JP2001518874A - 低欠陥密度シリコン - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 本発明は、凝集真性点欠陥を有さない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およびそれの製造方法に関する。該方法は、シリコン自己格子間物が移動性である温度範囲内で、成長条件、例えば成長速度ｖ、瞬時軸温度勾配Ｇ_O、および冷却速度を、凝集欠陥を形成しないように調節することを含んでなる。インゴットの形態において、軸対称領域は、周囲縁から中心軸に向かって半径方向に測定した場合にインゴットの半径の長さの少なくとも約３０％の幅を有する。軸対称領域は、さらに、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％の長さを有する。

Description

【発明の詳細な説明】 低欠陥密度シリコン発明の背景 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 intrinsic point de fects)を有さない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。 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、メルト水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。 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(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は凝固時に固定され 、ｖ／Ｇ_O値（ｖは成長速度であり、Ｇ_Oは凝固時の結晶の瞬間軸温度勾配であ る。）によって調節されることは理解されている。図１を参照すると、ｖ／Ｇ_O 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格子点優勢成 長への転移がｖ／Ｇ_O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^-5ｃｍ²／ｓＫであるようである。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。 ｖ／Ｇ_O値が臨界値を超えると、空格子点濃度は増加する。同様に、ｖ／Ｇ_O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歩留りに重大な影響を与え得る。 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(ＣＯ Ｐ)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 defects)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 indu ced 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。 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。 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*１０³／ｃｍ³〜約１*１０⁷／ｃｍ³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。 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、 空格子点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_O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問に、約１１０ ０℃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。 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。 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、Fusegawa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。 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。 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。発明の要旨 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。 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。該ウエハは、凝集真性点欠陥を実質的に有さない軸対称 領域を有する。該軸対称領域が、ウエハの周囲縁から半径方向に内向きに延在し 、周囲縁から中心軸に向かつて半径方向に測定される幅を有し、該幅がウエハの 半 径の長さの少なくとも約４０％である。 本発明は、さらに、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 一定部分が軸対称領域を有し、該領域は実質的に凝集真性点欠陥を有さないこと である。該軸対称領域は、周囲縁から半径方向に内向きに延在し、中心軸に向か って周囲縁から半径方向に測定した場合に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３０％の幅を有する。該軸対称領域は、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％の長さを有する 。 本発明は、さらに単結晶シリコンインゴットを成長させる方法であって、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方法にも関する。該方法は、インゴットの直径一 定部分が成長する間に、結晶の成長速度ｖおよび瞬間軸温度勾配Ｇ_Oを調節して 、軸対称領域を形成させることを含んで成り、該領域は、インゴットを凝固温度 から冷却する際に、実質的に凝集真性点欠陥を有さない。軸対称領域は、周囲縁 から中心軸へ半径方向の内向きに延在し、周囲縁から中心軸に向かって半径方向 に測定した場合に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３０％ の幅を有し、該中心軸に沿って測定した場合直径一定部分の長さの少なくとも約 ２０％の長さを有する。 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。図面の簡単な説明 図１は、自己格子間物[Ｉ]および空孔[Ｖ]の初期濃度が、比率ｖ／Ｇ_O[ｖは成 長速度であり、Ｇ_O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は、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は、放射拡散の手段によって、自己格子間物[Ｉ]の濃度の抑制の結果とし て、ΔＧ_I(凝集格子間欠陥の生成に必要な自由エネルギーの変化)がいかに低下 するか(温度Ｔの低下に伴って)を例示するグラフである。実線は放射拡散がない 場合を示し、一方、点線は拡散の効果を含んでいる。 図４は、凝集反応が妨げられるように、放射拡散の手段によって、自己格子間 物[Ｉ]の濃度の抑制の結果として、ΔＧ_I(凝集格子間欠陥の生成に必要な自由エ ネルギーの変化)がいかに充分に低下するか(温度Tの低下に伴って)を例示するグ ラフである。実線は放射拡散がない場合を示し、一方、点線は拡散の効果を含ん でいる。 図５は、Ｇ_Oの数値の増加によって比率ｖ／Ｇ_O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６は、それぞれ優勢材の空孔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７ａは、自己格子間物の放射拡散による半径位置の関数として、空格子点ま たは自己格子間物の初期濃度がいがに変化するかを例示するグラフである。また 、このような拡散が、いかにＶ／Ｉ境界の位置をインゴットの中心に近い方に移 動させるか(空格子点および自己格子間物の再結合の結果として)、ならびに、自 己格子間物[Ｉ]の濃度を抑制するかも示されている。 図７ｂは、図７ａに示されているような自己格子間物濃度[Ｉ]の抑制が、あら ゆる場所でΔＧ_Iを、シリコンの自己格子間物反応が起こる臨界値未満の値に維 持するのにいかに充分であるかを例示する、半径位置の関数としてのΔＧ_Iのグ ラフである。 図７ｃは、自己格子間物の放射拡散による半径位置の関数として、空格子点ま たは自己格子間物の初期濃度がいかに変化するかの別例を示すグラフである。図 ７ａと比較して、このような拡散が、Ｖ／Ｉ境界の位置をインゴットの中心に近 い方にあるようにし(空格子点および自己格子間物の再結合の結果として)、Ｖ／ Ｉ境界の外側の領域における格子間物濃度の増加を与えることに注意すべきであ る。 図７ｄは、図７ｃに示されているような自己格子間物濃度[Ｉ]の抑制が、あら ゆる場所でΔＧ_Iを、シリコンの自己格子間物反応が起こる臨界値未満の値に維 持するのにいかに不充分であるかを例示する、半径位置の関数としてのΔＧ_Iの グラフである。 図７ｅは、自己格子間物の放射拡散による半径位置の関数として、空格子点ま たは自己格子間物の初期濃度がいかに変化するかの別例を示すグラフである。図 ７ａと比較して、拡散の増加が、自己格子間物濃度のより大きな抑制を与えたこ とに注意すべきである。 図７ｆは、図７ｅに示されているような自己格子間物濃度[Ｉ]のより大きな抑 制が、図７ｂと比較して、いかにΔＧ_Iのより大きな抑制を与えたかを例示する 、半径位置の関数としてのΔＧ_Iのグラフである。 図７ｇは、自己格子間物の放射拡散による半径位置の関数として、空格子点ま たは自己格子間物の初期濃度がいかに変化するかの別例を示すグラフである。図 ７ｃと比較して、拡散の増加が、自己格子間物濃度のより大きな抑制を与えたこ とに注意すべきである。 図７ｈは、図７ｇに示されているような自己格子間物濃度[Ｉ]のより大きな抑 制が、図７ｄと比較して、いかにΔＧ_Iのより大きな抑制を与えたかを例示する 、半径位置の関数としてのΔＧ_Iのグラフである。 図７ｉは、自己格子間物の放射拡散による半径位置の関数として、空格子点ま たは自己格子間物の初期濃度がいかに変化するかの別例を示すグラフである。こ の例においては、充分量の自己格子間物が空格子点と再結合して、空格子点優勢 領域がもはや存在しないことに注意すべきである。 図７ｊは、図７ｉに示されているような自己格子間物の放射拡散が、結晶半径 に沿うあらゆる場所での、凝集格子間欠陥の抑制を維持するのにいかに充分であ るかを例示する、半径位置の関数としてのΔＧ_Iのグラフである。 図８は、単結晶シリコンインゴットの長さ方向の断面図であり、インゴットの 直径一定部分の軸対称領域を詳細に示すものである。 図９は、単結晶シリコンインゴットの直径一定部分のセグメントの長さ方向の 断面図であり、軸対称領域の幅における軸変動を詳細に示すものである。 図１０は、インゴットの半径未満の幅の軸対称領域を有する単結晶シリコンイ ンゴットの直径一定部分のセグメントの長さ方向の断面図であり、この領域が、 空格子点優勢材のほぼ円筒状である領域をさらに含むことを詳細に示すものであ る。 図１１は、図１０に示した軸対称領域の緯度方向の断面図である。 図１２は、インゴットの半径に等しい幅の軸対称領域を有する単結晶シリコン インゴットの直径一定部分のセグメントの長さ方向の断面図であり、この領域が 、凝集真性点欠陥を実質的に含まない自己格子間物優勢材のほぼ円筒状である領 域であることを詳細に示すものである。 図１３は、空孔優勢材(空格子点優勢材)(vacancy dominated matetrial)のほ ぼ円筒状の領域、自己格子間優勢材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１４は、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１５は、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１６は、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１７は、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_Oにおける平均軸方向温度勾配のグラフである。 図１８は、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１９は、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 向温度プロフィールを示す、軸方向位置の関数としての温度のグラフである。 図２０は、図１９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２１は、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。好適な実施形態の詳細な説明 本明細書中で使用されている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)空格子点が凝集して、Ｄ欠陥、フローパターン欠陥、ゲート(gate)酸化物、 保全性欠陥(integrity defect)、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格子点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、転移ループおよび転移ネットワーク、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。「凝集した空格子点欠陥」は、結晶格子の空格子点が凝集 する反応によって生じる凝集した空格子点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端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 １０⁴欠陥／ｃｍ³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、材料が空格子点優勢から自己格子間優勢に変化する位置を意味 する。「空格子点優勢」および「自己格子間物優勢」は、真性の点欠陥が、それ ぞれ、空格子点または自己格子間物である材料を意味する。 本発明により、シリコン自己格子間原子が反応して、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、自己格子間物の濃度は、本発明の方法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、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。 一般に、凝集した格子問欠陥が、車結晶シリコンにおいてシリコン自己格子間 物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： 上式において、 ΔＧ_Iは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は温度(Ｋ)であり、 [Ｉ]は、単結晶シリコン中の時問および空間の点における自己格子間物の濃度 であり、そして [Ｉ]^eqは、温度Ｔにおける、および[Ｉ]が生成する時間および空間の同一点に おける自己格子間物の平衡濃度である。 この式により、自己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。 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。 自己格子間物の凝集は、凝集反応が生じるであろう値よりも小さい値にシリコ ン自己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を凝固温 度から冷却したときに、回避することができる。すなわち、系を、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自己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、初期のシリコン自己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。 図３および４は、図２のインゴットを凝固温度から冷却するときの、ΔＧ_Iの 増加に対する[Ｉ]の抑制の２つの可能な効果を模式的に示すものである。図３に おいて、[Ｉ]の抑制はΔＧ_Iの増加率の低下を与えるが、この場合には、この抑 制は、あらゆる場所でΔＧ_Iを、反応が起こる臨界値未満の値に維持するのには 不充分である。その結果、この抑制は、反応が起こる温度を低下させるように働 くにすぎない。図４において、[Ｉ]の抑制の増加は、あらゆる場所でΔＧ_Iを、 反応が起こる臨界値未満の値に維持するのに充分である。即ち、この抑制は欠陥 の形成を阻害する。 驚くべきことに、自己格子間物の比較的大きな移動性のために、結晶表面に位 置するシンク(sinks)への、または結晶内に位置する空格子点優勢領域への自己 格子間物の放射(半径方向)拡散によって、比較的大きな距離にわたる抑制を行い 得ることが見出された。充分な時間が初期濃度の真性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、自己格子間物の 初期濃度における半径方向の変動に依存するであろう。半径方向の変動が小さい ほど、拡散時間は短い。 平均軸方向温度勾配Ｇ_O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_O値は、典型的には、インゴットの半径の端から端まで特異的でないことを意 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５および図６においてＶ／Ｉ境界２と記されているｖ／Ｇ_O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 格子点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、空格子点優勢材８(この場合、 空格子点の初期濃度は、半径の増大とともに減少する)の一般には円筒状領域を 囲む。 図７ａおよび７ｂは、本発明の１つの態様に従ってインゴットを凝固温度から 冷却するときの、ΔＧ_Iの増加に対する[Ｉ]の抑制の効果を模式的に示すもので ある。インゴットをチョクラルスキー法に従って引き上げると、このインゴット は、インゴットの端部から、Ｖ／Ｉ境界が生じる半径に沿う位置まで延在する格 子間物優勢材の軸対称領域、ならびに、インゴットの中心から、Ｖ／Ｉ境界が生 じる半径に沿う位置まで延在する空格子点優勢材のほぼ円筒状である領域を含有 する。インゴットを凝固温度から冷却すると、格子間原子の放射拡散は、Ｖ／Ｉ 境界の外側の自己格子間物濃度の有意の抑制および自己格子間物と空格子点との 再結合によりＶ／Ｉ境界の迅速な内側へのシフトを引き起こす。さらに、[Ｉ]の 抑制は、あらゆる場所でΔＧ_Iを、シリコンの自己格子間物反応が起こる臨界値 未満の値に維持するのに充分である。 ここで図８および９を参照して、本発明の方法においては、単結晶シリコンイ ンゴット１０をチョクラルスキー法に従って成長させる。このシリコンインゴッ 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 とエンドコーンの間の直径一定部分１８からなる。この直径一定部分は、周囲縁 ２０および中心軸から周囲縁まで延在する半径４を有する。本方法は、インゴッ トの直径一定部分の成長の間、結晶の成長速度ｖおよび瞬間軸温度勾配Ｇ_Oを制 御して、軸対称領域６(この領域は、凝固温度からのインゴットの冷却時に、凝 集真性点欠陥を実質的に含まない)を生成させることからなる。 インゴット１０の直径一定部分１８の体積に対する軸対称領域６の体積を最大 にする位置にＶ／Ｉ境界２を維持するように成長条件を制御する。即ち、通常、 軸対称領域が、インゴットの直径一定部分の半径４および長さ２６にそれぞれ等 しい幅２２(インゴットの中心軸に向って半径で周囲縁から測定する)および長さ ２４(インゴットの中心軸に沿って測定する)を有しているのが好ましい。しかし 、 実際的には、操作条件および結晶引き上げ装置ハードウェアの束縛により、軸対 称領域がインゴットの直径一定部分の比較的少ない部分を占めることを強いられ ることもある。従って通常は、この態様における軸対称領域は、インゴットの直 径一定部分の半径の好ましくは少なくとも約３０％、より好ましくは少なくとも 約４０％、さらに好ましくは少なくとも約６０％、最も好ましくは少なくとも約 ８０％の幅を有する。さらに、この軸対称領域は、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％、さらに好ましくは 少なくとも約８０％の長さにわたって延在する。 図９を参照して、軸対称領域６の幅２２は、中心軸１２の長さに沿ってある変 動を有することがある。即ち、ある長さの軸対称領域に対して、その幅は、イン ゴット１０の周囲縁２０から、半径で中心軸から最も遠い点に向う距離を測定す ることによって決定される。換言すると、軸対称領域６のある長さ２４内の最小 距離が決定されるように幅２２を測定する。 ここで図１０および１１を参照して、インゴット１０の直径一定部分１８の軸 対称領域６が、直径一定部分の半径４未満の幅２２を有しているときには、この 領域は形状が一般に環状である。中心軸１２のあたりを中心とする空格子点優勢 材８のほぼ円筒状である領域は、ほぼ環状の形状を有するセグメントの半径で内 側に位置している。図１２を参照して、軸対称領域６の幅２２が直径一定部分１ ８の半径４に等しいときには、この領域が空格子点優勢領域を含んでおらず、そ の代わりに、軸対称領域それ自体がほぼ円筒状であり、凝集真性点欠陥を実質的 に含まない自己格子間物優勢材を含んでいることを理解すべきである。 結晶成長条件を、格子間物優勢領域の幅が最大になるように制御することが通 常は好ましいが、使用する結晶引き上げ装置のホットゾーン設計に制限があるこ ともある。冷却条件およびＧ_O(ｒ)[ここで、Ｇ_O(ｒ)はＧ_Oの半径変動である]が 変化しないという条件のもとで、Ｖ／Ｉ境界が中心結晶軸のより近くに移動する と、必要な放射拡散の最少量が増加する。これらの状況下で、放射拡散による凝 集格子間欠陥の形成を抑制するのに必要な、空格子点優勢領域の最小半径が存在 することもある。 図７ｃおよび７ｄは、空格子点優勢領域の最小半径を超過している例を模式的 に示すものである。この例においては、冷却条件およびＧ_O(ｒ)は、図７ａおよ び７ｂの結晶(ここでは、図示したＶ／Ｉ境界の位置の凝集格子間欠陥を回避す るための充分な外部拡散が存在した)に対して使用されたものと同一である。図 ７ｃおよび７ｄにおいては、Ｖ／Ｉ境界の位置は中心軸のより近くに移動し(図 ７ａおよび７ｂと比較して)、Ｖ／Ｉ境界の外側の領域において格子間物濃度の 増加を与えた。結果として、格子間物濃度を充分に抑制するためにより多くの放 射拡散が必要である。充分な外部拡散が達成されないときには、系のΔＧ_Iは臨 界値を超えて増加し、凝集格子間欠陥を生成する反応が起こり、Ｖ／Ｉ境界と結 晶端部の間の環状領域においてこれら欠陥の領域を与えるであろう。これが起こ るＶ／Ｉ境界の半径は、使用されるホットゾーンの最小半径である。この最小半 径は、より多くの格子問物の放射拡散が可能なときに減少する。 図７ｅ、７ｆ、７ｇおよび７ｈは、図７ａ、７ｂ、７ｃおよび７ｄに例示した 結晶と同一の初期空格子点および格子間物濃度プロフィールを用いて成長させた 結晶について、系のΔＧ_Iの上昇および格子間物濃度プロフィールに対する放射 外部拡散の増加の効果を示すものである。格子間物の放射拡散の増加は、格子間 物濃度のより大きな抑制を与える。即ち、系のΔＧ_Iの上昇を、図７ａ、７ｂ、 ７ｃおよび７ｄにおける場合よりも大きく抑制する。 図７ｉおよび７ｊは、最小半径を充分な放射拡散の保証によってゼロまで減少 させて、結晶半径に沿うあらゆる場所で凝集格子間欠陥の抑制を達成するように 、充分な放射拡散が可能にされている例を示すものである。 本発明の方法の好ましい態様においては、シリコン自己格子間物原子の初期濃 度を、インゴットの軸対称の自己格子間物優勢領域において制御する。再び図１ を参照して、通常は、結晶成長速度ｖおよび瞬間軸温度勾配Ｇ_Oを、ｖ／Ｇ_O比の 値がこの比の臨界値(ここでＶ／Ｉ境界が生成する)の比較的近くであるように制 御することによって、シリコン自己格子間物原子の初期濃度を制御する。さらに 、インゴット半径の関数としてＧ_O、即ちＧ_O(ｒ)、従ってｖ／Ｇ_O(ｒ)の変動も 制御されるように、瞬間軸温度勾配Ｇ_Oを確立することができる。 成長速度Ｖおよび平均軸温度勾配Ｇ_O(前記のように定義される)は、典型的に は、比ｖ／Ｇ_Oが、ｖ／Ｇ_O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_O臨界値に関して現在入手可能な情報に基づ き、約１×１０^-5ｃｍ²／ｓＫ〜約５×１０^-5ｃｍ²／ｓＫ)。この比ｖ／Ｇ_Oは、 好ましくは、ｖ／Ｇ_O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_O臨界値に関して現在入手可能な情報に基づき、約１．３×１０^-5ｃ ｍ²／ｓＫ〜約３×１０^-5ｃｍ²／ｓＫ)。この比ｖ／Ｇ_Oは、最も好ましくは、ｖ ／Ｇ_O臨界値の約０．７５倍〜約１倍の値の範囲である(すなわち、ｖ／Ｇ_O臨界 値に関して現在入手可能な情報に基づき、約１．６×１０^-5ｃｍ²／ｓＫ〜約２ ．１×１０^-5ｃｍ²／ｓＫ)。これらの比は、成長速度ｖおよび瞬間軸温度勾配Ｇ_O の独立した制御によって達成される。 一般に、瞬間軸温度勾配Ｇ_Oの制御は、基本的に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_Oは、溶融／固体の界面での熱移動における軸方向変化を最小にするた めにこの分野で現在知られている任意の手段を使用して制御することができる。 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_O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_Oは、溶 融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_O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 たは両方を、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。 瞬間軸温度勾配Ｇ_O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 ゾーン設計はＧ_O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、インゴットの半径とは異なるＧ_O値を有すること が好ましいことを意味する。しかし、Ｇ_O値の大きな差により、ウエハ端の近く で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。 前記を参照して、Ｇ_Oの制御には、Ｇ_O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０．６ ｍｍ／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。上記の範囲は、直径が２００ｍｍの結晶には典型的であることに注 意しなければならない。しかしながら、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。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。 自己格子問物の拡散量は、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１４１０℃)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７ ００℃未満の温度で、そしておそらくは、８００℃、９００℃または１０００℃ 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ほどかなりの程 度で遅いことが今日までに得られた実験的証拠より示唆される。 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０．２℃／分〜約２℃／分の 範囲である。冷却速度は、好ましくは、約０．２℃／分〜約１．５℃／分の範囲 であり、より好ましくは約０．２℃／分〜約１℃／分の範囲である。冷却速度の 制御は、熱移動を最少にするための当分野で現在既知のあらゆる手段を用いるこ とによって達成することができる(絶縁体、ヒーターおよび放射シールドの使用 を含む)。 前記のように、空格子点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_O(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設計が変化するように、ｖ／Ｇ_O (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格子点優勢領域の最小半径との差にできる限り 近い値で、その値を超えない値に維持することが望まれる。 軸対称領域の最適な幅、ならびに所与の結晶引き上げ装置のホットゾーン設計 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。 図１３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設計に用いられている例を示す。この例におい て、軸対称領域が最大幅を有する最適なｖ／Ｇ_O(ｒ)から格子間物優勢領域の最 大幅を超えるｖ／Ｇ_O(ｒ)までの転移が生じ、凝集した格子間欠陥の領域２８の 生成をもたらす。 インゴットの半径にわたってＧ_Oが増大することから生じるｖ／Ｇ_Oの半径方 向の変化に加えて、ｖ／Ｇ_O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_O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_O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。 本発明の方法に従って製造され、Ｖ／Ｉ境界を有するインゴット、すなわち、 空格子点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１ ２ＰＰＭＡ未満の酸素、なおさらに好ましくは約１１ＰＰＭＡ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。 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２つ の方法によって、さらに減少されてよい。酸素析出核形成中心は、約３５０〜７ ５０℃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１ ４１０℃)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。 あるいは、および好ましくは、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１０００℃に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、１分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３０秒、好ましくは少なくとも約１０分問、少なくとも約８７５℃でア ニールすることによって溶解してよい。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。さらに、溶解は、結晶インゴットまた はウエハ上で、好ましくウエハで行ってよい。 自己格子間物の凝集反応が生じる温度は、理論的に、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、とにかく、約１１００℃ 〜約８００℃の範囲内の温度で典型的に起こり得る。 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集温度から冷却す るにときに、真性点欠陥の凝集が、インゴットの直径一定部分の軸対称領域内で 、ウエハがスライスされることを妨げる方法を提供する。 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 プロフィール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。実施例１ 所定のホットゾーン設計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１４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２００ｍｍ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_O、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格子点優 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。 図１５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；空格子点優勢領域８の 幅Ｒ_V ^*(６８０)は約３５ｍｍであり、軸対称領域の幅Ｒ₁ ^*(６８０)は約６５ｍｍ である。 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状的な引き上げ速度で成長させた。 図１６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１６に示す。 これらの点からの内挿および外挿によって、図１６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。実施例２ Ｇ_O(ｒ)における半径方向の低下 図１７および図１８は、溶融／固体界面での軸温度勾配Ｇ_O(ｒ)の半径方向の 減少によって達成され得る品質の改善を例示する。空格子点および格子間物の( 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_O (ｒ)を用いて計算した：(１)Ｇ_O(ｒ)＝２．６５＋５×１０^-4ｒ²(Ｋ／ｍｍ)およ び(２)Ｇ_O(ｒ)＝２．６５＋５×１０^-5ｒ²(Ｋ／ｍｍ)。それぞれの場合について 、引き上げ速度を、空格子点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１８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。実施例３ 格子間物に関する増加した外方拡散時間 図１９および図２０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、０．３２ｍｍ／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。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０．４ｍｍ／分までほぼ直線的に変化させ、次いで、段部から７０ ０ｍｍのところでの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。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。 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。

【手続補正書】 【提出日】平成１２年３月３０日（２０００．３．３０） 【補正内容】 次の箇所を補正します。 Ｉ．請求の範囲 別紙の通り。 II．明細書 （１）第１頁第１４行、「水位」とあるを、「液位」と訂正。 （２）第８頁第９行、「緯度」とあるを、「長さ」と訂正。 （３）第１１頁下から第４行、「半径の端から端まで特異的でない」とあるを 、「半径を横切って単一でない」と訂正。 （４）第１２頁第９行および第１４頁第９行、「端部」とあるを、「縁部」と 訂正。 （５）第１７頁第１２行、「その値を」とあるを、「その差を」と訂正。 （６）第１７頁第２４行、「図１６」とあるを、「これ」と訂正。 請求の範囲 １．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、 該ウエハが、チョクラルスキー法によって成長された単結晶シリコーンインゴ ットからスライスされ、 凝集真性点欠陥を実質的に有さない軸対称領域を有し、 該軸対称領域が、ウエハの周囲縁から半径方向に内向きに延在し、周囲縁から中 心軸に向かって半径方向に測定される幅を有し、該幅がウエハの半径の長さの少 なくとも約４０％である単結晶シリコンウエハ。 ２．軸対称領域がほぼ環状であり、および、環状領域の半径方向に内側に存在 する空格子点優勢材料から成るほぼ筒状の領域をウエハが付加的に有して成る請 求項１に記載のウエハ。 ３．約１３ＰＰＭＡ未満である酸素含量を有する請求項１に記載のウエハ。 ４．約１１ＰＰＭＡ未満である酸素含量を有する請求項１に記載のウエハ。 ５．酸素析出核形成中心が存在しない請求項１に記載のウエハ。 ６．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 部分を有するチョクラルスキー法によって成長された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、インゴットを成長させ凝固温度から冷 却した後に、直径一定部分が軸対称領域を有し、該軸対称領域は凝集真性点欠陥 を実質的に有さず、該軸対称領域は、インゴットの周囲縁から半径方向に内向き に延在し、インゴットの中心軸に向かって周囲縁から半径方向に測定した場合に 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３０％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２ ０％の長さを有することを特徴とする単結晶シリコンインゴット。 ７．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６に記載の単結晶シリコンインゴット。 ８．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７に記載の単結晶シリコンインゴット。 ９．軸対称領域が、直径一定部分の半径の長さの少なくとも約６０％である幅 を有する請求項６に記載の単結晶シリコンインゴット。 １０．軸対称領域が、直径一定部分の半径の長さの少なくとも約８０％である 幅を有する請求項９に記載の単結晶シリコンインゴット。 １１．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成長させる方法であって、 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、凝固温度から冷却し、該方法が、ｖ／Ｇ_O比がｖ／Ｇ_Oの臨界値の約０．５〜 ２．５倍になるように、 インゴットの直径一定部分が成長する間に、成長速度ｖ および瞬間軸温度勾配Ｇ_Oを調節して、軸対称領域を形成させることを含んで成り、該軸対称領域 は、インゴットを凝固温度から冷却する際に、実質的に凝集真 性点欠陥を有さず、軸対称領域は、インゴットの周囲縁から中心軸へ半径方向の 内向きに延在し、インゴットの周囲縁から中心軸に向かって半径方向に測定した 場合にインゴットの半径の長さの少なくとも約３０％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 さを有する方法。 １２．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４ ０％である請求項１１に記載の方法。 １３．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６ ０％である請求項１２に記載の方法。 １４．軸対称領域が、直径一定部分の半径の長さの少なくとも約６０％である 幅を有する請求項１１に記載の方法。 １５．軸対称領域が、直径一定部分の半径の長さの少なくとも約８０％である 幅を有する請求項１４に記載の方法。 １６．ｖ／Ｇ_O比がｖ／Ｇ_Oの臨界値の約０．６〜約１．５倍の値になるように 成長速度ｖおよび瞬間軸温度勾配Ｇ_Oを調節する請求項１１に記載の方法。 １７．冷却速度が約０．２℃／分〜約１．５℃／分になるように約１４００℃ 〜約８００℃の温度範囲内で軸対称領域の冷却速度を調節する請求項１６に記載 の 方法。 １８．成長速度ｖおよび瞬間軸温度勾配Ｇ_Oを、ｖ／Ｇ_O比がｖ／Ｇ_Oの臨界値 の約０．７５〜約１倍の値になるように調節する請求項１７に記載の方法。 １９．冷却速度を、約１４００℃〜約１０００℃の温度範囲で調節する請求項 １７に記載の方法。 ２０．冷却速度を、約０．２℃／分〜約１℃／分になるように調節する請求項 １９に記載の方法。 ２１．単結晶の成長の間に形成される酸素析出核形成中心が、単結晶シリコー ンをアニールすることによって溶解される請求項１７に記載の方法。 ２２．単結晶シリコンインゴットを成長させる方法であって、 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、凝 因温庶から冷却した後に、インゴットの直径一定部分が凝集真性点欠陥を実質的 に有しない軸対称領域を有しており、 該方法が、ｖ／Ｇ_O比がｖ／Ｇ_Oの臨界値の約０．６〜約１．５倍になるように 、成長速度ｖおよび瞬間軸温度勾配Ｇ_Oを調節することを含んでなる方法。 ２３．単結晶シリコンインゴットを成長させる方法であって、 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、凝 固温度から冷却した後に、インゴットの直径一定部分が凝集真性点欠陥を実質的 に有しない軸対称領域を有しており、 該方法が、ｖ／Ｇ_O比がｖ／Ｇ_Oの臨界値の約０．６〜約１．５倍になるように 、成長速度ｖおよび瞬間軸温度勾配Ｇ_Oを調節し、 冷却速度が約０．２℃／分〜約１．５℃／分になるように約１４００℃〜約８ ００℃の温度範囲内で軸対領域の冷却速度を調節することを含んでなる方法。 ２４．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成長させる方法であって、 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、凝固温度から冷却し、該方法が、インゴットの直径一定部分が成長する間に 、結晶の成長速度ｖおよび瞬間軸温度勾配Ｇ_Oを調節して、軸対称領域を形成さ せ ることを含んで成り、該領域は、インゴットを凝固温度から冷却する際に、凝集 真性点欠陥を実質的に有さず、軸対称領域は、インゴットの周囲縁から半径方向 の内向きに延在し、インゴットの周囲縁から中心軸に向かって測定した場合にイ ンゴットの半径の長さの少なくとも約３０％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％の長さを有す る方法。 ２５．ウエハが、１５０ｍｍまたは２００ｍｍの直径を有する請求項１に記載 のウエハ。 ２６．インゴットが、１５０ｍｍまたは２００ｍｍの直径を有する請求項６に 記載のインゴット。 ２７．インゴットが、１５０ｍｍまたは２００ｍｍの直径を有する請求項１１ 、２２、２３または２４に記載の方法。 【手続補正書】 【提出日】平成１３年１月１９日（２００１．１．１９） 【補正内容】 明細書中、次の箇所を補正します。 （１）第１頁下から第１４頁、「筒状本体」とあるを、「柱状本体」と補正す る。 （２）第９頁第１１行、「ゲート（ｇａｔｅ）酸化物、」とあるを、「ゲート (gate)酸化物の」と補正する。 （３）第９頁下から第１５行（２ヶ所）、「転移」とあるを、「転位」と補正 する。 （４）第９頁下から第１１行、「空格子点を意味する」とあるを、「空格子点 欠陥を意味する」と補正する。 （５）第９頁下から第１０行、「円周端」とあるを、「円周縁」と補正する。 （６）第９頁下から第４行、「空格子点」とあるを、「優勢的に空格子点」と 補正する。 （７）第１２頁第４行、「円筒状領域」とあるを、「円筒状領域（円柱状領域 ）」と補正する。 （８）第１５頁下から第１２〜１１行、「溶融」とあるを、「溶融（メルト） 」と補正する。 （９）第１６頁第３行、「インゴットの半径とは」とあるを、「インゴットの 半径において」と補正する。 （１０）第１６頁第４行、「ウエハ端」とあるを、「ウエハ縁」と補正する。 （１１）第１７頁第６行、「変化するように、」とあるを、「変化するととも に、」と補正する。 （１２）第２０頁下から第２行、「定状的」とあるを、「定常的」と補正する 。 （１３）第２１頁第１１行、第２１頁第１２行、「半径方向」とあるを、「半 径方向変化」と補正する。 （１４）第２２頁第１０行（２ヶ所）、「段部」とあるを、「段部（肩部）」 と補正する。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．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、該ウエ ハが、 凝集真性点欠陥を実質的に有さない軸対称領域を有し、該軸対称領域が、ウエ ハの周囲縁から半径方向に内向きに延在し、周囲縁から中心軸に向かって半径方 向に測定される幅を有し、該幅がウエハの半径の長さの少なくとも約４０％であ る単結晶シリコンウエハ。 ２．軸対称領域がほぼ環状であり、および、環状領域の半径方向に内側に存在 する空格子点優勢材料から成るほぼ筒状の領域をウエハが付加的に有して成る請 求項１に記載のウエハ。 ３．約１３ＰＰＭＡ未満である酸素含量を有する請求項１に記載のウエハ。 ４．約１１ＰＰＭＡ未満である酸素含量を有する請求項１に記載のウエハ。 ５．酸素析出核形成中心が存在しない請求項１に記載のウエハ。 ６．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、直径一定部分が軸対称領域を 有し、該領域は実質的に凝集真性点欠陥を有さず、該軸対称領域は、周囲縁から 半径方向に内向きに延在し、インゴットの中心軸に向かって周囲縁から半径方向 に測定した場合に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３０％ 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％の長さを有することを特徴とする単結晶シリコンインゴッ ト。 ７．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６に記載の単結晶シリコンインゴット。 ８．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７に記載の単結晶シリコンインゴット。 ９．軸対称領域が、直径一定部分の半径の長さの少なくとも約６０％である幅 を有する請求項６に記載の単結晶シリコンインゴット。 １０．軸対称領域が、直径一定部分の半径の長さの少なくとも約８０％である 幅を有する請求項９に記載の単結晶シリコンインゴット。 １１．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成長させる方法であって、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方法であって、該方法が、インゴットの直径一定部分が成長 する間に、結晶の成長速度ｖおよび瞬間軸温度勾配Ｇ_Oを調節して、軸対称セグ メントを形成させることを含んで成る方法であって、該セグメントは、インゴッ トを凝固温度から冷却する際に、実質的に凝集真性点欠陥を有さず、軸対称領域 は、インゴットの周囲縁から中心軸へ半径方向の内向きに延在し、インゴットの 周囲縁から中心軸に向かって半径方向に測定した場合に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３０％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％の長さを有する方法 。 １２．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４ ０％である請求項１１に記載の方法。 １３．軸対称領域の長さが、インゴットの直径一定部分の半径の長さの少なく とも６０％である請求項１２に記載の方法。 １４．軸対称領域が、直径一定部分の長さの少なくとも約６０％である幅を有 する請求項１１に記載の方法。 １５．軸対称領域が、直径一定部分の半径の長さの少なくとも約８０％である 幅を有する請求項１４に記載の方法。 １６．単結晶シリコンインゴットを、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とを特徴する単結晶シリコン インゴットを成長させる方法であって、インゴットの直径一定部分が実質的に凝 集真性点欠陥を有さない軸対称領域を有し、該方法が、ｖ／Ｇ_O比がｖ／Ｇ_Oの臨 界値の約０．６〜約１．５倍の値になるように成長速度ｖおよび瞬間軸温度勾配 Ｇ_Oを調節することを含んでなる方法。 １７．単結晶シリコンインゴットを、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とを特徴する単結晶シリコン インゴットを成長させる方法であって、インゴットの直径一定部分が実質的に凝 集真性点欠陥を有さない軸対称セグメントを有し、該方法が、 成長速度ｖおよび瞬間軸温度勾配Ｇ_Oを、ｖ／Ｇ_O比がｖ／Ｇ_Oの臨界値の約０． ６〜約１．５倍の値になるように調節すること；および 冷却速度が約０．２℃／分〜約１．５℃／分になるように約１４００℃〜約８０ ０℃の温度範囲内で冷却速度を調節することを含んでなる方法。 １８．成長速度ｖおよび瞬間軸温度勾配Ｇ_Oを、ｖ／Ｇ_O比がｖ／Ｇ_Oの臨界値 の約０．７５〜約１倍の値になるように調節する請求項１７に記載の方法。 １９．冷却速度を、約１４００℃〜約１０００℃の温度範囲で調節する請求項 １７に記載の方法。 ２０．冷却速度を、約０．２℃／分〜約１．５℃／分になるように調節する請 求項１９に記載の方法。 ２１．単結晶の成長の間に形成される酸素析出核形成中心が、単結晶シリコー ンをアニールすることによって溶解される請求項１７に記載の方法。