JP4007193B2

JP4007193B2 - Method for producing silicon single crystal

Info

Publication number: JP4007193B2
Application number: JP2002506276A
Authority: JP
Inventors: 誠飯田; 好彦山田
Original assignee: Shin Etsu Handotai Co Ltd
Current assignee: Shin Etsu Handotai Co Ltd
Priority date: 2000-06-27
Filing date: 2001-06-22
Publication date: 2007-11-14
Anticipated expiration: 2021-06-22
Also published as: WO2002000970A1

Description

技術分野
本発明はチョクラルスキー法（ＣＺ法）によるシリコン単結晶の製造方法に関する。
背景技術
半導体デバイス技術の発展に伴い、チョクラルスキー法を用いたＣＺシリコン単結晶に対する品質要求は多岐にわたっている。また、低コストに対する要求も厳しいものがある。様々な品質要求を実現するためのＣＺシリコン単結晶製造方法における制御因子として、不純物濃度、結晶育成中の熱履歴等がある。これらの中でも引上げ速度Ｖと結晶固液界面温度勾配Ｇｓの比Ｖ／Ｇｓというパラメータは、空孔と格子間シリコンの２種類の点欠陥を制御できるパラメータであって、グローンイン（Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ）欠陥制御や酸素析出特性の制御因子として注目されている。
Ｖ／Ｇｓを用いた結晶品質の制御の代表的な例として、ＯＳＦ（Ｏｘｉｄａｔｉｏｎ−ｉｎｄｕｃｅｄＳｔａｃｋｉｎｇＦａｕｌｔ）リングの制御がある。ＯＳＦリングは、Ｖ／Ｇｓがある値になった際に、引上げ結晶の径方向断面においてリング状に観察される結晶欠陥である。そこで、ＯＳＦリングの発生を抑制するためには、Ｖ／Ｇｓを結晶径方向全面に於いてある値より大きくすればよい。通常のＣＺ結晶引上げ方法においては、Ｖ／Ｇｓを大きくしてＯＳＦリングを回避するために、Ｇｓに対し引上げ速度を高速にして結晶を育成するようにしている。
しかし、ある引上げ速度を超えると結晶は変形を起こしてしまい、形状の整った結晶の育成は困難になる。このような結晶の変形を発生させることなく引上げることのできる最大引上げ速度Ｖｍａｘというのは、Ｇｓの含まれた関数で決定される。実際の操業においては、引上げ装置の炉内構造（ホットゾーン：ＨＺ）の温度分布によりＧｓが決まり、そのＧｓによって最大引上げ速度が決まるので、ここで決まった最大引上げ速度以下の引上げ速度で結晶の育成を行っている。
例えばＯＳＦリングを発生させないようにするには、Ｖ／Ｇｓを結晶の径方向の全面で、ある値以上にする必要がある。通常、Ｇｓというのは結晶の径方向で周辺上がりの分布を持つのに対し、Ｖは径方向において一定であるので、結晶の中心よりも周辺の方がＶ／Ｇｓの値は小さくなる。しかし、変形しない最大引上げ速度というのはＧｓの最小値、即ち、結晶の中心のＧｓの値で決定される。そのため、Ｇｓの面内分布が大きい場合には、中心のＧｓで決まる最大引上げ速度では周辺のＶ／Ｇｓ値を十分に大きくできないため、周辺でＯＳＦリングの発生を抑制できない場合がある。
これを回避するには、まず、Ｇｓの面内分布を小さくする方法が考えられる。しかし、単に面内分布を小さくするだけでは結晶の中心のＧｓを含めたＧｓ値そのものが小さくなってしまうため最大引上げ速度が低くなり、結果としてＶ／Ｇｓの制御はできても、結晶育成コストが高くなるという問題があった。
別の方法としてＧｓに対する変形しない最大引上げ速度を増大させる方法が考えられる。これを達成するには、変形しない最大引上げ速度を決定するもう一つのパラメータである融液の界面直下の温度勾配Ｇｌを小さくすればよい。その具体的な方法としては、結晶育成中に融液に対して磁場を印加するＭＣＺ法（Ｍａｇｎｅｔｉｃ−ｆｉｅｌｄ−ａｐｐｌｉｅｄＣｚｏｃｈｒａｌｓｋｉＭｅｔｈｏｄ）により実現させることができる。しかし、ＭＣＺ法の設備投資というのは高額であり、また維持費も高額で全て結晶のコストを増大させていた。
発明の開示
そこで本発明は、このような問題点に鑑みてなされたもので、通常のＣＺ法において、簡単かつ安価で融液の温度勾配Ｇｌを小さくし、最大引上げ速度を大きくするとともに、面内にＯＳＦリングが発生することを確実に抑制することができるシリコン単結晶の製造方法を提供することを主たる目的とする。
上記課題を解決するために、本発明に係るシリコン単結晶の製造方法は、チョクラルスキー法によりシリコン単結晶を製造する方法において、原料シリコンを収容するルツボの内径を、製造されるシリコン単結晶の目標直径に対して２〜２．５倍とし、結晶径方向における引上げ速度Ｖと結晶固液界面温度勾配Ｇｓの比Ｖ／Ｇｓの最小値が０．３ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎ以上となるようにして引上げることを特徴としている。
このように、原料シリコンを収容するルツボとして、製造されるシリコン単結晶の目標直径に対し２〜２．５倍の内径を有するルツボを用いることにより、Ｇｌを小さくすることができ、Ｇｓに対するシリコン単結晶の変形が起らない最大引上げ速度Ｖｍａｘを大きくすることができる。そして、引上げ結晶の径方向における面内のＶ／Ｇｓの最小値が０．３ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎ以上となるようにして引上げれば、面内全体のＶ／Ｇｓが高いレベルになるのでＯＳＦリングの発生を確実に抑制することができ、高品質のシリコン単結晶を高い生産性で製造することができる。
この場合、シリコン単結晶の製造方法において、窒素がドープされたシリコン単結晶を引上げることができる。
このように、窒素がドープされたシリコン単結晶を引上げる場合に、Ｖ／Ｇｓを０．３ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎ以上とすれば、この単結晶から作製されたシリコンウエーハを用いてエピタキシャルウエーハを作製した時に、例え窒素濃度が１×１０^１４個／ｃｍ^３以下の比較的低窒素濃度であっても、エピ層欠陥の低減とバルク中の高ＢＭＤ密度によるゲッタリング能力の向上という２つの効果を同時に達成することができる。
そして本発明に係る他のシリコン単結晶の製造方法は、チョクラルスキー法により窒素がドープされたシリコン単結晶を製造する方法において、原料シリコンを収容するルツボとして、製造されるシリコン単結晶の目標直径に対し２〜２．５倍の内径を有するルツボを用いて引上げることを特徴とするものである。
このように、窒素がドープされたシリコン単結晶を製造する場合にも、原料シリコンを収容するルツボとして、製造されるシリコン単結晶の目標直径に対し２〜２．５倍の内径を有するルツボを用いることにより、Ｇｌを小さくすることができ、Ｇｓに対するシリコン単結晶の変形が起らない最大引上げ速度Ｖｍａｘを大きくすることができ、効率よく結晶を製造することができる。
そしてこの場合、前記シリコン単結晶の製造方法において、結晶直径に対するヒーターの内径を２．５〜３倍にすることが望ましい。
このように、本発明において、ルツボの周囲に設置されるヒーターの内径は、結晶直径に対し２．５〜３倍であることが望ましい。なぜなら、結晶直径の３倍を超えるような余りにも大きいヒーター直径では、ルツボ内の融液の対流分布が大きく変化し、Ｇｓに対する引上げ速度がさほど速くならない場合があるからである。
またこの場合、シリコン単結晶の製造方法において、結晶の回転数を５〜２５ｒｐｍとすることが好ましい。
これは、２５ｒｐｍを超えるようなあまりにも速い結晶回転速度では、その影響により結晶が変形してしまうし、逆に結晶が５ｒｐｍ未満或いは全く回転していないと、結晶周囲の温度分布の均一性が低下するため、結晶は変形を起こし易くなるからである。
さらにこの場合、前記シリコン単結晶の製造方法において、ルツボの回転数を０．１〜２０ｒｐｍとすることが好ましい。
これは、ルツボが全く回転しないのでは、融液が撹拌されないので対流の様子が変化してしまう。また、ルツボの回転が２０ｒｐｍを超えるような速さになると、融液表面が振動し、結晶の変形や乱れを引き起こす場合があるからである。
さらに本発明によれば、前記製造方法により製造されたＯＳＦリングの発生が抑制された高品質シリコン単結晶が提供される。
以上詳細に説明したように、本発明によれば、引上げ単結晶が変形しない最大引上げ速度をより一層向上させることができ、ＯＳＦリングの発生を回避した高品質のシリコン単結晶をより低コストで育成することができる製造方法を提供することができる。
発明を実施するための最良の形態
以下、本発明についてさらに詳細に説明する。
本発明者らは、ＭＣＺ法のような高額の投資や維持費を必要としない通常のＣＺ法において、融液の温度勾配Ｇｌを小さくしてＧｓに対する最大引上げ速度を大きくする方法に関し鋭意調査を行った。融液の温度勾配を決定すると思われる要因は炉内の温度分布および融液の対流であると考えられる。そこで、これらに有効と思われるパラメータを様々に変化させて実験を行ったところ、結晶の直径とルツボの内径の比が、融液の温度勾配Ｇｌに大きな影響を与えていることを発見し、本発明に想到した。
一般に、チョクラルスキー法において、ルツボの内径は結晶の直径の３倍程度であるのが普通で、３倍則と呼ばれることもある。すなわち、直径８インチ（約２００ｍｍ）のウエーハ用の結晶を引上げる場合には、２２インチ（約５５０ｍｍ）または２４インチ（約６００ｍｍ）の石英ルツボが使用されるのが通常である。
図１は、内径ｃが２２インチの石英ルツボを用いて、直径ｄが約８インチの結晶を引上げた場合（磁場印加なし、ｃ／ｄ＝２．７５）と内径２４インチの石英ルツボを用いた場合（磁場印加あり、ｃ／ｄ＝３．０）において、総合伝熱解析ソフトＦＥＭＡＧ（Ｆ．Ｄｕｐｒｅｔ，Ｐ．Ｎｉｃｏｄｅｍｅ，Ｙ．Ｒｙｃｋｍａｎｓ，Ｐ．Ｗｏｕｔｅｒｓ，ａｎｄＭ．Ｊ．Ｃｒｏｃｈｅｔ，Ｉｎｔ．Ｊ．ＨｅａｔＭａｓｓＴｒａｎｓｆｅｒ，３３，１８４９（１９９０））を用いてＧｓを算出し、実験的に結晶が変形しない最大引上げ速度Ｖｍａｘを求め、その関係をプロットした結果を示している。
一方、直径約８インチ結晶の育成において通常用いられる２２インチや２４インチのルツボに代えて、１８インチ（約４５０ｍｍ）のルツボを使用して結晶の育成（磁場印加なし、ｃ／ｄ＝２．２５）を行ってみた。すると、ＦＥＭＡＧの解析結果ではこのＨＺにおける結晶中心のＧｓは２．３５Ｋ／ｍｍしかなかったので、図１における磁場印加なしの図から見積もると、Ｇｓ＝２．３５Ｋ／ｍｍに対する変形しない最大引上げ速度Ｖｍａｘは０．７ｍｍ／ｍｉｎ程度であるはずであった。ところが、実験的に得られた最大引上げ速度は約１．１ｍｍ／ｍｉｎ（黒三角）であった。すなわち、磁場印加なしにもかかわらず、３倍則に従った通常内径のルツボを用いて磁場を印加して引上げた際の最大引上げ速度に匹敵するレベルまで、Ｇｓに対するＶｍａｘが増大していることが確認できた。
この方法によれば、中心位置でＶｍａｘ／Ｇｓ＝０．４７ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎと高い値になっており、結晶の周辺に於いてもＶｍａｘ／Ｇｓ＝０．３２ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎで、ＯＳＦリングの発生を確実に抑制できることが分かった。
従来の大きなルツボを使用した方法（磁場印加なし）では中心でＶｍａｘ／Ｇｓ＝０．３５ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎ、周辺で０．２ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎ程度であったが、本発明によりＭＣＺ法に比較して開発・操業コストの安い通常のＣＺ法であっても、中心でＶｍａｘ／Ｇｓ＝０．４７ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎ、周辺で０．３２ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎ程度で育成することが可能になった。これにより、磁場を印加するのに必要な高価な設備を設置することなく、安いコストで結晶径方向全面で高Ｖ／Ｇｓを達成することが可能となることがわかった。
ルツボの内径を通常よりも小さいものを用いることにより、変形しない最大引上げ速度が向上した理由については明確ではないが、本来、変形しない最大引上げ速度Ｖｍａｘは、結晶の温度勾配Ｇｓと融液の温度勾配Ｇｌとの差に比例することが知られている（Ｆ．Ｓｈｉｍｕｒａ：ＳｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒＳｉｌｉｃｏｎＣｒｙｓｔａｌＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙｐ．１３８，ＡｃａｄｅｍｉｃＰｒｅｓｓ）。
従って、融液の温度勾配Ｇｌが小さくなれば結晶の温度勾配Ｇｓに対する最大引上げ速度は大きくなるので、ルツボの内径を通常よりも小さいものを用いることにより、融液の温度勾配が小さくなったと推論される。
そしてこの場合、結晶直径に対するヒーターの内径を２．５〜３倍にすることが望ましい。これは、結晶直径の３倍を超えるような余りにも大きいヒーター直径では、ルツボ径を小さくしても、ルツボ内の融液の対流分布が大きく変化し、Ｇｓに対する引上げ速度がさほど速くならない場合があるからである。
またこの場合、結晶の回転数を５〜２５ｒｐｍとすることが好ましい。
これは、２５ｒｐｍを超えるような速い結晶回転速度では、その影響により融液面を泡立たせ、結晶が変形したり乱れてしまうし、逆に結晶が５ｒｐｍ未満或いは全く回転していないと、結晶周囲の温度分布の均一性が低下するため、結晶は変形を起こし易くなるからである。
さらにこの場合、ルツボの回転数を０．１〜２０ｒｐｍとすることが好ましい。ルツボが全く回転しないのでは、融液が撹拌されないので対流の様子が変化してしまう。また、ルツボの回転が２０ｒｐｍを超えるような速さになると、融液面の振動が発生し、結晶の変形や乱れを引き起こす場合があるからである。
以下、本発明を、図面を参照しながらさらに説明する。
まず、本発明において使用するＣＺ法単結晶引上げ装置の構成例を図５を用いて説明する。図５に示すように、この単結晶引上げ装置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およびその回転機構（図示せず）と、シリコンの種結晶５を保持するシードチャック６と、シードチャック６を引上げるワイヤ７と、ワイヤ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３５が配置されている。
また、結晶中の温度勾配Ｇｓをできるだけフラットにするために、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３６を設けてもよい。
次に、上記図５の単結晶引上げ装置３０による単結晶育成方法について説明する。まず、ルツボ３２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、ワイヤ７を巻き出すことにより融液２の表面略中心部に種結晶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、ワイヤ７を回転させながら巻き取り種結晶５を引上げることにより、単結晶育成が開始される。以後、引上げ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。
そして本発明では、原料が収容されるルツボの内径ｃと引上げ結晶の直径ｄとの比ｃ／ｄが２．０〜２．５となるように設定する必要がある。
さらにこのｃ／ｄ比の設定に伴い、結晶直径ｄに対するヒーターの内径ｅを２．５〜３倍にすることが好ましい。
図４はｃ／ｄとＶｍａｘ／Ｇｓとの関係を定性的に示したものである。ｃ／ｄが１以下の場合は物理的に結晶引上げが不可能であり、１〜１．６の範囲では、ルツボの内壁からも結晶成長が発生してしまい、それが遊離して引上げ結晶の有転位化を引き起こす等の問題が発生し、引上げが極めて困難になるため適当ではない。また１．６〜２．０の範囲においては、単結晶成長が不可能ではないが連続操業の安定性に欠けるため、低コストが要求される現実の量産体制には向かない。一方ｃ／ｄが２．５を超える場合はＶｍａｘ／Ｇｓの低下による結晶周辺部でのＯＳＦリングの発生が懸念されるばかりでなく、エピタキシャルウエーハ用の窒素ドープシリコンウエーハに要求されるＶ／Ｇｓ≧０．３ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎをウエーハ全面で満たすことが困難になる。
引上げ結晶の直径が６、８、１２インチ（１５０、２００、３００ｍｍ）の場合の具体的なルツボの内径としては、それぞれ１２〜１５インチ（３００〜３７５ｍｍ）、１６〜２０インチ（４００〜５００ｍｍ）、２４〜３０インチ（６００〜７５０ｍｍ）の範囲のものを用いればよい。これにより、引上げ結晶の直径の２．５倍を超える内径を有するルツボを用いて磁場印加せずに引上げる従来の引上げ方法では満たすことが難しかったウエーハ全面でＶ／Ｇｓが０．３ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎ以上となる引上げ条件を極めて容易に達成することができる。
また、単に引上げ結晶の直径の２．５倍以下の内径を有するルツボを用いるだけでは結晶の周辺部においてＶ／Ｇｓが不十分となる場合には、ＨＺを構成する断熱材を取り外す等の簡単な改良により、さらにＶｍａｘを大きくすることができ、結果としてＶ／Ｇｓを向上させることができることがＦＥＭＡＧ（前出）を用いた熱解析シミュレーションにより確認できた。
なお、上記のようにＶ／Ｇｓ値は、０．３ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎより大きいほどよいが、あまり大きくすると結晶が変形するので、通常は０．５５ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎ程度が限界である。
以下、本発明の実施例と比較例を挙げて本発明を具体的に説明するが、本発明は、これらに限定されるものではない。
（実施例１、比較例１）
２種類の単結晶引上げ装置を用いて、それぞれ表１の条件により、直径８インチ（２００ｍｍ）、ｐ型、結晶方位＜１００＞である窒素がドープされたシリコン単結晶を引上げた。窒素のドープは、原料中に窒化膜付きシリコンウエーハを所定量投入することにより行い、引上げ結晶の肩の部分の窒素濃度が計算上、２×１０^１３／ｃｍ^３となるように設定した。
引上げ中の結晶径方向のＧｓの面内分布をＦＥＭＡＧにより算出し図２に示した。また、Ｖｍａｘ／Ｇｓの面内分布を図３に示した。Ｖｍａｘは実施例１が約１．０５ｍｍ／ｍｉｎ、比較例１が約１．１ｍｍ／ｍｉｎであり、Ｖｍａｘ自体は実施例１の方が若干小さかったが、図３および表１から明らかなようにＧｓに対するＶｍａｘ、すなわち、Ｖｍａｘ／Ｇｓは実施例１の方が圧倒的に大きく、実施例１の場合のみ径方向全体にわたり、Ｖｍａｘ／Ｇｓ≧０．３ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎを満たしていることがわかった。
また、実施例１及び比較例１でそれぞれ成長した結晶から結晶軸方向に垂直に厚さ２ｍｍ程度のスラブを切り出し、フッ硝酸系の混酸で表面の歪みを除去した。次いで、１１５０℃で１００分間ウエット酸素雰囲気で酸化熱処理を行って選択エッチングした試料でＯＳＦリングの発生の有無を確認した。その結果、実施例１の結晶ではＯＳＦリングの発生は無かったが、比較例１の結晶の周辺部ではＯＳＦリングの発生が認められた。
（実施例２）
実施例１と同一の引上装置を用い、ＨＺの一部の断熱材を除去した構造で実施例１と同一の引上げ条件で８インチの窒素ドープ単結晶を引上げた。
その結果、Ｖｍａｘは１．３３ｍｍ／ｍｉｎが得られ、周辺１０ｍｍ付近のＶｍａｘ／Ｇｓは０．３５０ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎであり、さらなるＶｍａｘ／Ｇｓの向上が確認できた。引上げ条件と結果を表１に併記した。
また、実施例２の結晶についても、実施例１と同様にＯＳＦリングの発生の有無を確認したところ、ＯＳＦリングの発生は認められなかった。

（実施例３、比較例２）
２種類の単結晶引上げ装置を用いて、それぞれ表２の条件により、直径６インチ（１５０ｍｍ）、ｐ型、結晶方位＜１００＞であるシリコン単結晶（窒素ドープなし）を引上げた。得られたＶｍａｘ、結晶中心部および周辺１０ｍｍ付近のＧｓ、Ｖｍａｘ／Ｇｓを表２に併記した。
また、実施例３及び比較例２の結晶についても、実施例１と同様にＯＳＦリングの発生の有無を確認した。その結果、実施例３の結晶ではＯＳＦリングの発生は無かったが、比較例２の結晶の周辺部ではＯＳＦリングの発生が認められた。

なお、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は、例示であり、本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。
本発明は磁場を印加した引上げ法に適用することを禁じる趣旨ではなく、いわゆるＭＣＺ法に適用してもよい。本発明を磁場を印加して結晶を引上げるＭＣＺ法に適用した場合、上記のような磁場を印加しない通常のＣＺ法引上げ法に適用した場合に比べればＧｓに対するＶｍａｘの向上効果は少ないが、ある程度の改善効果は期待できる。
【図面の簡単な説明】
図１は、石英ルツボの内径ｃと引上げ単結晶の直径ｄとの比ｃ／ｄ別にみた、結晶固液界面温度勾配Ｇｓと結晶が変形しない最大引上げ速度Ｖｍａｘとの関係を示した図である。
図２は、実施例１、比較例１における引上げ中の結晶径方向の固液界面温度勾配Ｇｓの面内分布を示した結果図である。
図３は、実施例１、比較例１における結晶径方向の最大引上げ速度Ｖｍａｘと結晶固液界面温度勾配Ｇｓの比Ｖｍａｘ／Ｇｓの面内分布を示した結果図である。
図４は、ｃ／ｄとＶｍａｘ／Ｇｓとの関係を定性的に示した摸式図である。
図５は、本発明で使用したＣＺ法による単結晶引上げ装置の概略説明図である。TECHNICAL FIELD The present invention relates to a method for producing a silicon single crystal by the Czochralski method (CZ method).
BACKGROUND ART With the development of semiconductor device technology, quality requirements for CZ silicon single crystals using the Czochralski method are diversified. In addition, there are strict requirements for low cost. Control factors in a CZ silicon single crystal manufacturing method for realizing various quality requirements include impurity concentration, thermal history during crystal growth, and the like. Among these parameters, the parameter V / Gs, which is the ratio V / Gs of the pulling rate V and the crystal solid-liquid interface temperature gradient Gs, is a parameter that can control two types of point defects, vacancies and interstitial silicon, and grow-in defects. It is attracting attention as a control factor for control and oxygen precipitation characteristics.
As a typical example of the control of crystal quality using V / Gs, there is an OSF (Oxidation-Induced Stacking Fault) ring control. The OSF ring is a crystal defect observed in a ring shape in the radial cross section of the pulled crystal when V / Gs reaches a certain value. Therefore, in order to suppress the generation of the OSF ring, V / Gs may be made larger than a certain value over the entire crystal diameter direction. In a normal CZ crystal pulling method, in order to increase V / Gs and avoid the OSF ring, the crystal is grown at a higher pulling speed than Gs.
However, if the pulling speed is exceeded, the crystal will be deformed, and it will be difficult to grow a crystal with a uniform shape. The maximum pulling speed Vmax that can be pulled without causing such deformation of the crystal is determined by a function including Gs. In actual operation, Gs is determined by the temperature distribution of the internal structure of the pulling device (hot zone: HZ), and the maximum pulling speed is determined by the Gs. Therefore, the crystal pulling speed is less than the maximum pulling speed determined here. We are training.
For example, in order not to generate an OSF ring, it is necessary to set V / Gs to a certain value or more over the entire surface in the radial direction of the crystal. Normally, Gs has a distribution of rising edges in the radial direction of the crystal, whereas V is constant in the radial direction, so the value of V / Gs is smaller in the periphery than in the center of the crystal. However, the maximum pulling speed without deformation is determined by the minimum value of Gs, that is, the value of Gs at the center of the crystal. Therefore, when the in-plane distribution of Gs is large, the peripheral V / Gs value cannot be sufficiently increased at the maximum pulling speed determined by the central Gs, and thus the occurrence of OSF rings in the periphery may not be suppressed.
In order to avoid this, first, a method of reducing the in-plane distribution of Gs can be considered. However, if the in-plane distribution is simply reduced, the Gs value itself including Gs at the center of the crystal is reduced, so the maximum pulling rate is reduced. As a result, even if the V / Gs can be controlled, the crystal growth cost can be reduced. There was a problem that became high.
As another method, a method of increasing the maximum pulling speed without deformation with respect to Gs can be considered. In order to achieve this, the temperature gradient Gl just below the melt interface, which is another parameter for determining the maximum pulling speed without deformation, may be reduced. The specific method can be realized by the MCZ method (Magnetic-field-applied Czochralski Method) in which a magnetic field is applied to the melt during crystal growth. However, the capital investment of the MCZ method is expensive, and the maintenance cost is also high, all increasing the cost of the crystal.
DISCLOSURE OF THE INVENTION Accordingly, the present invention has been made in view of such problems. In the normal CZ method, the melt temperature gradient Gl is reduced easily and inexpensively, the maximum pulling speed is increased, and the surface is increased. It is a main object of the present invention to provide a method for producing a silicon single crystal that can reliably suppress the occurrence of an OSF ring therein.
In order to solve the above-mentioned problems, a method for producing a silicon single crystal according to the present invention is a method for producing a silicon single crystal by the Czochralski method. In the method for producing a silicon single crystal, the inner diameter of a crucible containing raw material silicon is produced. The minimum value of the ratio V / Gs between the pulling speed V and the crystal solid-liquid interface temperature gradient Gs in the crystal diameter direction is 0.3 mm ² / K · min or more. It is characterized by pulling up.
Thus, by using a crucible having an inner diameter of 2 to 2.5 times the target diameter of a silicon single crystal to be produced as a crucible for containing raw material silicon, Gl can be reduced, and silicon for Gs can be reduced. The maximum pulling rate Vmax at which no deformation of the single crystal occurs can be increased. If the minimum value of in-plane V / Gs in the radial direction of the pulling crystal is 0.3 mm ² / K · min or more, the V / Gs of the entire in-plane becomes a high level. Ring generation can be reliably suppressed, and a high-quality silicon single crystal can be manufactured with high productivity.
In this case, in the method for producing a silicon single crystal, the silicon single crystal doped with nitrogen can be pulled up.
Thus, when pulling up a silicon single crystal doped with nitrogen, if V / Gs is 0.3 mm ² / K · min or more, an epitaxial wafer can be formed using a silicon wafer produced from this single crystal. When manufactured, even if the nitrogen concentration is a relatively low nitrogen concentration of 1 × 10 ¹⁴ atoms / cm ³ or less, two effects of reducing epilayer defects and improving gettering ability due to high BMD density in the bulk Can be achieved at the same time.
Another method for producing a silicon single crystal according to the present invention is a method for producing a silicon single crystal doped with nitrogen by the Czochralski method, and a target of a silicon single crystal produced as a crucible containing raw silicon. It is characterized by using a crucible having an inner diameter of 2 to 2.5 times the diameter.
Thus, even when manufacturing a silicon single crystal doped with nitrogen, a crucible having an inner diameter of 2 to 2.5 times the target diameter of the manufactured silicon single crystal is used as a crucible for containing raw material silicon. By using it, Gl can be reduced, the maximum pulling rate Vmax at which the silicon single crystal does not deform with respect to Gs can be increased, and a crystal can be produced efficiently.
In this case, in the method for producing a silicon single crystal, it is desirable that the inner diameter of the heater is 2.5 to 3 times the crystal diameter.
Thus, in the present invention, the inner diameter of the heater installed around the crucible is preferably 2.5 to 3 times the crystal diameter. This is because if the heater diameter is too large, exceeding 3 times the crystal diameter, the convection distribution of the melt in the crucible will change greatly, and the pulling speed for Gs may not be so fast.
In this case, in the method for producing a silicon single crystal, it is preferable that the number of rotations of the crystal is 5 to 25 rpm.
This is because at a crystal rotation speed exceeding 25 rpm, the crystal is deformed due to the influence, and conversely, if the crystal is less than 5 rpm or not rotating at all, the uniformity of the temperature distribution around the crystal is This is because the crystal tends to be deformed due to the decrease.
Furthermore, in this case, in the method for producing a silicon single crystal, it is preferable that the rotational speed of the crucible is 0.1 to 20 rpm.
This is because if the crucible does not rotate at all, the melt is not agitated, so the state of convection changes. Moreover, when the rotation of the crucible reaches a speed exceeding 20 rpm, the melt surface vibrates, which may cause crystal deformation and disorder.
Furthermore, according to the present invention, there is provided a high-quality silicon single crystal in which generation of an OSF ring manufactured by the manufacturing method is suppressed.
As described above in detail, according to the present invention, the maximum pulling speed at which the pulling single crystal is not deformed can be further improved, and a high-quality silicon single crystal that avoids the occurrence of an OSF ring can be produced at a lower cost. A production method that can be nurtured can be provided.
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION Hereinafter, the present invention will be described in more detail.
The inventors of the present invention have conducted intensive research on a method of increasing the maximum pulling speed with respect to Gs by reducing the temperature gradient Gl of the melt in the normal CZ method that does not require high investment and maintenance costs like the MCZ method. went. The factors that may determine the temperature gradient of the melt are thought to be the temperature distribution in the furnace and the convection of the melt. Therefore, when various experiments were carried out with various parameters considered to be effective, it was discovered that the ratio of the crystal diameter and the crucible inner diameter had a great influence on the temperature gradient Gl of the melt. The present invention has been conceived.
In general, in the Czochralski method, the inner diameter of the crucible is usually about three times the diameter of the crystal, and is sometimes called the triple rule. That is, when pulling a wafer crystal having a diameter of 8 inches (about 200 mm), a quartz crucible of 22 inches (about 550 mm) or 24 inches (about 600 mm) is usually used.
FIG. 1 shows a case where a quartz crucible having an inner diameter c of 22 inches is used to pull a crystal having an diameter d of about 8 inches (no magnetic field applied, c / d = 2.75) and a quartz crucible having an inner diameter of 24 inches is used. In the case (with magnetic field applied, c / d = 3.0), the comprehensive heat transfer analysis software FEMAG (F. Dupret, P. Nicodeme, Y. Ryckmans, P. Waterers, and M. J. Crochet, Int. J) Heat Mass Transfer, 33, 1849 (1990)), Gs is calculated, the maximum pulling rate Vmax at which the crystal is not deformed experimentally is determined, and the relationship is plotted.
On the other hand, instead of the 22-inch and 24-inch crucibles usually used for growing crystals of about 8 inches in diameter, 18-inch (about 450 mm) crucibles are used to grow crystals (no magnetic field applied, c / d = 2. I went to 25). Then, since the Gs of the crystal center in this HZ was only 2.35 K / mm in the FEMAG analysis result, the maximum pulling speed without deformation for Gs = 2.35 K / mm was estimated from the figure without magnetic field application in FIG. Vmax should have been about 0.7 mm / min. However, the maximum pulling speed obtained experimentally was about 1.1 mm / min (black triangle). That is, Vmax with respect to Gs has increased to a level comparable to the maximum pulling speed when pulling up by applying a magnetic field using a crucible having a normal inner diameter in accordance with the triple rule even though no magnetic field is applied. Was confirmed.
According to this method, Vmax / Gs = 0.47 mm ² / K · min is high at the center position, and Vmax / Gs = 0.32 mm ² / K · min at the periphery of the crystal, It was found that the generation of the OSF ring can be reliably suppressed.
Method using a conventional large crucible at the center (without the magnetic field ^{application) Vmax / Gs = 0.35mm 2 /} K · min, but was about 0.2mm ² / K · min around, MCZ method by the present invention Even with the normal CZ method, which is cheaper to develop and operate compared to the above, it is possible to grow it at Vmax / Gs = 0.47 mm ² / K · min at the center and 0.32 mm ² / K · min at the periphery. It became possible. Thus, it has been found that high V / Gs can be achieved over the entire crystal diameter direction at a low cost without installing expensive equipment necessary for applying a magnetic field.
The reason why the maximum pulling speed without deformation is improved by using a crucible whose inner diameter is smaller than usual is not clear, but the maximum pulling speed Vmax that is not deformed originally is the temperature gradient Gs of the crystal and the temperature of the melt. It is known to be proportional to the difference from the gradient G1 (F. Shimura: Semiconductor Silicon Crystal Technology p. 138, Academic Press).
Therefore, if the melt temperature gradient Gl is reduced, the maximum pulling speed with respect to the crystal temperature gradient Gs is increased. Therefore, it is inferred that the melt temperature gradient is reduced by using a crucible whose inner diameter is smaller than usual. Is done.
In this case, it is desirable that the inner diameter of the heater is 2.5 to 3 times the crystal diameter. This is because the convection distribution of the melt in the crucible changes greatly even if the crucible diameter is reduced, and the pulling speed with respect to Gs may not be so high at a heater diameter that is too large, exceeding three times the crystal diameter. Because there is.
In this case, it is preferable that the rotation speed of the crystal is 5 to 25 rpm.
This is because at a high crystal rotation speed exceeding 25 rpm, the melt surface is bubbled by the influence, and the crystal is deformed or disturbed. Conversely, if the crystal is less than 5 rpm or not rotating at all, This is because the uniformity of the temperature distribution of the crystal decreases, so that the crystal is likely to be deformed.
Furthermore, in this case, it is preferable that the number of rotations of the crucible is 0.1 to 20 rpm. If the crucible does not rotate at all, the convection will change because the melt is not agitated. Further, when the rotation of the crucible reaches a speed exceeding 20 rpm, vibration of the melt surface occurs, which may cause crystal deformation or disorder.
Hereinafter, the present invention will be further described with reference to the drawings.
First, a configuration example of a CZ method single crystal pulling apparatus used in the present invention will be described with reference to FIG. As shown in FIG. 5, the single crystal pulling apparatus 30 includes a pulling chamber 31, a crucible 32 provided in the pulling chamber 31, a heater 34 disposed around the crucible 32, and a crucible for rotating the crucible 32. Holding shaft 33 and its rotating mechanism (not shown), seed chuck 6 holding silicon seed crystal 5, wire 7 pulling up seed chuck 6, and winding mechanism (not shown) for rotating or winding wire 7 Z). The crucible 32 is provided with a quartz crucible on the inner side containing the silicon melt 2 and on the outer side with a graphite crucible. A heat insulating material 35 is disposed around the outside of the heater 34.
Further, in order to make the temperature gradient Gs in the crystal as flat as possible, an annular solid-liquid interface heat insulating material 8 is provided on the outer periphery of the solid-liquid interface of the crystal, and an upper surrounding heat insulating material 9 is disposed thereon. This solid-liquid interface heat insulating material 8 is installed with a gap 10 of 3 to 5 cm between its lower end and the molten metal surface of the silicon melt 2. The upper surrounding heat insulating material 9 may not be used depending on conditions. Further, a cylindrical cooling device 36 that cools the single crystal by blowing cooling gas or blocking radiant heat may be provided.
Next, a single crystal growth method using the single crystal pulling apparatus 30 in FIG. 5 will be described. First, a high-purity polycrystalline silicon raw material of silicon is heated to a melting point (about 1420 ° C.) or higher in the crucible 32 and melted. Next, the tip of the seed crystal 5 is brought into contact with or immersed in the substantially central portion of the surface of the melt 2 by unwinding the wire 7. Thereafter, the crucible holding shaft 33 is rotated in an appropriate direction, and the winding seed crystal 5 is pulled up while rotating the wire 7, thereby starting single crystal growth. Thereafter, a substantially cylindrical single crystal rod 1 can be obtained by appropriately adjusting the pulling speed and temperature.
And in this invention, it is necessary to set so that ratio c / d of the internal diameter c of the crucible in which a raw material is accommodated, and the diameter d of a pulling-up crystal may be set to 2.0-2.5.
Further, with the setting of the c / d ratio, it is preferable that the inner diameter e of the heater is 2.5 to 3 times the crystal diameter d.
FIG. 4 qualitatively shows the relationship between c / d and Vmax / Gs. When c / d is 1 or less, it is physically impossible to pull up the crystal. In the range of 1 to 1.6, crystal growth also occurs from the inner wall of the crucible. This is not suitable because problems such as causing dislocations occur and pulling becomes extremely difficult. Moreover, in the range of 1.6 to 2.0, single crystal growth is not impossible, but the stability of continuous operation is lacking, so it is not suitable for an actual mass production system that requires low cost. On the other hand, when c / d exceeds 2.5, not only is there concern about the occurrence of an OSF ring at the periphery of the crystal due to a decrease in Vmax / Gs, but V / Gs required for nitrogen-doped silicon wafers for epitaxial wafers. It becomes difficult to satisfy ≧ 0.3 mm ² / K · min on the entire surface of the wafer.
Specific inner diameters of the crucible when the diameter of the pulling crystal is 6, 8, 12 inches (150, 200, 300 mm) are 12 to 15 inches (300 to 375 mm) and 16 to 20 inches (400 to 500 mm), respectively. In the range of 24 to 30 inches (600 to 750 mm) may be used. As a result, V / Gs is 0.3 mm ² / over the entire surface of the wafer, which is difficult to satisfy by the conventional pulling method using a crucible having an inner diameter exceeding 2.5 times the diameter of the pulling crystal without applying a magnetic field. The pulling condition of K · min or more can be achieved very easily.
In addition, when V / Gs is insufficient at the periphery of the crystal simply by using a crucible having an inner diameter of 2.5 times or less the diameter of the pulled crystal, it is easy to remove the heat insulating material constituting the HZ. It was confirmed by thermal analysis simulation using FEMAG (supra) that Vmax could be further increased by this improvement, and as a result V / Gs could be improved.
Incidentally, V / Gs values as described above, 0.3mm ² / K · min greater than moderate, but since deformation crystals too large, usually is limited to about 0.55mm ² / K · min .
EXAMPLES Hereinafter, although an Example and comparative example of this invention are given and this invention is demonstrated concretely, this invention is not limited to these.
(Example 1, Comparative Example 1)
A silicon single crystal doped with nitrogen having a diameter of 8 inches (200 mm), a p-type, and a crystal orientation <100> was pulled using two types of single crystal pulling apparatuses according to the conditions shown in Table 1. Nitrogen doping was performed by introducing a predetermined amount of a silicon wafer with a nitride film into the raw material, and the nitrogen concentration in the shoulder portion of the pulled crystal was set to 2 × 10 ¹³ / cm ^{3 in the} calculation.
The in-plane distribution of Gs in the crystal diameter direction during pulling was calculated by FEMAG and shown in FIG. The in-plane distribution of Vmax / Gs is shown in FIG. Vmax was about 1.05 mm / min in Example 1 and about 1.1 mm / min in Comparative Example 1. Vmax itself was slightly smaller in Example 1, but as is apparent from FIG. 3 and Table 1. Vmax with respect to Gs, that is, Vmax / Gs is overwhelmingly larger in Example 1, and only in Example 1, it satisfies Vmax / Gs ≧ 0.3 mm ² / K · min over the entire radial direction. all right.
Further, a slab having a thickness of about 2 mm was cut out from the crystals grown in Example 1 and Comparative Example 1 perpendicularly to the crystal axis direction, and surface distortion was removed with a hydrofluoric acid-based mixed acid. Next, the presence or absence of the generation of the OSF ring was confirmed on a sample selectively etched by performing an oxidation heat treatment in a wet oxygen atmosphere at 1150 ° C. for 100 minutes. As a result, no OSF ring was generated in the crystal of Example 1, but an OSF ring was observed in the peripheral portion of the crystal of Comparative Example 1.
(Example 2)
Using the same pulling apparatus as in Example 1, an 8-inch nitrogen-doped single crystal was pulled under the same pulling conditions as in Example 1 with a structure in which a part of the heat insulating material of HZ was removed.
As a result, Vmax was 1.33 mm / min, Vmax / Gs in the vicinity of 10 mm was 0.350 mm ² / K · min, and further improvement in Vmax / Gs could be confirmed. The pulling conditions and results are shown in Table 1.
Further, regarding the crystal of Example 2, when the presence or absence of the OSF ring was confirmed in the same manner as in Example 1, the generation of the OSF ring was not observed.

(Example 3, Comparative Example 2)
A silicon single crystal (without nitrogen doping) having a diameter of 6 inches (150 mm), a p-type, and a crystal orientation <100> was pulled using two types of single crystal pulling apparatuses according to the conditions shown in Table 2. Table 2 shows the Vmax obtained, Gs near the center of the crystal and around 10 mm, and Vmax / Gs.
In addition, for the crystals of Example 3 and Comparative Example 2, the presence or absence of the OSF ring was confirmed in the same manner as in Example 1. As a result, the OSF ring was not generated in the crystal of Example 3, but the OSF ring was generated in the peripheral portion of the crystal of Comparative Example 2.

The present invention is not limited to the above embodiment. The above-described embodiment is an exemplification, and the present invention has substantially the same configuration as the technical idea described in the claims of the present invention, and any device that exhibits the same function and effect is the present invention. It is included in the technical scope of the invention.
The present invention is not intended to prohibit application to a pulling method in which a magnetic field is applied, and may be applied to a so-called MCZ method. When the present invention is applied to the MCZ method in which a crystal is pulled by applying a magnetic field, the effect of improving Vmax with respect to Gs is small as compared to the case of applying to the usual CZ method pulling method in which no magnetic field is applied as described above. Some improvement can be expected.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the crystal solid-liquid interface temperature gradient Gs and the maximum pulling rate Vmax at which the crystal does not deform, according to the ratio c / d between the inner diameter c of the quartz crucible and the diameter d of the pulled single crystal. .
FIG. 2 is a result chart showing the in-plane distribution of the solid-liquid interface temperature gradient Gs in the crystal diameter direction during pulling in Example 1 and Comparative Example 1.
FIG. 3 is a result chart showing the in-plane distribution of the ratio Vmax / Gs between the maximum pulling rate Vmax in the crystal diameter direction and the crystal solid-liquid interface temperature gradient Gs in Example 1 and Comparative Example 1.
FIG. 4 is a schematic diagram qualitatively showing the relationship between c / d and Vmax / Gs.
FIG. 5 is a schematic explanatory diagram of a single crystal pulling apparatus using the CZ method used in the present invention.

Claims

In the method for producing a silicon single crystal by the Czochralski method, the inner diameter of the crucible containing the raw material silicon is set to 2 to 2.5 times the target diameter of the produced silicon single crystal, and the pulling speed in the crystal diameter direction A method for producing a silicon single crystal, wherein the pulling is performed such that the minimum value of the ratio V / Gs of V to the crystal solid-liquid interface temperature gradient Gs is 0.3 mm ² / K · min or more.

2. The method for producing a silicon single crystal according to claim 1, wherein in the method for producing a silicon single crystal, the silicon single crystal doped with nitrogen is pulled up.

In a method for producing a silicon single crystal doped with nitrogen by the Czochralski method, a crucible having an inner diameter of 2 to 2.5 times the target diameter of the produced silicon single crystal is used as a crucible for containing raw material silicon. A method for producing a silicon single crystal, wherein the method is used for pulling.

The method for producing a silicon single crystal according to any one of claims 1 to 3, wherein in the method for producing a silicon single crystal, the inner diameter of the heater is 2.5 to 3 times the crystal diameter. .

5. The method for producing a silicon single crystal according to claim 1, wherein in the method for producing a silicon single crystal, the number of rotations of the crystal is 5 to 25 rpm.

6. The method for producing a silicon single crystal according to claim 1, wherein the crucible has a rotational speed of 0.1 to 20 rpm.