JP2001503009A - 低欠陥密度の理想的酸素析出シリコン - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 本質的にどの電子デバイスの製造プロセスの熱処理サイクルの間にも、酸素析出の理想的な不均一深さ分布を形成する単結晶シリコンウエハ。該ウエハは、結晶格子空孔の不均一分布を有することを特徴とし、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、該空孔は、空孔のピーク密度が中央面かまたはその付近に存在し、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する。１つの実施態様においては、ウエハが、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することをさらに特徴とし、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１５ｍｍの幅を有する。他の実施態様においては、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することをさらに特徴とし、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、周囲縁から半径方向に中心軸に向かって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。

Description

【発明の詳細な説明】 低欠陥密度の理想的酸素析出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。ウェ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（ＳｉＯ₂）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 P ress,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。発明の要旨 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物の凝集 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Ｄ₁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Ｄ₂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輸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Ｄ₁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、Ｄ₁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Ｄ₂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 Ｄ₁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Ｄ₁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。図面の簡単な説明 図１は、本発明の方法の模式図である。 図２は、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。 図３は、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。 図４は、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。 図５は、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／ｃｍ³）の対数のグラフである。 図６は、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。 図７は、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。 図８は、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。 図９は、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。 図１０は、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。 図１１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１２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１３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１４は、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１５は、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１６は、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１７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１８は、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。 図１９は、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。 図２０は、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_Oにおける平均軸方向温度勾配のグラフである。 図２１は、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」および自己格子間物「Ｉ」の初期濃度のグラフである。 図２２は、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２３は、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物濃度のグラフである。 図２４は、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。 図２５は、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。 図２６ａは、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。 図２６ｂは、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。 図２７は、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_Oのグラフである。 図２８は、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_Oにおける半径方向変化のグラフである。 図２９は、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。 図３０は、実施例１１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３１は、実施例１１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３２は、実施例１１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３３は、実施例１１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３４は、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_O（ｒ）における半径方向変化を示すグラフである。 図３５は、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。好適な実施形態の詳細な説明 本発明により、理想的な析出用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。この理想的な析出用ウエハは、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数分程度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用ウエハの出発材料は、従来のチョクラルスキー（Czoc hralski）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.S himura、Semiconductor Silicon Crystal Technology、Academic Press（1989） 、およびSilicon Chemical Etching（J.Grabmaier編）Springer-Verlag、New Yo rk（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５×１０¹⁷原子／ｃｍ³〜 約９×１０¹⁷原子／ｃｍ³（ASTM基準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、理想的な析出用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にさえ低下し得る 。 シリコンの融点（約１４１０℃）温度から約７５０℃〜約３５０℃の範囲を通 過する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５×１０⁶析出物／ｃｍ³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。 置換的な炭素は、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５×１０¹⁶原子／ｃｍ³未満であり、好まし くは約１×１０¹⁶原子／ｃｍ³未満であり、より好ましくは約５×１０¹⁵原子／ ｃｍ³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用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つの主要な、一般には、平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Ｓ₁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Ｓ₂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（Ｎ₂）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。ウエハ全体の空格 子点濃度（空孔濃度）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。得られるウェハは、こ のウエハにおいて比較的均一な空格子点濃度（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、空格子点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、空格子点濃度の増大およ 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０．００ ５ａｔｍ（５，０００ｐｐｍａ）以下であり、最も好ましくは約０．００１ａｔ ｍ（１，０００ｐｐｍａ）以下である。 結晶格子の空格子点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。 真性の点欠陥（空格子点およびシリコン自己格子間物）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、真性の点欠陥の濃度特性は、 温度を関数とする真性の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、真性の点欠陥は、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、空格子点の有効拡散速度は、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℃でさえの温度でかなり遅いこ とが示唆される。空格子点は、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Ｓ₂が終了したとき、ウエハは、結晶格子の空格子点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工程Ｓ₃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、空格子点は、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格子点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、空格子点濃度は、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格子点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、結晶格子の空格子点の不均一な分布が最大の空格 子点濃度で達成され得るが、その最大濃度は、中央面７またはその近くに存在し 、空格子点濃度は、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℃／分であり、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 格子の空格子点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Ｓ₄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。高い空格子点領域（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、空格子点の初期濃度 だけに依存するクラスター分布が得られる。低い空格子点領域（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、 空格子点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、空格子点が少ない帯域では何も起こらない。ウエハを空格子点濃度の様々 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１×１０⁷析 出物／ｃｍ³〜約５×１０¹⁰析出物／ｃｍ³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、結晶格子の空格子 点がシリコン中で比較的移動し得る温度範囲を通過する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して、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用ウエハは、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Ｄ₁（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、Ｄ₁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 非形成性の原子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０．００１ ａｔｍ（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Ｓ₁（熱酸化工程）は省略され、出発 ウエハは、天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、天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、空格子点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、空格子点濃度は、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、ウエハが天然の酸化物 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、一般に「Ｕ型」の格子点濃度 （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、天然の酸化物層のみを有するウエハにおける空格子点濃度は増加す る。 実験的な証拠により、天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、天 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ことなく、厚さが天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（１０，０００ ｐｐｍａ）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るように、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、優勢な真性の点欠陥のような空格子点または自己格子間物の点 欠陥を有し得る。例えば、ウエハは、中心から端まで空格子点が優勢に存在する か、中心から端まで自己格子間物が優勢に存在するか、あるいは、軸対称的な環 状の自己格子間物材によって囲まれた空格子点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、円周方向の端部２００ を有し、そして中心軸１２０から円周方向の端部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物優勢材６０の軸対称領域を含有するこ とができ、これは、凝集した真性の点欠陥を実質的に含まず、空格子点優勢材８ ０の一般には円筒状領域を囲む。空格子点優勢材８０の一部またはすべても、同 様に、凝集した真性の点欠陥を実質的に含まない；あるいは、自己格子間物優勢 領域６０は中心から端まで拡がり得るか、または空格子点優勢領域８０は中心か ら端まで拡がり得る。 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１５ ｍｍ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および一般には円筒状の領域８０は一致する。言い換えれば、イン ゴット１００は、空格子点優勢材８０の一般には円筒状領域を含み、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、円周方向の 端部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２ ０％、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用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格子点の測定は、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-Turn bull）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、白金原子による空格子点の装飾（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格子点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）；Zimrnermann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格子点濃度のウエハマッピング」、Journal of Crystal Gro wth 、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_Oによって制 御される（ｖは成長速度であり、Ｇ_O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_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。この場合、Ｇ_O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格子点が反応して、凝集した空格 子点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、空格子点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 た空格子点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。 一般に、単結晶シリコンにおいて、凝集した空格子点欠陥が空格子点の点欠陥 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： ［上式において、 ΔＧ_v/Iは、凝集した空格子点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 れる空格子点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で適用される空格子点または格子間物の平衡濃度である。］ この式により、空格子点の所与濃度［Ｖ］に関して、温度Ｔが低下すると、一 般に、ΔＧ_V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。 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。 同様に、空格子点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、凝集した空格子点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、凝集した空格子点欠陥が生成し、過飽 和した系が緩和されるように、ΔＧ_Vの低下が伴う。 空格子点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格 子点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、空格子点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、空格子点または格子間物 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_O（ｒ）によって制御される）空格子点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_O（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格子点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。 驚くべきことに、一般的には約１０^-4ｃｍ²／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、空格子点の移動性のために、 比較的大きな距離、すなわち、約５ｃｍ〜約１０ｃｍ以上の距離にわたる格子間 物および空格子点は、自己格子間物を、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格子点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 格子間物および空格子点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格子点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_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１３および図１４においてＶ／Ｉ境界２０と記されているｖ／ Ｇ_O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６０（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 ０（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。 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 および空格子点の半径方向の拡散は、自己格子間物と空格子点との再結合のため 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 空格子点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格子点および格子間物の濃度は、ΔＧ_V およびΔＧ_Iが、空格子点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。 再度、図１５を参照して、成長速度ｖ、平均軸温度勾配Ｇ_O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、格子間物優勢材６０の 軸対称領域および空格子点優勢材８０の一般には円筒状領域が生成するように制 御される。これらの領域は、凝集した真性の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の円周方向の端２２０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_O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１．３×１ ０^-5ｃｍ²／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１．２５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^-5ｃ ｍ²／ｓＫ〜約２．１×１０^-5ｃｍ²／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_Oは、ｖ／Ｇ_O臨界値と、ｖ／Ｇ_O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_Oは、ｖ／Ｇ_O臨界値の約０．７５倍と 、ｖ／Ｇ_O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をに関 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_O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_O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_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_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 ゾーン機構は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。 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。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ようなかなりの大きさを示す。 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。 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。 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、あるいは空格子点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_O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_O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。 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。 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。 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の機構が変化するように、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、（凝集した格子間欠陥２８０の領域の生成をもたらす）格子間物優勢領域の 最大幅が超えるｖ／Ｇ_O（ｒ）から、軸対称領域が最大幅を有する最適なｖ／Ｇ_O （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_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。 一般に、軸温度勾配Ｇ_O（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格子点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_O（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_O（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 欠陥を含まない空格子点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_O（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 格子点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。 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物優勢領域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_O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_O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_Oは、インゴットの半径を関数として、Ｇ_O （および従って、ｖ／Ｇ_O）の変化としてのＧ_O、すなわちＧ_O（ｒ）（および従 って、ｖ／Ｇ_O（ｒ））の変化も同様に制御されるように確立ざれ得る。 本発明の別の実施形態において、ｖ／Ｇ_O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格子点優勢であり、凝集し た空格子点欠陥が、主としてＶ／Ｇ_O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_Oは、ｖ／Ｇ_O臨界値とｖ／Ｇ_O 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、Semi cond．Sci．Technol．7、A135（1992）を参照のこと）。この方法は、凝集した 空格子点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。 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。 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物優勢材および空格子点優勢材の領域 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）欠陥を含まない空格子点優勢材の領域は 、酸素核の銅装飾によるエッチングされた小さなくぼみを含有する。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（ga te）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１０³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。実施例 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、凝集した真性の点欠陥を実質的に含まない 空格子点優勢材、自己格子間物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（Ｓ₁） 、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（Ｓ₂）に供し、急 冷し（Ｓ₃）、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（Ｓ₄）に 供した。工程Ｓ₁〜工程Ｓ₄の前におけるウエハの初期酸素濃度（Ｏ_i）、工程Ｓ₄ の後でのウエハバルクの酸素析出物密度（ＯＰＤ）、および工程Ｓ₄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。 表Ｉ 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、２０ ０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格子点の濃度を、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Ｓ₁〜工程Ｓ₄の前におけるウエハの初期酸素濃度（Ｏ_i）、工程Ｓ₄の 後でのウエハバルクの酸素析出密度（ＯＰＤ）、および工程Ｓ₄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。 表ＩＩ 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（Ｓ₄）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（Ｓ₄）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Ｓ₄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７×１０¹⁰／ｃｍ³対サンプル３−４の４ ×１０¹⁰／ｃｍ³）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 。 表ＩＩＩＮＤ＝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_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状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_O（ｒ）における半径方向の低下 図２０および図２１は、溶融／固体界面での軸温度勾配Ｇ_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２１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７ 格子間物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７ ００ｍｍ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、格子間物が 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 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。 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１ ０００ｍｍ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。 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（円周方向の端からインゴット 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 断面の少数ギ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２５０ｍ ｍ〜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 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。 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格子点優勢材の一般には円筒状コ アを囲む格子間物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、空格子点優勢材の一般には円筒状コアを囲む格子間物優勢 材の軸対称領域が存在する。空格子点優勢材の内部において、凝集した欠陥を含 まず、凝集した空格子点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、凝集した空格子点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。 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 ピングにおける明確なバンドを、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_O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_O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 格子点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、格子点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。 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。 インゴットの空格子点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、空格子点優勢コアの半径は、寿命マッピング によって決定されるように、ｖ／Ｇ_O＝ｖ／Ｇ_O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、空格子点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。 凝固時の結晶における平均軸温度勾配Ｇ_O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_O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。 格子間物の初期濃度に対するＧ_O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を形成し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、空格子点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_O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_OとＶ／Ｉ境界での ｖ／Ｇ_O（すなわち、臨界ｖ／Ｇ_O値）との差は、過剰な格子間物が結晶表面上の シンクまたは空格子点優勢領域でのシンクに達し得ることに対するこの効果と同 様に格子間物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_O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_O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_O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 。 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^*１ ０^-4ｃｍ²ｓｅｃ^-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１４００℃〜約１０５０℃の温度範囲域を、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、この温度範囲域を、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３００ ｍｍ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格子点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、さらなる冷却速度が必要であること 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 インゴットめ一部を示す。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。 次に、図３１を参照じて、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。 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、凝集した真性の点欠陥を含まない。 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領域の長さは、図３２のイン ゴットに関連して認められる長さよりも大きい。 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、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 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。 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格子点優勢材の 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。 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。

【手続補正書】 【提出日】平成１２年４月１４日（２０００．４．１４） 【補正内容】 Ｉ．明細書 （１）第１頁第８行、「製造方法」とあるを、「その製造方法」と補正。 （２）第６頁第２行、第６頁第４行、第６頁第６行、第６頁第８行、第６頁第 １０行、第６頁第１２行、第６頁第１４行および第６頁第１６行、「〜」とある を、「−」と補正。 （３）第９頁第６行、「数分程度」とあるを、「短時間」と補正。 （４）第９頁第１８行、「ASTM基準」とあるを、「ASTM標準」と補正。 （５）第９頁第２１行、「濃度にさえ低下し得る」とあるを、「濃度でさえあ り得る」と補正。 （６）第９頁第２２〜２３行、「範囲を通過する」とあるを、「範囲への」と 補正。 （７）第１３頁第１１行、「通過するように」とあるを、「通過するように（ または該温度範囲まで）」と補正。 （８）第１５頁第１行、「温度範囲を通過する」とあるを、「温度範囲への」 と補正。 （９）第１５頁第２〜３行、「１０ミクロン」とあるを、「約１０ミクロン」 と補正。 （10）第１５頁第１０行、「関して、」とあるを、「関する」と補正。 （11）第１６頁第８行、「原子ガス」とあるを、「元素ガス」と補正。 （12）第１７頁第２２行、「曝されるように」とあるを、「曝されながら」と 補正。 （13）第１８頁第１２行および第１８頁第１３行、「円周方向の端部」とある を、「周囲縁」と補正。 （14）第２３頁第１０行、「半径の端から端まで特異的」とあるを、「半径を 横切って単一」と補正。 （15）第２５頁第１０行、「結晶をに」とあるを、「結晶に」と補正。 （16）第２９頁第６行、「その値」とあるを、「その差」と補正。 （17）第２９頁第２１行、「最大幅が」とあるを、「最大幅を」と補正。 （18）第３２頁下から第７行、「酸化物、」とあるを、「酸化物の」と補正。 （19）第３２頁下から第５行、「転移ループおよび転移ネットワーク」とある を、「転位ループおよび転位ネットワーク」と補正。 （20）第３５頁表ＩＩ中の「サンプル」の行、左から順に「４−７」、「４− ８」および「３−１４」とあるを、それぞれ「３−４」、「３−５」および「３ −６」と補正。 （21）第４２頁下から第１行、「明確な」とあるを、「コントラスト」と補正 。 （22）第４６頁第１５行、「冷却速度」とあるを、「冷却時間」と補正。 II．請求の範囲 別紙の通り。 （別紙） 請求の範囲 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； 前表面から約１５マイクロメートル以下の距離Ｄ₂内のウエハの領域から成る表 面層；および、中央面と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であって、 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ほぼ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、バルク層における実質的に均一な酸素濃度およびバルク層における 結晶格子空孔の濃度をウエハが有しており、 ウエハが、凝集真性点欠陥を実質的に有しない第１軸対称領域を有する単結晶 シリコンウエハ。 ２． 酸素析出熱処理に曝露された際に、前表面層およびバルク層の一部分 を有してなるデニューデッドゾーン、デニューデッドゾーンの外側にあるバルク 層の一部分における酸素析出、およびデニューデッドゾーンにおける酸素析出の 実質的な不存在をウエハが有する請求項１に記載のウエハ。 ３． デニューデッドゾーンが前表面から少なくとも約２０マイクロメート ルの距離に延在する請求項２に記載のウエハ。 ４． Ｄ₂が約１０マイクロメートル以下である請求項３に記載のウエハ。 ５． 空孔が第１軸対称領域内の優勢な真性点欠陥であり、第１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約１５ｍｍの幅を有する請求 項２に記載のウエハ。 ６． シリコン自己格子間物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２軸対称領域をウエハが有する請求項５に記載のウエハ。 ７． 第１軸対称領域が、半径の少なくとも２５％である幅を有する請求項 ５に記載のウエハ。 ８． 第１軸対称領域が中心軸を有してなる請求項５に記載のウエハ。 ９． シリコン自己格子間物が第１軸対称領域内の優勢な真性点欠陥であり 、第１軸対称領域が、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、該幅が半径の長さの少なくとも約４ ０％である請求項１に記載のウエハ。 １０． 第１軸対称領域がほぼ環状の形状であり、ウエハが、環状領域の半 径方向内側に存在する優勢な真性点欠陥である空孔を有するほぼ筒状の領域をさ らに有して成る請求項９に記載のウエハ。 １１． シリコン自己格子間物が第１軸対称領域内の優勢な真性点欠陥であ り、第１軸対称領域が、周囲縁から半径方向に内側に延在しており、周囲縁から 中心軸に向かって半径方向に測定して半径の長さの少なくとも約６０％である幅 を有する請求項１に記載のウエハ。 １２． シリコン自己格子間物が第１軸対称領域内の優勢な真性点欠陥であ り、第１軸対称領域が、周囲縁から半径方向に内側に延在しており、周囲縁から 中心軸に向かって半径方向に測定して半径の長さにほぼ等しい幅を有する請求項 １に記載のウエハ。 １３． ウエハが、約１ｘ１０¹⁶原子／ｃｍ³未満である炭素濃度を有する 請求項１に記載のウエハ。 １４． 前表面が研磨されている請求項１に記載のウエハ。 １５． 約１３００℃を越えない温度でウエハを熱処理することによって溶 解できない酸素析出の核形成中心がウエハに存在しない請求項１に記載のウエハ 。 １６． チョクラルスキー法によって成長される単結晶シリコンインゴット からスライスされる単結晶シリコンウエハを熱処理して、後の熱処理工程におい てウエハにおける酸素の析出挙動に影響を与える熱処理方法であって、該シリコ ンウエハが、 中心軸；前表面；後表面；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；中心軸からウエハの周囲縁に延在する半径；前表面から中央面に 向かって測定される距離Ｄと前表面の間のウエハの領域を有して成る前表面層； 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；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有する、ウエハであり、 該方法が、 凝集真性点欠陥を実質的に有しない第１軸対称領域を有するウエハを熱処理に 曝露して、ウエハを少なくとも約１１５０℃の温度に加熱し、前表面層およびバ ルク層において結晶格子空孔を形成する工程；および 熱処理されたウエハを少なくとも約５℃／秒の速度で冷却し、ピーク密度が中 央面かまたはその付近に存在し、ウエハの前表面の方向に濃度がほぼ減少する空 孔濃度輪郭を有するウエハを製造し、前表面層とバルク層の空孔濃度の差異が、 ７５０℃より高い温度におけるウエハの熱処理によって、前表面層にデニューデ ッドゾーンを形成し、バルク帯域に酸素クラスターまたは析出物を形成しうるよ うな差異であり、バルク層における酸素クラスターまたは析出物の濃度が主に空 孔濃度に依存する工程； を含んで成る熱処理方法。 １７． 空孔が第１軸対称領域内の優勢な真性点欠陥であり、第１軸対称領 域がシリコンウエハの中心軸を有するかまたは少なくとも約１５ｍｍの幅を有す る請求項１６に記載の方法。 １８． シリコン自己格子間物が第１軸対称領域内の優勢な真性点欠陥であ り、第１軸対称領域が、周囲縁から中心軸に向かって半径方向に測定して半径の 長さの少なくとも約４０％である幅を有する請求項１６に記載の方法。 １９． シリコンを熱処理に曝露することが、さらに、 （ａ） 酸素含有雰囲気において、少なくとも約７００℃の温度でシリコンウ エハを第一熱処理に曝露して、結晶格子空孔のシンクとして機能しうる表面二酸 化珪素層を形成する工程； （ｂ） 本質的に酸素不存在の雰囲気において、工程（ａ）の製品を、少なく とも約１１５０℃の温度で第二熱処理に曝露して、熱処理ウエハバルクにおいて 結晶格子空孔を形成する工程 を含んで成る請求項１７または請求項１８に記載の方法。 ２０． 結晶格子空孔の全てではなくいくらかをシンクに拡散させる速度に おいて、該第二熱処理の温度から約８００℃の温度Ｔ₁に熱処理ウエハを冷却し て、ピーク密度が中央面かまたはその付近に存在し、ウエハの前表面の方向に濃 度がほぼ減少する空孔濃度輸郭を有するウエハを製造する請求項１９に記載の方 法。 ２１． 結晶格子空孔を形成する該熱処理が、非酸化雰囲気における約１１ ７５℃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１７または１８ に記載の方法。 ２２． 該冷却速度が、結晶格子空孔がシリコンにおいてかなり移動性であ る温度範囲において少なくとも約５０℃／秒である請求項１７または１８に記載 の方法。 ２３． 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される少なくとも約１０マイクロメートルの距 離Ｄ₁と前表面の間のウエハの第１領域を有して成る表面層；および、中央面と 表面層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 向にほぼ減少する濃度輪郭を有し；および ウエハが、凝集真性点欠陥を実質的に有さない第１軸対称領域を有することを 特徴とする単結晶シリコンウエハ。 ２４． 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される少なくとも約１０マイクロメートルの 距離Ｄ₁までのウエハの領域を有して成り、格子間酸素を含有するデニューデ ッドゾーンを有する単結晶シリコンウエハであって、 Ｄ₁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約７５％で あり、 ウエハが、凝集真性点欠陥を実質的に有さない第１軸対称領域を有することを 特徴とする単結晶シリコンウエハ。 ２５． 後の熱処理工程においてウエハにおける酸素の析出挙動に影響を与 えるように、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 からスライスされた 単結晶シリコンウエハを熱処理する方法であって、 該ウエハが、 中心軸；前表面；後表面；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；中心軸からウエハの周囲縁に延在する半径；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；を有するウエハであり、 該方法が、 （ａ） 酸素含有雰囲気において、少なくとも約７００℃の温度で、凝集真性 点欠陥を実質的に有しない第１軸対称領域を有するシリコンウエハを第一熱処理 に曝露して、結晶格子空孔のシンクとして機能しうる表面二酸化珪素層を形成す る工程； （ｂ） 本質的に酸素不存在の雰囲気において、工程（ａ）の製品を、少なく とも約１１５０℃の温度で第二熱処理に曝露して、シリコンのバルクにおいて結 晶格子空孔を形成する工程； （ｃ） 結晶格子空孔の全てではなくいくらかをシンクに拡散させる速度にお いて、該第二熱処理の温度から約８００℃の温度Ｔ₁にシリコンを冷却して、ピ ーク密度が中央面かまたはその付近に存在し、ウエハの前表面の方向に濃度がほ ぼ減少する空孔濃度輸郭を有するウエハを製造する工程； を含んで成る熱処理方法。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (81)指定国 ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＣＹ， ＤＥ，ＤＫ，ＥＳ，ＦＩ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，Ｉ Ｔ，ＬＵ，ＭＣ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＣＮ，ＪＰ，Ｋ Ｒ，ＳＧ (72)発明者 マクエイド，シームス・エイ 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 ホルザー，ジョゼフ・シー 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 ムッティ，パオロ 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 ジョンソン，ベヤード・ケイ 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 (72)発明者 コルナラ，マルコ イタリア、イ―28066ガリアテ、ビア・ロ ーマ117／ビ番 (72)発明者 ガンバロ，ダニエラ イタリア、イ―28066ガリアテ、ビア・ロ ーマ117／ビ番 (72)発明者 オルモ，マッシミリアーノ イタリア、イ―28100ノバーラ、ビアレ・ ベルディ11番

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 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Ｄ₁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 エハであって、 該ウエハが、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 方向にほぼ減少する濃度輪郭を有し；および 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 領域をウエハが有し、該第一軸対称領域は、中心軸を有するかまたは少なくとも 約１５ｍｍの幅を有する； ことを特徴とする単結晶シリコンウエハ。 ２． シリコン自己格子間原子が優勢真性点欠陥であり、凝集シリコン自己 格子間真性点欠陥を実質的に有さない第二軸対称領域を、ウエハが有する請求項 １に記載のウエハ。 ３． 第一軸対称領域の幅が、半径の少なくとも約１５％である請求項１に 記載のウエハ。 ４． シリコン自己格子間原子が優勢真性点欠陥であり、凝集シリコン自己 格子間真性点欠陥を実質的に有さない第二軸対称領域を、ウエハが付加的に有す る請求項３に記載のウエハ。 ５． 第一軸対称領域が中心軸を有して成る請求項１に記載のウエハ。 ６． 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Ｄ₁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 ウエハであって、 該ウエハが、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 方向にほぼ減少する濃度輪郭を有し；および 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； ことを特徴とする単結晶シリコンウエハ。 ７． 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 存在する空孔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６に記載のウエハ。 ８． 軸対称領域が、ウエハの半径の長さの少なくとも約６０％の幅を有す る請求項６に記載のウエハ。 ９． 軸対称領域が、ウエハの半径の長さの少なくとも約８０％の幅を有す る請求項６に記載のウエハ。 １０． 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Ｄ₁のウエハの領域を有して成り、格子間酸素を有するデニューデッドゾー ン；を有する単結晶シリコンウエハであって、該ウエハが、 Ｄ₁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７ ５％であり；および 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 領域をウエハが有して成り、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； ことを特徴とする単結晶シリコンウエハ。 １１． ウエハが第二軸対称領域を有して成り、該領域においてシリコン自 己格子間原子が優勢真性点欠陥であり、該領域が凝集シリコン自己格子間真性点 欠陥を実質的に有さない、請求項１０に記載のウエハ。 １２． 第一軸対称領域の幅が、半径の少なくとも約１５％である請求項１ ０に記載のウエハ。 １３． シリコン自己格子間原子が優勢真性点欠陥であり、凝集シリコン自 己格子間真性点欠陥を実質的に有さない第二軸対称領域を、ウエハが付加的に有 する請求項１２に記載のウエハ。 １４． 第一軸対称領域が中心軸を有して成る請求項１０に記載のウエハ。 １５． 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Ｄ₁のウエハの領域を有して成り、格子問酸素を有するデニューデッドゾー ン；を有する単結晶シリコンウエハであって、該ウエハが、 Ｄ₁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７ ５％であり；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ウエハが有して成り、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、ウエハの周囲縁から 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； ことを特徴とする単結晶シリコンウエハ。 １６． 軸対称領域がほぼ環状であり、環状領域の半径方向に内側に存在す る空孔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 １５に記載のウエハ。 １７． 軸対称領域が、ウエハの半径の長さの少なくとも約６０％の幅を有 する請求項１５に記載のウエハ。 １８． 軸対称領域が、ウエハの半径の長さの少なくとも約８０％の幅を有 する請求項１５に記載のウエハ。 １９． 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Ｄ₂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であって、 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ほぼ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、バルク層が有する単結晶シリコンウエハ。 ２０． 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 第一軸対称領域をウエハが有して成り、該第一軸対称領域が、中心軸を有して成 るかまたは少なくとも約１５ｍｍの幅を有する請求項１９に記載のウエハ。 ２１． 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さらに 有して成り、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％である請求項１９に記載のウエハ。 ２２． チョクラルスキー法によって成長される単結晶シリコンインゴット からスライスされる単結晶シリコンウエハを熱処理して、後の熱処理工程におい てウエハにおける酸素の析出挙動に影響を与える熱処理方法であって、該シリコ ンウエハが、 中心軸；前表面；後表面；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；中心軸からウエハの周囲縁に延在する半径；前表面から中央面に 向かって測定される距離Ｄと前表面の間のウエハの領域を有して成る前表面層； 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；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、周囲縁から半径方向に中心軸に向かって測定 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、ウエ ハであって、該方法が、 ウエハを熱処理に曝露して、前表面層およびバルク層において結晶格子空孔を 形成し；および 熱処理されたウエハの冷却速度を調節して、ピーク密度が中央面かまたはその 付近に存在し、ウエハの前表面の方向に濃度がほぼ減少する空孔濃度輪郭を有す るウエハを製造し、前表面層とバルク層の空孔濃度の差異が、７５０℃より高い 温度における熱処理によって、ウエハにおいて、前表面層にデニューデッドゾー ンを形成し、バルク帯域に酸素クラスターまたは析出物を形成しうるような差異 であり、バルク層における酸素クラスターまたは析出物の濃度が主に空孔濃度に 依存する； ことを含んで成る熱処理方法。 ２３． チョクラルスキー法によって成長される単結晶シリコンインゴット からスライスされる単結晶シリコンウエハを熱処理して、後の熱処理工程におい てウエハにおける酸素の析出挙動に影響を与える熱処理方法であって、該シリコ ンウエハが、 中心軸；前表面；後表面；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；中心軸からウエハの周囲縁に延在する半径；前表面から中央面に 向かって測定される距離Ｄと前表面の間のウエハの領域を有して成る前表面層； 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；および、空孔が優 勢真性点欠陥であり、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； を有し、該第一軸対称領域が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、ウエハであって、該方法が、 ウエハを熱処理に曝露して、前表面層およびバルク層において結晶格子空孔を 形成し；および 熱処理されたウエハの冷却速度を調節して、ピーク密度が中央面かまたはその 付近に存在し、ウエハの前表面の方向に濃度がほぼ減少する空孔濃度輪郭を有す るウエハを製造し、前表面層とバルク層の空孔濃度の差異が、７５０℃より高い 温度における熱処理によって、ウエハにおいて、前表面層にデニューデッドゾー ンを形成し、バルク帯域に酸素クラスターまたは析出物を形成しうるような差異 であり、バルク層における酸素クラスターまたは析出物の濃度が主に空孔濃度に 依存する； ことを含んで成る熱処理方法。 ２４． 単結晶シリコンウエハを熱処理して、シリコンにおける酸素の析出 挙動に影響を与える熱処理方法であって、該ウエハが、 中心軸；該軸にほぼ垂直な前表面および後表面；周囲縁；中心軸からウエハの 周囲縁に延在する半径；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 半径方向に中心軸に向かって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、ウエハであって、該方法が、 （ａ） 酸素含有雰囲気において、シリコンを、少なくとも約７００℃の温度 で第一熱処理に曝露して、結晶格子空孔のシンクとして機能しうる表面二酸化珪 素層を形成し； （ｂ） 本質的に酸素不存在の雰囲気において、段階（ａ）の製品を、少なく とも約１１５０℃の温度で第二熱処理に曝露して、シリコンのバルクにおいて結 晶格子空孔を形成し；および （ｃ） 結晶格子空孔の全てではなくいくらかをシンクに拡散させる速度にお いて、該第二熱処理の温度から約８００℃の温度Ｔ₁にシリコンを冷却して、ピ ーク密度が中央面かまたはその付近に存在し、ウエハの前表面の方向に濃度がほ ぼ減少する空孔濃度輪郭を有するウエハを製造する； ことを含んで成る熱処理方法。 ２５． 単結晶シリコンウエハを熱処理して、シリコンにおける酸素の析出 挙動に影響を与える方法であって、該ウエハが、 中心軸；該軸にほぼ垂直な前表面および後表面；周囲縁；中心軸からウエハの 周囲縁に延在する半径；および、空孔が優勢真性点欠陥であり、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；を有し、該第一軸対称領域が中心軸を 有して成るかまたは少なくとも約１５ｍｍの幅を有する、ウエハであって、該方 法が、 （ａ） 酸素含有雰囲気において、シリコンを、少なくとも約７００℃の温度 で第一熱処理に曝露して、結晶格子空孔のシンクとして機能しうる表面二酸化珪 素層を形成し； （ｂ） 本質的に酸素不存在の雰囲気において、段階（ａ）の製品を、少なく とも約１１５０℃の温度で第二熱処理に曝露して、シリコンのバルクにおいて結 晶格子空孔を形成し；および （ｃ） 結晶格子空孔の全てではなくいくらかをシンクに拡散させる速度にお いて、該第二熱処理の温度から約８００℃の温度Ｔ₁にシリコンを冷却して、ピ ーク密度が中央面かまたはその付近に存在し、ウエハの前表面の方向に濃度がほ ぼ減少する空孔濃度輪郭を有するウエハを製造する； ことを含んで成る熱処理方法。