except that was 22 Yori be 6 10 14 & 1 ⁇ 2 «18/0111 3 further low Do the carbon concentration, shows the results of examining the defect type distribution in the crystal under the same conditions as FIG. 22 O
  • the horizontal axis in FIGS. 22 and 23 is the growth rate V (mm / min), and the vertical axis is the distance (radial position) (mm) from the center of the crystal.
  • the distribution of defect species at each position of the crystal was determined and evaluated by the combined use of the X-ray topography method after the oxygen precipitation heat treatment, the X-ray topography method after the copper decoration, and the Secco etching method.
  • the carbon concentration (3xl0 15 atoms / cm 3 ) in the silicon single crystal in FIG. 22 was measured by the FTIR method using a sample having a thickness of 2 mm. Carbon concentration in the silicon single crystal in or FIG 23 (6 10 1 atoms / cm 3) is evaluated by activation analysis, it was measured.
  • each defect type appears corresponding to the horizontal axis position and the vertical axis position.
  • These are void defect regions in which void defects appear, and are 0 SF ring regions in which R-1 O SF, which is a ring of 0 SF, appears, and are dislocation class evening regions in which dislocation class evening appears.
  • the defect-free region where a defect-free crystal is obtained appears between the dislocation class region and the void defect region.
  • the defect-free region is divided into a vacancy-type defect-free region and an interstitial silicon-type defect-free region, and their neutral boundaries are indicated by broken lines.
  • FIG. 23 shows that FIG. 23, in which the carbon concentration is lower than that of FIG. 22 and is extremely low (6 ⁇ 10 atoms / cm 3 ), shows that the growth rate V In Fig. 22, there is no growth rate V such that there is no defect in the entire region in the radial direction of the crystal.
  • the width of the growth rate V corresponding to the defect-free region is significantly increased due to ultra-low carbonization, JP2003 / 014509
  • a silicon single crystal having a high carbon concentration of 6 xl 0 16 atoms / cm 3 was obtained by intentionally dropping carbon, and a low carbon concentration of 6 X 10 14 atoms / cm 3 , 1 X
  • the silicon single crystal of 10 15 atoms / cm 3 was obtained by efficiently discharging the CO gas 112 using the embodiment apparatus 101 shown in FIG.
  • the table shown in FIG. 24 shows the experimental results, and shows (V / G) I (V / G) 0 values at the boundary where each defect type changes according to each carbon concentration. In Fig.
  • the (V / G) I (V / G) 0 value of the OSF boundary at the low growth rate V side, the neutral position ⁇ , and the boundary of the dislocation class evening occurrence are shown.
  • the 0 SF boundary at the low growth rate V side is the boundary between the 0 SF ring region and the defect-free region, and the neutral position /?
  • the dislocation-class-occurrence-occurrence boundary is the boundary between the defect-free region and the dislocation-class-emission region.
  • Fig. 21 shows the experimental results shown in the table of Fig. 24 as the distribution of defect types corresponding to the carbon concentration (atoms / cm 3 ) and the normalized growth conditions (V / G) I (V / G) 0. It is a representation. As described above, when the carbon concentration in the silicon single crystal becomes 3 ⁇ 10 15 atoms / cm 3 or less, the width of the growth condition V / G for obtaining a defect-free silicon single crystal sharply increases. .
  • the carbon concentration is reduced to 3 ⁇ 10 15 atoms / cm 3 or less by efficiently discharging the C 0 gas 112 using the pulling device 101 shown in FIG. 25.
  • the carbon concentration may be reduced by applying only the conventional techniques shown in Conventional Techniques 9 to 12 without applying the technique.

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Description

明細書 シリコンゥエーハとその製造方法およぴ製造装置
技術分野
本発明はシリコンゥエーハの製造方法およびその製造装置およびシリコンゥェ 一八に関し、 特に、 ボイド欠陥のサイズ、 ボイド欠陥の密度を減らすことができる 製造方法、製造装置およびこれらによつて製造されたシリコンゥェ一ハに関するも のである。 また本発明はシリコン単結晶の製造方法およびシリコン単結晶に関し、 特に ボイド欠陥、 O S F (酸素誘起積層欠陥）および転位クラス夕 （格子間シリ コン型転位欠陥）が排除された無欠陥のシリコン単結晶を製造する方法およびこの 製造方法によって製造された無欠陥のシリコン単結晶並びに上記無欠陥のシリコ ン単結晶を引き上げる装置に関するものである。 背景技術
シリコン結晶は C Z (チヨクラルスキー法）によって引上げ成長されることによ つて製造される。引上げ成長されたシリコン結晶のインゴヅトはシリコンゥェ一ハ にスライスされる。半導体デバイスはシリコンゥヱ一八の表面にデバイス層を形成 するデバイス工程を経て作成される。
しかしシリコン結晶の成長の過程でグロ一イン （Grown-in)欠陥 （結晶成長時導 入欠陥） と呼ばれる結晶欠陥が発生する。
近年、 半導体回路の高集積化、 微細化の進展に伴い、 シリコンゥエーハのうちデ バイスが作成される表層近くには、こうしたグロ一ィン欠陥が存在することが許さ れなくなってきている。 このため無欠陥結晶の製造の可能性が検討されている。 一般にシリコン結晶に含まれデバイスの特性を劣化させる結晶欠陥は、以下の 3 種類の欠陥である。
a ) C O P (Crytstal Originated Particle) などと呼ばれる、 空孔が凝集して生じる ボイド （空洞）欠陥。 b) OSF (酸化誘起積層欠陥， Oxidation Induced Stacking Fault ) c) 格子間シリコンが凝集して生じる転位ループクラス夕 （格子間シリコン型転 位欠陥、 I-defect) 。
無欠陥のシリコン単結晶とは、上記 3種の欠陥のいずれも含まないか、実質的に 含まない結晶として認識ないしは定義されている。
上記 3種の欠陥の発生挙動は成長条件によって以下のように変化することが知 られている。図 2を併せ参照して説明する。図 2において横軸は、後述する成長条 件 V/G1であり、 G1を固定とすれば成長速度 Vの関数と考えられる。 図 2におい て 100A、 100B, 100 C、 100 D、 100 Eはシリコン結晶 10から取 得されるシリコンゥェ一ハ 100の面中心と端（エッジ）の間における各種欠陥の サイズと密度を概念的に示している。シリコンゥ工一ハ 100の面中心と端は、 シ リコン結晶 10の結晶中心と結晶端 （結晶外周） に対応している。
i )成長速度 Vが速い場合には、 図 2に 100 A、 100Bに示されるように、 シ リコン結晶 10は空孔型点欠陥が過剰となり、 ボイド欠陥のみが発生する。
i i )成長速度 Vを減じると、シリコン結晶 10の外周付近にリング状に 0 S F (R -OSF) が発生し、 ： R— OSF部の内側にボイド欠陥が存在する構造となる。 i i i)成長速度 Vを更に減じると、 リング状の OS F (R— OSF)の半径は減 少し、 リング状 OS F部の外側に欠陥が存在しない領域が、 その外側には転位ル一 プクラス夕が生じ、 R— OSF部の内側にボイド欠陥が存在する構造となる。 iV)さらに成長速度 Vを減じると、 100Eに示すように、 シリコン結晶 10全 体に転位ル一ブラス夕が存在する構造となる。
上述した現象が起こるのは成長速度 Vの減少に伴いシリコン結晶 10が空孔型 点欠陥過剰な状態から格子間シリコン型点欠陥過剰な状態へと変化するためであ ると考えられており、その変化はシリコン結晶 10の外周部から始まると理解され ている。
上記 3種の欠陥のうち特に a)のボイド欠陥は、微細化したデバイスで素子分離 不良などの原因となるため、 その低減が特に必要とされている。
ボイド欠陥は、 結晶成長時にシリコン融液から取り込まれた原子空孔 （点欠陥） が、 結晶冷却中に臨界過飽和度に達することによって凝集して生じるものであり、 その欠陥検出方法によって LPD (レーザ パーティクル ディフエクト）、 CO P (クリスタル オリジネィテイド パ一ティクル）、 FPD (フロー パターン ディフエクト）、 LSTD (レ一ザ スキヤヅ夕リング トモグラフィ ディフ ェクト） などと呼ばれる。
現状では図 2に 100 A、 100Bに示されるように、 シリコン結晶 10はボイ ド欠陥がシリコンゥェ一ノヽ全面に存在するような領域で作成されている。このシリ コン結晶 10から取得されたシリコンゥェ一ハ 100では、表面にボイド欠陥が顕 在化した C 0 Pが存在する。 シリコンゥェ一ハ表層の無欠陥の完全性が要求され、 特にデバイス線幅が COPサイズ近くまで微細化が進んだ現在では、 COPの低減 が必要になっている。
欠陥が存在しないシリコン結晶 10を製造すれば C 0 Pが存在しないシリコン ゥエーハが得られる。 しかし、そのためのシリコン結晶製造には非常に精密な引上 げ制御が必要であり、 また生産性も劣るという欠点がある。
ここでデバイス回路が作成される表層付近において C 0 Pなどのグロ一ィン欠 陥を含まないシリコンゥエーハを得るための方法の 1つに、 「ェピ夕キシャル成長 によりゥェ一ハ表面に無欠陥層を成長させる」という方法がある。 しかしこの方法 はェピタキシャル成長層形成の工程が入るためポリッシュドゥエ一ハに比べて製 造コストが高くなつてしまうという問題がある。また水素ゃァルゴン雰囲気下でァ ニールする方法も同様にゥエーハ表層付近を COPなどを含まない無欠陥層とす ることができるが、ァニールの工程が入るため同様にポリヅシュドゥエーハに比し てコスト高を招く。
デバイスの品質を保証する上で必ずしも COPの完全除去は必要でなく、そのサ ィズを一定レベル以下に小さくできればデバイス不良の歩留まりを向上させるこ とができる。つまり COPサイズをデバイス線幅よりも小さくすれば素子分離する 上で問題がなくデバイス不良に与える影響は少ない。具体的にはパーティクルカウ ン夕で測定される約 0. 10 m以上の COPが問題視されておりその低減が必要 であるものの、その大きさより低いサイズの COPについては影響は小さいことが わかってきている。
以上のように製造コスト、価格の優位性を考慮して完全に COPを排除するので はなく、 C 0 Pが存在するものの通常よりも C 0 Pが微細化されサイズの大きい C O Pを減少させたポリヅシュドゥエ一ハを製造することが必要になってきている。 ここでボイド欠陥の形成メカニズムについて図 1を参照して説明する。図 1 ( a) はシリコン融液 5から引上げ成長されるシリコン結晶 1 0中の欠陥を概念的に示 し、 図 1 (b ) は図 1 ( a) に対応させてシリコン結晶 1 0の軸方向の温度と点欠 陥濃度、 ボイド欠陥密度との関係を示している。 図 1 ( b ) において Cvはシリコ ン結晶 1 0中の空孔濃度で、 Cv，eqはシリコン結晶 1 0中の空孔の熱平衡濃度であ る。 空孔が過剰に取り込まれた場合、 温度の低下に伴い空孔の過飽和度 （Cv/Cv, eq) が増加し、 臨界値に達したところでボイド欠陥が形成される。
同図 1に示すように、 シリコン融点（約 1 3 5 0。 C )近傍（〜約 1 1 5 0 ° C) では空孔過飽和度が臨界値に達していないため点欠陥のままでボイド欠陥が形成 されないが、空孔過飽和度が臨界値に達するとボイド欠陥が発生し始めボイド欠陥 発生温度帯（約 1 1 5 0 ° C〜約 1 0 8 0 ° C)でボイド欠陥密度が徐々に増加し 一定の密度に達する。
このようにボイド欠陥の発生、成長は、結晶成長中にシリコン結晶が受ける熱履 歴に強く影響を受ける。 特に融点近傍の軸方向温度勾配 Gl、 ボイド欠陥発生温度 帯での軸方向温度勾配 G2、 シリコン結晶 1 0の成長速度 Vがボイド欠陥の密度、 サイズを制御する重要なパラメ一夕となる。
ボイ ド欠陥のサイズ、 密度は、 結晶引上げ中の熱履歴を表した成長条件 V/Gl、 V · G2に影響されることが知られている。 このうち成長条件 V/G1はボイド欠陥 を構成する空孔量に影響し、初期に導入される空孔濃度を決定する。成長条件 V · G2はボイド欠陥発生温度帯での結晶冷却速度であり、 ボイド欠陥の成長に影響す る
成長条件 V/Gl (V · G2) と点欠陥 （空孔） 濃度と欠陥種の関係は前掲した図 2に示す概念図で表される。
現状では、 図 2に 1 0 0 A、 1 0 0 Bで示されるように、 O S F領域を結晶外周 に逃がした比較的空孔濃度の安定した高 V/G1の領域で、 ボイド欠陥発生温度帯に おける冷却速度 V ' G2を変ィ匕させてボイド欠陥の密度、サイズを制御している（通 常条件） 。 ボイド欠陥の密度とサイズの間の関係は図 3に示されるように、概ね逆比例の関 係にあり、 欠陥サイズは冷却速度 V · G2が大きくなるほど小さくなり、 欠陥密度 は冷却速度 V · G2が小さくなるほど大きくなる。 高 V/G1の領域では、 ボイ ド欠 陥を構成する総空孔濃度はほぼ一定であり、 V/G 1は殆ど影響せず冷却速度 V · G 2だけで 1 0 0 A、 1 0 0 Bに示すように欠陥の密度とサイズが決定される。
しかし V/G 1がボイド欠陥領域から 0 S F領域に変化する臨界値に近い領域で は、 1 0 0 C；、 1 0 0 Dに示されるように、 V/G 1が臨界値に近づき総空孔濃度が 低くなるほど、 V/G 1の影響によって欠陥サイズを小さくする効果が顕れる （低 V /G1効果） 。 すなわちボイド欠陥のサイズは、 V/G1が臨界値に近い領域では、 V/ G1が小さいほど V · G2が大きいほど、 小さくなる。 このメカニズムについて説明 する。
ボイド欠陥は、空孔の過飽和度が臨界値を超えてから形成される。総空孔濃度が 低い場合には図 1 ( b ) に一点鎖線で示すように空孔の過飽和度 C ' V/Cv,eqが臨 界値（臨界過飽和度） を超えるときの温度が低くなる。 このためボイド欠陥の形成 温度が低下するとともにボイド欠陥の成長速度（空孔の凝集速度）が低下してボイ ドサイズが大きくならない。また空孔過飽和度の解消が遅れ新規にボイドの核が発 生する結果、 ボイド欠陥密度は増加するがボイド欠陥サイズは大きくならない。 更にシリコンゥェ一ハの性能保証ということを考慮すると、シリコンゥェ一ハ 1 0 0の径方向（面中心〜端）で、 ボイド欠陥サイズが小さい状態を均一に作り出す ことが必要になる。シリコン結晶 1 0は、その表面から抜熱されるため融点近傍の 軸方向温度勾配 G1の径方向分布は結晶中心で小さくシリコン結晶外周にいくに従 つて大きくなつていく。 このため G1が分布差が大きいと、 低 V/G1を達成するた めに成長速度 Vを低下させていくだけでは、シリコンゥェ一ハ 1 0 0の周辺部では V/G1が相対的に低くなり、 周辺部で R— O S Fが発生したり、 ゥェ一八面内でボ ィド欠陥サイズ、ボイド欠陥密度が不均一になることから部分的に欠陥サイズ、密 度が増大するおそれがある。
つぎに特許文献に示された従来技術について説明する。
(従来技術 1 )
特許文献 1 (特開 2 0 0 1— 2 7 8 6 9 2号公報） には、 シリコン結晶中心にお ける成長条件 V/G l、 V · G2 (ただしボイド欠陥発生温度帯通過時間で定義され ている）を制御することにより、サイズの大きな C O Pを減少させるという発明が 記載されている。 しかしこの特許文献 1では、 温度勾配 G1を結晶中心で規定して おり、 温度勾配 G1の径方向分布については何ら考慮されていない。 このため上述 したようにゥヱ一ノ、周辺部で R— 0 S Fが発生したり、ゥェ一八面内で部分的に欠 陥サイズ、密度が増大するおそれがある。 また特許文献 1には、 成長中のシリコン 結晶を急冷する冷却筒を設けて温度勾配 G1を大きくするという技術が記載されて いる。
(従来技術 2 )
特許文献 2 (特開 2 0 0 0— 3 1 3 6 9 5号公報） には、 成長条件 V/Glの径方 向分布 （AV/G1) を 1 0 %以下にして、 C O Pを減少させるという発明が記載さ れている。 しかし後述するように単に成長条件 V/G1の径方向分布 （A V/G1) と いうパラメータを制御しただけでは、成長速度 Vを一定レベル以上に上げることが できない。 引上げ速度に限界があることから生産性が損なわれるおそれがある。 (従来技術 3 )
本出願人に係る特許文献 3 (特開 2 0 0 1 - 2 6 1 4 9 5号公報） には、 シリコ ン結晶 1 0とシリコン融液との境界である固液界面の形状によって、 臨界値、 V/ G1の径方向分布が変化することが記載されている。
ここで上述した従来技術 1、 2は、固液界面の形状を何ら考慮したものではない。 すなわち従来技術 1、 2において、 固液界面の形状を考慮して臨界値、 V/G1の径 方向分布の変化を捕らえないと、精度よく欠陥サイズ、密度を制御することができ ない。
本発明はこうした実状に鑑みてなされたものであり、生産性を損なうことなくボ ィド欠陥のサイズ、密度を精度よく一定レベル以下に制御できるようにしてデバイ ス不良の歩留まりを向上させることを第 1の解決課題とするものである。
デバイス回路が作成される表層付近においてグロ一イン欠陥を含まないシリコ ンゥェ一ハを得るために、従来より、 「結晶の成長条件を制御して、 無欠陥の単結 晶インゴットを製造する」という手法が試みられ、下記に示すように特許公報によ り公知となっている。 (従来技術 4 )
特許文献 4 (特開平 8— 3 3 0 3 1 6 1号公報） には、 「結晶の成長条件を制御 して、 無欠陥の単結晶インゴットを製造する」 という上記 1) の方法が開示されて いる。すなわち結晶中の空孔ゃ格子間シリコンが過剰とならないように成長条件 V /G (V:成長速度、 G: 結晶の軸方向温度勾配） を制御して、欠陥を含まない結晶を 製造するという発明が記載されている。
すなわちこの特許文献 4には、 R _ 0 S F部と転位ループクラスタ発生領域との 間に無欠陥（3種の欠陥のいずれも含まない）領域が存在することが記載されてい る。無欠陥領域は、空孔過剰状態から格子間シリコン過剰状態への遷移領域に対応 し、いずれの欠陥も発生し得る過剰量に達していないニュートラル状態に対応する。 そこで、 結晶の引上げ速度を V (mm/m i n) とし、 シリコンの融点から 1 3 0 0 ° Cの間の軸方向の結晶内の温度分布の平均を G (° C/mm) としたとき、 こ れらの比 V/Gが 0 . 2 0〜0 . 2 2 mm2/° C m i nとなるように制御して結晶を 引き上げれば、上述したニュ一トラルな状態を結晶全体において実現できるとして いる。
ここで、上記条件に従えば、 Gが半径方向に均一であるとすると、例えば G= 3 . 0 ° C/mmのとき、 引上げ速度 Vを、 0 . 6 3 ± 0 . 0 3 mm/m i nにコント口 —ルすればよいことになる。この制御を実現するのは工業的に不可能なことではな い。
しかし、 これは原理上の引上げ速度 Vの最大許容幅を意味するに過ぎない。その 理由は、通常、 Gは半径方向に一様ではないからである。 Gが変化することを想定 すると引上げ速度 Vの許容幅は著しく減少し、 Gの半径方向での変化が 1 0 %に達 したとき、 引上げ速度 Vの許容幅はゼロとなる。 このことは、 Gの僅かな均一性の 低下でも引上げ速度 Vの変化は許容されず上記範囲内に成長条件 V/Gを収めるこ とは非常に困難であることを意味する。 また V/Gは結晶成長中において動的に変 化する。 このため成長条件 V/Gを許容幅内に収める制御が難しく、 無欠陥の結晶 の取得率が悪くなり、結晶の製造コストが高コストとなる。したがって実質的には、 無欠陥結晶を工業的に安定して製造することは不可能である。
(従来技術 5 ) 特許文献 5 (特閧平 1 1— 1 9 9 3 8 7号公報）では、 上述したニュートラルな 無欠陥領域にも、空孔の優位な無欠陥領域と格子間シリコンが優位な無欠陥領域の 2種類があることに着目し、格子間シリコン優位な無欠陥結晶の製造方法を提案し ている。 特許文献 2では、 Gの結晶の半径方向での変ィ匕が、 Gmaxを最大値、 Gmi nを最小値として （Gmax— Gmin) /Gminく 2 0 %の範囲内に収まる成長条件であ れば、無欠陥結晶が引き上げられるとしているが、 この成長条件も実質的には許容 幅が狭く、上述した従来技術 4と同様に実質的には無欠陥結晶の工業的な製造は不 可能であると考えられる。
(従来技術 6 )
特許文献 6 (特開平 1 1— 7 9 8 8 9号公報）では、 上述したニュートラルな無 欠陥領域を結晶全体にわたり実現するために、 固液界面の形状を平滑な状態、つま り固液界面の各部の高さを平均高さの士 5 mm以内に収めるように結晶を引き上 げることを提案している。また平滑な形状の固液界面を得るには、融液への磁場印 加が有効であり、特に水平磁場 2 0 0 0ガウス以上であればよいとしている。固液 界面の形状をこのように平滑にすることによって、 Gが均一となり、結晶の端部に おける Gを Gedge、 結晶の中央における Gを Gcenterとすると、 Gedge— Gcenterく 0 . 5。 C/mmという Gが一定の均一範囲内に収まり、 無欠陥結晶が得られると している。
しかし固液界面を平滑にすることが直ちに Gが均一になることを意味するわけ ではなく、固液界面を平滑に制御することで無欠陥結晶を工業的に製造することは 不可能であると考えられる。
(従来技術 7 )
特許文献 7 (特開 2 0 0 0 - 1 5 9 5 9 4号公報）では、 上述したニュートラル な無欠陥領域を結晶全体にわたり実現するために、 V/Gが 0 . 1 6〜0 . 1 8 m m2/° Cm i nとなり、 かつ Gedge/ Gcenterく 1 . 1 0となるように制御して結晶 を引き上げることを提案している。
しかし、この成長条件も実質的には許容幅が狭く、無欠陥の結晶の取得率が悪く、 高コストになるおそれがある。
(従来技術 8 ) 本発明者らに係る特許文献 3では、固液界面の結晶中心における高さと結晶の周 辺位置における高さとの差と、固液界面近傍での結晶外周部の軸方向温度勾配とい う 2つの指標を調整することによって無欠陥の結晶を製造することを提案してい る。この特許文献 3によって、従来まちまちな指標で示されてきた無欠陥結晶の育 成条件が上記 2つの指標により統一的に整理され、また無欠陥結晶を最も容易に育 成できる成長条件を見いだすことが可能になった。
しかし最適な育成条件においても成長条件 V/Gの許容幅は狭いということも明 らかにしている。 その狭い許容幅の範囲に成長条件 V/Gを制御することは不可能 ではないが、 無欠陥の結晶の取得率が悪く高コストとなることは避けられない。 以上のように上述した従来技術 4〜 8のいずれも、 無欠陥の結晶を得るために、 成長速度 Vと固液界面近傍の軸方向温度勾配 Gとの比 V/Gを極めて狭い許容幅内 で制御するというものであり、 結晶成長中に V/Gが動的に変化することもあいま つて、制御が困難で、 無欠陥の結晶の取得率は悪く、 結晶の製造コストは高コスト になり、実質的に無欠陥のシリコン単結晶を工業的に安定して製造することは不可 能であった。
一方において、多結晶シリコン原料を溶融している工程で、炭素が融液に取り込 まれ、引上げられるシリコン単結晶中の炭素濃度が増加するという問題が従来より 指摘されている。シリコン単結晶中の炭素濃度が高濃度になると、 それによつて製 造される半導体デバイスの電気的特性に悪影響を与えるとともに、結晶欠陥の原因 にもなる。
C Z法で育成されるシリコン単結晶中に炭素が含まれる主要な原因はつぎの 2 つであると考えられている。
1 )図 2 5に示すように石英るっぽ 1 0 3 aとこれを覆い保持する黒鉛るつぼ 1 0 3 bとの反応によって C Oガス 1 1 2が生じ、 C Oガス 1 1 2がシリコン融液 1 0 5に接触することで炭素が融液 1 0 5に供給される。
2 )高温に加熱された C Z炉 1 0 2内のヒータ 1 0 9等の黒鉛部材と雰囲気中の微 量な酸素との反応によって C Oガス 1 1 2が生じ、 C Oガス 1 1 2がシリコン融液 1 0 5に接触することによって炭素が融液 1 0 5に供給される。
C Z炉 1 0 2内の部材には、 ヒー夕 1 0 9等の黒鉛部材が多用されており、 これ ら黒鉛部材は高温に晒されている。このため CZ炉 102内での COガス 112の 発生は避けられない。この結果引き上げられるシリコン単結晶中にはある程度の量 の炭素が含まれることになる。シリコンゥエーハを熱処理したときに生じる酸素析 出物の密度は、炭素濃度に依存して増加することが知られている。炭素濃度が 1 X 1016atoms/cm3 を上回ると、 上述した炭素濃度依存の効果が顕著となるため、 従来よりシリコン単結晶中の炭素濃度を 1 X 1016atoms/cm3 以下に制御する 方法が提案されている。また近年、 より精密な酸素析出制御が要求されるようにな つてきているため、 さらに低炭素化するための技術が提案されている。
シリコン単結晶中の炭素濃度を低減することに関する従来技術として以下に示 すものがある。
(従来技術 9 )
特許文献 8 (特閧昭 53-45679号公報） には、 黒鉛部材からなるるつぼ 1 03b、 ヒ一夕 109、 シールド （熱遮蔽体 108)等に SiC (シリコンカーバ ィト）を被覆することによって COガス 112の発生を防止して、 シリコン単結晶 中の炭素濃度を低下させるという技術が記載されている。
(従来技術 10 )
特許文献 9、 10、 11、 12、 13 (特開昭 54—119375号公報、 特開 昭 56— 21758号公報、特開昭 63- 319288号公報、特閧平 2— 172 884号公報、特開平 6 _ 16490号公報） には、 〇2炉102内にパ一ジチュ —ブを設けてアルゴンガス 107の流量を増やして、 COガス 112を融液 105 に向かわせることなく効率的に CZ炉 102の外に排気する技術が記載されてい る o
すなわち、 〇∑炉102内にパージチューブを新設することによって、黒鉛部材 からなるるっぽ 103b、ヒー夕 109等から発生する COガス 112がシリコン 融液 105側に流れて触れることを、パージガスの流れにより有効に防止して、 シ リコン単結晶中の炭素濃度を低下させるというものである。
(従来技術 11 )
特許文献 14 (特開平 6— 56572号公報） には、 C Z炉 102内に「るつぼ 頂部隔壁手段」を新設して、 これにより最も黒鉛部材が高温となり COガス 112 の発生が甚だしい原料シリコンの溶融工程において、炉内雰囲気と、原料が収容さ れたるっぽ 1 0 3 a内の雰囲気とを遮蔽して、シリコン単結晶中の炭素濃度を低下 させるという技術が記載されている。
(従来技術 1 2 )
特許文献 1 5、 1 6 (特開平 5— 3 1 9 9 7 6号公報、 特開平 7— 8 9 7 8 9号 公報） には、 C Z炉 1 0 2内の黒鉛部材を、 SiC、 Ti C；、 NbC；、 TaC、 ZrC、 B Nのいずれかで被覆するとともに、 C Oガス 1 1 2を排気する専用の通路、排出 口を新設して、 これによりパージガスの流れを制御し、黒鉛部材からなるるつぼ 1 0 3 b,ヒー夕 1 0 9等から発生する C Oガス 1 1 2がシリコン融液 1 0 5側に流 れて触れることを防止し、シリコン単結晶中の炭素濃度を低下させるという技術が 記載されている。 また、 この装置構成により、 炭素濃度が l x l 0 14 atoms/c m3 にまで低減できると記載されている。
しかし、上述した従来技術 9〜1 2のいずれも、 C Z炉の部材を新たに被覆した り、 パージチューブ、 通路、 排出口、 「るつぼ頂部隔壁手段」 を新設したりする必 要があり、 C Z炉を製造するにあたり製造工数が増加するとともに、部品点数が増 加して、 高コスト化を招く。
(従来技術 1 3 )
なお非特許文献 1 (A.J.R.de kock and W.M.van de Wijgertjournal of Crystal Gr uwth vol.49(1980)718) には、 シリコン単結晶中の炭素濃度が高いほど格子間シリ コンに関連する欠陥 （B欠陥という） の発生が促進されると記載されている。 しかし、 B欠陥の実体および B欠陥と転位クラス夕 （A欠陥と呼ばれることがあ る） との関係は、 現在も明らかになっていない。 また炭素濃度と転位クラス夕との 関係についても記載されていない。
そこで、本発明は、上述した従来技術 4〜8の問題点を解決すべくなされたもの であり、 無欠陥の結晶が得られる成長条件 V/Gの許容幅を拡大して、 たとえ結晶 成長中に V/Gが動的に変化したとしても、 成長条件 V/Gの制御を容易ならしめ、 無欠陥の結晶の取得率を向上させて、結晶の製造コストを低減して、無欠陥のシリ コン単結晶を工業的に容易かつ安定して製造することを可能にすることを、第 2の 解決課題とするものである。 また本発明は、上記第 2の解決課題を達成することに加えて、上述した従来技術 9〜1 2の問題点を解決すべくなされたものであり、 C Z炉の部材を被覆したり新 たに部材を新設することなく既存の部材を有効に利用することによって、低炭素化 を図るようにして、引上げ装置の製造コストを低減することを第 3の解決課題とす るものである。 発明の開示
第 1発明は、
シリコン融液からシリコン結晶を引上げ成長させ、引き上げ成長されたシリコン 結晶からシリコンゥェ一ハを取得するようにしたシリコンゥェ一ハの製造方法に おいて、
シリコン結晶の融点近傍での軸方向温度勾配 G1を大きくさせ、 シリコン結晶引 上げ中の融液とシリコン結晶との境界である固液界面を融液面に対して上に凸の 形状にした状態で、 成長条件 V/G l (V：成長速度、 G1：シリコン結晶の融点近 傍での軸方向温度勾配） を臨界値近傍まで低下させて、
シリコン結晶を引上げ成長させること
を特徴とする。
第 2発明は、 第 1発明において、
クーラによってシリコン結晶を冷却することにより、 成長速度 Vが Vmax (シリ コン結晶が変形せずに成長できる限界成長速度）の 9 7 %〜7 5 %の範囲で前記固 液界面を融液面に対して上に凸の形状にした状態で、 成長条件 V/G1を臨界値近傍 まで低下させて、
シリコンゥェ一ハ全面において OSF (酸化誘起積層欠陥） の領域が存在しないシ リコン結晶を引上げ成長させること
を特徴とする。
第 3発明は、 第 1発明において、
クーラによってシリコン結晶を冷却することにより、シリコン結晶の融点近傍で の軸方向温度勾配 G 1を大きくさせた状態で成長条件 V/G1を臨界値近傍まで低下 させること を特徴とする。
第 4発明は、 第 1発明において、
シリコン融液に磁場を印加することにより、前記固液界面を融液面に対して上に 凸の形状にすること
を特徴とする。
第 5発明は、 第 1発明において、
クーラによってシリコン結晶を冷却するとともに、シリコン結晶の回転数または シリコン融液を収容するるつぼの回転数を調整することにより
、 前記固液界面を融液面に対して上に凸の形状にすること
を特徴とする。
第 6発明は、
シリコン融液からシリコン結晶を引上げ成長させ、引き上げ成長されたシリコン 結晶からシリコンゥェ一ハを取得するようにしたシリコンゥェ一八の製造方法に おいて、
クーラによってシリコン結晶を冷却することにより、シリコン結晶の融点近傍で の軸方向温度勾配 G 1を大きくさせた状態で、 成長条件 V/G1を臨界値近傍まで低 下させて、
シリコンゥエーハの面内のうち少なくとも面の中心から外周より内側 1 O mm までの領域において OSF (酸化誘起積層欠陥）の領域が存在しないシリコン結晶を 引上げ成長させること
を特徴とする。
第 7発明は、 第 6発明において、
シリコン結晶中の酸素濃度が 1 2 . 5 x 1 0 17atoms/c m3 ( 1 9 7 9年 A S T M) 以下に制御されること
を特徴とする。
第 8発明は、 第 6発明において、
シリコンゥエーハで 0 S F核が 0 S Fに顕在化しないように、シリコンゥエーハ に 1 0 0 0 ° C以上の熱処理を施すこと
を特徴とする。 第 9発明は、 第 6発明において、
シリコンゥエーハで 0 S F核が 0 S Fに顕在化しないように、かつシリコンゥェ ーハ表層でボイ ド欠陥が消滅するように、シリコンゥェ一ハに非酸化性雰囲気で 1 0 0 0 ° C以上の熱処理を施すこと
を特徴とする。
第 1 0発明は、
シリコン融液からシリコン結晶を引上げ機構によって引上げ成長させ、引き上げ 成長されたシリコン結晶からシリコンゥェ一ハを取得するようにしたシリコンゥ ェ一ハの製造装置において、
前記シリコン融液の上方に、 シリコン結晶を冷却するクーラが設けられ、 前記引上げ機構によるシリコン結晶引上げ速度と、前記クーラの冷却量を調整す ることにより、
シリコン結晶の融点近傍での軸方向温度勾配 G1を大きくさせ、 シリコン結晶引 上げ中の融液とシリコン結晶との境界である固液界面を融液面に対して上に凸の 形状にした状態で、 成長条件 V/G l (V：成長速度、 G1：シリコン結晶の融点近 傍での軸方向温度勾配） を臨界値近傍まで低下させて、
シリコン結晶を引上げ成長させること
を特徴とする。
第 1 1発明は、 第 1 0発明において、
クーラによってシリコン結晶を冷却することにより、 成長速度 Vが Vmax (シリ コン結晶が変形せずに成長できる限界成長速度）の 9 7 %〜 7 5 %の範囲で前記固 液界面を融液面に対して上に凸の形状にした状態で、 成長条件 V/G1を臨界値近傍 まで低下させて、
シリコンゥヱ一ハ全面において OSF (酸化誘起積層欠陥） の領域が存在しないシ リコン結晶を引上げ成長させること
を特徴とする。
第 1 2発明は、
シリコン融液からシリコン結晶を引上げ成長させ、引き上げ成長されたシリコン 結晶からシリコンゥエーハを取得するようにしたシリコンゥエーハの製造装置に おいて、
前記シリコン融液の上方に、 シリコン結晶を冷却するクーラが設けられ、 前記引上げ機構によるシリコン結晶引上げ速度と、前記クーラの冷却量を調整す ることにより、
シリコン結晶の融点近傍での軸方向温度勾配 G 1を大きくさせた状態で、 成長条 件 V/G 1を臨界値近傍まで低下させて、
シリコンゥエーハの面内のうち少なくとも面の中心から外周より内側 1 O mm までの領域において OSF (酸化誘起積層欠陥）の領域が存在しないシリコン結晶を 引上げ成長させること
を特徴とする。
第 1 3発明、 第 1 4発明は、 第 1 0発明または第 1 2発明において、
前記ク一ラは、 シリコン融液から 3 0 mn！〜 5 0 0 mmの距離に、 シリコン結晶 を囲むように配置されていること
を特徴とする。
第 1 5発明、 第 1 6発明は、 第 1 0発明または第 1 2発明において、
前記シリコン融液の上方に、熱遮蔽板が設けられ、当該熱遮蔽板の下端とシリコ ン融液表面との間隙のギヤヅプが、 2 O mn！〜 1 0 O mmに設定されていること を特徴とする。
第 1 7発明は、
シリコン融液から引上げ成長されることによつて取得されたシリコンゥェ一ハ であって、
シリコンゥエーハ全面において OSF (酸化誘起積層欠陥）の領域が存在せず、 シ リコンゥヱ一ハ全面における平均ボイド欠陥密度が 5 X 1 O Vc m3 以下でつて、 シリコンゥェ一ハ全面における平均ボイド欠陥サイズが 1 0 O nm以下であるシ リコンゥェ一ハであることを特徴とする。
第 1 8発明は、
シリコン融液から引上げ成長されることによつて取得されたシリコンゥェ一ハ であって、
シリコンゥヱ一ハの面内のうち少なくとも面の中心から外周より内側 1 O mm までの領域において OSF (酸化誘起積層欠陥） の領域が存在せず、 シリコンゥェ一 ハの面内のうち少なくとも面の中心から外周より内側 1 0 mmまでの領域に における平均ボイド欠陥密度が 5 X 1 O V c m3 以下であって、 平均ボイド欠陥 サイズが 1 0 O nm以下であるシリコンゥェ一ハであることを特徴とする。
第 1発明、第 2発明、第 3発明、第 4発明、第 5発明、第 1 0発明、第 1 1発明、 第 1 3発明、 第 1 4発明、 第 1 5発明、 第 1 6発明では、 ゥェ一ハ面内に O S F領 域が存在しないシリコンゥエーハが製造される。
本発明では、引上げ機構 4によるシリコン結晶 1 0の引上げ速度 Vを調整すると ともに、 クーラ 3 0の冷却量を調整して、 シリコン結晶 1 0の融点近傍での軸方向 温度勾配 G1を大きくさせ、 成長速度 Vが Vmax (シリコン結晶が変形せずに成長 できる限界成長速度）の 9 7 %〜 7 5 %の範囲で固液界面を融液面に対して上に凸 の形状にした状態で、 成長条件 V/G1を臨界値近傍まで低下させて、 シリコン結晶 1 0が引上げ成長される。なおクーラ 3 0の冷却量を調整することに加え必要に応 じてシリコン結晶回転数 S /R、 るつぼ回転数 C/Rが調整されて固液界面が融液面 に対して上に凸の形状にされる。またクーラ 3 0の冷却量を調整する代わりに磁場 をシリコン融液に印加することで固液界面が融液面に対して上に凸の形状にされ る ο
クーラ 3 0でシリコン結晶 1 0を冷却することで G1が増加し、 V/G1を臨界値 近傍まで低下させたときの速度 Vを Vmaxの 7 5 %以上に高く維持することがで きる （図 1 0 )。 図 1 0は、 直径 2 0 0 mmのシリコン結晶 1 0の成長速度と固液 界面形状の関係を示したものである。 この図 1 0で Vmaxは 1 . 4 8 mm/m i nに 相当し、 Vmaxの 7 5 %の Vの値は 1 . 1 1 mm/m i nに相当する。 ただしボイド 欠陥サイズの縮小効果を得るために引き上げ速度 Vは、 O S Fを発生させない下限 速度 （Vmaxの 7 5 %) 近傍の低速にすることが望ましい （図 1 2 ) 。低速とはい えクーラ 3 0のない通常の引上げ条件で 0 S Fを発生させない下限引上げ速度（ 0 . 7 6 mm/m i n：図 8 )と比較しても十分高速であり、生産性が劣ることはない。 本発明によれば、固液界面を融液面に対して上に凸の形状にした状態で、成長条 件 V/G1を臨界値近傍まで低下させているので、 図 7 ( c ) と同様にゥエーハ面内 での V/G1の径方向分布が一定レベル以上に均一になりゥエーハ面内で 0 S Fを 14509
発生させないようにすることができるとともに、 低 V/G 1効果によりボイド欠陥の サイズ、密度を縮小することができる。 しかも速度 Vは通常条件より高く維持され ているので V · G2が大きくなり、高 V · G2効果により欠陥サイズを更に小さくす ることができる （図 3参照）。 このため図 2に 1 0 0 Dで示すシリコンゥェ一ハが 得られ、 シリコンゥェ一ハ 1 0 0 Dの全面にわたるボイド欠陥のサイズ、密度を図 5に斜線に示すレベルまで小さくすることができる。図 2でシリコンゥェ一ハ 1 0 0 Dの図中横幅が通常条件で得られるシリコンゥェ一ハ 1 0 0 A、 1 0 O Bの横幅 よりも狭くなつているのは、 ゥェ一ハ面内で V/G 1が均一化され、 ボイド欠陥サイ ズ、 密度がゥェ一八面内で均一に縮小されていることを示している。
しかも本発明では、 クーラ 3 0を用いて固液界面を上に凸形状にしたので、水平 磁場印加で同様のことを達成する場合と比較して装置コストを低く抑えることが できる。
第 6発明、 第 7発明、 第 8発明、 第 9発明、 第 1 2発明、 第 1 3発明、 第 1 4発 明、第 1 5発明、 第 1 6発明では、 シリコンゥヱ一八の面内のうち少なくとも面の 中心から外周より内側 1 0 mmまでの領域において OSFが存在しないシリコンゥ エーハが製造される。
本発明では、引上げ機構 4によるシリコン結晶 1 0の引上げ速度 Vを調整すると ともに、 クーラ 3 0の冷却量を調整して、 シリコン結晶の融点近傍での軸方向温度 勾配 G 1を大きくさせた状態で、 成長条件 V/G 1を臨界値近傍まで低下させて、 シ リコン結晶 1 0が引上げ成長される。
本発明によればクーラ 3 0でシリコン結晶 1 0を冷却することで G1が増加し、 V/ G 1を臨界値近傍まで低下させたときの速度 Vを高く維持することができる。た だしシリコン結晶 1 0の外周部に 0 S F領域が発生することを許容しているため 図 1 0に示すように固液界面はやや下に凸の形状になるとともに、図 1 2に示すよ うに引上げ速度 Vは Vmaxの Ί 0 %程度とな O S F領域の存在を許容しない場 合よりも低くなる。このため引上げ速度 Vの更なる低下によりボイド欠陥サイズの 縮小効果が一層高まる。低速とはいえ通常の引上げ条件で 0 S Fを発生させない下 限引上げ速度 （0 . 7 6 mm/m i n：図 8 ) と同程度のレベルであり、 生産性が 劣ることはない。 本発明によれば、 V/G 1を臨界値近傍まで低下させているので低 V/G 1効果が得 られ、 ボイド欠陥のサイズ、 密度を縮小することができる。 しかも速度 Vは通常条 件と同レベルに高く維持されているので V · G2が大きくなり、 高 V · G2効果によ り欠陥サイズを更に小さくすることができる （図 3参照）。 このため図 2に 1 0 0 Cで示すシリコンゥェ一ハが得られ、シリコンゥエーハ 1 0 0 Cの面内のうち少な くとも面の中心から外周より内側 1 0 mmまでの領域において、ボイド欠陥のサイ ズ、 密度を図 5に斜線に示すレベルまで小さくすることができる。
図 2でシリコンゥヱ一ハ 1 0 0 Cの図中横幅が通常条件で得られるシリコンゥ ェ一ハ 1 0 0 A、 1 0 0 Bの横幅よりも狭くなつているのは、 ゥェ一ハ面内で V/ Glが均一化され、 ボイド欠陥サイズ、 密度がゥ工一ハ面内で均一に縮小されてい ることを示している。
第 1 7発明は、 第 1発明、 第 2発明、 第 3発明、 第 4発明、 第 5発明、 第 1 0発 明、 第 1 1発明、 第 1 3発明、 第 1 4発明、 第 1 5発明、 第 1 6発明の製造方法、 製造装置によって製造されたシリコンゥェ一ハである。本発明のシリコンゥェ一ハ 1 0 0 Dは面中心〜端のシリコンゥヱ一ハ全面において OSF領域が存在しないよ うに製造される。図 5の斜線で示される領域は，本発明のシリコンゥェ一ハ 1 0 0 Dの全面における平均ボイド欠陥密度、平均ボイド欠陥サイズの範囲を示している。 本発明のシリコンゥェ一ハ 1 0 0 Dはゥエーハ全面における平均ボイド欠陥密度 が 5 X 1 O Vc m3 以下となり、 平均ボイド欠陥サイズが 1 0 0 nm以下となる。 第 1 8発明は、 第 6発明、 第 7発明、 第 8発明、 第 9発明、 第 1 2発明、 第 1 3 発明、第 1 4発明、 第 1 5発明、 第 1 6発明の製造方法、 製造装置によって製造さ れたシリコンゥェ一ハである。本発明のシリコンゥェ一ハ 1 0 0 Cはシリコンゥェ —ハの面内のうち少なくとも面の中心から外周より内側 1 0 mmまでの領域にお いて OSF領域が存在しないように製造される。 図 5の斜線で示される領域は， 本発 明のシリコンゥヱ一ハ 1 0 0 Cの R— O S Fの内側領域における平均ボイド欠陥 密度、平均ボイド欠陥サイズの範囲を示している。本発明のシリコンゥエーハ 1 0 0 Cは R— O S Fの内側領域における平均ボイド欠陥密度が 5 X 1 0 6/c m3 以 下となり、 平均ボイド欠陥サイズが 1 0 O nm以下となる。
第 1 9発明は、 第 2の解決課題を達成するための製造方法であり、 炭素の濃度を 3 X 1 0 1 5atoms/c ni3 以下とし、 成長条件 V/G (V：成長速度、 G：結晶の軸方向温度勾配） を調整することによって、 ボイド欠陥、 O S F (酸素 誘起積層欠陥）および転位クラス夕 （格子間シリコン型転位欠陥） を排除した無欠 陥のシリコン単結晶を製造する方法であることを特徴とする。
第 2 0発明は、 第 2の解決課題を達成するためのシリコン単結晶であり、 炭素の濃度が 3 X 1 0 "atoms/ c m3 以下の範囲で、 成長条件 V/G (V：成長速 度、 G：結晶の軸方向温度勾配） を調整することによって、 製造されてなる、 ボイ ド欠陥、 O S F (酸素誘起積層欠陥）および転位クラス夕 （格子間シリコン型転位 欠陥） が排除された無欠陥のシリコン単結晶であることを特徴とする。
第 2 1発明は、第 3の解決課題を達成するためのシリコン単結晶引上げ装置であ 、
上方よりキャリアガスが供給され下方より排気される単結晶引上げ用チャンバ と、前記単結晶引上げ用チャンバ内に設けられ、原料が供給されて原料を溶融する るっぽと、前記るつぼの上方に配置されキヤリァガスを前記るつぼ内の融液表面に 導く熱遮蔽体とが備えられ、前記るっぽ内の融液からシリコン単結晶を引き上げる ようにしたシリコン単結晶の引上げ装置において、
前記熱遮蔽体を、 昇降自在とし、
弓 Iき上げられるシリコン単結晶内の炭素濃度が 3 X 1 0 1 5atoms/ c m3 以下とな る位置に、 前記熱遮蔽体を位置決めするとともに、
弓 Iき上げられるシリコン単結晶からボイド欠陥、 O S F (酸素誘起積層欠陥）お よび転位クラスタ （格子間シリコン型転位欠陥）が排除されるように、成長条件 V /G (V :成長速度、 G：結晶の軸方向温度勾配） を調整しつつ、 シリコン単結晶 を引き上げること
を特徴とする。
本発明の知見は、シリコン単結晶に含まれる炭素濃度を従来のレベルの濃度より も低下させると、転位クラス夕の発生が抑制されることを見いだした点と、 ある一 定レベル以下に低減すると転位クラス夕の発生が急激に抑制され無欠陥結晶が得 られる成長条件 V/Gの許容幅が急激に拡大される点を見いだした点にある。 上記従来技術 1 3との関連でいえば、従来技術 1 3には B欠陥の発生が炭素濃度 に依存する点のみが示唆されているが、本発明の知見は、 B欠陥が転位クラス夕発 生の前駆体であり、シリコン単結晶中の炭素濃度を低下させることで B欠陥の発生 が抑制されこれにより転位クラス夕の発生が抑制されて、無欠陥結晶が得られる成 長条件 V/Gの許容幅が拡大されることを見いだした点にある。
本発明は図 2 1に示される。 図 2 1の横軸はシリコン単結晶中の炭素濃度 （ato ms/c m3 ) であり、 縦軸は炭素無添加結晶における V/Gの臨界値 (V/G) 0で規 格ィ匕した成長条件 V/Gを示す。
同図 2 1に示すようにシリコン単結晶中の炭素濃度が 3 X 1 0 1 5atoms/ c m3 以 下になると、 無欠陥で結晶を製造できる範囲（無欠陥領域）が急激に拡大すること がわかる。 それによつて縦軸の無欠陥の結晶が得られる成長条件 V/Gの許容幅が 拡大されることになり、 たとえ結晶成長中に V/Gが動的に変化したとしても、 成 長条件 V/Gの制御が容易となり、 無欠陥の結晶の取得率が向上し、 結晶の製造コ ストが低減する。この結果、無欠陥のシリコン単結晶を工業的に容易かつ安定して 製造することが可能になる。シリコン単結晶中の炭素濃度を低下させる手段、手法 は、上述した従来技術 9〜 1 2を適用してもよく、本明細書に開示された技術を適 用してもよい。
特に第 2 1発明では、図 2 8に示すように、 C Z炉 1 0 2に既存の熱遮蔽体 1 0 8を利用して炭素濃度の低減が図られる。
すなわち熱遮蔽体 1 0 8が、その上端が C Z炉 1 0 2の内壁に接触する位置 Aに 位置される。
熱遮蔽体 1 0 8が A位置に位置決めされると、アルゴンガス 1 0 7が C Oガス 1 1 2とともに、熱遮蔽体 1 0 8の外側から熱遮蔽体 1 0 8の上端、 内側を介して融 液 1 0 5に向かう流れ、つまり熱遮蔽体 1 0 8の回りを上下方向に回流する流れは 形成されなくなる。すなわちアルゴンガス 1 0 7は整流され、 C Z炉 1 0 2内で生 成された C Oガス 1 1 2をのせて、 C Z炉 1 0 2の上方から熱遮蔽体 1 0 8の下方、 ヒータ 1 0 9と黒鉛るっぽ 1 0 3 bとの間を介して C Z炉 1 0 2の下方より効率 よく排気される。このようにアルゴンガス 1 0 7が整流されることによって、 C Z 炉 1 0 2の上部に漂う C Oガス 1 1 2のみならず石英るっぽ 1 0 3 aと黒鉛るつ ぼ 1 0 3 bとの反応で発生した C Oガス 1 1 2も下方に向かって効率よく排気さ れるため、溶解中に融液 1 0 5に取り込まれる炭素の量が図 2 9の場合と比較して 格段に減少する。これにより、 弓 Iき上げられるシリコン単結晶内の炭素濃度を 3 X 1 0 1 5atoms/ c m3 以下まで低減することができる。
なおアルゴンガス 1 0 7の整流作用によってガスが効率的に排気されるため、 C Z炉 1 0 2内のシリコンアモルファス等の不純物も炉外に効率よく排出され、炉内 の汚染を従来よりも低減できるという副次的な効果も得られる。
また熱遮蔽体 1 0 8を C Z炉 1 0 2の内壁に接触させた位置 Aに位置させてい るので、ガス流によって熱遮蔽体 8が揺動することが抑制され、安定したガスの流 れが形成される。
弓比げの工程では、 引き上げられるシリコン単結晶からボイド欠陥、 O S F (酸 素誘起積層欠陥）および転位クラス夕 （格子間シリコン型転位欠陥）が排除される ように、 成長条件 V/G (V :成長速度、 G：結晶の軸方向温度勾配） を調整しつ つ、 シリコン単結晶が引き上げられる。 このとき図 2 1に示すように、 シリコン単 結晶中の炭素濃度が 3 x 1 0 1 5atoms/ c m3 以下になっており、 無欠陥の結晶が得 られる成長条件 V/Gの許容幅が拡大している。 このため、 たとえ結晶成長中に V/ Gが動的に変化したとしても、 成長条件 V/Gの制御を容易に行うことができる。 第 2 1発明によれば、単結晶引上げ装置 1 0 1に既存の熱遮蔽体 1 0 8を利用し、 その位置決めを行うだけで、シリコン単結晶中の炭素濃度を 3 X 1 0 1 5 atoms/ c m3 以下にまで低減することができる。 このため従来技術 9〜1 2と比較して、 単結 晶引上げ装置 1 0 1自体の製造コストを減らすことができるとともに、シリコン単 結晶中の炭素濃度を安定して低くすることができる。
また本発明としては、熱遮蔽体 1 0 8を C Z炉 1 0 2の内壁に接触する位置 Aま で上昇させ、必ずしも完全に内壁に接触させる必要はなく、 図 2 8と同様なガスの 流れが実現できるのであれば、熱遮蔽体 1 0 8の上端と C Z炉 1 0 2の内壁とが近 接 （0〜3 0 mm程度） した状態になっていたとしてもよい。
また炭素濃度を定めるパラメ一夕には、熱遮蔽体 1 0 8の位置以外にるつぼ位置 C/Pがあり、 るつぼ位置 C/Pを変ィ匕させることで、 炭素濃度を制御することがで きる。 図 3 3の水準④に示すように （熱遮蔽体 1 0 8の位置が A、 るっぽ位置 C/ Pが一 1 0 0 mm) 、 るつぼ位置 C/Pをマイナス、 つまり黒鉛るっぽ 1 0 3わの 上端をヒー夕 1 0 9の上端よりも下方に位置させることで、シリコン単結晶中の炭 素濃度を更に低くすることができる。
また炭素濃度を定めるパラメ一夕には、熱遮蔽体 1 0 8の位置以外にアルゴンガ ス 1 0 7の流量があり、 アルゴンガス 1 0 7の流量を変化させることで、炭素濃度 を制御することができる。アルゴンガス 1 0 7の流量を増加させることで、 シリコ ン単結晶中の炭素濃度を更に低下させることができる。
または本発明は、溶融工程のうちゲートバルブ 1 1 1が閉じられた状態のときに、 図 2 8ないしは図 3 3 (水準④） ないしは図 3 0 (水準①）で示される位置に、 熱 遮蔽体 1 0 8、 るつぼ 1 0 3 a、 1 0 3 bを位置決めすることが望ましいが、 溶融 工程のうちゲートバルブ 1 1 1が閉じられていない状態のときに、図 2 8ないしは 図 3 3 (水準④） ないしは図 3 0 (水準①） で示される位置に、 熱遮蔽体 1 0 8、 るっぽ 1 0 3 a、 1 0 3 bを位置決めしてもよい。 さらに溶融工程以外の工程で、 同様に位置決めを行うようにしてもよい。 図面の簡単な説明
図 1は欠陥形成メ力二ズムを概念的に示す図である。
図 2は欠陥種と点欠陥 （空孔、 格子間シリコン） 濃度の関係を示す図である。 図 3は冷却速度とボイド欠陥密度およびボイド欠陥サイズとの関係を示す図で ある。
図 4は従来技術を説明する図で、 V/G1と通過時間との関係を示す図である。 図 5はボイド欠陥密度とボイド欠陥サイズの関係を示す図である。
図 6は 1 1 0 0 ° Cでの冷却速度とボイド欠陥サイズとの関係を示す図である。 図 7 ( a)、 ( b )、 ( c ) はシリコンゥェ一ハの径方向各位置と V/Glとの関 係を示す図である。
図 8は通常条件での引上げ速度と固液界面形状、 0 S F発生速度との関係を説明 する図である。
図 9は水平磁場を印加した条件での引上げ速度と固液界面形状、 0 S F発生速度 との関係を説明する図である。
図 1 0はクーラを設置した条件での引上げ速度と固液界面形状、 O S F発生速度 との関係を説明する図である。
図 11はクーラを設置した条件で 0 SFが発生しない下限速度を説明する図で のる。
図 12はクーラを設置条件での引上げ速度比と結晶中心部におけるボイド欠陥 サイズとの関係を示す図である。
図 13 (a)、 （b)、 (c)は実施形態の効果を説明する図で、 引上げ速度と 結晶中心部におけるボイド欠陥サイズとの関係を示す図である。
図 14 (a)、 （b) 、 （c) 、 （d)はクーラ設置条件での引上げ速度比と 0 SF領域の有無、ゥヱ一ハ 1枚当たりの LP D数のヒストグラムとの対応を示す図 である。
図 15は実施形態の製造装置を示す図である。
図 16は固液界面を説明する図である。
図 17は従来の COP低減方法と本発明による方法とを比較した図である。 図 18はシリコン結晶回転数を変化させたときの固液界面の形状の変化を示す 図である。
図 19はるっぽ回転数を変化させたときの固液界面の形状の変化を示す図であ 。
図 20は図 8とは異なる直径のシリコン結晶について、引上げ速度と固液界面形 状との関係を説明する図である。
図 21は炭素濃度と成長条件とに対応させて欠陥種の分布を表したグラフであ る o
図 22は成長速度（引上げ速度） と結晶の中心からの距離とに対応させて欠陥種 の分布を表したグラフであり、 炭素濃度が 3 X 1015atoms/cm3 の場合のグラ フである。
図 23は成長速度（引上げ速度） と結晶の中心からの距離とに対応させて欠陥種 の分布を表したグラフであり、 炭素濃度が 6 X 10 "atoms/ cm3 の場合のグラ フである。
図 24は各炭素濃度に対応させて各欠陥種が変化する境界における（V/G)/(V /G) 0値を示した表である。 図 2 5は実施形態の装置構成を示す側面図である。
図 2 6は熱遮蔽体の斜視図である。
図 2 7は熱遮蔽体を昇降させる機構を示す図である。
図 2 8は実施形態のガスの流れを示す図である。
図 2 9は従来のガスの流れを示す図である。
図 3 0は水準①の位置決めがなされたときのガスの流れを示す図である。
図 3 1は水準②の位置決めがなされたときのガスの流れを示す図である。
図 3 2は水準③の位置決めがなされたときのガスの流れを示す図である。
図 3 3は水準④の位置決めがなされたときのガスの流れを示す図である。
図 3 4は水準⑤の位置決めがなされたときのガスの流れを示す図である。
図 3 5は水準⑥の位置決めがなされたときのガスの流れを示す図である。
図 3 6は図 3 0〜図 3 5の各水準①〜⑥に対応させて、熱遮蔽体の位置、 るつぼ 位置と炭素濃度の低い順位 （ （1 ) 〜 （6 ) ) を示した表である。
図 3 7はガス流量とるつぼ位置と炭素濃度との関係を示した表である。 発明を実施するための最良の形態
以下図面を参照して本発明の実施形態について説明する。
図 1 5は実施形態に用いられるシリコン結晶製造装置の構成の一例を側面から みた図である。
同図 1 5に示すように、実施形態の単結晶引上げ装置 1は、単結晶引上げ用容器 としての C Z炉 （チャンバ） 2を備えている。
C Z炉 2内には、多結晶シリコンの原料を溶融して融液 5として収容する石英る っぽ 3が設けられている。石英るつぼ 3は、その外側が黒鉛るつぼ 1 1によって覆 われている。石英るっぽ 3の外側にあって側方には、石英るっぽ 3内の多結晶シリ コン原料を加熱して溶融する主ヒー夕 9が設けられている。石英るっぽ 3の底部に は、石英るっぽ底面を補助的に加熱して、石英るっぽ 3の底部の融液 5の固化を防 止する補助ヒータ （ボトムヒー夕） 1 9が設けられている。主ヒ一夕 9、 補助ヒー 夕 1 9はそれらの出力（パワー； kW)は独立して制御され、 融液 5に対する加熱 量が独立して調整される。たとえば、融液 5の温度が検出され、検出温度をフィー ドバック量とし融液 5の温度が目標温度になるように、主ヒ一夕 9、補助ヒー夕 1 9の各出力が制御される。
主ヒー夕 9と C Z炉 2の内壁との間には、 保温筒 1 3が設けられている。
石英るっぽ 3の上方には引上げ機構 4が設けられている。引上げ機構 4は、弓 |上 げ軸 4 aと引上げ軸 4 aの先端のシ一ドチャック 4 cを含む。シ一ドチャック 4 c によって種結晶 1 4が把持される。
石英るつぼ 3内で多結晶シリコン （Si) が加熱され溶融される。 融液 5の温度 が安定ィ匕すると、弓 I上げ機構 4が動作し融液 5からシリコン結晶 1 0 (シリコン単 結晶）が引き上げられる。すなわち引上げ軸 4 aが降下され引上げ軸 4 aの先端の シードチャック 4 cに把持された種結晶 1 4が融液 5に浸漬される。種結晶 1 4を 融液 5になじませた後引上げ軸 4 aが上昇する。シ一ドチヤック 4 cに把持された 種結晶 1 4が上昇するに応じてシリコン結晶 1 0が成長する。引上げの際、石英る つぼ 3は回転軸 1 1 0によって回転速度 C/Rで回転する。 また引上げ機構 4の引 上げ軸 4 aは回転軸 1 1 0と逆方向にあるいは同方向に回転速度 S/Rで回転する。 回転軸 1 1 0は鉛直方向に駆動することができ、石英るっぽ 3を上下動させ任意 の位置に移動させることができる。
C Z炉 2内と外気を遮断することで炉 2内は真空（たとえば 2 O Torr程度） に維 持される。 すなわち C Z炉 2には不活性ガスとしてのアルゴンガス Ίが供給され、 C Z炉 2の排気口からポンプによって排気される。これにより炉 2内は所定の圧力 に減圧される。
単結晶引上げのプロセス （1ノ、'ツチ）の間で、 C Z炉 2内には種々の蒸発物が発 生する。そこで C Z炉 2にアルゴンガス Ίを供給して C Z炉 2外に蒸発物とともに 排気して C Z炉 2内から蒸発物を除去しクリーンにしている。アルゴンガス 7の供 給流量は 1バヅチ中の各工程ごとに設定する。
シリコン結晶 1 0の引上げに伴い融液 5が減少する。融液 5の減少に伴い融液 5 と石英るっぽ 3との接触面積が変化し石英るっぽ 3からの酸素溶解量が変ィ匕する。 この変化が、 弓 Iき上げられるシリコン結晶 1 0中の酸素濃度分布に影響を与える。 そこで、 これを防止するために、融液 5が減少した石英るつぼ 3内に多結晶シリコ ン原料または単結晶シリコン原料を引上げ後あるいは引上げ中に追加供給しても よい。
石英るっぽ 3の上方にあって、 シリコン結晶 1 0の周囲には、 略逆円錐台形状の 熱遮蔽板 8 (ガス整流筒） が設けられている。熱遮蔽板 8は、 保温筒 1 3に支持さ れている。熱遮蔽板 8は、 C Z炉 2内に上方より供給されるキャリアガスとしての アルゴンガス 7を、融液表面 5 aの中央に導き、 さらに融液表面 5 aを通過させて 融液表面 5 aの周縁部に導く。そして、 アルゴンガス 7は、 融液 5から蒸発したガ スとともに、 C Z炉 2の下部に設けた排気口から排出される。このため液面上のガ ス流速を安定化することができ、融液 5から蒸発する酸素を安定な状態に保つこと ができる。
また熱遮蔽板 8は、種結晶 1 4および種結晶 1 4により成長されるシリコン結晶 1 0を、 石英るっぽ 3、 融液 5、 主ヒ一夕 9などの高温部で発生する輻射熱から、 断熱、遮蔽する。 また熱遮蔽板 8は、 シリコン結晶 1 0に、 炉内で発生した不純物 (たとえばシリコン酸化物）等が付着して、単結晶育成を阻害することを防止する。 熱遮蔽板 8の下端と融液表面 5 aとの間隙のギヤヅプ 2 0の大きさは、回転軸 1 1 0を上昇下降させ、石英るっぽ 3の上下方向位置を変化させることで調整すること ができる。また熱遮蔽板 8を昇降装置により上下方向に移動させてギヤップ 2 0を 調整してもよい。
シリコン融液 5の上方にあって、シリコン融液 5から 3 0 mm〜 5 0 0 mmの距 離には、シリコン結晶 1 0を囲むようにシリコン結晶 1 0を冷却するクーラ 3 0が 設けられている。
ギヤヅプ 2 0、引上げ軸 4 aの引上げ速度 V、 クーラ 3 0の冷却量を調整するこ とによって、 後述するように V/Gl (V :成長速度、 G1：シリコン結晶 1 0の融 点近傍での軸方向温度勾配）、 V · G2 (V：成長速度、 G2：シリコン結晶のボイ ド欠陥発生温度帯での軸方向温度勾配）、成長速度 V、 シリコン結晶 1 0の融点近 傍での軸方向温度勾配 G l、 シリコン結晶 1 0の融点近傍での軸方向温度勾配 G 1 の径方向分布の各パラメ一夕が制御される。
また引上げ中に、るっぽ回転数 C/R、弓 げ軸回転数 S/R、アルゴンガス流量、 炉内圧等を調整することによって、 シリコン結晶 1 0中の酸素濃度 （atoms/ c m3) が制御される。 図 15の装置によって製造されたシリコン結晶 10のインゴヅトは切断装置に よって切断されて、 シリコンゥヱ一ハ 100が採取される。
(第 1の実施形態）
図 2に示す 100Dは、第 1の実施形態のシリコンゥエーハを示している。実施 形態のシリコンゥェ一ハ 100Dは面中心〜端のシリコンゥェ一ハ全面において OSF領域が存在しないように製造される。
図 5の斜線で示される領域は，第 1の実施形態のシリコンゥェ一ハ 100Dの全 面における平均ボイド欠陥密度、平均ボイド欠陥サイズの範囲を示している。第 1 の実施形態のシリコンゥェ一ハ 100 Dはゥエーハ全面における平均ボイド欠陥 密度が5 106/01113 以下となり、 平均ポイド欠陥サイズが 10 Onm以下と なる。
第 1の実施形態のシリコン結晶 10は、 直径 200mmで、 1. 11〜1. 45 mm/mi nの速度 Vで引き上げ成長される。
このように第 1の実施形態によれば、シリコンゥェ一ハ全面における平均ボイド 欠陥密度が 5 X 1 O cm3 以下に、 平均ボイド欠陥サイズが 10 Onm以下に なるので、ボイド欠陥に起因するデバイス特性劣化をなくすことができる。またシ リコンゥェ一ハ全面で 0 SF領域が存在しないので、 0 S Fに起因するデバイス特 性劣化をなくすことができる。 またシリコン結晶 10を 1. 11〜1. 45mm/ minの高速で引上げ成長させているので、 生産性を高めることができる。
つぎにこうしたシリコンゥエーハ 100Dを製造するための条件について検討 を加える。
前述したように、 現状では、 図 2に 100A、 10 OBで示されるように、 OS F領域を結晶外周に逃がした比較的空孔濃度の安定した高 V/G1の領域で、 ボイド 欠陥発生温度帯における冷却速度 V · G2を変化させてボイド欠陥の密度、 サイズ を制御している。
ボイド欠陥の密度とサイズの間の関係は図 3に示されるように、概ね逆比例の関 係にあり、 欠陥サイズは冷却速度 V · G2が大きくなるほど小さくなり （高 V. G2 効果） 、 欠陥密度は冷却速度 V · G2が小さくなるほど大きくなる。 高 V/G1の領 域では、 ボイド欠陥を構成する総空孔濃度はほぼ一定であり、 V/G1は殆ど影響せ ず冷却速度 V · G2だけで図 2に 1 0 0 A、 1 0 0 Bにて示すように欠陥の密度と サイズが決定される。
図 6は V/G1が臨界値の 2倍以上の場合、 1 1 0 0 ° Cにおける冷却速度と欠陥 サイズを関係を示したものである。 このように高 V/G1のときには冷却速度を表す V · G2を大きく変化させるだけで欠陥サイズを低下させることができる （高 V · G2効果） 。
しかし V/G 1がボイド欠陥領域から 0 S F領域に変化する臨界値に近い領域で は、 1 0 0 C、 1 0 0 Dに示されるように、 V/Glが臨界値に近づき総空孔濃度が 低くなるほど、 V/G1の影響によって欠陥サイズを小さくする効果が顕れる （低 V /G1効果） 。 ボイド欠陥のサイズは、 V/G1が臨界値に近い領域では、 V/G 1が小 さいほど V · G2が大きいほど、 小さくなる。
このため欠陥サイズを縮小させるには、 主に V · G2を大きくさせる方法と、 主 に V/G1を小さくさせる方法が考えられる。 ただし成長速度 Vだけを変ィ匕させただ けでは、 V · G2を大きくすることと V/G 1が小さくすることとを両立させること はできないので後述するように G 1を大きくする方法が必要になる。
図 7はシリコンゥエーハ中心とシリコンゥエーハ外周 （端） との間における V/ G1の分布を示した図である。 以下図 7を併せ参照して説明する。
V · G2を大きくさせるのに有効な方法としてクーラ 3 0によって G2を高くする とともにシリコン結晶 1 0が変形しないで成長させられる成長速度 Vの限界速度 Vmaxを高めて、 高速に引上げを行うという方法が考えられる （方法①） 。
この方法①では引上げ速度が速く生産性が向上する利点がある。
しかし図 7 ( a) に破線にて示すように方法①は V/Glが臨界値よりも遙かに大 きく低 V/G1効果が得られないため、 ボイド欠陥サイズの縮小化、 低密度化には限 界がある。
V/G1を小さくさせる方法では、 欠陥種がボイド欠陥から O S Fに変わる臨界値 近傍まで V/G1を低下させないと、 低 V/G 1効果が顕れない。 これは図 2において シリコンゥェ一ハ 1 0 0 Aのシリコンゥエーハ端を臨界値近傍まで移動させたこ とに相当する。
通常行われている引上げ条件では、 図 7 ( a ) に実線で示すようにシリコンゥェ 一八外周の V/ G 1を臨界値まで低下させたとしても、 シリコンゥェ一ハ中心の V/ G1との差が大きいため、シリコンゥェ一ハ中心部で高 V/G 1となり低 V/G1効果が 得られない。このためシリコンゥェ一ハ中心部でのボイド欠陥サイズの縮小化、低 密度化には限界がある。
そこで、 この問題を解決するために、 つぎのような方法が考えられる。
.方法②
図 7 (b ) に実線にて示すように、 シリコンゥェ一ハ外周部で O S F領域、 無欠 陥領域に入ることを許容して、 シリコンゥェ一ハ中心部での V/G 1を低下させ低 V /G1効果を得る。
•方法③
図 7 ( c ) に実線にて示すように、 シリコンゥェ一ハの中心〜外周間での V/G 1 の差が小さくなるように、 シリコンゥェ一八面内の V/G1を一定レベル以上に均一 にし、 シリコンゥエー八面内全体にわたって V/G1を低下させ、 低 V/G1効果を得 る。 この方法③は前述した従来技術 2に相当する方法である。
上記方法②によればゥェ一ハ面内のボイ ド欠陥存在領域が狭くなることによつ てボイド欠陥数が減少する。しかしこのシリコン結晶 1 0では O S F領域が存在す るという問題がある。シリコン結晶 1 0中の酸素濃度を低く抑えることで熱処理後 にシリコンゥェ一ハ 1 0 0で O S F核が 0 S Fに顕在化しくくすることができる が、酸素析出不足によってゲッ夕リング能力が不足するおそれがある。また通常の シリコン結晶 1 0を引き上げる場合と比較して成長速度 Vが低下することから生 産性が劣る。
上記方法③によれば、 ゥェ一ハ全面でボイド欠陥サイズが縮小する。 しかしゥェ —ハ面内の V/G 1を一定レベル以上に均一にする条件は通常の条件で製造する場 合に比べて引上げ速度 Vが遅くなる。本発明者らの実験によると直径 2 0 0 mmの シリコン結晶 1 0 0を引上げ成長させる場合、 引上げ速度 Vを 0 . 8 mm/m i n よりも大きくすることができなかった。このように方法③によれば生産性が劣るお それがある。
つぎに従来技術 1を検討する。
図 4は従来技術 1のシリコン結晶 1 0の中心における成長条件 V/Gl、 V · G2 の範囲を斜線にて示している。 従来技術 1では、 V · G2はその逆数であるボイド 欠陥発生温度帯通過時間 L/V ( L ：温度領域長さ） で定義されている。
図 4は V/G1に対してボイド欠陥形成温度帯における通過時間 L/Vをプロヅト し、 0 . 1 0 mサイズ以上のパーティクル密度が 1ケ /c m2 となるしきい線 y = 0 . 2 8/ ( X— 0 . 2 2 5 ) 2 ( X：横軸、 y：縦軸） を示している。 しきい 線を境界とする斜線で示される領域が: R— O S Fの発生がなく 0 . 1 0 mサイズ 以上のパーティクル密度が 1ケ /c m2 以下となる。
ここで従来技術 3によれば、シリコン結晶 1 0とシリコン融液との境界である固 液界面の形状によって、 臨界値、 V/G1の径方向分布が変化することが記載されて いる。
図 4に示される斜線領域は、ある条件下での臨界値で欠陥サイズが低下し低密度 化する領域であり、固液界面の形状によっては図 4に示される斜線領域で欠陥サイ ズ低下、 低密度化が常に成立するとはいえない。
また従来技術 1の V/G1は結晶中心部での値であり、 V/G1の径方向分布につい ては何ら考慮されていない。このため固液界面の形状が変化すれば結晶中心部で同 じ V/G1値であったとしても V/G1の径方向分布が異なるものとなってしまうこと により結晶端部でボイド欠陥領域ではなくなり 0 S F領域になることもある。また 固液界面形状が異なれば結晶端部でボイド欠陥サイズに差が生じることがある。 このように従来技術 1に示される図 4の斜線領域は、ゥェ一ハ全面で常にボイド 欠陥領域となり常に欠陥サイズが低下し低密度化するとはいえない。
すなわち従来技術 1を適用したとしても、確かに図 4に示される条件にしたがい 結晶中心部を低 V/G1化することでボイド欠陥サイズ、 密度は低下するものの、 図 7 ( b ) と同様にして結晶中心部を低 V/G1化することで結晶端部での V/G1は臨 界値を下回り R— O S Fが発生すると考えられる。
図 8は通常の引上げ条件（磁場印加無し、 クーラ設置無し）のときに固液界面の 形状が変化することを調べた実験結果を示す。図 8の横軸はシリコン結晶 1 0の中 心からの距離（半径方向距離）であり縦軸は固液界面の各部の高さ Xである。固液 界面高さ X、 固液界面中心高さ （突出量） Xcenは図 1 6で定義される。 固液界面 中心高さ Xcenが正の値のとき固液界面は上に凸となり、 固液界面中心高さ Xcenが 負の値のとき固液界面は下に凸となる。 図 8は、 成長速度 Vを 0 . 5 3 mm/m i r！〜 1 . 1 4 mm/m i nの範囲で変化させたときの各成長速度における固液界面 形状、 0 S Fが発生する成長速度およびそのときの固液界面形状を示している。 同図 8に示すように通常条件では低 V/G1にするために引上げ速度 Vを低下さ せていくにつれて固液界面は徐々に上に凸の形状から下に凸の形状になる。 R— 0 S Fが発生する臨界値まで引上げ速度 Vを低下させると固液界面形状は下に凸と なる。 このときの引上げ速度 Vは 0 . 7 6 mm/m i nであった。
なお図 2 0は図 8とは異なる直径のシリコン結晶を通常の引上げ条件（磁場印加 無し、 クーラ設置無し）で引上げ成長させたときの固液界面の形状の変化を調べた 実験結果を示す。図 2 0の横軸、縦軸は図 8の横軸、 縦軸に対応している。 図 2 0 は、 成長速度 Vを 0 . 3 5 mm/m i n、 0 . 4 1 mm/m i n、 0 . 4 8 mm/m i ηにそれそれ変ィ匕させたときの各成長速度における固液界面形状を示している。こ の成長速度域では固液界面形状は下に凸となっているのがわかる。
ここで本発明者らは固液界面が上に凸の形状になっているときにはゥヱ一ハ面 内での G1分布が一定レベル以上に均一なものとなり V/G1の径方向分布は一定レ ベル以上に均一になるが、逆に固液界面が下に凸の形状になっているときにはゥェ —ハ面内での G1分布がばらつき V/G1の径方向分布は均一にはならないことをみ いだした。
通常条件では図 8に示すように V/G 1を臨界値まで低下させたときに固液界面 は下に凸となるので、 ゥエー八面内の G1分布に差がつきゥェ一ハ端部で R— O S Fが発生しやすくなると考えられる。つまり図 7 ( b ) と同様にして結晶中心部を 低 V/G1化したとしても結晶端部での V/G1は臨界値を下回り R— 0 S Fが発生す
^> o
そこでこれを回避するために引上げ速度 Vいかんにかかわらず固液界面を上に 凸形状にする方法として、シリコン融液 5に 2 5 0 0 G以上の水平磁場を印加する ことが考えられる （方法④） 。
図 9はギャップ 2 0を 5 7 111111にしるっぽ回転数（/1 を3 111にし3 0 0 0 Gの水平磁場をシリコン融液 5に印加するという引上げ条件で固液界面の形状の 変化を調べた実験結果を示す。図 9の横軸、縦軸は図 8の横軸、縦軸に対応してい る。成長速度 Vを 0.35mm/min〜0. 55 mm/m i nの範囲で変化させた。 同図 9に示すように水平磁場を印加する条件では引上げ速度 Vいかんにかかわ らず固液界面を上に凸の形状にすることができる。
つぎにクーラ 30でシリコン結晶 10を冷却することで、弓 I上げ速度 Vを生産性 を落とすことない高速に維持にした状態で固液界面を上に凸形状にする方法を考 えた （方法⑤） 。
図 10はギャップ 20を 30 mmにしるっぽ回転数 C/Rを 4 rpmにしシリコ ン結晶回転数 S/Rを 13 rpmにしクーラ 30をシリコン融液 5から距離 80 m mだけ離間した上方に配置するという引上げ条件で直径 200mmのシリコン結 晶 10を作製したときの固液界面の形状の変ィ匕を調べた実験結果を示す。図 10の 横軸、 縦軸は図 8の横軸、 縦軸に対応している。 成長速度 Vを 0. 78mm/mi n〜l. 48 mm/mi nの範囲で変化させた。
同図 10に示すようにクーラ 30でシリコン結晶 10を冷却するという条件で は、 R-OS Fが発生する臨界値まで引上げ速度 Vを低下させたとしても固液界面 形状は上に凸となる。 そして、 V/G1を臨界値まで低下させたときの下限の引上げ 速度 Vは図 8と比較してわかるように 1. 11 mm/mi nという高速であった。 図 11は図 10と条件を異ならせてるつぼ回転数 C/Rを 1 r p mにしたときに、 V/G1を臨界値近傍まで低下させたときの引上げ速度 Vを調べた結果を示す。 R- OSFを発生させない引上げ速度 Vは 1. 15 mm/m in以上であった。 図 10 と比べて R— OS Fを発生させない引上げ速度での固液界面が上に凸になってい ることがわかる。このようにクーラ設置に加えて更にるっぽ回転数を調整すること は、 固液界面を上に凸にするのに効果的であることがわかった。
そこでるつぼ回転数 C/R、 シリコン結晶回転数 S/Rの各パラメ一夕が固液界面 の形状に及ぼす影響について検討した。
図 18は、 磁場印加無しでるつぼ回転数 C/R等他の引上げ条件を同一条件にし て、 シリコン結晶回転数 S/Rだけを変ィ匕させたときの固液界面の形状の変化を調 ベた実験結果を示す。図 18の横軸、縦軸は図 8の横軸、縦軸に対応している。 シ リコン結晶回転数 S/Rを 4 rpm、 8 rpm, 12 r pmにそれそれ変化させた。 同図 18に示すようにシリコン結晶回転数 S/Rを上げるほど固液界面を上に凸 にする効果が高まることがわかる。
図 1 9は、 磁場印加無しでシリコン結晶回転数 S/R等他の引上げ条件を同一条 件にして、 るつぼ回転数 C/Rだけを変化させたときの固液界面の形状の変ィ匕を調 ベた実験結果を示す。図 1 9の横軸、 縦軸は図 8の横軸、縦軸に対応している。 る つぼ回転数 C/Rを 6 r p m、 7 r p m 8 r p m、 1 0 r p mにそれそれ変化さ せた。
同図 1 9に示すようにるっぽ回転数 C/Rを上げるほど固液界面を上に凸にする 効果が高まることがわかる。
したがってクーラ 3 0を設置することに加えてシリコン結晶回転数 S/R、 るつ ぼ回転数 C/Rを調整することで、 R— O S Fが発生する臨界値まで引上げ速度 V を低下させたときの固液界面形状を上に凸にすることができる。
このようにクーラ設置という条件またはクーラ設置に加えてシリコン結晶回転 数 S/R、 るつぼ回転数 C/Rを調整することで、 通常条件 （図 8 ) よりもシリコン ゥエー八面内で R— O S Fを発生させない引上げ速度 Vを高速にすることができ る。 これはクーラ 3 0でシリコン結晶 1 0を冷却することで G1が増加し、 V/G1 が臨界値まで小さくなつたときの速度 Vを高くできるからである。
図 1 2はクーラ 3 0によりシリコン結晶 1 0を冷却したときの引上げ速度比 V/ Vmaxとシリコン結晶中心部でのボイド欠陥サイズとの関係を示している。
弓 げ速度比 V/Vmaxは、 シリコン結晶 1 0が変形するときの限界速度 Vmaxに 対する引上げ速度 Vの比率である。
同図 1 2に示すように引上げ速度 Vを低くし引上げ速度比 V/Vrnaxを低下させ るほど欠陥サイズが小さくすることがわかる。
引上げ速度 Vの低下は V · G2の低下を意味し V · G2のパラメ一夕に限ればボイ ド欠陥サイズの増加を意味するが、 この V · G2の ffi下によるマイナスの効果以上 に低 V/G1効果がきいて、 欠陥サイズを縮小させていると考えられる。
以上の検討結果からつぎのような製造方法でシリコンゥヱーハ 1 0 0 Dを製造 することが望ましい。
(製造方法 1 )
この製造方法 1では、上記方法⑤が適用されク一ラ 3 0が C Z炉 2内に設置され 3014509
る。 クーラ 30は、 シリコン融液 5から 30 mn！〜 500 mmの距離に、 シリコン 結晶 10を囲むように配置される。 シリコン結晶 10の直径を 200mmとした。 熱遮蔽板 8の下端とシリコン融液表面 5 aとの間隙のギヤヅプ 20が、 20 mm 〜100 mmに設定される。
そして 引上げ機構 4によるシリコン結晶 10の引上げ速度 Vを調整するととも に、 クーラ 30の冷却量を調整して、 シリコン結晶 10の融点近傍での軸方向温度 勾配 G1を大きくさせ、 成長速度 Vが 1. 11〜： L. 45 mm/mi nの範囲で固液 界面を融液面に対して上に凸の形状にした状態で、 成長条件 V/G1を臨界値近傍ま で低下させる。 このとき固液界面中心高さ Xcenは 0〜20mmにすることが望ま しい。 また必要に応じてシリコン結晶回転数 S/R、 るっぽ回転数 C/Rが調整され る。
本製造方法によれば図 10で説明したようにクーラ 30でシリコン結晶 10を 冷却することで G1が増加し、 V/G1を臨界値近傍まで低下させたときの速度 Vを 1. 1 lmm/min以上に高く維持することができる。 ただし図 12で説明した ようにボイド欠陥サイズの縮小効果を得るために引き上げ速度 Vは、 OSFを発生 させない下限速度 1. 1 lmm/min近傍の低速にすることが望ましい。 低速と はいえ通常の引上げ条件で OS Fを発生させない下限引上げ速度 （0. 76 mm) と比較しても十分高速であり、 生産性が劣ることはない。
本製造方法によれば、固液界面を融液面に対して上に凸の形状にした状態で、成 長条件 V/G1を臨界値近傍まで低下させているので、 図 7 (c) と同様にゥェ一ハ 面内での V/G1の径方向分布が一定レベル以上に均一になりゥヱーハ面内で 0 S Fを発生させないようにすることができるとともに、低 V/G1効果によりボイド欠 陥のサイズ、密度を縮小することができる。 しかも速度 Vは通常条件より高く維持 されているので V · G2が大きくなり、高 V · G2効果により欠陥サイズを更に小さ くすることができる （図 3参照）。 このためシリコンゥェ一ハ 100Dの全面にわ たるボイド欠陥のサイズ、密度を図 5に斜線に示すレベルまで小さくすることがで ぎる。
図 2でシリコンゥェ一ハ 100 Dの図中横幅が通常条件で得られるシリコンゥ エーハ 100A、 100 Bの横幅よりも狭くなつているのは、 ゥエーハ面内で V/ Glが均一化され、 ボイド欠陥サイズ、 密度がゥエーハ面内で均一に縮小されてい ることを示している。
しかもこの製造方法 1では、クーラ 30を用いて固液界面を上に凸形状にしたの で （方法⑤）、 水平磁場印加で同様のことを達成する場合（方法④） と比較して装 置コストを低く抑えることができる。
つぎに製造方法 1の効果を図 13を用いて説明する。
図 13は引上げ速度と結晶中心部における欠陥サイズとの関係を示している。図 13は図 7に対応している。
通常の条件では図 13 (a)に示すように、 弓 1上げ速度 Vを低下させていくと結 晶中心部で低 V/G1効果を十分得られる前の速度 VIで結晶外周部に 0 S Fが発生 してしまう。 このため低 V/G1効果は得られないが高 V · G2効果が得られる引上 げ速度 V2まで速度 Vを高くして欠陥サイズを低下させるようにしている。 しかし 高 V · G2効果だけでは欠陥サイズの縮小効果に限界がある。
方法②では図 13 (b) に示すように、 引上げ速度 Vを低下させて V3にするこ とで結晶中心部で低 V/G1効果を十分得られ欠陥サイズを十分に低下させること ができる。しかし結晶外周部に 0 S Fが発生してしまうおそれがあるとともに引上 げ速度の低下により生産性が悪くなる。
これに対してクーラ 30を用いた本発明の場合には図 13 (c) に示すように、 引上げ速度 Vを高い速度 V5に維持できた上に低 V/G1効果が得られるため欠陥サ ィズを十分に低下させることができる。これに対して方法①では、 クーラによって G2を高め限界速度 Vmaxを高めているため引上げ速度 Vを限界速度 Vmax付近の 極めて高い速度 V4にでき生産性が向上するものの、 高 V · G2効果だけで低 V/G1 効果が得られないため欠陥サイズの縮小効果に限界がある。
図 14 (a)、 （b)、 （c)、 （d)は引上げ速度を 1. 45mm/min (引 上げ速度比 V/Vmax= 0. 97) 、 1. 25 mm/m i n (引上げ速度比 V/Vmax =0. 83) 、 1. 15mm/min (引上げ速度比 V/Vmax=0. 77) 、 1. 05 mm/m i n (引上げ速度比 V/Vmax= 0 · 70) と変化させたときのゥェ一 ハ面内の: R— OS F領域の有無と、ゥェ一ハ 1枚当たりの LP D数のヒストグラム を示している。 ヒストグラムの横軸は、 ゥェ一ハ 1枚あたりでサイズ 0. 10〃m以上のパーテ イクルをカウントできた数を示し、縦軸は各力ゥント数に対応するゥヱーハ枚数を 示している。
同図 14に示すように引上げ速度 Vを 1. 45 mm/mi nから 1. 05mm/m i nまで低下させるにつれてゥエーハ 1枚当たりの大きなサイズのボイド欠陥が 低減していることがわかる。 また 1. 15mm/minから 1. 05mm/minの 間の引上げ速度でゥエーハ面内に OS Fが発生 （図 10より 1. 1 lmm/min が下限） していることがわかる。
つぎに従来技術 1、従来技術 2 (方法③） と比較した本実施形態の効果について 説明する。
従来技術 1では固液界面の形状、 V/G 1の径方向分布を何ら考慮したものではな いので、図 4に示す斜線領域は必ずしもボイド欠陥サイズ、密度を低減させること ができる領域とはいえるものではなかった。 しかし本実施形態によれば、 クーラ 3 0の冷却量を調整することにより固液界面を上に凸形状にして V/G1の径方向分 布を均一にしたので、 ゥエーハ全面で精度よく欠陥サイズ、密度を小さくすること ができる。 このためデバイス不良の歩留まりが向上する。
つぎに従来技術 2と比較する。
成長中のシリコン結晶の固液界面近傍では、次式に示されるステファン条件で熱 収支がバランスしている。
Ks · Gs=H · V + KL · GL
Ks：結晶の熱伝導率
KL：融液の熱伝導率
Gs：結晶の温度勾配
GL：融液の温度勾配
H：凝固潜熱
V：引上げ速度
従来技術 2 (方法③） では、 結晶径方向の V/G1分布を均一にしているが、 一般 に V/G1分布を均一にするには、 結晶の表面からの拔熱を抑える必要がある。 この ため凝固潜熱の吐き出し効果が弱まり、 上記式で Ks' Gsが小さくなり、 引上げ速 度 Vを大きくできなくなる。ひいてはボイド欠陥発生温度帯での冷却速度の低下つ まり V · G2の低下を招く。 このためボイド欠陥縮小化、 生産性を阻害することに なる。これに対して本実施形態ではクーラ 3 0によりシリコン結晶 1 0を冷却した ので G 1が大きくなり、 引上げ速度 Vを大きくしても V/G1を小さくすることがで き界面形状を上に凸にしたので V/G1の面内分布もほぼ均一な状態に保てる。 また 引上げ速度 Vが大きいため V · G2を大きくすることができる。 このため従来技術 2と比較してボイド欠陥縮小化、 生産性を向上させることができる。
図 1 7は本発明と方法①、 方法②、 方法③（従来技術 2 ) とを、 サイズ 0 . 1 0 /m以上の C O P数の低減、生産性、 R— O S Fの有無について比較したものであ る。同図 1 7において◎が非常に優れているという評価を示し、〇が優れていると いう評価を示し、△がやや劣るという評価を示している。同図 1 7に示すに本発明 は他の方法と比較して、 総合的に最も優れているという評価が得られた。
(製造方法 2 )
上記方法④を適用して製造方法 1と同様にシリコンゥエーハ 1 0 0 Dを製造し てもよい。この場合、 シリコン融液 5に 2 5 0 0 G以上の水平磁場を印加して固液 界面を上に凸形状にする以外は、製造方法 1と同様な制御が行われる。製造方法 2 では、引上げ速度 Vいかんにかかわらず固液界面を上に凸形状にすることができる ので、 引上げ速度 Vの自由度が向上する。
さて上述した第 1の実施形態では、シリコンゥェ一八での 0 S Fの発生を回避す るようにしている。しかし結晶構造的に O S F領域であったとしてもデバイスを作 製するプロセスで 0 S F核が 0 S Fに顕在ィ匕しない場合には、シリコンゥェ一ハの 特性として問題にならない場合がある。すなわち R— 0 S Fの核はシリコン結晶中 の酸素析出物であることが知られているため、シリコン結晶中の酸素濃度を低下さ せたり、シリコンゥヱーハ作製後に 0 S F核が消失可能な熱処理を加えることで 0 S Fの非顕在ィ匕が可能にする。 そこで、 つぎのような製造方法を採用してもよい。 (第 2の実施形態）
図 2に示す 1 0 0 Cは、第 2の実施形態のシリコンゥエーハを示している。実施 形態のシリコンゥヱ一ハ 1 0 0 Cは、その面内のうち少なくとも面の中心から外周 より内側 1 0 mmまでの領域において OSFが存在しないように製造される。 9
図 5の斜線で示される領域は，第 2の実施形態のシリコンゥエーハ 1 0 0 Cの; 一 O S Fの内側領域における平均ボイド欠陥密度、平均ボイド欠陥サイズの範囲を 示している。第 2の実施形態のシリコンゥェ一ハ 1 0 0 Cは R— O S Fの内側領域 における平均ボイド欠陥密度が 5 X 1 O Vc m3 以下となり、 平均ボイド欠陥サ ィズが 1 0 0 nm以下となる。
第 2の実施形態の製造方法は以下のとおりである。
(製造方法 3 )
この製造方法 3では、上記方法⑤が適用されクーラ 3 0が C Z炉 2内に設置され る。 シリコン結晶 1 0の直径は 2 0 0 mmとした。
そして 弓 1上げ機構 4によるシリコン結晶 1 0の引上げ速度 Vを調整するととも に、 クーラ 3 0の冷却量を調整して、 シリコン結晶の融点近傍での軸方向温度勾配 G1を大きくさせた状態で、 成長条件 V/G1を臨界値近傍まで低下させる。
本製造方法によれば図 1 0で説明したようにクーラ 3 0でシリコン結晶 1 0を 冷却することで G 1が増加し、 V/ G 1を臨界値近傍まで低下させたときの速度 Vを 高く維持することができる。ただしシリコン結晶 1 0の外周部に 0 S F領域が発生 することを許容しているため図 1 0に示すように固液界面は製造方法 1の場合と 比較してやや下に凸の形状になるとともに、図 1 2に示すように引上げ速度 Vは製 造方法 1の場合よりも低くなる。このため引上げ速度 Vの更なる低下によりボイド 欠陥サイズの縮小効果が一層高まる。低速とはいえ通常の引上げ条件で 0 S Fを発 生させない下限引上げ速度 （0 . 7 6 mm/m i n) と同程度のレベルであり、 生 産性が劣ることはない。
本製造方法によれば、 V/G1を臨界値近傍まで低下させているので低 V/G1効果 が得られ、 ボイド欠陥のサイズ、 密度を縮小することができる。 しかも速度 Vは通 常条件と同レベルに高く維持されているので V · G2が大きくなり、高 V · G2効果 により欠陥サイズを更に小さくすることができる （図 3参照）。 このためシリコン ゥェ一ハ 1 0 0 Cは、その面内のうち少なくとも面の中心から外周より内側 1 0 m mまでの領域において、ボイド欠陥のサイズ、密度を図 5に斜線に示すレベルまで 小さくすることができる。
図 2でシリコンゥヱ一ハ 1 0 0 Cの図中横幅が通常条件で得られるシリコンゥ エーハ 1 0 0 A、 1 0 0 Bの横幅よりも狭くなつているのは、 ゥェ一八面内で V/ G1が均一化され、 ボイド欠陥サイズ、 密度がゥェ一八面内で均一に縮小されてい ることを示している。
本製造方法では、 0 S F核が 0 S Fに顕在化しないようにシリコン結晶 1 0中の 酸素濃度が制御されるとともにシリコンゥエーハ 1 0 0 Cに熱処理が施される。具 体的には以下の各工程のいずれか若しくはこれらの工程が適宜組み合わされて実 施される。
(工程 1 )シリコン結晶 1 0中の酸素濃度が 1 2 . 5 X 1 0 1 7 atoms/ c m3以下に制 御される。
(工程 2 ) シリコンゥェ一ハ 1 0 0 Cに 1 0 0 0 ° C以上の熱処理が施される。 (工程 3 )シリコンゥェ一ハ 1 0 0 Cに非酸化性雰囲気で 1 0 0 0 ° C以上の熱処 理が施される。
工程 3によればシリコンゥェ一ハ表層でのボイド欠陥を消滅させる効果が得ら れる o
もちろん第 1の実施形態の製造方法 1、 2に（工程 1 )、 （工程 2 )、 （工程 3 ) を適宜加えるようにしてもよい。 また第 2の実施形態の製造方法 3で （工程 1 ) 、 (工程 2 ) 、 （工程 3 ) を省略してもよい。
なお上述した各実施例は、ポリッシュドゥエ一ハを製造する場合のみならずァニ ールゥヱ一ハを製造する場合にも適用することができる。
(第 3の実施形態）
つぎに無欠陥の結晶が得られる成長条件 V/Gの許容幅を拡大することができる 実施形態について説明する。
図 2 5は本実施形態の装置の構成を側面からみた図である。
同図 2 5に示すように、実施形態の単結晶引上げ装置 1 0 1は、単結晶引上げ用 チャンバとしての C Z炉 1 0 2を備えている。
C Z炉 1 0 2内には、多結晶シリコンの原料を溶融して融液 1 0 5として収容す る石英るっぽ 1 0 3 aが設けられている。石英るっぽ 1 0 3 aの外側は黒鉛るっぽ 1 0 3 bによって覆われている。黒鉛るっぽ 1 0 3 bの外側にあって側方には、石 英るっぽ 1 0 3 a内の多結晶シリコン原料を加熱して溶融するヒータ 1 0 9が設 けられている。
ヒータ 1 0 9と C Z炉 1 0 2の内壁との間には、保温筒 1 1 3が設けられている。 石英るつぼ 1 0 3 aの上方には図示しない引上げ機構が設けられている。溶融が 安定化すると、この引上げ機構により種結晶が融液 1 0 5に浸潰されて融液 1 0 5 からシリコン単結晶のィンゴットが引き上げられる。
C Z炉 1 0 2の上方には、ゲートバルブ 1 1 1が取り付けられている。ゲートバ ルブ 1 1 1が閉じられることにより炉 1 0 2内と外気が遮断され炉 1 0 2内を真 空 （たとえば 2 O Torr程度） に維持することができる。
単結晶引上げのプロセス （ 1ノ ツチ）の間で、 C Z炉 1 0 2内には種々の蒸発物 が発生する。そこで C Z炉 1 0 2にはキャリアガスとしてアルゴンガス 1 0 7が上 方より供給され図示しない下方の排気口からポンプによって排気される。これによ り炉 1 0 2内は所定の低圧に減圧されるとともに炉 1 0 2内の不純物がアルゴン ガス 1 0 7とともに排気され炉 1 0 2内がクリーンに保たれる。アルゴンガス 1 0 7の供給流量は 1バッチ中の各工程毎に設定される。
石英るっぽ 1 0 3 aの容量には限りがあることから、引き上げられるシリコン単 結晶の重量に応じて、あるいは引上げ回数に応じて、石英るっぽ 1 0 3 a内に追い チヤ一ジゃリチャージによって多結晶シリコン原料が追加供給される。石英るつぼ 1 0 3 a内に多結晶シリコン原料を追加供給することで、石英るっぽ 1個当たりで 製造されるシリコン単結晶の量を増やすことができ、製造コストを低減させること ができる。
黒鉛るつぼ 1 0 3 bの底には回転軸 1 1 0が固定されている。シリコン単結晶が 引き上げられる際に、石英るつぼ 1 0 3 aは黒鉛るっぽ 1 0 3 bとともに回転軸 1 1 0によって所定の回転速度で回転する。
また回転軸 1 1 0は鉛直方向に昇降自在であり、石英るつぼ 1 0 3 aを黒鉛るつ ぼ 1 0 3 bとともに上下動させて任意の位置に移動させることができる。ここでヒ —夕 1 0 9の上端に対する黒鉛るつぼ 1 0 3 bの上端の相対距離を、るつぼ位置 C /Pと定義する。 るつぼ位置 C/Pの極性は、 ヒ一夕 1 0 9の上端よりも黒鉛るっぽ 1 0 3 bの上端が上方に位置した場合をプラス （+) とし、 ヒータ 1 0 9の上端よ りも黒鉛るつぼ 1 0 3 bの上端が下方に位置した場合をマイナス （一） とする。 石英るつぼ 1 0 3 aの上方にあって、引き上げられるシリコン単結晶の周囲には、 略逆円錐台形状の熱遮蔽体（ガス整流筒） 1 0 8が設けられている。熱遮蔽体 1 0 8は、種結晶により成長されるシリコン単結晶を、石英るっぽ 1 0 3 a、 黒鉛るつ ぼ 1 0 3 b、 融液 1 0 5、 ヒータ 1 0 9などの高温部で発生する輻射熱から断熱、 遮蔽するために設けられている。また熱遮蔽体 1 0 8は、引き上げられるシリコン 単結晶に、 炉内で発生した不純物（シリコンアモルファス）等が付着して、 単結晶 の育成を阻害することを防止する。熱遮蔽体 1 0 8の下端と融液 1 0 5の表面との 間隙のギャップ Hの大きさは、 シリコン単結晶の成長条件 V/G (V :成長速度、 G：結晶の軸方向温度勾配） を制御する上で重要なパラメ一夕である。そこでギヤ ップ Hの大きさを調整するために、熱遮蔽体 1 0 8を昇降させる昇降機構が設けら れている。この昇降機構により熱遮蔽体 1 0 8は C Z炉 1 0 2内で鉛直方向に昇降 自在であり、熱遮蔽体 1 0 8を上下動させて任意の位置に移動させることができる。 図 2 6は熱遮蔽体 1 0 8を斜視的に示す。同図 2 6に示すように、熱遮蔽体 1 0 8には、上面が平坦となるようにフレーム材として吊り部 1 0 8 aが架け渡されて いる。 この吊り部 1 0 8 aは、 たとえば C . C . M (カーボン ·カーボンファイバ 複合材料） で構成されている。
吊り部 1 0 8 aには吊りケーブル 1 1 4が接続されており、吊りケーブル 1 1 4 によって熱遮蔽体 1 0 8が吊り下げられている。吊りケーブル 1 1 4は、たとえば タングステンで構成されている。
図 2 7は熱遮蔽体 1 0 8を昇降させる昇降機構を示している。
同図 2 7に示すように吊りケーブル 1 1 4は卷上ドラム 1 1 6に卷かれている。 卷上ドラム 1 1 6は駆動モータ 1 1 6が作動することによって回転される。駆動モ 一夕 1 1 6は直流の電源 1 2 1より電気信号線 1 2 2を介して印加される電圧（た とえば 1 2 V)によって作動する。電源 1 2 1と駆動モー夕 1 1 6との間の電気信 号線 1 2 2には電流制限抵抗 1 2 0が介在されており、駆動モー夕 1 1 6に流れる 電流が制限される。
熱遮蔽体 1 0 8、 吊りケーブル 1 1 4、卷上ドラム 1 1 6は電気信号線 1 2 2に 電気的に接続されている。また電気信号線 1 2 2に印加されている電圧を検出する 電圧検出器 1 1 8が設けられている。電圧検出器 1 1 8にはリレ一 1 1 9が付設さ 14509
れており、 このリレー 1 1 9は、 電圧検出器 1 1 8で検出される電圧が、 所定のし きい値（たとえば 6 V)以下になると、付勢されて、 駆動モ一夕 1 1 6を停止させ る。 C Z炉 1 0 2は接地 （アース） されている。
図 2 5に示すように、熱遮蔽体 1 0 8の外径は、保温筒 1 1 3の上端開口部に応 じた大きさに形成されている。熱遮蔽体 1 0 8が上昇しその端が C Z炉 1 0 2の内 壁に接触したときの位置を A、熱遮蔽体 1 0 8が位置 Aよりも下降して、熱遮蔽体 1 0 8の下部が保温筒 1 1 3の開口部に位置したときの位置を B、熱遮蔽体 1 0 8 が位置 Bよりも更に下降して、熱遮蔽体 1 0 8の上部が保温筒 1 1 3の開口部に位 置したときの位置を Cとする。
熱遮蔽体 1 0 8は、 図 2 8に示すように、 C Z炉 1 0 2内に上方より供給される アルゴンガス 1 0 7を、融液 1 0 5の表面の中央に導き、 さらに融液 1 0 5の表面 を通過させて融液 1 0 5の表面の周縁部に導く。 そして、 アルゴンガス 1 0 7は、 〇 炉1 0 2内で生成された C Oガス 1 1 2、特に C Z炉 1 0 2の上部に漂う C O ガス 1 1 2や石英るっぽ 1 0 3 aと黒鉛るつぼ 1 0 3 bが上端で接触する部分 D で生成された C Oガス 1 1 2を、 そのアルゴンガス 1 0 7の流れにのせて、 C Z炉 1 0 2の下部に設けた排気口から排出させる。
また熱遮蔽体 1 0 8によって融液 1 0 5の液面上のガス流速が安定ィ匕し、融液 1 0 5から蒸発する酸素を安定な状態に保つことができる。
つぎに上述した実施形態装置の動作について説明する。
C Z法によるプロセスは概略すると、 溶融、 溶融安定化、 引上げ、 冷却、 取り出 しの各工程からなる。リチャージによる方法ではこのプロセスが繰り返され複数本 のシリコン単結晶が引き上げられ、 1本シリコン単結晶が引き上げられる毎に、つ ぎの溶融工程で多結晶シリコン原料の追加供給が行われる。追いチャージによる方 法では溶融工程で初期の多結晶シリコン原料を供給しで初期の分が溶融した後に 追加分の原料が供給される。リチャージや追いチャージが行われる際にはゲートバ ルブ 1 1 1が閉じられる。シリコン単結晶の製造のプロセス中、特に溶融工程で C 0ガス 1 1 2が融液 1 0 5に取り込まれる易く、さらに溶融工程のうちゲートバル ブ 1 1 1が閉じられた状態で C Oガス 1 1 2が融液 1 0 5に特に取り込まれる易 いといわれている。 •溶融工程
溶融工程ではゲートバルブ 1 1 1が閉じられる。そしてゲートバルブ 1 1 1が閉 じられた状態では、 熱遮蔽体 1 0 8は図 2 5に示す位置 Aまで上昇される。
すなわち図 2 7の昇降機構において駆動モ一夕 1 1 7が作動し卷上ドラム 1 1 6が回転する。これにより吊りケーブル 1 1 4が上昇し熱遮蔽体 1 0 8が上昇され る。熱遮蔽体 1 0 8が位置 Aに達すると熱遮蔽体 1 0 8の上端が C Z炉 1 0 2の内 壁に接触する。このため熱遮蔽体 1 0 8がアースされた状態となり、熱遮蔽体 1 0 8、 吊りケーブル 1 1 4、卷上ドラム 1 1 6を介して電気信号線 1 2 2が接地電位 となる。このため電圧検出器 1 1 8で検出される電圧がしきい値以下となりリレ一 1 1 9が付勢され、 駆動モータ 1 1 7が停止する。 このため熱遮蔽体 1 0 8は、 C Z炉 1 0 2の内壁に接触した位置 Aで丁度停止する。
なお熱遮蔽体 1 0 8の吊り部 1 0 8 aは、 可撓性のある C . C . Mで構成されて いるため、駆動モータ 1 1 7がオーバ一ランしたときに吊りケーブル 1 1 4の橈み を吸収することができる。
熱遮蔽体 1 0 8が位置 Aに位置されたときのガスの流れは図 2 8に示される。従 来にあっては熱遮蔽体 1 0 8は図 2 9に示されるように位置 Bに位置されていた。 以下図 2 9の対比において図 2 8のガスの流れについて説明する。
図 2 9に示すように、通常、溶融工程ではヒー夕 1 0 9からの熱吸収をよくする ため、 そして C Oガス 1 1 2の巻き込みを抑制するために、 るっぽ位置 C/Pを、 引上げ工程の位置よりも高く保っている。一方、熱遮蔽体 1 0 8は多結晶シリコン 原料の熔解の熱効率を高める観点からはなるべく低い位置（C位置）に位置させる 必要があるが、原料ゃ融液 1 0 5との接触を回避するために中間の位置 Bに位置さ せるようにしている。 この状態では、 アルゴンガス 1 0 7の一部は、 C Z炉 1 0 2 内で生成された C Oガス 1 1 2とともに、 C Z炉 1 0 2の上方から熱遮蔽体 1 0 8 の下方、ヒー夕 1 0 9と黒鉛るつぼ 1 0 3 bとの間を介して C Z炉 1 0 2の下方よ り排気されるものの、 アルゴンガス 1 0 7の一部は、 C Oガス 1 1 2とともに、熱 遮蔽体 1 0 8の外側から熱遮蔽体 1 0 8の上端、内側を介して融液 1 0 5に向かう 流れ、つまり熱遮蔽体 1 0 8を上下方向に回流する流れを形成する。このため C O ガス 1 1 2が融液 1 0 5に接触し炭素が融液 1 0 5に取り込まれる易くなる。 P T/JP2003/014509
これに対して図 2 8に示すように熱遮蔽体 1 0 8を、その上端が C Z炉 1 0 2の 内壁に接触する位置 Aに位置させた場合には、アルゴンガス 1 0 7が C Oガス 1 1 2とともに、熱遮蔽体 1 0 8の外側から熱遮蔽体 1 0 8の上端、 内側を介して融液 1 0 5に向かう流れ、つまり熱遮蔽体 1 0 8の回りを上下方向に回流する流れは形 成されない。すなわちアルゴンガス 1 0 7は整流され、 C Z炉 1 0 2内で生成され た C Oガス 1 1 2をのせて、 C Z炉 1 0 2の上方から熱遮蔽体 1 0 8の下方、 ヒー 夕 1 0 9と黒鉛るつぼ 1 0 3 bとの間を介して C Z炉 1 0 2の下方より効率よく 排気される。このようにアルゴンガス 1 0 7が整流されることによって、 〇∑炉1 0 2の上部に漂う C Oガス 1 1 2のみならず石英るっぽ 1 0 3 aと黒鉛るつぼ 1 0 3 bとの反応で発生した C Oガス 1 1 2も下方に向かって効率よく排気される ため、溶解中に融液 1 0 5に取り込まれる炭素の量が図 2 9の場合と比較して格段 に減少する。
これにより、 引き上げられるシリコン単結晶内の炭素濃度を 3 X 1 0 1 5atoms/c m3 以下まで低減することができる。
なおアルゴンガス 1 0 7の整流作用によってガスが効率的に排気されるため、 C Z炉 1 0 2内のシリコンアモルファス等の不純物も炉外に効率よく排出され、炉内 の汚染を従来よりも低減できるという副次的な効果も得られる。
また本実施形態では、熱遮蔽体 1 0 8を C Z炉 1 0 2の内壁に接触させた位置 A に位置させているので、ガス流によって熱遮蔽体 1 0 8が揺動することが抑制され、 安定したガスの流れが形成される。
•引上げ工程
引上げ工程では、種結晶が融液 1 0 5に浸潰され種結晶を引き上げることでシリ コン単結晶のインゴットが生成される。
弓 (上げ工程では、熱遮蔽体 1 0 8は、 本来の機能を果たすことができる位置、 つ まり石英るつぼ 1 0 3 a内の融液 1 0 5で発生する輻射熱から、引き上げられるシ リコン単結晶を遮蔽できる位置に位置決めされる。溶融工程で A位置に位置されて いた場合には、 熱遮蔽体 1 0 8は B位置まで下降される。
引上げの工程では、 弓 Iき上げられるシリコン単結晶からボイド欠陥、 O S F (酸 素誘起積層欠陥）および転位クラス夕 （格子間シリコン型転位欠陥）が排除される ように、 成長条件 V/G (V：成長速度、 G：結晶の軸方向温度勾配） を調整しつ つ、 シリコン単結晶が引き上げられる。
図 2 1の詳細は、後述するが、 ここでは図 2 1を用いて、 シリコン単結晶中の炭 素濃度と引上げの際の成長条件 V/Gとの関係について説明する。 図 2 1の横軸は シリコン単結晶中の炭素濃度 (atoms/ c m3 ；) であり、 縦軸は （V/G) 0で規格化 した成長条件 V/Gである。 ここで （V/G) 0は、 炭素無添加結晶における V/Gの 臨界値つまり極微量炭素条件でのニュートラルな状態を表す V/G値である。 同図 2 1に示すようにシリコン単結晶中の炭素濃度が 3 X 1 0 1 5atoms/c m3 以 下になると、 無欠陥で結晶を製造できる範囲（無欠陥領域）が急激に拡大すること がわかる。 それによつて縦軸の無欠陥の結晶が得られる成長条件 V/Gの許容幅が 拡大される。 このため、 たとえ結晶成長中に V/Gが動的に変化したとしても、 引 上げ速度 Vの許容幅が大きく、 成長条件 V/Gの制御が容易となる。
このため無欠陥のシリコン単結晶の取得率が向上し、無欠陥のシリコン単結晶の 製造コストが低減する。この結果、無欠陥のシリコン単結晶を工業的に容易かつ安 定して製造することが可能になる。たとえば I Cおよび L S Iの基板として優れた シリコンゥェ一ハを高い歩留まりで製造することができるとともに、 I Cおよび L S Iの製造工程には欠かせないパーティクルモニタ用シリコンゥェ一ハを安価に 製造することができる。
また本実施形態によれば、単結晶引上げ装置 1 0 1に既存の熱遮蔽体 1 0 8を利 用し、 その位置決めを行うだけで、 C Oガス 1 1 2が融液 1 0 5に取り込まれない アルゴンガス 1 0 7の流れを安定して形成することができ、 C Oガス 1 1 2を効率 よく炉外に排出することができる。このため従来技術 9〜1 2と比較して、単結晶 引上げ装置 1 0 1自体の製造コストを減らすことができるとともに、シリコン単結 晶中の炭素濃度を安定して低くすることができる。
上述した説明では、熱遮蔽体 1 0 8を C Z炉 1 0 2の内壁に接触する位置 Aまで 上昇させているが、必ずしも完全に接触させる必要はなく、図 2 8と同様なガスの 流れが実現できるのであれば、熱遮蔽体 1 0 8の上端と C Z炉 1 0 2の内壁との距 離が 0〜 3 0 mm程度に近接した距離になっていたとしてもよい。
また上述した説明では、 るつぼ位置 C/Pが通常 （従来） の溶融工程と同じ位置 (図 2 9と同じ位置） であるものとして説明したが、 回転軸 1 1 0を下降させて、 るつぼ位置 C/Pを通常 （従来） の溶融工程よりも低い位置まで下降させて、 更に シリコン単結晶中の炭素濃度を低下させてもよい。
また上述した説明では、アルゴンガス 1 0 7の流量については言及しなかったが、 アルゴンガス 1 0 7の流量を通常（従来）の溶融工程で設定される流量よりも増加 させることで、 更にシリコン単結晶中の炭素濃度を低下させてもよい。
図 3 7は、 熱遮蔽体 1 0 8が位置 Aに位置されている状態で、 るつぼ位置 C/P (mm) 、 アルゴンガス 1 0 7の流量 ( L/m i n) を変化させたときのシリコン 単結晶中の炭素濃度 (atoms/ c m3)を示した表である。同図 3 7に示すように。 る っぽ位置 C/Pをマイナスの位置にするか、 ガス流量を増加することで炭素濃度の 低減が図られることが確認された。 るつぼ位置 C/Pを一 7 0 (mm) まで下げ、 アルゴンガス 7の流量を 1 2 0 ( L/m i n)まで増加させたときに炭素濃度が 0 . 0 1 x 1 0 1 7atoms/ c m3 となり、 最も炭素濃度が減っているのがわかる。
つぎに熱遮蔽体 1 0 8の位置、 るつぼ位置 C/Pと、 ガスの流れ、 炭素濃度との 関係について図 3 0〜図 3 5を参照して説明する。図 3 6は図 3 0〜図 3 5の各水 準①〜⑥に対応させて熱遮蔽体 1 0 8の位置、 るっぽ位置 C/P、 炭素濃度の低い 順位（ （1 ) 〜 （6 ) ) を表で示している。 図 3 6に示すように、 図 3 3の水準④ 図 3 0の水準① 図 3 5の水準⑥ 図 3 2の水準③ 図 3 4の水準⑤^図 3 1 の水準②の順番にシリコン単結晶中の炭素濃度が高くなつた。以下炭素濃度が低い 順にガスの流れと炭素濃度との関係について説明する。
図 3 3は、 熱遮蔽体 1 0 8が位置 Aに位置決めされ、 るつぼ位置 C/Pがー 1 0 0 (mm)に位置決めされた水準④のガスの流れを示している。 同図 3 3に示すよ うに、水準④では、 アルゴンガス 7が C 0ガス 1 1 2とともに、 熱遮蔽体 1 0 8の 外側から熱遮蔽体 1 0 8の上端、内側を介して融液 1 0 5に向かう流れ、つまり熱 遮蔽体 1 0 8の回りを上下方向に回流する流れは形成されていない。すなわちアル ゴンガス 1 0 7は整流化されている。図 3 3の水準④は全ての水準の中で最もガス 流れが層流ィ匕しており、石英るつぼ 1 0 3 a内で内側に巻き込む渦も形成されてい ない。このため水準④は全ての水準の中で最も炭素濃度が低くなつている （炭素濃 度順位 （ 1 ) ) 。 14509
図 3 0は、熱遮蔽体 1 0 8が位置 Aに位置決めされ、 るっぽ位置 C/Pが 2 3 (m m) に位置決めされた水準①のガスの流れを示している。 同図 3 0に示すように、 水準①では、 アルゴンガス 1 0 7が C Oガス 1 1 2とともに、熱遮蔽体 1 0 8の外 側から熱遮蔽体 1 0 8の上端、 内側を介して融液 1 0 5に向かう流れ、つまり熱遮 蔽体 1 0 8の回りを上下方向に回流する流れは形成されていない。すなわちァルゴ ンガス 1 0 7は整流ィ匕されている。しかし図 3 0の水準①は図 3 3の水準④と比較 して石英るっぽ 1 0 3 a内で内側に巻き込む渦が形成されている。このため図 3 3 の水準④よりも炭素濃度の低減の効果が低くなつている （炭素濃度順位 （2 ) ) 。 図 3 5は、 熱遮蔽体 1 0 8が位置 Cに位置決めされ、 るっぽ位置 C/Pがー 1 0 0 (mm) に位置決めされた水準⑥のガスの流れを示している。 同様に図 3 2は、 熱遮蔽体 1 0 8が位置 Cに位置決めされ、 るっぽ位置( /卩が2 3 (mm) に位置 決めされた水準③のガスの流れを示している。
これら図 3 5、 図 3 2に示すように、水準⑥、 ③では、 アルゴンガス 1 0 7が C 0ガス 1 1 2とともに、熱遮蔽体 1 0 8の外側から熱遮蔽体 1 0 8の上端、 内側を 介して融液 1 0 5に向かう流れ、つまり熱遮蔽体 1 0 8の回りを上下方向に回流す る流れは形成されていない。すなわちアルゴンガス 1 0 7は整流化されている。ガ スの流れとしては層流的であるといえるが、融液 1 0 5の上方からガスが舞い上が り熱遮蔽体 1 0 8の内側をとおり熱遮蔽体 1 0 8の上方に逆流するガスの流れが 形成されているため、水準④、①ょりも炭素濃度の低減の効果が低くなつている（水 準⑥は炭素濃度順位（ 3 )、 水準③は炭素濃度順位（ 4 ) ) 。 なお、 熱遮蔽体 1 0 8が C位置に位置決めされると熱遮蔽体 1 0 8の上部が保温筒 1 1 3と開口部と 接触し、炭素が発生するおそれがある。このため炭素の発生要因を少なくするため にも熱遮蔽体 1 0 8を C位置に位置決めするのは望ましくない。
図 3 4は、 熱遮蔽体 1 0 8が位置 Bに位置決めされ、 るつぼ位置 C/Pがー 1 0 0 (mm) に位置決めされた水準⑤のガスの流れを示している。 同様に図 3 1は、 熱遮蔽体 1 0 8が位置 Bに位置決めされ、 るっぼ位置(3/?が2 3 (mm) に位置 決めされた水準②のガスの流れを示している。
これら図 3 4、 図 3 1に示すように、水準⑤、 ②では、 アルゴンガス 7が C Oガ ス 1 1 2とともに、熱遮蔽体 1 0 8の外側から熱遮蔽体 1 0 8の上端、 内側を介し て融液 1 0 5に向かう流れ、つまり熱遮蔽体 1 0 8の回りを上下方向に回流する流 れが形成されている。すなわちアルゴンガス 1 0 7は整流化されていない。 このた め C Oガス 1 1 2が融液 1 0 5に取り込まれやすく、 炭素濃度が高くなつている (水準⑤は炭素濃度順位 （ 5 ) 、 水準②は炭素濃度順位 （ 6 ) ) 。
なお上記各水準①〜⑥それそれについてアルゴンガス 7を流量を 8 0 ( L/m i n) から 1 0 0 ( L/m i n) に増加させたところ、 流量を増加させた場合の方が 各水準で炭素濃度が低くなるという結果を得た。
以上のことから、 シリコン単結晶中の炭素濃度に影響を与えるパラメ一夕には、 熱遮蔽体 1 0 8の位置、 るつぼ位置 C/P、 アルゴンガス 1 0 7の流量があり、 図 3 3 (水準④） に示すように、 熱遮蔽体 1 0 8の位置を C Z炉 1 0 2の内壁に接触 する位置 Aか C Z炉 1 0 2の内壁に近接させた位置に位置させ、かつるっぽ位置 C /Pをマイナスの位置つまり黒鉛るっぽ 1 0 3 bの上端がヒ一夕 1 0 9の上端より も下方にある位置に位置させ、更にアルゴンガス 1 0 7の流量を増加させることで、 炭素濃度を最も低下させることができることがわかった。ただし重要なパラメ一夕 は、 熱遮蔽体 1 0 8の位置であり、 図 3 3 (水準④）、 図 3 0 (水準①） に示すよ うに、 るつぼ位置 C/Pに関係なく、 熱遮蔽体 1 0 8の位置を C Z炉 1 0 2の内壁 に接触する位置 Aか C Z炉 1 0 2の内壁に近接させた位置に位置させることで、炭 素濃度を低下させることができることがわかった。
なお上述した説明では、溶融工程のうちゲートバルブ 1 1 1が閉じられた状態の ときに、 図 2 8ないしは図 3 3 (水準④） ないしは図 3 0 (水準①）で示される位 置に熱遮蔽体 1 0 8、 るっぽ 1 0 3 a、 1 0 3 bが位置決めされる場合を想定し たが、溶融工程のうちゲートバルブ 1 1 1が閉じられていない状態のときに、 図 2 8ないしは図 3 3 (水準④） ないしは図 3 0 (水準①）で示される位置に、 熱遮蔽 体 1 0 8、 るつぼ 1 0 3 a、 1 0 3 bを位置決めしてもよい。 さらに溶融工程以外 の工程で、 同様に位置決めを行うようにしてもよい。
シリコン単結晶中の炭素濃度を低下させる手段、手法は、上述した従来技術 9〜 1 2を併用してもよい。たとえば黒鉛るつぼ 1 0 3 b、 ヒ一夕 1 0 9、熱遮蔽体 1 0 8などの高温に晒される黒鉛部材を Si Cで被覆して、 C Oガス 1 1 2の発生自 体を抑制してもよい。 T/JP2003/014509
つぎに図 21〜図 24を用いてシリコン単結晶中の炭素濃度と成長条件 V/Gと の関係について考察する。
図 22は、石英るっぽ 103 aの直径が 22ィンチの単結晶引上げ装置 101を 用いて、 結晶の直径が 200 mmで炭素濃度が 3 X 1015 atoms/ cm 3 のシリコン 単結晶を引き上げた場合の実験結果であり、成長速度 Vを変化させたときの結晶内 の欠陥種の分布を示している。実験では成長速度 Vを徐々に低下させてシリコン単 結晶を得た。 図 23は、 炭素濃度を図 22ょりも 6 1014&½«18/01113 と更に低 下させた他は、図 22と同じ条件で結晶内の欠陥種の分布を調べた結果を示してい る o
図 22、 図 23の横軸は成長速度 V (mm/min) であり、 縦軸は結晶の中心 からの距離 （半径方向位置） （mm) である。
実験では結晶の各位置における欠陥種の分布を、 酸素析出熱処理後の X線トポ グラフ法、 銅デコレ一ション後の X線トボグラフ法、 Seccoェヅチング法の併用 により、 判定、 評価した。 図 22のシリコン単結晶中の炭素濃度 （3 x l 015ato ms/cm3 ) は、 厚さ 2 mmのサンプルを用いて、 F T I R法により測定した。 ま た図 23のシリコン単結晶中の炭素濃度 (6 101 atoms/cm3 ) は、 放射化分 析により評価、 測定した。
図 22、 図 23に示すように、横軸位置、縦軸位置に対応させて各欠陥種が顕れ る。それらはボイド欠陥が顕れるボイド欠陥領域であり、 0SFのリングである R 一 0 S Fが顕れる 0 S Fリング領域であり、転位クラス夕が顕れる転位クラス夕領 域である。無欠陥結晶が得られる無欠陥領域は、転位クラス夕領域とボイド欠陥領 域との間に顕れる。無欠陥領域は空孔型無欠陥領域と格子間シリコン型無欠陥領域 とに分けられ、 それらのニュートラルな境界は破線で示している。
図 22と図 23を比較すると、図 22よりも炭素濃度が低く極抵炭素濃度（ 6 X 10 "atoms/cm3 ) となっている図 23の方が、 無欠陥領域に対応する成長速度 Vの幅が著しく拡大しているのがわかる。図 22では結晶の半径方向の全領域で無 欠陥となるような成長速度 Vは存在せず、成長速度 Vを一定とすれば必ずいずれか の欠陥が結晶の半径方向のどこかには存在することになる。しかし図 23では極低 炭素化によつて無欠陥領域に対応する成長速度 Vの幅が著しく拡大されており、成 JP2003/014509
長速度 Vを多少変ィ匕させたとしても結晶の半径方向の全領域で無欠陥となる。 つぎに炭素濃度と欠陥種との関係を調べるために、炭素濃度がそれそれ 6 10 14 atoms/ cm 3 、 1 x 1015atoms/c m3 、 3 x 1015atoms/cm3、 6 X 101 6 atoms/ cm3 のシリコン単結晶を育成し、 図 22、 図 23に示す実験と同様な評 価を行った。 ここで高炭素濃度 6 x l 016atoms/cm3 のシリコン単結晶は、 炭 素を故意にド一プすることで取得したものであり、 低炭素濃度 6 X 1014 atoms/ c m3、 1 X 1015 atoms/ cm3 のシリコン単結晶は、 図 25に示す実施形態装置 10 1を用い COガス 1 12を効率的に排出することよって取得したものである。 図 24に示す表は実験結果を示しており、各炭素濃度に対応させて各欠陥種が変 化する境界における （V/G) I (V/G) 0値を示している。 図 24では、 低成長速 度 V側の OSF境界ひ、 ニュートラル位置^、 転位クラス夕発生境界ァの （V/G) I (V/G) 0値を示している。 ここで低成長速度 V側の 0 S F境界ひとは 0 S Fリン グ領域と無欠陥領域との境界のことであり、ニュートラル位置/?とは無欠陥領域中 で空孔型無欠陥領域と格子間シリコン型無欠陥領域とを分ける境界のことであり、 転位クラス夕発生境界ァとは無欠陥領域と転位クラス夕領域との境界のことであ なお （V/G) I (V/G) 0は、 前述したように V/G0で規格化した成長条件 V/G であり、 V/G0は極微量炭素条件でのニュートラル状態を表す V/G値である。 Gは 前述した本発明者らに係る特許文献 3に開示された方法を用いて計算により求め た。
図 21は、 図 24に表として示される実験結果を、 炭素濃度 （atoms/cm3 )、 規格化した成長条件 (V/G) I (V/G) 0に対応させて欠陥種の分布として表した ものである。前述したようにシリコン単結晶中の炭素濃度が 3 X 1015atoms/cm3 以下になると急激に、 無欠陥のシリコン単結晶が得られる成長条件 V/Gの幅が 拡大しているのがわかる。
なお上述した説明では、図 25に示す引上げ装置 101を用い効率的に C 0ガス 1 12を排出することにより炭素濃度を 3 X 1015atoms/cm3 以下に低下さ せているが、この技術を適用することなく従来技術 9 ~12に示される従来技術の みを適用して炭素濃度を低下させてもよい。

Claims

請求の範囲
1 . シリコン融液からシリコン結晶を引上げ成長させ、弓 (き上げ成長されたシリ コン結晶からシリコンゥェ一ハを取得するようにしたシリコンゥエー八の製造方 法において、
シリコン結晶の融点近傍での軸方向温度勾配 G1を大きくさせ、 シリコン結晶引 上げ中の融液とシリコン結晶との境界である固液界面を融液面に対して上に凸の 形状にした状態で、 成長条件 V/G l (V :成長速度、 G 1：シリコン結晶の融点近 傍での軸方向温度勾配） を臨界値近傍まで低下させて、
シリコン結晶を引上げ成長させること
を特徴とするシリコンゥエーハの製造方法。
2 . クーラによってシ.リコン結晶を冷却することにより、成長速度 Vが Vmax (シ リコン結晶が変形せずに成長できる限界成長速度）の 9 7 %~ 7 5 %の範囲で前記 固液界面を融液面に対して上に凸の形状にした状態で、 成長条件 V/G1を臨界値近 傍まで低下させて、
シリコンゥェ一ハ全面において OSF (酸化誘起積層欠陥） の領域が存在しないシ リコン結晶を引上げ成長させること
を特徴とする請求の範囲 1記載のシリコンゥェ一八の製造方法。
3 . クーラによってシリコン結晶を冷却することにより、 シリコン結晶の融点近 傍での軸方向温度勾配 G 1を大きくさせた状態で成長条件 V/G 1を臨界値近傍まで 低下させること
を特徴とする請求の範囲 1記載のシリコンゥエー八の製造方法。
4 . シリコン融液に磁場を印加することにより、前記固液界面を融液面に対して 上に凸の形状にすること
を特徴とする請求の範囲 1記載のシリコンゥヱ一ハの製造方法。
5 . クーラによってシリコン結晶を冷却するとともに、 シリコン結晶の回転数ま たはシリコン融液を収容するるっぽの回転数を調整することにより
、 前記固液界面を融液面に対して上に凸の形状にすること
を特徴とする請求の範囲 1記載のシリコンゥェ一ハの製造方法。
6 . シリコン融液からシリコン結晶を引上げ成長させ、弓 上げ成長されたシリ コン結晶からシリコンゥエーハを取得するようにしたシリコンゥヱ一八の製造方 法において、
クーラによってシリコン結晶を冷却することにより、シリコン結晶の融点近傍で の軸方向温度勾配 G1を大きくさせた状態で、 成長条件 V/G1を臨界値近傍まで低 下させて、
シリコンゥェ一ハの面内のうち少なくとも面の中心から外周より内側 10mm までの領域において OSF (酸化誘起積層欠陥） の領域が存在しないシリコン結晶を 引上げ成長させること
を特徴とするシリコンゥェ一八の製造方法。
7. シリコン結晶中の酸素濃度が 12. 5x 1017 atoms/ c m3
(1979年 AST M)以下に制御されること
を特徴とする請求の範囲 6記載のシリコンゥェ一八の製造方法。
8. シリコンゥェ一ハで OS F核が OS Fに顕在ィ匕しないように、 シリコンゥェ 一八に 1000 ° C以上の熱処理を施すこと
を特徴とする請求の範囲 6記載のシリコンゥェ一八の製造方法。
9. シリコンゥェ一ハで OS F核が OS Fに顕在化しないように、かつシリコン ゥェ一ハ表層でボイド欠陥が消滅するように、シリコンゥェ一八に非酸化性雰囲気 で 1000° C以上の熱処理を施すこと
を特徴とする請求の範囲 6記載のシリコンゥェーハの製造方法。
10. シリコン融液からシリコン結晶を引上げ機構によって引上げ成長させ、引 き上げ成長されたシリコン結晶からシリコンゥェーハを取得するようにしたシリ コンゥヱ一八の製造装置において、
前記シリコン融液の上方に、 シリコン結晶を冷却するクーラが設けられ、 前記引上げ機構によるシリコン結晶引上げ速度と、前記クーラの冷却量を調整す ることにより、
シリコン結晶の融点近傍での軸方向温度勾配 G1を大きくさせ、 シリコン結晶引 上げ中の融液とシリコン結晶との境界である固液界面を融液面に対して上に凸の 形状にした状態で、 成長条件 V/Gl (V :成長速度、 G1：シリコン結晶の融点近 傍での軸方向温度勾配） を臨界値近傍まで低下させて、 シリコン結晶を引上げ成長させること
を特徴とするシリコンゥヱ一ハの製造装置。
1 1 . クーラによってシリコン結晶を冷却することにより、 成長速度 Vが Vmax (シリコン結晶が変形せずに成長できる限界成長速度）の 9 7 %〜 7 5 %の範囲で 前記固液界面を融液面に対して上に凸の形状にした状態で、 成長条件 V/G 1を臨界 値近傍まで低下させて、
シリコンゥエーハ全面において OSF (酸化誘起積層欠陥）の領域が存在しないシ リコン結晶を引上げ成長させること
を特徴とする請求の範囲 1 0記載のシリコンゥヱ一ハの製造装置。
1 2 . シリコン融液からシリコン結晶を引上げ成長させ、引き上げ成長されたシ リコン結晶からシリコンゥェ一ハを取得するようにしたシリコンゥェ—ハの製造 装置において、
前記シリコン融液の上方に、 シリコン結晶を冷却するクーラが設けられ、 前記引上げ機構によるシリコン結晶引上げ速度と、前記クーラの冷却量を調整す ることにより、
シリコン結晶の融点近傍での軸方向温度勾配 G 1を大きくさせた状態で、 成長条 件 V/ G 1を臨界値近傍まで低下させて、
シリコンゥエーハの面内のうち少なくとも面の中心から外周より内側 1 0 mm までの領域において OSF (酸化誘起積層欠陥）の領域が存在しないシリコン結晶を 引上げ成長させること
を特徴とするシリコンゥエー八の製造装置。
1 3 . 前記クーラは、 シリコン融液から 3 0 mn！〜 5 0 0 mmの距離に、 シリコ ン結晶を囲むように配置されていること
を特徴とする請求の範囲 1 0記載のシリコンゥヱーハの製造装置。
1 4 . 前記クーラは、 シリコン融液から 3 0 mm〜 5 0 0 mmの距離に、 シリコ ン結晶を囲むように配置されていること
を特徴とする請求の範囲 1 2記載のシリコンゥエー八の製造装置。
1 5 . 前記シリコン融液の上方に、熱遮蔽板が設けられ、 当該熱遮蔽板の下端と シリコン融液表面との間隙のギヤヅプが、 2 0 mn！〜 1 0 0 mmに設定されている こと
を特徴とする請求の範囲 10記載のシリコンゥェ一ハの製造装置。
16. 前記シリコン融液の上方に、熱遮蔽板が設けられ、 当該熱遮蔽板の下端と シリコン融液表面との間隙のギヤヅプが、 20 mn！〜 100 mmに設定されている こと
を特徴とする請求の範囲 12記載のシリコンゥヱ一ハの製造装置。
17. シリコン融液から引上げ成長されることによつて取得されたシリコンゥェ —ハであって、
シリコンゥエーハ全面において OSF (酸化誘起積層欠陥） の領域が存在せず、 シ リコンゥェ一ハ全面における平均ボイド欠陥密度が 5 X 1 OVcrn3 以下でつて、 シリコンゥヱ一八全面における平均ボイド欠陥サイズが 10 Onm以下であるこ と
を特徴とするシリコンゥエーハ。
18. シリコン融液から引上げ成長されることによって取得されたシリコンゥェ —ハであって、
シリコンゥエーハの面内のうち少なくとも面の中心から外周より内側 1 Omm までの領域において OSF (酸化誘起積層欠陥） の領域が存在せず、 シリコンゥェ一 八の面内のうち少なくとも面の中心から外周より内側 10 mmまでの領域に における平均ボイド欠陥密度が 5 1 OVcm3 以下であって、 平均ボイド欠陥 サイズが 100 nm以下であること
を特徴とするシリコンゥヱ一ハ。
19. 炭素の濃度を 3 X 1015atoms/cm3 以下とし、 成長条件 V/G (V： 成長速度、 G：結晶の軸方向温度勾配） を調整することによって、 ボイド欠陥、 0 SF (酸素誘起積層欠陥）および転位クラスタ （格子間シリコン型転位欠陥） を排 除した無欠陥のシリコン単結晶を製造する方法。
20. 炭素の濃度が 3X1015atoms/cm3 以下の範囲で、 成長条件 V/G (V:成長速度、 G：結晶の軸方向温度勾配） を調整することによって、 製造され てなる、 ボイド欠陥、 OSF (酸素誘起積層欠陥）および転位クラスタ （格子間シ リコン型転位欠陥） が排除された無欠陥のシリコン単結晶。
2 1 . 上方よりキャリアガスが供給され下方より排気される単結晶引上げ用チヤ ンバと、前記単結晶引上げ用チャンバ内に設けられ、原料が供給されて原料を溶融 するるつぼと、前記るつぼの上方に配置されキヤリアガスを前記るっぽ内の融液表 面に導く熱遮蔽体とが備えられ、前記るっぽ内の融液からシリコン単結晶を引き上 げるようにしたシリコン単結晶の引上げ装置において、
前記熱遮蔽体を、 昇降自在とし、
引き上げられるシリコン単結晶内の炭素濃度が 3 X 1 0 1 5 atoms/ c m3 以下とな る位置に、 前記熱遮蔽体を位置決めするとともに、
引き上げられるシリコン単結晶からボイド欠陥、 O S F (酸素誘起積層欠陥）お よび転位クラスタ （格子間シリコン型転位欠陥）が排除されるように、成長条件 V /G (V :成長速度、 G：結晶の軸方向温度勾配） を調整しつつ、 シリコン単結晶 を引き上げること
を特徴とするシリコン単結晶の引上げ装置。
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