JP2003192493A - 低欠陥密度の自己格子間物優勢シリコン - Google Patents
低欠陥密度の自己格子間物優勢シリコンInfo
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 凝集真性点欠陥を含まない軸対称領域を含有
するインゴットまたはウエハの形態の単結晶シリコンお
よびその製造方法を提供する。 【解決手段】 この単結晶シリコンインゴットを成長さ
せるための方法は、(ｉ)成長速度ｖ；(ii)凝固温度から
約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Ｇ０；および(ii
i)凝固温度から約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含まない軸対称
セグメントを生成させることからなる。
するインゴットまたはウエハの形態の単結晶シリコンお
よびその製造方法を提供する。 【解決手段】 この単結晶シリコンインゴットを成長さ
せるための方法は、(ｉ)成長速度ｖ；(ii)凝固温度から
約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Ｇ０；および(ii
i)凝固温度から約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含まない軸対称
セグメントを生成させることからなる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は一般に、電子部品の
製造に使用される半導体級単結晶シリコンの製造に関す
る。特に、本発明は、凝集真性点欠陥(agglomerated in
trinsic point defects)を有さない軸対称領域を有する
単結晶シリコンインゴットおよびウエハ、およびそれら
の製造方法に関する。
製造に使用される半導体級単結晶シリコンの製造に関す
る。特に、本発明は、凝集真性点欠陥(agglomerated in
trinsic point defects)を有さない軸対称領域を有する
単結晶シリコンインゴットおよびウエハ、およびそれら
の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】大部分の半導体電子部品製造方法の出発
物質である単結晶シリコンは、一般に、いわゆるチョク
ラルスキー(Ｃｚ)法によって製造される。この方法にお
いては、多結晶シリコン(ポリシリコン)をルツボに装填
し、溶融し、種結晶を溶融シリコンと接触させ、単結晶
を遅い引き上げ(extraction)によって成長させる。ネッ
ク(neck)の形成後、所望される、または目的とする直径
に到達するまで、引き上げ速度および／または溶融温度
を低下させることによって、結晶の直径を大きくする。
次に、メルト液位の低下を補いながら、引き上げ速度お
よび溶融温度を調節することによって、ほぼ一定の直径
を有する結晶の柱状本体を成長させる。成長プロセスの
終了近くであるが、ルツボから溶融シリコンがなくなる
前に、結晶直径を徐々に減少させて、エンドコーン(end
-cone)を形成しなければならない。一般に、エンドコー
ンは、結晶引き上げ速度およびルツボに供給される熱
を、増加させることによって形成される。直径が充分に
小さくなったときに、結晶をメルトから分離する。
物質である単結晶シリコンは、一般に、いわゆるチョク
ラルスキー(Ｃｚ)法によって製造される。この方法にお
いては、多結晶シリコン(ポリシリコン)をルツボに装填
し、溶融し、種結晶を溶融シリコンと接触させ、単結晶
を遅い引き上げ(extraction)によって成長させる。ネッ
ク(neck)の形成後、所望される、または目的とする直径
に到達するまで、引き上げ速度および／または溶融温度
を低下させることによって、結晶の直径を大きくする。
次に、メルト液位の低下を補いながら、引き上げ速度お
よび溶融温度を調節することによって、ほぼ一定の直径
を有する結晶の柱状本体を成長させる。成長プロセスの
終了近くであるが、ルツボから溶融シリコンがなくなる
前に、結晶直径を徐々に減少させて、エンドコーン(end
-cone)を形成しなければならない。一般に、エンドコー
ンは、結晶引き上げ速度およびルツボに供給される熱
を、増加させることによって形成される。直径が充分に
小さくなったときに、結晶をメルトから分離する。
【０００３】単結晶シリコンにおける多くの欠陥が、凝
固後に結晶が冷却する際に、結晶成長室において形成さ
れることが最近確認された。そのような欠陥は、一部
は、空孔(空格子点)(vacancies)および自己格子間物(se
lf-interstitials)として既知の、過剰の(即ち、溶解極
限より以上の濃度)真性点欠陥の存在によって生じる。
メルトから成長するシリコン結晶は一般に、結晶格子空
孔(Ｖ)またはシリコン自己格子間物(Ｉ)の、どちらか一
方のタイプの過剰の真性点欠陥を有して成長する。シリ
コンにおけるこれらの点欠陥のタイプおよび初期濃度が
凝固時に測定され、これらの濃度がシステムにおいて臨
界的過飽和のレベルに達し、点欠陥の可動性が充分に高
い場合は、反応または凝集事象が起こる可能性があるこ
とが報告されている。シリコンにおける凝集真性点欠陥
は、複雑な高度集積回路の製造において、材料の歩留り
可能性に大きな影響を与えうる。
固後に結晶が冷却する際に、結晶成長室において形成さ
れることが最近確認された。そのような欠陥は、一部
は、空孔(空格子点)(vacancies)および自己格子間物(se
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限より以上の濃度)真性点欠陥の存在によって生じる。
メルトから成長するシリコン結晶は一般に、結晶格子空
孔(Ｖ)またはシリコン自己格子間物(Ｉ)の、どちらか一
方のタイプの過剰の真性点欠陥を有して成長する。シリ
コンにおけるこれらの点欠陥のタイプおよび初期濃度が
凝固時に測定され、これらの濃度がシステムにおいて臨
界的過飽和のレベルに達し、点欠陥の可動性が充分に高
い場合は、反応または凝集事象が起こる可能性があるこ
とが報告されている。シリコンにおける凝集真性点欠陥
は、複雑な高度集積回路の製造において、材料の歩留り
可能性に大きな影響を与えうる。
【０００４】空孔タイプの欠陥は、Ｄ欠陥、フローパタ
ーン(ＦＰＤ)欠陥、ゲートオキシドインテグリティ(Ｇ
ＯＩ)欠陥、クリスタルオリジネーテッドパーティクル
(ＣＯＰ)欠陥、クリスタルオリジネーテッドライトポイ
ント(ＬＰＤ)欠陥、および、赤外線散乱法、例えば、走
査赤外線鏡検法およびレーザー走査断層撮影法によって
観察されるある種のバルク欠陥(bulk defects)のよう
な、観察可能な結晶欠陥の原因であることが確認されて
いる。環酸化誘導堆積欠陥(ring oxidation induced st
acking faults)(ＯＩＳＦ)の核として作用する欠陥も、
過剰空孔の領域に存在する。この特定の欠陥は、過剰空
孔の存在によって引き起こされる高温有核酸素凝集塊で
あると考えられる。
ーン(ＦＰＤ)欠陥、ゲートオキシドインテグリティ(Ｇ
ＯＩ)欠陥、クリスタルオリジネーテッドパーティクル
(ＣＯＰ)欠陥、クリスタルオリジネーテッドライトポイ
ント(ＬＰＤ)欠陥、および、赤外線散乱法、例えば、走
査赤外線鏡検法およびレーザー走査断層撮影法によって
観察されるある種のバルク欠陥(bulk defects)のよう
な、観察可能な結晶欠陥の原因であることが確認されて
いる。環酸化誘導堆積欠陥(ring oxidation induced st
acking faults)(ＯＩＳＦ)の核として作用する欠陥も、
過剰空孔の領域に存在する。この特定の欠陥は、過剰空
孔の存在によって引き起こされる高温有核酸素凝集塊で
あると考えられる。
【０００５】自己格子間物に関係する欠陥は、あまり研
究されていない。それらは一般に、低密度の格子間物タ
イプのディスロケーション(転位)のループまたはネット
ワークであると考えられている。そのような欠陥は、重
要なウエハ性能規準であるゲートオキシドインテグリテ
ィ欠陥の原因ではないが、電流漏出問題に一般に関係す
る他のタイプのデバイス欠陥の原因であることが広く認
識されている。
究されていない。それらは一般に、低密度の格子間物タ
イプのディスロケーション(転位)のループまたはネット
ワークであると考えられている。そのような欠陥は、重
要なウエハ性能規準であるゲートオキシドインテグリテ
ィ欠陥の原因ではないが、電流漏出問題に一般に関係す
る他のタイプのデバイス欠陥の原因であることが広く認
識されている。
【０００６】チョクラルスキーシリコンにおける、その
ような空孔および自己格子間物の凝集欠陥の密度は通
常、約１*１０３／ｃｍ３〜約１*１０７／ｃｍ３の範囲
である。これらの数値は比較的低いが、凝集真性点欠陥
は、デバイス製造者にとって重大性が急激に高まってお
り、事実上、デバイス製造プロセスにおける歩留り制限
要因であると今や考えられている。
ような空孔および自己格子間物の凝集欠陥の密度は通
常、約１*１０３／ｃｍ３〜約１*１０７／ｃｍ３の範囲
である。これらの数値は比較的低いが、凝集真性点欠陥
は、デバイス製造者にとって重大性が急激に高まってお
り、事実上、デバイス製造プロセスにおける歩留り制限
要因であると今や考えられている。
【０００７】現在のところ、凝集真性点欠陥の問題を扱
う主に３つの方法が一般に存在する。第一の方法は、結
晶引き上げ方法に焦点を当てて、インゴットにおける凝
集真性点欠陥の数密度(number density)を減少させる方
法を包含する。この方法は、空孔優勢材の形成を生じる
結晶引き上げ条件を有する方法、および、自己格子間物
優勢材の形成を生じる結晶引き上げ条件を有する方法
に、さらに分けることができる。例えば、(ｉ)ｖ／Ｇ０
を調節して、結晶格子空孔が優勢な真性点欠陥である結
晶を成長させ、および(ｉｉ)結晶引き上げプロセスの間
に、約１１００℃から約１０５０℃へのシリコンインゴ
ットの冷却速度を変化させて(一般に遅くする)凝集欠陥
の核形成速度に影響を与える、ことによって凝集欠陥の
数密度を減少させることが提案されている。この方法は
凝集欠陥の数密度を減少させるが、それらの形成を防止
することはできない。デバイス製造者に課せられる要求
がますます厳しいものになっているので、これらの欠陥
の存在は大きな問題になっている。
う主に３つの方法が一般に存在する。第一の方法は、結
晶引き上げ方法に焦点を当てて、インゴットにおける凝
集真性点欠陥の数密度(number density)を減少させる方
法を包含する。この方法は、空孔優勢材の形成を生じる
結晶引き上げ条件を有する方法、および、自己格子間物
優勢材の形成を生じる結晶引き上げ条件を有する方法
に、さらに分けることができる。例えば、(ｉ)ｖ／Ｇ０
を調節して、結晶格子空孔が優勢な真性点欠陥である結
晶を成長させ、および(ｉｉ)結晶引き上げプロセスの間
に、約１１００℃から約１０５０℃へのシリコンインゴ
ットの冷却速度を変化させて(一般に遅くする)凝集欠陥
の核形成速度に影響を与える、ことによって凝集欠陥の
数密度を減少させることが提案されている。この方法は
凝集欠陥の数密度を減少させるが、それらの形成を防止
することはできない。デバイス製造者に課せられる要求
がますます厳しいものになっているので、これらの欠陥
の存在は大きな問題になっている。
【０００８】結晶本体の成長の間に、引き上げ速度を、
約０.４ｍｍ／分未満に減少させることも提案されてい
る。しかし、そのような遅い引き上げ速度は、各結晶引
き上げ器の処理量を減少させるので、この提案も充分な
ものではない。さらに重大なことに、そのような引き上
げ速度は、高度に集中した自己格子間物を有する単結晶
シリコンの形成に導く。このような高度の集中は、結果
的に、凝集自己格子間物欠陥の形成、およびそのような
欠陥に伴って生じる全ての問題を生じる。
約０.４ｍｍ／分未満に減少させることも提案されてい
る。しかし、そのような遅い引き上げ速度は、各結晶引
き上げ器の処理量を減少させるので、この提案も充分な
ものではない。さらに重大なことに、そのような引き上
げ速度は、高度に集中した自己格子間物を有する単結晶
シリコンの形成に導く。このような高度の集中は、結果
的に、凝集自己格子間物欠陥の形成、およびそのような
欠陥に伴って生じる全ての問題を生じる。
【０００９】凝集真性点欠陥の問題を扱う第二の方法
は、凝集真性点欠陥を、それらの形成後に、溶解または
消滅(annihilation)することに焦点を当てる方法を包含
する。一般に、これは、ウエハ形態のシリコンの高温熱
処理を使用することによって行われる。例えば、Fusega
waらは、ヨーロッパ特許出願第５０３８１６Ａ１号にお
いて、０.８ｍｍ／分より速い成長速度においてシリコ
ンインゴットを成長させ、インゴットからスライスされ
るウエハを１１５０℃〜１２８０℃の温度で熱処理し
て、ウエハ表面付近の薄い領域における欠陥密度を減少
させることを開示している。必要とされる特定の処理
は、ウエハにおける凝集真性点欠陥の集中および位置に
依存して変化する。そのような欠陥の均一な軸方向集中
を有さない結晶からカットされる種々のウエハは、種々
の成長後の処理条件を必要とする。さらに、そのような
ウエハ熱処理は、相対的にコストが高く、金属性不純物
をシリコンウエハに導入する可能性があり、結晶に関係
する全てのタイプの欠陥に全般的に有効ではない。
は、凝集真性点欠陥を、それらの形成後に、溶解または
消滅(annihilation)することに焦点を当てる方法を包含
する。一般に、これは、ウエハ形態のシリコンの高温熱
処理を使用することによって行われる。例えば、Fusega
waらは、ヨーロッパ特許出願第５０３８１６Ａ１号にお
いて、０.８ｍｍ／分より速い成長速度においてシリコ
ンインゴットを成長させ、インゴットからスライスされ
るウエハを１１５０℃〜１２８０℃の温度で熱処理し
て、ウエハ表面付近の薄い領域における欠陥密度を減少
させることを開示している。必要とされる特定の処理
は、ウエハにおける凝集真性点欠陥の集中および位置に
依存して変化する。そのような欠陥の均一な軸方向集中
を有さない結晶からカットされる種々のウエハは、種々
の成長後の処理条件を必要とする。さらに、そのような
ウエハ熱処理は、相対的にコストが高く、金属性不純物
をシリコンウエハに導入する可能性があり、結晶に関係
する全てのタイプの欠陥に全般的に有効ではない。
【００１０】凝集真性点欠陥の問題を扱う第三の方法
は、単結晶シリコンウエアの表面における、シリコンの
薄い結晶質層のエピタキシャル付着である。この方法
は、凝集真性点欠陥を実質的に有さない表面を有する単
結晶シリコンウエハを提供する。しかし、エピタキシャ
ル付着は、ウエハのコストを顕著に増加させる。
は、単結晶シリコンウエアの表面における、シリコンの
薄い結晶質層のエピタキシャル付着である。この方法
は、凝集真性点欠陥を実質的に有さない表面を有する単
結晶シリコンウエハを提供する。しかし、エピタキシャ
ル付着は、ウエハのコストを顕著に増加させる。
【００１１】これらの事情に鑑みて、凝集真性点欠陥を
形成する凝集反応を抑制することによって、凝集真性点
欠陥の形成を防止する役割を果たす、単結晶シリコンの
製造方法が今なお必要とされている。単に、そのような
欠陥が形成される速度を制限するか、または、それらが
形成された後にその欠陥のいくらかを消滅させるよりむ
しろ、凝集反応を抑制する役割を果たす方法によって、
凝集真性点欠陥を実質的に有さないシリコン基板を得る
ことができる。そのような方法は、エピタキシャル法に
伴う高いコストを必要とせずに、１つのウエハについて
得られる集積回路の数において、エピ様の(epi-like)歩
留り可能性を有する単結晶シリコンウエハを提供するこ
ともできる。
形成する凝集反応を抑制することによって、凝集真性点
欠陥の形成を防止する役割を果たす、単結晶シリコンの
製造方法が今なお必要とされている。単に、そのような
欠陥が形成される速度を制限するか、または、それらが
形成された後にその欠陥のいくらかを消滅させるよりむ
しろ、凝集反応を抑制する役割を果たす方法によって、
凝集真性点欠陥を実質的に有さないシリコン基板を得る
ことができる。そのような方法は、エピタキシャル法に
伴う高いコストを必要とせずに、１つのウエハについて
得られる集積回路の数において、エピ様の(epi-like)歩
留り可能性を有する単結晶シリコンウエハを提供するこ
ともできる。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】従って、本発明の目的
は、結晶格子空孔またはシリコン自己格子間物の凝集か
ら生じる欠陥を実質的に有さない、実質的半径方向幅の
軸対称領域を有する、インゴットまたはウエハ形態の単
結晶シリコンの提供；および、空孔および自己格子間物
の集中が制御されて、インゴットが凝固温度から冷却す
る際に、インゴットの直径一定部分の軸対称領域におけ
る真性点欠陥の凝集を防止する、単結晶シリコンインゴ
ットの製造方法を提供することである。
は、結晶格子空孔またはシリコン自己格子間物の凝集か
ら生じる欠陥を実質的に有さない、実質的半径方向幅の
軸対称領域を有する、インゴットまたはウエハ形態の単
結晶シリコンの提供；および、空孔および自己格子間物
の集中が制御されて、インゴットが凝固温度から冷却す
る際に、インゴットの直径一定部分の軸対称領域におけ
る真性点欠陥の凝集を防止する、単結晶シリコンインゴ
ットの製造方法を提供することである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】即ち、要約すると、本発
明は、中心軸、シードコーン、エンドコーン、ならび
に、周囲縁および中心軸から周囲縁に延在する半径を有
するシードコーンとエンドコーンの間の直径一定部分か
らなる単結晶シリコンインゴットを成長させるための方
法に関する。この方法において、インゴットは、チョク
ラルスキー法に従ってシリコンメルトから成長させ、次
いで凝固温度から冷却される。
明は、中心軸、シードコーン、エンドコーン、ならび
に、周囲縁および中心軸から周囲縁に延在する半径を有
するシードコーンとエンドコーンの間の直径一定部分か
らなる単結晶シリコンインゴットを成長させるための方
法に関する。この方法において、インゴットは、チョク
ラルスキー法に従ってシリコンメルトから成長させ、次
いで凝固温度から冷却される。
【００１４】
【課題を解決するための手段】具体的には、この方法
は、(ｉ)成長速度ｖ；(ii)凝固温度から約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Ｇ０；および(iii)凝固温度から
約１,０５０℃までの結晶の冷却速度；を制御して、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
たときにインゴットの半径長さの少なくとも約３／１０
の幅を持ち、そして中心軸に沿って測定したときにイン
ゴットの直径一定部分の長さの少なくとも約２／１０の
長さを持つ、凝集真性点欠陥を実質的に含まない軸対称
セグメントを生成させることからなる。
は、(ｉ)成長速度ｖ；(ii)凝固温度から約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Ｇ０；および(iii)凝固温度から
約１,０５０℃までの結晶の冷却速度；を制御して、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
たときにインゴットの半径長さの少なくとも約３／１０
の幅を持ち、そして中心軸に沿って測定したときにイン
ゴットの直径一定部分の長さの少なくとも約２／１０の
長さを持つ、凝集真性点欠陥を実質的に含まない軸対称
セグメントを生成させることからなる。
【００１５】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。
らかであり、一部は下記に記載される。
【００１６】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／Ｇ０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)。
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／Ｇ０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)。
【００１７】図１を参照して、ｖ／Ｇ０値の増加に関し
て、漸減的な自己格子間物優勢成長から漸増的な空孔優
勢成長への転移がｖ／Ｇ０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
０は、軸温度勾配が上記の温度範囲内で一定である条件
下で測定される。この臨界値において、これらの真性の
点欠陥の濃度は平衡している。
て、漸減的な自己格子間物優勢成長から漸増的な空孔優
勢成長への転移がｖ／Ｇ０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
０は、軸温度勾配が上記の温度範囲内で一定である条件
下で測定される。この臨界値において、これらの真性の
点欠陥の濃度は平衡している。
【００１８】ｖ／Ｇ０値が臨界値を超えると、空孔濃度
は増加する。同様に、ｖ／Ｇ０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。
は増加する。同様に、ｖ／Ｇ０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。
【００１９】本発明により、シリコン自己格子間原子が
反応して、凝集した格子間欠陥を生成する反応が抑制さ
れ得ることが発見された。何らかの特定の理論にとらわ
れることなく、自己格子間物の濃度は、本発明の方法に
おいて結晶インゴットの成長および冷却が行われている
間において、系の自由エネルギーの変化が、凝集反応が
自発的に起こり、凝集した格子間欠陥が生成する臨界値
を決して超えないように制御されていると考えられる。
反応して、凝集した格子間欠陥を生成する反応が抑制さ
れ得ることが発見された。何らかの特定の理論にとらわ
れることなく、自己格子間物の濃度は、本発明の方法に
おいて結晶インゴットの成長および冷却が行われている
間において、系の自由エネルギーの変化が、凝集反応が
自発的に起こり、凝集した格子間欠陥が生成する臨界値
を決して超えないように制御されていると考えられる。
【００２０】一般に、凝集した格子間欠陥が、単結晶シ
リコンにおいてシリコン自己格子間物から形成される反
応を駆動させるために利用可能な系の自由エネルギーの
変化は、下記の式(１)によって支配される：
リコンにおいてシリコン自己格子間物から形成される反
応を駆動させるために利用可能な系の自由エネルギーの
変化は、下記の式(１)によって支配される：
【化１】
【００２１】上式において、ΔＧＩは自由エネルギーの
変化であり、ｋはボルツマン定数であり、Ｔは温度(Ｋ)
であり、[Ｉ]は、単結晶シリコン中の時間および空間の
点における自己格子間物の濃度であり、そして[Ｉ]
eqは、温度Ｔにおける、および[Ｉ]が生成する時間およ
び空間の同一点における自己格子間物の平衡濃度であ
る。
変化であり、ｋはボルツマン定数であり、Ｔは温度(Ｋ)
であり、[Ｉ]は、単結晶シリコン中の時間および空間の
点における自己格子間物の濃度であり、そして[Ｉ]
eqは、温度Ｔにおける、および[Ｉ]が生成する時間およ
び空間の同一点における自己格子間物の平衡濃度であ
る。
【００２２】この式により、自己格子間物の所与濃度
[Ｉ]に関して、温度Ｔが低下すると、一般に、ΔＧ
Ｉは、温度とともに[Ｉ]eqが急激に低下するために増大
する。
[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。
【００２３】図２は、ΔＧＩ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、ΔＧＩ
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。
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、ΔＧＩ
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。
【００２４】自己格子間物の凝集は、凝集反応が生じる
であろう値よりも小さい値にシリコン自己格子間物系の
自由エネルギーを維持することによってインゴットを凝
固温度から冷却したときに、回避することができる。す
なわち、系を、臨界的に過飽和に決してならないように
制御することができる。これは、臨界的な過飽和が決し
て達成されないように充分に低い自己格子間物の初期濃
度(下記に定義されているようなｖ／Ｇ０(ｒ)によって
制御される)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／Ｇ０(ｒ)によって決定される初期濃度を確立し
た後に、初期のシリコン自己格子間物濃度を抑制するこ
とによって回避することができる。
であろう値よりも小さい値にシリコン自己格子間物系の
自由エネルギーを維持することによってインゴットを凝
固温度から冷却したときに、回避することができる。す
なわち、系を、臨界的に過飽和に決してならないように
制御することができる。これは、臨界的な過飽和が決し
て達成されないように充分に低い自己格子間物の初期濃
度(下記に定義されているようなｖ／Ｇ０(ｒ)によって
制御される)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／Ｇ０(ｒ)によって決定される初期濃度を確立し
た後に、初期のシリコン自己格子間物濃度を抑制するこ
とによって回避することができる。
【００２５】図３および４は、図２のインゴットを凝固
温度から冷却するときの、ΔＧＩの増加に対する[Ｉ]の
抑制の２つの可能な効果を模式的に示すものである。図
３において、[Ｉ]の抑制はΔＧＩの増加率の低下を与え
るが、この場合には、この抑制は、あらゆる場所でΔＧ
Ｉを、反応が起こる臨界値未満の値に維持するのには不
充分である。その結果、この抑制は、反応が起こる温度
を低下させるように働くにすぎない。図４において、
[Ｉ]の抑制の増加は、あらゆる場所でΔＧＩを、反応が
起こる臨界値未満の値に維持するのに充分である。即
ち、この抑制は欠陥の形成を阻害する。
温度から冷却するときの、ΔＧＩの増加に対する[Ｉ]の
抑制の２つの可能な効果を模式的に示すものである。図
３において、[Ｉ]の抑制はΔＧＩの増加率の低下を与え
るが、この場合には、この抑制は、あらゆる場所でΔＧ
Ｉを、反応が起こる臨界値未満の値に維持するのには不
充分である。その結果、この抑制は、反応が起こる温度
を低下させるように働くにすぎない。図４において、
[Ｉ]の抑制の増加は、あらゆる場所でΔＧＩを、反応が
起こる臨界値未満の値に維持するのに充分である。即
ち、この抑制は欠陥の形成を阻害する。
【００２６】驚くべきことに、一般的には約１０−４ｃ
ｍ２／秒である自己格子間物の比較的大きな移動性のた
めに、結晶表面に位置するシンク(sinks)への、または
結晶内に位置する空孔優勢領域への自己格子間物の放射
(半径方向)拡散によって、比較的大きな距離、すなわ
ち、約５ｃｍ〜約１０ｃｍまたはそれ以上の距離にわた
る抑制を行い得ることが見出された。充分な時間が初期
濃度の真性点欠陥を半径方向に拡散させることが可能で
あるならば、半径方向の拡散は、自己格子間物の濃度を
抑制するために効果的に使用することができる。一般
に、拡散時間は、自己格子間物の初期濃度における半径
方向の変動に依存するであろう。半径方向の変動が小さ
いほど、拡散時間は短い。
ｍ２／秒である自己格子間物の比較的大きな移動性のた
めに、結晶表面に位置するシンク(sinks)への、または
結晶内に位置する空孔優勢領域への自己格子間物の放射
(半径方向)拡散によって、比較的大きな距離、すなわ
ち、約５ｃｍ〜約１０ｃｍまたはそれ以上の距離にわた
る抑制を行い得ることが見出された。充分な時間が初期
濃度の真性点欠陥を半径方向に拡散させることが可能で
あるならば、半径方向の拡散は、自己格子間物の濃度を
抑制するために効果的に使用することができる。一般
に、拡散時間は、自己格子間物の初期濃度における半径
方向の変動に依存するであろう。半径方向の変動が小さ
いほど、拡散時間は短い。
【００２７】平均軸方向温度勾配Ｇ０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／Ｇ０値は、典型的には、インゴットの半径を横切っ
て単一でないことを意味する。このような変化の結果と
して、真性の点欠陥の種類および初期濃度は一定してい
ない。図５および図６においてＶ／Ｉ境界２と記されて
いるｖ／Ｇ０の臨界値がインゴットの半径４に沿ったあ
る点で達成される場合、この材料は、空孔優勢から自己
格子間物優勢に変わる。さらに、インゴットは、自己格
子間物優勢材６(この場合、シリコンの自己格子間物の
初期濃度は半径の増大とともに増大する)の軸対称領域
を含有し、この領域は、空孔優勢材８(この場合、空孔
の初期濃度は、半径の増大とともに減少する)の一般に
は円筒状領域（円柱状領域）を囲む。
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／Ｇ０値は、典型的には、インゴットの半径を横切っ
て単一でないことを意味する。このような変化の結果と
して、真性の点欠陥の種類および初期濃度は一定してい
ない。図５および図６においてＶ／Ｉ境界２と記されて
いるｖ／Ｇ０の臨界値がインゴットの半径４に沿ったあ
る点で達成される場合、この材料は、空孔優勢から自己
格子間物優勢に変わる。さらに、インゴットは、自己格
子間物優勢材６(この場合、シリコンの自己格子間物の
初期濃度は半径の増大とともに増大する)の軸対称領域
を含有し、この領域は、空孔優勢材８(この場合、空孔
の初期濃度は、半径の増大とともに減少する)の一般に
は円筒状領域（円柱状領域）を囲む。
【００２８】図７ａおよび７ｂは、本発明の１つの態様
に従ってインゴットを凝固温度から冷却するときの、Δ
ＧＩの増加に対する[Ｉ]の抑制の効果を模式的に示すも
のである。インゴットをチョクラルスキー法に従って引
き上げると、このインゴットは、インゴットの縁から、
Ｖ／Ｉ境界が生じる半径に沿う位置まで延在する格子間
物優勢材の軸対称領域、ならびに、インゴットの中心か
ら、Ｖ／Ｉ境界が生じる半径に沿う位置まで延在する空
孔優勢材のほぼシリンダー状である領域を含有する。イ
ンゴットを凝固温度から冷却すると、格子間原子の放射
拡散は、Ｖ／Ｉ境界の外側の自己格子間物濃度の有意の
抑制および自己格子間物と空孔との再結合によりＶ／Ｉ
境界の迅速な内側へのシフトを引き起こす。さらに、結
晶の表面への自己格子間物の放射拡散が、結晶の冷却に
つれて起こるであろう。結晶の表面は、結晶の冷却につ
れて、ほぼ平衡の点欠陥濃度を維持することができる。
この結果として、[Ｉ]の抑制は、あらゆる場所でΔＧＩ
を、シリコンの自己格子間物反応が起こる臨界値未満の
値に維持するのに充分である。
に従ってインゴットを凝固温度から冷却するときの、Δ
ＧＩの増加に対する[Ｉ]の抑制の効果を模式的に示すも
のである。インゴットをチョクラルスキー法に従って引
き上げると、このインゴットは、インゴットの縁から、
Ｖ／Ｉ境界が生じる半径に沿う位置まで延在する格子間
物優勢材の軸対称領域、ならびに、インゴットの中心か
ら、Ｖ／Ｉ境界が生じる半径に沿う位置まで延在する空
孔優勢材のほぼシリンダー状である領域を含有する。イ
ンゴットを凝固温度から冷却すると、格子間原子の放射
拡散は、Ｖ／Ｉ境界の外側の自己格子間物濃度の有意の
抑制および自己格子間物と空孔との再結合によりＶ／Ｉ
境界の迅速な内側へのシフトを引き起こす。さらに、結
晶の表面への自己格子間物の放射拡散が、結晶の冷却に
つれて起こるであろう。結晶の表面は、結晶の冷却につ
れて、ほぼ平衡の点欠陥濃度を維持することができる。
この結果として、[Ｉ]の抑制は、あらゆる場所でΔＧＩ
を、シリコンの自己格子間物反応が起こる臨界値未満の
値に維持するのに充分である。
【００２９】ここで図８および９を参照して、本発明の
方法においては、単結晶シリコンインゴット１０をチョ
クラルスキー法に従って成長させる。このシリコンイン
ゴットは、中心軸１２、シードコーン１４、エンドコー
ン１６、およびシードコーンとエンドコーンの間の直径
一定部分１８からなる。この直径一定部分は、周囲縁２
０および中心軸から周囲縁まで延在する半径４を有す
る。本方法は、成長速度ｖ、平均軸温度勾配Ｇ０および
冷却速度を含む成長条件を制御して、軸対称領域６(こ
の領域は、凝固温度からのインゴットの冷却時に、凝集
真性点欠陥を実質的に含まない)を生成させることから
なる。
方法においては、単結晶シリコンインゴット１０をチョ
クラルスキー法に従って成長させる。このシリコンイン
ゴットは、中心軸１２、シードコーン１４、エンドコー
ン１６、およびシードコーンとエンドコーンの間の直径
一定部分１８からなる。この直径一定部分は、周囲縁２
０および中心軸から周囲縁まで延在する半径４を有す
る。本方法は、成長速度ｖ、平均軸温度勾配Ｇ０および
冷却速度を含む成長条件を制御して、軸対称領域６(こ
の領域は、凝固温度からのインゴットの冷却時に、凝集
真性点欠陥を実質的に含まない)を生成させることから
なる。
【００３０】１つの態様においては、インゴット１０の
直径一定部分１８の体積に対する軸対称領域６の体積を
最大にする位置にＶ／Ｉ境界２を維持するように成長条
件を制御する。即ち、通常この態様においては、軸対称
領域が、インゴットの直径一定部分の半径４および長さ
２６にそれぞれ等しい幅２２(インゴットの中心軸に向
って半径で周囲縁から測定する)および長さ２４(インゴ
ットの中心軸に沿って測定する)を有しているのが好ま
しい。しかし、実際的には、操作条件および結晶引き上
げ装置ハードウェアの束縛により、軸対称領域がインゴ
ットの直径一定部分の比較的少ない部分を占めることを
強いられることもある。従って通常は、この態様におけ
る軸対称領域は、インゴットの直径一定部分の半径の好
ましくは少なくとも約３０％、より好ましくは少なくと
も約４０％、さらに好ましくは少なくとも約６０％、最
も好ましくは少なくとも約８０％の幅を有する。さら
に、この軸対称領域は、インゴットの直径一定部分の長
さの少なくとも約２０％、好ましくは少なくとも約４０
％、さらに好ましくは少なくとも約８０％の長さにわた
って延在する。
直径一定部分１８の体積に対する軸対称領域６の体積を
最大にする位置にＶ／Ｉ境界２を維持するように成長条
件を制御する。即ち、通常この態様においては、軸対称
領域が、インゴットの直径一定部分の半径４および長さ
２６にそれぞれ等しい幅２２(インゴットの中心軸に向
って半径で周囲縁から測定する)および長さ２４(インゴ
ットの中心軸に沿って測定する)を有しているのが好ま
しい。しかし、実際的には、操作条件および結晶引き上
げ装置ハードウェアの束縛により、軸対称領域がインゴ
ットの直径一定部分の比較的少ない部分を占めることを
強いられることもある。従って通常は、この態様におけ
る軸対称領域は、インゴットの直径一定部分の半径の好
ましくは少なくとも約３０％、より好ましくは少なくと
も約４０％、さらに好ましくは少なくとも約６０％、最
も好ましくは少なくとも約８０％の幅を有する。さら
に、この軸対称領域は、インゴットの直径一定部分の長
さの少なくとも約２０％、好ましくは少なくとも約４０
％、さらに好ましくは少なくとも約８０％の長さにわた
って延在する。
【００３１】図９を参照して、軸対称領域６の幅２２
は、中心軸１２の長さに沿ってある変動を有することが
ある。即ち、ある長さの軸対称領域に対して、その幅
は、インゴット１０の周囲縁２０から、半径で中心軸か
ら最も遠い点に向う距離を測定することによって決定さ
れる。換言すると、軸対称領域６のある長さ２４内の最
小距離が決定されるように幅２２を測定する。
は、中心軸１２の長さに沿ってある変動を有することが
ある。即ち、ある長さの軸対称領域に対して、その幅
は、インゴット１０の周囲縁２０から、半径で中心軸か
ら最も遠い点に向う距離を測定することによって決定さ
れる。換言すると、軸対称領域６のある長さ２４内の最
小距離が決定されるように幅２２を測定する。
【００３２】ここで図１０および１１を参照して、イン
ゴット１０の直径一定部分１８の軸対称領域６が、直径
一定部分の半径４未満の幅２２を有しているときには、
この領域は形状が一般に環状である。中心軸１２のあた
りを中心とする空孔優勢材８のほぼシリンダー状である
領域は、ほぼ環状の形状を有するセグメントの半径で内
側に位置している。図１２を参照して、軸対称領域６の
幅２２が直径一定部分１８の半径４に等しいときには、
この領域が空孔優勢領域を含んでおらず、その代わり
に、軸対称領域それ自体がほぼシリンダー状であり、凝
集真性点欠陥を実質的に含まない自己格子間物優勢材を
含んでいることを理解すべきである。
ゴット１０の直径一定部分１８の軸対称領域６が、直径
一定部分の半径４未満の幅２２を有しているときには、
この領域は形状が一般に環状である。中心軸１２のあた
りを中心とする空孔優勢材８のほぼシリンダー状である
領域は、ほぼ環状の形状を有するセグメントの半径で内
側に位置している。図１２を参照して、軸対称領域６の
幅２２が直径一定部分１８の半径４に等しいときには、
この領域が空孔優勢領域を含んでおらず、その代わり
に、軸対称領域それ自体がほぼシリンダー状であり、凝
集真性点欠陥を実質的に含まない自己格子間物優勢材を
含んでいることを理解すべきである。
【００３３】結晶成長条件を、格子間物優勢領域の幅が
最大になるように制御することが通常は好ましいが、使
用する結晶引き上げ装置のホットゾーン設計に制限があ
ることもある。冷却条件およびＧ０(ｒ)[ここで、Ｇ
０(ｒ)はＧ０の半径変動である]が変化しないという条
件のもとで、Ｖ／Ｉ境界が中心結晶軸のより近くに移動
すると、必要な放射拡散の最少量が増加する。これらの
状況下で、放射拡散による凝集格子間欠陥の形成を抑制
するのに必要な、空孔優勢領域の最小半径が存在するこ
ともある。
最大になるように制御することが通常は好ましいが、使
用する結晶引き上げ装置のホットゾーン設計に制限があ
ることもある。冷却条件およびＧ０(ｒ)[ここで、Ｇ
０(ｒ)はＧ０の半径変動である]が変化しないという条
件のもとで、Ｖ／Ｉ境界が中心結晶軸のより近くに移動
すると、必要な放射拡散の最少量が増加する。これらの
状況下で、放射拡散による凝集格子間欠陥の形成を抑制
するのに必要な、空孔優勢領域の最小半径が存在するこ
ともある。
【００３４】図７ｃおよび７ｄは、空孔優勢領域の最小
半径を超過している例を模式的に示すものである。この
例においては、冷却条件およびＧ０(ｒ)は、図７ａおよ
び７ｂの結晶(ここでは、図示したＶ／Ｉ境界の位置の
凝集格子間欠陥を回避するための充分な外部拡散が存在
した)に対して使用されたものと同一である。図７ｃお
よび７ｄにおいては、Ｖ／Ｉ境界の位置は中心軸のより
近くに移動し(図７ａおよび７ｂと比較して)、Ｖ／Ｉ境
界の外側の領域において格子間物濃度の増加を与えた。
結果として、格子間物濃度を充分に抑制するためにより
多くの放射拡散が必要である。充分な外部拡散が達成さ
れないときには、系のΔＧＩは臨界値を超えて増加し、
凝集格子間欠陥を生成する反応が起こり、Ｖ／Ｉ境界と
結晶縁の間の環状領域においてこれら欠陥の領域を与え
るであろう。これが起こるＶ／Ｉ境界の半径は、使用さ
れるホットゾーンの最小半径である。この最小半径は、
より多くの格子間物の放射拡散が可能なときに減少す
る。
半径を超過している例を模式的に示すものである。この
例においては、冷却条件およびＧ０(ｒ)は、図７ａおよ
び７ｂの結晶(ここでは、図示したＶ／Ｉ境界の位置の
凝集格子間欠陥を回避するための充分な外部拡散が存在
した)に対して使用されたものと同一である。図７ｃお
よび７ｄにおいては、Ｖ／Ｉ境界の位置は中心軸のより
近くに移動し(図７ａおよび７ｂと比較して)、Ｖ／Ｉ境
界の外側の領域において格子間物濃度の増加を与えた。
結果として、格子間物濃度を充分に抑制するためにより
多くの放射拡散が必要である。充分な外部拡散が達成さ
れないときには、系のΔＧＩは臨界値を超えて増加し、
凝集格子間欠陥を生成する反応が起こり、Ｖ／Ｉ境界と
結晶縁の間の環状領域においてこれら欠陥の領域を与え
るであろう。これが起こるＶ／Ｉ境界の半径は、使用さ
れるホットゾーンの最小半径である。この最小半径は、
より多くの格子間物の放射拡散が可能なときに減少す
る。
【００３５】図７ｅ、７ｆ、７ｇおよび７ｈは、図７
ａ、７ｂ、７ｃおよび７ｄに例示した結晶と同一の初期
空孔および格子間物濃度プロフィールを用いて成長させ
た結晶について、系のΔＧＩの上昇および格子間物濃度
プロフィールに対する放射外部拡散の増加の効果を示す
ものである。格子間物の放射拡散の増加は、格子間物濃
度のより大きな抑制を与える。即ち、系のΔＧＩの上昇
を、図７ａ、７ｂ、７ｃおよび７ｄにおける場合よりも
大きく抑制する。
ａ、７ｂ、７ｃおよび７ｄに例示した結晶と同一の初期
空孔および格子間物濃度プロフィールを用いて成長させ
た結晶について、系のΔＧＩの上昇および格子間物濃度
プロフィールに対する放射外部拡散の増加の効果を示す
ものである。格子間物の放射拡散の増加は、格子間物濃
度のより大きな抑制を与える。即ち、系のΔＧＩの上昇
を、図７ａ、７ｂ、７ｃおよび７ｄにおける場合よりも
大きく抑制する。
【００３６】図７ｉおよび７ｊは、最小半径を充分な放
射拡散の保証によってゼロまで減少させて、結晶半径に
沿うあらゆる場所で凝集格子間欠陥の抑制を達成するよ
うに、充分な放射拡散が可能にされている例を示すもの
である。
射拡散の保証によってゼロまで減少させて、結晶半径に
沿うあらゆる場所で凝集格子間欠陥の抑制を達成するよ
うに、充分な放射拡散が可能にされている例を示すもの
である。
【００３７】本発明の方法の１つの態様においては、シ
リコン自己格子間物原子の初期濃度を、インゴットの軸
対称の自己格子間物優勢領域において制御する。再び図
１を参照して、通常は、結晶成長速度ｖおよび平均軸温
度勾配Ｇ０を、ｖ／Ｇ０比の値がこの比の臨界値(ここ
でＶ／Ｉ境界が生成する)の比較的近くであるように制
御することによって、シリコン自己格子間物原子の初期
濃度を制御する。さらに、インゴット半径の関数として
Ｇ０、即ちＧ０(ｒ)、従ってｖ／Ｇ０(ｒ)の変動も制御
されるように、平均軸温度勾配Ｇ０を確立することがで
きる。
リコン自己格子間物原子の初期濃度を、インゴットの軸
対称の自己格子間物優勢領域において制御する。再び図
１を参照して、通常は、結晶成長速度ｖおよび平均軸温
度勾配Ｇ０を、ｖ／Ｇ０比の値がこの比の臨界値(ここ
でＶ／Ｉ境界が生成する)の比較的近くであるように制
御することによって、シリコン自己格子間物原子の初期
濃度を制御する。さらに、インゴット半径の関数として
Ｇ０、即ちＧ０(ｒ)、従ってｖ／Ｇ０(ｒ)の変動も制御
されるように、平均軸温度勾配Ｇ０を確立することがで
きる。
【００３８】成長速度ｖおよび平均軸温度勾配Ｇ０(前
記のように定義される)は、典型的には、比ｖ／Ｇ
０が、ｖ／Ｇ０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／Ｇ０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／Ｇ０は、好ましくは、ｖ／Ｇ０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．
３×１０−５ｃｍ２／ｓＫ〜約３×１０−５ｃｍ２／ｓ
Ｋ)。この比ｖ／Ｇ０は、最も好ましくは、ｖ／Ｇ０臨
界値の約０．７５倍〜約１倍の値の範囲である(すなわ
ち、ｖ／Ｇ０臨界値に関して現在入手可能な情報に基づ
き、約１．６×１０−５ｃｍ２／ｓＫ〜約２．１×１０
−５ｃｍ２／ｓＫ)。これらの比は、成長速度ｖおよび
平均軸温度勾配Ｇ０の独立した制御によって達成され
る。
記のように定義される)は、典型的には、比ｖ／Ｇ
０が、ｖ／Ｇ０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／Ｇ０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／Ｇ０は、好ましくは、ｖ／Ｇ０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．
３×１０−５ｃｍ２／ｓＫ〜約３×１０−５ｃｍ２／ｓ
Ｋ)。この比ｖ／Ｇ０は、最も好ましくは、ｖ／Ｇ０臨
界値の約０．７５倍〜約１倍の値の範囲である(すなわ
ち、ｖ／Ｇ０臨界値に関して現在入手可能な情報に基づ
き、約１．６×１０−５ｃｍ２／ｓＫ〜約２．１×１０
−５ｃｍ２／ｓＫ)。これらの比は、成長速度ｖおよび
平均軸温度勾配Ｇ０の独立した制御によって達成され
る。
【００３９】一般に、平均軸温度勾配Ｇ０の制御は、基
本的に結晶引き上げ装置の「ホットゾーン」の設計、す
なわち、特に、ヒーター、断熱材、熱および輻射遮蔽材
を作製するグラファイト(または、他の材料)の設計を行
うことにより達成され得る。個々の設計は、結晶引き上
げ装置の構造および型式に依存して変化し得るが、一般
に、Ｇ０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、Ｇ０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。Ｇ０は、溶融（メルト）お
よび結晶に対して、装置の位置を調節することによって
さらに制御することができる。これは、ホットゾーンに
おける装置の位置を調節することによって、あるいはホ
ットゾーンにおける溶融表面の位置を調節することによ
って達成される。さらに、ヒーターが用いられる場合、
Ｇ０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。
本的に結晶引き上げ装置の「ホットゾーン」の設計、す
なわち、特に、ヒーター、断熱材、熱および輻射遮蔽材
を作製するグラファイト(または、他の材料)の設計を行
うことにより達成され得る。個々の設計は、結晶引き上
げ装置の構造および型式に依存して変化し得るが、一般
に、Ｇ０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、Ｇ０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。Ｇ０は、溶融（メルト）お
よび結晶に対して、装置の位置を調節することによって
さらに制御することができる。これは、ホットゾーンに
おける装置の位置を調節することによって、あるいはホ
ットゾーンにおける溶融表面の位置を調節することによ
って達成される。さらに、ヒーターが用いられる場合、
Ｇ０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。
【００４０】平均軸温度勾配Ｇ０が、インゴットの直径
の関数として比較的一定していることは本発明のいくつ
かの実施形態に一般に好ましいことである。しかし、ホ
ットゾーン設計はＧ０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
Ｇ０値を有することが好ましいことを意味する。しか
し、Ｇ０値の大きな差により、ウエハ縁に向かってほぼ
増大する自己格子間物の大きな濃度が生じ、それによ
り、凝集した真性の点欠陥の生成を回避することがます
ます困難になり得る。
の関数として比較的一定していることは本発明のいくつ
かの実施形態に一般に好ましいことである。しかし、ホ
ットゾーン設計はＧ０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
Ｇ０値を有することが好ましいことを意味する。しか
し、Ｇ０値の大きな差により、ウエハ縁に向かってほぼ
増大する自己格子間物の大きな濃度が生じ、それによ
り、凝集した真性の点欠陥の生成を回避することがます
ます困難になり得る。
【００４１】前記を参照して、Ｇ０の制御には、Ｇ０の
半径方向の変化を最小にすることと、好ましいプロセス
制御条件の維持とのバランスが含まれる。従って、典型
的には、約１直径分の結晶長後の引き上げ速度は、約
０．２ｍｍ／分〜約０．８ｍｍ／分の範囲である。引き
上げ速度は、好ましくは、約０．２５ｍｍ／分〜約０．
６ｍｍ／分の範囲であり、より好ましくは約０．３ｍｍ
／分〜約０．５ｍｍ／分の範囲である。引き上げ速度
は、結晶の直径および結晶引き上げ設計の両方に依存す
ることに注意しなければならない、上記の範囲は、直径
が２００ｍｍの結晶には典型的である。一般に、引き上
げ速度は、結晶の直径が大きくなると低下する。しか
し、結晶引き上げ装置は、引き上げ速度を本明細書に記
載される速度を超えるように設計することができる。結
果として、最も好ましくは、結晶引き上げ装置は、本発
明によって、軸対称領域の形成を依然として可能にした
ままで、引き上げ速度をできる限り早くするように設計
される。
半径方向の変化を最小にすることと、好ましいプロセス
制御条件の維持とのバランスが含まれる。従って、典型
的には、約１直径分の結晶長後の引き上げ速度は、約
０．２ｍｍ／分〜約０．８ｍｍ／分の範囲である。引き
上げ速度は、好ましくは、約０．２５ｍｍ／分〜約０．
６ｍｍ／分の範囲であり、より好ましくは約０．３ｍｍ
／分〜約０．５ｍｍ／分の範囲である。引き上げ速度
は、結晶の直径および結晶引き上げ設計の両方に依存す
ることに注意しなければならない、上記の範囲は、直径
が２００ｍｍの結晶には典型的である。一般に、引き上
げ速度は、結晶の直径が大きくなると低下する。しか
し、結晶引き上げ装置は、引き上げ速度を本明細書に記
載される速度を超えるように設計することができる。結
果として、最も好ましくは、結晶引き上げ装置は、本発
明によって、軸対称領域の形成を依然として可能にした
ままで、引き上げ速度をできる限り早くするように設計
される。
【００４２】第２の好ましい態様においては、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程度に遅い。
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程度に遅い。
【００４３】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。
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。
【００４４】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。別の言い方をすると、軸対称領域の幅を最大にする
ためには、(ｉ)１５０mm公称直径のシリコン結晶につい
ては、少なくとも約５時間、好ましくは少なくとも約１
０時間、より好ましくは少なくとも約１５時間、(ii)２
００mm公称直径のシリコン結晶については、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、(iii)２００mmを超える公称直径を有するシリコン
結晶については、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、シリコン
が約１０５０℃を超える温度にあるのが通常は好まし
い。図２４を参照して、異なるホットゾーン配置のこれ
ら軸温度プロフィールからわかるように、冷却速度の制
御は、ホットゾーンにおける熱移動を最少にするための
当分野で現在既知のあらゆる手段を用いることによって
達成することができる(絶縁体、ヒーター、放射シール
ドおよび磁場の使用を含む)。
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。別の言い方をすると、軸対称領域の幅を最大にする
ためには、(ｉ)１５０mm公称直径のシリコン結晶につい
ては、少なくとも約５時間、好ましくは少なくとも約１
０時間、より好ましくは少なくとも約１５時間、(ii)２
００mm公称直径のシリコン結晶については、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、(iii)２００mmを超える公称直径を有するシリコン
結晶については、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、シリコン
が約１０５０℃を超える温度にあるのが通常は好まし
い。図２４を参照して、異なるホットゾーン配置のこれ
ら軸温度プロフィールからわかるように、冷却速度の制
御は、ホットゾーンにおける熱移動を最少にするための
当分野で現在既知のあらゆる手段を用いることによって
達成することができる(絶縁体、ヒーター、放射シール
ドおよび磁場の使用を含む)。
【００４５】自己格子間物が移動し得ることが考えられ
る温度範囲にインゴットの冷却速度を制御することによ
って、自己格子間物は数倍になり、結晶表面に位置する
シンクに、あるいは空孔優勢領域に拡散することがで
き、そこでそれらは消滅し得る。従って、そのような格
子間物の濃度は抑制され、凝集事象が生じないように作
用する。冷却速度を制御することによる格子間物の拡散
係数（拡散率）の利用は、凝集した欠陥を含まない軸対
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／Ｇ０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／Ｇ０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。
る温度範囲にインゴットの冷却速度を制御することによ
って、自己格子間物は数倍になり、結晶表面に位置する
シンクに、あるいは空孔優勢領域に拡散することがで
き、そこでそれらは消滅し得る。従って、そのような格
子間物の濃度は抑制され、凝集事象が生じないように作
用する。冷却速度を制御することによる格子間物の拡散
係数（拡散率）の利用は、凝集した欠陥を含まない軸対
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／Ｇ０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／Ｇ０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。
【００４６】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。
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。
【００４７】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。
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。
【００４８】エンドコーンの成長を始めるとき、エンド
コーンの引き上げ速度は下記のように確立される。約１
０５０℃を超える温度に留まっているインゴットの直径
一定部分の任意の領域は、凝集した真性の点欠陥を含ま
ない軸対称領域を含有し、約１０５０℃よりも低い温度
に既に冷却されたインゴットの直径が一定した他の領域
と同じ熱履歴を経るようにされている。
コーンの引き上げ速度は下記のように確立される。約１
０５０℃を超える温度に留まっているインゴットの直径
一定部分の任意の領域は、凝集した真性の点欠陥を含ま
ない軸対称領域を含有し、約１０５０℃よりも低い温度
に既に冷却されたインゴットの直径が一定した他の領域
と同じ熱履歴を経るようにされている。
【００４９】前記のように、空孔優勢領域の最小半径が
存在し、このために、凝集した格子間欠陥は抑制され得
る。最小半径の値は、ｖ／Ｇ０(ｒ)および冷却速度に依
存する。結晶引き上げ装置およびホットゾーン設計が変
化するとともに、ｖ／Ｇ０(ｒ)に関して上記に示した範
囲、引き上げ速度および冷却速度もまた変化する。同様
に、これらの条件は、成長する結晶の長さに沿って変化
し得る。上記のように、凝集した格子間欠陥を含まない
格子間物優勢領域の幅は、好ましくは最大にされる。従
って、この領域の幅を、結晶の半径と、所与の引き上げ
装置における成長中の結晶の長さに沿った空孔優勢領域
の最小半径との差にできる限り近い値で、その差を超え
ない値に維持することが望まれる。
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／Ｇ０(ｒ)および冷却速度に依
存する。結晶引き上げ装置およびホットゾーン設計が変
化するとともに、ｖ／Ｇ０(ｒ)に関して上記に示した範
囲、引き上げ速度および冷却速度もまた変化する。同様
に、これらの条件は、成長する結晶の長さに沿って変化
し得る。上記のように、凝集した格子間欠陥を含まない
格子間物優勢領域の幅は、好ましくは最大にされる。従
って、この領域の幅を、結晶の半径と、所与の引き上げ
装置における成長中の結晶の長さに沿った空孔優勢領域
の最小半径との差にできる限り近い値で、その差を超え
ない値に維持することが望まれる。
【００５０】軸対称領域の最適な幅、ならびに所与の結
晶引き上げ装置のホットゾーン設計に必要とされる最適
な結晶引き上げ速度特性は、実験的に決定することがで
きる。一般的には、このような実験的な方法には、特定
の結晶引き上げ装置で成長させたインゴットに関する軸
方向の温度特性、ならびに同じ引き上げ装置で成長させ
たインゴットの平均軸温度勾配における半径方向の変化
に対する容易に入手できるデータを最初に得ることが含
まれる。まとめると、このようなデータを使用して、１
つまたは複数の単結晶シリコンインゴットを引き上げ、
次いでこのインゴットを、凝集した格子間欠陥の存在に
ついて分析する。このように、最適な引き上げ速度特性
を決定することができる。
晶引き上げ装置のホットゾーン設計に必要とされる最適
な結晶引き上げ速度特性は、実験的に決定することがで
きる。一般的には、このような実験的な方法には、特定
の結晶引き上げ装置で成長させたインゴットに関する軸
方向の温度特性、ならびに同じ引き上げ装置で成長させ
たインゴットの平均軸温度勾配における半径方向の変化
に対する容易に入手できるデータを最初に得ることが含
まれる。まとめると、このようなデータを使用して、１
つまたは複数の単結晶シリコンインゴットを引き上げ、
次いでこのインゴットを、凝集した格子間欠陥の存在に
ついて分析する。このように、最適な引き上げ速度特性
を決定することができる。
【００５１】図１３は、欠陥分布パターンを明らかにす
る一連の酸素析出熱処理を行った後の直径が２００ｍｍ
のインゴットの軸切断面の少数キャリア寿命を走査する
ことによって得られる像である。これは、最適に近い引
き上げ速度特性が、所与の結晶引き上げ装置のホットゾ
ーン設計に用いられている例を示す。この例において、
(凝集した格子間欠陥２８の領域の生成をもたらす)格子
間物優勢領域の最大幅が超えるｖ／Ｇ０(ｒ)から、軸対
称領域が最大幅を有する最適なｖ／Ｇ０(ｒ)までの転移
が生じている。
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。これは、最適に近い引
き上げ速度特性が、所与の結晶引き上げ装置のホットゾ
ーン設計に用いられている例を示す。この例において、
(凝集した格子間欠陥２８の領域の生成をもたらす)格子
間物優勢領域の最大幅が超えるｖ／Ｇ０(ｒ)から、軸対
称領域が最大幅を有する最適なｖ／Ｇ０(ｒ)までの転移
が生じている。
【００５２】インゴットの半径にわたってＧ０が増大す
ることから生じるｖ／Ｇ０の半径方向の変化に加えて、
ｖ／Ｇ０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Ｇ０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／Ｇ０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。
ることから生じるｖ／Ｇ０の半径方向の変化に加えて、
ｖ／Ｇ０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Ｇ０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／Ｇ０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。
【００５３】本発明の方法に従って製造され、Ｖ／Ｉ境
界を有するインゴット、すなわち、空孔優勢材を有する
インゴットにとって、経験からわかるように、低い酸素
含有材料、すなわち、約１３ＰＰＭＡ(１００万原子に
対する部、ＡＳＴＭ標準Ｆ−１２１−８３)未満が好ま
しい。さらに好ましくは、単結晶シリコンが約１２ＰＰ
ＭＡ未満の酸素、なおさらに好ましくは約１１ＰＰＭＡ
未満の酸素、最も好ましくは約１０ＰＰＭＡ未満の酸素
を有する。これは、中程度から高い酸素含有のウエハ、
すなわち１４ＰＰＭＡ〜１８ＰＰＭＡで、酸素誘導堆積
欠陥およびＶ／Ｉ境界の内側での増分化酸素クラスター
化のバンドの形成がより著しいからである。これらは、
一定の回路の組立て工程における問題の潜在的な源とな
る。しかし、軸対称領域がインゴットの半径にほぼ等し
い幅を有しているときには、酸素含量の制限は除かれる
ことに注意すべきである。これは、空孔を持たない種類
の材料が存在すると、上記のような欠陥およびクラスタ
ーの形成が起こらないためである。
界を有するインゴット、すなわち、空孔優勢材を有する
インゴットにとって、経験からわかるように、低い酸素
含有材料、すなわち、約１３ＰＰＭＡ(１００万原子に
対する部、ＡＳＴＭ標準Ｆ−１２１−８３)未満が好ま
しい。さらに好ましくは、単結晶シリコンが約１２ＰＰ
ＭＡ未満の酸素、なおさらに好ましくは約１１ＰＰＭＡ
未満の酸素、最も好ましくは約１０ＰＰＭＡ未満の酸素
を有する。これは、中程度から高い酸素含有のウエハ、
すなわち１４ＰＰＭＡ〜１８ＰＰＭＡで、酸素誘導堆積
欠陥およびＶ／Ｉ境界の内側での増分化酸素クラスター
化のバンドの形成がより著しいからである。これらは、
一定の回路の組立て工程における問題の潜在的な源とな
る。しかし、軸対称領域がインゴットの半径にほぼ等し
い幅を有しているときには、酸素含量の制限は除かれる
ことに注意すべきである。これは、空孔を持たない種類
の材料が存在すると、上記のような欠陥およびクラスタ
ーの形成が起こらないためである。
【００５４】増分化酸素クラスター化の効果は、単独で
または組み合わせて使用される多くの方法によって、さ
らに減少されてよい。例えば、酸素析出核形成中心は、
約３５０〜７５０℃の範囲の温度でアニールされたシリ
コンに形成する。用途によって、それゆえに、結晶は
「短い」結晶である、シードエンドがシリコンの凝固温
度(約１４１０℃)から約７５０℃に冷却され、その後イ
ンゴットが迅速に冷却されるまでチョクラルスキー法で
成長した結晶であることが好ましい。この方法におい
て、核中心形成のための臨界温度範囲に保たれる時間を
最小にし、酸素析出核形成中心は、結晶引き上げ装置内
で形成するほど十分な時間を有さない。
または組み合わせて使用される多くの方法によって、さ
らに減少されてよい。例えば、酸素析出核形成中心は、
約３５０〜７５０℃の範囲の温度でアニールされたシリ
コンに形成する。用途によって、それゆえに、結晶は
「短い」結晶である、シードエンドがシリコンの凝固温
度(約１４１０℃)から約７５０℃に冷却され、その後イ
ンゴットが迅速に冷却されるまでチョクラルスキー法で
成長した結晶であることが好ましい。この方法におい
て、核中心形成のための臨界温度範囲に保たれる時間を
最小にし、酸素析出核形成中心は、結晶引き上げ装置内
で形成するほど十分な時間を有さない。
【００５５】好ましくは、しかしながら、単結晶の成長
の間に形成された酸素析出核中心は、単結晶シリコンを
アニールすることによって溶解される。安定熱処理に付
されない場合、酸素析出核形成中心は、シリコンを少な
くとも約８７５℃の温度に、好ましくは少なくとも１０
００℃に、少なくとも１１００℃またはそれ以上温度を
連続増加して急速に加熱することによって、シリコンの
中からアニールすることができる。シリコンが１０００
℃に達成するまで、そのような欠陥の実質的すべて(例
えば＞９９％)がアニールされる。ウエハはこれらの温
度に急速に加熱されること、すなわち温度上昇の速度
が、少なくとも約１０℃／分、好ましくは少なくとも約
５０℃／分であることが重要である。さもなければ、あ
る程度またはすべての酸素析出核形成中心は、熱処理に
よって安定化されてよい。平衡は、比較的短い期間で、
約６０秒またはそれ未満のオーダーで達成するようにみ
られる。したがって、単結晶シリコン中の酸素析出核形
成中心を、少なくとも約５秒、好ましくは少なくとも約
１０分間、少なくとも約８７５℃、好ましくは約９５０
℃、さらに好ましくは約１１００℃でアニールすること
によって溶解してよい。
の間に形成された酸素析出核中心は、単結晶シリコンを
アニールすることによって溶解される。安定熱処理に付
されない場合、酸素析出核形成中心は、シリコンを少な
くとも約８７５℃の温度に、好ましくは少なくとも１０
００℃に、少なくとも１１００℃またはそれ以上温度を
連続増加して急速に加熱することによって、シリコンの
中からアニールすることができる。シリコンが１０００
℃に達成するまで、そのような欠陥の実質的すべて(例
えば＞９９％)がアニールされる。ウエハはこれらの温
度に急速に加熱されること、すなわち温度上昇の速度
が、少なくとも約１０℃／分、好ましくは少なくとも約
５０℃／分であることが重要である。さもなければ、あ
る程度またはすべての酸素析出核形成中心は、熱処理に
よって安定化されてよい。平衡は、比較的短い期間で、
約６０秒またはそれ未満のオーダーで達成するようにみ
られる。したがって、単結晶シリコン中の酸素析出核形
成中心を、少なくとも約５秒、好ましくは少なくとも約
１０分間、少なくとも約８７５℃、好ましくは約９５０
℃、さらに好ましくは約１１００℃でアニールすること
によって溶解してよい。
【００５６】溶解は、従来の炉中でまたは急速熱アニー
リング(ＲＴＡ)系において行ってよい。シリコンの急速
熱アニーリング処理は、ウエハが列をなす高出力光源の
列によって個々に加熱される多数の市販の急速熱アニー
リング(「ＲＴＡ」)処理炉内で行われてよい。ＲＴＡ炉
は、シリコンウエハを急速に加熱でき、例えば数秒間で
室温から１２００℃に加熱できる。そのような市販のＲ
ＴＡ炉の１つとしては、AG Associates (Mountain Vie
w, CA)から入手できるモデル６１０炉がある。さらに、
溶解は、シリコンインゴットまたはシリコンウエハ上、
好ましくはウエハ上で行われうる。
リング(ＲＴＡ)系において行ってよい。シリコンの急速
熱アニーリング処理は、ウエハが列をなす高出力光源の
列によって個々に加熱される多数の市販の急速熱アニー
リング(「ＲＴＡ」)処理炉内で行われてよい。ＲＴＡ炉
は、シリコンウエハを急速に加熱でき、例えば数秒間で
室温から１２００℃に加熱できる。そのような市販のＲ
ＴＡ炉の１つとしては、AG Associates (Mountain Vie
w, CA)から入手できるモデル６１０炉がある。さらに、
溶解は、シリコンインゴットまたはシリコンウエハ上、
好ましくはウエハ上で行われうる。
【００５７】本発明によって製造されるウエハは、エピ
タキシャル層が堆積した基材として使用するのに適して
いることに注意すべきである。エピタキシャル層は従来
から知られている手段によって行われてよい。
タキシャル層が堆積した基材として使用するのに適して
いることに注意すべきである。エピタキシャル層は従来
から知られている手段によって行われてよい。
【００５８】さらに、本発明によって製造されるウエハ
は、水素またはアルゴンアニーリング処理、例えばヨー
ロッパ特許出願第５０３８１６Ａ１号に記載される処理
と組み合わせての使用に適している。
は、水素またはアルゴンアニーリング処理、例えばヨー
ロッパ特許出願第５０３８１６Ａ１号に記載される処理
と組み合わせての使用に適している。
【００５９】凝集した欠陥の検出
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(Sec
co)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. Te
chnol. 7、A135(1992)を参照のこと)。この方法は、凝
集した空孔欠陥を検出するには標準的ではあるが、この
方法はまた、凝集した格子間欠陥を検出するために使用
することができる。この技法を使用する場合、そのよう
な欠陥は、存在する場合にはサンプル表面での大きなく
ぼみとして現れる。
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(Sec
co)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. Te
chnol. 7、A135(1992)を参照のこと)。この方法は、凝
集した空孔欠陥を検出するには標準的ではあるが、この
方法はまた、凝集した格子間欠陥を検出するために使用
することができる。この技法を使用する場合、そのよう
な欠陥は、存在する場合にはサンプル表面での大きなく
ぼみとして現れる。
【００６０】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。
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。
【００６１】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。
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。
【００６２】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。
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。
【００６３】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。
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。
【００６４】定義
本明細書中で使用されている下記の表現または用語は、
下記の意味を有するものとする。「凝集した真性の点欠
陥」は、下記によって生じる欠陥を意味する： (ｉ)空孔が凝集して、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)自己格子間物が凝集して、転位ループおよび転位
ネットワーク、ならびに他のそのような自己格子間物に
関連する欠陥を生成する反応。「凝集した格子間欠陥」
は、シリコン自己格子間原子が凝集する反応によって生
じる凝集した真性の点欠陥を意味するものとする。「凝
集した空孔欠陥」は、結晶格子の空孔が凝集する反応に
よって生じる凝集した空孔欠陥を意味するものとする。
「半径」は、中心軸から、ウエハまたはインゴットの円
周縁まで測定される距離を意味する。「凝集した真性の
点欠陥を実質的に含まない」は、凝集した欠陥の濃度が
これらの欠陥の検出限界未満であることを意味するもの
とする(検出限界は、現在、約１０３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
格子間物優勢」は、真性の点欠陥が、それぞれ、優勢的
に空孔または自己格子間物である材料を意味する。
下記の意味を有するものとする。「凝集した真性の点欠
陥」は、下記によって生じる欠陥を意味する： (ｉ)空孔が凝集して、Ｄ欠陥、フローパターン欠陥、ゲ
ート(gate)酸化物の保全性欠陥(integrity 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)自己格子間物が凝集して、転位ループおよび転位
ネットワーク、ならびに他のそのような自己格子間物に
関連する欠陥を生成する反応。「凝集した格子間欠陥」
は、シリコン自己格子間原子が凝集する反応によって生
じる凝集した真性の点欠陥を意味するものとする。「凝
集した空孔欠陥」は、結晶格子の空孔が凝集する反応に
よって生じる凝集した空孔欠陥を意味するものとする。
「半径」は、中心軸から、ウエハまたはインゴットの円
周縁まで測定される距離を意味する。「凝集した真性の
点欠陥を実質的に含まない」は、凝集した欠陥の濃度が
これらの欠陥の検出限界未満であることを意味するもの
とする(検出限界は、現在、約１０３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
格子間物優勢」は、真性の点欠陥が、それぞれ、優勢的
に空孔または自己格子間物である材料を意味する。
【００６５】
【実施例】以下の実施例が示すように、本発明は、単結
晶シリコーンインゴットを製造する方法であって、イン
ゴットがチョクラルスキー法によって凝固温度から冷却
するときに、インゴットの直径一定部分の軸対称領域内
で、ウエハがスライスされる真性点欠陥の凝集を妨げる
方法を提供する。
晶シリコーンインゴットを製造する方法であって、イン
ゴットがチョクラルスキー法によって凝固温度から冷却
するときに、インゴットの直径一定部分の軸対称領域内
で、ウエハがスライスされる真性点欠陥の凝集を妨げる
方法を提供する。
【００６６】以下の実施例は、所望の結果を達成するた
めに使用される条件の１つを示している。別のアプロー
チは、特定の結晶引き上げ装置のための最適な引き上げ
速度プロフィールを決定するためにある。例えば、さま
ざまな引き上げ速度で一連のインゴットを成長させるよ
りむしろ、結晶の長さに沿って増大または減少させる引
き上げ速度で単結晶を成長させることができる；このア
プローチにおいて、凝集した自己格子間物欠陥が単結晶
の成長の間の多くの時間に現れたり、消えたりする。最
適な引き上げ速度は、多数の異なる結晶位置に対して決
定できた。したがって、以下の実施例は、限定を意図す
るものではない。
めに使用される条件の１つを示している。別のアプロー
チは、特定の結晶引き上げ装置のための最適な引き上げ
速度プロフィールを決定するためにある。例えば、さま
ざまな引き上げ速度で一連のインゴットを成長させるよ
りむしろ、結晶の長さに沿って増大または減少させる引
き上げ速度で単結晶を成長させることができる；このア
プローチにおいて、凝集した自己格子間物欠陥が単結晶
の成長の間の多くの時間に現れたり、消えたりする。最
適な引き上げ速度は、多数の異なる結晶位置に対して決
定できた。したがって、以下の実施例は、限定を意図す
るものではない。
【００６７】実施例１ 所定のホットゾーン設計を有す
る結晶引き上げ装置の最適化手順 最初の２００ｍｍの単結晶シリコンインゴットを、結晶
の長さに関して、引き上げ速度を０．７５ｍｍ／分から
約０．３５ｍｍ／分に直線的に変化させた条件下で成長
させた。図１４は、結晶の長さを関数とする引き上げ速
度を示す。結晶引き上げ装置内における成長中の２００
ｍｍ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Ｇ０、すなわち、溶融／固体界面での軸温度
勾配における以前に確立された半径方向の変化とを考慮
して、このような引き上げ速度を選択して、インゴット
が、中心からインゴットの一方の末端の縁まで空孔優勢
材であり、そして中心からインゴットのもう一方の末端
の縁まで格子間物優勢材であることを確実にした。成長
したインゴットを長さ方向にスライスし、凝集した格子
間欠陥の生成がどこから始まっているかを決定するため
に分析した。
る結晶引き上げ装置の最適化手順 最初の２００ｍｍの単結晶シリコンインゴットを、結晶
の長さに関して、引き上げ速度を０．７５ｍｍ／分から
約０．３５ｍｍ／分に直線的に変化させた条件下で成長
させた。図１４は、結晶の長さを関数とする引き上げ速
度を示す。結晶引き上げ装置内における成長中の２００
ｍｍ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Ｇ０、すなわち、溶融／固体界面での軸温度
勾配における以前に確立された半径方向の変化とを考慮
して、このような引き上げ速度を選択して、インゴット
が、中心からインゴットの一方の末端の縁まで空孔優勢
材であり、そして中心からインゴットのもう一方の末端
の縁まで格子間物優勢材であることを確実にした。成長
したインゴットを長さ方向にスライスし、凝集した格子
間欠陥の生成がどこから始まっているかを決定するため
に分析した。
【００６８】図１５は、欠陥分布パターンを明らかにす
る一連の酸素析出熱処理を行った後のインゴットの肩か
ら約６３５ｍｍ〜約７６０ｍｍの範囲の断面に関して、
インゴットの軸切断面の少数キャリア寿命を走査するこ
とによって得られた像である。約６８０ｍｍの結晶位置
で、凝集した格子間欠陥２８のバンドを認めることがで
きる。この位置は、ｖ＊(６８０ｍｍ)＝０．３３ｍｍ／
分の臨界引き上げ速度に対応する。この点において、軸
対称領域６(格子間物優勢材であるが、凝集した格子間
欠陥を有さない領域)の幅はその最大値である；空孔優
勢領域８の幅Ｒ Ｖ ＊(６８０)は約３５ｍｍであり、軸対
称領域の幅ＲＩ ＊(６８０)は約６５ｍｍである。
る一連の酸素析出熱処理を行った後のインゴットの肩か
ら約６３５ｍｍ〜約７６０ｍｍの範囲の断面に関して、
インゴットの軸切断面の少数キャリア寿命を走査するこ
とによって得られた像である。約６８０ｍｍの結晶位置
で、凝集した格子間欠陥２８のバンドを認めることがで
きる。この位置は、ｖ＊(６８０ｍｍ)＝０．３３ｍｍ／
分の臨界引き上げ速度に対応する。この点において、軸
対称領域６(格子間物優勢材であるが、凝集した格子間
欠陥を有さない領域)の幅はその最大値である；空孔優
勢領域８の幅Ｒ Ｖ ＊(６８０)は約３５ｍｍであり、軸対
称領域の幅ＲＩ ＊(６８０)は約６５ｍｍである。
【００６９】次いで、一連の４個の単結晶シリコンイン
ゴットを、最初の２００ｍｍインゴットの軸対称領域の
最大幅が得られた引き上げ速度よりも若干大きな定常的
な引き上げ速度、およびそれよりも若干小さい定常的な
引き上げ速度で成長させた。図１６は、１〜４とそれぞ
れ記された４個の各結晶の結晶の長さを関数とする引き
上げ速度を示す。次いで、これらの４個の結晶を分析し
て、凝集した格子間欠陥が最初に現れるかまたは消失す
る軸位置(および対応する引き上げ速度)を決定した。こ
れらの４つの実験的に決定された点(「＊」を付ける)を
図１６に示す。これらの点からの内挿および外挿によっ
て、図１６においてｖ＊(Ｚ)と印を付けた曲線が得られ
る。この曲線は、最初の近似に対して、軸対称領域がそ
の最大幅である結晶引き上げ装置における長さを関数と
する２００ｍｍ結晶に関する引き上げ速度を表す。
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１６は、１〜４とそれぞ
れ記された４個の各結晶の結晶の長さを関数とする引き
上げ速度を示す。次いで、これらの４個の結晶を分析し
て、凝集した格子間欠陥が最初に現れるかまたは消失す
る軸位置(および対応する引き上げ速度)を決定した。こ
れらの４つの実験的に決定された点(「＊」を付ける)を
図１６に示す。これらの点からの内挿および外挿によっ
て、図１６においてｖ＊(Ｚ)と印を付けた曲線が得られ
る。この曲線は、最初の近似に対して、軸対称領域がそ
の最大幅である結晶引き上げ装置における長さを関数と
する２００ｍｍ結晶に関する引き上げ速度を表す。
【００７０】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。
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。
【００７１】実施例２ Ｇ０(ｒ)における半径方向変化
の低下 図１７および図１８は、溶融／固体界面での軸温度勾配
Ｇ０(ｒ)の半径方向変化の減少によって達成され得る品
質の改善を例示する。空孔および格子間物の(溶融／固
体界面から約１ｃｍでの)初期濃度を、２つの場合につ
いて、異なるＧ ０(ｒ)を用いて計算した：(１)Ｇ０(ｒ)
＝２．６５＋５×１０−４ｒ２(Ｋ／ｍｍ)および(２)Ｇ
０(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、空孔が多いシリ
コンと格子間物が多いシリコンとの境界が３ｃｍの半径
のところに位置するように調節した。場合１および場合
２のために使用した引き上げ速度は、それぞれ、０．４
ｍｍ／分および０．３５ｍｍ／分であった。図１８か
ら、結晶の格子間物が多い部分における格子間物の初期
濃度は、初期軸温度勾配の半径方向の変化が減少する
と、劇的に減少することが明らかである。これにより、
格子間物の過飽和による格子間欠陥クラスターの生成を
回避することがより容易になるために材料品質は改善さ
れる。
の低下 図１７および図１８は、溶融／固体界面での軸温度勾配
Ｇ０(ｒ)の半径方向変化の減少によって達成され得る品
質の改善を例示する。空孔および格子間物の(溶融／固
体界面から約１ｃｍでの)初期濃度を、２つの場合につ
いて、異なるＧ ０(ｒ)を用いて計算した：(１)Ｇ０(ｒ)
＝２．６５＋５×１０−４ｒ２(Ｋ／ｍｍ)および(２)Ｇ
０(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、空孔が多いシリ
コンと格子間物が多いシリコンとの境界が３ｃｍの半径
のところに位置するように調節した。場合１および場合
２のために使用した引き上げ速度は、それぞれ、０．４
ｍｍ／分および０．３５ｍｍ／分であった。図１８か
ら、結晶の格子間物が多い部分における格子間物の初期
濃度は、初期軸温度勾配の半径方向の変化が減少する
と、劇的に減少することが明らかである。これにより、
格子間物の過飽和による格子間欠陥クラスターの生成を
回避することがより容易になるために材料品質は改善さ
れる。
【００７２】実施例３ 格子間物に関する増加した外方
拡散時間 図１９および図２０は、格子間物の外方拡散に必要な時
間を増大させることによって達成され得る品質の改善を
例示する。格子間物の初期濃度を、２つの場合につい
て、結晶において異なる軸温度特性ｄＴ／ｄｚを用いて
計算した。溶融／固体界面での軸温度勾配は両方の場合
について同じであり、その結果、格子間物の(溶融／固
体界面から約１ｃｍでの)初期濃度は両方の場合につい
て同じである。本実施例において、引き上げ速度を、結
晶全体が、格子間物が多くなるように調節した。引き上
げ速度は、両方の場合について同じであり、０．３２ｍ
ｍ／分であった。場合２における格子間物の外方拡散に
必要な時間が長いほど、格子間物濃度の全体的な減少が
得られる。これにより、格子間物の過飽和による格子間
欠陥クラスターの生成を回避することがより容易になる
ために材料品質は改善される。
拡散時間 図１９および図２０は、格子間物の外方拡散に必要な時
間を増大させることによって達成され得る品質の改善を
例示する。格子間物の初期濃度を、２つの場合につい
て、結晶において異なる軸温度特性ｄＴ／ｄｚを用いて
計算した。溶融／固体界面での軸温度勾配は両方の場合
について同じであり、その結果、格子間物の(溶融／固
体界面から約１ｃｍでの)初期濃度は両方の場合につい
て同じである。本実施例において、引き上げ速度を、結
晶全体が、格子間物が多くなるように調節した。引き上
げ速度は、両方の場合について同じであり、０．３２ｍ
ｍ／分であった。場合２における格子間物の外方拡散に
必要な時間が長いほど、格子間物濃度の全体的な減少が
得られる。これにより、格子間物の過飽和による格子間
欠陥クラスターの生成を回避することがより容易になる
ために材料品質は改善される。
【００７３】実施例４
長さが７００ｍｍで、直径が１５０ｍｍの結晶を、様々
な引き上げ速度で成長させた。引き上げ速度を、段部
（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５
２５ｍｍ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２１を参照して、約５２５ｍ
ｍ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。
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５
２５ｍｍ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２１を参照して、約５２５ｍ
ｍ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。
【００７４】実施例５
実施例１に示すように、一連の単結晶シリコンインゴッ
トを様々な引き上げ速度で成長させ、次いで、凝集した
格子間欠陥が最初に現れるか消失する軸位置(および対
応する引き上げ速度)を決定するために分析した。軸位
置に対して引き上げ速度をグラフにプロットしたこれら
の点からの内挿および外挿によって、第１の近似に対し
て、軸対称領域がその最大幅である結晶引き上げ装置に
おける長さを関数とする２００ｍｍの結晶に関する引き
上げ速度を示す曲線が得られた。次いで、さらなる結晶
を他の引き上げ速度で成長させ、これらの結晶のさらな
る分析を使用して、この実験的に決定した最適な引き上
げ速度特性の精度を上げた。
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。
【００７５】この結果を使用し、そしてこの最適な引き
上げ速度特性に従って、長さが約１０００ｍｍで、直径
が約２００ｍｍの結晶を成長させた。次いで、成長させ
た結晶の、様々な軸位置から得られたスライス物を、
(ｉ)凝集した格子間欠陥が生成しているかどうかを決定
するために、そして(ｉｉ)スライス物の半径を関数とし
てＶ／Ｉ境界の位置を決定するために、この分野で標準
的な酸素析出法を使用して分析した。このように、軸対
称領域の存在を、結晶の長さまたは位置を関数としてこ
の領域の幅と同様に決定した。
上げ速度特性に従って、長さが約１０００ｍｍで、直径
が約２００ｍｍの結晶を成長させた。次いで、成長させ
た結晶の、様々な軸位置から得られたスライス物を、
(ｉ)凝集した格子間欠陥が生成しているかどうかを決定
するために、そして(ｉｉ)スライス物の半径を関数とし
てＶ／Ｉ境界の位置を決定するために、この分野で標準
的な酸素析出法を使用して分析した。このように、軸対
称領域の存在を、結晶の長さまたは位置を関数としてこ
の領域の幅と同様に決定した。
【００７６】インゴットの肩から約２００ｍｍ〜約９５
０ｍｍの範囲の軸位置に関して得られた結果を図２２の
グラフに示す。これらの結果は、引き上げ速度特性が、
単結晶シリコンインゴットの成長に関して、インゴット
の直径一定部分が、直径一定部分の半径の少なくとも約
４０％の長さである幅(円周方向の縁からインゴットの
中心軸に向かって半径方向に測定される)を有する軸対
称領域を含有するように決定され得ることを示す。さら
に、これらの結果は、この軸対称領域が、インゴットの
直径一定部分の長さの約７５％の長さである長さ(イン
ゴットの中心軸に沿って測定される)を有し得ることを
示す。
０ｍｍの範囲の軸位置に関して得られた結果を図２２の
グラフに示す。これらの結果は、引き上げ速度特性が、
単結晶シリコンインゴットの成長に関して、インゴット
の直径一定部分が、直径一定部分の半径の少なくとも約
４０％の長さである幅(円周方向の縁からインゴットの
中心軸に向かって半径方向に測定される)を有する軸対
称領域を含有するように決定され得ることを示す。さら
に、これらの結果は、この軸対称領域が、インゴットの
直径一定部分の長さの約７５％の長さである長さ(イン
ゴットの中心軸に沿って測定される)を有し得ることを
示す。
【００７７】実施例６
長さが約１１００ｍｍで、直径が約１５０ｍｍの単結晶
シリコンインゴットを、引き上げ速度を低下させて成長
させた。インゴットの直径一定部分の肩での引き上げ速
度は約１ｍｍ／分であった。引き上げ速度を、肩から約
２００ｍｍの軸位置に対応する約０．４ｍｍ／分にまで
指数関数的に低下させた。次いで、引き上げ速度を、約
０．３ｍｍ／分の速度がインゴットの直径一定部分の終
端付近で得られるまで直線的に低下させた。
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。
【００７８】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２３ａおよび
図２３ｂを参照して、軸位置が約１００ｍｍ〜約２５０
ｍｍおよび約２５０ｍｍ〜約４００ｍｍの範囲であるイ
ンゴットの連続領域が存在する。軸位置が肩から約１７
０ｍｍ〜約２９０ｍｍの範囲にあり、直径全体にわたっ
て凝集した真性の点欠陥を含まない領域がインゴット内
に存在することがこれらの図から認めることができる。
言い換えれば、軸対称領域の幅、すなわち、凝集した格
子間欠陥を実質的に含まない領域の幅がインゴットの半
径にほぼ等しい領域がインゴット内に存在する。
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２３ａおよび
図２３ｂを参照して、軸位置が約１００ｍｍ〜約２５０
ｍｍおよび約２５０ｍｍ〜約４００ｍｍの範囲であるイ
ンゴットの連続領域が存在する。軸位置が肩から約１７
０ｍｍ〜約２９０ｍｍの範囲にあり、直径全体にわたっ
て凝集した真性の点欠陥を含まない領域がインゴット内
に存在することがこれらの図から認めることができる。
言い換えれば、軸対称領域の幅、すなわち、凝集した格
子間欠陥を実質的に含まない領域の幅がインゴットの半
径にほぼ等しい領域がインゴット内に存在する。
【００７９】さらに、軸位置から、約１２５ｍｍ〜約１
７０ｍｍの範囲および約２９０ｍｍ〜４００ｍｍを超え
る部分の範囲の領域において、凝集した真性の点欠陥を
含まず、凝集した真性の点欠陥を同様に含まない空孔優
勢材の一般にはシリンダー状コアを囲む格子間物優勢材
の軸対称領域が存在する。
７０ｍｍの範囲および約２９０ｍｍ〜４００ｍｍを超え
る部分の範囲の領域において、凝集した真性の点欠陥を
含まず、凝集した真性の点欠陥を同様に含まない空孔優
勢材の一般にはシリンダー状コアを囲む格子間物優勢材
の軸対称領域が存在する。
【００８０】最後に、軸位置から、約１００ｍｍ〜約１
２５ｍｍの範囲の領域において、凝集した欠陥を含ま
ず、空孔優勢材の一般にはシリンダー状コアを囲む格子
間物優勢材の軸対称領域が存在する。空孔優勢材の内部
において、凝集した欠陥を含まず、凝集した空孔欠陥を
含有するコアを囲む軸対称領域が存在する。
２５ｍｍの範囲の領域において、凝集した欠陥を含ま
ず、空孔優勢材の一般にはシリンダー状コアを囲む格子
間物優勢材の軸対称領域が存在する。空孔優勢材の内部
において、凝集した欠陥を含まず、凝集した空孔欠陥を
含有するコアを囲む軸対称領域が存在する。
【００８１】実施例７ 冷却速度およびＶ／Ｉ境界の位
置 一連の単結晶シリコンインゴット(１５０ｍｍおよび２
００ｍｍの公称直径)を、チョクラルスキー法に従っ
て、約１０５０℃を超える温度でシリコンの滞留時間に
影響を与える異なるホットゾーン配置(この分野での一
般的な手段により設計)を使用して成長させた。各イン
ゴットの引き上げ速度特性をインゴットの長さに沿って
変化させ、凝集した空孔の点欠陥領域から凝集した格子
間点欠陥領域に転移させることを試みた。
置 一連の単結晶シリコンインゴット(１５０ｍｍおよび２
００ｍｍの公称直径)を、チョクラルスキー法に従っ
て、約１０５０℃を超える温度でシリコンの滞留時間に
影響を与える異なるホットゾーン配置(この分野での一
般的な手段により設計)を使用して成長させた。各イン
ゴットの引き上げ速度特性をインゴットの長さに沿って
変化させ、凝集した空孔の点欠陥領域から凝集した格子
間点欠陥領域に転移させることを試みた。
【００８２】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。
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。
【００８３】長さ方向の部分の別組を、キャリア寿命マ
ッピングの前に新しい酸化物クラスターの核形成および
成長を行うために一連の酸素析出熱処理に供した。寿命
マッピングにおけるコントラストバンドを、各インゴッ
トにおける様々な軸位置での瞬間的な溶融／固体界面の
形状の決定および測定を行うために利用した。次いで、
溶融／固体界面の形状に関する情報を使用して、下記に
おいてさらに考察するように、平均軸温度勾配Ｇ０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／Ｇ０の半径方向の変化
を推定するために使用された。
ッピングの前に新しい酸化物クラスターの核形成および
成長を行うために一連の酸素析出熱処理に供した。寿命
マッピングにおけるコントラストバンドを、各インゴッ
トにおける様々な軸位置での瞬間的な溶融／固体界面の
形状の決定および測定を行うために利用した。次いで、
溶融／固体界面の形状に関する情報を使用して、下記に
おいてさらに考察するように、平均軸温度勾配Ｇ０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／Ｇ０の半径方向の変化
を推定するために使用された。
【００８４】単結晶シリコンインゴットの得られる品質
に対する成長条件の効果をより詳細に調べるために、今
日までの実験的証拠に基づいて妥当と考えられるいくつ
かの仮定を行った。最初に、格子間欠陥の凝集が生じる
温度にまで冷却するのに要した時間に関する熱履歴の処
理を単純化するために、約１０５０℃は、シリコン自己
格子間物の凝集が生じる温度に関して合理的な近似であ
ると仮定した。この温度は、異なる冷却速度が用いられ
る実験を行っているときに観測された凝集した格子間物
の欠陥密度での変化と一致するようである。上記のよう
に、凝集が生じるかどうかは、格子間物濃度の因子でも
あるが、凝集は、約１０５０℃を超える温度では生じな
いと考えられる。なぜなら、格子間物濃度の範囲がチョ
クラルスキー型の成長プロセスに典型的であるならば、
この系は、この温度より高い温度で、格子間物により臨
界的に過飽和にならないと仮定することは妥当であるか
らである。言い換えれば、チョクラルスキー型の成長プ
ロセスに典型的な格子間物濃度に関して、系は約１０５
０℃を超える温度で臨界的に過飽和にならない、従っ
て、凝集事象は生じないと仮定することは妥当である。
に対する成長条件の効果をより詳細に調べるために、今
日までの実験的証拠に基づいて妥当と考えられるいくつ
かの仮定を行った。最初に、格子間欠陥の凝集が生じる
温度にまで冷却するのに要した時間に関する熱履歴の処
理を単純化するために、約１０５０℃は、シリコン自己
格子間物の凝集が生じる温度に関して合理的な近似であ
ると仮定した。この温度は、異なる冷却速度が用いられ
る実験を行っているときに観測された凝集した格子間物
の欠陥密度での変化と一致するようである。上記のよう
に、凝集が生じるかどうかは、格子間物濃度の因子でも
あるが、凝集は、約１０５０℃を超える温度では生じな
いと考えられる。なぜなら、格子間物濃度の範囲がチョ
クラルスキー型の成長プロセスに典型的であるならば、
この系は、この温度より高い温度で、格子間物により臨
界的に過飽和にならないと仮定することは妥当であるか
らである。言い換えれば、チョクラルスキー型の成長プ
ロセスに典型的な格子間物濃度に関して、系は約１０５
０℃を超える温度で臨界的に過飽和にならない、従っ
て、凝集事象は生じないと仮定することは妥当である。
【００８５】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。
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。
【００８６】各ホットゾーン設計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。
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。
【００８７】インゴットの空孔優勢領域の半径方向の拡
がり(Ｒvacancy)、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／Ｇ０＝ｖ／Ｇ０臨界である凝
固での点に等しいとさらに仮定した。言い換えれば、軸
対称領域の幅は、一般的には、室温に冷却した後のＶ／
Ｉ境界の位置に基づくと仮定した。これは、上記のよう
に、インゴットが冷えると、空孔とシリコン自己格子間
物との再結合が生じ得るので注目される。再結合が生じ
るとき、Ｖ／Ｉ境界の実際の位置は、インゴットの中心
軸に向かって内側に移動する。本明細書で示されている
のはこの最終的な位置である。
がり(Ｒvacancy)、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／Ｇ０＝ｖ／Ｇ０臨界である凝
固での点に等しいとさらに仮定した。言い換えれば、軸
対称領域の幅は、一般的には、室温に冷却した後のＶ／
Ｉ境界の位置に基づくと仮定した。これは、上記のよう
に、インゴットが冷えると、空孔とシリコン自己格子間
物との再結合が生じ得るので注目される。再結合が生じ
るとき、Ｖ／Ｉ境界の実際の位置は、インゴットの中心
軸に向かって内側に移動する。本明細書で示されている
のはこの最終的な位置である。
【００８８】凝固時の結晶における平均軸温度勾配Ｇ０
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設計の細部
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２５に示す。
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設計の細部
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２５に示す。
【００８９】格子間物の初期濃度に対するＧ０の半径方
向の効果を評価するために、半径方向の位置Ｒ’、すな
わち、Ｖ／Ｉ境界と結晶表面との間の途中の位置は、シ
リコン自己格子間物がインゴットにおいてシンクから離
れ得る最も遠い点であると仮定したが、そのようなシン
クは、空孔優勢領域に存在するか、または結晶表面に存
在するかにはよらない。上記のインゴットに関する成長
速度およびＧ０データを使用することによって、位置
Ｒ’で計算されたｖ／Ｇ０とＶ／Ｉ境界でのｖ／Ｇ
０(すなわち、臨界ｖ／Ｇ０値)との差は、過剰な格子間
物が結晶表面上のシンクまたは空孔優勢領域でのシンク
に達し得ることに対する効果および格子間物の初期濃度
での半径方向の変化を示す。
向の効果を評価するために、半径方向の位置Ｒ’、すな
わち、Ｖ／Ｉ境界と結晶表面との間の途中の位置は、シ
リコン自己格子間物がインゴットにおいてシンクから離
れ得る最も遠い点であると仮定したが、そのようなシン
クは、空孔優勢領域に存在するか、または結晶表面に存
在するかにはよらない。上記のインゴットに関する成長
速度およびＧ０データを使用することによって、位置
Ｒ’で計算されたｖ／Ｇ０とＶ／Ｉ境界でのｖ／Ｇ
０(すなわち、臨界ｖ／Ｇ０値)との差は、過剰な格子間
物が結晶表面上のシンクまたは空孔優勢領域でのシンク
に達し得ることに対する効果および格子間物の初期濃度
での半径方向の変化を示す。
【００９０】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／Ｇ０での半径方向の変化に依存し
ていないようである。図２６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、Ｇ０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、Ｇ０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。
は、全体的には、ｖ／Ｇ０での半径方向の変化に依存し
ていないようである。図２６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、Ｇ０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、Ｇ０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。
【００９１】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２７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、Ｒcrystal−Ｒvacancy)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。
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２７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、Ｒcrystal−Ｒvacancy)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。
【００９２】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： (Ｒcrystal−Ｒtransition)２ ＝ Ｄeff ＊ｔ1050℃
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： (Ｒcrystal−Ｒtransition)２ ＝ Ｄeff ＊ｔ1050℃
【００９３】上式において、Ｒcrystalは、インゴット
の半径であり、Ｒtransition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、Ｄeffは、格子間物拡散係数の平均時間および温度
を表す定数で、約９．３＊１０−４ｃｍ２ｓｅｃ−１で
あり、そしてｔ1050℃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。
の半径であり、Ｒtransition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、Ｄeffは、格子間物拡散係数の平均時間および温度
を表す定数で、約９．３＊１０−４ｃｍ２ｓｅｃ−１で
あり、そしてｔ1050℃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。
【００９４】再度、図２７を参照して、所与のインゴッ
ト直径に関して、冷却時間を、所望する直径の軸対称領
域を得るために推定できることが理解され得る。例え
ば、約１５０ｍｍの直径を有するインゴットに関して、
インゴットの半径にほぼ等しい幅を有する軸対称領域
は、約１４１０℃〜約１０５０℃の温度範囲域で、イン
ゴットのこの特定部分が約１０時間〜約１５時間で冷却
される場合に得ることができる。同様に、約２００ｍｍ
の直径を有するインゴットに関して、インゴットの半径
にほぼ等しい幅を有する軸対称領域は、この温度範囲域
で、インゴットのこの特定部分が約２５時間〜約３５時
間で冷却される場合に得ることができる。この線がさら
に外挿される場合、約６５時間〜約７５時間の冷却時間
が、約３００ｍｍの直径を有するインゴットの半径にほ
ぼ等しい幅を有する軸対称領域を得るために必要とされ
得る。この点に関して、インゴットの直径が大きくなる
に従って、格子間物がインゴット表面または空孔コアで
シンクに達するために拡散しなければならない距離が増
大するために、さらなる冷却時間が必要であることに注
意しなければならない。
ト直径に関して、冷却時間を、所望する直径の軸対称領
域を得るために推定できることが理解され得る。例え
ば、約１５０ｍｍの直径を有するインゴットに関して、
インゴットの半径にほぼ等しい幅を有する軸対称領域
は、約１４１０℃〜約１０５０℃の温度範囲域で、イン
ゴットのこの特定部分が約１０時間〜約１５時間で冷却
される場合に得ることができる。同様に、約２００ｍｍ
の直径を有するインゴットに関して、インゴットの半径
にほぼ等しい幅を有する軸対称領域は、この温度範囲域
で、インゴットのこの特定部分が約２５時間〜約３５時
間で冷却される場合に得ることができる。この線がさら
に外挿される場合、約６５時間〜約７５時間の冷却時間
が、約３００ｍｍの直径を有するインゴットの半径にほ
ぼ等しい幅を有する軸対称領域を得るために必要とされ
得る。この点に関して、インゴットの直径が大きくなる
に従って、格子間物がインゴット表面または空孔コアで
シンクに達するために拡散しなければならない距離が増
大するために、さらなる冷却時間が必要であることに注
意しなければならない。
【００９５】次に、図２８、図２９、図３０および図３
１を参照して、様々なインゴットに関する冷却時間の増
加による効果を認めることができる。これらの図のそれ
ぞれは、凝固温度から１０５０℃までの冷却時間が図２
８から図３１まで段階的に増大した公称直径が２００ｍ
ｍのインゴットの一部を示す。
１を参照して、様々なインゴットに関する冷却時間の増
加による効果を認めることができる。これらの図のそれ
ぞれは、凝固温度から１０５０℃までの冷却時間が図２
８から図３１まで段階的に増大した公称直径が２００ｍ
ｍのインゴットの一部を示す。
【００９６】図２８を参照して、軸位置が肩から約２３
５ｍｍ〜約３５０ｍｍの範囲にあるインゴットの一部を
示す。約２５５ｍｍの軸位置において、凝集した格子間
欠陥を含まない軸対称領域の幅は最大であり、インゴッ
トの半径の約４５％である。この領域を超えると、その
ような欠陥を含まない領域から、そのような欠陥が存在
する領域への転移が生じる。次に、図２９を参照して、
軸位置が肩から約３０５ｍｍ〜約４６０ｍｍの範囲にあ
るインゴットの一部を示す。約３６０ｍｍの軸位置にお
いて、凝集した格子間欠陥を含まない軸対称領域の幅は
最大であり、インゴットの半径の約６５％である。この
領域を超えると、欠陥生成が始まる。
５ｍｍ〜約３５０ｍｍの範囲にあるインゴットの一部を
示す。約２５５ｍｍの軸位置において、凝集した格子間
欠陥を含まない軸対称領域の幅は最大であり、インゴッ
トの半径の約４５％である。この領域を超えると、その
ような欠陥を含まない領域から、そのような欠陥が存在
する領域への転移が生じる。次に、図２９を参照して、
軸位置が肩から約３０５ｍｍ〜約４６０ｍｍの範囲にあ
るインゴットの一部を示す。約３６０ｍｍの軸位置にお
いて、凝集した格子間欠陥を含まない軸対称領域の幅は
最大であり、インゴットの半径の約６５％である。この
領域を超えると、欠陥生成が始まる。
【００９７】次に、図３０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。
約１４０ｍｍ〜約２７５ｍｍの範囲にあるインゴットの
一部を示す。約２１０ｍｍの軸位置において、軸対称領
域の幅は、インゴットの半径にほぼ等しい；すなわち、
この範囲内のインゴットの小部分は、凝集した真性の点
欠陥を含まない。
【００９８】次に、図３１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３０のインゴ
ットに関連して認められる長さよりも大きい。
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３０のインゴ
ットに関連して認められる長さよりも大きい。
【００９９】従って、図２８、図２９、図３０および図
３１を組み合わせて見た場合、これらの図は、１０５０
℃への冷却時間の欠陥を含まない軸対称領域の幅および
長さに対する効果を明らかにしている。一般に、凝集し
た格子間欠陥を含有する領域が、結晶のそのような部分
の冷却時間に関して低下させるには大きすぎる格子間物
の初期濃度を導く結晶の引き上げ速度の連続的な低下の
結果として生じた。軸対称領域の長さが大きくなること
は、より大きな範囲の引き上げ速度(すなわち、格子間
物の初期濃度)を、欠陥を含まないそのような材料に関
して得ることができることを意味する。冷却時間の増大
は、格子間物のより大きな初期濃度を可能にする。なぜ
なら、半径方向の拡散に充分な時間が達成され、その濃
度を格子間欠陥の凝集に必要とされる臨界濃度よりも低
く抑えることができるからである。言い換えれば、冷却
時間が長くなることに関して、引き上げ速度(従って、
格子間物のより大きな初期濃度)を少し低くしても、依
然として最大の軸対称領域６が得られる。従って、冷却
時間を長くすると、最大の軸対称領域の直径に必要とさ
れる条件について許容可能な引き上げ速度の変化を大き
くし、プロセス制御に対する制限を緩くする。結果とし
て、インゴットのより大きな長さにわたる軸対称領域に
関する制御が一層容易になる。
３１を組み合わせて見た場合、これらの図は、１０５０
℃への冷却時間の欠陥を含まない軸対称領域の幅および
長さに対する効果を明らかにしている。一般に、凝集し
た格子間欠陥を含有する領域が、結晶のそのような部分
の冷却時間に関して低下させるには大きすぎる格子間物
の初期濃度を導く結晶の引き上げ速度の連続的な低下の
結果として生じた。軸対称領域の長さが大きくなること
は、より大きな範囲の引き上げ速度(すなわち、格子間
物の初期濃度)を、欠陥を含まないそのような材料に関
して得ることができることを意味する。冷却時間の増大
は、格子間物のより大きな初期濃度を可能にする。なぜ
なら、半径方向の拡散に充分な時間が達成され、その濃
度を格子間欠陥の凝集に必要とされる臨界濃度よりも低
く抑えることができるからである。言い換えれば、冷却
時間が長くなることに関して、引き上げ速度(従って、
格子間物のより大きな初期濃度)を少し低くしても、依
然として最大の軸対称領域６が得られる。従って、冷却
時間を長くすると、最大の軸対称領域の直径に必要とさ
れる条件について許容可能な引き上げ速度の変化を大き
くし、プロセス制御に対する制限を緩くする。結果とし
て、インゴットのより大きな長さにわたる軸対称領域に
関する制御が一層容易になる。
【０１００】再度、図３１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。
６６５ｍｍから７３０ｍｍを超えるところまでの範囲の
軸位置に関して、凝集した欠陥を含まない空孔優勢材の
領域が存在し、その領域におけるその領域の幅はインゴ
ットの半径に等しい。
【０１０１】上記の結果から明らかであり得るように、
冷却速度を制御することにより、自己格子間物濃度は、
それらが消滅し得る領域に格子間物が拡散するのにより
多くの時間を可能にすることによって抑制され得る。結
果として、凝集した格子間欠陥の形成が、単結晶シリコ
ンインゴットの大部分において防止される。
冷却速度を制御することにより、自己格子間物濃度は、
それらが消滅し得る領域に格子間物が拡散するのにより
多くの時間を可能にすることによって抑制され得る。結
果として、凝集した格子間欠陥の形成が、単結晶シリコ
ンインゴットの大部分において防止される。
【０１０２】上記を参照して、本発明のいくつかの目的
が達成されることが理解される。様々な変化を、本発明
の範囲から逸脱することなく、上記の構成およびプロセ
スにおいて行うことできるので、上記の説明に含まれる
すべての事項は、例示として解釈されるものであり、限
定する意味で解釈されるものではない。
が達成されることが理解される。様々な変化を、本発明
の範囲から逸脱することなく、上記の構成およびプロセ
スにおいて行うことできるので、上記の説明に含まれる
すべての事項は、例示として解釈されるものであり、限
定する意味で解釈されるものではない。
【図１】 自己格子間物[Ｉ]および空孔[Ｖ]の初期濃度
が、比率ｖ／Ｇ０[ｖは成長速度であり、Ｇ０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。
が、比率ｖ／Ｇ０[ｖは成長速度であり、Ｇ０は平均軸
温度勾配である。]の数値の増加に伴って変化する例を
示すグラフである。
【図２】 自己格子間物[Ｉ]の所定初期濃度に関して温
度Ｔが低下するに伴って、凝集格子間欠陥の形成に必要
とされる自由エネルギーの変化ΔＧＩが増加する例を示
すグラフである。
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ΔＧＩが増加する例を示
すグラフである。
【図３】 放射拡散の手段によって、自己格子間物[Ｉ]
の濃度の抑制の結果として、ΔＧＩ(凝集格子間欠陥の
生成に必要な自由エネルギーの変化)がいかに低下する
か(温度Ｔの低下に伴って)を例示するグラフである（実
線は放射拡散がない場合を示し、一方、点線は拡散の効
果を含んでいる。）。
の濃度の抑制の結果として、ΔＧＩ(凝集格子間欠陥の
生成に必要な自由エネルギーの変化)がいかに低下する
か(温度Ｔの低下に伴って)を例示するグラフである（実
線は放射拡散がない場合を示し、一方、点線は拡散の効
果を含んでいる。）。
【図４】 凝集反応が妨げられるように、放射拡散の手
段によって、自己格子間物[Ｉ]の濃度の抑制の結果とし
て、ΔＧＩ(凝集格子間欠陥の生成に必要な自由エネル
ギーの変化)がいかに充分に低下するか(温度Ｔの低下に
伴って)を例示するグラフである（実線は放射拡散がな
い場合を示し、一方、点線は拡散の効果を含んでい
る。）。
段によって、自己格子間物[Ｉ]の濃度の抑制の結果とし
て、ΔＧＩ(凝集格子間欠陥の生成に必要な自由エネル
ギーの変化)がいかに充分に低下するか(温度Ｔの低下に
伴って)を例示するグラフである（実線は放射拡散がな
い場合を示し、一方、点線は拡散の効果を含んでい
る。）。
【図５】 Ｇ０の数値の増加によって比率ｖ／Ｇ０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。
値が減少するに伴って、自己格子間物[Ｉ]および空孔
[Ｖ]の初期濃度が、ウエハのインゴットの半径に沿って
変化する例を示すグラフである。
【図６】 それぞれ優勢材の空孔Ｖおよび自己格子間物
Ｉの領域、ならびそれらの間に存在するＶ／Ｉ境界を示
す単結晶シリコンインゴットまたはウエハの正面図であ
る。
Ｉの領域、ならびそれらの間に存在するＶ／Ｉ境界を示
す単結晶シリコンインゴットまたはウエハの正面図であ
る。
【図７ａ】 自己格子間物の放射拡散による半径位置の
関数として、空孔または自己格子間物の初期濃度がいか
に変化するかを例示するグラフである。また、このよう
な拡散が、いかにＶ／Ｉ境界の位置をインゴットの中心
に近い方に移動させるか(空孔および自己格子間物の再
結合の結果として)、ならびに、自己格子間物[Ｉ]の濃
度を抑制するかも示されている。
関数として、空孔または自己格子間物の初期濃度がいか
に変化するかを例示するグラフである。また、このよう
な拡散が、いかにＶ／Ｉ境界の位置をインゴットの中心
に近い方に移動させるか(空孔および自己格子間物の再
結合の結果として)、ならびに、自己格子間物[Ｉ]の濃
度を抑制するかも示されている。
【図７ｂ】 図７ａに示されているような自己格子間物
濃度[Ｉ]の抑制が、あらゆる場所でΔＧＩを、シリコン
の自己格子間物反応が起こる臨界値未満の値に維持する
のにいかに充分であるかを例示する、半径位置の関数と
してのΔＧＩのグラフである。
濃度[Ｉ]の抑制が、あらゆる場所でΔＧＩを、シリコン
の自己格子間物反応が起こる臨界値未満の値に維持する
のにいかに充分であるかを例示する、半径位置の関数と
してのΔＧＩのグラフである。
【図７ｃ】 自己格子間物の放射拡散による半径位置の
関数として、空孔または自己格子間物の初期濃度がいか
に変化するかの別例を示すグラフである。図７ａと比較
して、このような拡散が、Ｖ／Ｉ境界の位置をインゴッ
トの中心に近い方にあるようにし(空孔および自己格子
間物の再結合の結果として)、Ｖ／Ｉ境界の外側の領域
における格子間物濃度の増加を与えることに注意すべき
である。
関数として、空孔または自己格子間物の初期濃度がいか
に変化するかの別例を示すグラフである。図７ａと比較
して、このような拡散が、Ｖ／Ｉ境界の位置をインゴッ
トの中心に近い方にあるようにし(空孔および自己格子
間物の再結合の結果として)、Ｖ／Ｉ境界の外側の領域
における格子間物濃度の増加を与えることに注意すべき
である。
【図７ｄ】 図７ｃに示されているような自己格子間物
濃度[Ｉ]の抑制が、あらゆる場所でΔＧＩを、シリコン
の自己格子間物反応が起こる臨界値未満の値に維持する
のにいかに不充分であるかを例示する、半径位置の関数
としてのΔＧ Ｉのグラフである。
濃度[Ｉ]の抑制が、あらゆる場所でΔＧＩを、シリコン
の自己格子間物反応が起こる臨界値未満の値に維持する
のにいかに不充分であるかを例示する、半径位置の関数
としてのΔＧ Ｉのグラフである。
【図７ｅ】 自己格子間物の放射拡散による半径位置の
関数として、空孔または自己格子間物の初期濃度がいか
に変化するかの別例を示すグラフである。図７ａと比較
して、拡散の増加が、自己格子間物濃度のより大きな抑
制を与えたことに注意すべきである。
関数として、空孔または自己格子間物の初期濃度がいか
に変化するかの別例を示すグラフである。図７ａと比較
して、拡散の増加が、自己格子間物濃度のより大きな抑
制を与えたことに注意すべきである。
【図７ｆ】 図７ｅに示されているような自己格子間物
濃度[Ｉ]のより大きな抑制が、図７ｂと比較して、いか
にΔＧＩのより大きな抑制を与えたかを例示する、半径
位置の関数としてのΔＧＩのグラフである。
濃度[Ｉ]のより大きな抑制が、図７ｂと比較して、いか
にΔＧＩのより大きな抑制を与えたかを例示する、半径
位置の関数としてのΔＧＩのグラフである。
【図７ｇ】 自己格子間物の放射拡散による半径位置の
関数として、空孔または自己格子間物の初期濃度がいか
に変化するかの別例を示すグラフである。図７ｃと比較
して、拡散の増加が、自己格子間物濃度のより大きな抑
制を与えたことに注意すべきである。
関数として、空孔または自己格子間物の初期濃度がいか
に変化するかの別例を示すグラフである。図７ｃと比較
して、拡散の増加が、自己格子間物濃度のより大きな抑
制を与えたことに注意すべきである。
【図７ｈ】 図７ｇに示されているような自己格子間物
濃度[Ｉ]のより大きな抑制が、図７ｄと比較して、いか
にΔＧＩのより大きな抑制を与えたかを例示する、半径
位置の関数としてのΔＧＩのグラフである。
濃度[Ｉ]のより大きな抑制が、図７ｄと比較して、いか
にΔＧＩのより大きな抑制を与えたかを例示する、半径
位置の関数としてのΔＧＩのグラフである。
【図７ｉ】 自己格子間物の放射拡散による半径位置の
関数として、空孔または自己格子間物の初期濃度がいか
に変化するかの別例を示すグラフである。この例におい
ては、充分量の自己格子間物が空孔と再結合して、空孔
優勢領域がもはや存在しないことに注意すべきである。
関数として、空孔または自己格子間物の初期濃度がいか
に変化するかの別例を示すグラフである。この例におい
ては、充分量の自己格子間物が空孔と再結合して、空孔
優勢領域がもはや存在しないことに注意すべきである。
【図７ｊ】 図７ｉに示されているような自己格子間物
の放射拡散が、結晶半径に沿うあらゆる場所での、凝集
格子間欠陥の抑制を維持するのにいかに充分であるかを
例示する、半径位置の関数としてのΔＧＩのグラフであ
る。
の放射拡散が、結晶半径に沿うあらゆる場所での、凝集
格子間欠陥の抑制を維持するのにいかに充分であるかを
例示する、半径位置の関数としてのΔＧＩのグラフであ
る。
【図８】 単結晶シリコンインゴットの長さ方向の断面
図であり、インゴットの直径一定部分の軸対称領域を詳
細に示すものである。
図であり、インゴットの直径一定部分の軸対称領域を詳
細に示すものである。
【図９】 単結晶シリコンインゴットの直径一定部分の
セグメントの長さ方向の断面図であり、軸対称領域の幅
における軸変動を詳細に示すものである。
セグメントの長さ方向の断面図であり、軸対称領域の幅
における軸変動を詳細に示すものである。
【図１０】 インゴットの半径未満の幅の軸対称領域を
有する単結晶シリコンインゴットの直径一定部分のセグ
メントの長さ方向の断面図であり、この領域が、空孔優
勢材のほぼシリンダー状である領域をさらに含むことを
詳細に示すものである。
有する単結晶シリコンインゴットの直径一定部分のセグ
メントの長さ方向の断面図であり、この領域が、空孔優
勢材のほぼシリンダー状である領域をさらに含むことを
詳細に示すものである。
【図１１】 図１０に示した軸対称領域の長さ方向の断
面図である。
面図である。
【図１２】 インゴットの半径に等しい幅の軸対称領域
を有する単結晶シリコンインゴットの直径一定部分のセ
グメントの長さ方向の断面図であり、この領域が、凝集
真性点欠陥を実質的に含まない自己格子間物優勢材のほ
ぼシリンダー状である領域であることを詳細に示すもの
である。
を有する単結晶シリコンインゴットの直径一定部分のセ
グメントの長さ方向の断面図であり、この領域が、凝集
真性点欠陥を実質的に含まない自己格子間物優勢材のほ
ぼシリンダー状である領域であることを詳細に示すもの
である。
【図１３】 空孔優勢材(空格子点優勢材)(vacancy dom
inated matetrial)のほぼシリンダー状の領域、自己格
子間優勢材のほぼ環状の軸対称領域、それらの間に存在
するＶ／Ｉ境界、および凝集格子間欠陥の領域を詳細に
示す、一連の酸素析出熱処理後のインゴットの軸方向カ
ットの少数担体寿命のスキャンによって得られる画像で
ある。
inated matetrial)のほぼシリンダー状の領域、自己格
子間優勢材のほぼ環状の軸対称領域、それらの間に存在
するＶ／Ｉ境界、および凝集格子間欠陥の領域を詳細に
示す、一連の酸素析出熱処理後のインゴットの軸方向カ
ットの少数担体寿命のスキャンによって得られる画像で
ある。
【図１４】 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。
て線状に減少することを示す、結晶の長さの関数として
の引き上げ速度(即ち、種の引き上げ)のグラフである。
【図１５】 実施例１に記載のような、一連の酸素析出
熱処理後の、インゴットの軸方向カットの少数担体寿命
のスキャンによって得られる画像である。
熱処理後の、インゴットの軸方向カットの少数担体寿命
のスキャンによって得られる画像である。
【図１６】 実施例１に記載のような、ｖ＊(Ｚ)で示さ
れる曲線を得るために使用される、それぞれ１〜４で示
される４つの単結晶シリコンにおける、結晶の長さの関
数としての引き上げ速度のグラフである。
れる曲線を得るために使用される、それぞれ１〜４で示
される４つの単結晶シリコンにおける、結晶の長さの関
数としての引き上げ速度のグラフである。
【図１７】 実施例２に記載の２種類の場合における、
半径方向位置の関数としての、メルト／固体界面Ｇ０に
おける平均軸方向温度勾配のグラフである。
半径方向位置の関数としての、メルト／固体界面Ｇ０に
おける平均軸方向温度勾配のグラフである。
【図１８】 実施例２に記載の２種類の場合における、
半径方向位置の関数としての、空孔「Ｖ」および自己格
子間物「Ｉ」の初期濃度のグラフである。
半径方向位置の関数としての、空孔「Ｖ」および自己格
子間物「Ｉ」の初期濃度のグラフである。
【図１９】 実施例３に記載の２種類の場合における、
インゴットにおける軸方向温度プロフィールを示す、軸
方向位置の関数としての温度のグラフである。
インゴットにおける軸方向温度プロフィールを示す、軸
方向位置の関数としての温度のグラフである。
【図２０】 図１９に示され、実施例３にさらに詳しく
記載される２種類の冷却条件から得られる自己格子間物
濃度のグラフである。
記載される２種類の冷却条件から得られる自己格子間物
濃度のグラフである。
【図２１】 実施例４に記載のような、一連の酸素析出
熱処理後の、全インゴットの軸方向カットの少数担体寿
命のスキャンによって得られる画像である。
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２２】 実施例５に記載のような、単結晶シリコン
インゴットの長さの関数としての、Ｖ／Ｉ境界の位置を
示すグラフである。
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２３ａ】 実施例６に記載のような、一連の酸素析
出熱処理後の、インゴットのショルダーから約１００ｍ
ｍ〜約２５０ｍｍにわたるインゴットのセグメントの軸
方向カットの少数担体寿命のスキャンによって得られる
画像である。
出熱処理後の、インゴットのショルダーから約１００ｍ
ｍ〜約２５０ｍｍにわたるインゴットのセグメントの軸
方向カットの少数担体寿命のスキャンによって得られる
画像である。
【図２３ｂ】 実施例６に記載のような、一連の酸素析
出熱処理後の、インゴットのショルダーから約２５０ｍ
ｍ〜約４００ｍｍにわたるインゴットのセグメントの軸
方向カットの少数担体寿命のスキャンによって得られる
画像である。
出熱処理後の、インゴットのショルダーから約２５０ｍ
ｍ〜約４００ｍｍにわたるインゴットのセグメントの軸
方向カットの少数担体寿命のスキャンによって得られる
画像である。
【図２４】 ４種類の異なるホットゾーン配置における
インゴットの軸温度プロフィールを示すグラフである。
インゴットの軸温度プロフィールを示すグラフである。
【図２５】 実施例７に記載のような、インゴットの種
々の軸方向位置における、軸方向温度勾配Ｇ０のグラフ
である。
々の軸方向位置における、軸方向温度勾配Ｇ０のグラフ
である。
【図２６】 実施例７に記載のような、インゴットの種
々のものにおける、平均軸方向温度勾配Ｇ０における半
径方向変化のグラフである。
々のものにおける、平均軸方向温度勾配Ｇ０における半
径方向変化のグラフである。
【図２７】 実施例７に記載のような、軸対称領域の幅
と冷却速度の関係を示すグラフである。
と冷却速度の関係を示すグラフである。
【図２８】 実施例７に記載のような、銅装飾(copper
decoration)および欠陥ディリニエーションエッチング
(defect−delineating etch)後の、インゴットのショル
ダーから約２３５ｍｍ〜約３５０ｍｍにわたるインゴッ
トのセグメントの軸方向カットの写真である。
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２９】 実施例７に記載のような、銅装飾および欠
陥輪郭エッチング後の、インゴットのショルダーから約
３０５ｍｍ〜約４６０ｍｍにわたるインゴットのセグメ
ントの軸方向カットの写真である。
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３０】 実施例７に記載のような、銅装飾および欠
陥輪郭エッチング後の、インゴットのショルダーから約
１４０ｍｍ〜約２７５ｍｍにわたるインゴットのセグメ
ントの軸方向カットの写真である。
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３１】 実施例７に記載のような、銅装飾および欠
陥輪郭エッチング後の、インゴットのショルダーから約
６００ｍｍ〜約７３０ｍｍにわたるインゴットのセグメ
ントの軸方向カットの写真である。
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。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考）
Ｈ０１Ｌ 21/322 Ｈ０１Ｌ 21/322 Ｙ
21/324 21/324 Ｘ
(72)発明者 スティーブ・エイ・マークグラフ
アメリカ合衆国63301ミズーリ州セント・
チャールズ、トレイルズ・オブ・サンブル
ック1515番
(72)発明者 シームス・エイ・マクエイド
アメリカ合衆国63105ミズーリ州セント・
ルイス、ノースウッド・アベニュー6220
番、アパートメント15
(72)発明者 ジョゼフ・シー・ホルザー
アメリカ合衆国63304ミズーリ州セント・
チャールズ、グタームス・ロード5234番
(72)発明者 パオロ・ムッティ
イタリア、イ−39012メラノ、ビア・サン
タ・カテリーナ７番
(72)発明者 ベヤード・ケイ・ジョンソン
アメリカ合衆国63367ミズーリ州レイク・
セント・ルイス、ニコル・コート78番
Ｆターム(参考） 4G077 AA02 AB01 BA04 CF10 EG19
EH06 EH09 FE18 PA10 PF13
PF17
Claims (12)
- 【請求項１】 中心軸、シードコーン、エンドコーン、
ならびに、周囲縁、および中心軸から周囲縁に延在する
半径を有するシードコーンとエンドコーンの間の直径一
定部分を有してなる、チョクラルスキー法に従ってシリ
コンメルトから成長させ、次いで凝固温度から冷却され
る単結晶シリコンインゴットを製造する方法であって、 (ｉ)成長速度ｖ；(ii)凝固温度から約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Ｇ０；および(iii)凝固温度から約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しない軸対称領域を形成させ、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約３０％の幅を持
ち、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約２０％の長さを有し、Ｇ０
の制御がメルト／固体界面における熱移動を制御するこ
とを含んでなる方法。 - 【請求項２】 メルト表面上に位置するデバイスとメル
ト表面との距離を変化させることによってメルト／固体
界面における熱移動を制御する請求項１に記載の方法。 - 【請求項３】 デバイスが、反射材、輻射遮蔽材、熱遮
蔽材、絶縁リング、パージ管および光パイプからなる群
から選択されたものである請求項２に記載の方法。 - 【請求項４】 デバイスの位置に対するメルト表面の位
置を変化させることによって熱移動を制御する請求項２
に記載の方法。 - 【請求項５】 メルト表面の位置に対するデバイスの位
置を変化させることによって熱移動を制御する請求項２
に記載の方法。 - 【請求項６】 シリコンメルト付近のヒーターに供給す
るエネルギーを調節することによってメルト／固体界面
における熱移動を制御する請求項１に記載の方法。 - 【請求項７】 結晶の公称直径が約１５０ｍｍであり、
結晶を少なくとも約１０時間にわたって凝固温度から約
１０５０℃の温度に冷却する請求項２に記載の方法。 - 【請求項８】 結晶の公称直径が約１５０ｍｍであり、
結晶を少なくとも約１５時間にわたって凝固温度から約
１０５０℃の温度に冷却する請求項２に記載の方法。 - 【請求項９】 結晶の公称直径が約２００ｍｍであり、
結晶を少なくとも１０時間にわたって凝固温度から約１
０５０℃の温度に冷却する請求項２に記載の方法。 - 【請求項１０】 結晶の公称直径が約２００ｍｍであ
り、結晶を少なくとも２０時間にわたって凝固温度から
約１０５０℃の温度に冷却する請求項２に記載の方法。 - 【請求項１１】 結晶が、２００mmより大きい公称直径
を有し、少なくとも約４０時間で凝固温度から少なくと
も約１,０５０℃の温度まで冷却される請求項２に記載
の方法。 - 【請求項１２】 結晶が、２００mmより大きい公称直径
を有し、少なくとも約６０時間で凝固温度から少なくと
も約１,０５０℃の温度まで冷却される請求項２に記載
の方法。
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| DE69928434T2 (de) * | 1998-09-02 | 2006-07-27 | Memc Electronic Materials, Inc. | Wärmebehandelte siliziumplättchen mit verbesserter eigengetterung |
| CN1155074C (zh) * | 1998-09-02 | 2004-06-23 | Memc电子材料有限公司 | 从低缺陷密度的单晶硅上制备硅-绝缘体结构 |
| DE69908965T2 (de) | 1998-10-14 | 2004-05-13 | Memc Electronic Materials, Inc. | Wärmegetempertes einkristallines silizium mit niedriger fehlerdichte |
| KR20010034789A (ko) | 1998-10-14 | 2001-04-25 | 헨넬리 헬렌 에프 | 실질적으로 성장 결점이 없는 에피택시얼 실리콘 웨이퍼 |
| US6312516B2 (en) | 1998-10-14 | 2001-11-06 | Memc Electronic Materials, Inc. | Process for preparing defect free silicon crystals which allows for variability in process conditions |
| JP4233651B2 (ja) * | 1998-10-29 | 2009-03-04 | 信越半導体株式会社 | シリコン単結晶ウエーハ |
| JP2000154070A (ja) * | 1998-11-16 | 2000-06-06 | Suminoe Textile Co Ltd | セラミックス三次元構造体及びその製造方法 |
| TW505710B (en) * | 1998-11-20 | 2002-10-11 | Komatsu Denshi Kinzoku Kk | Production method for silicon single crystal and production device for single crystal ingot, and heat treating method for silicon single crystal wafer |
| US6284384B1 (en) * | 1998-12-09 | 2001-09-04 | Memc Electronic Materials, Inc. | Epitaxial silicon wafer with intrinsic gettering |
| US6573159B1 (en) * | 1998-12-28 | 2003-06-03 | Shin-Etsu Handotai Co., Ltd. | Method for thermally annealing silicon wafer and silicon wafer |
| JP3601340B2 (ja) * | 1999-02-01 | 2004-12-15 | 信越半導体株式会社 | エピタキシャルシリコンウエーハおよびその製造方法並びにエピタキシャルシリコンウエーハ用基板 |
| US6458202B1 (en) * | 1999-09-02 | 2002-10-01 | Memc Electronic Materials, Inc. | Process for preparing single crystal silicon having uniform thermal history |
| US6635587B1 (en) * | 1999-09-23 | 2003-10-21 | Memc Electronic Materials, Inc. | Method for producing czochralski silicon free of agglomerated self-interstitial defects |
| DE60010496T2 (de) * | 1999-09-23 | 2005-04-07 | Memc Electronic Materials, Inc. | Czochralski-Verfahren zur Herstellung Silizium-Einkristalle durch Steuerung der Abkühlgeschwindigkeit |
| US6391662B1 (en) * | 1999-09-23 | 2002-05-21 | Memc Electronic Materials, Inc. | Process for detecting agglomerated intrinsic point defects by metal decoration |
| EP2259299A1 (en) * | 1999-10-14 | 2010-12-08 | Shin-Etsu Handotai Co., Ltd. | Method for manufacturing SOI wafer, and SOI wafer |
| JP2001118801A (ja) * | 1999-10-18 | 2001-04-27 | Mitsubishi Materials Silicon Corp | エピタキシャルウェーハ用基板およびこれを用いた半導体装置 |
| EP1310583B1 (en) * | 2000-06-30 | 2008-10-01 | Shin-Etsu Handotai Co., Ltd | Method for manufacturing of silicon single crystal wafer |
| KR100374703B1 (ko) | 2000-09-04 | 2003-03-04 | 주식회사 실트론 | 단결정 실리콘 웨이퍼,잉곳 및 그 제조방법 |
| EP1669478B1 (en) * | 2000-09-19 | 2010-03-17 | MEMC Electronic Materials, Inc. | Nitrogen-doped silicon substantially free of oxidation induced stacking faults |
| KR100917087B1 (ko) * | 2000-09-19 | 2009-09-15 | 엠이엠씨 일렉트로닉 머티리얼즈 인코포레이티드 | 산화 유발 적층 흠이 거의 없는 질소 도핑 실리콘 |
| US6663708B1 (en) * | 2000-09-22 | 2003-12-16 | Mitsubishi Materials Silicon Corporation | Silicon wafer, and manufacturing method and heat treatment method of the same |
| DE10066106B4 (de) * | 2000-09-25 | 2008-11-27 | Mitsubishi Materials Silicon Corp. | Verfahren zur Wärmebehandlung eines Siliciumwafers |
| KR20020024368A (ko) * | 2000-09-25 | 2002-03-30 | 가와이 겐이찌 | 실리콘 웨이퍼 |
| EP1330562B1 (en) * | 2000-11-03 | 2005-05-25 | MEMC Electronic Materials, Inc. | Method for the production of low defect density silicon |
| US6858307B2 (en) | 2000-11-03 | 2005-02-22 | Memc Electronic Materials, Inc. | Method for the production of low defect density silicon |
| US6689209B2 (en) * | 2000-11-03 | 2004-02-10 | Memc Electronic Materials, Inc. | Process for preparing low defect density silicon using high growth rates |
| US7105050B2 (en) | 2000-11-03 | 2006-09-12 | Memc Electronic Materials, Inc. | Method for the production of low defect density silicon |
| US20110263126A1 (en) | 2000-11-22 | 2011-10-27 | Sumco Corporation | Method for manufacturing a silicon wafer |
| US20040055527A1 (en) * | 2000-11-30 | 2004-03-25 | Makoto Kojima | Process for controlling thermal history of vacancy-dominated, single crystal silicon |
| KR20030059293A (ko) * | 2000-11-30 | 2003-07-07 | 엠이엠씨 일렉트로닉 머티리얼즈, 인크. | 베이컨시-지배 단결정 실리콘의 열 이력을 제어하는 공정 |
| US7008874B2 (en) * | 2000-12-19 | 2006-03-07 | Memc Electronics Materials, Inc. | Process for reclaiming semiconductor wafers and reclaimed wafers |
| JP3624827B2 (ja) | 2000-12-20 | 2005-03-02 | 三菱住友シリコン株式会社 | シリコン単結晶の製造方法 |
| JP3994665B2 (ja) * | 2000-12-28 | 2007-10-24 | 信越半導体株式会社 | シリコン単結晶ウエーハおよびシリコン単結晶の製造方法 |
| US20020084451A1 (en) * | 2000-12-29 | 2002-07-04 | Mohr Thomas C. | Silicon wafers substantially free of oxidation induced stacking faults |
| WO2002066714A2 (en) * | 2001-01-02 | 2002-08-29 | Memc Electronic Materials, Inc. | Process for preparing single crystal silicon having improved gate oxide integrity |
| EP1688519A3 (en) * | 2001-01-26 | 2007-10-17 | MEMC Electronic Materials, Inc. | Low defect density silicon having a vacancy-dominated core substantially free of oxidation induced stacking faults |
| US6743495B2 (en) | 2001-03-30 | 2004-06-01 | Memc Electronic Materials, Inc. | Thermal annealing process for producing silicon wafers with improved surface characteristics |
| US6649883B2 (en) * | 2001-04-12 | 2003-11-18 | Memc Electronic Materials, Inc. | Method of calibrating a semiconductor wafer drying apparatus |
| CN100446196C (zh) * | 2001-06-22 | 2008-12-24 | Memc电子材料有限公司 | 通过离子注入产生具有本征吸除的绝缘体衬底硅结构的方法 |
| EP1710830A3 (en) * | 2001-06-22 | 2007-11-28 | MEMC Electronic Materials, Inc. | Silicon on insulator structure having intrinsic gettering |
| US20030033972A1 (en) * | 2001-08-15 | 2003-02-20 | Memc Electronic Materials, Inc. | Controlled crown growth process for czochralski single crystal silicon |
| US20030047130A1 (en) * | 2001-08-29 | 2003-03-13 | Memc Electronic Materials, Inc. | Process for eliminating neck dislocations during czochralski crystal growth |
| JP4567251B2 (ja) * | 2001-09-14 | 2010-10-20 | シルトロニック・ジャパン株式会社 | シリコン半導体基板およびその製造方法 |
| US6866713B2 (en) * | 2001-10-26 | 2005-03-15 | Memc Electronic Materials, Inc. | Seed crystals for pulling single crystal silicon |
| US6669775B2 (en) | 2001-12-06 | 2003-12-30 | Seh America, Inc. | High resistivity silicon wafer produced by a controlled pull rate czochralski method |
| JP4092946B2 (ja) * | 2002-05-09 | 2008-05-28 | 信越半導体株式会社 | シリコン単結晶ウエーハ及びエピタキシャルウエーハ並びにシリコン単結晶の製造方法 |
| KR100722089B1 (ko) * | 2002-10-18 | 2007-05-25 | 가부시키가이샤 섬코 | 실리콘 단결정 잉곳의 점결함 분포를 측정하는 방법 |
| CN1327041C (zh) * | 2002-11-12 | 2007-07-18 | Memc电子材料有限公司 | 用于生长单晶锭的拉晶机和方法 |
| CN1324166C (zh) * | 2002-11-12 | 2007-07-04 | Memc电子材料有限公司 | 利用坩锅旋转以控制温度梯度的制备单晶硅的方法 |
| JP4382438B2 (ja) * | 2002-11-14 | 2009-12-16 | 株式会社東芝 | 半導体ウェーハの検査方法、半導体装置の開発方法、半導体装置の製造方法、および半導体ウェーハ処理装置 |
| JP2004172391A (ja) * | 2002-11-20 | 2004-06-17 | Sumitomo Mitsubishi Silicon Corp | シリコンウェーハおよびその製造方法 |
| US6916324B2 (en) * | 2003-02-04 | 2005-07-12 | Zimmer Technology, Inc. | Provisional orthopedic prosthesis for partially resected bone |
| US7704318B2 (en) * | 2003-02-25 | 2010-04-27 | Sumco Corporation | Silicon wafer, SOI substrate, method for growing silicon single crystal, method for manufacturing silicon wafer, and method for manufacturing SOI substrate |
| JP4151474B2 (ja) * | 2003-05-13 | 2008-09-17 | 信越半導体株式会社 | 単結晶の製造方法及び単結晶 |
| US7559326B2 (en) | 2003-06-18 | 2009-07-14 | Resmed Limited | Vent and/or diverter assembly for use in breathing apparatus |
| JP2005015313A (ja) * | 2003-06-27 | 2005-01-20 | Shin Etsu Handotai Co Ltd | 単結晶の製造方法及び単結晶 |
| US6955718B2 (en) * | 2003-07-08 | 2005-10-18 | Memc Electronic Materials, Inc. | Process for preparing a stabilized ideal oxygen precipitating silicon wafer |
| KR100531552B1 (ko) | 2003-09-05 | 2005-11-28 | 주식회사 하이닉스반도체 | 실리콘 웨이퍼 및 그 제조방법 |
| JP4432458B2 (ja) * | 2003-10-30 | 2010-03-17 | 信越半導体株式会社 | 単結晶の製造方法 |
| US7074271B2 (en) * | 2004-02-23 | 2006-07-11 | Sumitomo Mitsubishi Silicon Corporation | Method of identifying defect distribution in silicon single crystal ingot |
| KR100709798B1 (ko) * | 2004-10-19 | 2007-04-23 | 주식회사 실트론 | 고품질 단결정 성장 방법 |
| KR100788018B1 (ko) | 2004-11-29 | 2007-12-21 | 주식회사 실트론 | 실리콘 단결정 잉곳 및 그로부터 제조된 실리콘 웨이퍼 |
| JP5117671B2 (ja) * | 2004-10-19 | 2013-01-16 | シルトロン インク | 高品質単結晶及びその成長方法 |
| GB0424505D0 (en) * | 2004-11-05 | 2004-12-08 | Gr Advanced Materials Ltd | Emulsion ink |
| KR100714215B1 (ko) | 2004-11-23 | 2007-05-02 | 주식회사 실트론 | 고품질 실리콘 단결정 잉곳 및 그로부터 제조된 고 품질 실리콘 웨이퍼 |
| US7371283B2 (en) * | 2004-11-23 | 2008-05-13 | Siltron Inc. | Method and apparatus of growing silicon single crystal and silicon wafer fabricated thereby |
| US20060138601A1 (en) * | 2004-12-27 | 2006-06-29 | Memc Electronic Materials, Inc. | Internally gettered heteroepitaxial semiconductor wafers and methods of manufacturing such wafers |
| KR100840751B1 (ko) * | 2005-07-26 | 2008-06-24 | 주식회사 실트론 | 고품질 실리콘 단결정 잉곳 제조 방법, 성장 장치 및그로부터 제조된 잉곳 , 웨이퍼 |
| JP4743010B2 (ja) * | 2005-08-26 | 2011-08-10 | 株式会社Ｓｕｍｃｏ | シリコンウェーハの表面欠陥評価方法 |
| KR100831044B1 (ko) * | 2005-09-21 | 2008-05-21 | 주식회사 실트론 | 고품질 실리콘 단결정 잉곳의 성장장치, 그 장치를 이용한성장방법 |
| US7633307B2 (en) * | 2005-12-16 | 2009-12-15 | Freescale Semiconductor, Inc. | Method for determining temperature profile in semiconductor manufacturing test |
| US7427325B2 (en) | 2005-12-30 | 2008-09-23 | Siltron, Inc. | Method for producing high quality silicon single crystal ingot and silicon single crystal wafer made thereby |
| JP2007194232A (ja) * | 2006-01-17 | 2007-08-02 | Shin Etsu Handotai Co Ltd | シリコン単結晶ウエーハの製造方法 |
| JP4853027B2 (ja) * | 2006-01-17 | 2012-01-11 | 信越半導体株式会社 | シリコン単結晶ウエーハの製造方法 |
| MY157902A (en) | 2006-05-19 | 2016-08-15 | Memc Electronic Materials | Controlling agglomerated point defect and oxygen cluster formation induced by the lateral surface of a silicon single crystal during cz growth |
| DE102006034786B4 (de) | 2006-07-27 | 2011-01-20 | Siltronic Ag | Monokristalline Halbleiterscheibe mit defektreduzierten Bereichen und Verfahren zur Ausheilung GOI-relevanter Defekte in einer monokristallinen Halbleiterscheibe |
| US7560355B2 (en) * | 2006-10-24 | 2009-07-14 | Vishay General Semiconductor Llc | Semiconductor wafer suitable for forming a semiconductor junction diode device and method of forming same |
| JP2009292663A (ja) * | 2008-06-03 | 2009-12-17 | Sumco Corp | シリコン単結晶の育成方法 |
| JP2009292662A (ja) * | 2008-06-03 | 2009-12-17 | Sumco Corp | シリコン単結晶育成における肩形成方法 |
| JP2010040587A (ja) * | 2008-07-31 | 2010-02-18 | Covalent Materials Corp | シリコンウェーハの製造方法 |
| IL204034A (en) * | 2009-02-24 | 2015-05-31 | Schott Ag | Photovoltaic device with central optics |
| KR101275418B1 (ko) * | 2010-03-16 | 2013-06-14 | 주식회사 엘지실트론 | 단결정 잉곳 제조방법 및 이에 의해 제조된 웨이퍼 |
| CN101824649A (zh) * | 2010-04-30 | 2010-09-08 | 中山大学 | 自动化光电晶体炉的生长前阶段控制方法 |
| JP2012166979A (ja) * | 2011-02-14 | 2012-09-06 | Sumco Corp | 多結晶シリコンの電磁鋳造方法および電磁鋳造装置 |
| JP5733245B2 (ja) * | 2012-03-16 | 2015-06-10 | 信越半導体株式会社 | シリコン単結晶ウェーハの製造方法 |
| CN102978688B (zh) * | 2012-11-16 | 2015-07-08 | 晶科能源有限公司 | 一种直拉单晶法的冷却工艺 |
| FR3005967B1 (fr) * | 2013-05-27 | 2017-06-02 | Commissariat Energie Atomique | Procede de fabrication d'un lingot de silicium dote de joints de grains symetriques |
| FR3005966B1 (fr) * | 2013-05-27 | 2016-12-30 | Commissariat Energie Atomique | Procede de fabrication d'un lingot de silicium par reprise sur germes en four de solidification dirigee |
| US9634098B2 (en) | 2013-06-11 | 2017-04-25 | SunEdison Semiconductor Ltd. (UEN201334164H) | Oxygen precipitation in heavily doped silicon wafers sliced from ingots grown by the Czochralski method |
| US20150243494A1 (en) * | 2014-02-25 | 2015-08-27 | Texas Instruments Incorporated | Mechanically robust silicon substrate having group iiia-n epitaxial layer thereon |
| US11111602B2 (en) | 2014-07-31 | 2021-09-07 | Globalwafers Co., Ltd. | Nitrogen doped and vacancy dominated silicon ingot and thermally treated wafer formed therefrom having radially uniformly distributed oxygen precipitation density and size |
| DE102015224983B4 (de) | 2015-12-11 | 2019-01-24 | Siltronic Ag | Halbleiterscheibe aus einkristallinem Silizium und Verfahren zu deren Herstellung |
| DE102015226399A1 (de) | 2015-12-22 | 2017-06-22 | Siltronic Ag | Siliciumscheibe mit homogener radialer Sauerstoffvariation |
| CN109346433B (zh) | 2018-09-26 | 2020-10-23 | 上海新傲科技股份有限公司 | 半导体衬底的键合方法以及键合后的半导体衬底 |
| KR20210150510A (ko) | 2019-04-11 | 2021-12-10 | 글로벌웨이퍼스 씨오., 엘티디. | 말기 본체 길이에서 감소된 왜곡을 갖는 잉곳을 준비하기 위한 프로세스 |
| SG11202111451WA (en) | 2019-04-18 | 2021-11-29 | Globalwafers Co Ltd | Methods for growing a single crystal silicon ingot using continuous czochralski method |
| KR102647797B1 (ko) | 2019-09-13 | 2024-03-15 | 글로벌웨이퍼스 씨오., 엘티디. | 연속 쵸크랄스키 방법을 사용하여 질소 도핑된 단결정 실리콘 잉곳을 성장시키기 위한 방법들 및 이 방법에 의해 성장되는 단결정 실리콘 잉곳 |
| EP3929334A1 (de) | 2020-06-23 | 2021-12-29 | Siltronic AG | Verfahren zur herstellung von halbleiterscheiben |
| FI3940124T3 (fi) | 2020-07-14 | 2024-04-03 | Siltronic Ag | Kidekappale yksikiteisestä piistä |
| WO2022017586A1 (de) * | 2020-07-21 | 2022-01-27 | Wacker Chemie Ag | Verfahren zur bestimmung von spurenmetallen in silicium |
| KR102255421B1 (ko) * | 2020-08-11 | 2021-05-24 | 충남대학교산학협력단 | 단결정 산화갈륨의 결함 평가방법 |
| CN113138195A (zh) * | 2021-04-16 | 2021-07-20 | 上海新昇半导体科技有限公司 | 晶体缺陷的监控方法及晶棒生长方法 |
| CN113703411B (zh) * | 2021-08-31 | 2022-08-30 | 亚洲硅业(青海)股份有限公司 | 多晶硅生长过程监测系统、方法及多晶硅生产系统 |
| WO2023125206A1 (zh) * | 2021-12-27 | 2023-07-06 | 中环领先半导体材料有限公司 | 单晶体的制备方法及硅晶体 |
| CN115233296A (zh) * | 2022-07-25 | 2022-10-25 | 北京麦竹吉科技有限公司 | 一种加热器、拉晶炉和消除大直径单晶硅自我间隙缺陷的方法 |
| EP4321656A1 (de) | 2022-08-09 | 2024-02-14 | Siltronic AG | Verfahren zum herstellen eines monokristallinen kristalls aus silizium |
Family Cites Families (75)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US622164A (en) * | 1899-03-28 | Carl august pfenning | ||
| US548735A (en) * | 1895-10-29 | Pile carpet | ||
| GB1456050A (en) * | 1974-05-13 | 1976-11-17 | British Aluminium Co Ltd | Production of metallic articles |
| US3997368A (en) | 1975-06-24 | 1976-12-14 | Bell Telephone Laboratories, Incorporated | Elimination of stacking faults in silicon devices: a gettering process |
| JPS583375B2 (ja) | 1979-01-19 | 1983-01-21 | 超エル・エス・アイ技術研究組合 | シリコン単結晶ウエハ−の製造方法 |
| US4350560A (en) * | 1981-08-07 | 1982-09-21 | Ferrofluidics Corporation | Apparatus for and method of handling crystals from crystal-growing furnaces |
| US4473795A (en) * | 1983-02-23 | 1984-09-25 | International Business Machines Corporation | System for resist defect measurement |
| JPS59190300A (ja) | 1983-04-08 | 1984-10-29 | Hitachi Ltd | 半導体製造方法および装置 |
| JPS62105998A (ja) * | 1985-10-31 | 1987-05-16 | Sony Corp | シリコン基板の製法 |
| CN86104069A (zh) * | 1986-06-09 | 1987-02-11 | 电子工业部第四十四研究所 | 硅的多重吸杂技术及多重吸杂硅片 |
| JPS63215041A (ja) | 1987-03-04 | 1988-09-07 | Toshiba Corp | 結晶欠陥評価用エツチング液 |
| US4981549A (en) * | 1988-02-23 | 1991-01-01 | Mitsubishi Kinzoku Kabushiki Kaisha | Method and apparatus for growing silicon crystals |
| US5264189A (en) * | 1988-02-23 | 1993-11-23 | Mitsubishi Materials Corporation | Apparatus for growing silicon crystals |
| JPH02137524A (ja) | 1988-11-18 | 1990-05-25 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 電子チューナ |
| JPH02180789A (ja) | 1989-01-05 | 1990-07-13 | Kawasaki Steel Corp | Ｓｉ単結晶の製造方法 |
| JPH0633235B2 (ja) | 1989-04-05 | 1994-05-02 | 新日本製鐵株式会社 | 酸化膜耐圧特性の優れたシリコン単結晶及びその製造方法 |
| JPH0633236B2 (ja) | 1989-09-04 | 1994-05-02 | 新日本製鐵株式会社 | シリコン単結晶の熱処理方法および装置ならびに製造装置 |
| JPH0729878B2 (ja) | 1990-06-07 | 1995-04-05 | 三菱マテリアル株式会社 | シリコンウエーハ |
| JPH04108682A (ja) | 1990-08-30 | 1992-04-09 | Fuji Electric Co Ltd | 化合物半導体単結晶製造装置および製造方法 |
| JPH06103714B2 (ja) | 1990-11-22 | 1994-12-14 | 信越半導体株式会社 | シリコン単結晶の電気特性検査方法 |
| JPH08760B2 (ja) | 1991-03-14 | 1996-01-10 | 信越半導体株式会社 | シリコンウェーハの品質検査方法 |
| JP2613498B2 (ja) | 1991-03-15 | 1997-05-28 | 信越半導体株式会社 | Ｓｉ単結晶ウエーハの熱処理方法 |
| JP3016897B2 (ja) * | 1991-03-20 | 2000-03-06 | 信越半導体株式会社 | シリコン単結晶の製造方法及び装置 |
| JP2758093B2 (ja) * | 1991-10-07 | 1998-05-25 | 信越半導体株式会社 | 半導体ウェーハの製造方法 |
| JPH0684925A (ja) * | 1992-07-17 | 1994-03-25 | Toshiba Corp | 半導体基板およびその処理方法 |
| DE4490103T1 (de) | 1993-01-06 | 1997-07-24 | Nippon Steel Corp | Verfahren und Vorrichtung zum Vorherbestimmen der Kristallqualität eines Halbleiter- Einkristalls |
| JPH0741383A (ja) | 1993-07-29 | 1995-02-10 | Nippon Steel Corp | 半導体単結晶およびその製造方法 |
| JPH07158458A (ja) | 1993-12-10 | 1995-06-20 | Mitsubishi Motors Corp | 多気筒内燃エンジンの吸気制御装置 |
| IT1280041B1 (it) | 1993-12-16 | 1997-12-29 | Wacker Chemitronic | Procedimento per il tiraggio di un monocristallo di silicio |
| DE4414947C2 (de) * | 1993-12-16 | 1998-12-17 | Wacker Siltronic Halbleitermat | Verfahren zum Ziehen eines Einkristalls aus Silicium |
| JP3276500B2 (ja) | 1994-01-14 | 2002-04-22 | ワッカー・エヌエスシーイー株式会社 | シリコンウェーハとその製造方法 |
| US5474020A (en) * | 1994-05-06 | 1995-12-12 | Texas Instruments Incorporated | Oxygen precipitation control in czochralski-grown silicon cyrstals |
| JP3552278B2 (ja) * | 1994-06-30 | 2004-08-11 | 三菱住友シリコン株式会社 | シリコン単結晶の製造方法 |
| KR960005669A (ko) | 1994-07-21 | 1996-02-23 | 이헌조 | 흑백브라운관의 형광막 형성방법 및 장치 |
| JP2874834B2 (ja) * | 1994-07-29 | 1999-03-24 | 三菱マテリアル株式会社 | シリコンウェーハのイントリンシックゲッタリング処理法 |
| JP3285111B2 (ja) * | 1994-12-05 | 2002-05-27 | 信越半導体株式会社 | 結晶欠陥の少ないシリコン単結晶の製造方法 |
| US5966282A (en) * | 1994-12-20 | 1999-10-12 | A. C. Data Systems, Inc. | Power surge protection assembly |
| JPH08208374A (ja) | 1995-01-25 | 1996-08-13 | Nippon Steel Corp | シリコン単結晶およびその製造方法 |
| US5593494A (en) | 1995-03-14 | 1997-01-14 | Memc Electronic Materials, Inc. | Precision controlled precipitation of oxygen in silicon |
| JP2826589B2 (ja) * | 1995-03-30 | 1998-11-18 | 住友シチックス株式会社 | 単結晶シリコン育成方法 |
| JP3085146B2 (ja) | 1995-05-31 | 2000-09-04 | 住友金属工業株式会社 | シリコン単結晶ウェーハおよびその製造方法 |
| JPH08337490A (ja) | 1995-06-09 | 1996-12-24 | Shin Etsu Handotai Co Ltd | 結晶欠陥の少ないシリコン単結晶及びその製造方法 |
| JP3006669B2 (ja) * | 1995-06-20 | 2000-02-07 | 信越半導体株式会社 | 結晶欠陥の均一なシリコン単結晶の製造方法およびその製造装置 |
| JP4020987B2 (ja) | 1996-01-19 | 2007-12-12 | 信越半導体株式会社 | ウエーハ周辺部に結晶欠陥がないシリコン単結晶およびその製造方法 |
| US5958133A (en) * | 1996-01-29 | 1999-09-28 | General Signal Corporation | Material handling system for growing high-purity crystals |
| JP3417515B2 (ja) | 1996-03-22 | 2003-06-16 | 信越半導体株式会社 | シリコン単結晶基板の結晶欠陥評価方法 |
| DE19613282A1 (de) * | 1996-04-03 | 1997-10-09 | Leybold Ag | Vorrichtung zum Ziehen von Einkristallen |
| DE19637182A1 (de) | 1996-09-12 | 1998-03-19 | Wacker Siltronic Halbleitermat | Verfahren zur Herstellung von Halbleiterscheiben aus Silicium mit geringer Defektdichte |
| JPH10152395A (ja) | 1996-11-21 | 1998-06-09 | Komatsu Electron Metals Co Ltd | シリコン単結晶の製造方法 |
| US5789309A (en) | 1996-12-30 | 1998-08-04 | Memc Electronic Materials, Inc. | Method and system for monocrystalline epitaxial deposition |
| KR100237829B1 (ko) | 1997-02-06 | 2000-01-15 | 윤종용 | 웨이퍼의 결함 분석방법 |
| SG64470A1 (en) * | 1997-02-13 | 1999-04-27 | Samsung Electronics Co Ltd | Methods of manufacturing monocrystalline silicon ingots and wafers by controlling pull rate profiles in a hot zone furnace and ingots and wafers manufactured thereby |
| US6045610A (en) | 1997-02-13 | 2000-04-04 | Samsung Electronics Co., Ltd. | Methods of manufacturing monocrystalline silicon ingots and wafers by controlling pull rate profiles in a hot zone furnance |
| US5994761A (en) * | 1997-02-26 | 1999-11-30 | Memc Electronic Materials Spa | Ideal oxygen precipitating silicon wafers and oxygen out-diffusion-less process therefor |
| DE19711922A1 (de) * | 1997-03-21 | 1998-09-24 | Wacker Siltronic Halbleitermat | Vorrichtung und Verfahren zum Ziehen eines Einkristalls |
| SG105509A1 (en) | 1997-04-09 | 2004-08-27 | Memc Electronic Materials | Low defect density, self-interstitial dominated silicon |
| US6379642B1 (en) * | 1997-04-09 | 2002-04-30 | Memc Electronic Materials, Inc. | Vacancy dominated, defect-free silicon |
| MY137778A (en) | 1997-04-09 | 2009-03-31 | Memc Electronic Materials | Low defect density, ideal oxygen precipitating silicon |
| JPH1179889A (ja) | 1997-07-09 | 1999-03-23 | Shin Etsu Handotai Co Ltd | 結晶欠陥が少ないシリコン単結晶の製造方法、製造装置並びにこの方法、装置で製造されたシリコン単結晶とシリコンウエーハ |
| US5942032A (en) | 1997-08-01 | 1999-08-24 | Memc Electronic Materials, Inc. | Heat shield assembly and method of growing vacancy rich single crystal silicon |
| US5922127A (en) | 1997-09-30 | 1999-07-13 | Memc Electronic Materials, Inc. | Heat shield for crystal puller |
| JP3919308B2 (ja) | 1997-10-17 | 2007-05-23 | 信越半導体株式会社 | 結晶欠陥の少ないシリコン単結晶の製造方法ならびにこの方法で製造されたシリコン単結晶およびシリコンウエーハ |
| JP3596257B2 (ja) | 1997-11-19 | 2004-12-02 | 三菱住友シリコン株式会社 | シリコン単結晶ウェーハの製造方法 |
| US6245430B1 (en) * | 1997-12-12 | 2001-06-12 | Sumitomo Sitix Corporation | Silicon single crystal wafer and manufacturing method for it |
| JP3634133B2 (ja) | 1997-12-17 | 2005-03-30 | 信越半導体株式会社 | 結晶欠陥の少ないシリコン単結晶の製造方法及びシリコン単結晶ウエーハ |
| JP4147599B2 (ja) | 1997-12-26 | 2008-09-10 | 株式会社Ｓｕｍｃｏ | シリコン単結晶及びその製造方法 |
| JP3955375B2 (ja) | 1998-01-19 | 2007-08-08 | 信越半導体株式会社 | シリコン単結晶の製造方法およびシリコン単結晶ウエーハ |
| JP3627498B2 (ja) | 1998-01-19 | 2005-03-09 | 信越半導体株式会社 | シリコン単結晶の製造方法 |
| DE19823962A1 (de) | 1998-05-28 | 1999-12-02 | Wacker Siltronic Halbleitermat | Verfahren zur Herstellung eines Einkristalls |
| US6077343A (en) | 1998-06-04 | 2000-06-20 | Shin-Etsu Handotai Co., Ltd. | Silicon single crystal wafer having few defects wherein nitrogen is doped and a method for producing it |
| US6093913A (en) | 1998-06-05 | 2000-07-25 | Memc Electronic Materials, Inc | Electrical heater for crystal growth apparatus with upper sections producing increased heating power compared to lower sections |
| CN1155074C (zh) | 1998-09-02 | 2004-06-23 | Memc电子材料有限公司 | 从低缺陷密度的单晶硅上制备硅-绝缘体结构 |
| DE69908965T2 (de) * | 1998-10-14 | 2004-05-13 | Memc Electronic Materials, Inc. | Wärmegetempertes einkristallines silizium mit niedriger fehlerdichte |
| KR20010034789A (ko) * | 1998-10-14 | 2001-04-25 | 헨넬리 헬렌 에프 | 실질적으로 성장 결점이 없는 에피택시얼 실리콘 웨이퍼 |
| US20020084451A1 (en) * | 2000-12-29 | 2002-07-04 | Mohr Thomas C. | Silicon wafers substantially free of oxidation induced stacking faults |
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