JPH1179889A - 結晶欠陥が少ないシリコン単結晶の製造方法、製造装置並びにこの方法、装置で製造されたシリコン単結晶とシリコンウエーハ - Google Patents
結晶欠陥が少ないシリコン単結晶の製造方法、製造装置並びにこの方法、装置で製造されたシリコン単結晶とシリコンウエーハInfo
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 結晶全面に亙って極低欠陥密度であるＣＺ法
によるシリコン単結晶及びウエーハを、高生産性を維持
しながら得るとともに、合わせてシリコンウエーハの面
内酸素濃度分布をも改善する。 【解決手段】 ＣＺ法によってシリコン単結晶を製造す
る場合において、育成されるシリコン単結晶が結晶成長
時に、結晶中の固液界面の形状が、周辺５ｍｍを除いて
固液界面の平均値に対し±５ｍｍ以内となるように引き
上げるシリコン単結晶の製造方法、およびＣＺ法によっ
てシリコン単結晶を製造する場合において、育成される
シリコン単結晶が結晶成長時に、結晶中の固液界面近傍
の１４２０℃から１３５０℃の間の温度勾配またはシリ
コンの融点から１４００℃の間の温度勾配Ｇ（温度変化
量／結晶軸方向長さ）［℃／ｃｍ］の値を、結晶中心部
分の温度勾配Ｇｃ［℃／ｃｍ］と結晶周辺部分の温度勾
配Ｇｅ［℃／ｃｍ］との差△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇｃ）で表し
た時、△Ｇが５℃／ｃｍ以内となるように炉内温度を制
御するシリコン単結晶の製造方法。
によるシリコン単結晶及びウエーハを、高生産性を維持
しながら得るとともに、合わせてシリコンウエーハの面
内酸素濃度分布をも改善する。 【解決手段】 ＣＺ法によってシリコン単結晶を製造す
る場合において、育成されるシリコン単結晶が結晶成長
時に、結晶中の固液界面の形状が、周辺５ｍｍを除いて
固液界面の平均値に対し±５ｍｍ以内となるように引き
上げるシリコン単結晶の製造方法、およびＣＺ法によっ
てシリコン単結晶を製造する場合において、育成される
シリコン単結晶が結晶成長時に、結晶中の固液界面近傍
の１４２０℃から１３５０℃の間の温度勾配またはシリ
コンの融点から１４００℃の間の温度勾配Ｇ（温度変化
量／結晶軸方向長さ）［℃／ｃｍ］の値を、結晶中心部
分の温度勾配Ｇｃ［℃／ｃｍ］と結晶周辺部分の温度勾
配Ｇｅ［℃／ｃｍ］との差△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇｃ）で表し
た時、△Ｇが５℃／ｃｍ以内となるように炉内温度を制
御するシリコン単結晶の製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、結晶欠陥が少な
く、酸素濃度分布が均一なシリコン単結晶の製造方法、
製造装置、並びにこの方法、装置で製造されたシリコン
単結晶とシリコンウエーハに関するものである。
く、酸素濃度分布が均一なシリコン単結晶の製造方法、
製造装置、並びにこの方法、装置で製造されたシリコン
単結晶とシリコンウエーハに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年は、半導体回路の高集積化に伴う素
子の微細化に伴い、その基板となるチョクラルスキー法
（ＣＺ法）で作製されたシリコン単結晶に対する品質要
求が高まってきている。特に、ＦＰＤ、ＬＳＴＤ、ＣＯ
Ｐ等のグローンイン（Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ）欠陥と呼ばれ
る欠陥の密度とサイズの低減が要求されている。
子の微細化に伴い、その基板となるチョクラルスキー法
（ＣＺ法）で作製されたシリコン単結晶に対する品質要
求が高まってきている。特に、ＦＰＤ、ＬＳＴＤ、ＣＯ
Ｐ等のグローンイン（Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ）欠陥と呼ばれ
る欠陥の密度とサイズの低減が要求されている。
【０００３】これらの欠陥を説明するに当たって、先
ず、シリコン単結晶に取り込まれるベイカンシイ（Ｖａ
ｃａｎｃｙ、以下Ｖと略記することがある）と呼ばれる
空孔型の点欠陥と、インタースティシアル−シリコン
（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ−Ｓｉ、以下Ｉと略記する
ことがある）と呼ばれる格子間型シリコン点欠陥のそれ
ぞれの取り込まれる濃度を決定する因子について、一般
的に知られていることを説明する。
ず、シリコン単結晶に取り込まれるベイカンシイ（Ｖａ
ｃａｎｃｙ、以下Ｖと略記することがある）と呼ばれる
空孔型の点欠陥と、インタースティシアル−シリコン
（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ−Ｓｉ、以下Ｉと略記する
ことがある）と呼ばれる格子間型シリコン点欠陥のそれ
ぞれの取り込まれる濃度を決定する因子について、一般
的に知られていることを説明する。
【０００４】シリコン単結晶において、Ｖ領域とは、Ｖ
ａｃａｎｃｙ、つまりシリコン原子の不足から発生する
凹部、穴のようなものが多い領域であり、Ｉ領域とは、
シリコン原子が余分に存在することにより発生する転位
や余分なシリコン原子の塊が多い領域のことであり、そ
してＶ領域とＩ領域の間には、原子の不足や余分が無い
（少ない）ニュートラル（Ｎｅｕｔｒａｌ、以下Ｎと略
記することがある）領域が存在していることになる。そ
して、前記グローンイン欠陥（ＦＰＤ、ＬＳＴＤ、ＣＯ
Ｐ）というのは、あくまでもＶやＩが過飽和な状態の時
に発生するものであり、多少の原子の偏りがあっても、
飽和以下であれば、欠陥としては存在しないことが判っ
てきた。
ａｃａｎｃｙ、つまりシリコン原子の不足から発生する
凹部、穴のようなものが多い領域であり、Ｉ領域とは、
シリコン原子が余分に存在することにより発生する転位
や余分なシリコン原子の塊が多い領域のことであり、そ
してＶ領域とＩ領域の間には、原子の不足や余分が無い
（少ない）ニュートラル（Ｎｅｕｔｒａｌ、以下Ｎと略
記することがある）領域が存在していることになる。そ
して、前記グローンイン欠陥（ＦＰＤ、ＬＳＴＤ、ＣＯ
Ｐ）というのは、あくまでもＶやＩが過飽和な状態の時
に発生するものであり、多少の原子の偏りがあっても、
飽和以下であれば、欠陥としては存在しないことが判っ
てきた。
【０００５】この両点欠陥の濃度は、ＣＺ法における結
晶の引上げ速度と結晶中の固液界面近傍の温度勾配Ｇと
の関係（図４参照）から決まり、Ｖ領域とＩ領域との境
界近辺にＯＳＦと呼ばれる別種の欠陥の存在が確認され
ているというのが通説となっている（Ｅｒｉｃｈ Ｄｏ
ｒｎｂｅｒｇｅｒ ａｎｄ Ｗｉｌｆｒｅｄ ｖｏｎＡ
ｍｍｏｎ，Ｊ．Ｅｌｅｃｔｒｏｃｈｅｍ．Ｓｏｃ．，Ｖ
ｏｌ．１４３，Ｎｏ．５，Ｍａｙ １９９６．、Ｔ．Ａ
ｂｅ，Ｈ．Ｈａｒａｄａ，Ｊ．Ｃｈｉｋａｗａ，Ｐａｐ
ｅｒ ｐｒｅｓｅｎｔｅｄ ａｔ ＩＣＤＳ−１２ Ａ
ｍｓｔｅｒｄａｍ，Ａｕｇｕｓｔ３１〜Ｓｅｐｔｅｍｂ
ｅｒ３，１９８２参照）。
晶の引上げ速度と結晶中の固液界面近傍の温度勾配Ｇと
の関係（図４参照）から決まり、Ｖ領域とＩ領域との境
界近辺にＯＳＦと呼ばれる別種の欠陥の存在が確認され
ているというのが通説となっている（Ｅｒｉｃｈ Ｄｏ
ｒｎｂｅｒｇｅｒ ａｎｄ Ｗｉｌｆｒｅｄ ｖｏｎＡ
ｍｍｏｎ，Ｊ．Ｅｌｅｃｔｒｏｃｈｅｍ．Ｓｏｃ．，Ｖ
ｏｌ．１４３，Ｎｏ．５，Ｍａｙ １９９６．、Ｔ．Ａ
ｂｅ，Ｈ．Ｈａｒａｄａ，Ｊ．Ｃｈｉｋａｗａ，Ｐａｐ
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ｍｓｔｅｒｄａｍ，Ａｕｇｕｓｔ３１〜Ｓｅｐｔｅｍｂ
ｅｒ３，１９８２参照）。
【０００６】これらの中で、従来の引上げ法は、製造コ
ストやＯＳＦは存在しないという考えから、結晶成長速
度の速い領域であるＶ−リッチと呼ばれる領域内での製
造が多く行われ、この領域の結晶内の欠陥を、引上げ中
の熱履歴等を制御して低減化を図っていた。例えば、１
１５０〜１０８０℃の通過時間を長くし、ＦＰＤ等、Ｖ
の集まりと思われる欠陥の密度を低減し、デバイス特性
に近い評価ができる酸化膜耐圧特性を改善する、といっ
た方法である。しかし、このような方法等、引上げ中の
熱履歴（いずれかの温度帯域の通過時間）を制御するや
り方では、欠陥の密度は減らせても欠陥サイズが拡大
し、トータルな欠陥の総体積は減少されていないことが
最近判ってきた。
ストやＯＳＦは存在しないという考えから、結晶成長速
度の速い領域であるＶ−リッチと呼ばれる領域内での製
造が多く行われ、この領域の結晶内の欠陥を、引上げ中
の熱履歴等を制御して低減化を図っていた。例えば、１
１５０〜１０８０℃の通過時間を長くし、ＦＰＤ等、Ｖ
の集まりと思われる欠陥の密度を低減し、デバイス特性
に近い評価ができる酸化膜耐圧特性を改善する、といっ
た方法である。しかし、このような方法等、引上げ中の
熱履歴（いずれかの温度帯域の通過時間）を制御するや
り方では、欠陥の密度は減らせても欠陥サイズが拡大
し、トータルな欠陥の総体積は減少されていないことが
最近判ってきた。
【０００７】そこで、最近では製造コストは増加する
が、品質改善のために引上げ速度を下げるか、可能な限
り結晶中の固液界面近傍の温度勾配を大きくして、結晶
の一部又は全面にＩ−リッチと呼ばれるＦＰＤ、ＬＳＴ
Ｄ、ＣＯＰ等の欠陥があまり観察されない領域を使用す
る試みがなされつつある。ところが、最近の研究でＩ−
リッチ領域の中でもＶとＩの境界領域から離れたような
ところでは、過剰な格子間シリコンが集まって形成する
転位ループと考えられている大きいＳＥＰＤと呼ばれる
欠陥が存在することが判った。この大きいＳＥＰＤ（以
下、Ｌ−ＳＥＰＤという）は、Ｖ領域に存在するＦＰ
Ｄ、ＬＳＴＤ、ＣＯＰ等よりもデバイスの特性に悪影響
を与える恐れがある。
が、品質改善のために引上げ速度を下げるか、可能な限
り結晶中の固液界面近傍の温度勾配を大きくして、結晶
の一部又は全面にＩ−リッチと呼ばれるＦＰＤ、ＬＳＴ
Ｄ、ＣＯＰ等の欠陥があまり観察されない領域を使用す
る試みがなされつつある。ところが、最近の研究でＩ−
リッチ領域の中でもＶとＩの境界領域から離れたような
ところでは、過剰な格子間シリコンが集まって形成する
転位ループと考えられている大きいＳＥＰＤと呼ばれる
欠陥が存在することが判った。この大きいＳＥＰＤ（以
下、Ｌ−ＳＥＰＤという）は、Ｖ領域に存在するＦＰ
Ｄ、ＬＳＴＤ、ＣＯＰ等よりもデバイスの特性に悪影響
を与える恐れがある。
【０００８】一方、半導体デバイスの高集積化は、シリ
コンウエーハ面内の均一性の要求も求めており、中でも
酸素濃度分布は、作製されるデバイス歩留りに直接影響
を及ぼすため、特にウエーハ面内で均一に分布している
ことが望まれる。チョクラルスキー法で製造されるシリ
コンウエーハ面内の酸素濃度分布が悪化する原因として
は、シリコン融液の対流、ガス雰囲気条件あるいは結晶
回転、ルツボの回転等、種々のものが考えられるが、特
には成長する結晶棒の外側の周辺部と、内側の中心部と
では冷却されやすさが異なるために、結晶成長界面（固
液界面）が平らにならないことが挙げられる。
コンウエーハ面内の均一性の要求も求めており、中でも
酸素濃度分布は、作製されるデバイス歩留りに直接影響
を及ぼすため、特にウエーハ面内で均一に分布している
ことが望まれる。チョクラルスキー法で製造されるシリ
コンウエーハ面内の酸素濃度分布が悪化する原因として
は、シリコン融液の対流、ガス雰囲気条件あるいは結晶
回転、ルツボの回転等、種々のものが考えられるが、特
には成長する結晶棒の外側の周辺部と、内側の中心部と
では冷却されやすさが異なるために、結晶成長界面（固
液界面）が平らにならないことが挙げられる。
【０００９】すなわち、通常チョクラルスキー法におけ
る結晶成長界面は、内側が冷却されにくいことから成長
が遅れ、上側に凸形状のものとなり、これをスライスし
て得たウエーハの面内では、成長時期が異なるために、
成長縞を有することになる。その結果、ウエーハ面内で
は、結晶成長方向での酸素濃度の変動に従った分布を有
することになる。
る結晶成長界面は、内側が冷却されにくいことから成長
が遅れ、上側に凸形状のものとなり、これをスライスし
て得たウエーハの面内では、成長時期が異なるために、
成長縞を有することになる。その結果、ウエーハ面内で
は、結晶成長方向での酸素濃度の変動に従った分布を有
することになる。
【００１０】しかし、従来はこのような界面形状に基づ
く酸素濃度の変動、分布は、チョクラルスキー法で棒状
の単結晶棒を引上げ製造する方法においては、必然的に
起るものとされ、やむを得ないものと考えられていた。
したがって、程度の差こそあれ、界面形状に基づく変
動、分布は有する上で、前記結晶回転等の他のファクタ
を制御することによって、出来るだけウエーハ面内の酸
素濃度分布を改善しようとした。
く酸素濃度の変動、分布は、チョクラルスキー法で棒状
の単結晶棒を引上げ製造する方法においては、必然的に
起るものとされ、やむを得ないものと考えられていた。
したがって、程度の差こそあれ、界面形状に基づく変
動、分布は有する上で、前記結晶回転等の他のファクタ
を制御することによって、出来るだけウエーハ面内の酸
素濃度分布を改善しようとした。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、このような
問題点に鑑みなされたもので、Ｖ−リッチ領域およびＩ
−リッチ領域のいずれも存在しない、結晶全面に亙って
極低欠陥密度であるＣＺ法によるシリコン単結晶及びウ
エーハを、高生産性を維持しながら得るとともに、合わ
せてシリコンウエーハの面内酸素濃度分布をも改善する
ことを目的とする。
問題点に鑑みなされたもので、Ｖ−リッチ領域およびＩ
−リッチ領域のいずれも存在しない、結晶全面に亙って
極低欠陥密度であるＣＺ法によるシリコン単結晶及びウ
エーハを、高生産性を維持しながら得るとともに、合わ
せてシリコンウエーハの面内酸素濃度分布をも改善する
ことを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】本発明は、前記目的を達
成するために為されたもので、本発明の請求項１に記載
した発明は、チョクラルスキー法によってシリコン単結
晶を製造する場合において、育成されるシリコン単結晶
が結晶成長時に、結晶中の固液界面の形状が、周辺５ｍ
ｍを除いて固液界面の平均値に対し±５ｍｍ以内となる
ように引き上げることを特徴とするシリコン単結晶の製
造方法である。
成するために為されたもので、本発明の請求項１に記載
した発明は、チョクラルスキー法によってシリコン単結
晶を製造する場合において、育成されるシリコン単結晶
が結晶成長時に、結晶中の固液界面の形状が、周辺５ｍ
ｍを除いて固液界面の平均値に対し±５ｍｍ以内となる
ように引き上げることを特徴とするシリコン単結晶の製
造方法である。
【００１３】このように、結晶成長界面（固液界面）形
状を、周辺５ｍｍを除いて固液界面の平均値に対し±５
ｍｍ以内となるように平坦化して結晶を引き上げれば、
欠陥の多いＶ−リッチ領域とＩ−リッチ領域とが混在し
ない中性領域で、結晶を引き上げることが可能となると
ともに、ウエーハ面内の酸素濃度分布を著しく改善する
ことができる。周辺５ｍｍを除いたのは、この領域では
固液界面の形状が急激に変化しており安定しないからで
ある。
状を、周辺５ｍｍを除いて固液界面の平均値に対し±５
ｍｍ以内となるように平坦化して結晶を引き上げれば、
欠陥の多いＶ−リッチ領域とＩ−リッチ領域とが混在し
ない中性領域で、結晶を引き上げることが可能となると
ともに、ウエーハ面内の酸素濃度分布を著しく改善する
ことができる。周辺５ｍｍを除いたのは、この領域では
固液界面の形状が急激に変化しており安定しないからで
ある。
【００１４】また、本発明の請求項２に記載した発明
は、ＣＺ法によってシリコン単結晶を製造する場合にお
いて、育成されるシリコン単結晶が結晶成長時に、結晶
中の固液界面近傍の１４２０℃から１３５０℃の間の温
度勾配またはシリコンの融点から１４００℃の間の温度
勾配Ｇ（温度変化量／結晶軸方向長さ）［℃／ｃｍ］の
値を、結晶中心部分の温度勾配Ｇｃ［℃／ｃｍ］と結晶
周辺部分の温度勾配Ｇｅ［℃／ｃｍ］との差△Ｇ＝（Ｇ
ｅ−Ｇｃ）で表した時、△Ｇが５℃／ｃｍ以内となるよ
うに炉内温度を制御するようにした。
は、ＣＺ法によってシリコン単結晶を製造する場合にお
いて、育成されるシリコン単結晶が結晶成長時に、結晶
中の固液界面近傍の１４２０℃から１３５０℃の間の温
度勾配またはシリコンの融点から１４００℃の間の温度
勾配Ｇ（温度変化量／結晶軸方向長さ）［℃／ｃｍ］の
値を、結晶中心部分の温度勾配Ｇｃ［℃／ｃｍ］と結晶
周辺部分の温度勾配Ｇｅ［℃／ｃｍ］との差△Ｇ＝（Ｇ
ｅ−Ｇｃ）で表した時、△Ｇが５℃／ｃｍ以内となるよ
うに炉内温度を制御するようにした。
【００１５】このように、結晶成長時に、いわゆるホッ
トゾーン（以下、ＨＺという）の調整により、すなわ
ち、結晶中心部分の温度勾配Ｇｃ［℃／ｃｍ］と結晶周
辺部分の温度勾配Ｇｅ［℃／ｃｍ］との差△Ｇ＝（Ｇｅ
−Ｇｃ）で表した時、△Ｇが５℃／ｃｍ以内となるよう
に炉内温度を制御すれば、Ｖ−リッチ領域とＩ−リッチ
領域の間に存在するＮ領域のみでの引上げを可能とし、
その引上げ速度を決めることができるので、欠陥の多い
Ｖ−リッチ領域とＩ−リッチ領域とが混在しない中性領
域で、結晶全面に亙って極低欠陥密度であるＣＺ法によ
るシリコン単結晶及びウエーハを、安定状態で高生産性
を維持しながら製造することができる。そして、このよ
うに温度勾配の差△Ｇを５℃／ｃｍ以内とすることによ
って、結晶育成時の固液界面形状を、周辺５ｍｍを除い
て固液界面の平均値に対し±５ｍｍ以内に平坦化するこ
とができ、酸素濃度分布を改善することが出来る。この
場合、結晶中の固液界面近傍の温度勾配Ｇ（温度変化量
／結晶軸方向長さ）［℃／ｃｍ］としては、１４２０℃
から１３５０℃の間の温度勾配を用いても、シリコンの
融点から１４００℃の間の温度勾配を用いてもよいが、
シリコンの融点から１４００℃の間の温度勾配を用いた
方がより正確な制御をすることができる。
トゾーン（以下、ＨＺという）の調整により、すなわ
ち、結晶中心部分の温度勾配Ｇｃ［℃／ｃｍ］と結晶周
辺部分の温度勾配Ｇｅ［℃／ｃｍ］との差△Ｇ＝（Ｇｅ
−Ｇｃ）で表した時、△Ｇが５℃／ｃｍ以内となるよう
に炉内温度を制御すれば、Ｖ−リッチ領域とＩ−リッチ
領域の間に存在するＮ領域のみでの引上げを可能とし、
その引上げ速度を決めることができるので、欠陥の多い
Ｖ−リッチ領域とＩ−リッチ領域とが混在しない中性領
域で、結晶全面に亙って極低欠陥密度であるＣＺ法によ
るシリコン単結晶及びウエーハを、安定状態で高生産性
を維持しながら製造することができる。そして、このよ
うに温度勾配の差△Ｇを５℃／ｃｍ以内とすることによ
って、結晶育成時の固液界面形状を、周辺５ｍｍを除い
て固液界面の平均値に対し±５ｍｍ以内に平坦化するこ
とができ、酸素濃度分布を改善することが出来る。この
場合、結晶中の固液界面近傍の温度勾配Ｇ（温度変化量
／結晶軸方向長さ）［℃／ｃｍ］としては、１４２０℃
から１３５０℃の間の温度勾配を用いても、シリコンの
融点から１４００℃の間の温度勾配を用いてもよいが、
シリコンの融点から１４００℃の間の温度勾配を用いた
方がより正確な制御をすることができる。
【００１６】次に、本発明の請求項３に記載した発明
は、磁場を印加したチョクラルスキー法によってシリコ
ン単結晶を製造する場合において、育成されるシリコン
単結晶が結晶成長時に、結晶中の固液界面近傍の１４２
０℃から１３５０℃の間の温度勾配またはシリコンの融
点から１４００℃の間の温度勾配Ｇ（温度変化量／結晶
軸方向長さ）［℃／ｃｍ］の値を、結晶中心部分の温度
勾配Ｇｃ［℃／ｃｍ］と結晶周辺部分の温度勾配Ｇｅ
［℃／ｃｍ］との差△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇｃ）で表した時、
△Ｇが５℃／ｃｍ以内となるように炉内温度を制御する
ことを特徴とするシリコン単結晶の製造方法である。
は、磁場を印加したチョクラルスキー法によってシリコ
ン単結晶を製造する場合において、育成されるシリコン
単結晶が結晶成長時に、結晶中の固液界面近傍の１４２
０℃から１３５０℃の間の温度勾配またはシリコンの融
点から１４００℃の間の温度勾配Ｇ（温度変化量／結晶
軸方向長さ）［℃／ｃｍ］の値を、結晶中心部分の温度
勾配Ｇｃ［℃／ｃｍ］と結晶周辺部分の温度勾配Ｇｅ
［℃／ｃｍ］との差△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇｃ）で表した時、
△Ｇが５℃／ｃｍ以内となるように炉内温度を制御する
ことを特徴とするシリコン単結晶の製造方法である。
【００１７】このように、磁場を印加したチョクラルス
キー法において△Ｇが５℃／ｃｍ以内となるようにして
結晶を引き上げれば、Ｎ領域が広がり、その制御範囲が
広くなるために、より簡単に結晶欠陥がほとんど無いシ
リコン単結晶、シリコンウエーハを製造することが出来
る。
キー法において△Ｇが５℃／ｃｍ以内となるようにして
結晶を引き上げれば、Ｎ領域が広がり、その制御範囲が
広くなるために、より簡単に結晶欠陥がほとんど無いシ
リコン単結晶、シリコンウエーハを製造することが出来
る。
【００１８】この場合、請求項４に記載したように、印
加される磁場を水平磁場とし、また請求項５に記載した
ように、印加する磁場の強度を２０００Ｇ以上とするの
が好ましい。シリコン融液の対流を抑制してＮ領域を広
げると共に、固液界面形状を平坦化するには、水平磁場
の方が縦磁場あるいはカスプ磁場より好ましいし、２０
００Ｇ未満では、磁場印加効果が少ないからである。
加される磁場を水平磁場とし、また請求項５に記載した
ように、印加する磁場の強度を２０００Ｇ以上とするの
が好ましい。シリコン融液の対流を抑制してＮ領域を広
げると共に、固液界面形状を平坦化するには、水平磁場
の方が縦磁場あるいはカスプ磁場より好ましいし、２０
００Ｇ未満では、磁場印加効果が少ないからである。
【００１９】そして、本発明においては、結晶中の１３
００℃から１０００℃までの温度域の結晶長さが８ｃｍ
以下となるように制御し（請求項６）、結晶中の１３０
０℃から１０００℃までの温度域を通過する時間が８０
分以下となるように制御することが好ましい（請求項
７）。
００℃から１０００℃までの温度域の結晶長さが８ｃｍ
以下となるように制御し（請求項６）、結晶中の１３０
０℃から１０００℃までの温度域を通過する時間が８０
分以下となるように制御することが好ましい（請求項
７）。
【００２０】これは、前記結晶中の固液界面より上部の
固体結晶部分の温度勾配或は引上げ速度を規定した引上
げ条件であり、こうすることによって、温度勾配Ｇの絶
対値そのものが大きくなり、高い引上げ速度によっても
ニュートラル領域で引き上げることができる。
固体結晶部分の温度勾配或は引上げ速度を規定した引上
げ条件であり、こうすることによって、温度勾配Ｇの絶
対値そのものが大きくなり、高い引上げ速度によっても
ニュートラル領域で引き上げることができる。
【００２１】結晶中の１３００℃から１０００℃までの
温度域の結晶長さが８ｃｍを越える場合は、温度勾配Ｇ
の絶対値が小さくなり、極端に遅い引上速度でしか結晶
全面に亙って極低欠陥密度であるシリコン単結晶および
ウエーハを得ることが出来なくなる。同様に、結晶中の
１３００℃から１０００℃までの温度域を通過する時間
が８０分を超えた場合でも温度勾配Ｇの絶対値が小さく
なり、結晶全面に亙って極低欠陥密度であるシリコン単
結晶およびウエーハを得ようとすると引上速度を遅くせ
ざるを得ず、安定状態で高生産性を維持することが困難
となる。
温度域の結晶長さが８ｃｍを越える場合は、温度勾配Ｇ
の絶対値が小さくなり、極端に遅い引上速度でしか結晶
全面に亙って極低欠陥密度であるシリコン単結晶および
ウエーハを得ることが出来なくなる。同様に、結晶中の
１３００℃から１０００℃までの温度域を通過する時間
が８０分を超えた場合でも温度勾配Ｇの絶対値が小さく
なり、結晶全面に亙って極低欠陥密度であるシリコン単
結晶およびウエーハを得ようとすると引上速度を遅くせ
ざるを得ず、安定状態で高生産性を維持することが困難
となる。
【００２２】また、本発明の請求項８に記載した発明
は、結晶中の固液界面近傍の１４２０℃から１３５０℃
の間の温度勾配またはシリコンの融点から１４００℃の
間の温度勾配Ｇと引上げ速度を調節して、結晶全面の引
上げ状態をＶ・リッチ領域とＩ・リッチ領域との境界近
辺に合わせ、結晶の全面を欠陥濃度の偏りの少ないニュ
ートラル（Ｎ、中性）な領域において行うようにすると
いうものである。
は、結晶中の固液界面近傍の１４２０℃から１３５０℃
の間の温度勾配またはシリコンの融点から１４００℃の
間の温度勾配Ｇと引上げ速度を調節して、結晶全面の引
上げ状態をＶ・リッチ領域とＩ・リッチ領域との境界近
辺に合わせ、結晶の全面を欠陥濃度の偏りの少ないニュ
ートラル（Ｎ、中性）な領域において行うようにすると
いうものである。
【００２３】従来のＮ領域という概念を全く考慮しない
方法で結晶を引上げると、温度勾配の差△Ｇ＝（Ｇｅ−
Ｇｃ）が大きくなってしまい結晶面内でＮ領域だけを作
ることは出来なかったが、前記したように△Ｇ＝（Ｇｅ
−Ｇｃ）≦５［℃／ｃｍ］に制御するとともに、引上げ
速度を調整することにより結晶全面にＮ領域が出来るよ
うになった。こうすることによってＶ、Ｉのいずれの欠
陥の発生も少なく、結晶の全面において欠陥濃度が低
く、その偏りの少ないニュートラルな領域が得られ、安
定した品質が確保される。
方法で結晶を引上げると、温度勾配の差△Ｇ＝（Ｇｅ−
Ｇｃ）が大きくなってしまい結晶面内でＮ領域だけを作
ることは出来なかったが、前記したように△Ｇ＝（Ｇｅ
−Ｇｃ）≦５［℃／ｃｍ］に制御するとともに、引上げ
速度を調整することにより結晶全面にＮ領域が出来るよ
うになった。こうすることによってＶ、Ｉのいずれの欠
陥の発生も少なく、結晶の全面において欠陥濃度が低
く、その偏りの少ないニュートラルな領域が得られ、安
定した品質が確保される。
【００２４】次に、本発明の請求項９に記載した発明
は、チョクラルスキー法によってシリコン単結晶を製造
する装置において、育成されるシリコン単結晶が結晶成
長時に、結晶中の固液界面近傍の１４２０℃から１３５
０℃の間の温度勾配またはシリコンの融点から１４００
℃の間の温度勾配Ｇ（温度変化量／結晶軸方向長さ）
［℃／ｃｍ］の値を、結晶中心部分の温度勾配Ｇｃ［℃
／ｃｍ］と結晶周辺部分の温度勾配Ｇｅ［℃／ｃｍ］と
の差△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇｃ）で表した時、△Ｇが５℃／ｃ
ｍ以内となるように炉内温度を形成することを特徴とす
る、シリコン単結晶の製造装置である。
は、チョクラルスキー法によってシリコン単結晶を製造
する装置において、育成されるシリコン単結晶が結晶成
長時に、結晶中の固液界面近傍の１４２０℃から１３５
０℃の間の温度勾配またはシリコンの融点から１４００
℃の間の温度勾配Ｇ（温度変化量／結晶軸方向長さ）
［℃／ｃｍ］の値を、結晶中心部分の温度勾配Ｇｃ［℃
／ｃｍ］と結晶周辺部分の温度勾配Ｇｅ［℃／ｃｍ］と
の差△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇｃ）で表した時、△Ｇが５℃／ｃ
ｍ以内となるように炉内温度を形成することを特徴とす
る、シリコン単結晶の製造装置である。
【００２５】また、本発明の請求項１０に記載した発明
は、磁場を印加したチョクラルスキー法によってシリコ
ン単結晶を製造する装置において、育成されるシリコン
単結晶が結晶成長時に、結晶中の固液界面近傍の１４２
０℃から１３５０℃の間の温度勾配またはシリコンの融
点から１４００℃の間の温度勾配Ｇ（温度変化量／結晶
軸方向長さ）［℃／ｃｍ］の値を、結晶中心部分の温度
勾配Ｇｃ［℃／ｃｍ］と結晶周辺部分の温度勾配Ｇｅ
［℃／ｃｍ］との差△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇｃ）で表した時、
△Ｇが５℃／ｃｍ以内となるように炉内温度を形成する
ことを特徴とする、シリコン単結晶の製造装置である。
は、磁場を印加したチョクラルスキー法によってシリコ
ン単結晶を製造する装置において、育成されるシリコン
単結晶が結晶成長時に、結晶中の固液界面近傍の１４２
０℃から１３５０℃の間の温度勾配またはシリコンの融
点から１４００℃の間の温度勾配Ｇ（温度変化量／結晶
軸方向長さ）［℃／ｃｍ］の値を、結晶中心部分の温度
勾配Ｇｃ［℃／ｃｍ］と結晶周辺部分の温度勾配Ｇｅ
［℃／ｃｍ］との差△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇｃ）で表した時、
△Ｇが５℃／ｃｍ以内となるように炉内温度を形成する
ことを特徴とする、シリコン単結晶の製造装置である。
【００２６】そして、本発明の請求項１１に記載した発
明は、請求項９または請求項１０に記載の装置であっ
て、チョクラルスキー法によってシリコン単結晶を製造
する装置において、シリコン溶融液の湯面直上にシリコ
ン単結晶を囲繞するように固液界面断熱材を配置し、シ
リコン単結晶を囲繞した固液界面断熱材の下端と湯面と
の間の隙間を３〜５ｃｍとすることを特徴とする、シリ
コン単結晶の製造装置である。
明は、請求項９または請求項１０に記載の装置であっ
て、チョクラルスキー法によってシリコン単結晶を製造
する装置において、シリコン溶融液の湯面直上にシリコ
ン単結晶を囲繞するように固液界面断熱材を配置し、シ
リコン単結晶を囲繞した固液界面断熱材の下端と湯面と
の間の隙間を３〜５ｃｍとすることを特徴とする、シリ
コン単結晶の製造装置である。
【００２７】このように、△Ｇが５℃／ｃｍ以内となる
装置、特に磁場を印加した装置であれば、結晶欠陥の無
いＮ領域のみで結晶を引き上げることが可能となる。例
えば、ＨＺを取り巻く固液界面断熱材下端を湯面から３
〜５ｃｍの隙間を設けて設置した構造にすれば、ヒータ
の輻射熱が固液界面に十分当たり、固液界面近傍の温度
勾配の差△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇｃ）を５℃／ｃｍ以下に制御
することが可能なシリコン単結晶の製造装置を形成する
ことが可能となり、結果的には、結晶欠陥の極めて少な
い品質のシリコン単結晶およびシリコンウエーハを安定
して製造することができる。
装置、特に磁場を印加した装置であれば、結晶欠陥の無
いＮ領域のみで結晶を引き上げることが可能となる。例
えば、ＨＺを取り巻く固液界面断熱材下端を湯面から３
〜５ｃｍの隙間を設けて設置した構造にすれば、ヒータ
の輻射熱が固液界面に十分当たり、固液界面近傍の温度
勾配の差△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇｃ）を５℃／ｃｍ以下に制御
することが可能なシリコン単結晶の製造装置を形成する
ことが可能となり、結果的には、結晶欠陥の極めて少な
い品質のシリコン単結晶およびシリコンウエーハを安定
して製造することができる。
【００２８】この固液界面断熱材下端と湯面との隙間が
３ｃｍ未満の場合は、ヒータ等からの熱輻射が不十分と
なり、結果として固液界面近傍の温度勾配の差△Ｇ＝
（Ｇｅ−Ｇｃ）が５℃／ｃｍを越える値となり、欠陥の
多いＶ−リッチ領域とＩ−リッチ領域とが混在しない中
性領域で、結晶全面に亙って極低欠陥密度であるシリコ
ン単結晶およびウエーハを作ることができなくなる。一
方、この固液界面断熱材下端と湯面との隙間が５ｃｍを
超える場合は、温度勾配Ｇそのものの値が小さくなり、
必然的に結晶全面に亙って極低欠陥密度であるシリコン
単結晶およびウエーハを得るためには引上げ速度を極端
に遅くする必要が生じ、これでは安定状態で高生産性を
維持することは難しい。
３ｃｍ未満の場合は、ヒータ等からの熱輻射が不十分と
なり、結果として固液界面近傍の温度勾配の差△Ｇ＝
（Ｇｅ−Ｇｃ）が５℃／ｃｍを越える値となり、欠陥の
多いＶ−リッチ領域とＩ−リッチ領域とが混在しない中
性領域で、結晶全面に亙って極低欠陥密度であるシリコ
ン単結晶およびウエーハを作ることができなくなる。一
方、この固液界面断熱材下端と湯面との隙間が５ｃｍを
超える場合は、温度勾配Ｇそのものの値が小さくなり、
必然的に結晶全面に亙って極低欠陥密度であるシリコン
単結晶およびウエーハを得るためには引上げ速度を極端
に遅くする必要が生じ、これでは安定状態で高生産性を
維持することは難しい。
【００２９】さらに、本発明の請求項１２、請求項１３
に記載した発明は、前記請求項１ないし請求項８のいず
れか１項に記載した方法あるいは請求項９ないし請求項
１１のいずれか１項に記載した装置によって製造された
シリコン単結晶である。
に記載した発明は、前記請求項１ないし請求項８のいず
れか１項に記載した方法あるいは請求項９ないし請求項
１１のいずれか１項に記載した装置によって製造された
シリコン単結晶である。
【００３０】このように、前記請求項１ないし請求項８
のいずれか１項に記載した方法および請求項９ないし請
求項１１のいずれか１項に記載した装置によってシリコ
ン単結晶を製造すれば、Ｎ領域で安定的に結晶を引上げ
られるため、ＦＰＤ、ＬＳＴＤ、ＣＯＰ、Ｌ−ＳＥＰＤ
等の結晶欠陥が極めて少ないとともに、ウエーハ面内の
酸素濃度分布を改善したシリコン単結晶を製造すること
ができる。
のいずれか１項に記載した方法および請求項９ないし請
求項１１のいずれか１項に記載した装置によってシリコ
ン単結晶を製造すれば、Ｎ領域で安定的に結晶を引上げ
られるため、ＦＰＤ、ＬＳＴＤ、ＣＯＰ、Ｌ−ＳＥＰＤ
等の結晶欠陥が極めて少ないとともに、ウエーハ面内の
酸素濃度分布を改善したシリコン単結晶を製造すること
ができる。
【００３１】次に、本発明の請求項１４に記載した発明
は、チョクラルスキー法により育成されたシリコン単結
晶であって、成長方向に垂直な方向の酸素濃度分布が、
５％以下であることを特徴とするシリコン単結晶であ
る。このように、本発明では、△Ｇを５℃／ｃｍ以内と
し、固液界面形状を平坦化するので、酸素濃度分布が均
一なシリコン単結晶を得ることができる。特に、本発明
では、１本の単結晶棒のほとんどがその成長方向に垂直
な方向（スライス後のウエーハ面内方向）で均一なもの
となる。
は、チョクラルスキー法により育成されたシリコン単結
晶であって、成長方向に垂直な方向の酸素濃度分布が、
５％以下であることを特徴とするシリコン単結晶であ
る。このように、本発明では、△Ｇを５℃／ｃｍ以内と
し、固液界面形状を平坦化するので、酸素濃度分布が均
一なシリコン単結晶を得ることができる。特に、本発明
では、１本の単結晶棒のほとんどがその成長方向に垂直
な方向（スライス後のウエーハ面内方向）で均一なもの
となる。
【００３２】そして、本発明の請求項１５に記載した発
明は、ＦＰＤ密度が１００ケ／ｃｍ2 以下であり、かつ
サイズが１０μｍ以上のＳＥＰＤ密度が１０ケ／ｃｍ2
以下であることを特徴とするシリコンウエーハである。
明は、ＦＰＤ密度が１００ケ／ｃｍ2 以下であり、かつ
サイズが１０μｍ以上のＳＥＰＤ密度が１０ケ／ｃｍ2
以下であることを特徴とするシリコンウエーハである。
【００３３】このように、本発明によって製造されたシ
リコン単結晶から作製されるシリコンウエーハは、ＦＰ
ＤやＬＳＴＤ、ＣＯＰ、Ｌ−ＳＥＰＤ等のグローンイン
欠陥が極めて少ないものであり、極めて有用なシリコン
ウエーハとすることができる。
リコン単結晶から作製されるシリコンウエーハは、ＦＰ
ＤやＬＳＴＤ、ＣＯＰ、Ｌ−ＳＥＰＤ等のグローンイン
欠陥が極めて少ないものであり、極めて有用なシリコン
ウエーハとすることができる。
【００３４】しかも、請求項１６に記載したように、本
発明のシリコンウエーハは、結晶欠陥が少ないととも
に、酸素濃度の面内分布も、５％以下とすることができ
る。ここで、酸素濃度の面内分布の表示の仕方は種々の
ものがあるが、本発明では、面内で測定された最大値と
最小値の差を最大値で割った値、あるいは面内で測定さ
れた最大値と最小値の差を平均値で割った値のいずれで
も５％以下とすることができる。
発明のシリコンウエーハは、結晶欠陥が少ないととも
に、酸素濃度の面内分布も、５％以下とすることができ
る。ここで、酸素濃度の面内分布の表示の仕方は種々の
ものがあるが、本発明では、面内で測定された最大値と
最小値の差を最大値で割った値、あるいは面内で測定さ
れた最大値と最小値の差を平均値で割った値のいずれで
も５％以下とすることができる。
【００３５】以下、本発明につき詳細に説明するが、本
発明はこれらに限定されるものではない。説明に先立ち
各用語につき予め解説しておく。 １） ＦＰＤ（Ｆｌｏｗ Ｐａｔｔｅｒｎ Ｄｅｆｅｃ
ｔ）とは、成長後のシリコン単結晶棒からウェーハを切
り出し、表面の歪み層を弗酸と硝酸の混合液でエッチン
グして取り除いた後、Ｋ2 Ｃｒ2 Ｏ7 と弗酸と水の混合
液で表面をエッチング（Ｓｅｃｃｏエッチング）するこ
とによりピットおよびさざ波模様が生じる。このさざ波
模様をＦＰＤと称し、ウェーハ面内のＦＰＤ密度が高い
ほど酸化膜耐圧の不良が増える（特開平４−１９２３４
５号公報参照）。
発明はこれらに限定されるものではない。説明に先立ち
各用語につき予め解説しておく。 １） ＦＰＤ（Ｆｌｏｗ Ｐａｔｔｅｒｎ Ｄｅｆｅｃ
ｔ）とは、成長後のシリコン単結晶棒からウェーハを切
り出し、表面の歪み層を弗酸と硝酸の混合液でエッチン
グして取り除いた後、Ｋ2 Ｃｒ2 Ｏ7 と弗酸と水の混合
液で表面をエッチング（Ｓｅｃｃｏエッチング）するこ
とによりピットおよびさざ波模様が生じる。このさざ波
模様をＦＰＤと称し、ウェーハ面内のＦＰＤ密度が高い
ほど酸化膜耐圧の不良が増える（特開平４−１９２３４
５号公報参照）。
【００３６】２）ＳＥＰＤ（Ｓｅｃｃｏ Ｅｔｃｈ Ｐ
ｉｔ Ｄｅｆｅｃｔ）とは、ＦＰＤと同一のＳｅｃｃｏ
エッチングを施した時に、流れ模様（ｆｌｏｗ ｐａｔ
ｔｅｒｎ）を伴うものをＦＰＤと呼び、流れ模様を伴わ
ないものをＳＥＰＤと呼ぶ。この中で１０μｍ以上の大
きいＳＥＰＤは転位クラスターに起因すると考えられ、
デバイスに転位クラスターが存在する場合、この転位を
通じて電流がリークし、Ｐ−Ｎジャンクションとしての
機能を果たさなくなる。
ｉｔ Ｄｅｆｅｃｔ）とは、ＦＰＤと同一のＳｅｃｃｏ
エッチングを施した時に、流れ模様（ｆｌｏｗ ｐａｔ
ｔｅｒｎ）を伴うものをＦＰＤと呼び、流れ模様を伴わ
ないものをＳＥＰＤと呼ぶ。この中で１０μｍ以上の大
きいＳＥＰＤは転位クラスターに起因すると考えられ、
デバイスに転位クラスターが存在する場合、この転位を
通じて電流がリークし、Ｐ−Ｎジャンクションとしての
機能を果たさなくなる。
【００３７】３） ＬＳＴＤ（Ｌａｓｅｒ Ｓｃａｔｔ
ｅｒｉｎｇ ＴｏｍｏｇｒａｐｈｙＤｅｆｅｃｔ）と
は、成長後のシリコン単結晶棒からウエーハを切り出
し、表面の歪み層を弗酸と硝酸の混合液でエッチングし
て取り除いた後、ウエーハを劈開する。この劈開面より
赤外光を入射し、ウエーハ表面から出た光を検出するこ
とでウエーハ内に存在する欠陥による散乱光を検出する
ことができる。ここで観察される散乱体については学会
等ですでに報告があり、酸素析出物とみなされている
（Ｊ．Ｊ．Ａ．Ｐ． Ｖｏｌ．３２，Ｐ３６７９，１９
９３参照）。また、最近の研究では、八面体のボイド
（穴）であるという結果も報告されている。
ｅｒｉｎｇ ＴｏｍｏｇｒａｐｈｙＤｅｆｅｃｔ）と
は、成長後のシリコン単結晶棒からウエーハを切り出
し、表面の歪み層を弗酸と硝酸の混合液でエッチングし
て取り除いた後、ウエーハを劈開する。この劈開面より
赤外光を入射し、ウエーハ表面から出た光を検出するこ
とでウエーハ内に存在する欠陥による散乱光を検出する
ことができる。ここで観察される散乱体については学会
等ですでに報告があり、酸素析出物とみなされている
（Ｊ．Ｊ．Ａ．Ｐ． Ｖｏｌ．３２，Ｐ３６７９，１９
９３参照）。また、最近の研究では、八面体のボイド
（穴）であるという結果も報告されている。
【００３８】４）ＣＯＰ（Ｃｒｙｓｔａｌ Ｏｒｉｇｉ
ｎａｔｅｄ Ｐａｒｔｉｃｌｅ）とは、ウエーハの中心
部の酸化膜耐圧を劣化させる原因となる欠陥で、Ｓｅｃ
ｃｏエッチではＦＰＤになる欠陥が、アンモニア過酸化
水素水洗浄（ＮＨ4 ＯＨ：Ｈ2 Ｏ2 ：Ｈ2 Ｏ＝１：１〜
２：５〜７の混合液による洗浄）では選択エッチ液とし
て働き、ＣＯＰになる。このピットの直径は１μｍ以下
で光散乱法で調べる。
ｎａｔｅｄ Ｐａｒｔｉｃｌｅ）とは、ウエーハの中心
部の酸化膜耐圧を劣化させる原因となる欠陥で、Ｓｅｃ
ｃｏエッチではＦＰＤになる欠陥が、アンモニア過酸化
水素水洗浄（ＮＨ4 ＯＨ：Ｈ2 Ｏ2 ：Ｈ2 Ｏ＝１：１〜
２：５〜７の混合液による洗浄）では選択エッチ液とし
て働き、ＣＯＰになる。このピットの直径は１μｍ以下
で光散乱法で調べる。
【００３９】本発明者らは、ＣＺ法によるシリコン単結
晶成長に関し、Ｖ領域とＩ領域の境界近辺について、詳
細に調査したところ、この境界近辺の極く狭い領域にＦ
ＰＤ、ＬＳＴＤ、ＣＯＰの数が著しく少なく、大きなＳ
ＥＰＤも存在しないニュートラルな領域があることを発
見した。
晶成長に関し、Ｖ領域とＩ領域の境界近辺について、詳
細に調査したところ、この境界近辺の極く狭い領域にＦ
ＰＤ、ＬＳＴＤ、ＣＯＰの数が著しく少なく、大きなＳ
ＥＰＤも存在しないニュートラルな領域があることを発
見した。
【００４０】そこで、このニュートラルな領域をウエー
ハ全面に広げることができれば、点欠陥を大幅に減らせ
ると発想した。図４に示したように、前記した成長（引
上げ）速度と温度勾配の関係の中で、結晶のウエーハ面
内では、引上げ速度はほぼ一定であるから、面内の点欠
陥の濃度分布を決定する主な因子は温度勾配である。つ
まり、ウエーハ面内で、軸方向の温度勾配に差があるこ
とが問題で、この差を減らすことが出来れば、ウエーハ
面内の点欠陥の濃度差も減らせることを見出した。
ハ全面に広げることができれば、点欠陥を大幅に減らせ
ると発想した。図４に示したように、前記した成長（引
上げ）速度と温度勾配の関係の中で、結晶のウエーハ面
内では、引上げ速度はほぼ一定であるから、面内の点欠
陥の濃度分布を決定する主な因子は温度勾配である。つ
まり、ウエーハ面内で、軸方向の温度勾配に差があるこ
とが問題で、この差を減らすことが出来れば、ウエーハ
面内の点欠陥の濃度差も減らせることを見出した。
【００４１】しかも、このようにウエーハ面内で軸方向
の温度勾配の差をなくせば、引上げシリコン単結晶の固
液界面を平坦化することができ、ウエーハ面内酸素濃度
分布の改善も出来ることがわかった。
の温度勾配の差をなくせば、引上げシリコン単結晶の固
液界面を平坦化することができ、ウエーハ面内酸素濃度
分布の改善も出来ることがわかった。
【００４２】ここで、通常の引上げ方法の場合におけ
る、図５に示したような、結晶中心部の温度勾配Ｇｃと
結晶周辺部分の温度勾配Ｇｅとの差を調査したところ、
（Ｇｅ−Ｇｃ）で少なくとも１５℃／ｃｍあり、特に、
温度勾配Ｇの絶対値を大きくした場合には、（Ｇｅ−Ｇ
ｃ）も広がり、時には４０℃／ｃｍも差があることが確
認された。
る、図５に示したような、結晶中心部の温度勾配Ｇｃと
結晶周辺部分の温度勾配Ｇｅとの差を調査したところ、
（Ｇｅ−Ｇｃ）で少なくとも１５℃／ｃｍあり、特に、
温度勾配Ｇの絶対値を大きくした場合には、（Ｇｅ−Ｇ
ｃ）も広がり、時には４０℃／ｃｍも差があることが確
認された。
【００４３】このように結晶中心部と周辺部分との温度
勾配に差があると、図５のように固液界面（結晶成長界
面）４の形状が平坦とはならず、上側に凸形状となる。
そして、上記のように温度勾配の差△Ｇが１５℃／ｃｍ
もあると、中心部の固液界面が周辺５ｍｍを除いて固液
界面の平均値に対し±５ｍｍを越えるようになる。した
がって、このような従来のチョクラルスキー法による結
晶棒からスライスして得たウエーハの面内では、成長時
期が異なることに起因する成長縞を有することになり、
結晶成長方向での酸素濃度の変動に従った分布を持つこ
とになる。
勾配に差があると、図５のように固液界面（結晶成長界
面）４の形状が平坦とはならず、上側に凸形状となる。
そして、上記のように温度勾配の差△Ｇが１５℃／ｃｍ
もあると、中心部の固液界面が周辺５ｍｍを除いて固液
界面の平均値に対し±５ｍｍを越えるようになる。した
がって、このような従来のチョクラルスキー法による結
晶棒からスライスして得たウエーハの面内では、成長時
期が異なることに起因する成長縞を有することになり、
結晶成長方向での酸素濃度の変動に従った分布を持つこ
とになる。
【００４４】そこで、温度勾配Ｇの差を減らす方法を、
例えば、ＦＥＭＡＧと呼ばれる総合伝熱解析ソフト
（Ｆ．Ｄｕｐｒｅｔ，Ｐ．Ｎｉｃｏｄｅｍｅ，Ｙ．Ｒｙ
ｃｋｍａｎｓ，Ｐ．Ｗｏｕｔｅｒｓ，ａｎｄ Ｍ．Ｊ．
Ｃｒｏｃｈｅｔ，Ｉｎｔ．Ｊ．Ｈｅａｔ Ｍａｓｓ Ｔ
ｒａｎｓｆｅｒ，３３，１８４９（１９９０））を使用
して鋭意調査したところ、図６に示したように、結晶の
高温域である１４２０〜１３５０℃またはシリコンの融
点から１４００℃の範囲を断熱材で保温し、また固液界
面近傍には融液からの輻射熱を直接当てるようにし、一
方これより低温の部分を出来るだけ冷却すればよいこと
が判った。
例えば、ＦＥＭＡＧと呼ばれる総合伝熱解析ソフト
（Ｆ．Ｄｕｐｒｅｔ，Ｐ．Ｎｉｃｏｄｅｍｅ，Ｙ．Ｒｙ
ｃｋｍａｎｓ，Ｐ．Ｗｏｕｔｅｒｓ，ａｎｄ Ｍ．Ｊ．
Ｃｒｏｃｈｅｔ，Ｉｎｔ．Ｊ．Ｈｅａｔ Ｍａｓｓ Ｔ
ｒａｎｓｆｅｒ，３３，１８４９（１９９０））を使用
して鋭意調査したところ、図６に示したように、結晶の
高温域である１４２０〜１３５０℃またはシリコンの融
点から１４００℃の範囲を断熱材で保温し、また固液界
面近傍には融液からの輻射熱を直接当てるようにし、一
方これより低温の部分を出来るだけ冷却すればよいこと
が判った。
【００４５】具体的には、シリコン溶融液の湯面直上に
シリコン単結晶を囲繞するように固液界面断熱材を配置
し、シリコン単結晶を囲繞した固液界面断熱材の下端と
湯面との間に３〜５ｃｍの隙間を設けて設置すれば、ヒ
ータの輻射熱が固液界面に十分当たり、結晶の成長速度
と温度勾配との関係を示した図３のような温度勾配の差
△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇｃ）が５℃／ｃｍ以下となる熱分布が
形成され、Ｖ、Ｉ欠陥の少ないホットゾーンが存在する
ことが明らかになった。
シリコン単結晶を囲繞するように固液界面断熱材を配置
し、シリコン単結晶を囲繞した固液界面断熱材の下端と
湯面との間に３〜５ｃｍの隙間を設けて設置すれば、ヒ
ータの輻射熱が固液界面に十分当たり、結晶の成長速度
と温度勾配との関係を示した図３のような温度勾配の差
△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇｃ）が５℃／ｃｍ以下となる熱分布が
形成され、Ｖ、Ｉ欠陥の少ないホットゾーンが存在する
ことが明らかになった。
【００４６】よって、シリコン単結晶の引上げ方法にお
いて、前記のような温度勾配、すなわち、結晶中の固液
界面近傍の１４２０℃（シリコンの融点）から１３５０
℃の間の温度勾配またはシリコンの融点から１４００℃
の間の温度勾配Ｇ（温度変化量／結晶軸方向長さ）［℃
／ｃｍ］の値を、結晶中心部分の温度勾配Ｇｃ［℃／ｃ
ｍ］と結晶周辺部分の温度勾配Ｇｅ［℃／ｃｍ］との差
△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇｃ）で表した時、△Ｇが５℃／ｃｍ以
内となるように炉内温度をＨＺにより調整すれば、Ｖリ
ッチ領域とＩリッチ領域の間に存在するＮ領域の結晶の
引上げ速度を決めることができ、ウエーハ全面がニュー
トラルになり、点欠陥はほとんど見られなくなった（図
４参照）。
いて、前記のような温度勾配、すなわち、結晶中の固液
界面近傍の１４２０℃（シリコンの融点）から１３５０
℃の間の温度勾配またはシリコンの融点から１４００℃
の間の温度勾配Ｇ（温度変化量／結晶軸方向長さ）［℃
／ｃｍ］の値を、結晶中心部分の温度勾配Ｇｃ［℃／ｃ
ｍ］と結晶周辺部分の温度勾配Ｇｅ［℃／ｃｍ］との差
△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇｃ）で表した時、△Ｇが５℃／ｃｍ以
内となるように炉内温度をＨＺにより調整すれば、Ｖリ
ッチ領域とＩリッチ領域の間に存在するＮ領域の結晶の
引上げ速度を決めることができ、ウエーハ全面がニュー
トラルになり、点欠陥はほとんど見られなくなった（図
４参照）。
【００４７】図４の上部に見られるように△Ｇ≦５℃／
ｃｍのＨＺにおいても、成長速度が速や過ぎるとＶリッ
チ領域の結晶となり、遅過ぎると下部に見られるように
Ｉリッチ領域の結晶になってしまい、適切な成長速度を
選択することで、図４の真ん中に見られるように全面Ｎ
リッチ領域の単結晶が得られる。
ｃｍのＨＺにおいても、成長速度が速や過ぎるとＶリッ
チ領域の結晶となり、遅過ぎると下部に見られるように
Ｉリッチ領域の結晶になってしまい、適切な成長速度を
選択することで、図４の真ん中に見られるように全面Ｎ
リッチ領域の単結晶が得られる。
【００４８】この温度勾配の制御と結晶領域の関係をよ
り具体的に説明すると、図７に示したように、従来のＣ
Ｚ法では、例えば、Ｇｃ＝３０℃／ｃｍ、Ｇｅ＝５０℃
／ｃｍとすると、△Ｇ＝Ｇｅ−Ｇｃ＝２０℃／ｃｍのＨ
Ｚであり、例えば図７のＡの位置で比較的早い成長速度
で育成すると、この状態での結晶領域は、図９（ａ）に
示したように単結晶横断面で見ると、中心部と周辺部
は、夫々結晶欠陥の多いＶ領域、Ｉ領域であり、欠陥の
少ないＮ領域はこれらの中間部に円環状に存在するに過
ぎない。
り具体的に説明すると、図７に示したように、従来のＣ
Ｚ法では、例えば、Ｇｃ＝３０℃／ｃｍ、Ｇｅ＝５０℃
／ｃｍとすると、△Ｇ＝Ｇｅ−Ｇｃ＝２０℃／ｃｍのＨ
Ｚであり、例えば図７のＡの位置で比較的早い成長速度
で育成すると、この状態での結晶領域は、図９（ａ）に
示したように単結晶横断面で見ると、中心部と周辺部
は、夫々結晶欠陥の多いＶ領域、Ｉ領域であり、欠陥の
少ないＮ領域はこれらの中間部に円環状に存在するに過
ぎない。
【００４９】これに対して、本発明の方法では、例え
ば、図７のＢの位置に見られるように、Ｇｃ＝３５℃／
ｃｍ、Ｇｅ＝４０℃／ｃｍとすると、△Ｇ＝Ｇｅ−Ｇｃ
＝５℃／ｃｍのＨＺであり、比較的遅い成長速度で育成
しており、この状態での結晶領域は、図９（ｂ）に示し
たように単結晶横断面で見ると、全面が欠陥の少ないＮ
領域となった。
ば、図７のＢの位置に見られるように、Ｇｃ＝３５℃／
ｃｍ、Ｇｅ＝４０℃／ｃｍとすると、△Ｇ＝Ｇｅ−Ｇｃ
＝５℃／ｃｍのＨＺであり、比較的遅い成長速度で育成
しており、この状態での結晶領域は、図９（ｂ）に示し
たように単結晶横断面で見ると、全面が欠陥の少ないＮ
領域となった。
【００５０】しかし、この状態では成長速度が遅いの
で、図８に示したように、Ｃの位置からＤの位置まで温
度勾配の差△Ｇ＝Ｇｅ−Ｇｃ≦５℃／ｃｍを維持したま
ま、かつ温度勾配Ｇ（ＧｃとＧｅ）の絶対値を大きくし
たＨＺにすれば、早い成長速度で全面Ｎ領域を達成出来
るようになり、高い生産性を保つことができる。
で、図８に示したように、Ｃの位置からＤの位置まで温
度勾配の差△Ｇ＝Ｇｅ−Ｇｃ≦５℃／ｃｍを維持したま
ま、かつ温度勾配Ｇ（ＧｃとＧｅ）の絶対値を大きくし
たＨＺにすれば、早い成長速度で全面Ｎ領域を達成出来
るようになり、高い生産性を保つことができる。
【００５１】また、この現象を固液界面より上部に位置
する既に結晶化した部分の温度勾配で見ると、１３００
℃から１０００℃までの温度域の結晶長さが８ｃｍ以下
となるように制御することで達成できることが判った。
結晶中で８ｃｍよりこの温度域が広がると温度勾配の絶
対値は小さくなるので、遅い引上げ速度を選択しなけれ
ばならず、生産効率を悪化させる結果となる。
する既に結晶化した部分の温度勾配で見ると、１３００
℃から１０００℃までの温度域の結晶長さが８ｃｍ以下
となるように制御することで達成できることが判った。
結晶中で８ｃｍよりこの温度域が広がると温度勾配の絶
対値は小さくなるので、遅い引上げ速度を選択しなけれ
ばならず、生産効率を悪化させる結果となる。
【００５２】さらに、この現象を引上げ速度の面からみ
ると、既に結晶化した部分における１３００℃から１０
００℃までの温度域を通過する時間が８０分以下となる
ように制御することが必要である。８０分を越えるよう
な徐冷によっても温度勾配の絶対値は小さくなり、Ｎ領
域での結晶を得るためには引上げ速度を遅くしなければ
ならなくなり、生産効率が低下することになる。
ると、既に結晶化した部分における１３００℃から１０
００℃までの温度域を通過する時間が８０分以下となる
ように制御することが必要である。８０分を越えるよう
な徐冷によっても温度勾配の絶対値は小さくなり、Ｎ領
域での結晶を得るためには引上げ速度を遅くしなければ
ならなくなり、生産効率が低下することになる。
【００５３】そして、このように△Ｇを５℃／ｃｍ以内
として引き上げると、固液界面形状は、周辺５ｍｍを除
いて固液界面の平均値に対し±５ｍｍ以内となり、特に
は±２．５ｍｍ以内となって、Ｎ領域の結晶を成長しや
すくなるとともに、酸素濃度の面内分布も改善されるこ
とになる。
として引き上げると、固液界面形状は、周辺５ｍｍを除
いて固液界面の平均値に対し±５ｍｍ以内となり、特に
は±２．５ｍｍ以内となって、Ｎ領域の結晶を成長しや
すくなるとともに、酸素濃度の面内分布も改善されるこ
とになる。
【００５４】以上のように、本発明のニュートラル領域
での引上げ条件を明らかにしてきたが、これらをまとめ
てみると、結晶中の固液界面近傍の１４２０℃から１３
５０℃の間の温度勾配またはシリコンの融点から１４０
０℃の間の温度勾配Ｇと引上げ速度を調節して、結晶全
面の引上げ状態をベイカンシー（Ｖ）・リッチ領域とイ
ンタースティシアル（Ｉ）・リッチ領域との境界近辺に
合わせ、結晶の全面を欠陥濃度の偏りの少ないニュート
ラルな領域において行うようにするということである。
そして、これによって酸素濃度の面内分布も著しく改善
される。
での引上げ条件を明らかにしてきたが、これらをまとめ
てみると、結晶中の固液界面近傍の１４２０℃から１３
５０℃の間の温度勾配またはシリコンの融点から１４０
０℃の間の温度勾配Ｇと引上げ速度を調節して、結晶全
面の引上げ状態をベイカンシー（Ｖ）・リッチ領域とイ
ンタースティシアル（Ｉ）・リッチ領域との境界近辺に
合わせ、結晶の全面を欠陥濃度の偏りの少ないニュート
ラルな領域において行うようにするということである。
そして、これによって酸素濃度の面内分布も著しく改善
される。
【００５５】なお、△Ｇを５℃／ｃｍ以内とし、温度勾
配の絶対値を所望値とした場合における、結晶の全面を
Ｎ領域で引き上げるための引上げ速度を知るには、例え
ば△Ｇが５℃／ｃｍ以内となるように単結晶棒を高速で
引上げ、Ｖ−リッチ結晶が出来るようにし、その後△Ｇ
を５℃／ｃｍ以内に維持したまま徐々に成長速度を低下
させ、最終的にＩ−リッチ結晶ができる成長速度にまで
低下させる。そして、出来た単結晶棒を縦方向に切断し
て結晶欠陥を調べれば、Ｖ−リッチとＩ−リッチとの間
にあるＮ領域の成長速度を知ることが出来る。
配の絶対値を所望値とした場合における、結晶の全面を
Ｎ領域で引き上げるための引上げ速度を知るには、例え
ば△Ｇが５℃／ｃｍ以内となるように単結晶棒を高速で
引上げ、Ｖ−リッチ結晶が出来るようにし、その後△Ｇ
を５℃／ｃｍ以内に維持したまま徐々に成長速度を低下
させ、最終的にＩ−リッチ結晶ができる成長速度にまで
低下させる。そして、出来た単結晶棒を縦方向に切断し
て結晶欠陥を調べれば、Ｖ−リッチとＩ−リッチとの間
にあるＮ領域の成長速度を知ることが出来る。
【００５６】この場合、シリコン融液に磁場を印加する
チョクラルスキー法（ＭＣＺ法）により△Ｇを５℃／ｃ
ｍ以内に保ちつつ結晶を引き上げると、上記Ｎ領域が広
がり、Ｎ領域となる引上げ速度の範囲が広がって、容易
に単結晶をＮ領域として引き上げることが可能となる。
チョクラルスキー法（ＭＣＺ法）により△Ｇを５℃／ｃ
ｍ以内に保ちつつ結晶を引き上げると、上記Ｎ領域が広
がり、Ｎ領域となる引上げ速度の範囲が広がって、容易
に単結晶をＮ領域として引き上げることが可能となる。
【００５７】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施形態につい
て、図面を参照しながら詳細に説明する。まず、本発明
のＣＺ法による単結晶引上装置の構成例を図１により説
明する。図１に示すように、この単結晶引上装置３０
は、引上げ室３１と、引上げ室３１中に設けられたルツ
ボ３２と、ルツボ３２の周囲に配置されたヒータ３４
と、ルツボ３２を回転させるルツボ保持軸３３及びその
回転機構（図示せず）と、シリコンの種子結晶５を保持
するシードチャック６と、シードチャック６を引き上げ
るケーブル７と、ケーブル７を回転又は巻き取る巻取機
構（図示せず）を備えて構成されている。ルツボ３２
は、その内側のシリコン融液（湯）２を収容する側には
石英ルツボが設けられ、その外側には黒鉛ルツボが設け
られている。また、ヒータ３４の外側周囲には断熱材３
５が配置されている。
て、図面を参照しながら詳細に説明する。まず、本発明
のＣＺ法による単結晶引上装置の構成例を図１により説
明する。図１に示すように、この単結晶引上装置３０
は、引上げ室３１と、引上げ室３１中に設けられたルツ
ボ３２と、ルツボ３２の周囲に配置されたヒータ３４
と、ルツボ３２を回転させるルツボ保持軸３３及びその
回転機構（図示せず）と、シリコンの種子結晶５を保持
するシードチャック６と、シードチャック６を引き上げ
るケーブル７と、ケーブル７を回転又は巻き取る巻取機
構（図示せず）を備えて構成されている。ルツボ３２
は、その内側のシリコン融液（湯）２を収容する側には
石英ルツボが設けられ、その外側には黒鉛ルツボが設け
られている。また、ヒータ３４の外側周囲には断熱材３
５が配置されている。
【００５８】また、本発明の製造方法に関わる製造条件
を設定するために、結晶の固液界面の外周に環状の固液
界面断熱材８を設け、その上に上部囲繞断熱材９が配置
されている。この固液界面断熱材８は、その下端とシリ
コン融液２の湯面との間に３〜５ｃｍの隙間１０を設け
て設置されている。上部囲繞断熱材９は条件によっては
使用しないこともある。さらに、冷却ガスを吹き付けた
り、輻射熱を遮って単結晶を冷却する筒状の冷却装置３
６を設けている。
を設定するために、結晶の固液界面の外周に環状の固液
界面断熱材８を設け、その上に上部囲繞断熱材９が配置
されている。この固液界面断熱材８は、その下端とシリ
コン融液２の湯面との間に３〜５ｃｍの隙間１０を設け
て設置されている。上部囲繞断熱材９は条件によっては
使用しないこともある。さらに、冷却ガスを吹き付けた
り、輻射熱を遮って単結晶を冷却する筒状の冷却装置３
６を設けている。
【００５９】別に、最近では図１２に見られるように引
上げ室３１の水平方向の外側に、常伝導あるいは超電導
コイル等からなる磁石３８を設置し、シリコン融液２に
水平方向あるいは垂直方向等の磁場を印加することによ
って、融液の対流を抑制し、単結晶の安定成長をはか
る、いわゆるＭＣＺ法が用いられることも多い。融液に
印加される磁場の方向は、磁石の配置によって簡単に変
更することが出来る。例えば、一つのコイルを引上げ室
３１を水平方向に取り囲むように配置すれば、融液には
垂直方向の磁場（縦磁場）が印加されることになり、二
つのコイルを引上げ室３１の水平方向の外側で対向配置
すれば、融液には水平方向の磁場（横磁場）が印加され
ることになる。そして、本発明においても、前述のよう
にこのＭＣＺ法を用いれば、Ｎ領域が広がり制御範囲が
広がって容易にＮ結晶を得ることが出来るようになる。
上げ室３１の水平方向の外側に、常伝導あるいは超電導
コイル等からなる磁石３８を設置し、シリコン融液２に
水平方向あるいは垂直方向等の磁場を印加することによ
って、融液の対流を抑制し、単結晶の安定成長をはか
る、いわゆるＭＣＺ法が用いられることも多い。融液に
印加される磁場の方向は、磁石の配置によって簡単に変
更することが出来る。例えば、一つのコイルを引上げ室
３１を水平方向に取り囲むように配置すれば、融液には
垂直方向の磁場（縦磁場）が印加されることになり、二
つのコイルを引上げ室３１の水平方向の外側で対向配置
すれば、融液には水平方向の磁場（横磁場）が印加され
ることになる。そして、本発明においても、前述のよう
にこのＭＣＺ法を用いれば、Ｎ領域が広がり制御範囲が
広がって容易にＮ結晶を得ることが出来るようになる。
【００６０】次に、上記図１の単結晶引上装置３０によ
る単結晶育成方法について説明する。 まず、ルツボ３
２内でシリコンの高純度多結晶原料を融点（約１４２０
℃）以上に加熱して融解する。次に、ケーブル７を巻き
出すことにより湯２の表面略中心部に種子結晶５の先端
を接触又は浸漬させる。その後、ルツボ保持軸３３を適
宜の方向に回転させるとともに、ケーブル７を回転させ
ながら巻き取り種子結晶５を引上げることにより、単結
晶育成が開始される。以後、引上速度と温度を適切に調
節することにより略円柱形状の単結晶棒１を得ることが
できる。
る単結晶育成方法について説明する。 まず、ルツボ３
２内でシリコンの高純度多結晶原料を融点（約１４２０
℃）以上に加熱して融解する。次に、ケーブル７を巻き
出すことにより湯２の表面略中心部に種子結晶５の先端
を接触又は浸漬させる。その後、ルツボ保持軸３３を適
宜の方向に回転させるとともに、ケーブル７を回転させ
ながら巻き取り種子結晶５を引上げることにより、単結
晶育成が開始される。以後、引上速度と温度を適切に調
節することにより略円柱形状の単結晶棒１を得ることが
できる。
【００６１】この場合、本発明では、本発明の目的を達
成するために次のような設備を施した。先ず、図６（図
１の部分拡大説明図）に示したように、引上げ室３１の
湯面上の単結晶１中の液状部分の外周空間において、湯
面近傍の結晶の温度が１４２０℃から１３５０℃（ある
いはシリコンの融点から１４００℃）までの温度域、い
わゆるＨＺに環状の固液界面断熱材８を設け、その上に
上部囲繞断熱材９を配置している。この固液界面断熱材
８は、その下端とシリコン融液２の湯面３との間に３〜
５ｃｍの隙間１０を設けて設置されている。上部囲繞断
熱材９は条件によっては使用しないこともある。さら
に、この断熱材の上部に結晶を冷却する装置、例えば冷
却装置３６を設けて、これに上部より冷却ガスを吹きつ
けて結晶を冷却できるものとし、筒下部に輻射熱反射板
を取り付けた構造とすることもある。
成するために次のような設備を施した。先ず、図６（図
１の部分拡大説明図）に示したように、引上げ室３１の
湯面上の単結晶１中の液状部分の外周空間において、湯
面近傍の結晶の温度が１４２０℃から１３５０℃（ある
いはシリコンの融点から１４００℃）までの温度域、い
わゆるＨＺに環状の固液界面断熱材８を設け、その上に
上部囲繞断熱材９を配置している。この固液界面断熱材
８は、その下端とシリコン融液２の湯面３との間に３〜
５ｃｍの隙間１０を設けて設置されている。上部囲繞断
熱材９は条件によっては使用しないこともある。さら
に、この断熱材の上部に結晶を冷却する装置、例えば冷
却装置３６を設けて、これに上部より冷却ガスを吹きつ
けて結晶を冷却できるものとし、筒下部に輻射熱反射板
を取り付けた構造とすることもある。
【００６２】このように液面の直上の位置に所定の隙間
を設けて断熱材を配置し、さらにこの断熱材の上部に結
晶を冷却する装置を設けた構造とすることによって、結
晶成長界面近傍では輻射熱により保温効果が得られ、結
晶の上部ではヒータ等からの輻射熱をカットすることが
出来るので、結晶周辺部の温度勾配Ｇｅが小さくなり、
結晶中心部の温度勾配Ｇｃとの差も小さくなり、かつ固
液界面４もフラットになって、結晶の全面において欠陥
濃度の偏りの少ないＮ領域で結晶を引上げることが可能
となった。この結晶の冷却装置としては、前記筒状の冷
却装置３６とは別に、結晶の周囲を囲繞する空冷ダクト
や水冷蛇管等を設けて所望の温度勾配を確保するように
しても良い。
を設けて断熱材を配置し、さらにこの断熱材の上部に結
晶を冷却する装置を設けた構造とすることによって、結
晶成長界面近傍では輻射熱により保温効果が得られ、結
晶の上部ではヒータ等からの輻射熱をカットすることが
出来るので、結晶周辺部の温度勾配Ｇｅが小さくなり、
結晶中心部の温度勾配Ｇｃとの差も小さくなり、かつ固
液界面４もフラットになって、結晶の全面において欠陥
濃度の偏りの少ないＮ領域で結晶を引上げることが可能
となった。この結晶の冷却装置としては、前記筒状の冷
却装置３６とは別に、結晶の周囲を囲繞する空冷ダクト
や水冷蛇管等を設けて所望の温度勾配を確保するように
しても良い。
【００６３】また、本発明では、図１２のように引上げ
室３１の外側に磁石３８を配置するのが好ましい。この
場合、印加される磁場を水平磁場とし、印加する磁場の
強度を２０００Ｇ以上、より好ましくは３０００Ｇ以上
とする。磁場を印加することによってシリコン融液の対
流が抑制されて結晶中のＮ領域が広がる。また、固液界
面形状を平坦化するには、水平磁場の方が縦磁場あるい
はカスプ磁場等より好ましいし、２０００Ｇ未満では、
磁場印加効果が少ないからである。
室３１の外側に磁石３８を配置するのが好ましい。この
場合、印加される磁場を水平磁場とし、印加する磁場の
強度を２０００Ｇ以上、より好ましくは３０００Ｇ以上
とする。磁場を印加することによってシリコン融液の対
流が抑制されて結晶中のＮ領域が広がる。また、固液界
面形状を平坦化するには、水平磁場の方が縦磁場あるい
はカスプ磁場等より好ましいし、２０００Ｇ未満では、
磁場印加効果が少ないからである。
【００６４】そして本発明では、従来のように極端に引
上速度を低下させる必要は全くないものであり、また一
定の温度域を徐冷する必要もないため、単結晶の生産性
を低下させることなく、品質の改善を図ることができ
る。しかも、酸素濃度の面内分布も改善されるし、ＭＣ
Ｚ法を用いれば、制御範囲が広くなり確実に低欠陥結晶
の製造が出来る。
上速度を低下させる必要は全くないものであり、また一
定の温度域を徐冷する必要もないため、単結晶の生産性
を低下させることなく、品質の改善を図ることができ
る。しかも、酸素濃度の面内分布も改善されるし、ＭＣ
Ｚ法を用いれば、制御範囲が広くなり確実に低欠陥結晶
の製造が出来る。
【００６５】図１、図１２の本発明の単結晶引上装置と
比較のために従来の装置を図２に示した。基本的な構造
については、本発明の引上装置と同じであるが、本発明
の固液界面断熱材８、上部囲繞断熱材９や冷却装置３６
は装備していない。
比較のために従来の装置を図２に示した。基本的な構造
については、本発明の引上装置と同じであるが、本発明
の固液界面断熱材８、上部囲繞断熱材９や冷却装置３６
は装備していない。
【００６６】以上のように、詳細に説明した方法と装置
によって製造されたシリコン単結晶は、Ｎ領域で安定的
に結晶を引上げられるため、ＦＰＤ、ＬＳＴＤ、ＣＯ
Ｐ、Ｌ−ＳＥＰＤ等の結晶欠陥の極めて少ないものとす
ることができる。また、単結晶のほぼ全体に亙って、結
晶成長方向に垂直な方向の酸素濃度分布を、５％以下と
することができる。
によって製造されたシリコン単結晶は、Ｎ領域で安定的
に結晶を引上げられるため、ＦＰＤ、ＬＳＴＤ、ＣＯ
Ｐ、Ｌ−ＳＥＰＤ等の結晶欠陥の極めて少ないものとす
ることができる。また、単結晶のほぼ全体に亙って、結
晶成長方向に垂直な方向の酸素濃度分布を、５％以下と
することができる。
【００６７】このようなシリコン単結晶から作製したシ
リコンウエーハは、その全面において、ＦＰＤ密度が１
００ケ／ｃｍ2 以下であり、かつサイズが１０μｍ以上
のＳＥＰＤ密度が１０ケ／ｃｍ2 以下であるシリコンウ
エーハとなり、また、酸素析出熱処理を施すことによっ
て、酸素が析出するような酸素濃度を持つシリコンウエ
ーハに対して、酸素析出熱処理後にＸ線観察した際に、
面内の析出のコントラストが一定でストライエーション
リングの数が少ないウエーハが得られる。すなわち、成
長界面が平坦であるため、ウエーハ面内の均一性がよ
く、特に面内酸素濃度分布は、５％以下となる。
リコンウエーハは、その全面において、ＦＰＤ密度が１
００ケ／ｃｍ2 以下であり、かつサイズが１０μｍ以上
のＳＥＰＤ密度が１０ケ／ｃｍ2 以下であるシリコンウ
エーハとなり、また、酸素析出熱処理を施すことによっ
て、酸素が析出するような酸素濃度を持つシリコンウエ
ーハに対して、酸素析出熱処理後にＸ線観察した際に、
面内の析出のコントラストが一定でストライエーション
リングの数が少ないウエーハが得られる。すなわち、成
長界面が平坦であるため、ウエーハ面内の均一性がよ
く、特に面内酸素濃度分布は、５％以下となる。
【００６８】
【実施例】以下、本発明の実施例を示す。 （実施例１）図１に示した引上装置３０で、２０インチ
石英ルツボに原料多結晶シリコンを６０Ｋｇチャージ
し、直径６インチ、方位＜１００＞のシリコン単結晶棒
を平均引上速度を１．０〜０．４ｍｍ／ｍｉｎに変化さ
せて引上げた（単結晶棒の直胴長さ約８５ｃｍ）。シリ
コン融液の湯温は１４２０℃、湯面から環状の固液界面
断熱材の下端までは、４ｃｍの空間とし、その上に１０
ｃｍ高さの環状固液界面断熱材を配置し、湯面から引上
げ室天井までの高さをルツボ保持軸を調整して３０ｃｍ
に設定し、上部囲繞断熱材を配備した。
石英ルツボに原料多結晶シリコンを６０Ｋｇチャージ
し、直径６インチ、方位＜１００＞のシリコン単結晶棒
を平均引上速度を１．０〜０．４ｍｍ／ｍｉｎに変化さ
せて引上げた（単結晶棒の直胴長さ約８５ｃｍ）。シリ
コン融液の湯温は１４２０℃、湯面から環状の固液界面
断熱材の下端までは、４ｃｍの空間とし、その上に１０
ｃｍ高さの環状固液界面断熱材を配置し、湯面から引上
げ室天井までの高さをルツボ保持軸を調整して３０ｃｍ
に設定し、上部囲繞断熱材を配備した。
【００６９】結晶の固液界面近傍のシリコンの融点から
１４００℃の間の温度勾配は、Ｇｅ＝４５．０［℃／ｃ
ｍ］、Ｇｃ＝４２．０［℃／ｃｍ］、△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇ
ｃ）＝３．０［℃／ｃｍ］に設定した。 ここで得られ
た単結晶棒から、ウエーハを切り出し、鏡面加工を施す
ことによって、シリコン単結晶の鏡面ウエーハを作製し
た。こうしてできたシリコン単結晶の鏡面ウエーハにつ
き、前記ＦＰＤ、Ｌ−ＳＥＰＤ欠陥の測定を行った。引
上げ速度と欠陥測定結果の関係を表１に示した。また、
全く同様にして成長させたシリコン単結晶棒を縦割りに
して、成長方向での結晶欠陥の変化の様子を見たのが、
図１０（ａ）である。
１４００℃の間の温度勾配は、Ｇｅ＝４５．０［℃／ｃ
ｍ］、Ｇｃ＝４２．０［℃／ｃｍ］、△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇ
ｃ）＝３．０［℃／ｃｍ］に設定した。 ここで得られ
た単結晶棒から、ウエーハを切り出し、鏡面加工を施す
ことによって、シリコン単結晶の鏡面ウエーハを作製し
た。こうしてできたシリコン単結晶の鏡面ウエーハにつ
き、前記ＦＰＤ、Ｌ−ＳＥＰＤ欠陥の測定を行った。引
上げ速度と欠陥測定結果の関係を表１に示した。また、
全く同様にして成長させたシリコン単結晶棒を縦割りに
して、成長方向での結晶欠陥の変化の様子を見たのが、
図１０（ａ）である。
【００７０】
【表１】
【００７１】表１の結果からわかるように、△Ｇが５℃
／ｃｍ以内として、結晶の面内に取り込まれる点欠陥の
濃度に差がなくても、引上げ速度が合わなければその結
果は、ＶリッチにもＩリッチにもなるので、丁度Ｎ領域
に合うような引上げ速度を探索した（図４参照）。その
結果、０．５５ｍｍ／ｍｉｎの引上げ速度で引上げた場
合に、全面ニュートラルなシリコンウエーハを作製する
ことができた。そして、図１０（ａ）に見られるよう
に、結晶成長界面形状４３は平坦であり、酸素濃度分布
が均一なものである。ただし、Ｖ−リッチ領域４０、Ｉ
−リッチ領域４１の間にあるＮ領域３９の範囲は比較的
狭く、結晶全体をこのＮ領域３９として成長させるに
は、高精度な制御が必要である。なお、Ｎ領域の間には
ＯＳＦ領域４２が見られる。
／ｃｍ以内として、結晶の面内に取り込まれる点欠陥の
濃度に差がなくても、引上げ速度が合わなければその結
果は、ＶリッチにもＩリッチにもなるので、丁度Ｎ領域
に合うような引上げ速度を探索した（図４参照）。その
結果、０．５５ｍｍ／ｍｉｎの引上げ速度で引上げた場
合に、全面ニュートラルなシリコンウエーハを作製する
ことができた。そして、図１０（ａ）に見られるよう
に、結晶成長界面形状４３は平坦であり、酸素濃度分布
が均一なものである。ただし、Ｖ−リッチ領域４０、Ｉ
−リッチ領域４１の間にあるＮ領域３９の範囲は比較的
狭く、結晶全体をこのＮ領域３９として成長させるに
は、高精度な制御が必要である。なお、Ｎ領域の間には
ＯＳＦ領域４２が見られる。
【００７２】（実施例２）次に、図１２に示した引上装
置で、３０００Ｇの水平磁場を融液に印加しつつ結晶を
引き上げた。磁場を印加したこと以外は、実施例１と同
じ条件とした。すなわち、２０インチ石英ルツボに原料
多結晶シリコンを６０Ｋｇチャージし、直径６インチ、
方位＜１００＞のシリコン単結晶棒を平均引上速度を
１．０〜０．４ｍｍ／ｍｉｎに変化させて引上げた。シ
リコン融液の湯温は１４２０℃、湯面から環状の固液界
面断熱材の下端までは、４ｃｍの空間とし、その上に１
０ｃｍ高さの環状固液界面断熱材を配置し、湯面から引
上げ室天井までの高さをルツボ保持軸を調整して３０ｃ
ｍに設定し、上部囲繞断熱材を配備した。
置で、３０００Ｇの水平磁場を融液に印加しつつ結晶を
引き上げた。磁場を印加したこと以外は、実施例１と同
じ条件とした。すなわち、２０インチ石英ルツボに原料
多結晶シリコンを６０Ｋｇチャージし、直径６インチ、
方位＜１００＞のシリコン単結晶棒を平均引上速度を
１．０〜０．４ｍｍ／ｍｉｎに変化させて引上げた。シ
リコン融液の湯温は１４２０℃、湯面から環状の固液界
面断熱材の下端までは、４ｃｍの空間とし、その上に１
０ｃｍ高さの環状固液界面断熱材を配置し、湯面から引
上げ室天井までの高さをルツボ保持軸を調整して３０ｃ
ｍに設定し、上部囲繞断熱材を配備した。
【００７３】結晶の固液界面近傍のシリコンの融点から
１４００℃の間の温度勾配は、Ｇｅ＝４５．０［℃／ｃ
ｍ］、Ｇｃ＝４２．０［℃／ｃｍ］、△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇ
ｃ）＝３．０［℃／ｃｍ］に設定した。 ここで得られ
た単結晶棒を縦割りにして、成長方向での結晶欠陥の変
化の様子を見たのが、図１０（ｂ）である。
１４００℃の間の温度勾配は、Ｇｅ＝４５．０［℃／ｃ
ｍ］、Ｇｃ＝４２．０［℃／ｃｍ］、△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇ
ｃ）＝３．０［℃／ｃｍ］に設定した。 ここで得られ
た単結晶棒を縦割りにして、成長方向での結晶欠陥の変
化の様子を見たのが、図１０（ｂ）である。
【００７４】図１０（ｂ）を見ると、通常ＣＺ法と同
様、０．５５〜０．５８ｍｍ／ｍｉｎ付近の引上げ速度
で引上げた場合に、全面ニュートラルなシリコンウエー
ハを作製することができることがわかる。また、結晶成
長界面形状４３も平坦であり、酸素濃度分布も均一なも
のとなる。
様、０．５５〜０．５８ｍｍ／ｍｉｎ付近の引上げ速度
で引上げた場合に、全面ニュートラルなシリコンウエー
ハを作製することができることがわかる。また、結晶成
長界面形状４３も平坦であり、酸素濃度分布も均一なも
のとなる。
【００７５】そして、図１０（ａ）の通常ＣＺ法と大き
く異なるのは、Ｎ領域が非常に広がり、引上げ速度の制
御範囲が著しく広がること、またＶ−リッチ領域、Ｎ領
域、Ｉ−リッチ領域の境界も平坦化し、これをスライス
してウエーハとする場合に、同一ウエーハ面内ですべて
Ｎ領域となりやすいものとなることがわかる。
く異なるのは、Ｎ領域が非常に広がり、引上げ速度の制
御範囲が著しく広がること、またＶ−リッチ領域、Ｎ領
域、Ｉ−リッチ領域の境界も平坦化し、これをスライス
してウエーハとする場合に、同一ウエーハ面内ですべて
Ｎ領域となりやすいものとなることがわかる。
【００７６】このように、磁場を印加すると結晶欠陥の
発生する様子が著しく変わる理由の詳細は今のところ不
明であるが、磁場を印加することにより融液の対流が安
定化されることから、融液中の温度勾配が変化し、結晶
中への欠陥の取り込み量そのものが変化するのと、成長
界面近傍の結晶中の温度勾配も融液中の温度勾配の変化
の影響を受け、安定化し結晶欠陥のない理想的な温度勾
配となったためであると考えられる。
発生する様子が著しく変わる理由の詳細は今のところ不
明であるが、磁場を印加することにより融液の対流が安
定化されることから、融液中の温度勾配が変化し、結晶
中への欠陥の取り込み量そのものが変化するのと、成長
界面近傍の結晶中の温度勾配も融液中の温度勾配の変化
の影響を受け、安定化し結晶欠陥のない理想的な温度勾
配となったためであると考えられる。
【００７７】（実施例３、比較例）次に、固液界面形状
が、ウエーハ面内酸素濃度に与えている影響を調べてみ
た。図１２に示した引上装置で、２０インチ石英ルツボ
に原料多結晶シリコンを６０Ｋｇチャージし、３０００
Ｇの磁場を印加しながら、直径８インチ、方位＜１００
＞のシリコン単結晶棒を引上げた。シリコン融液の湯温
は１４２０℃、湯面から環状の固液界面断熱材の下端ま
では、４ｃｍの空間とし、その上に１０ｃｍ高さの環状
固液界面断熱材を配置し、湯面から引上げ室天井までの
高さをルツボ保持軸を調整して３０ｃｍに設定し、上部
囲繞断熱材を配備した。
が、ウエーハ面内酸素濃度に与えている影響を調べてみ
た。図１２に示した引上装置で、２０インチ石英ルツボ
に原料多結晶シリコンを６０Ｋｇチャージし、３０００
Ｇの磁場を印加しながら、直径８インチ、方位＜１００
＞のシリコン単結晶棒を引上げた。シリコン融液の湯温
は１４２０℃、湯面から環状の固液界面断熱材の下端ま
では、４ｃｍの空間とし、その上に１０ｃｍ高さの環状
固液界面断熱材を配置し、湯面から引上げ室天井までの
高さをルツボ保持軸を調整して３０ｃｍに設定し、上部
囲繞断熱材を配備した。
【００７８】結晶の固液界面近傍のシリコンの融点から
１４００℃の間の温度勾配は、Ｇｅ＝３２．６［℃／ｃ
ｍ］、Ｇｃ＝３０．５［℃／ｃｍ］、△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇ
ｃ）＝２．１［℃／ｃｍ］に設定した。得られたシリコ
ン単結晶棒を縦割りにして、結晶中心部と周辺部におけ
る成長方向での酸素濃度の変化の様子を見たのが、図１
１（ｂ）である（実施例３）。この場合、結晶中の固液
界面の形状は、周辺５ｍｍを除いて固液界面の平均値に
対し±２ｍｍ以内の上に凸形状でほとんど平坦であっ
た。
１４００℃の間の温度勾配は、Ｇｅ＝３２．６［℃／ｃ
ｍ］、Ｇｃ＝３０．５［℃／ｃｍ］、△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇ
ｃ）＝２．１［℃／ｃｍ］に設定した。得られたシリコ
ン単結晶棒を縦割りにして、結晶中心部と周辺部におけ
る成長方向での酸素濃度の変化の様子を見たのが、図１
１（ｂ）である（実施例３）。この場合、結晶中の固液
界面の形状は、周辺５ｍｍを除いて固液界面の平均値に
対し±２ｍｍ以内の上に凸形状でほとんど平坦であっ
た。
【００７９】一方、固液界面断熱材および上部囲繞断熱
材を取りはずし、その他の条件は上記と同一にして、３
０００Ｇの磁場を印加しつつ、直径８インチのシリコン
単結晶棒を育成させた。この時、結晶の固液界面近傍の
温度勾配は、Ｇｅ＝６３．５［℃／ｃｍ］、Ｇｃ＝３
０．４［℃／ｃｍ］、△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇｃ）＝３３．１
［℃／ｃｍ］に設定した。得られたシリコン単結晶棒を
縦割りにして、結晶中心部と周辺部における成長方向で
の酸素濃度の変化の様子を見たのが、図１１（ａ）であ
る（比較例）。この場合、結晶中の固液界面の形状は、
周辺５ｍｍを除いて固液界面の平均値に対し±１０ｍｍ
の上に凸形状であった。
材を取りはずし、その他の条件は上記と同一にして、３
０００Ｇの磁場を印加しつつ、直径８インチのシリコン
単結晶棒を育成させた。この時、結晶の固液界面近傍の
温度勾配は、Ｇｅ＝６３．５［℃／ｃｍ］、Ｇｃ＝３
０．４［℃／ｃｍ］、△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇｃ）＝３３．１
［℃／ｃｍ］に設定した。得られたシリコン単結晶棒を
縦割りにして、結晶中心部と周辺部における成長方向で
の酸素濃度の変化の様子を見たのが、図１１（ａ）であ
る（比較例）。この場合、結晶中の固液界面の形状は、
周辺５ｍｍを除いて固液界面の平均値に対し±１０ｍｍ
の上に凸形状であった。
【００８０】図１１を見ると、（ａ）では酸素濃度が、
結晶の中心部と周辺部とでは大きな差があり、成長方向
で酸素濃度が大きくばらついていることがわかる。そし
て、中心部での酸素濃度の成長方向の変動と周辺部での
酸素濃度の変動とは、約１２〜２０ｍｍの位相差でほぼ
同様の変動をしていることがわかる。これは、結晶成長
界面の凸形状をそのまま反映させたものである。
結晶の中心部と周辺部とでは大きな差があり、成長方向
で酸素濃度が大きくばらついていることがわかる。そし
て、中心部での酸素濃度の成長方向の変動と周辺部での
酸素濃度の変動とは、約１２〜２０ｍｍの位相差でほぼ
同様の変動をしていることがわかる。これは、結晶成長
界面の凸形状をそのまま反映させたものである。
【００８１】一方、（ｂ）では酸素濃度が、結晶の中心
部と周辺部とでほぼ一致しており、中心部での酸素濃度
の成長方向の変動と周辺部での酸素濃度の変動とは、約
０〜３ｍｍの位相差で極めてよく一致していることがわ
かる。このシリコン単結晶は成長方向でのばらつきはあ
るものの、成長方向に垂直な方向の酸素濃度分布が極め
て良好で、これをスライスしてウエーハとした場合には
面内で酸素濃度の分布が極めてよいものとなる。これ
は、結晶成長界面が平坦化されたことが反映させたもの
である。
部と周辺部とでほぼ一致しており、中心部での酸素濃度
の成長方向の変動と周辺部での酸素濃度の変動とは、約
０〜３ｍｍの位相差で極めてよく一致していることがわ
かる。このシリコン単結晶は成長方向でのばらつきはあ
るものの、成長方向に垂直な方向の酸素濃度分布が極め
て良好で、これをスライスしてウエーハとした場合には
面内で酸素濃度の分布が極めてよいものとなる。これ
は、結晶成長界面が平坦化されたことが反映させたもの
である。
【００８２】なお、本発明は、上記実施形態に限定され
るものではない。上記実施形態は、例示であり、本発明
の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同
一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いか
なるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。
るものではない。上記実施形態は、例示であり、本発明
の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同
一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いか
なるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。
【００８３】例えば、上記実施形態においては、直径６
および８インチのシリコン単結晶を育成する場合につき
例を挙げて説明したが、本発明はこれには限定されず、
Ｎ領域に合致し、かつ結晶の固液界面近傍の結晶中心部
と周辺部との温度勾配の差を小さくする引上げ速度に調
節すれば、直径８〜１６インチあるいはそれ以上のシリ
コン単結晶にも適用できる。また、本発明で磁場を印加
する場合にも、シリコン融液に水平磁場を印加する場合
に限られるものではなく、縦磁場、カスプ磁場等を印加
するその他のＭＣＺ法にも適用できることは言うまでも
ない。
および８インチのシリコン単結晶を育成する場合につき
例を挙げて説明したが、本発明はこれには限定されず、
Ｎ領域に合致し、かつ結晶の固液界面近傍の結晶中心部
と周辺部との温度勾配の差を小さくする引上げ速度に調
節すれば、直径８〜１６インチあるいはそれ以上のシリ
コン単結晶にも適用できる。また、本発明で磁場を印加
する場合にも、シリコン融液に水平磁場を印加する場合
に限られるものではなく、縦磁場、カスプ磁場等を印加
するその他のＭＣＺ法にも適用できることは言うまでも
ない。
【００８４】
【発明の効果】以上説明したように、本発明により、Ｃ
Ｚ法、ＭＣＺ法によって製造されるシリコン単結晶のＦ
ＰＤ、Ｌ−ＳＥＰＤ、ＣＯＰ等のグローイン欠陥を減少
させ、比較的早い引上げ速度で生産性を殆ど低下させる
ことなく、ウエーハ全面がほぼ無欠陥のシリコン単結晶
を製造することができる。しかも、ウエーハ面内の酸素
濃度分布も改善される。
Ｚ法、ＭＣＺ法によって製造されるシリコン単結晶のＦ
ＰＤ、Ｌ−ＳＥＰＤ、ＣＯＰ等のグローイン欠陥を減少
させ、比較的早い引上げ速度で生産性を殆ど低下させる
ことなく、ウエーハ全面がほぼ無欠陥のシリコン単結晶
を製造することができる。しかも、ウエーハ面内の酸素
濃度分布も改善される。
【図１】ＣＺ法による本発明の単結晶引上装置の概略説
明図である。
明図である。
【図２】ＣＺ法による従来の単結晶引上装置の概略説明
図である。
図である。
【図３】本発明の結晶成長理論を、結晶中固液界面近傍
の温度勾配と引上げ（成長）速度との関係において、従
来法と比較して示した説明図である。
の温度勾配と引上げ（成長）速度との関係において、従
来法と比較して示した説明図である。
【図４】本発明の結晶成長理論を、結晶中固液界面近傍
の温度勾配と引上げ（成長）速度との関係で示した説明
図である。
の温度勾配と引上げ（成長）速度との関係で示した説明
図である。
【図５】本発明の固液界面近傍における、温度勾配測定
位置を示した説明図である。
位置を示した説明図である。
【図６】本発明の単結晶引上装置の固液界面近傍の断熱
材配置を示した図１の部分拡大説明図である。
材配置を示した図１の部分拡大説明図である。
【図７】本発明の結晶成長理論を、結晶中固液界面近傍
の温度勾配と引上げ（成長）速度との関係において、従
来法と比較して図３をより具体的なデータで示した説明
図である。
の温度勾配と引上げ（成長）速度との関係において、従
来法と比較して図３をより具体的なデータで示した説明
図である。
【図８】本発明の結晶成長理論を、結晶中固液界面近傍
の温度勾配と引上げ（成長）速度との関係で図４をより
具体的なデータで示した説明図である。
の温度勾配と引上げ（成長）速度との関係で図４をより
具体的なデータで示した説明図である。
【図９】本発明の結晶成長理論を、結晶中固液界面近傍
の横断面で示した説明図である。 （ａ）：従来法による領域分布。 （ｂ）：本発明による全面Ｎ領域を示す。
の横断面で示した説明図である。 （ａ）：従来法による領域分布。 （ｂ）：本発明による全面Ｎ領域を示す。
【図１０】実施例における結晶成長方向での結晶欠陥の
変化の様子を見た図である。 （ａ）：実施例１（ＣＺ法）、 （ｂ）：実施例２（ＭＣＺ法）。
変化の様子を見た図である。 （ａ）：実施例１（ＣＺ法）、 （ｂ）：実施例２（ＭＣＺ法）。
【図１１】実施例３および比較例の酸素濃度測定結果図
である。 （ａ）：比較例、 （ｂ）：実施例３。
である。 （ａ）：比較例、 （ｂ）：実施例３。
【図１２】ＭＣＺ法による本発明の単結晶引上装置の概
略説明図である。
略説明図である。
１…成長単結晶、２…シリコン融液、３…湯面、４…固
液界面、５…種子結晶、６…シードチャック、７…ケー
ブル、８…固液界面断熱材、９…上部囲繞断熱材、１０
…湯面と固液界面断熱材下端との隙間、３０…単結晶引
上装置、３１…引上げ室、３２…ルツボ、３３…ルツボ
保持軸、３４…ヒータ、３５…断熱材、３６…冷却装
置、３７…整流筒、３８…磁石、３９…Ｎ領域、４０…
Ｖ−リッチ領域、４１…Ｉ−リッチ領域、４２…ＯＳＦ
領域、４３…成長界面形状。
液界面、５…種子結晶、６…シードチャック、７…ケー
ブル、８…固液界面断熱材、９…上部囲繞断熱材、１０
…湯面と固液界面断熱材下端との隙間、３０…単結晶引
上装置、３１…引上げ室、３２…ルツボ、３３…ルツボ
保持軸、３４…ヒータ、３５…断熱材、３６…冷却装
置、３７…整流筒、３８…磁石、３９…Ｎ領域、４０…
Ｖ−リッチ領域、４１…Ｉ−リッチ領域、４２…ＯＳＦ
領域、４３…成長界面形状。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 村岡 正三 群馬県安中市磯部２丁目13番１号 信越半 導体株式会社半導体磯部研究所内 (72)発明者 山中 秀記 福島県西白河郡西郷村大字小田倉字大平 150番地 信越半導体株式会社白河工場内
Claims (16)
- 【請求項１】 チョクラルスキー法によってシリコン単
結晶を製造する場合において、育成されるシリコン単結
晶が結晶成長時に、結晶中の固液界面の形状が、周辺５
ｍｍを除いて固液界面の平均値に対し±５ｍｍ以内とな
るように引き上げることを特徴とするシリコン単結晶の
製造方法。 - 【請求項２】 チョクラルスキー法によってシリコン単
結晶を製造する場合において、育成されるシリコン単結
晶が結晶成長時に、結晶中の固液界面近傍の１４２０℃
から１３５０℃の間の温度勾配またはシリコンの融点か
ら１４００℃の間の温度勾配Ｇ（温度変化量／結晶軸方
向長さ）［℃／ｃｍ］の値を、結晶中心部分の温度勾配
Ｇｃ［℃／ｃｍ］と結晶周辺部分の温度勾配Ｇｅ［℃／
ｃｍ］との差△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇｃ）で表した時、△Ｇが
５℃／ｃｍ以内となるように炉内温度を制御することを
特徴とするシリコン単結晶の製造方法。 - 【請求項３】 磁場を印加したチョクラルスキー法によ
ってシリコン単結晶を製造する場合において、育成され
るシリコン単結晶が結晶成長時に、結晶中の固液界面近
傍の１４２０℃から１３５０℃の間の温度勾配またはシ
リコンの融点から１４００℃の間の温度勾配Ｇ（温度変
化量／結晶軸方向長さ）［℃／ｃｍ］の値を、結晶中心
部分の温度勾配Ｇｃ［℃／ｃｍ］と結晶周辺部分の温度
勾配Ｇｅ［℃／ｃｍ］との差△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇｃ）で表
した時、△Ｇが５℃／ｃｍ以内となるように炉内温度を
制御することを特徴とするシリコン単結晶の製造方法。 - 【請求項４】 前記印加される磁場を水平磁場とするこ
とを特徴とする請求項３記載のシリコン単結晶の製造方
法。 - 【請求項５】 印加する磁場の強度を２０００Ｇ以上と
することを特徴とする請求項３又は請求項４記載のシリ
コン単結晶の製造方法。 - 【請求項６】 前記結晶中の１３００℃から１０００℃
までの温度域の結晶の長さが８ｃｍ以下となるように制
御することを特徴とする、請求項１ないし請求項５のい
ずれか１項に記載したシリコン単結晶の製造方法。 - 【請求項７】 前記結晶中の１３００℃から１０００℃
までの温度域を通過する時間が８０分以下となるように
制御することを特徴とする、請求項１ないし請求項６の
いずれか１項に記載したシリコン単結晶の製造方法。 - 【請求項８】 前記結晶中の固液界面近傍の１４２０℃
から１３５０℃の間の温度勾配またはシリコンの融点か
ら１４００℃の間の温度勾配Ｇと引上げ速度を調節し
て、結晶全面の引上げ状態をベイカンシー・リッチ領域
とインタースティシアル・リッチ領域との境界近辺に合
わせ、結晶の全面を欠陥濃度の偏りの少ないニュートラ
ルな領域において引上げを行うようにすることを特徴と
する、請求項１ないし請求項７のいずれか１項に記載し
たシリコン単結晶の製造方法。 - 【請求項９】 チョクラルスキー法によってシリコン単
結晶を製造する装置において、育成されるシリコン単結
晶が結晶成長時に、結晶中の固液界面近傍の１４２０℃
から１３５０℃の間の温度勾配またはシリコンの融点か
ら１４００℃の間の温度勾配Ｇ（温度変化量／結晶軸方
向長さ）［℃／ｃｍ］の値を、結晶中心部分の温度勾配
Ｇｃ［℃／ｃｍ］と結晶周辺部分の温度勾配Ｇｅ［℃／
ｃｍ］との差△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇｃ）で表した時、△Ｇが
５℃／ｃｍ以内となるように炉内温度を形成することを
特徴とする、シリコン単結晶の製造装置。 - 【請求項１０】 磁場を印加したチョクラルスキー法に
よってシリコン単結晶を製造する装置において、育成さ
れるシリコン単結晶が結晶成長時に、結晶中の固液界面
近傍の１４２０℃から１３５０℃の間の温度勾配または
シリコンの融点から１４００℃の間の温度勾配Ｇ（温度
変化量／結晶軸方向長さ）［℃／ｃｍ］の値を、結晶中
心部分の温度勾配Ｇｃ［℃／ｃｍ］と結晶周辺部分の温
度勾配Ｇｅ［℃／ｃｍ］との差△Ｇ＝（Ｇｅ−Ｇｃ）で
表した時、△Ｇが５℃／ｃｍ以内となるように炉内温度
を形成することを特徴とする、シリコン単結晶の製造装
置。 - 【請求項１１】 チョクラルスキー法によってシリコン
単結晶を製造する装置において、シリコン溶融液の湯面
直上にシリコン単結晶を囲繞するように固液界面断熱材
を配置し、シリコン単結晶を囲繞した固液界面断熱材の
下端と湯面との間の隙間を３〜５ｃｍとすることを特徴
とする、請求項９又は請求項１０に記載したシリコン単
結晶の製造装置。 - 【請求項１２】 請求項１ないし請求項８のいずれか１
項に記載した方法によって製造されたシリコン単結晶。 - 【請求項１３】 請求項９ないし請求項１１のいずれか
１項に記載した装置によって製造されたシリコン単結
晶。 - 【請求項１４】 チョクラルスキー法により育成された
シリコン単結晶であって、成長方向に垂直な方向の酸素
濃度分布が、５％以下であることを特徴とするシリコン
単結晶。 - 【請求項１５】 ＦＰＤ密度が１００ケ／ｃｍ2 以下で
あり、かつサイズが１０μｍ以上のＳＥＰＤ密度が１０
ケ／ｃｍ2 以下であることを特徴とするシリコンウエー
ハ。 - 【請求項１６】 酸素濃度の面内分布が、５％以下であ
ることを特徴とする請求項１５のシリコンウエーハ。
Priority Applications (7)
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|---|---|---|---|
| JP10074866A JPH1179889A (ja) | 1997-07-09 | 1998-03-09 | 結晶欠陥が少ないシリコン単結晶の製造方法、製造装置並びにこの方法、装置で製造されたシリコン単結晶とシリコンウエーハ |
| EP98304955A EP0890662B1 (en) | 1997-07-09 | 1998-06-24 | Method and apparatus for manufacturing a silicon single crystal having few crystal defects, and a silicon single crystal and silicon wafers manufactured by the same |
| DE69833610T DE69833610T2 (de) | 1997-07-09 | 1998-06-24 | Verfahren und Vorrichtung zur Herstellung von Silicium Einkristall mit verringerten Kristalldefekten und danach hergestellte Silicium Einkristall und Silici umwafer |
| US09/109,530 US5968264A (en) | 1997-07-09 | 1998-07-02 | Method and apparatus for manufacturing a silicon single crystal having few crystal defects, and a silicon single crystal and silicon wafers manufactured by the same |
| KR1019980026790A KR100558177B1 (ko) | 1997-07-09 | 1998-07-03 | 결정결함을가지지않는실리콘단결정제조방법과장치,및이에의해제조된실리콘단결정과실리콘웨이퍼 |
| US09/359,078 US6159438A (en) | 1997-07-09 | 1999-07-22 | Method and apparatus for manufacturing a silicon single crystal having few crystal defects, and a silicon single crystal and silicon wafers manufactured by the same |
| US09/661,985 US6364947B1 (en) | 1997-07-09 | 2000-09-14 | Method and apparatus for manufacturing a silicon single crystal having few crystal defects, and a silicon single crystal and silicon wafers manufactured by the same |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9-199415 | 1997-07-09 | ||
| JP19941597 | 1997-07-09 | ||
| JP10074866A JPH1179889A (ja) | 1997-07-09 | 1998-03-09 | 結晶欠陥が少ないシリコン単結晶の製造方法、製造装置並びにこの方法、装置で製造されたシリコン単結晶とシリコンウエーハ |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1179889A true JPH1179889A (ja) | 1999-03-23 |
Family
ID=26416041
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10074866A Pending JPH1179889A (ja) | 1997-07-09 | 1998-03-09 | 結晶欠陥が少ないシリコン単結晶の製造方法、製造装置並びにこの方法、装置で製造されたシリコン単結晶とシリコンウエーハ |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (3) | US5968264A (ja) |
| EP (1) | EP0890662B1 (ja) |
| JP (1) | JPH1179889A (ja) |
| KR (1) | KR100558177B1 (ja) |
| DE (1) | DE69833610T2 (ja) |
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