JP2003192492A

JP2003192492A - 低欠陥密度の空孔優勢シリコン

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Publication number: JP2003192492A
Application number: JP2002303232A
Authority: JP
Inventors: Robert Falster; ロベルト・ファルステル; Steve A Markgraf; スティーブ・エイ・マークグラフ; Seamus A Mcquaid; シームス・エイ・マクエイド; C Holzer Joseph; ジョゼフ・シー・ホルザー; Paolo Mutti; パオロ・ムッティ; Bayard K Johnson; ベヤード・ケイ・ジョンソン
Original assignee: SunEdison Inc
Current assignee: SunEdison Inc
Priority date: 1997-04-09
Filing date: 2002-10-17
Publication date: 2003-07-09
Anticipated expiration: 2018-04-09
Also published as: CN100595351C; EP1209258B1; CN1936112A; KR20010006182A; EP0972094B1; CN1854353A; US20020139294A1; US6605150B2; JP2004155655A; EP0973963B1; MY127594A; DE69813041D1; US6638357B2; KR100508048B1; US20020007779A1; CN1936113A; MY127584A; KR20050049561A; WO1998045509A1; EP1209258A3

Abstract

(57)【要約】【課題】空孔が優勢な真性点欠陥の、凝集空孔真性点
欠陥を実質的に有さない軸対称領域を含んで成りインゴ
ットまたはウエハ形態の単結晶シリコン、およびその製
造方法を提供する。【解決手段】本発明は、中心軸、中心軸にほぼ垂直な
前面および後面、周囲縁、および中心軸からウエハの周
囲縁に延在する半径、を有する単結晶シリコンウエハに
関する。空孔が優勢な真性点欠陥の、凝集空孔真性点欠
陥を実質的に有さない第一軸対称領域を、ウエハが含ん
で成り、該第一軸対称領域は、中心軸を含んで成るかま
たは少なくとも約１５ｍｍの幅を有する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は一般に、電子部品の
製造に使用される半導体級単結晶シリコンの製造に関す
る。特に、本発明は、凝集真性点欠陥（agglomerated i
ntrinsic point defects）を有さない、空孔優勢材（空
格子点優勢材）（vacancy dominated matetrial）の軸
対称領域を有する、単結晶シリコンインゴットおよびウ
エハ、およびそれらの製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】大部分の半導体電子部品製造方法の出発
物質である単結晶シリコンは、一般に、いわゆるチョク
ラルスキー（Ｃｚ）法によって製造される。この方法に
おいては、多結晶シリコン（ポリシリコン）をルツボに
装填し、溶融し、種結晶を溶融シリコンと接触させ、単
結晶を遅い引き上げ（extraction）によって成長させ
る。ネック（neck）の形成後、所望される、または目的
とする直径に到達するまで、引き上げ速度および／また
は溶融温度を低下させることによって、結晶の直径を大
きくする。次に、メルト液位の低下を補いながら、引き
上げ速度および溶融温度を調節することによって、ほぼ
一定の直径を有する結晶の筒状本体を成長させる。成長
プロセスの終了近くであるが、ルツボから溶融シリコン
がなくなる前に、結晶直径を徐々に減少させて、エンド
コーン（end-cone）を形成しなければならない。一般
に、エンドコーンは、結晶引き上げ速度およびルツボに
供給される熱を、増加させることによって形成される。
直径が充分に小さくなったときに、結晶をメルトから分
離する。

【０００３】単結晶シリコンにおける多くの欠陥が、凝
固後に結晶が冷却する際に、結晶成長室において形成さ
れることが最近確認された。そのような欠陥は、一部
は、空孔（空格子点）（vacancies）および自己格子間
物（自己格子間原子）（self-interstitials）として既
知の、過剰の（即ち、溶解極限より以上の濃度）真性点
欠陥の存在によって生じる。メルトから成長するシリコ
ン結晶は一般に、結晶格子空孔（Ｖ）またはシリコン自
己格子間物（Ｉ）の、どちらか一方のタイプの過剰の真
性点欠陥を有して成長する。シリコンにおけるこれらの
点欠陥のタイプおよび初期濃度が凝固時に測定され、こ
れらの濃度がシステムにおいて臨界的過飽和のレベルに
達し、点欠陥の可動性が充分に高い場合は、反応または
凝集事象が起こる可能性があることが報告されている。
シリコンにおける凝集真性点欠陥は、複雑な高度集積回
路の製造において、材料の歩留り可能性に大きな影響を
与えうる。

【０００４】空孔タイプの欠陥は、Ｄ欠陥、フローパタ
ーン（ＦＰＤ）欠陥、ゲートオキシドインテグリティ
（ＧＯＩ）欠陥、クリスタルオリジネーテッドパーティ
クル（ＣＯＰ）欠陥、クリスタルオリジネーテッドライ
トポイント（ＬＰＤ）欠陥、および、赤外線散乱法、例
えば、走査赤外線鏡検法およびレーザー走査断層撮影法
によって観察されるある種のバルク欠陥（bulk defect
s）のような、観察可能な結晶欠陥の原因であることが
確認されている。環酸化誘導堆積欠陥（ring oxidation
induced stacking faults）（ＯＩＳＦ）の核として作
用する欠陥も、過剰空孔の領域に存在する。この特定の
欠陥は、過剰空孔の存在によって引き起こされる高温有
核酸素凝集塊であると考えられる。

【０００５】自己格子間物に関係する欠陥は、あまり研
究されていない。それらは一般に、低密度の格子間物タ
イプのディスロケーション（転位）のループまたはネッ
トワークであると考えられている。そのような欠陥は、
重要なウエハ性能規準であるゲートオキシドインテグリ
ティ欠陥の原因ではないが、電流漏出問題に一般に関係
する他のタイプのデバイス欠陥の原因であることが広く
認識されている。

【０００６】チョクラルスキーシリコンにおける、その
ような空孔および自己格子間物の凝集欠陥の密度は通
常、約１*１０^３／ｃｍ^３〜約１*１０^７／ｃｍ^３の範囲
である。これらの数値は比較的低いが、凝集真性点欠陥
は、デバイス製造者にとって重大性が急激に高まってお
り、事実上、デバイス製造プロセスにおける歩留り制限
要因であると今や考えられている。

【０００７】現在のところ、凝集真性点欠陥の問題を扱
う主に３つの方法が一般に存在する。第一の方法は、結
晶引き上げ方法に焦点を当てて、インゴットにおける凝
集真性点欠陥の数密度（number density）を減少させる
方法を包含する。この方法は、空孔優勢材の形成を生じ
る結晶引き上げ条件を有する方法、および、自己格子間
物優勢材料の形成を生じる結晶引き上げ条件を有する方
法に、さらに分けることができる。例えば、（ｉ）ｖ／
Ｇ_０を調節して、結晶格子空孔が優勢な真性点欠陥であ
る結晶を成長させ、および（ｉｉ）結晶引き上げプロセ
スの間に、約１１００℃から約１０５０℃へのシリコン
インゴットの冷却速度を変化させて（一般に遅くする）
凝集欠陥の核形成速度に影響を与える、ことによって凝
集欠陥の数密度を減少させることが提案されている。こ
の方法は凝集欠陥の数密度を減少させるが、それらの形
成を防止することはできない。デバイス製造者に課せら
れる要求がますます厳しいものになっているので、これ
らの欠陥の存在は大きな問題になっている。

【０００８】結晶本体の成長の間に、引き上げ速度を、
約０.４ｍｍ／分未満に減少させることも提案されてい
る。しかし、そのような遅い引き上げ速度は、各結晶引
き上げ器の処理量を減少させるので、この提案も充分な
ものではない。さらに重大なことに、そのような引き上
げ速度は、高度に集中した自己格子間物を有する単結晶
シリコンの形成に導く。このような高度の集中は、結果
的に、凝集自己格子間物欠陥の形成、およびそのような
欠陥に伴って生じる全ての問題を生じる。

【０００９】凝集真性点欠陥の問題を扱う第二の方法
は、凝集真性点欠陥を、それらの形成後に、溶解または
消滅（annihilation）することに焦点を当てる方法を包
含する。一般に、これは、ウエハ形態のシリコンの高温
熱処理を使用することによって行われる。例えば、Fuse
gawaらは、ヨーロッパ特許出願第５０３８１６Ａ１号に
おいて、０.８ｍｍ／分より速い成長速度においてシリ
コンインゴットを成長させ、インゴットからスライスさ
れるウエハを１１５０℃〜１２８０℃の温度で熱処理し
て、ウエハ表面付近の薄い領域における欠陥密度を減少
させることを開示している。必要とされる特定の処理
は、ウエハにおける凝集真性点欠陥の集中および位置に
依存して変化する。そのような欠陥の均一な軸方向集中
を有さない結晶からカットされる種々のウエハは、種々
の成長後の処理条件を必要とする。さらに、そのような
ウエハ熱処理は、相対的にコストが高く、金属性不純物
をシリコンウエハに導入する可能性があり、結晶に関係
する全てのタイプの欠陥に全般的に有効ではない。

【００１０】凝集真性点欠陥の問題を扱う第三の方法
は、単結晶シリコンウエアの表面における、シリコンの
薄い結晶質層のエピタキシャル付着である。この方法
は、凝集真性点欠陥を実質的に有さない表面を有する単
結晶シリコンウエハを提供する。しかし、エピタキシャ
ル付着は、ウエハのコストを顕著に増加させる。

【００１１】これらの事情に鑑みて、凝集真性点欠陥を
形成する凝集反応を抑制することによって、凝集真性点
欠陥の形成を防止する役割を果たす、単結晶シリコンの
製造方法が今なお必要とされている。単に、そのような
欠陥が形成される速度を制限するか、または、それらが
形成された後にその欠陥のいくらかを消滅させるよりむ
しろ、凝集反応を抑制する役割を果たす方法によって、
凝集真性点欠陥を実質的に有さないシリコン基板を得る
ことができる。そのような方法は、エピタキシャル法に
伴う高いコストを必要とせずに、１つのウエハについて
得られる集積回路の数において、エピ様の（epi-like）
歩留り可能性を有する単結晶シリコンウエハを提供する
こともできる。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】従って、本発明の目的
は、結晶格子空孔またはシリコン自己格子間物の凝集か
ら生じる欠陥を実質的に有さない、実質的半径方向幅の
軸対称領域を有する、インゴットまたはウエハ形態の単
結晶シリコンの提供；および、空孔および自己格子間物
の集中が制御されて、インゴットが凝固温度から冷却す
る際に、インゴットの直径一定部分の軸対称領域におけ
る真性点欠陥の凝集を防止する、単結晶シリコンインゴ
ットの製造方法を提供することである。

【００１３】

【課題を解決するための手段】従って、簡単に言えば、
本発明は、中心軸、中心軸にほぼ垂直な前面および後
面、周囲縁、および中心軸からウエハの周囲縁に延在す
る半径、を有する単結晶シリコンウエハに関する。空孔
が優勢な真性点欠陥の、凝集空孔真性点欠陥を実質的に
有さない第一軸対称領域を、ウエハが含んで成り、該第
一軸対称領域は、中心軸を含んで成るかまたは少なくと
も約１５ｍｍの幅を有する。

【００１４】本発明は、中心軸、シードコーン（seed-c
one）、エンドコーン、ならびに、周囲縁、および中心
軸から周囲縁に延在する半径を有するシードコーンとエ
ンドコーンの間の直径一定部分、を有する単結晶シリコ
ンインゴットにも関する。単結晶シリコンインゴットの
特徴は、インゴットが成長し凝固温度から冷却した後
に、直径一定部分が第一軸対称領域を有し、該領域にお
いて空孔が優勢な真性点欠陥であり、および、該領域は
実質的に凝集真性点欠陥を有さず、該第一軸対称領域
は、中心軸を含んで成るかまたは少なくとも約１５ｍｍ
の幅を有し、該中心軸に沿って測定した場合にインゴッ
トの直径一定部分の長さの少なくとも約２０％の長さで
あることである。

【００１５】本発明は、中心軸、シードコーン、エンド
コーン、ならびに、周囲縁、および中心軸から周囲縁に
延在する半径を有するシードコーンとエンドコーンの間
の直径一定部分、を含んで成る単結晶シリコンインゴッ
トを成長させる方法にも関する。この方法においては、
インゴットを、チョクラルスキー法よって、シリコンメ
ルトから成長させ、次に、凝固温度から冷却する。この
方法は、凝固温度〜約１３２５℃以上の温度範囲におい
て、結晶の直径一定部分が成長する間に、成長速度ｖお
よび平均軸温度勾配Ｇ_０を調節して、第一軸対称領域を
形成させることを含んで成る方法であって、該領域にお
いて、インゴットを凝固温度から冷却する際に、空孔が
優勢な真性点欠陥であり、該領域は、凝集真性点欠陥を
実質的に有さず、該第一軸対称領域が少なくとも約１５
ｍｍの幅を有するかまたは中心軸を有する方法である。

【００１６】本発明の他の目的および特徴は、一部は明
らかであり、一部は下記に記載される。

【００１７】今日までの実験的証拠に基づいて、真性の
点欠陥の種類および初期濃度を、インゴットが凝固温度
（すなわち、約１４１０℃）から１３００℃よりも高い
温度（すなわち、少なくとも約１３２５℃、あるいは少
なくとも約１３５０℃、あるいは少なくとも約１３７５
℃でさえもの温度）に冷却されるときに最初に決定し
た。すなわち、このような欠陥の種類および初期濃度
は、比ｖ／Ｇ_０によって制御される（ｖは成長速度であ
り、Ｇ_０はこの温度範囲での平均軸温度勾配である）。

【００１８】図１を参照して、ｖ／Ｇ_０値の増加に関し
て、漸減的な自己格子間物優勢成長から漸増的な空孔優
勢成長への転移がｖ／Ｇ_０の臨界値の近くで生じる。こ
の臨界値は、現在入手できる情報に基づき、約２．１×
１０^−５ｃｍ^２／ｓＫであるようである。この場合、Ｇ
_０は、軸温度勾配が上記の温度範囲内で一定である条件
下で測定される。この臨界値において、これらの真性の
点欠陥の濃度は平衡している。

【００１９】ｖ／Ｇ_０値が臨界値を超えると、空孔濃度
は増加する。同様に、ｖ／Ｇ_０値が臨界値よりも小さく
なると、自己格子間物濃度は増加する。これらの濃度が
系の臨界的な過飽和レベルに達する場合、および点欠陥
の移動性が充分に高い場合、反応または凝集事象が生じ
得る。シリコンにおいて凝集した真性の点欠陥は、複雑
な高集積度回路の製造における材料の予想される収量に
重大な影響を与え得る。

【００２０】本発明により、シリコンマトリックス内の
空孔が反応して、凝集した空孔欠陥を生成する反応、お
よびシリコンマトリックス内の自己格子間物が反応し
て、凝集した格子間欠陥を生成する反応が抑制され得る
ことが発見された。何らかの特定の理論にとらわれるこ
となく、空孔および自己格子間物の濃度は、本発明のプ
ロセスにおいて結晶インゴットの成長および冷却が行わ
れている間においては、系の自由エネルギーの変化が、
凝集反応が自発的に起こり、凝集した空孔欠陥または格
子間欠陥が生成する臨界値を決して超えないように制御
されていると考えられる。

【００２１】一般に、単結晶シリコンにおいて、凝集し
た空孔欠陥が空孔の点欠陥から形成される反応、または
凝集した格子間欠陥が自己格子間原子から形成される反
応を駆動させるために利用可能な系の自由エネルギーの
変化は、下記の式（１）によって支配される：

【数１】

【００２２】［上式において、ΔＧ_Ｖ／Ｉは、凝集した
空孔欠陥を形成する反応、または格子間欠陥を形成する
反応に関する自由エネルギーの変化であり、ｋは、ボル
ツマン定数であり、Ｔは、Ｋ単位での温度であり、［Ｖ
／Ｉ］は、単結晶シリコンにおける空間および時間の１
点において適用される空孔または格子間物の濃度であ
り、［Ｖ／Ｉ］^ｅｑは、［Ｖ／Ｉ］が存在する空間およ
び時間における同じ点において、温度Ｔで適用される空
孔または格子間物の平衡濃度である。］

【００２３】この式により、空孔の所与濃度［Ｖ］に関
して、温度Ｔが低下すると、一般に、ΔＧ_Ｖは、温度と
ともに［Ｖ］^ｅｑが急激に低下するために増大する。同
様に、格子間物の所与濃度［Ｉ］に関して、温度Ｔが低
下すると、一般に、ΔＧ_Ｉは、温度とともに［Ｉ］^ｅｑ
が急激に低下するために増大する。

【００２４】図２は、ΔＧ_Ｉの変化を模式的に例示し、
そしてシリコン自己格子間物の濃度を抑制するためにい
くつかの手段を同時に用いることなく、凝固温度から冷
却されるインゴットに関するシリコン自己格子間物の濃
度を模式的に例示する。インゴットが冷えると、ΔＧ_Ｉ
は、［Ｉ］の過飽和度が増大するために、式（１）に従
って増大し、凝集した格子間欠陥の生成に関するエネル
ギー障壁に近づく。冷却が続くと、このエネルギー障壁
を事実上超え、このときに反応が生じる。この反応の結
果、凝集した格子間欠陥が生成し、過飽和した系が緩和
されるように、すなわち、［Ｉ］濃度が低下するよう
に、ΔＧ_Ｉの低下が伴う。

【００２５】同様に、空孔濃度を抑制するためにいくつ
かの手段を同時に用いることなく、インゴットが凝固温
度から冷却されると、ΔＧ_Ｖは、［Ｖ］の過飽和度が増
大するために、式（１）に従って増大し、凝集した空孔
欠陥の生成に関するエネルギー障壁に近づく。冷却が続
くと、このエネルギー障壁を事実上超え、このときに反
応が生じる。この反応の結果、凝集した空孔欠陥が生成
し、過飽和した系が緩和されるように、ΔＧ_Ｖの低下が
伴う。

【００２６】空孔および格子間物の凝集は、凝集反応が
生じる値よりも小さい値に空孔系および格子間物系の自
由エネルギーを維持することによってインゴットが凝固
温度から冷却されると、それぞれ、空孔優勢材および格
子間物優勢材の領域において回避することができる。す
なわち、系は、空孔または格子間物が臨界的に過飽和に
決してならないように制御することができる。これは、
臨界的な過飽和が決して達成されないように充分に低い
（下記に定義されているようにｖ／Ｇ_０（ｒ）によって
制御される）空孔および格子間物の初期濃度を確立する
ことによって達成することができる。しかし、実際に
は、そのような濃度は、結晶半径の全体を通して達成す
ることは困難である。従って、一般には、臨界的な過飽
和は、結晶凝固の後に、すなわち、ｖ／Ｇ_０（ｒ）によ
って決定される初期濃度を確立した後に初期の空孔濃度
および初期の格子間物濃度を抑制することによって回避
することができる。

【００２７】驚くべきことに、一般的には約１０^−４ｃ
ｍ^２／秒である自己格子間物の比較的大きな移動性のた
めに、そしてより小さい程度に、空孔の移動性のため
に、比較的大きな距離、すなわち、約５ｃｍ〜約１０ｃ
ｍまたはそれ以上の距離にわたる格子間物および空孔
は、自己格子間物を、結晶表面に位置するシンク（sink
s）に対して、または結晶内に位置する空孔優勢領域に
対して半径方向に拡散させることによって抑制できるこ
とが見出された。充分な時間が初期濃度の真性の点欠陥
を半径方向に拡散させることが可能であるならば、半径
方向の拡散は、自己格子間物および空孔の濃度を抑制す
るために効果的に使用することができる。一般に、拡散
時間は、自己格子間物および空孔の初期濃度における半
径方向の変化に依存する。半径方向の変化が小さいほ
ど、拡散時間は短い。

【００２８】平均軸方向温度勾配Ｇ_０は、典型的には、
チョクラルスキー法に従って成長する単結晶シリコンに
関して、半径の増大とともに大きくなる。このことは、
ｖ／Ｇ_０値は、典型的には、インゴットの半径を横切っ
て単一でないことを意味する。このような変化の結果と
して、真性の点欠陥の種類および初期濃度は一定してい
ない。図３および図４においてＶ／Ｉ境界２と記されて
いるｖ／Ｇ_０の臨界値がインゴットの半径４に沿ったあ
る点で達成される場合、この材料は、空孔優勢から自己
格子間物優勢に変わる。さらに、インゴットは、自己格
子間物優勢材６（この場合、シリコンの自己格子間物の
初期濃度は半径の増大とともに増大する）の軸対称領域
を含有し、この領域は、空孔優勢材８（この場合、空孔
の初期濃度は、半径の増大とともに減少する）の一般に
はシリンダー状領域を囲む。

【００２９】Ｖ／Ｉ境界を含有するインゴットが凝固温
度から冷却されるとき、格子間原子および空孔の半径方
向の拡散は、自己格子間物と空孔との再結合のためにＶ
／Ｉ境界を半径方向に内側に移動させる。さらに、自己
格子間物の結晶表面への半径方向の拡散は、結晶が冷え
るときに生じる。結晶表面は、結晶が冷えるときにほぼ
平衡した点欠陥濃度を維持することができる。点欠陥の
半径方向の拡散は、Ｖ／Ｉ境界の外側での自己格子間物
の濃度、およびＶ／Ｉ境界の内側での空孔の濃度を低下
させる傾向がある。従って、充分な時間が拡散のために
可能であるならば、あらゆる場所における空孔および格
子間物の濃度は、ΔＧ_ＶおよびΔＧ_Ｉが、空孔の凝集反
応および格子間物の凝集反応が生じる臨界値よりも小さ
くなるようにすることができる。

【００３０】図５を参照すると、本発明の方法の第１の
態様において、単結晶シリコンインゴット１０が、チョ
クラルスキー法に従って成長する。この単結晶シリコン
インゴットは、中心軸１２、シードコーン１４、エンド
コーン１６、およびシードコーンとエンドコーンとの間
の直径一定部分１８を含む。直径一定部分は、周囲縁２
０を有し、そして中心軸１２から周囲縁２０まで拡がる
半径４を有する。

【００３１】例えば成長速度ｖ、平均軸温度勾配Ｇ_０お
よび冷却速度を含む結晶成長条件は、好ましくは、格子
間物優勢材６の軸対称領域および空孔優勢材８の一般に
は円筒領域（円柱領域）が形成するように制御される。
空孔優勢材８は凝集した真性点欠陥のない材料９の軸対
称領域を有する。軸対称領域９は、Ｖ／Ｉ境界２から軸
１２まで拡がる半径４に沿って測定される幅を有する。
本発明の態様の１つにおいて、少なくとも１５ｍｍの幅
を有し、好ましくは、インゴットの直径一定部分の半径
の少なくとも約７．５％、より好ましくは少なくとも約
１５％、さらにより好ましくは少なくとも約２５％、最
も好ましくは少なくとも約５０％の幅を有する。特に好
ましい実施形態において、軸対称領域９はインゴットの
軸１２を含み、すなわち、軸対称領域９および一般には
シリンダー状の領域８は一致する。言い換えれば、イン
ゴット１０は、空孔優勢材８の一般にはシリンダー状領
域を含み、その少なくとも一部は、凝集した欠陥を含ま
ない。さらに、軸対称領域９は、インゴットの直径一定
部分の長さの少なくとも約２０％、好ましくは少なくと
も約４０％、より好ましくは少なくとも約６０％、さら
により好ましくは少なくとも約８０％の長さにわたって
拡がる。

【００３２】軸対称領域６（存在する場合）は、周囲縁
２０から中心軸１２に向かって半径方向に内側に測定さ
れる幅を一般に有し、この幅は、インゴットの直径一定
部分の半径の少なくとも約３０％であり、いくつかの実
施形態においては、その少なくとも約４０％であり、あ
るいは少なくとも約６０％であり、あるいは少なくとも
約８０％でさえある。さらに、軸対称領域は、一般に、
インゴットの直径一定部分の長さの少なくとも約２０
％、好ましくは少なくとも約４０％、より好ましくは少
なくとも約６０％、さらにより好ましくは少なくとも約
８０％の長さにわたって拡がる。

【００３３】軸対称領域６および９の幅は、中心軸１２
の長さに沿っていくらかの変化を有し得る。従って、所
与の長さの軸対称領域に関して、軸対称領域６の幅は、
インゴット１０の円周方向の端２０から半径方向に、中
心軸から最も離れた点に向かって距離を測定することに
よって決定される。すなわち、その幅は、軸対称領域６
の所与の長さにおける最少の距離を決定するように測定
される。同様に、軸対称領域９の幅は、Ｖ／Ｉ境界２か
ら半径方向に、中心軸から最も離れた点に向かって距離
を測定することによって決定される。すなわち、その幅
は、軸対称領域９の所与の長さにおける最少の距離を決
定するように測定される。

【００３４】（前記のように定義される）成長速度ｖお
よび平均軸温度勾配Ｇ_０は、典型的には、比ｖ／Ｇ
_０が、ｖ／Ｇ_０臨界値の約０．５倍〜約２．５倍の値の
範囲であるように制御される（すなわち、ｖ／Ｇ_０臨界
値に関して現在入手可能な情報に基づき、約１×１０
^−５ｃｍ^２／ｓＫ〜約５×１０^−５ｃｍ^２／ｓＫ）。こ
の比ｖ／Ｇ_０は、好ましくは、ｖ／Ｇ_０臨界値の約０．
６倍〜約１．５倍の値の範囲である（すなわち、ｖ／Ｇ
_０臨界値に関して現在入手可能な情報に基づき、約１．
３×１０^−５ｃｍ^２／ｓＫ〜約３×１０^−５ｃｍ^２／ｓ
Ｋ）。この比ｖ／Ｇ_０は、最も好ましくは、ｖ／Ｇ_０臨
界値の約０．７５倍〜約１．２５倍の値の範囲である
（すなわち、ｖ／Ｇ_０臨界値に関して現在入手可能な情
報に基づき、約１．６×１０^−５ｃｍ^２／ｓＫ〜約２．
１×１０^−５ｃｍ^２／ｓＫ）。１つの特に好ましい実施
形態において、軸対称領域８におけるｖ／Ｇ_０は、ｖ／
Ｇ_０臨界値と、ｖ／Ｇ_０臨界値の１．１倍との間に含ま
れる値を有する。

【００３５】軸対称領域９の幅を最大にするためには、
インゴットを凝固温度から、約１０５０℃を超える温度
にまで、下記の時間をかけて冷却することが好ましい：
（ｉ）１５０ｍｍの公称直径のシリコン結晶に関して、
少なくとも約５時間、好ましくは少なくとも約１０時
間、より好ましくは少なくとも約１５時間、（ｉｉ）２
００ｍｍの公称直径のシリコン結晶に関して、少なくと
も約５時間、好ましくは少なくとも約１０時間、より好
ましくは少なくとも約２０時間、さらにより好ましくは
少なくとも約２５時間、最も好ましくは少なくとも約３
０時間、および（ｉｉｉ）２００ｍｍを超える公称直径
を有するシリコン結晶に関して、少なくとも約２０時
間、好ましくは少なくとも約４０時間、より好ましくは
少なくとも約６０時間、最も好ましくは少なくとも約７
５時間。冷却速度の制御は、熱移動を最小限にするため
にこの分野で現在知られている任意の手段を使用するこ
とによって行うことができる。このような手段には、断
熱材、ヒーター、輻射遮蔽材および磁場の使用が含まれ
る。

【００３６】平均軸温度勾配Ｇ_０の制御は、結晶引き上
げ装置の「ホットゾーン」の設計、すなわち、特に、ヒ
ーター、断熱材、熱および輻射遮蔽材を作製するグラフ
ァイト（または、他の材料）の設計を行うことにより達
成され得る。個々の設計は、結晶引き上げ装置の構造お
よび型式に依存して変化し得るが、一般に、Ｇ_０は、溶
融／固体の界面での熱移動を制御するためにこの分野で
現在知られている任意の手段を使用して行うことができ
る。このような手段には、反射材、輻射遮蔽材、パージ
管、光パイプおよびヒーターが含まれる。一般に、Ｇ_０
の半径方向の変化は、そのような装置を溶融／固体の界
面上方の約１結晶直径以内に配置することによって最小
にされる。Ｇ_０は、溶融（メルト）および結晶に対し
て、装置の位置を調節することによってさらに制御する
ことができる。これは、ホットゾーンにおける装置の位
置を調節することによって、あるいはホットゾーンにお
ける溶融表面の位置を調節することによって達成され
る。さらに、ヒーターが用いられる場合、Ｇ_０は、ヒー
ターに供給される出力を調節することによってさらに調
節することができる。これらの方法のいずれかまたはす
べてを、溶融容量がそのプロセスの間になくなる回分式
のチョクラルスキープロセスを行っているときに使用す
ることができる。

【００３７】平均軸温度勾配Ｇ_０が、インゴットの直径
の関数として比較的一定していることは本発明のいくつ
かの実施形態に一般に好ましいことである。しかし、ホ
ットゾーン機構はＧ_０の変化を最小にするように改善さ
れるので、一定の成長速度を維持することに伴う機械的
な問題はますます重要な因子になることに注意しなけれ
ばならない。このために、成長プロセスは、成長速度ｖ
にも同様に直接的な影響を与える引き上げ速度における
何らかの変化に対してより一層敏感になる。プロセス制
御に関して、これは、インゴットの半径において異なる
Ｇ_０値を有することが好ましいことを意味する。しか
し、Ｇ_０値の大きな差により、ウエハ縁に向かってほぼ
増大する自己格子間物の大きな濃度が生じ、それによ
り、凝集した真性の点欠陥の生成を回避することがます
ます困難になり得る。

【００３８】前記を参照して、Ｇ_０の制御には、Ｇ_０の
半径方向の変化を最小にすることと、好ましいプロセス
制御条件の維持とのバランスが含まれる。従って、典型
的には、約１直径分の結晶長後の引き上げ速度は、約
０．２ｍｍ／分〜約０．８ｍｍ／分の範囲である。引き
上げ速度は、好ましくは、約０．２５ｍｍ／分〜約０．
６ｍｍ／分の範囲であり、より好ましくは約０．３ｍｍ
／分〜約０．５ｍｍ／分の範囲である。引き上げ速度
は、結晶の直径および結晶引き上げ設計の両方に依存す
ることに注意しなければならない、上記の範囲は、直径
が２００ｍｍの結晶には典型的である。一般に、引き上
げ速度は、結晶の直径が大きくなると低下する。しか
し、結晶引き上げ装置は、引き上げ速度を本明細書に記
載される速度を超えるように設計することができる。結
果として、最も好ましくは、結晶引き上げ装置は、本発
明によって、軸対称領域の形成を依然として可能にした
ままで、引き上げ速度をできる限り早くするように設計
される。

【００３９】自己格子間物の拡散量は、商業的に実用的
なプロセスに関して、インゴットが凝固温度（約１４１
０℃）から、シリコンの自己格子間物が不動化する温度
にまで冷却されるときの冷却速度を制御することによっ
て制御される。シリコンの自己格子間物は、シリコンの
凝固温度（すなわち、約１４１０℃）付近の温度で極端
に移動し得るようである。しかし、この移動性は、単結
晶シリコンインゴットの温度が低下すると減少する。一
般に、自己格子間物の拡散速度は、それらが、約７００
℃未満の温度で、そしておそらくは、８００℃、９００
℃、１０００℃もの温度で、あるいは１０５０℃でさえ
もの温度で、商業的に実用的な時間で本質的に移動し得
ない程度に遅い。

【００４０】このことに関して、自己格子間物の凝集反
応が理論的に生じる温度は、広範囲の温度にわたり変化
するが、実際上、この範囲は、従来のチョクラルスキー
成長シリコンに関しては比較的狭いことに注意しなけれ
ばならない。これは、チョクラルスキー法によって成長
させたシリコンにおいて典型的に得られる自己格子間物
の初期濃度が比較的狭い範囲であるという結果である。
従って、一般に、自己格子間物の凝集反応が、生じると
すれば、約１１００℃〜約８００℃の範囲内の温度で、
典型的には約１０５０℃の温度で起こり得る。

【００４１】自己格子間物が移動し得ることが考えられ
る温度範囲において、ホットゾーンでの温度に依存し
て、冷却速度は、典型的には、約０．１℃／分〜約３℃
／分の範囲である。冷却速度は、好ましくは、約０．１
℃／分〜約１．５℃／分の範囲であり、より好ましくは
約０．１℃／分〜約１℃／分の範囲であり、さらにより
好ましくは約０．１℃／分〜約０．５℃／分の範囲であ
る。

【００４２】自己格子間物が移動し得ることが考えられ
る温度範囲にインゴットの冷却速度を制御することによ
って、自己格子間物は数倍になり、結晶表面に位置する
シンクに、あるいは空孔優勢領域に拡散することがで
き、そこでそれらは消滅し得る。従って、そのような格
子間物の濃度は抑制され、凝集事象が生じないように作
用する。冷却速度を制御することによる格子間物の拡散
係数（拡散率）の利用は、凝集した欠陥を実質的に含ま
ない軸対称領域を得るために必要とされ得るその他の点
での厳しいｖ／Ｇ_０条件を緩和させるように作用する。
言い換えれば、格子間物を数倍拡散させることを可能に
するために、冷却速度が制御され得るという事実の結果
として、臨界値に対して大きな範囲のｖ／Ｇ_０値が、凝
集した欠陥を含まない軸対称領域を得るために許容され
得る。

【００４３】結晶の直径一定部分のかなりの長さにわた
ってそのような冷却速度を達成するために、検討を、イ
ンゴットのエンドコーンの成長プロセスに対しても、エ
ンドコーンの成長が終了したときのインゴットの処理に
対するのと同様に行わなければならない。典型的には、
インゴットの直径一定部分の成長が完了したとき、引き
上げ速度は、エンドコーンを形成させるために必要な先
細り化を始めるために大きくされる。しかし、引き上げ
速度のそのような増大により、直径一定部分の下側領域
は、上記のように、格子間物が充分に移動し得る温度範
囲内において一層早く冷却される。結果として、これら
の格子間物は、消滅し得るシンクに拡散するのに充分な
時間を有さない。すなわち、この下側領域における濃度
は充分な程度に抑制され得ず、格子間欠陥が凝集し得
る。

【００４４】従って、そのような欠陥の形成がインゴッ
トのこの下部領域において生じないようにするために
は、インゴットの直径一定部分が、チョクラルスキー法
に従って均一な熱履歴を有することが好ましい。均一な
熱履歴は、直径一定部分の成長を行っているときだけで
なく、結晶のエンドコーンの成長を行っているときにお
いて、そして可能であれば、エンドコーンの成長の後
も、比較的一定した速度でインゴットをシリコン溶融か
ら引き上げることによって達成することができる。比較
的一定の速度は、例えば、下記により達成することがで
きる：（ｉ）結晶の直径一定部分の成長を行っていると
きのるつぼおよび結晶の回転速度に対して、エンドコー
ンの成長を行っているときのるつぼおよび結晶の回転速
度を低下させること、および／または（ｉｉ）エンドコ
ーンの成長を行っているときに従来のように供給される
出力に対して、エンドコーンの成長を行っているときに
シリコン溶融物を加熱するために使用されるヒーターに
供給される出力を増加させること。プロセス変数のこれ
らのさらなる調整は、個々にあるいは組み合わせて行う
ことができる。

【００４５】エンドコーンの成長を始めるとき、エンド
コーンの引き上げ速度は下記のように確立される。約１
０５０℃を超える温度に留まっているインゴットの直径
一定部分の任意の領域は、凝集した真性の点欠陥を含ま
ない軸対称領域を含有し、約１０５０℃よりも低い温度
に既に冷却されたインゴットの直径が一定した他の領域
と同じ熱履歴を経るようにされている。

【００４６】前記のように、空孔優勢領域の最小半径が
存在し、このために、凝集した格子間欠陥は抑制され得
る。最小半径の値は、ｖ／Ｇ_０（ｒ）および冷却速度に
依存する。結晶引き上げ装置およびホットゾーンの機構
が変化するとともに、ｖ／Ｇ _０（ｒ）に関して上記に示
した範囲、引き上げ速度および冷却速度もまた変化す
る。同様に、これらの条件は、成長する結晶の長さに沿
って変化し得る。上記のように、凝集した格子間欠陥を
含まない格子間物優勢領域の幅は、好ましくは最大にさ
れる。従って、この領域の幅を、結晶の半径と、所与の
引き上げ装置における成長中の結晶の長さに沿った空孔
優勢領域の最小半径との差にできる限り近い値で、その
差を超えない値に維持することが望まれる。

【００４７】軸対称領域６および９の最適な幅、ならび
に所与の結晶引き上げ装置のホットゾーン機構に必要と
される最適な結晶引き上げ速度特性は、実験的に決定す
ることができる。一般的には、このような実験的な方法
には、特定の結晶引き上げ装置で成長させたインゴット
に関する軸方向の温度特性、ならびに同じ引き上げ装置
で成長させたインゴットの平均軸温度勾配における半径
方向の変化に対する容易に入手できるデータを最初に得
ることが含まれる。まとめると、このようなデータを使
用して、１つまたは複数の単結晶シリコンインゴットを
引き上げ、次いでこのインゴットを、凝集した格子間欠
陥の存在について分析する。このように、最適な引き上
げ速度特性を決定することができる。

【００４８】図６は、欠陥分布パターンを明らかにする
一連の酸素析出熱処理を行った後の直径が２００ｍｍの
インゴットの軸切断面の少数キャリア寿命を走査するこ
とによって得られる像である。図１６は、最適に近い引
き上げ速度特性が、所与の結晶引き上げ装置のホットゾ
ーン機構に用いられている例を示す。この例において、
（凝集した格子間欠陥２８の領域の生成をもたらす）格
子間物優勢領域の最大幅を超えるｖ／Ｇ_０（ｒ）から、
軸対称領域が最大幅を有する最適なｖ／Ｇ_０（ｒ）まで
の転移が生じている。

【００４９】インゴットの半径にわたってＧ_０が増大す
ることから生じるｖ／Ｇ_０の半径方向の変化に加えて、
ｖ／Ｇ_０はまた、ｖが変化する結果として、あるいはチ
ョクラルスキープロセスによるＧ_０における自然の変化
の結果として軸方向に変化し得る。標準的なチョクラル
スキープロセスに関して、ｖは、インゴットを一定の直
径で維持するために、引き上げ速度が成長周期全体で調
節されるように変更される。引き上げ速度におけるこれ
らの調節または変化は、次いで、ｖ／Ｇ_０を、インゴッ
トの直径一定部分の長さにわたって変化させる。従っ
て、本発明のプロセスにより、引き上げ速度は、インゴ
ットの軸対称領域の幅を最大にするために制御される。
しかし、結果として、インゴットの半径は変化し得る。
従って、得られるインゴットが一定の直径を有すること
を確実にするために、インゴットは、所望される直径よ
りも大きい直径に成長させることが好ましい。次いで、
インゴットは、この分野で標準的なプロセスに供され、
表面から余分な材料が除かれる。このように、直径一定
部分を有するインゴットが確実に得られる。

【００５０】一般に、軸温度勾配Ｇ_０（ｒ）の半径方向
の変化が最小にされる場合、凝集した欠陥を含まない空
孔優勢材を作製する方が容易である。図２５を参照し
て、４つの離れたホットゾーン位置に関する軸温度特性
を例示する。図２４は、結晶の中心から結晶半径の１／
２までの軸温度勾配Ｇ_０（ｒ）の変化を表す：これは、
凝固温度からｘ軸に示された温度までの勾配を平均する
ことによって決定される。結晶が、Ｖｅｒ．１およびＶ
ｅｒ．４と記された、Ｇ_０（ｒ）でのより大きな半径方
向の変化を有するホットゾーンにおいて引き出された場
合、凝集した欠陥を含まない空孔優勢材を中心から任意
の軸長の端までに有する結晶を得ることができなかっ
た。しかし、結晶が、Ｖｅｒ．２およびＶｅｒ．３と記
された、Ｇ_０（ｒ）でのより小さな半径方向の変化を有
するホットゾーンにおいて引き出された場合には、結晶
のいくつかの軸長に関して凝集した欠陥を含まない空孔
優勢材を中心から端までに有する結晶を得ることができ
た。

【００５１】本発明の方法にしたがって製造され、Ｖ／
Ｉ境界を有するインゴット、すなわち、空孔優勢材を有
するインゴットにとって、経験からわかるように、低い
酸素含有材料、すなわち、約１３ＰＰＭＡ（１００万原
子に対する部、ＡＳＴＭ標準Ｆ−１２１−８３）未満が
好ましい。さらに好ましくは、単結晶シリコンが約１２
ＰＰＭＡ未満の酸素、なおさらに好ましくは約１１ＰＰ
ＭＡ未満の酸素、最も好ましくは約１０ＰＰＭＡ未満の
酸素を有する。これは、中程度から高い酸素含有のウエ
ハ、すなわち１４ＰＰＭＡ〜１８ＰＰＭＡで、酸素誘導
堆積欠陥およびＶ／Ｉ境界の内側での増分化酸素クラス
ター化のバンドの形成がより著しいからである。これら
は、一定の回路の組立て工程における問題の潜在的な源
となる。

【００５２】増分化酸素クラスター化の効果は、単独で
または組み合わせて使用される多くの方法によって、さ
らに減少されてよい。例えば、酸素析出核形成中心は、
約３５０〜７５０℃の範囲の温度でアニールされたシリ
コンに形成する。用途によって、それゆえに、結晶は
「短い」結晶である、シードエンドがシリコンの凝固温
度（約１４１０℃）から約７５０℃に冷却され、その後
インゴットが迅速に冷却されるまでチョクラルスキー法
で成長した結晶であることが好ましい。この方法におい
て、核中心形成のための臨界温度範囲に保たれる時間を
最小にし、酸素析出核形成中心は、結晶引き上げ装置内
で形成するほど十分な時間を有さない。

【００５３】好ましくは、しかしながら、単結晶の成長
の間に形成された酸素析出核中心は、単結晶シリコンを
アニールすることによって溶解される。安定熱処理に付
されない場合、酸素析出核形成中心は、シリコンを少な
くとも約８７５℃の温度に、好ましくは少なくとも１０
００℃に、少なくとも１１００℃またはそれ以上温度を
連続増加して急速に加熱することによって、シリコンの
中からアニールすることができる。シリコンが１０００
℃に達成するまで、そのような欠陥の実質的すべて（例
えば＞９９％）がアニールされる。ウエハはこれらの温
度に急速に加熱されること、すなわち温度上昇の速度
が、少なくとも約１０℃／分、好ましくは少なくとも約
５０℃／分であることが重要である。さもなければ、あ
る程度またはすべての酸素析出核形成中心は、熱処理に
よって安定化されてよい。平衡は、比較的短い期間で、
約６０秒またはそれ未満のオーダーで達成するようにみ
られる。したがって、単結晶シリコン中の酸素析出核形
成中心を、少なくとも約５秒、好ましくは少なくとも約
１０分間、少なくとも約８７５℃、好ましくは約９５０
℃、さらに好ましくは約１１００℃でアニールすること
によって溶解してよい。

【００５４】溶解は、従来の炉中でまたは急速熱アニー
リング（ＲＴＡ）系において行ってよい。シリコンの急
速熱アニーリング処理は、ウエハが列をなす高出力光源
の列によって個々に加熱される多数の市販の急速熱アニ
ーリング（「ＲＴＡ」）処理炉内で行われてよい。ＲＴ
Ａ炉は、シリコンウエハを急速に加熱でき、例えば数秒
間で室温から１２００℃に加熱できる。そのような市販
のＲＴＡ炉の１つとしては、AG Associates (Mountain
View, CA)から入手できるモデル６１０炉がある。さら
に、溶解は、シリコンインゴットまたはシリコンウエハ
上、好ましくはウエハ上で行われうる。

【００５５】本発明のプロセスの１つの実施形態におい
て、シリコン自己格子間原子の初期濃度が、インゴット
１０の軸対称の自己格子間物優勢領域６で制御される。
再度、図１を参照して、一般に、シリコン自己格子間原
子の初期濃度の制御は、結晶成長速度ｖおよび平均軸温
度勾配Ｇ_０が、Ｖ／Ｉ境界が生じるこの比の臨界値の比
較的近いところに比ｖ／Ｇ_０の値があるように制御され
ることによって行われる。さらに、平均軸温度勾配Ｇ_０
は、インゴットの半径を関数として、Ｇ_０（および従っ
て、ｖ／Ｇ_０）の変化としてのＧ_０、すなわちＧ
_０（ｒ）（および従って、ｖ／Ｇ_０（ｒ））の変化も同
様に制御されるように確立され得る。

【００５６】本発明の別の実施形態において、ｖ／Ｇ_０
は、Ｖ／Ｉ境界がインゴットの長さの少なくとも一部に
関して半径に沿って存在しないように制御される。この
長さにおいて、シリコンは、中心から円周方向の端まで
空孔優勢であり、凝集した空孔欠陥が、主としてＶ／Ｇ
_０を制御することによって、インゴットの円周方向の端
から内側に向かって半径方向に拡がる軸対称領域におい
て避けられる。すなわち、成長条件を制御し、その結
果、ｖ／Ｇ_０は、ｖ／Ｇ_０臨界値とｖ／Ｇ_０臨界値の
１．１倍との間に含まれる値を有する。

【００５７】本発明によって製造されるウエハは、エピ
タキシャル層が堆積した基材として使用するのに適して
いることに気づくべきである。エピタキシャル層は従来
から知られている手段によって行われてよい。

【００５８】さらに、本発明によって製造されるウエハ
は、水素またはアルゴンアニーリング処理、例えばヨー
ロッパ特許出願第５０３８１６Ａ１号に記載される処理
と組み合わせての使用に適している。

【００５９】凝集した欠陥の目視による検出凝集した欠陥は、多数の異なる技法により検出すること
ができる。例えば、フローパターン欠陥またはＤ欠陥
は、典型的には、単結晶シリコンサンプルをセコー（Se
cco）エッチング液中で約３０分間選択的にエッチング
し、次いでサンプルを顕微鏡検査に供することにより検
出される（例えば、H. Yamagishi他、Semicond. Sci. T
echnol. 7、A135（1992）を参照のこと）。この方法
は、凝集した空孔欠陥を検出するには標準的ではある
が、この方法はまた、凝集した格子間欠陥を検出するた
めに使用することができる。この技法を使用する場合、
そのような欠陥は、存在する場合にはサンプル表面での
大きなくぼみとして現れる。凝集した欠陥はまた、レー
ザー散乱トモグラフィーなどのレーザー散乱技法を使用
して検出することができる。レーザー散乱技法は、典型
的には、他のエッチング技法よりも低い欠陥密度の検出
限界を有する。

【００６０】さらに、凝集した真性の点欠陥は、熱を加
えたときに単結晶シリコンマトリックス内に拡散し得る
金属でこれらの欠陥を装飾することによって視覚的に検
出することができる。具体的には、ウエハ、スラグまた
はスラブなどの単結晶シリコンサンプルは、硝酸銅の濃
厚溶液などのこれらの欠陥を装飾し得る金属を含有する
組成物で、サンプルの表面を最初にコーティングするこ
とによってそのような欠陥の存在について目視検査を行
うことができる。次いで、コーティングされたサンプル
は、金属をサンプル内に拡散させるために、約９００℃
〜約１０００℃の間の温度で約５分間〜約１５分間加熱
される。次いで、加熱処理されたサンプルを室温に冷却
する。このように、金属を臨界的に過飽和にして、欠陥
が存在するサンプルマトリックス内の部位に析出させ
る。

【００６１】冷却後、まず、表面残渣および析出化剤を
除くために、サンプルを活性なエッチング溶液で約８分
間〜約１２分間処理することによる無欠陥ディリニエー
ション・エッチングにサンプルを供する。代表的な活性
なエッチング溶液は、約５５％の硝酸（７０重量％溶
液）、約２０％のフッ化水素酸（４９重量％溶液）およ
び約２５％の塩酸（濃溶液）を含む。

【００６２】次いで、サンプルを脱イオン水で洗浄し、
サンプルを、約３５分間〜約５５分間、セコー（Secc
o）エッチング液またはライト（Wright）エッチング液
に浸すか、それで処理することによる第２のエッチング
工程に供する。典型的には、サンプルは、約１：２の比
の０．１５Ｍ二クロム酸カリウムおよびフッ化水素酸
（４９重量％溶液）を含むセコーエッチング液を使用し
てエッチングされる。このエッチング工程は、存在し得
る凝集した欠陥を明らかにするように、すなわち輪郭化
するように作用する。

【００６３】一般に、凝集した欠陥を含まない格子間物
優勢材および空孔優勢材の領域は、上記の銅装飾技法に
よって互いに区別することができ、そして凝集した欠陥
を含有する材料から区別することができる。欠陥を含ま
ない格子間物優勢材の領域は、エッチングによって明ら
かにされる装飾された特徴を含有しないが、（上記の高
温の酸素核溶解処理を行う前の）欠陥を含まない空孔優
勢材の領域は、酸素核の銅装飾による小さなエッチング
くぼみを含有する。

【００６４】定義本明細書中で使用されているように、下記の表現または
用語は、下記の意味を有するものとする。「凝集した真
性の点欠陥」は、下記によって生じる欠陥を意味する：
（ｉ）空孔が凝集して、Ｄ欠陥、フローパターン欠陥、
ゲート（gate）酸化物の保全性欠陥（integrity defec
t）、結晶起源の粒子欠陥、結晶起源の光点欠陥、およ
び他のそのような空孔に関連する欠陥を生成する反応、
または（ｉｉ）自己格子間物が凝集して、転位ループお
よび転位ネットワーク、ならびに他のそのような自己格
子間物に関連する欠陥を生成する反応。「凝集した格子
間欠陥」は、シリコン自己格子間原子が凝集する反応に
よって生じる凝集した真性の点欠陥を意味するものとす
る。「凝集した空孔欠陥」は、結晶格子の空孔が凝集す
る反応によって生じる凝集した空孔欠陥を意味するもの
とする。「半径」は、中心軸から、ウエハまたはインゴ
ットの円周縁まで測定される距離を意味する。「凝集し
た真性の点欠陥を実質的に含まない」は、凝集した欠陥
の濃度がこれらの欠陥の検出限界未満であることを意味
するものとする（検出限界は、現在、約１０^３欠陥／ｃ
ｍ^３である）。「Ｖ／Ｉ境界」は、インゴットまたはウ
エハの半径に沿った位置で、材料が空孔優勢から自己格
子間優勢に変化する位置を意味する。「空孔優勢」およ
び「自己格子間物優勢」は、真性の点欠陥が、それぞ
れ、優勢的に空孔または自己格子間物である材料を意味
する。

【００６５】

【実施例】以下の実施例が示すように、本発明は、単結
晶シリコーンインゴットを製造する方法であって、イン
ゴットがチョクラルスキー法によって凝固温度から冷却
するときに、ウエハがスライスされるインゴットの直径
一定部分の軸対称領域内で、真性点欠陥の凝集を妨げる
方法を提供する。

【００６６】以下の実施例は、所望の結果を達成するた
めに使用される条件の１つを示している。別のアプロー
チは、特定の結晶引き上げ装置のための最適な引き上げ
速度輪郭を決定するためにある。例えば、さまざまな引
き上げ速度で一連のインゴットを成長させるよりむし
ろ、結晶の長さに沿って増大または減少させる引き上げ
速度で単結晶を成長させることができる；このアプロー
チにおいて、凝集した自己格子間物欠陥が単結晶の成長
の間の多くの時間に現れたり、消えたりする。最適な引
き上げ速度は、多数の異なる結晶位置に対して決定でき
た。したがって、以下の実施例は、限定を意図するもの
ではない。

【００６７】実施例１所定のホットゾーン機構を有する結晶引き上げ装置の最
適化手順最初の２００ｍｍの単結晶シリコンインゴットを、結晶
の長さに関して、引き上げ速度を０．７５ｍｍ／分から
約０．３５ｍｍ／分に直線的に変化させた条件下で成長
させた。図７は、結晶の長さを関数とする引き上げ速度
を示す。結晶引き上げ装置内における成長中の２００ｍ
ｍインゴットの以前に確立された軸温度特性と、平均軸
温度勾配Ｇ_０、すなわち、溶融／固体界面での軸温度勾
配における以前に確立された半径方向の変化とを考慮し
て、このような引き上げ速度を選択して、インゴット
が、中心からインゴットの一方の末端の縁まで空孔優勢
材であり、そして中心からインゴットのもう一方の末端
の縁まで格子間物優勢材であることを確実にした。成長
したインゴットを長さ方向にスライスし、凝集した格子
間欠陥の生成がどこから始まっているかを決定するため
に分析した。

【００６８】図８は、欠陥分布パターンを明らかにする
一連の酸素析出熱処理を行った後のインゴットの肩から
約６３５ｍｍ〜約７６０ｍｍの範囲の断面に関して、イ
ンゴットの軸切断面の少数キャリア寿命を走査すること
によって得られた像である。約６８０ｍｍの結晶位置
で、凝集した格子間欠陥２８のバンドを認めることがで
きる。この位置は、ｖ^＊（６８０ｍｍ）＝０．３３ｍｍ
／分の臨界引き上げ速度に対応する。この点において、
軸対称領域６（格子間物優勢材であるが、凝集した格子
間欠陥を有さない領域）の幅はその最大値である；空孔
優勢領域８の幅Ｒ _Ｖ ^＊（６８０）は約３５ｍｍであり、
軸対称領域の幅Ｒ_Ｉ ^＊（６８０）は約６５ｍｍである。

【００６９】次いで、一連の４個の単結晶シリコンイン
ゴットを、最初の２００ｍｍインゴットの軸対称領域の
最大幅が得られた引き上げ速度よりも若干大きな定常的
な引き上げ速度、およびそれよりも若干小さい定常的な
引き上げ速度で成長させた。図９は、１〜４とそれぞれ
記された４個の各結晶の結晶の長さを関数とする引き上
げ速度を示す。次いで、これらの４個の結晶を分析し
て、凝集した格子間欠陥が最初に現れるかまたは消失す
る軸位置（および対応する引き上げ速度）を決定した。
これらの４つの実験的に決定された点（「^＊」を付け
る）を図９に示す。これらの点からの内挿および外挿に
よって、図９においてｖ^＊（Ｚ）と印を付けた曲線が得
られる。この曲線は、最初の近似に対して、軸対称領域
がその最大幅である結晶引き上げ装置における長さを関
数とする２００ｍｍ結晶に関する引き上げ速度を表す。
他の引き上げ速度でのさらなる結晶の成長およびこのよ
うな結晶のさらなる分析により、ｖ^＊（Ｚ）の実験的な
定義をさらに精密化する。

【００７０】実施例２Ｇ_０（ｒ）における半径方向変化の低下図１０および図１１は、溶融／固体界面での軸温度勾配
Ｇ_０（ｒ）の半径方向変化の減少によって達成され得る
品質の改善を例示する。空孔および格子間物の（溶融／
固体界面から約１ｃｍでの）初期濃度を、２つの場合に
ついて、異なるＧ_０（ｒ）を用いて計算した：（１）Ｇ
_０（ｒ）＝２．６５＋５×１０^−４ｒ^２（Ｋ／ｍｍ）お
よび（２）Ｇ_０（ｒ）＝２．６５＋５×１０^−５ｒ
^２（Ｋ／ｍｍ）。それぞれの場合について、引き上げ速
度を、空孔が多いシリコンと格子間物が多いシリコンと
の境界が３ｃｍの半径のところに位置するように調節し
た。場合１および場合２のために使用した引き上げ速度
は、それぞれ、０．４ｍｍ／分および０．３５ｍｍ／分
であった。図１１から、結晶の格子間物が多い部分にお
ける格子間物の初期濃度は、初期軸温度勾配の半径方向
の変化が減少すると、劇的に減少することが明らかであ
る。これにより、格子間物の過飽和による格子間欠陥ク
ラスターの生成を回避することがより容易になるために
材料品質は改善される。

【００７１】実施例３格子間物に関する増加した外方拡散時間図１２および図１３は、格子間物の外方拡散に必要な時
間を増大させることによって達成され得る品質の改善を
例示する。格子間物の初期濃度を、２つの場合につい
て、結晶において異なる軸温度特性ｄＴ／ｄｚを用いて
計算した。溶融／固体界面での軸温度勾配は両方の場合
について同じであり、その結果、格子間物の（溶融／固
体界面から約１ｃｍでの）初期濃度は両方の場合につい
て同じである。本実施例において、引き上げ速度を、結
晶全体が、格子間物が多くなるように調節した。引き上
げ速度は、両方の場合について同じであり、０．３２ｍ
ｍ／分であった。場合２における格子間物の外方拡散に
必要な時間が長いほど、格子間物濃度の全体的な減少が
得られる。これにより、格子間物の過飽和による格子間
欠陥クラスターの生成を回避することがより容易になる
ために材料品質は改善される。

【００７２】実施例４長さが７００ｍｍで、直径が１５０ｍｍの結晶を、様々
な引き上げ速度で成長させた。引き上げ速度を、段部で
の約１．２ｍｍ／分から、段部から４３０ｍｍのところ
での約０．４ｍｍ／分までほぼ直線的に変化させ、次い
で、段部から７００ｍｍのところでの約０．６５ｍｍ／
分にまでほぼ直線的に戻した。この特定の結晶引き上げ
装置におけるこのような条件下において、半径全体を、
結晶の段部（肩部）から約３２０ｍｍ〜約５２５ｍｍの
範囲の結晶の長さにわたって、格子間物が多い条件下で
成長させた。図１４を参照して、約５２５ｍｍの軸位置
および約０．４７ｍｍ／分の引き上げ速度で、結晶は、
直径全体にわたって、凝集した真性の点欠陥クラスター
を含まない。言い換えれば、軸対称領域の幅、すなわ
ち、凝集した欠陥を実質的に含まない領域の幅がインゴ
ットの半径に等しい結晶の小さな部分が存在する。

【００７３】実施例５実施例１に示すように、一連の単結晶シリコンインゴッ
トを様々な引き上げ速度で成長させ、次いで、凝集した
格子間欠陥が最初に現れるか消失する軸位置（および対
応する引き上げ速度）を決定するために分析した。軸位
置に対して引き上げ速度をグラフにプロットしたこれら
の点からの内挿および外挿によって、第１の近似に対し
て、軸対称領域がその最大幅である結晶引き上げ装置に
おける長さを関数とする２００ｍｍの結晶に関する引き
上げ速度を示す曲線が得られた。次いで、さらなる結晶
を他の引き上げ速度で成長させ、これらの結晶のさらな
る分析を使用して、この実験的に決定した最適な引き上
げ速度特性の精度を上げた。

【００７４】この結果を使用し、そしてこの最適な引き
上げ速度特性に従って、長さが約１０００ｍｍで、直径
が約２００ｍｍの結晶を成長させた。次いで、成長させ
た結晶の、様々な軸位置から得られたスライス物を、
（ｉ）凝集した格子間欠陥が生成しているかどうかを決
定するために、そして（ｉｉ）スライス物の半径を関数
としてＶ／Ｉ境界の位置を決定するために、この分野で
標準的な酸素析出法を使用して分析した。このように、
軸対称領域の存在を、結晶の長さまたは位置を関数とし
てこの領域の幅と同様に決定した。

【００７５】インゴットの肩から約２００ｍｍ〜約９５
０ｍｍの範囲の軸位置に関して得られた結果を図１５の
グラフに示す。これらの結果は、引き上げ速度特性が、
単結晶シリコンインゴットの成長に関して、インゴット
の直径一定部分が、直径一定部分の半径の少なくとも約
４０％の長さである幅（円周方向の縁からインゴットの
中心軸に向かって半径方向に測定される）を有する軸対
称領域を含有するように決定され得ることを示す。さら
に、これらの結果は、この軸対称領域が、インゴットの
直径一定部分の長さの約７５％の長さである長さ（イン
ゴットの中心軸に沿って測定される）を有し得ることを
示す。

【００７６】実施例６長さが約１１００ｍｍで、直径が約１５０ｍｍの単結晶
シリコンインゴットを、引き上げ速度を低下させて成長
させた。インゴットの直径一定部分の肩での引き上げ速
度は約１ｍｍ／分であった。引き上げ速度を、肩から約
２００ｍｍの軸位置に対応する約０．４ｍｍ／分にまで
指数関数的に低下させた。次いで、引き上げ速度を、約
０．３ｍｍ／分の速度がインゴットの直径一定部分の終
端付近で得られるまで直線的に低下させた。

【００７７】この特定のホットゾーン配置でのこのよう
なプロセス条件下において、得られたインゴットは、軸
対称領域が、インゴットの半径にほぼ等しい幅を有する
領域を含有した。次に、一連の酸素析出熱処理を行った
後のインゴットの一部の軸切断面の少数キャリア寿命を
走査することによって得られた像である図１６ａおよび
図１６ｂを参照して、軸位置が約１００ｍｍ〜約２５０
ｍｍおよび約２５０ｍｍ〜約４００ｍｍの範囲であるイ
ンゴットの連続領域が存在する。軸位置が肩から約１７
０ｍｍ〜約２９０ｍｍの範囲にあり、直径全体にわたっ
て凝集した真性の点欠陥を含まない領域がインゴット内
に存在することがこれらの図から認めることができる。
言い換えれば、軸対称領域の幅、すなわち、凝集した格
子間欠陥を実質的に含まない領域の幅がインゴットの半
径にほぼ等しい領域がインゴット内に存在する。

【００７８】さらに、軸位置から、約１２５ｍｍ〜約１
７０ｍｍの範囲および約２９０ｍｍ〜４００ｍｍを超え
る部分の範囲の領域において、凝集した真性の点欠陥を
含まず、凝集した真性の点欠陥を同様に含まない空孔優
勢材の一般にはシリンダー状コアを囲む格子間物優勢材
の軸対称領域が存在する。

【００７９】最後に、軸位置から、約１００ｍｍ〜約１
２５ｍｍの範囲の領域において、凝集した欠陥を含ま
ず、空孔優勢材の一般にはシリンダー状コアを囲む格子
間物優勢材の軸対称領域が存在する。空孔優勢材の内部
において、凝集した欠陥を含まず、凝集した空孔欠陥を
含有するコアを囲む軸対称領域が存在する。

【００８０】実施例７冷却速度およびＶ／Ｉ境界の位置一連の単結晶シリコンインゴット（１５０ｍｍおよび２
００ｍｍの公称直径）を、チョクラルスキー法に従っ
て、約１０５０℃を超える温度でシリコンの滞留時間に
影響を与える異なるホットゾーン配置（この分野での一
般的な手段により設計）を使用して成長させた。各イン
ゴットの引き上げ速度特性をインゴットの長さに沿って
変化させ、凝集した空孔の点欠陥領域から凝集した格子
間点欠陥領域に転移させることを試みた。

【００８１】一旦成長させ、インゴットを、成長方向に
平行する中心軸に沿って長さ方向に切断し、次いで、そ
れぞれが約２ｍｍの厚さの部分にさらに分割した。次い
で、前記の銅装飾技法を使用して、そのような長さ方向
の部分の１組を加熱し、銅をわざと混入させた。加熱条
件は、高濃度の銅格子間物を溶解させるのに適してい
た。次いで、このような熱処理の後に、サンプルを急冷
した。この間に、銅不純物は、酸化物クラスター、また
は存在する場合には、凝集した格子間欠陥の部位で外方
拡散するかまたは析出した。標準的な欠陥輪郭化エッチ
ングを行った後に、サンプルを析出不純物について目視
で検査した；そのような析出不純物を含まないそのよう
な領域は、凝集した格子間欠陥を含まない領域に対応し
た。

【００８２】長さ方向の部分の別組を、キャリア寿命マ
ッピングの前に新しい酸化物クラスターの核形成および
成長を行うために一連の酸素析出熱処理に供した。寿命
マッピングにおけるコントラストバンドを、各インゴッ
トにおける様々な軸位置での瞬間的な溶融／固体界面の
形状の決定および測定を行うために利用した。次いで、
溶融／固体界面の形状に関する情報を使用して、下記に
おいてさらに考察するように、平均軸温度勾配Ｇ_０の絶
対値およびその半径方向の変化を推定した。この情報は
また、引き上げ速度とともにｖ／Ｇ_０の半径方向の変化
を推定するために使用された。

【００８３】単結晶シリコンインゴットの得られる品質
に対する成長条件の効果をより詳細に調べるために、今
日までの実験的証拠に基づいて妥当と考えられるいくつ
かの仮定を行った。最初に、格子間欠陥の凝集が生じる
温度にまで冷却するのに要した時間に関する熱履歴の処
理を単純化するために、約１０５０℃は、シリコン自己
格子間物の凝集が生じる温度に関して合理的な近似であ
ると仮定した。この温度は、異なる冷却速度が用いられ
る実験を行っているときに観測された凝集した格子間物
の欠陥密度での変化と一致するようである。上記のよう
に、凝集が生じるかどうかは、格子間物濃度の因子でも
あるが、凝集は、約１０５０℃を超える温度では生じな
いと考えられる。なぜなら、格子間物濃度の範囲がチョ
クラルスキー型の成長プロセスに典型的であるならば、
この系は、この温度より高い温度で、格子間物により臨
界的に過飽和にならないと仮定することは妥当であるか
らである。言い換えれば、チョクラルスキー型の成長プ
ロセスに典型的な格子間物濃度に関して、系は約１０５
０℃を超える温度で臨界的に過飽和にならない、従っ
て、凝集事象は生じないと仮定することは妥当である。

【００８４】単結晶シリコンの品質に対する成長条件の
効果をパラメーター化するために行った第２の仮定は、
シリコン自己格子間物の拡散係数の温度依存性は無視で
きるということである。言い換えれば、自己格子間物
は、約１４００℃と約１０５０℃との間のすべての温度
で同じ速度で拡散すると仮定する。約１０５０℃は、凝
集の温度に関して妥当な近似と見なされると理解する
と、この仮定の本質的な点は、融点からの冷却曲線の細
部は問題とならないということである。拡散距離は、融
点から約１０５０℃までの冷却に費やされた総時間にだ
けに依存する。

【００８５】各ホットゾーン機構に関する軸温度特性デ
ータおよび特定のインゴットに関する実際の引き上げ速
度特性を使用して、約１４００℃から約１０５０℃まで
の総冷却時間を計算することができる。温度は各ホット
ゾーンに関して変化する速度はかなり均一であったこと
に注意しなければならない。この均一性は、凝集した格
子間欠陥に必要な核形成温度（すなわち、約１０５０
℃）の選択における何らかの誤差は、議論の余地はある
が、計算された冷却時間における誤差を比例的に増減さ
せるだけであることを意味する。

【００８６】インゴットの空孔優勢領域の半径方向の拡
がり（Ｒ_{ｖａｃａｎｃｙ}）、あるいは軸対称領域の幅を
決定するために、空孔優勢コアの半径は、寿命マッピン
グによって決定されるように、ｖ／Ｇ_０＝ｖ／Ｇ_０臨界
である凝固での点に等しいとさらに仮定した。言い換え
れば、軸対称領域の幅は、一般的には、室温に冷却した
後のＶ／Ｉ境界の位置に基づくと仮定した。これは、上
記のように、インゴットが冷えると、空孔とシリコン自
己格子間物との再結合が生じ得るので注目される。再結
合が生じるとき、Ｖ／Ｉ境界の実際の位置は、インゴッ
トの中心軸に向かって内側に移動する。本明細書で示さ
れているのはこの最終的な位置である。

【００８７】凝固時の結晶における平均軸温度勾配Ｇ_０
の計算を単純化するために、溶融／固体界面の形状は融
点等温線であると仮定した。結晶の表面温度を、有限要
素モデル化（ＦＥＡ）技法およびホットゾーン機構の細
部を使用して計算した。結晶内の全体の温度場、従って
Ｇ_０を、ラプラス式を適切な境界条件、すなわち、溶融
／固体界面に沿った融点および結晶軸に沿った表面温度
に関するＦＥＡ結果を用いて解くことによって得た。調
製および評価を行ったインゴットの１つから様々な軸位
置で得られる結果を図１７に示す。

【００８８】格子間物の初期濃度に対するＧ_０の半径方
向の効果を評価するために、半径方向の位置Ｒ’、すな
わち、Ｖ／Ｉ境界と結晶表面との間の途中の位置は、シ
リコン自己格子間物がインゴットにおいてシンクから離
れ得る最も遠い点であると仮定したが、そのようなシン
クは、空孔優勢領域に存在するか、または結晶表面に存
在するかにはよらない。上記のインゴットに関する成長
速度およびＧ_０データを使用することによって、位置
Ｒ’で計算されたｖ／Ｇ_０とＶ／Ｉ境界でのｖ／Ｇ
_０（すなわち、臨界ｖ／Ｇ_０値）との差は、過剰な格子
間物が結晶表面上のシンクまたは空孔優勢領域でのシン
クに達し得ることに対する効果および格子間物の初期濃
度での半径方向の変化を示す。

【００８９】この特定のデータ組に関して、結晶の品質
は、全体的には、ｖ／Ｇ_０での半径方向の変化に依存し
ていないようである。図１８から明らかであり得るよう
に、インゴットにおける軸依存性はこのサンプルで最小
である。この実験系列に含まれる成長条件は、Ｇ_０の半
径方向の変化においてかなり狭い範囲を示す。結果とし
て、このデータ組は狭すぎて、Ｇ_０の半径方向の変化に
対する品質（すなわち、凝集した真性の点欠陥の有無）
の認識可能な依存性を解明することができない。

【００９０】上記のように、調製した各インゴットのサ
ンプルを、凝集した格子間欠陥の有無について様々な軸
位置で評価した。調べた各軸位置に関して、サンプルの
品質と軸対称領域の幅との間に相関が存在し得る。次
に、図１９を参照して、サンプルが、そのような特定の
軸位置において、凝固から約１０５０℃に冷却された時
間に対する所与サンプルの品質を比較するグラフを得る
ことができる。予想されるように、このグラフは、軸対
称領域の幅（すなわち、Ｒ_{ｃｒｙｓｔａｌ}−Ｒ_ｖ
_{ａｃａｎｃｙ}）が、この特定の温度範囲におけるサンプ
ルの冷却履歴に強く依存していることを示す。軸対称領
域の幅が大きくなるに従って、より長い拡散時間または
より遅い冷却速度が必要であるという傾向が示唆され
る。

【００９１】このグラフに示されるデータに基づいて、
この特定の温度範囲内における所与インゴット直径に可
能な冷却速度の関数として、「良好」（すなわち、無欠
陥）から「不良」（すなわち、欠陥含有）までのシリコ
ンの品質での転移を一般的に示す最良の近似線を計算す
ることができる。軸対称領域の幅と冷却速度との間の一
般的な関係は、下記の式で表すことができる：（Ｒ_{ｃｒｙｓｔａｌ}−Ｒ_{ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ})^２＝
Ｄ_ｅｆｆ ^＊ｔ_{１０５０℃}

【００９２】上式において、Ｒ_{ｃｒｙｓｔａｌ}は、イン
ゴットの半径であり、Ｒ_{ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ}は、無欠
陥部から欠陥含有部まで、あるいはその逆の格子間物優
勢材において転移が生じるサンプルの軸位置での軸対称
領域の半径であり、Ｄ_ｅｆｆは、格子間物拡散係数の平
均時間および温度を表す定数で、約９．３ ^＊１０^−４ｃ
ｍ^２ｓｅｃ^−１であり、そしてｔ_{１０５０℃}は、サンプ
ルの所与の軸位置が凝固から約１０５０℃に冷却される
のに必要な時間である。

【００９３】再度、図１９を参照して、所与のインゴッ
ト直径に関して、冷却時間を、所望する直径の軸対称領
域を得るために推定できることが理解され得る。例え
ば、約１５０ｍｍの直径を有するインゴットに関して、
インゴットの半径にほぼ等しい幅を有する軸対称領域
は、約１４１０℃〜約１０５０℃の温度範囲域で、イン
ゴットのこの特定部分が約１０時間〜約１５時間で冷却
される場合に得ることができる。同様に、約２００ｍｍ
の直径を有するインゴットに関して、インゴットの半径
にほぼ等しい幅を有する軸対称領域は、この温度範囲域
で、インゴットのこの特定部分が約２５時間〜約３５時
間で冷却される場合に得ることができる。この線がさら
に外挿される場合、約６５時間〜約７５時間の冷却時間
が、約３００ｍｍの直径を有するインゴットの半径にほ
ぼ等しい幅を有する軸対称領域を得るために必要とされ
得る。この点に関して、インゴットの直径が大きくなる
に従って、格子間物がインゴット表面または空孔コアで
シンクに達するために拡散しなければならない距離が増
大するために、さらなる冷却時間が必要であることに注
意しなければならない。

【００９４】次に、図２０、図２１、図２２および図２
３を参照して、様々なインゴットに関する冷却時間の増
加による効果を認めることができる。これらの図のそれ
ぞれは、凝固温度から１０５０℃までの冷却時間が図２
０から図２３まで段階的に増大した公称直径が２００ｍ
ｍのインゴットの一部を示す。

【００９５】図２０を参照して、軸位置が肩から約２３
５ｍｍ〜約３５０ｍｍの範囲にあるインゴットの一部を
示す。約２５５ｍｍの軸位置において、凝集した格子間
欠陥を含まない軸対称領域の幅は最大であり、インゴッ
トの半径の約４５％である。この領域を超えると、その
ような欠陥を含まない領域から、そのような欠陥が存在
する領域への転移が生じる。

【００９６】次に、図２１を参照して、軸位置が肩から
約３０５ｍｍ〜約４６０ｍｍの範囲にあるインゴットの
一部を示す。約３６０ｍｍの軸位置において、凝集した
格子間欠陥を含まない軸対称領域の幅は最大であり、イ
ンゴットの半径の約６５％である。この領域を超える
と、欠陥生成が始まる。

【００９７】次に、図２２を参照して、軸位置が肩から
約１４０ｍｍ〜約２７５ｍｍの範囲にあるインゴットの
一部を示す。約２１０ｍｍの軸位置において、軸対称領
域の幅は、インゴットの半径にほぼ等しい；すなわち、
この範囲内のインゴットの小部分は、凝集した真性の点
欠陥を含まない。

【００９８】次に、図２３を参照して、軸位置が肩から
約６００ｍｍ〜約７３０ｍｍの範囲にあるインゴットの
一部を示す。約６４０ｍｍ〜約６６５ｍｍの範囲の軸位
置に関して、軸対称領域の幅は、インゴットの半径にほ
ぼ等しい。さらに、軸対称領域の幅がインゴットの半径
にほぼ等しいインゴット領域の長さは、図２２のインゴ
ットに関連して認められる長さよりも大きい。

【００９９】従って、図２０、図２１、図２２および図
２３を組み合わせて見た場合、これらの図は、１０５０
℃への冷却時間の欠陥を含まない軸対称領域の幅および
長さに対する効果を明らかにしている。一般に、凝集し
た格子間欠陥を含有する領域が、結晶のそのような部分
の冷却時間に関して低下させるには大きすぎる格子間物
の初期濃度を導く結晶の引き上げ速度の連続的な低下の
結果として生じた。軸対称領域の長さが大きくなること
は、より大きな範囲の引き上げ速度（すなわち、格子間
物の初期濃度）を、欠陥を含まないそのような材料に関
して得ることができることを意味する。冷却時間の増大
は、格子間物のより大きな初期濃度を可能にする。なぜ
なら、半径方向の拡散に充分な時間が達成され、その濃
度を格子間欠陥の凝集に必要とされる臨界濃度よりも低
く抑えることができるからである。言い換えれば、冷却
時間が長くなることに関して、引き上げ速度（従って、
格子間物のより大きな初期濃度）を少し低くしても、依
然として最大の軸対称領域６が得られる。従って、冷却
時間を長くすると、最大の軸対称領域の直径に必要とさ
れる条件について許容可能な引き上げ速度の変化を大き
くし、プロセス制御に対する制限を緩くする。結果とし
て、インゴットのより大きな長さにわたる軸対称領域に
関する制御が一層容易になる。

【０１００】再度、図２３を参照すると、結晶の肩の約
６６５ｍｍから７３０ｍｍを超えるところまでの範囲の
軸位置に関して、凝集した欠陥を含まない空孔優勢材の
領域が存在し、その領域におけるその領域の幅はインゴ
ットの半径に等しい。

【０１０１】上記の結果から明らかであり得るように、
冷却速度を制御することにより、自己格子間物濃度は、
それらが消滅し得る領域に格子間物が拡散するのにより
多くの時間を可能にすることによって抑制され得る。結
果として、凝集した格子間欠陥の形成が、単結晶シリコ
ンインゴットの大部分において防止される。

【０１０２】上記を参照して、本発明のいくつかの目的
が達成されることが理解される。様々な変化を、本発明
の範囲から逸脱することなく、上記の構成およびプロセ
スにおいて行うことできるので、上記の説明に含まれる
すべての事項は、例示として解釈されるものであり、限
定する意味で解釈されるものではない。

【図面の簡単な説明】

【図１】自己格子間物［Ｉ］および空孔［Ｖ］の初期
濃度が、比率ｖ／Ｇ _０［ｖは成長速度であり、Ｇ_０は平
均軸温度勾配である。］の数値の増加に伴って、変化す
る例を示すグラフである。

【図２】自己格子間物［Ｉ］の所定初期濃度に関して
温度Ｔが低下するに伴って、凝集格子間欠陥の形成に必
要とされる自由エネルギーの変化ΔＧ_Ｉが増加する例を
示すグラフである。

【図３】Ｇ_０の数値の増加によって比率ｖ／Ｇ_０の数
値が減少するに伴って、自己格子間物［Ｉ］および空孔
［Ｖ］の初期濃度が、ウエハのインゴットの半径に沿っ
て変化する例を示すグラフである。

【図４】それぞれ優勢材料の空孔Ｖおよび自己格子間
物Ｉの領域、ならびそれらの間に存在するＶ／Ｉ境界を
示す単結晶シリコンインゴットまたはウエハの正面図で
ある。

【図５】インゴットの直径一定部分の軸対称領域を詳
細に示す、単結晶シリコンインゴットの縦断面図であ
る。

【図６】空孔優勢材料のほぼ筒状の領域、自己格子間
優勢材料のほぼ環状の軸対称領域、それらの間に存在す
るＶ／Ｉ境界、および凝集格子間欠陥の領域を詳細に示
す、一連の酸素析出熱処理後のインゴットの軸方向カッ
トの少数担体寿命のスキャンによって得られる画像であ
る。

【図７】引き上げ速度が、結晶の長さの一部において
線状に減少することを示す、結晶の長さの関数としての
引き上げ速度（即ち、種の引き上げ）のグラフである。

【図８】実施例１に記載のような、一連の酸素析出熱
処理後の、インゴットの軸方向カットの少数担体寿命の
スキャンによって得られる画像である。

【図９】実施例１に記載のような、ｖ^＊（Ｚ）で示さ
れる曲線を得るために使用される、それぞれ１〜４で示
される４つの単結晶シリコンにおける、結晶の長さの関
数としての引き上げ速度のグラフである。

【図１０】実施例２に記載の２種類の場合における、
半径方向位置の関数としての、メルト／固体界面Ｇ_０に
おける平均軸方向温度勾配のグラフである。

【図１１】実施例２に記載の２種類の場合における、
半径方向位置の関数としての、空孔「Ｖ」および自己格
子間物「Ｉ」の初期濃度のグラフである。

【図１２】実施例３に記載の２種類の場合における、
インゴットにおける軸方向温度輪郭を示す、軸方向位置
の関数としての温度のグラフである。

【図１３】図１２に示され、実施例３にさらに詳しく
記載される２種類の冷却条件から得られる自己格子間物
濃度のグラフである。

【図１４】実施例４に記載のような、一連の酸素析出
熱処理後の、全インゴットの軸方向カットの少数担体寿
命のスキャンによって得られる画像である。

【図１５】実施例５に記載のような、単結晶シリコン
インゴットの長さの関数としての、Ｖ／Ｉ境界の位置を
示すグラフである。

【図１６ａ】実施例６に記載のような、一連の酸素析
出熱処理後の、インゴットのショルダーから約１００ｍ
ｍ〜約２５０ｍｍにわたるインゴットのセグメントの軸
方向カットの少数担体寿命のスキャンによって得られる
画像である。

【図１６ｂ】実施例６に記載のような、一連の酸素析
出熱処理後の、インゴットのショルダーから約２５０ｍ
ｍ〜約４００ｍｍにわたるインゴットのセグメントの軸
方向カットの少数担体寿命のスキャンによって得られる
画像である。

【図１７】実施例７に記載のような、インゴットの種
々の軸方向位置における、軸方向温度勾配Ｇ_０のグラフ
である。

【図１８】実施例７に記載のような、インゴットの種
々のものにおける、平均軸方向温度勾配Ｇ_０における半
径方向変化のグラフである。

【図１９】実施例７に記載のような、軸対称領域の幅
と冷却速度の関係を示すグラフである。

【図２０】実施例７に記載のような、銅装飾（copper
decoration）および欠陥ディリニエーションエッチン
グ（defect−delineating etch）後の、インゴットのシ
ョルダーから約２３５ｍｍ〜約３５０ｍｍにわたるイン
ゴットのセグメントの軸方向カットの写真である。

【図２１】実施例７に記載のような、銅装飾および欠
陥輪郭エッチング後の、インゴットのショルダーから約
３０５ｍｍ〜約４６０ｍｍにわたるインゴットのセグメ
ントの軸方向カットの写真である。

【図２２】実施例７に記載のような、銅装飾および欠
陥輪郭エッチング後の、インゴットのショルダーから約
１４０ｍｍ〜約２７５ｍｍにわたるインゴットのセグメ
ントの軸方向カットの写真である。

【図２３】実施例７に記載のような、銅装飾および欠
陥輪郭エッチング後の、インゴットのショルダーから約
６００ｍｍ〜約７３０ｍｍにわたるインゴットのセグメ
ントの軸方向カットの写真である。

【図２４】種々の形態のホットゾーン（hot zones）
において生じる平均軸方向温度勾配Ｇ_０（ｒ）における
半径方向変化を示すグラフである。

【図２５】４種類のホットゾーン形態におけるインゴ
ットの軸方向温度輪郭を示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩテーマコート゛(参考）Ｈ０１Ｌ 21/322 Ｈ０１Ｌ 21/322 Ｙ (72)発明者スティーブ・エイ・マークグラフアメリカ合衆国63301ミズーリ州セント・チャールズ、トレイルズ・オブ・サンブルック1515番 (72)発明者シームス・エイ・マクエイドアメリカ合衆国63105ミズーリ州セント・ルイス、ノースウッド・アベニュー6220 番、アパートメント15 (72)発明者ジョゼフ・シー・ホルザーアメリカ合衆国63304ミズーリ州セント・チャールズ、グタームス・ロード5234番 (72)発明者パオロ・ムッティイタリア、イ−39012メラノ、ビア・サンタ・カテリーナ７番 (72)発明者ベヤード・ケイ・ジョンソンアメリカ合衆国63367ミズーリ州レイク・セント・ルイス、ニコル・コート78番Ｆターム(参考） 4G077 AA02 AB01 BA04 CF10 EG19 EG25 EH06 EH09 PA10 PF13 PF17

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】中心軸、シードコーン、エンドコーン、
ならびに、周囲縁、および中心軸から周囲縁に延在する
半径を有するシードコーンとエンドコーンの間の直径一
定部分を有して成る単結晶シリコンインゴットを製造す
る方法であって、インゴットを、チョクラルスキー法によって、シリコン
メルトから成長させ、次に、凝固温度から冷却し、該方法は、（ｉ）凝固温度〜１３２５℃以上の温度範囲
において、インゴットの直径一定部分が成長する間に、
成長速度ｖおよび平均軸温度勾配Ｇ_０を制御し、および
（ｉｉ）凝固温度からインゴットを冷却する際に空孔が
優勢な真性点欠陥であり、凝集真性点欠陥を実質的に有
しない第一軸対称領域を形成させるようにインゴットの
直径一定部分の冷却速度を制御することからなり、該第一軸対称領域が少なくとも１５ｍｍの幅を有するか
または中心軸を有し、かつ中心軸に沿って測定してイン
ゴットの直径一定部分の長さの少なくとも２０％の長さ
を有しており、比ｖ／Ｇ_０をｖ／Ｇ_０の臨界値の０．５
〜２．５倍の値の範囲内になるように制御し、冷却速度
を、該第一軸対称領域において凝集空孔欠陥の形成を防
止するように制御し、ｖ／Ｇ_０の制御がメルト／固体界
面における熱移動を制御することを含んでなる方法。
【請求項２】メルト表面上に位置するデバイスとメル
ト表面との距離を変化させることによってメルト／固体
界面における熱移動を制御する請求項１に記載の方法。
【請求項３】デバイスが、反射材、輻射遮蔽材、熱遮
蔽材、絶縁リング、パージ管および光パイプからなる群
から選択されたものである請求項２に記載の方法。
【請求項４】デバイスの位置に対するメルト表面の位
置を変化させることによって熱移動を制御する請求項２
に記載の方法。
【請求項５】メルト表面の位置に対するデバイスの位
置を変化させることによって熱移動を制御する請求項２
に記載の方法。
【請求項６】シリコンメルト付近のヒーターに供給す
るエネルギーを調節することによってメルト／固体界面
における熱移動を制御する請求項１に記載の方法。
【請求項７】第一軸対称領域が、インゴットの直径一
定部分の半径の長さの少なくとも約２５％である幅を有
する請求項１に記載の方法。
【請求項８】第一軸対称領域が、インゴットの直径一
定部分の半径の長さの少なくとも約５０％である幅を有
する請求項１に記載の方法。
【請求項９】第一軸対称領域が中心軸を有する請求項
１に記載の方法。
【請求項１０】第一軸対称領域が、インゴットの直径
一定部分の長さの少なくとも約２０％の長さを有する請
求項１に記載の方法。
【請求項１１】第一軸対称領域が、インゴットの直径
一定部分の長さの少なくとも約４０％の長さを有する請
求項１に記載の方法。
【請求項１２】第一軸対称領域が、インゴットの直径
一定部分の長さの少なくとも約８０％の長さを有する請
求項１に記載の方法。
【請求項１３】方法が、第一軸対称領域と同心状であ
る第二軸対称領域を形成させるように、凝固温度から約
１０５０℃までの結晶の冷却速度を制御することをも含
んでなり、第二軸対称領域は、優勢な真性点欠陥として
自己格子間原子を有し、凝集したシリコン自己格子間の
真性点欠陥を実質的に有しない請求項１に記載の方法。
【請求項１４】少なくとも約５ｃｍの距離にわたって
自己格子間の真性点欠陥の半径方向拡散を得るために冷
却速度を制御する請求項１３に記載の方法。
【請求項１５】少なくとも約１０ｃｍの距離にわたっ
て自己格子間の真性点欠陥の半径方向拡散を得るために
冷却速度を制御する請求項１３に記載の方法。
【請求項１６】結晶の公称直径が少なくとも約１５０
ｍｍであり、方法が、結晶が少なくとも約１０時間にわ
たって凝固温度から約１０５０℃に冷却するように結晶
の冷却速度を制御することをも含んでなる請求項１３に
記載の方法。
【請求項１７】結晶の公称直径が少なくとも約２００
ｍｍであり、方法が、結晶が少なくとも２０時間にわた
って凝固温度から約１０５０℃に冷却するように結晶の
冷却速度を制御することをも含んでなる請求項１３に記
載の方法。
【請求項１８】結晶の公称直径が約２００ｍｍよりも
大きく、方法が、結晶が少なくとも４０時間にわたって
凝固温度から約１０５０℃に冷却するように結晶の冷却
速度を制御することをも含んでなる請求項１３に記載の
方法。
【請求項１９】チョクラルスキー法によって成長され
ている単結晶シリコンインゴットからスライスされてお
り、中心軸、中心軸にほぼ垂直な前面および後面、周囲
縁、および中心軸からウエハの周囲縁に延在する半径を
有する単結晶シリコンウエハであって、ウエハが、空孔が優勢な真性点欠陥であり、凝集空孔真性点欠陥を
実質的に有さず、中心軸を有して成るかまたは少なくと
も１５ｍｍの幅を有する第一軸対称領域；およびシリコ
ン自己格子間原子が優勢な真性点欠陥であり、凝集シリ
コン自己格子間の真性点欠陥を実質的に有さず、第一軸
対称領域から周囲縁に半径方向に延在する第二軸対称領
域を有して成る単結晶シリコンウエハ。
【請求項２０】第一軸対称領域の幅が、半径の少なく
とも１５％である請求項１９に記載のウエハ。
【請求項２１】第一軸対称領域の幅が、半径の少なく
とも２５％である請求項１９に記載のウエハ。
【請求項２２】第一軸対称領域の幅が、半径の少なく
とも５０％である請求項１９に記載のウエハ。
【請求項２３】第一軸対称領域が中心軸を有して成る
請求項１９に記載のウエハ。
【請求項２４】１３ＰＰＭＡ未満である酸素含量を有
する請求項１９に記載のウエハ。
【請求項２５】１１ＰＰＭＡ未満である酸素含量を有
する請求項１９に記載のウエハ。
【請求項２６】酸素析出核形成中心が存在しない請求
項１９に記載のウエハ。
【請求項２７】チョクラルスキー法によって成長され
ており、中心軸、シードコーン、エンドコーン、ならび
に、周囲縁、および中心軸から周囲縁に延在する半径を
有するシードコーンとエンドコーンの間の直径一定部分
を有する単結晶シリコンインゴットであって、単結晶シ
リコンインゴットが、インゴットが成長し凝固温度から
冷却した後に、直径一定部分が、空孔が優勢な真性点欠陥であり、凝集空孔真性点欠陥を
実質的に有さず、中心軸を有して成るかまたは少なくと
も１５ｍｍの幅を有し、中心軸に沿って測定してインゴ
ットの直径一定部分の長さの少なくとも２０％の長さを
有する第一軸対称領域；および該第一軸対称領域と同心
状であり、優勢な真性点欠陥として自己格子間原子を有
し、凝集シリコン自己格子間の真性点欠陥を実質的に有
さず、第一軸対称領域から周囲縁に半径方向に延在する
第二軸対称領域を有して成る単結晶シリコンインゴッ
ト。
【請求項２８】軸対称領域の長さが、インゴットの直
径一定部分の長さの少なくとも４０％である請求項２７
に記載の単結晶シリコンインゴット。
【請求項２９】第一軸対称領域の幅が、半径の少なく
とも１５％である請求項２７に記載の単結晶シリコンイ
ンゴット。
【請求項３０】第一軸対称領域の幅が、半径の少なく
とも２５％である請求項２７に記載の単結晶シリコンイ
ンゴット。
【請求項３１】第一軸対称領域の長さが、インゴット
の直径一定部分の長さの少なくとも６０％である請求項
２７に記載の単結晶シリコンインゴット。
【請求項３２】中心軸、シードコーン、エンドコー
ン、ならびに、周囲縁、および中心軸から周囲縁に延在
する半径を有するシードコーンとエンドコーンの間の直
径一定部分を有して成る単結晶シリコンインゴットを製
造する方法であって、インゴットを、チョクラルスキー法によって、シリコン
メルトから成長させ、次に、凝固温度から冷却し、該方法は、凝固温度〜１３２５℃以上の温度範囲におい
て、結晶の直径一定部分が成長する間に、（ｉ）成長速
度ｖおよび（ｉｉ）平均軸温度勾配Ｇ_０を制御して、優
勢真性点欠陥として結晶格子空孔点欠陥を有する領域を
結晶中に形成し、該領域は、臨界的な過飽和濃度よりも
高いときに結晶格子空孔点欠陥が凝集して凝集温度で凝
集真性点欠陥を形成する臨界的な過飽和濃度よりも高い
結晶格子空孔点欠陥の初期濃度を有する軸対称領域を有
してなり；結晶の冷却速度を制御し、結晶格子空孔点欠
陥の濃度が、軸対称領域を凝集温度に冷却する前に初期
濃度から臨界的な過飽和濃度よりも低い濃度に減少され
るのに充分な時間にわたって、結晶を凝固温度から凝集
温度に冷却させ、凝固温度からインゴットを冷却する際
に空孔が優勢な真性点欠陥であり、凝集真性点欠陥を実
質的に有しない第一軸対称領域を形成させ、該第一軸対
称領域が少なくとも１５ｍｍの幅を有するかまたは中心
軸を有し、かつ中心軸に沿って測定してインゴットの直
径一定部分の長さの少なくとも２０％の長さを有する方
法。
【請求項３３】インゴットは、第一軸対称領域と同心
状である第二軸対称領域をも有し、第二軸対称領域は、
優勢な真性点欠陥として自己格子間原子を有し、凝集し
たシリコン自己格子間の点欠陥を実質的に有しない請求
項３２に記載の方法。
【請求項３４】第二軸対称領域が第一軸対称領域から
周囲縁に半径方向に延在する請求項３２に記載に記載の
方法。