JP4322859B2 - 低欠陥密度の理想的酸素析出シリコン - Google Patents

Description

本発明は一般に、電子部品の製造に使用される、半導体材料基板、特にシリコンウエハに関する。本発明は特に、本質的にどの任意の電子デバイス製造プロセスの熱処理サイクルの間にも、理想的な不均一深さ分布の酸素析出物を形成し、および、凝集真性点欠陥を実質的に有さない軸対称領域を付加的に有する、シリコンウエハならびにその製造方法に関する。

半導体電子部品のほとんどの製造方法の出発物質である単結晶シリコンは一般に、単一種結晶を溶融シリコンに浸漬し、次に遅い引き上げ（extraction）によって成長させる、いわゆるチョクラルスキー法によって製造される。溶融シリコンは石英ルツボに装填されるので、種々の不純物、主に酸素、によって汚染される。溶融塊の温度におけるシリコン中の酸素の溶解度および凝固シリコンにおける酸素の事実上の偏析係数によって測定されるある濃度に酸素が到達するまで、シリコン溶融塊の温度において、酸素が結晶格子に入る。そのような濃度は、電子デバイス製造プロセスに一般的な温度における固体シリコン中の酸素の溶解度より大きい。結晶が溶融塊から成長し冷却し、従ってその中の酸素の溶解度が急速に減少し、それによって、得られるスライスまたはウエハにおいて酸素が過飽和濃度において存在する。

電子デバイスの製造に一般に使用される熱処理サイクルは、酸素で過飽和されたシリコンウエハにおいて、酸素の析出を生じうる。ウエハにおける析出の位置に依存して、析出は有害にも有益にもなりうる。ウエハの活性デバイス領域に位置する酸素析出は、デバイスの操作を害することがある。しかし、バルクに存在する酸素析出は、ウエハに接触する望ましくない金属性不純物を捕捉することができる。ウエハのバルクに位置する酸素析出を、金属を捕捉するために使用することは一般に、内部ゲッタリングまたはイントリンシック・ゲッタリング（ＩＧ）と称される。

歴史的に、電子デバイス製造プロセスは、ウエハの表面近くに酸素析出物を有さない帯域（zone）または領域（region）（一般に、「デニューデッドゾーン」または「無析出帯域」と称される。）を有し、ウエハの残り部分、即ちウエハバルクは、ＩＧのために充分な数の酸素析出物を有するシリコンを製造するように設計された一連の段階を包含する。デニューデッドゾーンは、例えば、（ａ）高温（＞１１００℃）における不活性雰囲気中での少なくとも約４時間の酸素外部拡散熱処理、（ｂ）低温（６００℃〜７５０℃）における酸素析出核形成、および（ｃ）高温（１０００℃〜１１５０℃）における酸素（ＳｉＯ_２）析出物の成長、のような高温−低温−高温の熱シーケンスにおいて、形成することができる。例えば、F. Shimura, Semiconductor Silicon Crystal Technology, Academic Press,Inc., San Diego Calofornia (1989), p361〜367、およびそこに引用されている文献を参照。

しかし、最近では、ＤＲＡＭ製造方法のような先進の電子デバイス製造方法が、高温プロセス段階の使用を最少限にするようになってきている。これらのプロセスには、高温プロセス段階をまだ使用して、デニューデッドゾーンおよび充分な密度のバルク析出を形成しているものもあるが、そのような材料に対する許容度は非常に低く、商業的に存続できる製品になりえない。他の現在の高度に先進の電子デバイス製造方法は、外部拡散段階を全く含まない。活性デバイス領域における酸素析出に付随する問題の故に、これらの電子デバイス製造者は、工程条件下にウエハのどの位置にも酸素析出物を形成しないシリコンウエハを使用しなければならない。その結果、ＩＧの可能性が全て失われる。

従って、本発明の目的は、本質的にどの電子デバイス製造プロセスの熱処理サイクルの間にも、理想的な不均一深さ分布の酸素析出物を形成する単結晶シリコンウエハの提供；充分な深さのデニューデッドゾーン、およびウエハバルクにおける充分な密度の酸素析出物を、最適におよび再現的に形成するウエハの提供；デニューデッドゾーンの形成、およびウエハバルクにおける酸素析出物の形成が、ウエハのこれらの領域における酸素濃度の差異に依存しないウエハの提供；デニューデッドゾーンの形成が、酸素の外部拡散に依存しない方法の提供；得られるデニューデッドゾーンの厚みが、ＩＣ製造工程シーケンスの細部に本質的に依存しないウエハの提供；デニューデッドゾーンの形成、およびウエハバルクにおける酸素析出物の形成が、それからシリコンウエハがスライスされるチョクラルスキー成長単結晶シリコンインゴットの、熱履歴および酸素濃度によって影響を受けないウエハの提供；および、結晶格子空孔またはシリコン自己格子間原子の凝集から生じる欠陥を実質的に有さない、実質的な半径幅の軸対称領域を付加的に有するウエハの提供；である。

従って、簡単に言えば、本発明は、一方がウエハの前表面であり他方がウエハの後表面であるほぼ平行な２つの主表面；前表面と後表面の間の中央面；前表面と後表面を接合する周囲縁；前表面から中央面の方向に測定される少なくとも約１０マイクロメートルの距離Ｄ_１と前表面の間のウエハの領域を有して成る表面層；および、中央面と第一領域の間のウエハの第二領域を有して成るバルク層；を有する単結晶シリコンウエハに関する。特に、該ウエハは、結晶格子空孔の不均一分布を有し、バルク層における空孔の濃度は、表面層における空孔の濃度より大きく、空孔は、空孔のピーク密度が中央面かまたはその付近に存在し、その濃度がピーク密度の位置からウエハの前表面の方向に一般に減少する濃度輪郭を有する。１つの実施態様においては、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さない第一軸対称領域を、ウエハが付加的に有し、該第一軸対称領域は、中心軸を有して成るかまたは少なくとも約１５ｍｍの幅を有する。他の実施態様においては、凝集真性点欠陥を実質的に有さない軸対称領域を、ウエハが付加的に有し、該軸対称領域は、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、該幅はウエハの半径の長さの少なくとも約４０％である。

本発明は、一方がウエハの前表面であり他方がウエハの後表面であるほぼ平行な２つの主表面；前表面と後表面の間の中央面；前表面と後表面を接合する周囲縁；前表面の約１５マイクロメートル以下の距離Ｄ_２内のウエハの領域を有して成る前表面層；および、中央面と前表面層の間のウエハの領域を有して成るバルク層；を有する単結晶シリコンウエハにも関する。特に、８００℃において４時間、次に１０００℃において１６時間でウエハをアニールすることから本質的に成る酸素析出熱処理にウエハを曝露したときに、バルク層における析出物のピーク密度が中央面かまたはその付近に存在し、バルク層における析出物の濃度が前表面層の方向に一般に減少する濃度輪郭を有する酸素析出物をウエハが含有するような、実質的に均一な酸素濃度および結晶格子空孔の濃度を、バルク層が有する。１つの実施態様においては、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さない第一軸対称領域を、ウエハが付加的に有し、該第一軸対称領域は、中心軸を有して成るかまたは少なくとも約１５ｍｍの幅を有する。他の態様においては、凝集真性点欠陥を実質的に有さない軸対称領域を、ウエハが付加的に有して成り、該軸対称領域は、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、該幅はウエハの半径の長さの少なくとも約４０％である。

本発明は、一方がウエハの前表面であり他方がウエハの後表面であるほぼ平行な２つの主表面；前表面と後表面の間の中央面；および、前表面と後表面を接合する周囲縁；を有する単結晶シリコンウエハにも関する。格子間酸素を含有し、および前表面から、前表面から中央面に向かって測定される少なくとも１０マイクロメートルの距離Ｄ_１までの、ウエハの領域を有して成るデニューデッドゾーンを有して成ることを、該ウエハは特徴とする。該ウエハは、Ｄ_１の２分の１に相当する距離におけるデニューデッドゾーンにおける格子間酸素の濃度が、デニューデッドゾーンの格子間酸素の最大濃度の少なくとも約７５％であることも特徴とする。１つの実施態様において、空孔が優勢真性点欠陥であり、凝集真性点欠陥を実質的に有さない第一軸対称領域を有して成ることも該ウエハは特徴とし、該第一軸対称領域は、中心軸を有して成るかまたは少なくとも約１５ｍｍの幅を有する。他の実施態様においては、凝集真性点欠陥を実質的に有さない軸対称領域を、ウエハが有して成り、該軸対称領域は、ウエハの周囲縁から半径方向に内向きに延在し、および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、該幅は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、一方がウエハの前表面であり他方がウエハの後表面であるほぼ平行な２つの主表面；前表面と後表面の間の中央面；および、前表面と後表面を接合する周囲縁；前表面の約１５マイクロメートル以下の距離Ｄ_２内のウエハの領域から成る前表面層；および、中央面と前表面層の間のウエハの領域を有して成るバルク層；を有する単結晶シリコンウエハにも関する。特に、８００℃において４時間、次に１０００℃において１６時間でウエハをアニールすることから本質的に成る酸素析出熱処理にウエハを曝露したときに、バルク層における析出物のピーク密度が中央面かまたはその付近に存在し、バルク層における析出物の濃度が前表面層の方向に一般に減少する濃度輪郭を有する酸素析出物をウエハが含有するような、実質的に均一な酸素濃度および結晶格子空孔の濃度を、バルク層が有する。

本発明はさらに、後の熱加工段階におけるウエハにおける酸素の析出挙動に影響を与えるために、Ｃｚ単結晶シリコンウエハを熱処理する方法にも関する。ウエハは、前表面；後表面；前表面と後表面の間の中央面；前表面における空孔シンク（vacancy sink）；前表面と、前表面から中央面に向かって測定される距離Ｄ_１の間の、ウエハの領域を有して成る前表面層；中央面と、ウエハの前表面から測定される距離Ｄ_１の間の、ウエハの領域を有して成るバルク層；および、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。該方法においては、ウエハを熱処理して、ウエハ中に結晶格子空孔を形成する。次に、熱処理されたウエハにおける空孔の濃度を、熱処理されたウエハの冷却速度を調節することによって減少させて、ピーク密度が中央面かまたはその付近に存在し、その濃度がウエハの前表面の方向に一般に減少する空孔濃度輪郭を有するウエハを形成する。前表面層およびバルク層における空孔の濃度の差異は、７５０℃より高い温度におけるウエハの熱処理が、前表面層におけるデニューデッドゾーンの形成およびバルク帯域における酸素クラスターまたは析出物の形成に導くような差異であり、酸素クラスターまたは析出物の濃度はバルク層における空孔の濃度に主として依存する。

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。

本発明により、理想的な析出ウエハが見いだされた。このウエハは、本質的には、任意の電子デバイス製造工程の途中で、ＩＧ目的のために充分な深さのデニューデッドゾーンと、充分な密度の酸素析出物を含むウエハバルクとを形成する。この理想的な析出ウエハは、好都合なことに、半導体シリコン製造業で一般的に使用されている用具を使用して短時間で調製することができる。このような処理により、電子デバイス製造工程の途中で酸素が析出する様式を決定するか、または「印刷」する「テンプレート」がシリコンに形成される。

本発明の理想的な析出ウエハの出発材料は、従来のチョクラルスキー（Czochralski）結晶成長法に従って成長させた単結晶インゴットからスライスされた単結晶ウエハである。そのような方法は、標準的なシリコンスライス技術、ラップ処理（lapping）技術、エッチング技術および研磨技術と同様に、例えば、F.Shimura、Semiconductor Silicon Crystal Technology、Academic Press（1989）、およびSilicon Chemical Etching (J.Grabmaier編） Springer-Verlag、New York（1982）に開示されている（これらは参考として本明細書中に援用される）。
チョクラルスキー成長シリコンは、典型的には、約５×１０^１７原子／ｃｍ^３〜約９×１０^１７原子／ｃｍ^３（ASTM規格F-121-83）の範囲内の酸素濃度を有する。ウエハの酸素析出挙動は、理想的な析出ウエハ中の酸素濃度と本質的には連携していないので、出発ウエハの酸素濃度は、チョクラルスキープロセスによって到達可能な範囲内の任意の濃度またはその範囲外の任意の濃度でさえあり得る。

シリコンの融点（約１４１０℃）温度から約７５０℃〜約３５０℃の範囲への単結晶シリコンインゴットの冷却速度に依存して、酸素析出物の核形成中心が、ウエハがスライスされる単結晶シリコンインゴットに形成し得る。しかし、出発材料におけるこのような核形成中心の有無は、これらの中心が約１３００℃を超えない温度でシリコンを熱処理することによって溶解し得る場合には本発明にとって重要でない。約８００℃の温度で約４時間のシリコンのアニーリング処理などのいくつかの熱処理は、このような中心が約１１５０℃を超えない温度で溶解し得ないように、これらの中心を安定化させることができる。酸素析出物の検出限界は、現在、約５×１０^６析出物／ｃｍ^３である。酸素析出の核形成中心の存在（または、密度）は、現在の利用可能な技術を使用して直接的に測定することができない。しかし、様々な技術を使用して、その存在を間接的に検出することができる。前記のように、シリコン中の以前から存在する酸素析出物核形成中心を安定化させることができ、そして、析出物は、シリコンを酸素析出熱処理に供することによってこのような部位で成長させることができる。従って、このような核形成中心の存在は、例えば、８００℃の温度で４時間、次いで１０００℃の温度で１６時間のウエハのアニーリング処理などの酸素析出熱処理の後で間接的に測定することができる。

置換炭素は、単結晶シリコン中の不純物として存在する場合、酸素析出核形成中心を形成させる触媒能を有する。従って、このような理由および他の理由のために、単結晶シリコンの出発材料は、低濃度の炭素を有することが好ましい。すなわち、単結晶シリコンは、約５×１０^１６原子／ｃｍ^３未満であり、好ましくは約１×１０^１６原子／ｃｍ^３未満であり、より好ましくは約５×１０^１５原子／ｃｍ^３未満の炭素濃度を有する。

次に、図１を参照すると、本発明の理想的な析出ウエハの出発材料である単結晶シリコンウエハ１は、前表面３、後表面５、および前表面と後表面との間の仮想的な中央面７を有する。本明細書における用語「前（表面）」および「後（表面）」は、ウエハの２つのほぼ平らな主表面を区別するために使用される；ウエハの前表面は、その用語が本明細書中で使用される場合、必ずしも、電子デバイスが続いて組み立てられる表面である必要はなく、ウエハの後表面は、その用語が本明細書中で使用される場合、必ずしも、電子デバイスが組み立てられる表面の反対側のウエハの主表面である必要はない。さらに、シリコンウエハは、典型的には、ある程度の全体的な厚みの変動（ＴＴＶ）、反り（warp）および湾曲（bow）を有するので、前表面の任意の点と後表面の任意の点との中間点は、正確には、１つの平面に含まれ得ない；しかし、実際問題として、ＴＴＶ、反りおよび湾曲は非常にわずかであるので、近い近似では、そのような中間点は、前表面と後表面との間のほぼ等しい距離にある仮想的な中央面に含まれると言うことができる。

本発明のプロセスの第１の実施形態において、ウエハ１は、ウエハ１を包み込む表面酸化物層９を成長させるために、工程Ｓ_１において酸素含有雰囲気中で熱処理される。一般に、酸化物層は、シリコン表面に生成する自然の酸化物層（約１５オングストローム）よりも大きな厚さを有する；この酸化物層は、好ましくは、少なくとも約２０オングストロームの厚さを有し、いくつかの実施形態においては、少なくとも約２５オングストロームの厚さを有するか、または少なくとも約３０オングストロームの厚ささえ有する。しかし、今日までに得られた実験的証拠により、約３０オングストロームを超える厚さの酸化物層は、所望の効果を妨害しないが、さらなる利点はほとんど得られないことが示唆される。

工程Ｓ_２において、ウエハは、ウエハを高温に加熱して、ウエハ１において結晶格子の空孔（空格子点）１３を形成させ、それによりその数密度を増大させる熱処理工程に供される。この熱処理工程は、好ましくは、ウエハを目標温度に迅速に加熱し、その温度で比較的短時間アニーリング処理する急速熱アニーリング装置で行われる。一般に、ウエハは、１１５０℃を超える温度に、好ましくは、少なくとも１１７５℃に、より好ましくは少なくとも約１２００℃に、最も好ましくは、約１２００℃と１２７５℃との間の温度に曝される。

本発明の上記の第１の実施形態において、急速熱アニーリング工程は、窒化物形成性の雰囲気、すなわち、窒素ガス（Ｎ_２）を含有する雰囲気、または暴露されたシリコン表面を窒化物にし得る窒素含有化合物ガス（アンモニアなど）を含有する雰囲気のもとで行われる。従って、そのような雰囲気は、全体が窒素ガスまたは窒素化合物ガスから構成され得る。あるいは、そのような雰囲気は、アルゴンなどの窒化物非形成性のガスをさらに含むことができる。ウエハ全体の空孔濃度（空格子点濃度）の増大が、直ちではないとしても、アニーリング温度に到達したときにほぼ達成される。ウエハは、一般に、この温度で、少なくとも１秒間、典型的には少なくとも数秒間（例えば、少なくとも３秒間）、好ましくは数十秒間（例えば、２０秒間、３０秒間、４０秒間または５０秒間）、およびウエハの所望の特性に依存して、約６０秒（これは市販の急速熱アニーリング装置のほぼ限界である）までの範囲であり得る期間保持される。得られるウエハは、このウエハにおいて比較的均一な空孔濃度（数密度）特性を有する。

今日までに得られた実験的証拠に基づいて、急速熱アニーリング工程が行われる雰囲気は、好ましくは、酸素、水蒸気および他の酸化性ガスの比較的小さな分圧を有するに過ぎない；すなわち、その雰囲気は、酸化性ガスが全く存在しないか、またはそのようなガスの分圧を全く有せず、空孔濃度の成長を抑制するシリコン自己格子間原子の充分量を注入するのに不充分である。酸化性ガスの下限濃度は正確には決定されていないが、０．０１気圧（ａｔｍ）すなわち１０，０００部／百万原子（ｐｐｍａ）の酸素分圧に関して、空孔濃度の増大および効果が認められないことが明らかにされている。従って、雰囲気は、酸素および他の酸化性ガスの分圧が０．０１ａｔｍ（１０，０００ｐｐｍａ）未満であることが好ましい；より好ましくは、雰囲気中におけるこれらのガスの分圧は約０．００２ａｔｍ（２，０００ｐｐｍａ）以下であり、より好ましくは約０．００５ａｔｍ（５，０００ｐｐｍａ）以下であり、最も好ましくは約０．００１ａｔｍ（１，０００ｐｐｍａ）以下である。

結晶格子の空孔が生成することに加えて、急速熱アニーリング工程は、シリコンの出発材料中に存在する安定化されていない任意の酸素析出物核形成中心を溶解する。このような核形成中心は、例えば、ウエハがスライスされる単結晶シリコンインゴットの成長途中で形成され得るか、またはウエハまたはウエハがスライスされるインゴットの以前の熱履歴におけるいくつかの他の事象の結果として形成され得る。従って、出発材料におけるこのような核形成中心の有無は、これらの中心が、急速熱アニリーング工程の最中で溶解し得る場合には重要ではない。

急速熱アニーリング処理は、ウエハが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」）処理炉のいずれかで行うことができる。ＲＴＡ炉は、シリコンウエハを急速に加熱することができる。例えば、ＲＴＡ炉は、ウエハを室温から１２００℃まで数秒間で加熱することができる。そのような市販のＲＴＡ炉の１つは、AG Associates（Mountain View、CA）から入手できるモデル６１０炉である。

真性点欠陥（空孔およびシリコン自己格子間原子）は、温度に依存する拡散速度で単結晶シリコン中を拡散し得る。従って、真性点欠陥の濃度特性は、温度を関数とする真性点欠陥の拡散係数および再結合速度の関数である。例えば、真性点欠陥は、急速熱アニーリング工程においてウエハがアニーリング処理される温度の近傍温度で比較的移動し得るが、７００℃もの温度では、本質的に、任意の商業的に実用的な時間で移動し得ない。これまでに得られた実験的証拠により、空孔の有効拡散速度は、約７００℃未満の温度で、そしておそらくは、８００℃または９００℃あるいは１０００℃さえもの温度ほどに高い温度でかなり遅いことが示唆される。空孔は、任意の商業的に実用的な時間で移動しないと見なすことができる。

工程Ｓ_２が終了したとき、ウエハは、結晶格子の空孔が単結晶シリコン内で比較的移動し得る温度範囲を通過するように（または該温度範囲まで）工程Ｓ_３において急冷される。ウエハの温度がこの範囲の温度を通過して下がるとき、空孔は、酸化物層９に拡散して消滅し、従って、ウエハがこの範囲内の温度で保持された時間の長さに依存する変化度を伴って空孔の濃度特性の変化をもたらす。ウエハがこの範囲内のこの温度で無限の時間保持されたならば、空孔濃度は、再度、ウエハバルク１１の全体に実質的に均一になり、その濃度は、熱処理工程の終了直後における結晶格子の空孔濃度よりも実質的に少ない平衡値である。しかし、ウエハを急冷することによって、結晶格子の空孔の不均一な分布が達成され得るが、最大の空孔濃度は、中央面７またはその近くに存在し、空孔濃度は、ウエハの前表面３および後表面５の方向で減少する。一般に、この範囲の温度内での平均冷却速度は、少なくとも約５℃／秒であり、好ましくは少なくとも約２０℃／秒である。デニューデッドゾーンの所望の深さに依存して、平均冷却速度は、好ましくは少なくとも５０℃／秒であり、さらにより好ましくは少なくとも１００℃／秒であるが、いくつかの適用に関しては、現在、約１００℃／秒〜約２００℃／秒の範囲の冷却速度が好ましい。ウエハが、結晶格子の空孔が単結晶シリコン内で比較的移動し得る温度範囲の外側の温度に冷却されると、冷却速度は、ウエハの析出特性に大きな影響を与えないようであり、従って、冷却速度は、きわどいほど臨界的ではないようである。便宜上、冷却工程は、加熱工程が行われる同じ雰囲気中で行うことができる。

工程Ｓ_４において、ウエハは、酸素析出熱処理に供される。例えば、ウエハは、８００℃の温度で４時間、次いで１０００℃の温度で１６時間アニーリング処理することができる。あるいは、ウエハは、好ましくは、電子デバイス製造プロセスの最初の工程のように、約８００℃の温度の炉に入れられる。この温度の炉に入れられたときに、前記の急速熱アニーリング処理されたウエハは、酸素析出に関して異なった挙動をする異なる帯域を有する。高い空孔領域（ウエハバルク）において、酸素は、ウエハが炉に入れられると急速にクラスター化する。負荷温度に到達するときまでにクラスター化過程は終了し、空孔の初期濃度だけに依存するクラスター分布が得られる。低い空孔領域（ウエハ表面の近く）において、ウエハは、以前から存在する酸素析出物核形成中心を有さない正常なウエハのように挙動する；すなわち、酸素のクラスター化は観測されない。温度が８００℃を超えて高くなるとき、あるいは温度が一定に維持される場合、空孔が多い帯域内のクラスターは、成長して析出し、それによって消費されるが、空孔が少ない帯域では何も起こらない。ウエハを空孔濃度の様々な帯域に分割することによって、テンプレートが効果的に得られ、そのテンプレートによって、ウエハを炉に入れたときに固定される酸素析出物パターンが描かれる。

図１に例示されているように、ウエハにおける酸素析出物の得られた深さ分布は、前表面３および後表面５から、それぞれ、深さｔ、ｔ’まで拡がる、酸素析出物を含まない材料（デニューデッドゾーン）１５および１５’の明確な領域によって特徴づけられる。酸素析出物を含まない領域１５および１５’の間に、実質的に均一密度の酸素析出物が含有される領域１７が存在する。

領域１７における酸素析出物の濃度は、主として加熱工程の関数であり、二次的には冷却速度の関数である。一般に、酸素析出物の濃度は、加熱工程における温度の上昇およびアニーリング時間の増大とともに大きくなり、約１×１０^７析出物／ｃｍ^３〜約５×１０^１０析出物／ｃｍ^３の範囲の析出物密度が日常的に得られる。

酸素析出物を含まない材料（デニューデッドゾーン）１５および１５’の前表面および後表面からのそれぞれの深さｔ、ｔ’は、主として、結晶格子の空孔がシリコン中で比較的移動し得る温度範囲への冷却速度の関数である。一般に、深さｔ、ｔ’は、冷却速度の低下とともに増加し、少なくとも約１０ミクロン、２０ミクロン、３０ミクロン、４０ミクロン、５０ミクロン、７０ミクロン、または１００ミクロンでさえものデニューデッドゾーンの深さを得ることができる。重要なことに、デニューデッドゾーンの深さは、本質的には、電子デバイス製造プロセスの細部に依存せず、さらに、従来的に実施される酸素の外方拡散（out-diffusion）に依存しない。

本発明のプロセスにおいて用いられる急速熱処理によって、少量の酸素がウエハの前表面および後表面から外方拡散し得る一方で、外方拡散の量は、デニューデッドゾーンの生成に関する従来のプロセスで観測される量よりも著しく少ない。結果として、本発明の理想的な析出ウエハは、シリコン表面からの距離を関数とする実質的に均一な格子間酸素濃度を有する。例えば、酸素析出熱処理を行う前に、ウエハは、実質的に均一な格子間酸素濃度を、ウエハの中心からウエハ表面の約１５ミクロン以内のウエハ領域まで、より好ましくは、シリコンの中心からウエハ表面の約１０ミクロン以内のウエハ領域まで、さらにより好ましくは、シリコンの中心からウエハ表面の約５ミクロン以内のウエハ領域まで、最も好ましくは、シリコンの中心からウエハ表面の約３ミクロン以内のウエハ領域までに有する。本明細書において、実質的に均一な酸素濃度は、酸素濃度の分散が、約５０％未満であり、好ましくは約２０％未満であり、最も好ましくは約１０％未満であることを意味するものとする。

典型的には、酸素析出熱処理により、実質量の酸素は、加熱処理されたウエハから外方拡散しない。結果として、ウエハ表面から数ミクロンを超える距離にあるデニューデッドゾーンの格子間酸素濃度は、析出熱処理の結果として大きく変化しない。例えば、ウエハのデニューデッドゾーンが、シリコン表面と、前表面から中央面に向かって測定される距離Ｄ_１（これは少なくとも約１０ミクロンである）との間の領域からなる場合、Ｄ_１の１／２に等しいシリコン表面からの距離にあるデニューデッドゾーン内のある１点での酸素濃度は、典型的には、デニューデッドゾーン内の任意の場所での格子間酸素濃度の最大濃度の少なくとも約７５％である。いくつかの酸素析出熱処理に関して、この位置での格子間酸素濃度は、それよりも大きく、すなわち、デニューデッドゾーン内の任意の場所での最大酸素濃度の少なくとも８５％または９０％であり、あるいはその９５％でさえある。

本発明の第２の実施形態において、窒化物非形成性の雰囲気が、第１の実施形態の加熱（急速熱アニーリング）工程および冷却工程において使用される窒化物形成性の雰囲気の代わりに使用される。適切な窒化物非形成性の雰囲気には、アルゴン、ヘリウム、ネオン、二酸化炭素および他のそのような非酸化性で窒化物非形成性の元素ガスおよび化合物ガス、あるいはそのようなガスの混合物が含まれる。このような窒化物非形成性の雰囲気は、窒化物形成性の雰囲気と同様に、比較的低い分圧の酸素、すなわち、０．０１ａｔｍ（１０，０００ｐｐｍａ）未満、より好ましくは０．００５ａｔｍ（５，０００ｐｐｍａ）未満、より好ましくは０．００２ａｔｍ（２，０００ｐｐｍａ）未満、最も好ましくは０．００１ａｔｍ（１，０００ｐｐｍａ）未満の分圧の酸素を含有することができる。

本発明の第３の実施形態において、工程Ｓ_１（熱酸化工程）は省略され、出発ウエハは、自然の酸化物層のみを有する。しかし、そのようなウエハが窒素雰囲気中でアニーリング処理されると、その効果は、自然の酸化物層よりも厚い酸化物層（「増分化酸化物層」）を有するウエハが窒素中でアニーリング処理されたときに認められる効果とは異なる。増分化酸化物層を含有するウエハを窒素雰囲気中でアニーリング処理したとき、空孔濃度の実質的に均一な増加が、アニーリング温度に達した直後ではないとしても、その近くにおいてウエハ全体で達成される；さらに、空孔濃度は、所与のアニーリング温度でのアニーリング時間の関数として大きく増大しないようである。しかし、ウエハが自然の酸化物層しか有さず、ウエハの前表面および後表面が窒素中でアニーリング処理される場合、得られるウエハは、ウエハの断面に関して、ほぼ「Ｕ字型」の空孔濃度（数密度）特性を有する；すなわち、最大濃度が前表面および後表面の数ミクロン以内のところに存在し、比較的一定したそれよりも低い濃度がウエハバルク全体に存在する。ウエハバルクにおけるその最少濃度は、初期には、増分化酸化物層を有するウエハで得られる濃度にほぼ等しい。さらに、アニーリング時間を増大させると、自然の酸化物層のみを有するウエハにおける空孔濃度は増加する。

実験的な証拠により、自然の酸化物層のみを有するウエハの挙動と、増分化酸化物層を有するウエハの挙動との違いは、分子状酸素または他の酸化性ガスを雰囲気に含むことによって回避できることがさらに示唆される。言い換えれば、自然の酸化物のみを有するウエハが低い酸素分圧を含有する窒素雰囲気中でアニーリング処理された場合、ウエハは、増分化酸化物層を有するウエハと同じように挙動する。何らかの理論にとらわれるものではないが、厚さが自然の酸化物層よりも大きい表面酸化物層は、シリコンの窒化物形成を阻害する遮蔽物として役立つようである。従って、このような酸化物層は、出発ウエハの表面に存在し得るか、またはアニーリング工程中において増分化酸化物層を成長させることによって処理中にその場で形成させることができる。

従って、本発明により、急速熱アニーリング工程における雰囲気は、好ましくは、少なくとも約０．０００１ａｔｍ（１００ｐｐｍａ）の分圧、より好ましくは少なくとも約０．０００２ａｔｍ（２００ｐｐｍａ）の分圧を含む。しかし、前記の理由のために、酸素分圧は、好ましくは、０．０１ａｔｍ（１０，０００ｐｐｍａ）を超えず、より好ましくは０．００５ａｔｍ（５，０００ｐｐｍａ）未満であり、なおより好ましくは０．００２ａｔｍ（２，０００ｐｐｍａ）未満であり、最も好ましくは０．００１ａｔｍ（１，０００ｐｐｍａ）未満である。

本発明の他の実施形態において、ウエハの前表面および後表面は、異なる雰囲気に曝すことができる。その雰囲気のそれぞれは、１つまたは複数の窒化物形成性ガスまたは窒化物非形成性ガスを含有することができる。例えば、前表面が窒化物非形成性のガスに曝されながら、ウエハの後表面は窒化物形成性のガスに曝すことができる。あるいは、多数のウエハ（例えば、２枚、３枚またはそれ以上のウエハ）を、面を向かい合わせに配置して積み重ねたままで同時にアニーリング処理することができる；この方法でアニーリング処理されたとき、向かい合って接触している面は、アニーリング処理中において雰囲気から機械的に遮蔽される。あるいは、急速熱アニーリング工程において使用される雰囲気およびウエハの所望の酸素析出特性に依存して、酸化物層を、デニューデッドゾーンが所望されるウエハ面、例えば、ウエハの前表面３のみに形成させることができる（図１を参照のこと）。

本発明のプロセスに関する出発材料は、研磨されたシリコンウエハ、あるいはラップ処理およびエッチングが行われた非研磨のシリコンウエハであり得る。さらに、ウエハは、優勢な真性点欠陥として空孔または自己格子間原子の点欠陥を有し得る。例えば、ウエハは、中心から縁まで空孔が優勢に存在するか、中心から縁まで自己格子間原子が優勢に存在するか、あるいは、軸対称的な環状の自己格子間原子優勢材によって囲まれた空孔優勢材の中心コアを含有し得る。

より詳細には、次に図１５を参照して、そのようなウエハは、チョクラルスキー法に従って成長させた単結晶シリコンインゴット１００から得ることができる。この単結晶シリコンインゴットは、中心軸１２０、シードコーン（seed-cone）１４０、エンドコーン（end-cone）１６０、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１８０を含む。直径一定部分は、周囲縁２００を有し、そして中心軸１２０から周囲縁２００まで拡がる半径４０を有する。さらに、インゴットは自己格子間原子優勢材６０の軸対称領域を含有することができ、これは、凝集した真性点欠陥を実質的に含まず、空孔優勢材８０の一般にはシリンダー状領域を囲む。空孔優勢材８０の一部またはすべても、同様に、凝集した真性点欠陥を実質的に含まない；あるいは、自己格子間原子優勢領域６０は中心から縁まで拡がり得るか、または空孔優勢領域８０は中心から縁まで拡がり得る。

１つの実施形態において、軸対称領域９０は、Ｖ／Ｉ境界２０から軸１２０まで拡がる半径４０に沿って測定される幅を有する。この領域は、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９０はインゴットの軸１２０を含み、すなわち、軸対称領域９０および一般にはシリンダー状の領域８０は一致する。言い換えれば、インゴット１００は、空孔優勢材８０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９０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。

別の実施形態において、そのようなウエハは、軸対称領域６０を含む単結晶シリコンインゴット１００から得ることができる。軸対称領域６０は、周囲縁２００から中心軸１２０に向かって半径方向に内側に測定される幅２２０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２６０にわたって拡がる。

エピタキシャル層が理想的な析出ウエハに堆積し得る場合、本発明のプロセスをエピタキシャル堆積の前またはその後に行うことができる。本発明のプロセスがその前に行われる場合、本発明のプロセスの後でエピタキシャル堆積の前において酸素析出物核形成中心を安定化させることが望ましいことがあり得る。本発明のプロセスがその後で行われる場合、本発明のプロセスによって必要とされる冷却速度が達成され得るならば、エピタキシャル堆積の直後にエピタキシャル反応炉で本発明のプロセスを行うことが望ましいことであり得る。

単結晶シリコンにおける結晶格子の空孔の測定は、白金拡散分析によって行うことができる。一般的には、白金をサンプルに堆積させ、水平表面に拡散させる。この時の拡散時間および拡散温度は、フランク−ターンブル（Frank-Turnbull）機構によって白金の拡散が支配されるように選択されることが好ましいが、これは、白金原子による空孔のデコレーション（decoration）の定常状態に到達するのに充分である。本発明に関して典型的な空孔濃度を有するウエハに関して、７３０℃で２０分間の拡散時間および拡散温度を使用することができるが、より精確な分析は、それよりも低い温度で、例えば、約６８０℃で得ることができるようである。さらに、ケイ化物形成過程によると考えられる影響を最小限にするために、白金堆積法によって、好ましくは、１つよりも少ない単層の表面濃度が得られる。白金拡散技法は他の場所に記載されている：例えば、Jacob他、J. Appl. Phys.、第82巻、182頁（1997）；ZimmermannおよびRyssel、「非平衡条件下のシリコンにおける白金拡散のモデル化」、J. Electrochemical Society、第139巻、256頁（1992）；Zimmermann、Goesele、SeilenthalおよびEichiner、「シリコンにおける空孔濃度のウエハマッピング」、Journal of Crystal Growth、第129巻、582頁（1993）；ZimmermannおよびFalster、「チョクラルスキーシリコンの初期段階における酸素析出物の核形成の検討」、Appl. Phys. Lett.、第60巻、3250頁（1992）；ZimmermannおよびRyssel、Appl. Phys. A、第55巻、121頁（1992）。

軸対称領域を含有する単結晶シリコンの調製
今日までの実験的証拠に基づいて、真性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）。

図１１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原子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、これらの真性点欠陥の濃度は平衡している。

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、自己格子間原子濃度は増加する。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点欠陥の濃度は、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。

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原子が反応して、凝集した格子間原子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ものではないが、空孔および自己格子間原子の濃度は、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原子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、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原子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：

［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、または格子間原子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原子の濃度であり、
［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原子の平衡濃度である。］

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、格子間原子の所与濃度［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１２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原子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原子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、凝集した格子間原子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、凝集した格子間原子欠陥が生成し、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。

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。

空孔および格子間原子の凝集は、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原子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原子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、空孔または格子間原子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）空孔および格子間原子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原子濃度を抑制することによって回避することができる。

驚くべきことに、一般的には約１０^−４ｃｍ^２／秒である自己格子間原子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１０ｃｍまたはそれ以上の距離にわたって、自己格子間原子を、結晶表面に位置するシンク（sinks）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、格子間原子および空孔を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、自己格子間原子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、自己格子間原子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。

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、真性点欠陥の種類および初期濃度は一定していない。図１３および図１４においてＶ／Ｉ境界２０と記されているｖ／Ｇ_０の臨界値がインゴットの半径４０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原子優勢に変わる。さらに、インゴットは、自己格子間原子優勢材６０（この場合、シリコンの自己格子間原子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８０（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。

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、自己格子間原子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、自己格子間原子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原子の濃度、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原子の濃度は、ΔＧ_ＶおよびΔＧ_Ｉが、空孔の凝集反応および格子間原子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。

再度、図１５を参照して、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、前記の単結晶シリコンインゴット１００が生成するように制御される。これらの条件は、好ましくは、格子間原子優勢材６０の軸対称領域および空孔優勢材８０の一般にはシリンダー状領域が生成するように制御される。空孔優勢材８０の一般にはシリンダー状領域は、凝集した真性点欠陥を含まない材料９０の軸対称領域を含有してもよく、あるいは含有しなくてもよい。軸対称領域９０が存在する場合、軸対称領域９０は、前記のように変化し得る幅を有する；同様に、軸対称領域６０が存在する場合、軸対称領域６０も同様に、前記のように変化し得る幅を有する。

軸対称領域６０および９０の幅は、中心軸１２０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６０の幅２２０は、インゴット１００の周囲縁２００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６０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９０の幅は、Ｖ／Ｉ境界２０から半径方向に、中心軸１２０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９０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。

（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／ｓＫ）。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８０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。別の特に好ましい実施形態において、軸対称領域６０におけるｖ／Ｇ_０は、ｖ／Ｇ_０臨界値の約０．７５倍と、ｖ／Ｇ_０臨界値との間に含まれる値を有する。

軸対称領域６０または９０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）２００ｍｍ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３０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７５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。

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、メルト（溶融物）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。

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原子の大きな濃度が生じ、それにより、凝集した真性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_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、１つまたは複数の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。

自己格子間原子の拡散量は、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原子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原子は、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、自己格子間原子の拡散速度は、それらが、約７００℃未満の温度で、そしておそらくは、８００℃、９００℃、１０００℃、または１０５０℃さえもの温度ほどに高い温度で、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。

このことに関して、自己格子間原子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原子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、自己格子間原子の凝集反応が、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。

自己格子間原子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。

自己格子間原子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、自己格子間原子は数倍になり、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、そのような格子間原子の濃度は抑制され、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原子の拡散係数（拡散率）の利用は、凝集した欠陥を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、格子間原子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。

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、格子間原子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、これらの格子間原子は、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、格子間原子欠陥が凝集し得る。

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物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。

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１０５０℃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。

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、凝集した格子間原子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、凝集した格子間原子欠陥を含まない格子間原子優勢領域の幅は、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。

軸対称領域６０および９０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、凝集した格子間原子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１６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、（凝集した格子間原子欠陥２８０の領域の生成をもたらす）格子間原子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。

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。

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３５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３４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Ｖｅｒ．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縁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縁までに有する結晶を得ることができた。

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１００の軸対称の自己格子間原子優勢領域６０で制御される。再度、図１０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。

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、中心から周囲縁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、インゴットの周囲縁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。

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（Secco）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. Technol. 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、凝集した格子間原子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。

さらに、凝集した真性点欠陥は、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デコレーション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デコレーション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。

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。

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（Secco）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。

一般に、凝集した欠陥を含まない格子間原子優勢材および空孔優勢材の領域は、上記の銅デコレーション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原子優勢材の領域は、エッチングによって明らかにされるデコレーション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、酸素核の銅デコレーションによる小さなエッチングくぼみを含有する。

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 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孔に関連する欠陥を生成する反応、または（ｉｉ）自己格子間原子が凝集して、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原子に関連する欠陥を生成する反応。「凝集した格子間原子欠陥」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周囲縁まで測定される距離を意味する。「凝集した真性点欠陥を実質的に有さない」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／ｃｍ^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「自己格子間原子優勢」は、真性点欠陥が、それぞれ、優勢的に空孔または自己格子間原子である材料を意味する。

実施例１〜実施例４は、本発明の理想的な酸素析出プロセスを例示する。実施例５〜実施例１１は、上記のように、凝集した真性点欠陥を実質的に含まない空孔優勢材、自己格子間原子優勢材またはその両方の軸対称領域を含有する単結晶シリコンの調製を例示する。従って、これらの実施例はすべて、限定する意味で解釈すべきではない。

理想的な酸素析出プロセス
実施例１
シリコン単結晶をチョクラルスキー法によって引き上げ、スライスし、研磨して、シリコンウエハを得た。次いで、これらのウエハを、表面酸化工程（Ｓ_１）、窒素中またはアルゴン中での急速熱アニーリング処理工程（Ｓ_２）に供し、急冷し（Ｓ_３）、そして表Ｉに示す条件下での酸素安定化および成長工程（Ｓ_４）に供した。工程Ｓ_１〜工程Ｓ_４の前におけるウエハの初期酸素濃度（Ｏ_ｉ)、工程Ｓ_４の後でのウエハバルクの酸素析出物密度（ＯＰＤ）、および工程Ｓ_４の後でのデニューデッドゾーンの深さ（ＤＺ）もまた表Ｉに示す。

図２、図３および図４は、得られたウエハの断面を示す（これらの図は、２００倍の倍率で撮影された写真の拡大である）；サンプル４−７を図２に示し、サンプル４−８を図３に示し、サンプル３−１４を図４に示す。

さらに、サンプル４−７における結晶格子の空孔の濃度を、白金拡散技法を使用してマッピングした。白金濃度のウエハ表面からの深さ（０ミクロンの深さはウエハの前表面に対応する）に対するプロットを図５に示す。

実施例２
本発明のプロセスが、チョクラルスキー成長のシリコンウエハに関して、酸素濃度に比較的依存しないことを明らかにするために、異なる酸素濃度を有する３枚のウエハを、実施例１に記載される同じ工程系列に供した。これらの各工程の条件、工程Ｓ_１〜工程Ｓ_４の前におけるウエハの初期酸素濃度（Ｏ_ｉ）、工程Ｓ_４の後でのウエハバルクの酸素析出密度（ＯＰＤ）、および工程Ｓ_４の後におけるウエハ表面から測定されるデニューデッドゾーンの深さ（ＤＺ）を表ＩＩに示す。図６、図７および図８は、得られたウエハの断面を示す（これらの図は、２００倍の倍率で撮影された写真の拡大である）；サンプル３−４を図６に示し、サンプル３−５を図７に示し、サンプル３−６を図８に示す。

実施例３
本発明のプロセスが、酸素析出物安定化および成長工程（Ｓ_４）のために使用される条件に比較的依存しないことを明らかにするために、同じ初期酸素濃度を有するウエハ（サンプル１−８）を、サンプル３−４に関する実施例２に記載される同じ工程系列に供した。しかし、市販の１６Ｍｂ ＤＲＡＭプロセスを、酸素析出物安定化および成長工程（Ｓ_４）として使用した。図９は、得られたウエハの断面を示す（この図は、２００倍の倍率で撮影された写真の拡大である）。工程Ｓ_４の後において、サンプル１−８およびサンプル３−４は、匹敵し得るバルク酸素析出密度（サンプル１−８の７×１０^１０／ｃｍ^３対サンプル３−４の４×１０^１０／ｃｍ^３）および匹敵し得るデニューデッドゾーン深さ（約４０ミクロン）を有した。

実施例４
本実施例は、熱処理を行っているときに、バルクミクロ欠陥（ＢＭＤ）密度、すなわち酸素析出化物の密度において、そして熱処理中における雰囲気中の酸素濃度の増大から生じるデニューデッドゾーン（ＤＺ）の深さにおいて観測され得る傾向を例示する。３組の異なるウエハを、様々なプロセス条件下での急速熱アニーリング処理に供した。Ａ組のウエハを１２００℃で３０秒間、窒素雰囲気下でアニーリング処理した；Ｂ組のウエハを同じ条件下で２０秒間アニーリング処理した；Ｃ組のウエハを１２００℃で３０秒間、アルゴン雰囲気下でアニーリング処理した。予備酸化工程は、本実施例では３組のウエハのいずれに対しても行わなかった。

下記の表ＩＩＩにより示されるように、酸素分圧を、所与の組の各ウエハに関して増大させた。アニーリング処理が完了すると、各ウエハのＢＭＤ密度およびＤＺ深さを、この分野で標準的な手段で測定した。結果を下記の表ＩＩＩに示す。

ＮＤ＝測定せず

上記の結果は、雰囲気中の酸素分圧が増大すると、バルクミクロ欠陥の数密度が低下することを示している。さらに、酸素分圧が１０，０００ｐｐｍａに達すると、バルクミクロ欠陥の数密度は、本発明による事前の急速熱アニーリング処理を行うことなく酸素析出熱処理に供せられたウエハで観測されるバルクミクロ欠陥の数密度と区別することができない。

軸対称領域を含有する単結晶シリコン
実施例５
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１７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_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原子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、凝集した格子間原子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１８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、凝集した格子間原子欠陥２８０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６０（格子間原子優勢材であるが、凝集した格子間原子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８０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。

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１９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、凝集した格子間原子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１９に示す。これらの点からの内挿および外挿によって、図１９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６
Ｇ_０（ｒ）における半径方向変化の低下
図２０および図２１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。空孔および格子間原子の（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原子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２１から、結晶の格子間原子が多い部分における格子間原子の初期濃度は、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、格子間原子の過飽和による格子間原子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７
格子間原子に関する増加した外方拡散時間
図２２および図２３は、格子間原子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。格子間原子の初期濃度を、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、格子間原子の（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、格子間原子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における格子間原子の外方拡散に必要な時間が長いほど、格子間原子濃度の全体的な減少が得られる。これにより、格子間原子の過飽和による格子間原子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８
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（肩部）での約１．２ｍｍ／分から、段部（肩部）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、結晶の段部から約３２０ｍｍ〜約５２５ｍｍの範囲の結晶の長さにわたって、格子間原子が多い条件下で成長させた。図２４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。

実施例９
実施例５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、凝集した格子間原子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。

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）凝集した格子間原子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。

インゴットの肩から約２００ｍｍ〜約９５０ｍｍの範囲の軸位置に関して得られた結果を図２５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（周囲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。

実施例１０
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。

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２６ａおよび図２６ｂを参照して、軸位置が約１００ｍｍ〜約２５０ｍｍ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１７０ｍｍ〜約２９０ｍｍの範囲にあり、直径全体にわたって凝集した真性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、凝集した格子間原子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。

さらに、軸位置から、約１２５ｍｍ〜約１７０ｍｍ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、凝集した真性点欠陥を含まず、凝集した真性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原子優勢材の軸対称領域が存在する。

最後に、軸位置から、約１００ｍｍ〜約１２５ｍｍ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原子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。

実施例１１
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２００ｍｍ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。

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、前記の銅デコレーション技法を使用して、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、高濃度の銅格子間原子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、凝集した格子間原子欠陥の部位で外方拡散するかまたは析出した。標準的な欠陥ディリニエーション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、凝集した格子間原子欠陥を含まない領域に対応した。

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ストラストバンドを、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。

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、格子間原子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原子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原子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、格子間原子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、格子間原子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、格子間原子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原子濃度に関して、系は約１０５０℃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。

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原子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、自己格子間原子は、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。

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、凝集した格子間原子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。

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原子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。

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２７に示す。

格子間原子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原子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、過剰な格子間原子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原子の初期濃度での半径方向の変化を示す。

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２８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。

上記のように、調製した各インゴットのサンプルを、凝集した格子間原子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２９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_{ｖａｃａｎｃｙ}）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。

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℃}

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原子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、格子間原子拡散係数の平均時間および温度を表す定数で、約９．３^＊１０^−４ｃｍ^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。

再度、図２９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、格子間原子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。

次に、図３０、図３１、図３２および図３３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３０から図３３まで段階的に増大した公称直径が２００ｍｍのインゴットの一部を示す。

図３０を参照して、軸位置が肩から約２３５ｍｍ〜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、凝集した格子間原子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。

次に、図３１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、凝集した格子間原子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。

次に、図３２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、凝集した真性点欠陥を含まない。

次に、図３３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のセグメントの長さは、図３２のインゴットについて観測されるものよりも長くなっている。

従って、図３０、図３１、図３２および図３３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、結晶の引き上げ速度の連続的な低下によって、結晶の一部の冷却時間に基づいて低下させるには大きすぎる格子間物の初期濃度が導かれ、結果的に、凝集した格子間欠陥を含有する領域が生じる。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、格子間原子の初期濃度）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、格子間原子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、その濃度を格子間原子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場合には、幾分遅い引き上げ速度（および、従って、格子間原子のより高い初期濃度）によっても、依然として最大の軸対称領域６０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種々の引き上げ速度に対する許容度が大きくなり、プロセス制御に対する制限が少なくなる。結果として、インゴットのより大きな長さ部分にわたる軸対称領域についてのプロセスが一層容易になる。

再度、図３３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。

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、自己格子間原子濃度は、それらが消滅し得る領域に格子間原子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、凝集した格子間原子欠陥の形成が、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。

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。

本発明の方法の模式図である。 実施例１に記載のように製造されたウエハ（サンプル４−７）の断面の写真である。 実施例１に記載の一連の段階に曝露されたウエハ（サンプル４−８）の断面の写真である。 実施例１に記載の一連の段階に曝露されたウエハ（サンプル３−１４）の断面の写真である。 実施例１に記載の一連の段階に曝露されたウエハ（サンプル４−７）の、表面からの深さに対する白金濃度（原子／ｃｍ^３）の対数のグラフである。 実施例２に記載の一連の段階に曝露されたウエハ（サンプル３−４）の断面の写真である。 実施例２に記載の一連の段階に曝露されたウエハ（サンプル３−５）の断面の写真である。 実施例２に記載の一連の段階に曝露されたウエハ（サンプル３−６）の断面の写真である。 実施例３に記載の一連の段階に曝露されたウエハ（サンプル１−８）の断面の写真である。 実施例４に記載のような、本発明の単結晶シリコンウエハの急速な熱アニールの間に、大気中に存在する酸素の分圧に対する、バルクミクロ欠陥（ＢＭＤ）の数密度の対数グラフである。 自己格子間原子［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。 自己格子間原子［Ｉ］の所定初期濃度に関して温度Ｔが低下するに伴って、凝集格子間原子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。 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、自己格子間原子［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。 それぞれ優勢材料の空孔Ｖおよび自己格子間原子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。 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。 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、および凝集格子間原子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。 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。 実施例５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。 実施例５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。 実施例６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。 実施例６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」および自己格子間原子「Ｉ」の初期濃度のグラフである。 実施例７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２２に示され、実施例７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原子濃度のグラフである。 実施例８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。 実施例９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。 実施例１０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１００ｍｍ〜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。 実施例１０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２５０ｍｍ〜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。 実施例１１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。 実施例１１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。 実施例１１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。 実施例１１に記載のような、銅デコレーション（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。 実施例１１に記載のような、銅デコレーションおよび欠陥ディリニエーションエッチング後の、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。 実施例１１に記載のような、銅デコレーションおよび欠陥ディリニエーションエッチング後の、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。 実施例１１に記載のような、銅デコレーションおよび欠陥ディリニエーションエッチング後の、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。 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。 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。

Claims (48)

1. 一方がウエハの前表面であり他方がウエハの後表面であるほぼ平行な２つの主表面；前表面と後表面の間の中央面；前表面および後表面にほぼ垂直な中心軸；前表面と後表面を接合する周囲縁；周囲縁から中心軸に延在する半径；前表面から中央面の方向に測定して少なくとも１０マイクロメートルの距離Ｄ_１と前表面の間のウエハの第一領域を有して成る表面層；および、中央面と第一領域の間のウエハの第二領域を有して成るバルク層；を有して成る単結晶シリコンウエハであって、
   ウエハが、結晶格子空孔の不均一分布を有し、バルク層における空孔の濃度は、表面層における空孔の濃度より大きく、空孔は、空孔のピーク密度が中央面かまたは中央面付近に存在し、空孔の濃度がピーク密度の位置からウエハの前表面の方向にほぼ減少する濃度輪郭を有し；および
   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さない第一軸対称領域を、ウエハが有し、該第一軸対称領域は、中心軸を有して成るかまたは少なくとも１５ｍｍの幅を有することにウエハが特徴を有する単結晶シリコンウエハ。
2. 第一軸対称領域がウエハの半径の少なくとも１５％の幅を有する請求項１に記載のウエハ。
3. 第一軸対称領域がウエハの半径の少なくとも２５％の幅を有する請求項１に記載のウエハ。
4. ウエハが、１ｘ１０^１６原子／ｃｍ^３未満である炭素濃度を有する請求項１に記載のウエハ。
5. 前表面が研磨されている請求項１に記載のウエハ。
6. Ｄ₁が少なくとも２０マイクロメートルである請求項１に記載のウエハ。
7. Ｄ₁が少なくとも５０マイクロメートルである請求項１に記載のウエハ。
8. Ｄ₁が３０〜１００マイクロメートルである請求項１に記載のウエハ。
9. ウエハ表面から３マイクロメートルよりも大きい距離における格子間酸素の濃度がバルク層における格子間酸素濃度の少なくとも５０％である請求項１に記載のウエハ。
10. ウエハ表面から１０マイクロメートルよりも大きい距離における格子間酸素の濃度がバルク層における格子間酸素濃度の少なくとも８０％である請求項１に記載のウエハ。
11. ウエハ表面から１５マイクロメートルよりも大きい距離における格子間酸素の濃度がバルク層における格子間酸素濃度の少なくとも９０％である請求項１に記載のウエハ。
12. ウエハがウエハ表面上のエピタキシャル層をも有する請求項１に記載のウエハ。
13. 一方がウエハの前表面であり他方がウエハの後表面であるほぼ平行な２つの主表面；前表面と後表面の間の中央面；前表面および後表面にほぼ垂直な中心軸；前表面と後表面を接合する周囲縁；周囲縁から中心軸に延在する半径；前表面から、前表面から中央面に向かって測定して少なくとも１０マイクロメートルの距離Ｄ_１までの、ウエハの領域を有して成り、格子間酸素を含むデニューデッドゾーン；を有して成る単結晶シリコンウエハであって、
    Ｄ_１の２分の１に相当する距離におけるデニューデッドゾーンにおける格子間酸素の濃度が、デニューデッドゾーンにおける格子間酸素の最大濃度の少なくとも７５％であり、
    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さない第一軸対称領域を、ウエハが有し、該第一軸対称領域は、中心軸を有して成るかまたは少なくとも１５ｍｍの幅を有することにウエハが特徴を有する単結晶シリコンウエハ。
14. 第一軸対称領域がウエハの半径の少なくとも１５％の幅を有する請求項１３に記載のウエハ。
15. 第一軸対称領域がウエハの半径の少なくとも２５％の幅を有する請求項１３に記載のウエハ。
16. Ｄ₁が少なくとも２０マイクロメートルである請求項１３に記載のウエハ。
17. Ｄ_１の半分に等しい距離でデニューデッドゾーンにおける格子間酸素の濃度が、デニューデッドゾーンにおける格子間酸素の最大濃度の少なくとも８０％である請求項１４に記載のウエハ。
18. Ｄ_１の半分に等しい距離でデニューデッドゾーンにおける格子間酸素の濃度が、デニューデッドゾーンにおける格子間酸素の最大濃度の少なくとも９０％である請求項１４に記載のウエハ。
19. Ｄ₁が少なくとも５０マイクロメートルである請求項１３に記載のウエハ。
20. Ｄ_１の半分に等しい距離でデニューデッドゾーンにおける格子間酸素の濃度が、デニューデッドゾーンにおける格子間酸素の最大濃度の少なくとも８５％である請求項１９に記載のウエハ。
21. Ｄ_１の半分に等しい距離でデニューデッドゾーンにおける格子間酸素の濃度が、デニューデッドゾーンにおける格子間酸素の最大濃度の少なくとも９５％である請求項１９に記載のウエハ。
22. Ｄ₁が３０〜１００マイクロメートルである請求項１３に記載のウエハ。
23. Ｄ_１の半分に等しい距離でデニューデッドゾーンにおける格子間酸素の濃度が、デニューデッドゾーンにおける格子間酸素の最大濃度の少なくとも８５％である請求項２２に記載のウエハ。
24. ウエハがウエハ表面上のエピタキシャル層をも有する請求項２２に記載のウエハ。
25. 前表面；後表面；前表面と後表面の間の中央面；前表面および後表面にほぼ垂直な中心軸；前表面と後表面を接合する周囲縁；周囲縁から中心軸に延在する半径；前表面から中央面の方向に測定して少なくとも１０マイクロメートルの距離Ｄ_１と前表面の間のウエハの第一領域を有して成る表面層；および、中央面と第一領域の間のウエハの第二領域を有して成るバルク層；を有して成る単結晶シリコンウエハであって、
    ウエハが、結晶格子空孔の不均一分布を有し、バルク層における空孔の濃度は、表面層における空孔の濃度よりも大きく、酸素析出熱処理に曝露したときに、デニューデッドゾーンが表面層に形成され、酸素析出物がバルク層に形成され、ウエハバルクにおける酸素析出物の形成およびデニューデッドゾーンの形成がウエハのこれら領域における酸素濃度の差異に依存せず、
    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さない第一軸対称領域を、ウエハが有し、該第一軸対称領域は、中心軸を有して成るかまたは少なくとも１５ｍｍの幅を有する単結晶シリコンウエハ。
26. 第一軸対称領域がウエハの半径の少なくとも１５％の幅を有する請求項２５に記載のウエハ。
27. 第一軸対称領域がウエハの半径の少なくとも２５％の幅を有する請求項２５に記載のウエハ。
28. Ｄ₁が少なくとも２０マイクロメートルである請求項２５に記載のウエハ。
29. Ｄ₁が少なくとも５０マイクロメートルである請求項２５に記載のウエハ。
30. Ｄ₁が３０〜１００マイクロメートルである請求項２５に記載のウエハ。
31. ウエハ表面から３マイクロメートルよりも大きい距離における格子間酸素の濃度がバルク層における格子間酸素濃度の少なくとも５０％である請求項２５に記載のウエハ。
32. ウエハ表面から１０マイクロメートルよりも大きい距離における格子間酸素の濃度がバルク層における格子間酸素濃度の少なくとも８０％である請求項２５に記載のウエハ。
33. Ｄ₁が少なくとも２０マイクロメートルである請求項３２に記載のウエハ。
34. Ｄ₁が少なくとも５０マイクロメートルである請求項３２に記載のウエハ。
35. Ｄ₁が３０〜１００マイクロメートルである請求項３２に記載のウエハ。
36. ウエハ表面から１５マイクロメートルよりも大きい距離における格子間酸素の濃度がバルク層における格子間酸素濃度の少なくとも９０％である請求項２５に記載のウエハ。
37. ウエハがウエハ表面上のエピタキシャル層をも有する請求項２５に記載のウエハ。
38. 一方がウエハの前表面であり他方がウエハの後表面であるほぼ平行な２つの主表面；前表面と後表面の間の中央面；前表面と後表面を接合する周囲縁；前表面および後表面にほぼ垂直な中心軸；周囲縁から中心軸に延在する半径；前表面から中央面の方向に測定して少なくとも１０マイクロメートルの距離Ｄ_１と前表面の間のウエハの第一領域を有して成る表面層；および、中央面と第一領域の間のウエハの第二領域を有して成るバルク層；を有して成る単結晶シリコンウエハの製造方法であって、
    ウエハが、結晶格子空孔の不均一分布を有し、バルク層における空孔の濃度は、表面層における空孔の濃度より大きく、空孔は、空孔のピーク密度が中央面かまたは中央面付近に存在し、空孔の濃度がピーク密度の位置からウエハの前表面の方向にほぼ減少する濃度輪郭を有し；および 凝集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有しているという特徴がウエハにあり、
    方法が、
    中心軸、シードコーン、エンドコーン、周囲縁を有するシードコーンとエンドコーンとの間の直径一定部分、中心軸から周囲縁に延在する半径、および１５０ｍｍ、２００ｍｍまたは２００ｍｍよりも大きい公称直径を有する単結晶シリコンインゴットを成長させ；
    (ｉ)成長速度ｖ；(ii)凝固温度から１３２５℃以上の温度までの温度範囲での、結晶の直径一定部分の成長中の平均軸温度勾配Ｇ_０；および(iii)少なくとも５時間の期間にわたる凝固温度から１,０５０℃までの、結晶の冷却速度；
    を制御して、凝集真性点欠陥を実質的に有さない第一軸対称領域を形成させ、
    第一軸対称領域が、インゴットの周囲縁から内側に延在し、インゴットの中心軸に向って半径方向に周囲縁から測定してインゴットの半径長さの少なくとも３０％の幅を有し、そして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；
    インゴットの直径一定部分から単結晶シリコンウエハをスライスし；
    ウエハを少なくとも１１５０℃の熱処理温度で熱処理に付して、表面層およびバルク層中に結晶格子空孔を形成し；ならびに
    冷却速度が、熱処理温度から１０００℃未満の温度までにおいて、少なくとも５℃／秒であるように、熱処理ウエハの冷却速度を制御することにより、結晶格子空孔の不均一分布を有するウエハであって、バルク層における空孔の濃度は、表面層における空孔の濃度よりも大きく、酸素析出熱処理に曝露したときに、デニューデッドゾーンが表面層に形成され、酸素析出物がバルク層に形成され、ウエハバルクにおける酸素析出物の形成およびデニューデッドゾーンの形成がウエハのこれら領域における酸素濃度の差異に依存しないウエハを製造することを含んでなる単結晶シリコンウエハの製造方法。
39. 空孔が第一軸対称領域内の優勢な真性点欠陥であり、第一軸対称領域がウエハの中心軸を有してなるかまたは少なくとも１５ｍｍの幅を有する請求項３８に記載の方法。
40. シリコン自己格子間物が第一軸対称領域内における優勢な真性点欠陥であり、第一軸対称領域が、周囲縁から半径方向に中心軸に向かって測定して半径の長さの少なくとも４０％である幅を有する請求項３８に記載の方法。
41. 結晶格子空孔を形成するための熱処理が、非酸化雰囲気において１１７５℃を越える温度にウエハを加熱することを含んでなる請求項３８に記載の方法。
42. 結晶格子空孔を形成するための熱処理が、非酸化雰囲気において１２００℃を越える温度にウエハを加熱することを含んでなる請求項３８に記載の方法。
43. 結晶格子空孔を形成するための熱処理が、非酸化雰囲気において１２００℃〜１２７５℃の温度にウエハを加熱することを含んでなる請求項３８に記載の方法。
44. 結晶格子空孔を形成するための熱処理が、窒化雰囲気において１２００℃を越える温度にウエハを加熱することを含んでなる請求項３８に記載の方法。
45. 冷却速度が、熱処理温度から１０００℃未満の温度までにおいて、少なくとも２０℃／秒である請求項３８に記載の方法。
46. 冷却速度が、熱処理温度から１０００℃未満の温度までにおいて、少なくとも５０℃／秒である請求項３８に記載の方法。
47. 冷却速度が、熱処理温度から１０００℃未満の温度までにおいて、少なくとも１００℃／秒である請求項３８に記載の方法。
48. 冷却速度が、熱処理温度から１０００℃未満の温度までにおいて、１００℃／秒〜２００℃／秒である請求項３８に記載の方法。

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