JP2003197625A - 低欠陥密度の理想的酸素析出シリコン - Google Patents

低欠陥密度の理想的酸素析出シリコン

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Abstract

(57)【要約】 【課題】 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を提供する。 【解決手段】 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、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。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は一般に、電子部品の
製造に使用される、半導体材料基板、特にシリコンウエ
ハに関する。本発明は特に、本質的にどの任意の電子デ
バイス製造プロセスの熱処理サイクルの間にも、理想的
な不均一深さ分布の酸素析出物を形成し、および、凝集
真性点欠陥を実質的に有さない軸対称領域を付加的に有
する、シリコンウエハならびにその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】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（extractio
n）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。
【０００３】電子デバイスの製造に一般に使用される熱
処理サイクルは、酸素で過飽和されたシリコンウエハに
おいて、酸素の析出を生じうる。ウエハにおける析出の
位置に依存して、析出は有害にも有益にもなりうる。ウ
エハの活性デバイス領域に位置する酸素析出は、デバイ
スの操作を害することがある。しかし、バルクに存在す
る酸素析出は、ウエハに接触する望ましくない金属性不
純物を捕捉することができる。ウエハのバルクに位置す
る酸素析出を、金属を捕捉するために使用することは一
般に、内部ゲッタリングまたはイントリンシック・ゲッ
タリング（ＩＧ）と称される。
【０００４】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 Sili
con Crystal Technology, AcademicPress,Inc., San Di
ego Calofornia (1989), p361〜367、およびそこに引用
されている文献を参照。
【０００５】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。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】従って、本発明の目的
は、本質的にどの電子デバイス製造プロセスの熱処理サ
イクルの間にも、理想的な不均一深さ分布の酸素析出物
を形成する単結晶シリコンウエハの提供；充分な深さの
デニューデッドゾーン、およびウエハバルクにおける充
分な密度の酸素析出物を、最適におよび再現的に形成す
るウエハの提供；デニューデッドゾーンの形成、および
ウエハバルクにおける酸素析出物の形成が、ウエハのこ
れらの領域における酸素濃度の差異に依存しないウエハ
の提供；デニューデッドゾーンの形成が、酸素の外部拡
散に依存しない方法の提供；得られるデニューデッドゾ
ーンの厚みが、ＩＣ製造工程シーケンスの細部に本質的
に依存しないウエハの提供；デニューデッドゾーンの形
成、およびウエハバルクにおける酸素析出物の形成が、
それからシリコンウエハがスライスされるチョクラルス
キー成長単結晶シリコンインゴットの、熱履歴および酸
素濃度によって影響を受けないウエハの提供；および、
結晶格子空孔またはシリコン自己格子間原子の凝集から
生じる欠陥を実質的に有さない、実質的な半径幅の軸対
称領域を付加的に有するウエハの提供；である。
【０００７】
【課題を解決するための手段】従って、簡単に言えば、
本発明は、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。
【０００８】本発明は、一方がウエハの前表面であり他
方がウエハの後表面であるほぼ平行な２つの主表面；前
表面と後表面の間の中央面；前表面と後表面を接合する
周囲縁；前表面の約１５マイクロメートル以下の距離Ｄ
２内のウエハの領域を有して成る前表面層；および、中
央面と前表面層の間のウエハの領域を有して成るバルク
層；を有する単結晶シリコンウエハにも関する。特に、
８００℃において４時間、次に１０００℃において１６
時間でウエハをアニールすることから本質的に成る酸素
析出熱処理にウエハを曝露したときに、バルク層におけ
る析出物のピーク密度が中央面かまたはその付近に存在
し、バルク層における析出物の濃度が前表面層の方向に
一般に減少する濃度輪郭を有する酸素析出物をウエハが
含有するような、実質的に均一な酸素濃度および結晶格
子空孔の濃度を、バルク層が有する。１つの実施態様に
おいては、空孔が優勢な真性点欠陥であり、凝集真性点
欠陥を実質的に有さない第一軸対称領域を、ウエハが付
加的に有し、該第一軸対称領域は、中心軸を有して成る
かまたは少なくとも約１５ｍｍの幅を有する。他の態様
においては、凝集真性点欠陥を実質的に有さない軸対称
領域を、ウエハが付加的に有して成り、該軸対称領域
は、ウエハの周囲縁から半径方向に内向きに延在し、周
囲縁から中心軸に向かって半径方向に測定される幅を有
し、該幅はウエハの半径の長さの少なくとも約４０％で
ある。
【０００９】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。
【００１０】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。
【００１１】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。
【００１２】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。
【００１３】本発明により、理想的な析出ウエハが見い
だされた。このウエハは、本質的には、任意の電子デバ
イス製造工程の途中で、ＩＧ目的のために充分な深さの
デニューデッドゾーンと、充分な密度の酸素析出物を含
むウエハバルクとを形成する。この理想的な析出ウエハ
は、好都合なことに、半導体シリコン製造業で一般的に
使用されている用具を使用して短時間で調製することが
できる。このような処理により、電子デバイス製造工程
の途中で酸素が析出する様式を決定するか、または「印
刷」する「テンプレート」がシリコンに形成される。
【００１４】本発明の理想的な析出ウエハの出発材料
は、従来のチョクラルスキー（Czochralski）結晶成長
法に従って成長させた単結晶インゴットからスライスさ
れた単結晶ウエハである。そのような方法は、標準的な
シリコンスライス技術、ラップ処理（lapping）技術、
エッチング技術および研磨技術と同様に、例えば、F.Sh
imura、Semiconductor Silicon Crystal Technology、A
cademic Press（1989）、およびSilicon Chemical Etch
ing (J.Grabmaier編） Springer-Verlag、New York（19
82）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９×１０
１７原子／ｃｍ３（ASTM規格F-121-83）の範囲内の酸素
濃度を有する。ウエハの酸素析出挙動は、理想的な析出
ウエハ中の酸素濃度と本質的には連携していないので、
出発ウエハの酸素濃度は、チョクラルスキープロセスに
よって到達可能な範囲内の任意の濃度またはその範囲外
の任意の濃度でさえあり得る。
【００１５】シリコンの融点（約１４１０℃）温度から
約７５０℃〜約３５０℃の範囲への単結晶シリコンイン
ゴットの冷却速度に依存して、酸素析出物の核形成中心
が、ウエハがスライスされる単結晶シリコンインゴット
に形成し得る。しかし、出発材料におけるこのような核
形成中心の有無は、これらの中心が約１３００℃を超え
ない温度でシリコンを熱処理することによって溶解し得
る場合には本発明にとって重要でない。約８００℃の温
度で約４時間のシリコンのアニーリング処理などのいく
つかの熱処理は、このような中心が約１１５０℃を超え
ない温度で溶解し得ないように、これらの中心を安定化
させることができる。酸素析出物の検出限界は、現在、
約５×１０６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１
６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。
【００１６】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。
【００１７】次に、図１を参照すると、本発明の理想的
な析出ウエハの出発材料である単結晶シリコンウエハ１
は、前表面３、後表面５、および前表面と後表面との間
の仮想的な中央面７を有する。本明細書における用語
「前（表面）」および「後（表面）」は、ウエハの２つ
のほぼ平らな主表面を区別するために使用される；ウエ
ハの前表面は、その用語が本明細書中で使用される場
合、必ずしも、電子デバイスが続いて組み立てられる表
面である必要はなく、ウエハの後表面は、その用語が本
明細書中で使用される場合、必ずしも、電子デバイスが
組み立てられる表面の反対側のウエハの主表面である必
要はない。さらに、シリコンウエハは、典型的には、あ
る程度の全体的な厚みの変動（ＴＴＶ）、反り（warp）
および湾曲（bow）を有するので、前表面の任意の点と
後表面の任意の点との中間点は、正確には、１つの平面
に含まれ得ない；しかし、実際問題として、ＴＴＶ、反
りおよび湾曲は非常にわずかであるので、近い近似で
は、そのような中間点は、前表面と後表面との間のほぼ
等しい距離にある仮想的な中央面に含まれると言うこと
ができる。
【００１８】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３
０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。
【００１９】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。
【００２０】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。ウエハ全体の空孔濃度（空
格子点濃度）の増大が、直ちではないとしても、アニー
リング温度に到達したときにほぼ達成される。ウエハ
は、一般に、この温度で、少なくとも１秒間、典型的に
は少なくとも数秒間（例えば、少なくとも３秒間）、好
ましくは数十秒間（例えば、２０秒間、３０秒間、４０
秒間または５０秒間）、およびウエハの所望の特性に依
存して、約６０秒（これは市販の急速熱アニーリング装
置のほぼ限界である）までの範囲であり得る期間保持さ
れる。得られるウエハは、このウエハにおいて比較的均
一な空孔濃度（数密度）特性を有する。
【００２１】今日までに得られた実験的証拠に基づい
て、急速熱アニーリング工程が行われる雰囲気は、好ま
しくは、酸素、水蒸気および他の酸化性ガスの比較的小
さな分圧を有するに過ぎない；すなわち、その雰囲気
は、酸化性ガスが全く存在しないか、またはそのような
ガスの分圧を全く有せず、空孔濃度の成長を抑制するシ
リコン自己格子間原子の充分量を注入するのに不充分で
ある。酸化性ガスの下限濃度は正確には決定されていな
いが、０．０１気圧（ａｔｍ）すなわち１０，０００部
／百万原子（ｐｐｍａ）の酸素分圧に関して、空孔濃度
の増大および効果が認められないことが明らかにされて
いる。従って、雰囲気は、酸素および他の酸化性ガスの
分圧が０．０１ａｔｍ（１０，０００ｐｐｍａ）未満で
あることが好ましい；より好ましくは、雰囲気中におけ
るこれらのガスの分圧は約０．００２ａｔｍ（２，００
０ｐｐｍａ）以下であり、より好ましくは約０．００５
ａｔｍ（５，０００ｐｐｍａ）以下であり、最も好まし
くは約０．００１ａｔｍ（１，０００ｐｐｍａ）以下で
ある。
【００２２】結晶格子の空孔が生成することに加えて、
急速熱アニーリング工程は、シリコンの出発材料中に存
在する安定化されていない任意の酸素析出物核形成中心
を溶解する。このような核形成中心は、例えば、ウエハ
がスライスされる単結晶シリコンインゴットの成長途中
で形成され得るか、またはウエハまたはウエハがスライ
スされるインゴットの以前の熱履歴におけるいくつかの
他の事象の結果として形成され得る。従って、出発材料
におけるこのような核形成中心の有無は、これらの中心
が、急速熱アニリーング工程の最中で溶解し得る場合に
は重要ではない。
【００２３】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（M
ountain View、CA）から入手できるモデル６１０炉であ
る。
【００２４】真性点欠陥（空孔およびシリコン自己格子
間原子）は、温度に依存する拡散速度で単結晶シリコン
中を拡散し得る。従って、真性点欠陥の濃度特性は、温
度を関数とする真性点欠陥の拡散係数および再結合速度
の関数である。例えば、真性点欠陥は、急速熱アニーリ
ング工程においてウエハがアニーリング処理される温度
の近傍温度で比較的移動し得るが、７００℃もの温度で
は、本質的に、任意の商業的に実用的な時間で移動し得
ない。これまでに得られた実験的証拠により、空孔の有
効拡散速度は、約７００℃未満の温度で、そしておそら
くは、８００℃または９００℃あるいは１０００℃でさ
えの温度でかなり遅いことが示唆される。空孔は、任意
の商業的に実用的な時間で移動しないと見なすことがで
きる。
【００２５】工程Ｓ２が終了したとき、ウエハは、結晶
格子の空孔が単結晶シリコン内で比較的移動し得る温度
範囲を通過するように（または該温度範囲まで）工程Ｓ
３において急冷される。ウエハの温度がこの範囲の温度
を通過して下がるとき、空孔は、酸化物層９に拡散して
消滅し、従って、ウエハがこの範囲内の温度で保持され
た時間の長さに依存する変化度を伴って空孔の濃度特性
の変化をもたらす。ウエハがこの範囲内のこの温度で無
限の時間保持されたならば、空孔濃度は、再度、ウエハ
バルク１１の全体に実質的に均一になり、その濃度は、
熱処理工程の終了直後における結晶格子の空孔濃度より
も実質的に少ない平衡値である。しかし、ウエハを急冷
することによって、結晶格子の空孔の不均一な分布が最
大の空孔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、空孔濃度は、ウエハの前
表面３および後表面５の方向で減少する。一般に、この
範囲の温度内での平均冷却速度は、少なくとも約５℃／
秒であり、好ましくは少なくとも約２０℃／秒である。
デニューデッドゾーンの所望の深さに依存して、平均冷
却速度は、好ましくは少なくとも５０℃／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、
結晶格子の空孔が単結晶シリコン内で比較的移動し得る
温度範囲の外側の温度に冷却されると、冷却速度は、ウ
エハの析出特性に大きな影響を与えないようであり、従
って、冷却速度は、きわどいほど臨界的ではないようで
ある。便宜上、冷却工程は、加熱工程が行われる同じ雰
囲気中で行うことができる。
【００２６】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。高い空孔領域（ウエハバルク）にお
いて、酸素は、ウエハが炉に入れられると急速にクラス
ター化する。負荷温度に到達するときまでにクラスター
化過程は終了し、空孔の初期濃度だけに依存するクラス
ター分布が得られる。低い空孔領域（ウエハ表面の近
く）において、ウエハは、以前から存在する酸素析出物
核形成中心を有さない正常なウエハのように挙動する；
すなわち、酸素のクラスター化は観測されない。温度が
８００℃を超えて高くなるとき、あるいは温度が一定に
維持される場合、空孔が多い帯域内のクラスターは、成
長して析出し、それによって消費されるが、空孔が少な
い帯域では何も起こらない。ウエハを空孔濃度の様々な
帯域に分割することによって、テンプレートが効果的に
得られ、そのテンプレートによって、ウエハを炉に入れ
たときに固定される酸素析出物パターンが描かれる。
【００２７】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。
【００２８】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５×１０
１０析出物／ｃｍ３の範囲の析出物密度が日常的に得ら
れる。
【００２９】酸素析出物を含まない材料（デニューデッ
ドゾーン）１５および１５’の前表面および後表面から
のそれぞれの深さｔ、ｔ’は、主として、結晶格子の空
孔がシリコン中で比較的移動し得る温度範囲への冷却速
度の関数である。一般に、深さｔ、ｔ’は、冷却速度の
低下とともに増加し、少なくとも約１０ミクロン、２０
ミクロン、３０ミクロン、４０ミクロン、５０ミクロ
ン、７０ミクロン、または１００ミクロンでさえものデ
ニューデッドゾーンの深さを得ることができる。重要な
ことに、デニューデッドゾーンの深さは、本質的には、
電子デバイス製造プロセスの細部に依存せず、さらに、
従来的に実施される酸素の外方拡散（out-diffusion）
に依存しない。
【００３０】本発明のプロセスにおいて用いられる急速
熱処理によって、少量の酸素がウエハの前表面および後
表面から外方拡散し得る一方で、外方拡散の量は、デニ
ューデッドゾーンの生成に関する従来のプロセスで観測
される量よりも著しく少ない。結果として、本発明の理
想的な析出ウエハは、シリコン表面からの距離を関数と
する実質的に均一な格子間酸素濃度を有する。例えば、
酸素析出熱処理を行う前に、ウエハは、実質的に均一な
格子間酸素濃度を、ウエハの中心からウエハ表面の約１
５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。
【００３１】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。
【００３２】本発明の第２の実施形態において、窒化物
非形成性の雰囲気が、第１の実施形態の加熱（急速熱ア
ニーリング）工程および冷却工程において使用される窒
化物形成性の雰囲気の代わりに使用される。適切な窒化
物非形成性の雰囲気には、アルゴン、ヘリウム、ネオ
ン、二酸化炭素および他のそのような非酸化性で窒化物
非形成性の元素ガスおよび化合物ガス、あるいはそのよ
うなガスの混合物が含まれる。このような窒化物非形成
性の雰囲気は、窒化物形成性の雰囲気と同様に、比較的
低い分圧の酸素、すなわち、０．０１ａｔｍ（１０，０
００ｐｐｍａ）未満、より好ましくは０．００５ａｔｍ
（５，０００ｐｐｍａ）未満、より好ましくは０．００
２ａｔｍ（２，０００ｐｐｍａ）未満、最も好ましくは
０．００１ａｔｍ（１，０００ｐｐｍａ）未満の分圧の
酸素を含有することができる。
【００３３】本発明の第３の実施形態において、工程Ｓ
１（熱酸化工程）は省略され、出発ウエハは、自然の酸
化物層のみを有する。しかし、そのようなウエハが窒素
雰囲気中でアニーリング処理されると、その効果は、自
然の酸化物層よりも厚い酸化物層（「増分化酸化物
層」）を有するウエハが窒素中でアニーリング処理され
たときに認められる効果とは異なる。増分化酸化物層を
含有するウエハを窒素雰囲気中でアニーリング処理した
とき、空孔濃度の実質的に均一な増加が、アニーリング
温度に達した直後ではないとしても、その近くにおいて
ウエハ全体で達成される；さらに、空孔濃度は、所与の
アニーリング温度でのアニーリング時間の関数として大
きく増大しないようである。しかし、ウエハが自然の酸
化物層しか有さず、ウエハの前表面および後表面が窒素
中でアニーリング処理される場合、得られるウエハは、
ウエハの断面に関して、ほぼ「Ｕ字型」の空孔濃度（数
密度）特性を有する；すなわち、最大濃度が前表面およ
び後表面の数ミクロン以内のところに存在し、比較的一
定したそれよりも低い濃度がウエハバルク全体に存在す
る。ウエハバルクにおけるその最少濃度は、初期には、
増分化酸化物層を有するウエハで得られる濃度にほぼ等
しい。さらに、アニーリング時間を増大させると、自然
の酸化物層のみを有するウエハにおける空孔濃度は増加
する。
【００３４】実験的な証拠により、自然の酸化物層のみ
を有するウエハの挙動と、増分化酸化物層を有するウエ
ハの挙動との違いは、分子状酸素または他の酸化性ガス
を雰囲気に含むことによって回避できることがさらに示
唆される。言い換えれば、自然の酸化物のみを有するウ
エハが低い酸素分圧を含有する窒素雰囲気中でアニーリ
ング処理された場合、ウエハは、増分化酸化物層を有す
るウエハと同じように挙動する。何らかの理論にとらわ
れるものではないが、厚さが自然の酸化物層よりも大き
い表面酸化物層は、シリコンの窒化物形成を阻害する遮
蔽物として役立つようである。従って、このような酸化
物層は、出発ウエハの表面に存在し得るか、またはアニ
ーリング工程中において増分化酸化物層を成長させるこ
とによって処理中にその場で形成させることができる。
【００３５】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（２００ｐｐ
ｍａ）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（１，０００ｐｐ
ｍａ）未満である。
【００３６】本発明の他の実施形態において、ウエハの
前表面および後表面は、異なる雰囲気に曝すことができ
る。その雰囲気のそれぞれは、１つまたは複数の窒化物
形成性ガスまたは窒化物非形成性ガスを含有することが
できる。例えば、前表面が窒化物非形成性のガスに曝さ
れながら、ウエハの後表面は窒化物形成性のガスに曝す
ことができる。あるいは、多数のウエハ（例えば、２
枚、３枚またはそれ以上のウエハ）を、面を向かい合わ
せに配置して積み重ねたままで同時にアニーリング処理
することができる；この方法でアニーリング処理された
とき、向かい合って接触している面は、アニーリング処
理中において雰囲気から機械的に遮蔽される。あるい
は、急速熱アニーリング工程において使用される雰囲気
およびウエハの所望の酸素析出特性に依存して、酸化物
層を、デニューデッドゾーンが所望されるウエハ面、例
えば、ウエハの前表面３のみに形成させることができる
（図１を参照のこと）。
【００３７】本発明のプロセスに関する出発材料は、研
磨されたシリコンウエハ、あるいはラップ処理およびエ
ッチングが行われた非研磨のシリコンウエハであり得
る。さらに、ウエハは、優勢な真性点欠陥として空孔ま
たは自己格子間原子の点欠陥を有し得る。例えば、ウエ
ハは、中心から縁まで空孔が優勢に存在するか、中心か
ら縁まで自己格子間原子が優勢に存在するか、あるい
は、軸対称的な環状の自己格子間原子優勢材によって囲
まれた空孔優勢材の中心コアを含有し得る。
【００３８】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１２
０、シードコーン（seed-cone）１４０、エンドコーン
（end-cone）１６０、およびシードコーンとエンドコー
ンとの間の直径一定部分１８０を含む。直径一定部分
は、周囲縁２００を有し、そして中心軸１２０から周囲
縁２００まで拡がる半径４０を有する。さらに、インゴ
ットは自己格子間原子優勢材６０の軸対称領域を含有す
ることができ、これは、凝集した真性点欠陥を実質的に
含まず、空孔優勢材８０の一般にはシリンダー状領域を
囲む。空孔優勢材８０の一部またはすべても、同様に、
凝集した真性点欠陥を実質的に含まない；あるいは、自
己格子間原子優勢領域６０は中心から縁まで拡がり得る
か、または空孔優勢領域８０は中心から縁まで拡がり得
る。
【００３９】１つの実施形態において、軸対称領域９０
は、Ｖ／Ｉ境界２０から軸１２０まで拡がる半径４０に
沿って測定される幅を有する。この領域は、少なくとも
１５ｍｍの幅を有し、好ましくは、インゴットの直径一
定部分の半径の少なくとも約７．５％、より好ましくは
少なくとも約１５％、さらにより好ましくは少なくとも
約２５％、最も好ましくは少なくとも約５０％の幅を有
する。特に好ましい実施形態において、軸対称領域９０
はインゴットの軸１２０を含み、すなわち、軸対称領域
９０および一般にはシリンダー状の領域８０は一致す
る。言い換えれば、インゴット１００は、空孔優勢材８
０の一般にはシリンダー状領域を含み、その少なくとも
一部は、凝集した欠陥を含まない。さらに、軸対称領域
９０は、インゴットの直径一定部分の長さの少なくとも
約２０％、好ましくは少なくとも約４０％、より好まし
くは少なくとも約６０％、さらにより好ましくは少なく
とも約８０％の長さにわたって拡がる。
【００４０】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１
００から得ることができる。軸対称領域６０は、周囲縁
２００から中心軸１２０に向かって半径方向に内側に測
定される幅２２０を一般に有し、この幅は、インゴット
の直径一定部分の半径の少なくとも約３０％であり、い
くつかの実施形態においては、その少なくとも約４０％
であり、あるいは少なくとも約６０％であり、あるいは
少なくとも約８０％でさえある。さらに、軸対称領域
は、一般に、インゴットの直径一定部分の長さの少なく
とも約２０％、好ましくは少なくとも約４０％、より好
ましくは少なくとも約６０％、さらにより好ましくは少
なくとも約８０％の長さ２６０にわたって拡がる。
【００４１】エピタキシャル層が理想的な析出ウエハに
堆積し得る場合、本発明のプロセスをエピタキシャル堆
積の前またはその後に行うことができる。本発明のプロ
セスがその前に行われる場合、本発明のプロセスの後で
エピタキシャル堆積の前において酸素析出物核形成中心
を安定化させることが望ましいことがあり得る。本発明
のプロセスがその後で行われる場合、本発明のプロセス
によって必要とされる冷却速度が達成され得るならば、
エピタキシャル堆積の直後にエピタキシャル反応炉で本
発明のプロセスを行うことが望ましいことであり得る。
【００４２】単結晶シリコンにおける結晶格子の空孔の
測定は、白金拡散分析によって行うことができる。一般
的には、白金をサンプルに堆積させ、水平表面に拡散さ
せる。この時の拡散時間および拡散温度は、フランク−
ターンブル（Frank-Turnbull）機構によって白金の拡散
が支配されるように選択されることが好ましいが、これ
は、白金原子による空孔のデコレーション（decoratio
n）の定常状態に到達するのに充分である。本発明に関
して典型的な空孔濃度を有するウエハに関して、７３０
℃で２０分間の拡散時間および拡散温度を使用すること
ができるが、より精確な分析は、それよりも低い温度
で、例えば、約６８０℃で得ることができるようであ
る。さらに、ケイ化物形成過程によると考えられる影響
を最小限にするために、白金堆積法によって、好ましく
は、１つよりも少ない単層の表面濃度が得られる。白金
拡散技法は他の場所に記載されている：例えば、Jacob
他、J. Appl. Phys.、第82巻、182頁（1997）；Zimmerm
ann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、Seile
nthalおよびEichiner、「シリコンにおける空孔濃度の
ウエハマッピング」、Journal of Crystal Growth、第1
29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）。
【００４３】軸対称領域を含有する単結晶シリコンの調
製 今日までの実験的証拠に基づいて、真性点欠陥の種類お
よび初期濃度を、インゴットが凝固温度（すなわち、約
１４１０℃）から１３００℃よりも高い温度（すなわ
ち、少なくとも約１３２５℃、あるいは少なくとも約１
３５０℃、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、Ｇ０はこの温
度範囲での平均軸温度勾配である）。
【００４４】図１１を参照して、ｖ／Ｇ０値の増加に関
して、漸減的な自己格子間原子優勢成長から漸増的な空
孔優勢成長への転移がｖ／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、Ｇ０は、軸温度勾配が上記の温度範囲内で一定で
ある条件下で測定される。この臨界値において、これら
の真性点欠陥の濃度は平衡している。
【００４５】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、自己格子間原子濃度は増加する。これらの濃度
が系の臨界的な過飽和レベルに達する場合、および点欠
陥の移動性が充分に高い場合、反応または凝集事象が生
じ得る。シリコンにおいて凝集した真性点欠陥の濃度
は、複雑な高集積度回路の製造における材料の予想され
る収量に重大な影響を与え得る。
【００４６】本発明により、シリコンマトリックス内の
空孔が反応して、凝集した空孔欠陥を生成する反応、お
よびシリコンマトリックス内の自己格子間原子が反応し
て、凝集した格子間原子欠陥を生成する反応が抑制され
得ることが発見された。何らかの特定の理論にとらわれ
るものではないが、空孔および自己格子間原子の濃度
は、本発明のプロセスにおいて結晶インゴットの成長お
よび冷却が行われている間においては、系の自由エネル
ギーの変化が、凝集反応が自発的に起こり、凝集した空
孔欠陥または格子間原子欠陥が生成する臨界値を決して
超えないように制御されていると考えられる。
【００４７】一般に、単結晶シリコンにおいて、凝集し
た空孔欠陥が空孔の点欠陥から形成される反応、または
凝集した格子間原子欠陥が自己格子間原子から形成され
る反応を駆動させるために利用可能な系の自由エネルギ
ーの変化は、下記の式（１）によって支配される：
【数１】
【００４８】［上式において、ΔＧＶ／Ｉは、凝集した
空孔欠陥を形成する反応、または格子間原子欠陥を形成
する反応に関する自由エネルギーの変化であり、ｋは、
ボルツマン定数であり、Ｔは、Ｋ単位での温度であり、
［Ｖ／Ｉ］は、単結晶シリコンにおける空間および時間
の１点において適用される空孔または格子間原子の濃度
であり、［Ｖ／Ｉ］ｅｑは、［Ｖ／Ｉ］が存在する空間
および時間における同じ点において、温度Ｔで適用され
る空孔または格子間原子の平衡濃度である。］
【００４９】この式により、空孔の所与濃度［Ｖ］に関
して、温度Ｔが低下すると、一般に、ΔＧＶは、温度と
ともに［Ｖ］ｅｑが急激に低下するために増大する。同
様に、格子間原子の所与濃度［Ｉ］に関して、温度Ｔが
低下すると、一般に、ΔＧＩは、温度とともに［Ｉ］
ｅｑが急激に低下するために増大する。
【００５０】図１２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原子の濃度を抑制するた
めにいくつかの手段を同時に用いることなく、凝固温度
から冷却されるインゴットに関するシリコン自己格子間
原子の濃度を模式的に例示する。インゴットが冷える
と、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、凝集した格子間原子欠陥の生成
に関するエネルギー障壁に近づく。冷却が続くと、この
エネルギー障壁を事実上超え、このときに反応が生じ
る。この反応の結果、凝集した格子間原子欠陥が生成
し、過飽和した系が緩和されるように、すなわち、
［Ｉ］濃度が低下するように、ΔＧＩの低下が伴う。
【００５１】同様に、空孔濃度を抑制するためにいくつ
かの手段を同時に用いることなく、インゴットが凝固温
度から冷却されると、ΔＧＶは、［Ｖ］の過飽和度が増
大するために、式（１）に従って増大し、凝集した空孔
欠陥の生成に関するエネルギー障壁に近づく。冷却が続
くと、このエネルギー障壁を事実上超え、このときに反
応が生じる。この反応の結果、凝集した空孔欠陥が生成
し、過飽和した系が緩和されるように、ΔＧＶの低下が
伴う。
【００５２】空孔および格子間原子の凝集は、凝集反応
が生じる値よりも小さい値に空孔系および格子間原子系
の自由エネルギーを維持することによってインゴットが
凝固温度から冷却されると、それぞれ、空孔優勢材およ
び格子間原子優勢材の領域において回避することができ
る。すなわち、系は、空孔または格子間原子が臨界的に
過飽和に決してならないように制御することができる。
これは、臨界的な過飽和が決して達成されないように充
分に低い（下記に定義されているようにｖ／Ｇ ０（ｒ）
によって制御される）空孔および格子間原子の初期濃度
を確立することによって達成することができる。しか
し、実際には、そのような濃度は、結晶半径の全体を通
して達成することは困難である。従って、一般には、臨
界的な過飽和は、結晶凝固の後に、すなわち、ｖ／Ｇ０
（ｒ）によって決定される初期濃度を確立した後に初期
の空孔濃度および初期の格子間原子濃度を抑制すること
によって回避することができる。
【００５３】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原子の比較的大きな移動性の
ために、そしてより小さい程度に、空孔の移動性のため
に、比較的大きな距離、すなわち、約５ｃｍ〜約１０ｃ
ｍまたはそれ以上の距離にわたる格子間原子および空孔
は、自己格子間原子を、結晶表面に位置するシンク（si
nks）に対して、または結晶内に位置する空孔優勢領域
に対して半径方向に拡散させることによって抑制できる
ことが見出された。充分な時間が初期濃度の真性点欠陥
を半径方向に拡散させることが可能であるならば、半径
方向の拡散は、自己格子間原子および空孔の濃度を抑制
するために効果的に使用することができる。一般に、拡
散時間は、自己格子間原子および空孔の初期濃度におけ
る半径方向の変化に依存する。半径方向の変化が小さい
ほど、拡散時間は短い。
【００５４】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／Ｇ０の臨界値がインゴットの半径４０に沿
ったある点で達成される場合、この材料は、空孔優勢か
ら自己格子間原子優勢に変わる。さらに、インゴット
は、自己格子間原子優勢材６０（この場合、シリコンの
自己格子間原子の初期濃度は半径の増大とともに増大す
る）の軸対称領域を含有し、この領域は、空孔優勢材８
０（この場合、空孔の初期濃度は、半径の増大とともに
減少する）の一般にはシリンダー状領域を囲む。
【００５５】Ｖ／Ｉ境界を含有するインゴットが凝固温
度から冷却されるとき、格子間原子および空孔の半径方
向の拡散は、自己格子間原子と空孔との再結合のために
Ｖ／Ｉ境界を半径方向に内側に移動させる。さらに、自
己格子間原子の結晶表面への半径方向の拡散は、結晶が
冷えるときに生じる。結晶表面は、結晶が冷えるときに
ほぼ平衡した点欠陥濃度を維持することができる。点欠
陥の半径方向の拡散は、Ｖ／Ｉ境界の外側での自己格子
間原子の濃度、およびＶ／Ｉ境界の内側での空孔の濃度
を低下させる傾向がある。従って、充分な時間が拡散の
ために可能であるならば、あらゆる場所における空孔お
よび格子間原子の濃度は、ΔＧＶおよびΔＧＩが、空孔
の凝集反応および格子間原子の凝集反応が生じる臨界値
よりも小さくなるようにすることができる。
【００５６】再度、図１５を参照して、成長速度ｖ、平
均軸温度勾配Ｇ０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１０
０が生成するように制御される。これらの条件は、好ま
しくは、格子間原子優勢材６０の軸対称領域および空孔
優勢材８０の一般にはシリンダー状領域が生成するよう
に制御される。これらの領域は、凝集した真性点欠陥を
含まない材料９０の軸対称領域を含有してもよく、ある
いは含有しなくてもよい。軸対称領域９０が存在する場
合、軸対称領域９０は、前記のように変化し得る幅を有
する；同様に、軸対称領域６０が存在する場合、軸対称
領域６０も同様に、前記のように変化し得る幅を有す
る。
【００５７】軸対称領域６０および９０の幅は、中心軸
１２０の長さに沿っていくらかの変化を有し得る。従っ
て、所与の長さの軸対称領域に関して、軸対称領域６０
の幅２２０は、インゴット１００の周囲縁２００から半
径方向に、中心軸から最も離れた点に向かって距離を測
定することによって決定される。すなわち、その幅は、
軸対称領域６０の所与の長さにおける最少の距離を決定
するように測定される。同様に、軸対称領域９０の幅
は、Ｖ／Ｉ境界２０から半径方向に、中心軸１２０から
最も離れた点に向かって距離を測定することによって決
定される。すなわち、その幅は、軸対称領域９０の所与
の長さにおける最少の距離を決定するように測定され
る。
【００５８】（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Ｇ０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１．２５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）。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／Ｇ０は、ｖ
／Ｇ０臨界値と、ｖ／Ｇ０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／Ｇ０は、ｖ／Ｇ０臨界
値の約０．７５倍と、ｖ／Ｇ０臨界値との間に含まれる
値を有する。
【００５９】軸対称領域６０または９０の幅を最大にす
るためには、インゴットを凝固温度から、約１０５０℃
を超える温度にまで、下記の時間をかけて冷却すること
が好ましい：（ｉ）１５０ｍｍの公称直径のシリコン結
晶に関して、少なくとも約５時間、好ましくは少なくと
も約１０時間、より好ましくは少なくとも約１５時間、
（ｉｉ）２００ｍｍの公称直径のシリコン結晶に関し
て、少なくとも約５時間、好ましくは少なくとも約１０
時間、より好ましくは少なくとも約２０時間、さらによ
り好ましくは少なくとも約２５時間、最も好ましくは少
なくとも約３０時間、および（ｉｉｉ）２００ｍｍを超
える公称直径を有するシリコン結晶に関して、少なくと
も約２０時間、好ましくは少なくとも約４０時間、より
好ましくは少なくとも約６０時間、最も好ましくは少な
くとも約７５時間。冷却速度の制御は、熱移動を最小限
にするためにこの分野で現在知られている任意の手段を
使用することによって行うことができる。このような手
段には、断熱材、ヒーター、輻射遮蔽材および磁場の使
用が含まれる。
【００６０】平均軸温度勾配Ｇ０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、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、メルト（溶融物）および結晶に対し
て、装置の位置を調節することによってさらに制御する
ことができる。これは、ホットゾーンにおける装置の位
置を調節することによって、あるいはホットゾーンにお
ける溶融表面の位置を調節することによって達成され
る。さらに、ヒーターが用いられる場合、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。
【００６１】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
ットゾーン機構は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原子の大きな濃度が生じ、それによ
り、凝集した真性点欠陥の生成を回避することがますま
す困難になり得る。
【００６２】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、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。
【００６３】自己格子間原子の拡散量は、商業的に実用
的なプロセスに関して、インゴットが凝固温度（約１４
１０℃）から、シリコンの自己格子間原子が不動化する
温度にまで冷却されるときの冷却速度を制御することに
よって制御される。シリコンの自己格子間原子は、シリ
コンの凝固温度（すなわち、約１４１０℃）付近の温度
で極端に移動し得るようである。しかし、この移動性
は、単結晶シリコンインゴットの温度が低下すると減少
する。一般に、自己格子間原子の拡散速度は、それら
が、約７００℃未満の温度で、そしておそらくは、８０
０℃、９００℃、１０００℃もの温度で、あるいは１０
５０℃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。
【００６４】このことに関して、自己格子間原子の凝集
反応が理論的に生じる温度は、広範囲の温度にわたり変
化するが、実際上、この範囲は、従来のチョクラルスキ
ー成長シリコンに関しては比較的狭いことに注意しなけ
ればならない。これは、チョクラルスキー法によって成
長させたシリコンにおいて典型的に得られる自己格子間
原子の初期濃度が比較的狭い範囲であるという結果であ
る。従って、一般に、自己格子間原子の凝集反応が、生
じるとすれば、約１１００℃〜約８００℃の範囲内の温
度で、典型的には約１０５０℃の温度で起こり得る。
【００６５】自己格子間原子が移動し得ることが考えら
れる温度範囲において、ホットゾーンでの温度に依存し
て、冷却速度は、典型的には、約０．１℃／分〜約３℃
／分の範囲である。冷却速度は、好ましくは、約０．１
℃／分〜約１．５℃／分の範囲であり、より好ましくは
約０．１℃／分〜約１℃／分の範囲であり、さらにより
好ましくは約０．１℃／分〜約０．５℃／分の範囲であ
る。
【００６６】自己格子間原子が移動し得ることが考えら
れる温度範囲にインゴットの冷却速度を制御することに
よって、自己格子間原子は数倍になり、結晶表面に位置
するシンクに、あるいは空孔優勢領域に拡散することが
でき、そこでそれらは消滅し得る。従って、そのような
格子間原子の濃度は抑制され、凝集事象が生じないよう
に作用する。冷却速度を制御することによる格子間原子
の拡散係数（拡散率）の利用は、凝集した欠陥を含まな
い軸対称領域を得るために必要とされ得るその他の点で
の厳しいｖ／Ｇ０条件を緩和させるように作用する。言
い換えれば、格子間原子を数倍拡散させることを可能に
するために、冷却速度が制御され得るという事実の結果
として、臨界値に対して大きな範囲のｖ／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。
【００６７】結晶の直径一定部分のかなりの長さにわた
ってそのような冷却速度を達成するために、検討を、イ
ンゴットのエンドコーンの成長プロセスに対しても、エ
ンドコーンの成長が終了したときのインゴットの処理に
対するのと同様に行わなければならない。典型的には、
インゴットの直径一定部分の成長が完了したとき、引き
上げ速度は、エンドコーンを形成させるために必要な先
細り化を始めるために大きくされる。しかし、引き上げ
速度のそのような増大により、直径一定部分の下側領域
は、上記のように、格子間原子が充分に移動し得る温度
範囲内において一層早く冷却される。結果として、これ
らの格子間原子は、消滅し得るシンクに拡散するのに充
分な時間を有さない。すなわち、この下側領域における
濃度は充分な程度に抑制され得ず、格子間原子欠陥が凝
集し得る。
【００６８】従って、そのような欠陥の形成がインゴッ
トのこの下部領域において生じないようにするために
は、インゴットの直径一定部分が、チョクラルスキー法
に従って均一な熱履歴を有することが好ましい。均一な
熱履歴は、直径一定部分の成長を行っているときだけで
なく、結晶のエンドコーンの成長を行っているときにお
いて、そして可能であれば、エンドコーンの成長の後
も、比較的一定した速度でインゴットをシリコン溶融物
から引き上げることによって達成することができる。比
較的一定の速度は、例えば、下記により達成することが
できる：（ｉ）結晶の直径一定部分の成長を行っている
ときのるつぼおよび結晶の回転速度に対して、エンドコ
ーンの成長を行っているときのるつぼおよび結晶の回転
速度を低下させること、および／または（ｉｉ）エンド
コーンの成長を行っているときに従来のように供給され
る出力に対して、エンドコーンの成長を行っているとき
にシリコン溶融物を加熱するために使用されるヒーター
に供給される出力を増加させること。プロセス変数のこ
れらのさらなる調整は、個々にあるいは組み合わせて行
うことができる。
【００６９】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。
【００７０】前記のように、空孔優勢領域の最小半径が
存在し、このために、凝集した格子間原子欠陥は抑制さ
れ得る。最小半径の値は、ｖ／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の
機構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、凝集した格子間原子
欠陥を含まない格子間原子優勢領域の幅は、好ましくは
最大にされる。従って、この領域の幅を、結晶の半径
と、所与の引き上げ装置における成長中の結晶の長さに
沿った空孔優勢領域の最小半径との差にできる限り近い
値で、その差を超えない値に維持することが望まれる。
【００７１】軸対称領域６０および９０の最適な幅、な
らびに所与の結晶引き上げ装置のホットゾーン機構に必
要とされる最適な結晶引き上げ速度特性は、実験的に決
定することができる。一般的には、このような実験的な
方法には、特定の結晶引き上げ装置で成長させたインゴ
ットに関する軸方向の温度特性、ならびに同じ引き上げ
装置で成長させたインゴットの平均軸温度勾配における
半径方向の変化に対する容易に入手できるデータを最初
に得ることが含まれる。まとめると、このようなデータ
を使用して、１つまたは複数の単結晶シリコンインゴッ
トを引き上げ、次いでこのインゴットを、凝集した格子
間原子欠陥の存在について分析する。このように、最適
な引き上げ速度特性を決定することができる。
【００７２】図１６は、欠陥分布パターンを明らかにす
る一連の酸素析出熱処理を行った後の直径が２００ｍｍ
のインゴットの軸切断面の少数キャリア寿命を走査する
ことによって得られる像である。図１６は、最適に近い
引き上げ速度特性が、所与の結晶引き上げ装置のホット
ゾーン機構に用いられている例を示す。この例におい
て、（凝集した格子間原子欠陥２８０の領域の生成をも
たらす）格子間原子優勢領域の最大幅を超えるｖ／Ｇ０
（ｒ）から、軸対称領域が最大幅を有する最適なｖ／Ｇ
０（ｒ）までの転移が生じている。
【００７３】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。
【００７４】一般に、軸温度勾配Ｇ０（ｒ）の半径方向
の変化が最小にされる場合、凝集した欠陥を含まない空
孔優勢材を作製する方が容易である。図３５を参照し
て、４つの離れたホットゾーン位置に関する軸温度特性
を例示する。図３４は、結晶の中心から結晶半径の１／
２までの軸温度勾配Ｇ０（ｒ）の変化を表す：これは、
凝固温度からｘ軸に示された温度までの勾配を平均する
ことによって決定される。結晶が、Ｖｅｒ．１およびＶ
ｅｒ．４と記された、Ｇ０（ｒ）でのより大きな半径方
向の変化を有するホットゾーンにおいて引き出された場
合、凝集した欠陥を含まない空孔優勢材を中心から任意
の軸長の縁までに有する結晶を得ることができなかっ
た。しかし、結晶が、Ｖｅｒ．２およびＶｅｒ．３と記
された、Ｇ０（ｒ）でのより小さな半径方向の変化を有
するホットゾーンにおいて引き出された場合には、結晶
のいくつかの軸長に関して凝集した欠陥を含まない空孔
優勢材を中心から縁までに有する結晶を得ることができ
た。
【００７５】本発明のプロセスの１つの実施形態におい
て、シリコン自己格子間原子の初期濃度が、インゴット
１００の軸対称の自己格子間原子優勢領域６０で制御さ
れる。再度、図１０を参照して、一般に、シリコン自己
格子間原子の初期濃度の制御は、結晶成長速度ｖおよび
平均軸温度勾配Ｇ０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／Ｇ０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Ｇ０は、インゴットの半径を関数として、Ｇ０（お
よび従って、ｖ／Ｇ０）の変化としてのＧ０、すなわち
Ｇ０（ｒ）（および従って、ｖ／Ｇ０（ｒ））の変化も
同様に制御されるように確立され得る。
【００７６】本発明の別の実施形態において、ｖ／Ｇ０
は、Ｖ／Ｉ境界がインゴットの長さの少なくとも一部に
関して半径に沿って存在しないように制御される。この
長さにおいて、シリコンは、中心から周囲縁まで空孔優
勢であり、凝集した空孔欠陥が、主としてＶ／Ｇ０を制
御することによって、インゴットの周囲縁から内側に向
かって半径方向に拡がる軸対称領域において避けられ
る。すなわち、成長条件を制御し、その結果、ｖ／Ｇ０
は、ｖ／Ｇ０臨界値とｖ／Ｇ０臨界値の１．１倍との間
に含まれる値を有する。
【００７７】凝集した欠陥の目視による検出 凝集した欠陥は、多数の異なる技法により検出すること
ができる。例えば、フローパターン欠陥またはＤ欠陥
は、典型的には、単結晶シリコンサンプルをセコー（Se
cco）エッチング液中で約３０分間選択的にエッチング
し、次いでサンプルを顕微鏡検査に供することにより検
出される（例えば、H. Yamagishi他、Semicond. Sci. T
echnol. 7、A135（1992）を参照のこと）。この方法
は、凝集した空孔欠陥を検出するには標準的ではある
が、この方法はまた、凝集した格子間原子欠陥を検出す
るために使用することができる。この技法を使用する場
合、そのような欠陥は、存在する場合にはサンプル表面
での大きなくぼみとして現れる。
【００７８】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。
【００７９】さらに、凝集した真性点欠陥は、熱を加え
たときに単結晶シリコンマトリックス内に拡散し得る金
属でこれらの欠陥をデコレーションすることによって視
覚的に検出することができる。具体的には、ウエハ、ス
ラグまたはスラブなどの単結晶シリコンサンプルは、硝
酸銅の濃厚溶液などのこれらの欠陥をデコレーションし
得る金属を含有する組成物で、サンプルの表面を最初に
コーティングすることによってそのような欠陥の存在に
ついて目視検査を行うことができる。次いで、コーティ
ングされたサンプルは、金属をサンプル内に拡散させる
ために、約９００℃〜約１０００℃の間の温度で約５分
間〜約１５分間加熱される。次いで、加熱処理されたサ
ンプルを室温に冷却する。このように、金属を臨界的に
過飽和にして、欠陥が存在するサンプルマトリックス内
の部位に析出させる。
【００８０】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。
【００８１】次いで、サンプルを脱イオン水で洗浄し、
サンプルを、約３５分間〜約５５分間、セコー（Secc
o）エッチング液またはライト（Wright）エッチング液
に浸すか、それで処理することによる第２のエッチング
工程に供する。典型的には、サンプルは、約１：２の比
の０．１５Ｍ二クロム酸カリウムおよびフッ化水素酸
（４９重量％溶液）を含むセコーエッチング液を使用し
てエッチングされる。このエッチング工程は、存在し得
る凝集した欠陥を明らかにするように、すなわち輪郭化
するように作用する。
【００８２】一般に、凝集した欠陥を含まない格子間原
子優勢材および空孔優勢材の領域は、上記の銅デコレー
ション技法によって互いに区別することができ、そして
凝集した欠陥を含有する材料から区別することができ
る。欠陥を含まない格子間原子優勢材の領域は、エッチ
ングによって明らかにされるデコレーションされた特徴
を含有しないが、（上記の高温の酸素核溶解処理を行う
前の）欠陥を含まない空孔優勢材の領域は、酸素核の銅
デコレーションによる小さなエッチングくぼみを含有す
る。
【００８３】定義 本明細書中で使用されているように、下記の表現または
用語は、下記の意味を有するものとする。「凝集した真
性点欠陥」は、下記によって生じる欠陥を意味する：
（ｉ）空孔が凝集して、Ｄ欠陥、フローパターン欠陥、
ゲート（gate）酸化物の保全性欠陥（integrity defec
t）、結晶起源の粒子欠陥、結晶起源の光点欠陥、およ
び他のそのような空孔に関連する欠陥を生成する反応、
または（ｉｉ）自己格子間原子が凝集して、転位ループ
および転位ネットワーク、ならびに他のそのような自己
格子間原子に関連する欠陥を生成する反応。「凝集した
格子間原子欠陥」は、シリコン自己格子間原子が凝集す
る反応によって生じる凝集した真性点欠陥を意味するも
のとする。「凝集した空孔欠陥」は、結晶格子の空孔が
凝集する反応によって生じる凝集した空孔欠陥を意味す
るものとする。「半径」は、中心軸から、ウエハまたは
インゴットの周囲縁まで測定される距離を意味する。
「凝集した真性点欠陥を実質的に含まない」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、材料が空孔優勢から
自己格子間優勢に変化する位置を意味する。「空孔優
勢」および「自己格子間原子優勢」は、真性点欠陥が、
それぞれ、優勢的に空孔または自己格子間原子である材
料を意味する。
【００８４】
【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、凝集した真性点欠陥を実質的に含まない
空孔優勢材、自己格子間原子優勢材またはその両方の軸
対称領域を含有する単結晶シリコンの調製を例示する。
従って、これらの実施例はすべて、限定する意味で解釈
すべきではない。
【００８５】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
（Ｏｉ)、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。
【００８６】
【表１】表Ｉ
【００８７】図２、図３および図４は、得られたウエハ
の断面を示す（これらの図は、２００倍の倍率で撮影さ
れた写真の拡大である）；サンプル４−７を図２に示
し、サンプル４−８を図３に示し、サンプル３−１４を
図４に示す。
【００８８】さらに、サンプル４−７における結晶格子
の空孔の濃度を、白金拡散技法を使用してマッピングし
た。白金濃度のウエハ表面からの深さ（０ミクロンの深
さはウエハの前表面に対応する）に対するプロットを図
５に示す。
【００８９】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（Ｏｉ）、工程Ｓ ４の後でのウエ
ハバルクの酸素析出密度（ＯＰＤ）、および工程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。
【００９０】
【表２】表ＩＩ
【００９１】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。
【００９２】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。
【００９３】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。
【００９４】
【表３】表ＩＩＩ ＮＤ＝測定せず
【００９５】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。
【００９６】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
の縁まで格子間原子優勢材であることを確実にした。成
長したインゴットを長さ方向にスライスし、凝集した格
子間原子欠陥の生成がどこから始まっているかを決定す
るために分析した。
【００９７】図１８は、欠陥分布パターンを明らかにす
る一連の酸素析出熱処理を行った後のインゴットの肩か
ら約６３５ｍｍ〜約７６０ｍｍの範囲の断面に関して、
インゴットの軸切断面の少数キャリア寿命を走査するこ
とによって得られた像である。約６８０ｍｍの結晶位置
で、凝集した格子間原子欠陥２８０のバンドを認めるこ
とができる。この位置は、ｖ＊（６８０ｍｍ）＝０．３
３ｍｍ／分の臨界引き上げ速度に対応する。この点にお
いて、軸対称領域６０（格子間原子優勢材であるが、凝
集した格子間原子欠陥を有さない領域）の幅はその最大
値である；空孔優勢領域８０の幅ＲＶ ＊（６８０）は約
３５ｍｍであり、軸対称領域の幅ＲＩ ＊（６８０）は約
６５ｍｍである。
【００９８】次いで、一連の４個の単結晶シリコンイン
ゴットを、最初の２００ｍｍインゴットの軸対称領域の
最大幅が得られた引き上げ速度よりも若干大きな定常的
な引き上げ速度、およびそれよりも若干小さい定常的な
引き上げ速度で成長させた。図１９は、１〜４とそれぞ
れ記された４個の各結晶の結晶の長さを関数とする引き
上げ速度を示す。次いで、これらの４個の結晶を分析し
て、凝集した格子間原子欠陥が最初に現れるかまたは消
失する軸位置（および対応する引き上げ速度）を決定し
た。これらの４つの実験的に決定された点（「＊」を付
ける）を図１９に示す。これらの点からの内挿および外
挿によって、図１９においてｖ＊（Ｚ）と印を付けた曲
線が得られる。この曲線は、最初の近似に対して、軸対
称領域がその最大幅である結晶引き上げ装置における長
さを関数とする２００ｍｍ結晶に関する引き上げ速度を
表す。他の引き上げ速度でのさらなる結晶の成長および
このような結晶のさらなる分析により、ｖ＊（Ｚ）の実
験的な定義をさらに精密化する。
【００９９】実施例６ Ｇ０（ｒ）における半径方向変化の低下 図２０および図２１は、溶融／固体界面での軸温度勾配
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。空孔および格子間原子の（溶融
／固体界面から約１ｃｍでの）初期濃度を、２つの場合
について、異なるＧ０（ｒ）を用いて計算した：（１）
Ｇ０（ｒ）＝２．６５＋５×１０−４ｒ ２（Ｋ／ｍｍ）
および（２）Ｇ０（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原子が多いシリコンと
の境界が３ｃｍの半径のところに位置するように調節し
た。場合１および場合２のために使用した引き上げ速度
は、それぞれ、０．４ｍｍ／分および０．３５ｍｍ／分
であった。図２１から、結晶の格子間原子が多い部分に
おける格子間原子の初期濃度は、初期軸温度勾配の半径
方向の変化が減少すると、劇的に減少することが明らか
である。これにより、格子間原子の過飽和による格子間
原子欠陥クラスターの生成を回避することがより容易に
なるために材料品質は改善される。
【０１００】実施例７ 格子間原子に関する増加した外方拡散時間 図２２および図２３は、格子間原子の外方拡散に必要な
時間を増大させることによって達成され得る品質の改善
を例示する。格子間原子の初期濃度を、２つの場合につ
いて、結晶において異なる軸温度特性ｄＴ／ｄｚを用い
て計算した。溶融／固体界面での軸温度勾配は両方の場
合について同じであり、その結果、格子間原子の（溶融
／固体界面から約１ｃｍでの）初期濃度は両方の場合に
ついて同じである。本実施例において、引き上げ速度
を、結晶全体が、格子間原子が多くなるように調節し
た。引き上げ速度は、両方の場合について同じであり、
０．３２ｍｍ／分であった。場合２における格子間原子
の外方拡散に必要な時間が長いほど、格子間原子濃度の
全体的な減少が得られる。これにより、格子間原子の過
飽和による格子間原子欠陥クラスターの生成を回避する
ことがより容易になるために材料品質は改善される。
【０１０１】実施例８ 長さが７００ｍｍで、直径が１５０ｍｍの結晶を、様々
な引き上げ速度で成長させた。引き上げ速度を、段部
（肩部）での約１．２ｍｍ／分から、段部（肩部）から
４３０ｍｍのところでの約０．４ｍｍ／分までほぼ直線
的に変化させ、次いで、段部から７００ｍｍのところで
の約０．６５ｍｍ／分にまでほぼ直線的に戻した。この
特定の結晶引き上げ装置におけるこのような条件下にお
いて、半径全体を、結晶の段部から約３２０ｍｍ〜約５
２５ｍｍの範囲の結晶の長さにわたって、格子間原子が
多い条件下で成長させた。図２４を参照して、約５２５
ｍｍの軸位置および約０．４７ｍｍ／分の引き上げ速度
で、結晶は、直径全体にわたって、凝集した真性点欠陥
クラスターを含まない。言い換えれば、軸対称領域の
幅、すなわち、凝集した欠陥を実質的に含まない領域の
幅がインゴットの半径に等しい結晶の小さな部分が存在
する。
【０１０２】実施例９ 実施例５に示すように、一連の単結晶シリコンインゴッ
トを様々な引き上げ速度で成長させ、次いで、凝集した
格子間原子欠陥が最初に現れるか消失する軸位置（およ
び対応する引き上げ速度）を決定するために分析した。
軸位置に対して引き上げ速度をグラフにプロットしたこ
れらの点からの内挿および外挿によって、第１の近似に
対して、軸対称領域がその最大幅である結晶引き上げ装
置における長さを関数とする２００ｍｍの結晶に関する
引き上げ速度を示す曲線が得られた。次いで、さらなる
結晶を他の引き上げ速度で成長させ、これらの結晶のさ
らなる分析を使用して、この実験的に決定した最適な引
き上げ速度特性の精度を上げた。
【０１０３】この結果を使用し、そしてこの最適な引き
上げ速度特性に従って、長さが約１０００ｍｍで、直径
が約２００ｍｍの結晶を成長させた。次いで、成長させ
た結晶の、様々な軸位置から得られたスライス物を、
（ｉ）凝集した格子間原子欠陥が生成しているかどうか
を決定するために、そして（ｉｉ）スライス物の半径を
関数としてＶ／Ｉ境界の位置を決定するために、この分
野で標準的な酸素析出法を使用して分析した。このよう
に、軸対称領域の存在を、結晶の長さまたは位置を関数
としてこの領域の幅と同様に決定した。
【０１０４】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２５の
グラフに示す。これらの結果は、引き上げ速度特性が、
単結晶シリコンインゴットの成長に関して、インゴット
の直径一定部分が、直径一定部分の半径の少なくとも約
４０％の長さである幅（周囲縁からインゴットの中心軸
に向かって半径方向に測定される）を有する軸対称領域
を含有するように決定され得ることを示す。さらに、こ
れらの結果は、この軸対称領域が、インゴットの直径一
定部分の長さの約７５％の長さである長さ（インゴット
の中心軸に沿って測定される）を有し得ることを示す。
【０１０５】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。
【０１０６】この特定のホットゾーン配置でのこのよう
なプロセス条件下において、得られたインゴットは、軸
対称領域が、インゴットの半径にほぼ等しい幅を有する
領域を含有した。次に、一連の酸素析出熱処理を行った
後のインゴットの一部の軸切断面の少数キャリア寿命を
走査することによって得られた像である図２６ａおよび
図２６ｂを参照して、軸位置が約１００ｍｍ〜約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
て凝集した真性点欠陥を含まない領域がインゴット内に
存在することがこれらの図から認めることができる。言
い換えれば、軸対称領域の幅、すなわち、凝集した格子
間原子欠陥を実質的に含まない領域の幅がインゴットの
半径にほぼ等しい領域がインゴット内に存在する。
【０１０７】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、凝集した真性点欠陥を含
まず、凝集した真性点欠陥を同様に含まない空孔優勢材
の一般にはシリンダー状コアを囲む格子間原子優勢材の
軸対称領域が存在する。
【０１０８】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
間原子優勢材の軸対称領域が存在する。空孔優勢材の内
部において、凝集した欠陥を含まず、凝集した空孔欠陥
を含有するコアを囲む軸対称領域が存在する。
【０１０９】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。
【０１１０】一旦成長させ、インゴットを、成長方向に
平行する中心軸に沿って長さ方向に切断し、次いで、そ
れぞれが約２ｍｍの厚さの部分にさらに分割した。次い
で、前記の銅デコレーション技法を使用して、そのよう
な長さ方向の部分の１組を加熱し、銅をわざと混入させ
た。加熱条件は、高濃度の銅格子間原子を溶解させるの
に適していた。次いで、このような熱処理の後に、サン
プルを急冷した。この間に、銅不純物は、酸化物クラス
ター、または存在する場合には、凝集した格子間原子欠
陥の部位で外方拡散するかまたは析出した。標準的な欠
陥ディリニエーションエッチングを行った後に、サンプ
ルを析出不純物について目視で検査した；そのような析
出不純物を含まないそのような領域は、凝集した格子間
原子欠陥を含まない領域に対応した。
【０１１１】長さ方向の部分の別組を、キャリア寿命マ
ッピングの前に新しい酸化物クラスターの核形成および
成長を行うために一連の酸素析出熱処理に供した。寿命
マッピングにおけるコストラストバンドを、各インゴッ
トにおける様々な軸位置での瞬間的な溶融／固体界面の
形状の決定および測定を行うために利用した。次いで、
溶融／固体界面の形状に関する情報を使用して、下記に
おいてさらに考察するように、平均軸温度勾配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。
【０１１２】単結晶シリコンインゴットの得られる品質
に対する成長条件の効果をより詳細に調べるために、今
日までの実験的証拠に基づいて妥当と考えられるいくつ
かの仮定を行った。最初に、格子間原子欠陥の凝集が生
じる温度にまで冷却するのに要した時間に関する熱履歴
の処理を単純化するために、約１０５０℃は、シリコン
自己格子間原子の凝集が生じる温度に関して合理的な近
似であると仮定した。この温度は、異なる冷却速度が用
いられる実験を行っているときに観測された凝集した格
子間原子の欠陥密度での変化と一致するようである。上
記のように、凝集が生じるかどうかは、格子間原子濃度
の因子でもあるが、凝集は、約１０５０℃を超える温度
では生じないと考えられる。なぜなら、格子間原子濃度
の範囲がチョクラルスキー型の成長プロセスに典型的で
あるならば、この系は、この温度より高い温度で、格子
間原子により臨界的に過飽和にならないと仮定すること
は妥当であるからである。言い換えれば、チョクラルス
キー型の成長プロセスに典型的な格子間原子濃度に関し
て、系は約１０５０℃を超える温度で臨界的に過飽和に
ならない、従って、凝集事象は生じないと仮定すること
は妥当である。
【０１１３】単結晶シリコンの品質に対する成長条件の
効果をパラメーター化するために行った第２の仮定は、
シリコン自己格子間原子の拡散係数の温度依存性は無視
できるということである。言い換えれば、自己格子間原
子は、約１４００℃と約１０５０℃との間のすべての温
度で同じ速度で拡散すると仮定する。約１０５０℃は、
凝集の温度に関して妥当な近似と見なされると理解する
と、この仮定の本質的な点は、融点からの冷却曲線の細
部は問題とならないということである。拡散距離は、融
点から約１０５０℃までの冷却に費やされた総時間にだ
けに依存する。
【０１１４】各ホットゾーン機構に関する軸温度特性デ
ータおよび特定のインゴットに関する実際の引き上げ速
度特性を使用して、約１４００℃から約１０５０℃まで
の総冷却時間を計算することができる。温度は各ホット
ゾーンに関して変化する速度はかなり均一であったこと
に注意しなければならない。この均一性は、凝集した格
子間原子欠陥に必要な核形成温度（すなわち、約１０５
０℃）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。
【０１１５】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
己格子間原子との再結合が生じ得るので注目される。再
結合が生じるとき、Ｖ／Ｉ境界の実際の位置は、インゴ
ットの中心軸に向かって内側に移動する。本明細書で示
されているのはこの最終的な位置である。
【０１１６】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
Ｇ０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。
【０１１７】格子間原子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原子がインゴットにおいてシンクか
ら離れ得る最も遠い点であると仮定したが、そのような
シンクは、空孔優勢領域に存在するか、または結晶表面
に存在するかにはよらない。上記のインゴットに関する
成長速度および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／Ｇ０
（すなわち、臨界ｖ／Ｇ０値）との差は、過剰な格子間
原子が結晶表面上のシンクまたは空孔優勢領域でのシン
クに達し得ることに対する効果および格子間原子の初期
濃度での半径方向の変化を示す。
【０１１８】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、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。
【０１１９】上記のように、調製した各インゴットのサ
ンプルを、凝集した格子間原子欠陥の有無について様々
な軸位置で評価した。調べた各軸位置に関して、サンプ
ルの品質と軸対称領域の幅との間に相関が存在し得る。
次に、図２９を参照して、サンプルが、そのような特定
の軸位置において、凝固から約１０５０℃に冷却された
時間に対する所与サンプルの品質を比較するグラフを得
ることができる。予想されるように、このグラフは、軸
対称領域の幅（すなわち、Ｒｃｒｙｓｔａｌ−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。
【０１２０】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℃
【０１２１】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原子
優勢材において転移が生じるサンプルの軸位置での軸対
称領域の半径であり、Ｄｅｆｆは、格子間原子拡散係数
の平均時間および温度を表す定数で、約９．３＊１０
−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。
【０１２２】再度、図２９を参照して、所与のインゴッ
ト直径に関して、冷却時間を、所望する直径の軸対称領
域を得るために推定できることが理解され得る。例え
ば、約１５０ｍｍの直径を有するインゴットに関して、
インゴットの半径にほぼ等しい幅を有する軸対称領域
は、約１４１０℃〜約１０５０℃の温度範囲域で、イン
ゴットのこの特定部分が約１０時間〜約１５時間で冷却
される場合に得ることができる。同様に、約２００ｍｍ
の直径を有するインゴットに関して、インゴットの半径
にほぼ等しい幅を有する軸対称領域は、この温度範囲域
で、インゴットのこの特定部分が約２５時間〜約３５時
間で冷却される場合に得ることができる。この線がさら
に外挿される場合、約６５時間〜約７５時間の冷却時間
が、約３００ｍｍの直径を有するインゴットの半径にほ
ぼ等しい幅を有する軸対称領域を得るために必要とされ
得る。この点に関して、インゴットの直径が大きくなる
に従って、格子間原子がインゴット表面または空孔コア
でシンクに達するために拡散しなければならない距離が
増大するために、さらなる冷却時間が必要であることに
注意しなければならない。
【０１２３】次に、図３０、図３１、図３２および図３
３を参照して、様々なインゴットに関する冷却時間の増
加による効果を認めることができる。これらの図のそれ
ぞれは、凝固温度から１０５０℃までの冷却時間が図３
０から図３３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。
【０１２４】図３０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
原子欠陥を含まない軸対称領域の幅は最大であり、イン
ゴットの半径の約４５％である。この領域を超えると、
そのような欠陥を含まない領域から、そのような欠陥が
存在する領域への転移が生じる。
【０１２５】次に、図３１を参照して、軸位置が肩から
約３０５ｍｍ〜約４６０ｍｍの範囲にあるインゴットの
一部を示す。約３６０ｍｍの軸位置において、凝集した
格子間原子欠陥を含まない軸対称領域の幅は最大であ
り、インゴットの半径の約６５％である。この領域を超
えると、欠陥生成が始まる。
【０１２６】次に、図３２を参照して、軸位置が肩から
約１４０ｍｍ〜約２７５ｍｍの範囲にあるインゴットの
一部を示す。約２１０ｍｍの軸位置において、軸対称領
域の幅は、インゴットの半径にほぼ等しい；すなわち、
この範囲内のインゴットの小部分は、凝集した真性点欠
陥を含まない。
【０１２７】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。
【０１２８】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
た格子間原子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
間原子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、
格子間原子の初期濃度）を、欠陥を含まないそのような
材料に関して得ることができることを意味する。冷却時
間の増大は、格子間原子のより大きな初期濃度を可能に
する。なぜなら、半径方向の拡散に充分な時間が達成さ
れ、その濃度を格子間原子欠陥の凝集に必要とされる臨
界濃度よりも低く抑えることができるからである。言い
換えれば、冷却時間が長くなることに関して、引き上げ
速度（従って、格子間原子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。
【０１２９】再度、図３３を参照すると、結晶の肩の約
６６５ｍｍから７３０ｍｍを超えるところまでの範囲の
軸位置に関して、凝集した欠陥を含まない空孔優勢材の
領域が存在し、その領域におけるその領域の幅はインゴ
ットの半径に等しい。
【０１３０】上記の結果から明らかであり得るように、
冷却速度を制御することにより、自己格子間原子濃度
は、それらが消滅し得る領域に格子間原子が拡散するの
により多くの時間を可能にすることによって抑制され得
る。結果として、凝集した格子間原子欠陥の形成が、単
結晶シリコンインゴットの大部分において防止される。
【０１３１】上記を参照して、本発明のいくつかの目的
が達成されることが理解される。様々な変化を、本発明
の範囲から逸脱することなく、上記の構成およびプロセ
スにおいて行うことできるので、上記の説明に含まれる
すべての事項は、例示として解釈されるものであり、限
定する意味で解釈されるものではない。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の方法の模式図である。
【図２】 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】 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】 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】 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】 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】 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】 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】 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】 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（ＢＭ
Ｄ）の数密度の対数グラフである。
【図１１】 自己格子間原子［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。
【図１２】 自己格子間原子［Ｉ］の所定初期濃度に関
して温度Ｔが低下するに伴って、凝集格子間原子欠陥の
形成に必要とされる自由エネルギーの変化ΔＧＩが増加
する例を示すグラフである。
【図１３】 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、自己格子間原子［Ｉ］および
空孔［Ｖ］の初期濃度が、ウエハのインゴットの半径に
沿って変化する例を示すグラフである。
【図１４】 それぞれ優勢材料の空孔Ｖおよび自己格子
間原子Ｉの領域、ならびそれらの間に存在するＶ／Ｉ境
界を示す単結晶シリコンインゴットまたはウエハの正面
図である。
【図１５】 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】 空孔優勢材料のほぼ筒状の領域、自己格子
間優勢材料のほぼ環状の軸対称領域、それらの間に存在
するＶ／Ｉ境界、および凝集格子間原子欠陥の領域を詳
細に示す、一連の酸素析出熱処理後のインゴットの軸方
向カットの少数担体寿命のスキャンによって得られる画
像である。
【図１７】 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】 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】 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】 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Ｇ０に
おける平均軸方向温度勾配のグラフである。
【図２１】 実施例６に記載の２種類の場合における、
半径方向位置の関数としての、空孔「Ｖ」および自己格
子間原子「Ｉ」の初期濃度のグラフである。
【図２２】 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】 図２２に示され、実施例７にさらに詳しく
記載される２種類の冷却条件から得られる自己格子間原
子濃度のグラフである。
【図２４】 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】 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】 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１００
ｍｍ〜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】 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２５０
ｍｍ〜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】 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Ｇ０のグラ
フである。
【図２８】 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Ｇ０における
半径方向変化のグラフである。
【図２９】 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】 実施例１１に記載のような、銅デコレーシ
ョン（copper decoration）および欠陥ディリニエーシ
ョンエッチング（defect−delineating etch）後の、イ
ンゴットのショルダーから約２３５ｍｍ〜約３５０ｍｍ
にわたるインゴットのセグメントの軸方向カットの写真
である。
【図３１】 実施例１１に記載のような、銅デコレーシ
ョンおよび欠陥ディリニエーションエッチング後の、イ
ンゴットのショルダーから約３０５ｍｍ〜約４６０ｍｍ
にわたるインゴットのセグメントの軸方向カットの写真
である。
【図３２】 実施例１１に記載のような、銅デコレーシ
ョンおよび欠陥ディリニエーションエッチング後の、イ
ンゴットのショルダーから約１４０ｍｍ〜約２７５ｍｍ
にわたるインゴットのセグメントの軸方向カットの写真
である。
【図３３】 実施例１１に記載のような、銅デコレーシ
ョンおよび欠陥ディリニエーションエッチング後の、イ
ンゴットのショルダーから約６００ｍｍ〜約７３０ｍｍ
にわたるインゴットのセグメントの軸方向カットの写真
である。
【図３４】 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Ｇ０（ｒ）における
半径方向変化を示すグラフである。
【図３５】 ４種類のホットゾーン形態におけるインゴ
ットの軸方向温度輪郭を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (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 (72)発明者 マルコ・コルナラ イタリア、イ−28066ガリアテ、ビア・ロ ーマ117／ビ番 (72)発明者 ダニエラ・ガンバロ イタリア、イ−28066ガリアテ、ビア・ロ ーマ117／ビ番 (72)発明者 マッシミリアーノ・オルモ イタリア、イ−28100ノバーラ、ビアレ・ ベルディ11番 Ｆターム(参考） 4G077 AA02 AB01 BA04 CF10 EH06 EH09 FE02 FE11 FE13 PF13 PF17

Claims (61)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 一方がウエハの前表面であり他方がウエ
    ハの後表面であるほぼ平行な２つの主表面；前表面と後
    表面の間の中央面；前表面および後表面にほぼ垂直な中
    心軸；前表面と後表面を接合する周囲縁；周囲縁から中
    心軸に延在する半径；前表面から中央面の方向に測定し
    て少なくとも約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、 ウエハが、結晶格子空孔の不均一分布を有し、バルク層
    における空孔の濃度は、表面層における空孔の濃度より
    大きく、空孔は、空孔のピーク密度が中央面かまたは中
    央面付近に存在し、空孔の濃度がピーク密度の位置から
    ウエハの前表面の方向にほぼ減少する濃度輪郭を有し；
    および凝集真性点欠陥を実質的に有さない第一軸対称領
    域をウエハが有することにウエハが特徴を有する単結晶
    シリコンウエハ。
  2. 【請求項２】 空孔が第一軸対称領域内の優勢な真性点
    欠陥であり、第一軸対称領域が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１に記載
    のウエハ。
  3. 【請求項３】 ウエハが、シリコン自己格子間物が優勢
    な真性点欠陥である第二軸対称領域をも有する請求項２
    に記載のウエハ。
  4. 【請求項４】 第二軸対称領域が凝集真性点欠陥を実質
    的に有さず、第一軸対称領域から周囲縁に半径方向に延
    在する請求項３に記載のウエハ。
  5. 【請求項５】 シリコン自己格子間物が第一軸対称領域
    内の優勢な真性点欠陥であり、第一軸対称領域が、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１に記載のウエハ。
  6. 【請求項６】 シリコン自己格子間物が第一軸対称領域
    内の優勢な真性点欠陥であり、第一軸対称領域が、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。
  7. 【請求項７】 シリコン自己格子間物が第一軸対称領域
    内の優勢な真性点欠陥であり、第一軸対称領域が、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して半径の長さに等しい幅を有
    する請求項１に記載のウエハ。
  8. 【請求項８】 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。
  9. 【請求項９】 前表面が研磨されている請求項１に記載
    のウエハ。
  10. 【請求項１０】 Ｄ1が少なくとも約２０マイクロメー
    トルである請求項１に記載のウエハ。
  11. 【請求項１１】 Ｄ1が少なくとも約５０マイクロメー
    トルである請求項１に記載のウエハ。
  12. 【請求項１２】 Ｄ1が約３０〜約１００マイクロメー
    トルである請求項１に記載のウエハ。
  13. 【請求項１３】 ウエハ表面から３マイクロメートルよ
    りも大きい距離における格子間酸素の濃度がバルク層に
    おける格子間酸素濃度の少なくとも約５０％である請求
    項１に記載のウエハ。
  14. 【請求項１４】 ウエハ表面から１０マイクロメートル
    よりも大きい距離における格子間酸素の濃度がバルク層
    における格子間酸素濃度の少なくとも約８０％である請
    求項１に記載のウエハ。
  15. 【請求項１５】 ウエハ表面から１５マイクロメートル
    よりも大きい距離における格子間酸素の濃度がバルク層
    における格子間酸素濃度の少なくとも約９０％である請
    求項１に記載のウエハ。
  16. 【請求項１６】 ウエハがウエハ表面上のエピタキシャ
    ル層をも有する請求項１に記載のウエハ。
  17. 【請求項１７】 一方がウエハの前表面であり他方がウ
    エハの後表面であるほぼ平行な２つの主表面；前表面と
    後表面の間の中央面；前表面および後表面にほぼ垂直な
    中心軸；前表面と後表面を接合する周囲縁；周囲縁から
    中心軸に延在する半径；前表面から、前表面から中央面
    に向かって測定して少なくとも約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
    酸素を含む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２分の１に相当する距離におけるデニューデッド
    ゾーンにおける格子間酸素の濃度が、デニューデッドゾ
    ーンにおける格子間酸素の最大濃度の少なくとも約７５
    ％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
    エハが有する単結晶シリコンウエハ。
  18. 【請求項１８】 空孔が第一軸対称領域内の優勢な真性
    点欠陥であり、第一軸対称領域が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１７に
    記載のウエハ。
  19. 【請求項１９】 ウエハが、シリコン自己格子間物が優
    勢な真性点欠陥である第二軸対称領域をも有する請求項
    １８に記載のウエハ。
  20. 【請求項２０】 第二軸対称領域が凝集真性点欠陥を実
    質的に有さず、第一軸対称領域から周囲縁に半径方向に
    延在する請求項１９に記載のウエハ。
  21. 【請求項２１】 シリコン自己格子間物が第一軸対称領
    域内の優勢な真性点欠陥であり、第一軸対称領域が、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１７に記載のウエハ。
  22. 【請求項２２】 シリコン自己格子間物が第一軸対称領
    域内の優勢な真性点欠陥であり、第一軸対称領域が、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１７に記載のウエハ。
  23. 【請求項２３】 シリコン自己格子間物が第一軸対称領
    域内の優勢な真性点欠陥であり、第一軸対称領域が、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して半径の長さに等しい幅を
    有する請求項１７に記載のウエハ。
  24. 【請求項２４】 Ｄ1が少なくとも約２０マイクロメー
    トルである請求項１に記載のウエハ。
  25. 【請求項２５】 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
    ８０％である請求項１８に記載のウエハ。
  26. 【請求項２６】 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
    ９０％である請求項１８に記載のウエハ。
  27. 【請求項２７】 Ｄ1が少なくとも約５０マイクロメー
    トルである請求項１７に記載のウエハ。
  28. 【請求項２８】 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
    ８５％である請求項２７に記載のウエハ。
  29. 【請求項２９】 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
    ９５％である請求項２７に記載のウエハ。
  30. 【請求項３０】 Ｄ1が約３０〜約１００マイクロメー
    トルである請求項１に記載のウエハ。
  31. 【請求項３１】 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
    ８５％である請求項３０に記載のウエハ。
  32. 【請求項３２】 ウエハがウエハ表面上のエピタキシャ
    ル層をも有する請求項３０に記載のウエハ。
  33. 【請求項３３】 前表面；後表面；前表面と後表面の間
    の中央面；前表面および後表面にほぼ垂直な中心軸；前
    表面と後表面を接合する周囲縁；周囲縁から中心軸に延
    在する半径；前表面から中央面の方向に測定して少なく
    とも約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、 ウエハが、結晶格子空孔の不均一分布を有し、バルク層
    における空孔の濃度は、表面層における空孔の濃度より
    も大きく、酸素析出熱処理に曝露したときに、デニュー
    デッドゾーンが表面層に形成され、酸素析出物がバルク
    層に形成され、ウエハバルクにおける酸素析出物の形成
    およびデニューデッドゾーンの形成がウエハのこれら領
    域における酸素濃度の差異に依存せず、 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
    エハが有する単結晶シリコンウエハ。
  34. 【請求項３４】 空孔が第一軸対称領域内の優勢な真性
    点欠陥であり、第一軸対称領域が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３３に
    記載のウエハ。
  35. 【請求項３５】 ウエハが、シリコン自己格子間物が優
    勢な真性点欠陥である第二軸対称領域をも有する請求項
    ３４に記載のウエハ。
  36. 【請求項３６】 第二軸対称領域が凝集真性点欠陥を実
    質的に有さず、第一軸対称領域から周囲縁に半径方向に
    延在する請求項３５に記載のウエハ。
  37. 【請求項３７】 シリコン自己格子間物が第一軸対称領
    域内の優勢な真性点欠陥であり、第一軸対称領域が、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３３に記載のウエハ。
  38. 【請求項３８】 シリコン自己格子間物が第一軸対称領
    域内の優勢な真性点欠陥であり、第一軸対称領域が、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３３に記載のウエハ。
  39. 【請求項３９】 シリコン自己格子間物が第一軸対称領
    域内の優勢な真性点欠陥であり、第一軸対称領域が、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して半径の長さに等しい幅を
    有する請求項３３に記載のウエハ。
  40. 【請求項４０】 Ｄ1が少なくとも約２０マイクロメー
    トルである請求項３３に記載のウエハ。
  41. 【請求項４１】 Ｄ1が少なくとも約５０マイクロメー
    トルである請求項３３に記載のウエハ。
  42. 【請求項４２】 Ｄ1が約３０〜約１００マイクロメー
    トルである請求項３３に記載のウエハ。
  43. 【請求項４３】 ウエハ表面から３マイクロメートルよ
    りも大きい距離における格子間酸素の濃度がバルク層に
    おける格子間酸素濃度の少なくとも約５０％である請求
    項３３に記載のウエハ。
  44. 【請求項４４】 ウエハ表面から１０マイクロメートル
    よりも大きい距離における格子間酸素の濃度がバルク層
    における格子間酸素濃度の少なくとも約８０％である請
    求項３３に記載のウエハ。
  45. 【請求項４５】 Ｄ1が少なくとも約２０マイクロメー
    トルである請求項４４に記載のウエハ。
  46. 【請求項４６】 Ｄ1が少なくとも約５０マイクロメー
    トルである請求項４４に記載のウエハ。
  47. 【請求項４７】 Ｄ1が約３０〜約１００マイクロメー
    トルである請求項４４に記載のウエハ。
  48. 【請求項４８】 ウエハ表面から１５マイクロメートル
    よりも大きい距離における格子間酸素の濃度がバルク層
    における格子間酸素濃度の少なくとも約９０％である請
    求項３３に記載のウエハ。
  49. 【請求項４９】 ウエハがウエハ表面上のエピタキシャ
    ル層をも有する請求項１に記載のウエハ。
  50. 【請求項５０】 一方がウエハの前表面であり他方がウ
    エハの後表面であるほぼ平行な２つの主表面；前表面と
    後表面の間の中央面；前表面と後表面を接合する周囲
    縁；前表面および後表面にほぼ垂直な中心軸；周囲縁か
    ら中心軸に延在する半径；前表面から中央面の方向に測
    定して少なくとも約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の製造方
    法であって、 ウエハが、結晶格子空孔の不均一分布を有し、バルク層
    における空孔の濃度は、表面層における空孔の濃度より
    大きく、空孔は、空孔のピーク密度が中央面かまたは中
    央面付近に存在し、空孔の濃度がピーク密度の位置から
    ウエハの前表面の方向にほぼ減少する濃度輪郭を有し；
    および 凝集真性点欠陥を実質的に有さない第一軸対称
    領域をウエハが有しており、方法が、中心軸、シードコ
    ーン、エンドコーン、周囲縁を有するシードコーンとエ
    ンドコーンとの間の直径一定部分、中心軸から周囲縁に
    延在する半径、および１５０ｍｍ、２００ｍｍまたは２
    ００ｍｍよりも大きい公称直径を有する単結晶シリコン
    インゴットを成長させ； (ｉ)成長速度ｖ；(ii)凝固温度から約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％の幅を有
    し、そして中心軸に沿って測定してインゴットの直径一
    定部分の長さの少なくとも約２０％の長さを有し；イン
    ゴットの直径一定部分から単結晶シリコンウエハをスラ
    イスし；ウエハを熱処理に付して、前表面およびバルク
    層中に結晶格子空孔を形成し；ならびに熱処理ウエハの
    冷却速度を制御し、ピーク密度が中央面かまたは中央面
    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、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なる単結晶シ
    リコンウエハの製造方法。
  51. 【請求項５１】 空孔が第一軸対称領域内の優勢な真性
    点欠陥であり、第一軸対称領域がウエハの中心軸を有し
    てなるかまたは少なくとも約１５ｍｍの幅を有する請求
    項５０に記載の方法。
  52. 【請求項５２】 シリコン自己格子間物が第一領域内に
    おける優勢な真性点欠陥であり、第一軸対称領域が、周
    囲縁から半径方向に中心軸に向かって測定して半径の長
    さの少なくとも４０％である幅を有する請求項５０に記
    載の方法。
  53. 【請求項５３】 結晶格子空孔を形成するための熱処理
    が、非酸化雰囲気において約１１７５℃を越える温度に
    ウエハを加熱することを含んでなる請求項５０に記載の
    方法。
  54. 【請求項５４】 結晶格子空孔を形成するための第２の
    熱処理が、非酸化雰囲気において約１２００℃を越える
    温度にウエハを加熱することを含んでなる請求項５０に
    記載の方法。
  55. 【請求項５５】 結晶格子空孔を形成するための第２の
    熱処理が、非酸化雰囲気において約１２００℃〜１２７
    ５℃の温度にウエハを加熱することを含んでなる請求項
    ５０に記載の方法。
  56. 【請求項５６】結晶格子空孔を形成するための第２の熱
    処理が、非酸化雰囲気において約１２００℃を越える温
    度にウエハを加熱することを含んでなる請求項５０に記
    載の方法。
  57. 【請求項５７】 冷却速度が、結晶格子空孔がシリコン
    において比較的移動性である温度範囲において、少なく
    とも約５℃／秒である請求項５０に記載の方法。
  58. 【請求項５８】 冷却速度が、結晶格子空孔がシリコン
    において比較的移動性である温度範囲において、少なく
    とも約２０℃／秒である請求項５０に記載の方法。
  59. 【請求項５９】 冷却速度が、結晶格子空孔がシリコン
    において比較的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５０に記載の方法。
  60. 【請求項６０】 冷却速度が、結晶格子空孔がシリコン
    において比較的移動性である温度範囲において、少なく
    とも約１００℃／秒である請求項５０に記載の方法。
  61. 【請求項６１】 冷却速度が、結晶格子空孔がシリコン
    において比較的移動性である温度範囲において、約１０
    ０℃／秒〜約２００℃／秒である請求項５０に記載の方
    法。
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