JP4274973B2 - 低欠陥密度の空孔優勢シリコンウエハおよびインゴット - Google Patents

Description

本発明は一般に、電子部品の製造に使用される半導体級単結晶シリコンウエハおよびインゴットに関する。特に、本発明は、凝集真性点欠陥（agglomerated intrinsic point defects）を有さない、空孔優勢材（空格子点優勢材）（vacancy dominated matetrial）の軸対称領域を有する、単結晶シリコンインゴットおよびウエハ、およびそれらの製造方法に関する。

大部分の半導体電子部品製造方法の出発物質である単結晶シリコンは、一般に、いわゆるチョクラルスキー（Ｃｚ）法によって製造される。この方法においては、多結晶シリコン（ポリシリコン）をルツボに装填し、溶融し、種結晶を溶融シリコンと接触させ、単結晶を遅い引き上げ（extraction）によって成長させる。ネック（neck）の形成後、所望される、または目的とする直径に到達するまで、引き上げ速度および／または溶融温度を低下させることによって、結晶の直径を大きくする。次に、メルト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筒状本体を成長させる。成長プロセスの終了近くであるが、ルツボから溶融シリコンがなくなる前に、結晶直径を徐々に減少させて、エンドコーン（end-cone）を形成しなければならない。一般に、エンドコーンは、結晶引き上げ速度およびルツボに供給される熱を、増加させることによって形成される。直径が充分に小さくなったときに、結晶をメルトから分離する。

単結晶シリコンにおける多くの欠陥が、凝固後に結晶が冷却する際に、結晶成長室において形成されることが最近確認された。そのような欠陥は、一部は、空孔（空格子点）（vacancies）および自己格子間物（自己格子間原子）（self-interstitials）として既知の、過剰の（即ち、溶解極限より以上の濃度）真性点欠陥の存在によって生じる。メルトから成長するシリコン結晶は一般に、結晶格子空孔（Ｖ）またはシリコン自己格子間物（Ｉ）の、どちらか一方のタイプの過剰の真性点欠陥を有して成長する。シリコンにおけるこれらの点欠陥のタイプおよび初期濃度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。

空孔タイプの欠陥は、Ｄ欠陥、フローパターン（ＦＰＤ）欠陥、ゲートオキシドインテグリティ（ＧＯＩ）欠陥、クリスタルオリジネーテッドパーティクル（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 stacking faults）（ＯＩＳＦ）の核として作用する欠陥も、過剰空孔の領域に存在する。この特定の欠陥は、過剰空孔の存在によって引き起こされる高温有核酸素凝集塊であると考えられる。

自己格子間物に関係する欠陥は、あまり研究されていない。それらは一般に、低密度の格子間物タイプのディスロケーション（転位）のループまたはネットワークであると考えられている。そのような欠陥は、重要なウエハ性能規準であるゲートオキシドインテグリティ欠陥の原因ではないが、電流漏出問題に一般に関係する他のタイプのデバイス欠陥の原因であることが広く認識されている。

チョクラルスキーシリコンにおける、そのような空孔および自己格子間物の凝集欠陥の密度は通常、約１*１０^３／ｃｍ^３〜約１*１０^７／ｃｍ^３の範囲である。これらの数値は比較的低いが、凝集真性点欠陥は、デバイス製造者にとって重大性が急激に高まっており、事実上、デバイス製造プロセスにおける歩留り制限要因であると今や考えられている。

現在のところ、凝集真性点欠陥の問題を扱う主に３つの方法が一般に存在する。第一の方法は、結晶引き上げ方法に焦点を当てて、インゴットにおける凝集真性点欠陥の数密度（number density）を減少させる方法を包含する。この方法は、空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料の形成を生じる結晶引き上げ条件を有する方法に、さらに分けることができる。例えば、（ｉ）ｖ／Ｇ_０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。

結晶本体の成長の間に、引き上げ速度を、約０.４ｍｍ／分未満に減少させることも提案されている。しかし、そのような遅い引き上げ速度は、各結晶引き上げ器の処理量を減少させるので、この提案も充分なものではない。さらに重大なことに、そのような引き上げ速度は、高度に集中した自己格子間物を有する単結晶シリコンの形成に導く。このような高度の集中は、結果的に、凝集自己格子間物欠陥の形成、およびそのような欠陥に伴って生じる全ての問題を生じる。

凝集真性点欠陥の問題を扱う第二の方法は、凝集真性点欠陥を、それらの形成後に、溶解または消滅（annihilation）することに焦点を当てる方法を包含する。一般に、これは、ウエハ形態のシリコンの高温熱処理を使用することによって行われる。例えば、Fusegawaらは、ヨーロッパ特許出願第５０３８１６Ａ１号において、０.８ｍｍ／分より速い成長速度においてシリコンインゴットを成長させ、インゴットからスライスされるウエハを１１５０℃〜１２８０℃の温度で熱処理して、ウエハ表面付近の薄い領域における欠陥密度を減少させることを開示している。必要とされる特定の処理は、ウエハにおける凝集真性点欠陥の集中および位置に依存して変化する。そのような欠陥の均一な軸方向集中を有さない結晶からカットされる種々のウエハは、種々の成長後の処理条件を必要とする。さらに、そのようなウエハ熱処理は、相対的にコストが高く、金属性不純物をシリコンウエハに導入する可能性があり、結晶に関係する全てのタイプの欠陥に全般的に有効ではない。

凝集真性点欠陥の問題を扱う第三の方法は、単結晶シリコンウエハの表面における、シリコンの薄い結晶質層のエピタキシャル付着である。この方法は、凝集真性点欠陥を実質的に有さない表面を有する単結晶シリコンウエハを提供する。しかし、エピタキシャル付着は、ウエハのコストを顕著に増加させる。

これらの事情に鑑みて、凝集真性点欠陥を形成する凝集反応を抑制することによって、凝集真性点欠陥の形成を防止する役割を果たす、単結晶シリコンの製造方法が今なお必要とされている。単に、そのような欠陥が形成される速度を制限するか、または、それらが形成された後にその欠陥のいくらかを消滅させるよりむしろ、凝集反応を抑制する役割を果たす方法によって、凝集真性点欠陥を実質的に有さないシリコン基板を得ることができる。そのような方法は、エピタキシャル法に伴う高いコストを必要とせずに、１つのウエハについて得られる集積回路の数において、エピ様の（epi-like）歩留り可能性を有する単結晶シリコンウエハを提供することもできる。

従って、本発明の目的は、結晶格子空孔またはシリコン自己格子間物の凝集から生じる欠陥を実質的に有さない、実質的半径方向幅の軸対称領域を有する、インゴットまたはウエハ形態の単結晶シリコンの提供；および、空孔および自己格子間物の集中が制御されて、インゴットが凝固温度から冷却する際に、インゴットの直径一定部分の軸対称領域における真性点欠陥の凝集を防止する、単結晶シリコンインゴットの製造方法を提供することである。

従って、簡単に言えば、本発明は、中心軸、中心軸にほぼ垂直な前面および後面、周囲縁、および中心軸からウエハの周囲縁に延在する半径、を有する単結晶シリコンウエハに関する。空孔が優勢な真性点欠陥の、凝集空孔真性点欠陥を実質的に有さない第一軸対称領域を、ウエハが含んで成り、該第一軸対称領域は、中心軸を含んで成るかまたは少なくとも約１５ｍｍの幅を有する。

本発明は、中心軸、シードコーン（seed-cone）、エンドコーン、ならびに、周囲縁、および中心軸から周囲縁に延在する半径を有するシードコーンとエンドコーンの間の直径一定部分、を有する単結晶シリコンインゴットにも関する。単結晶シリコンインゴットの特徴は、インゴットが成長し凝固温度から冷却した後に、直径一定部分が第一軸対称領域を有し、該領域において空孔が優勢な真性点欠陥であり、および、該領域は実質的に凝集真性点欠陥を有さず、該第一軸対称領域は、中心軸を含んで成るかまたは少なくとも約１５ｍｍの幅を有し、該中心軸に沿って測定した場合にインゴットの直径一定部分の長さの少なくとも約２０％の長さであることである。

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、を含んで成る単結晶シリコンインゴットを成長させる方法にも関する。この方法においては、インゴットを、チョクラルスキー法よって、シリコンメルトから成長させ、次に、凝固温度から冷却する。この方法は、凝固温度〜約１３２５℃以上の温度範囲において、結晶の直径一定部分が成長する間に、成長速度ｖおよび平均軸温度勾配Ｇ_０を調節して、第一軸対称領域を形成させることを含んで成る方法であって、該領域において、インゴットを凝固温度から冷却する際に、空孔が優勢な真性点欠陥であり、該領域は、凝集真性点欠陥を実質的に有さず、該第一軸対称領域が少なくとも約１５ｍｍの幅を有するかまたは中心軸を有する方法である。

本発明の他の目的および特徴は、一部は明らかであり、一部は下記に記載される。

今日までの実験的証拠に基づいて、真性の点欠陥の種類および初期濃度を、インゴットが凝固温度（すなわち、約１４１０℃）から１３００℃よりも高い温度（すなわち、少なくとも約１３２５℃、あるいは少なくとも約１３５０℃、あるいは少なくとも約１３７５℃でさえもの温度）に冷却されるときに最初に決定した。すなわち、このような欠陥の種類および初期濃度は、比ｖ／Ｇ_０によって制御される（ｖは成長速度であり、Ｇ_０はこの温度範囲での平均軸温度勾配である）。

図１を参照して、ｖ／Ｇ_０値の増加に関して、漸減的な自己格子間物優勢成長から漸増的な空孔優勢成長への転移がｖ／Ｇ_０の臨界値の近くで生じる。この臨界値は、現在入手できる情報に基づき、約２．１×１０^−５ｃｍ^２／ｓＫであるようである。この場合、Ｇ_０は、軸温度勾配が上記の温度範囲内で一定である条件下で測定される。この臨界値において、これらの真性の点欠陥の濃度は平衡している。

ｖ／Ｇ_０値が臨界値を超えると、空孔濃度は増加する。同様に、ｖ／Ｇ_０値が臨界値よりも小さくなると、自己格子間物濃度は増加する。これらの濃度が系の臨界的な過飽和レベルに達する場合、および点欠陥の移動性が充分に高い場合、反応または凝集事象が生じ得る。シリコンにおいて凝集した真性の点欠陥は、複雑な高集積度回路の製造における材料の予想される収量に重大な影響を与え得る。

本発明により、シリコンマトリックス内の空孔が反応して、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物が反応して、凝集した格子間欠陥を生成する反応が抑制され得ることが発見された。何らかの特定の理論にとらわれることなく、空孔および自己格子間物の濃度は、本発明のプロセスにおいて結晶インゴットの成長および冷却が行われている間においては、系の自由エネルギーの変化が、凝集反応が自発的に起こり、凝集した空孔欠陥または格子間欠陥が生成する臨界値を決して超えないように制御されていると考えられる。

一般に、単結晶シリコンにおいて、凝集した空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欠陥が自己格子間原子から形成される反応を駆動させるために利用可能な系の自由エネルギーの変化は、下記の式（１）によって支配される：

［上式において、
ΔＧ_Ｖ／Ｉは、凝集した空孔欠陥を形成する反応、または格子間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物の濃度であり、
［Ｖ／Ｉ］^ｅｑは、［Ｖ／Ｉ］が存在する空間および時間における同じ点において、温度Ｔで適用される空孔または格子間物の平衡濃度である。］

この式により、空孔の所与濃度［Ｖ］に関して、温度Ｔが低下すると、一般に、ΔＧ_Ｖは、温度とともに［Ｖ］^ｅｑが急激に低下するために増大する。同様に、格子間物の所与濃度［Ｉ］に関して、温度Ｔが低下すると、一般に、ΔＧ_Ｉは、温度とともに［Ｉ］^ｅｑが急激に低下するために増大する。

図２は、ΔＧ_Ｉの変化を模式的に例示し、そしてシリコン自己格子間物の濃度を抑制するためにいくつかの手段を同時に用いることなく、凝固温度から冷却されるインゴットに関するシリコン自己格子間物の濃度を模式的に例示する。インゴットが冷えると、ΔＧ_Ｉは、［Ｉ］の過飽和度が増大するために、式（１）に従って増大し、凝集した格子間欠陥の生成に関するエネルギー障壁に近づく。冷却が続くと、このエネルギー障壁を事実上超え、このときに反応が生じる。この反応の結果、凝集した格子間欠陥が生成し、過飽和した系が緩和されるように、すなわち、［Ｉ］濃度が低下するように、ΔＧ_Ｉの低下が伴う。

同様に、空孔濃度を抑制するためにいくつかの手段を同時に用いることなく、インゴットが凝固温度から冷却されると、ΔＧ_Ｖは、［Ｖ］の過飽和度が増大するために、式（１）に従って増大し、凝集した空孔欠陥の生成に関するエネルギー障壁に近づく。冷却が続くと、このエネルギー障壁を事実上超え、このときに反応が生じる。この反応の結果、凝集した空孔欠陥が生成し、過飽和した系が緩和されるように、ΔＧ_Ｖの低下が伴う。

空孔および格子間物の凝集は、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物系の自由エネルギーを維持することによってインゴットが凝固温度から冷却されると、それぞれ、空孔優勢材および格子間物優勢材の領域において回避することができる。すなわち、系は、空孔または格子間物が臨界的に過飽和に決してならないように制御することができる。これは、臨界的な過飽和が決して達成されないように充分に低い（下記に定義されているようにｖ／Ｇ_０（ｒ）によって制御される）空孔および格子間物の初期濃度を確立することによって達成することができる。しかし、実際には、そのような濃度は、結晶半径の全体を通して達成することは困難である。従って、一般には、臨界的な過飽和は、結晶凝固の後に、すなわち、ｖ／Ｇ_０（ｒ）によって決定される初期濃度を確立した後に初期の空孔濃度および初期の格子間物濃度を抑制することによって回避することができる。

驚くべきことに、一般的には約１０^−４ｃｍ^２／秒である自己格子間物の比較的大きな移動性のために、そしてより小さい程度に、空孔の移動性のために、比較的大きな距離、すなわち、約５ｃｍ〜約１０ｃｍまたはそれ以上の距離にわたって、自己格子間物を、結晶表面に位置するシンク（sinks）に対して、または結晶内に位置する空孔優勢領域に対して半径方向に拡散させることによって、格子間物および空孔を抑制できることが見出された。充分な時間が初期濃度の真性の点欠陥を半径方向に拡散させることが可能であるならば、半径方向の拡散は、自己格子間物および空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、自己格子間物および空孔の初期濃度における半径方向の変化に依存する。半径方向の変化が小さいほど、拡散時間は短い。

平均軸方向温度勾配Ｇ_０は、典型的には、チョクラルスキー法に従って成長する単結晶シリコンに関して、半径の増大とともに大きくなる。このことは、ｖ／Ｇ_０値は、典型的には、インゴットの半径を横切って単一でないことを意味する。このような変化の結果として、真性の点欠陥の種類および初期濃度は一定していない。図３および図４においてＶ／Ｉ境界２と記されているｖ／Ｇ_０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）の一般にはシリンダー状領域を囲む。

Ｖ／Ｉ境界を含有するインゴットが凝固温度から冷却されるとき、格子間原子および空孔の半径方向の拡散は、自己格子間物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、自己格子間物の結晶表面への半径方向の拡散は、結晶が冷えるときに生じる。結晶表面は、結晶が冷えるときにほぼ平衡した点欠陥濃度を維持することができる。点欠陥の半径方向の拡散は、Ｖ／Ｉ境界の外側での自己格子間物の濃度、およびＶ／Ｉ境界の内側での空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物の濃度は、ΔＧ_ＶおよびΔＧ_Ｉが、空孔の凝集反応および格子間物の凝集反応が生じる臨界値よりも小さくなるようにすることができる。

図５を参照すると、本発明の方法の第１の態様において、単結晶シリコンインゴット１０が、チョクラルスキー法に従って成長する。この単結晶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との間の直径一定部分１８を含む。直径一定部分は、周囲縁２０を有し、そして中心軸１２から周囲縁２０まで拡がる半径４を有する。

例えば成長速度ｖ、平均軸温度勾配Ｇ_０および冷却速度を含む結晶成長条件は、好ましくは、格子間物優勢材６の軸対称領域および空孔優勢材８の一般には円筒領域（円柱領域）が形成するように制御される。空孔優勢材８は凝集した真性点欠陥のない材料９の軸対称領域を有する。軸対称領域９は、Ｖ／Ｉ境界２から軸１２まで拡がる半径４に沿って測定される幅を有する。本発明の態様の１つにおいて、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９はインゴットの軸１２を含み、すなわち、軸対称領域９および一般にはシリンダー状の領域８は一致する。言い換えれば、インゴット１０は、空孔優勢材８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９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。

軸対称領域６（存在する場合）は、周囲縁２０から中心軸１２に向かって半径方向に内側に測定される幅を一般に有し、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％の長さにわたって拡がる。

軸対称領域６および９の幅は、中心軸１２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６の幅は、インゴット１０の円周方向の端２０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６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９の幅は、Ｖ／Ｉ境界２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９の所与の長さにおける最少の距離を決定するように測定される。

（前記のように定義される）成長速度ｖおよび平均軸温度勾配Ｇ_０は、典型的には、比ｖ／Ｇ_０が、ｖ／Ｇ_０臨界値の約０．５倍〜約２．５倍の値の範囲であるように制御される（すなわち、ｖ／Ｇ_０臨界値に関して現在入手可能な情報に基づき、約１×１０^−５ｃｍ^２／ｓＫ〜約５×１０^−５ｃｍ^２／ｓＫ）。この比ｖ／Ｇ_０は、好ましくは、ｖ／Ｇ_０臨界値の約０．６倍〜約１．５倍の値の範囲である（すなわち、ｖ／Ｇ_０臨界値に関して現在入手可能な情報に基づき、約１．３×１０^−５ｃｍ^２／ｓＫ〜約３×１０^−５ｃｍ^２／ｓＫ）。この比ｖ／Ｇ_０は、最も好ましくは、ｖ／Ｇ_０臨界値の約０．７５倍〜約１．２５倍の値の範囲である（すなわち、ｖ／Ｇ_０臨界値に関して現在入手可能な情報に基づき、約１．６×１０^−５ｃｍ^２／ｓＫ〜約２．１×１０^−５ｃｍ^２／ｓＫ）。１つの特に好ましい実施形態において、軸対称領域８におけるｖ／Ｇ_０は、ｖ／Ｇ_０臨界値と、ｖ／Ｇ_０臨界値の１．１倍との間に含まれる値を有する。

軸対称領域９の幅を最大にするためには、インゴットを凝固温度から、約１０５０℃を超える温度にまで、下記の時間をかけて冷却することが好ましい：（ｉ）１５０ｍｍの公称直径のシリコン結晶に関して、少なくとも約５時間、好ましくは少なくとも約１０時間、より好ましくは少なくとも約１５時間、（ｉｉ）２００ｍｍの公称直径のシリコン結晶に関して、少なくとも約５時間、好ましくは少なくとも約１０時間、より好ましくは少なくとも約２０時間、さらにより好ましくは少なくとも約２５時間、最も好ましくは少なくとも約３０時間、および（ｉｉｉ）２００ｍｍを超える公称直径を有するシリコン結晶に関して、少なくとも約２０時間、好ましくは少なくとも約４０時間、より好ましくは少なくとも約６０時間、最も好ましくは少なくとも約７５時間。冷却速度の制御は、熱移動を最小限にするためにこの分野で現在知られている任意の手段を使用することによって行うことができる。このような手段には、断熱材、ヒーター、輻射遮蔽材および磁場の使用が含まれる。

平均軸温度勾配Ｇ_０の制御は、結晶引き上げ装置の「ホットゾーン」の設計、すなわち、特に、ヒーター、断熱材、熱および輻射遮蔽材を作製するグラファイト（または、他の材料）の設計を行うことにより達成され得る。個々の設計は、結晶引き上げ装置の構造および型式に依存して変化し得るが、一般に、Ｇ_０は、溶融／固体の界面での熱移動を制御するためにこの分野で現在知られている任意の手段を使用して行うことができる。このような手段には、反射材、輻射遮蔽材、パージ管、光パイプおよびヒーターが含まれる。一般に、Ｇ_０の半径方向の変化は、そのような装置を溶融／固体の界面上方の約１結晶直径以内に配置することによって最小にされる。Ｇ_０は、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、Ｇ_０は、ヒーターに供給される出力を調節することによってさらに調節することができる。これらの方法のいずれかまたはすべてを、溶融容量がそのプロセスの間になくなる回分式のチョクラルスキープロセスを行っているときに使用することができる。

平均軸温度勾配Ｇ_０が、インゴットの直径の関数として比較的一定していることは本発明のいくつかの実施形態に一般に好ましいことである。しかし、ホットゾーン機構はＧ_０の変化を最小にするように改善されるので、一定の成長速度を維持することに伴う機械的な問題はますます重要な因子になることに注意しなければならない。このために、成長プロセスは、成長速度ｖにも同様に直接的な影響を与える引き上げ速度における何らかの変化に対してより一層敏感になる。プロセス制御に関して、これは、インゴットの半径において異なるＧ_０値を有することが好ましいことを意味する。しかし、Ｇ_０値の大きな差により、ウエハ縁に向かってほぼ増大する自己格子間物の大きな濃度が生じ、それにより、凝集した真性の点欠陥の生成を回避することがますます困難になり得る。

前記を参照して、Ｇ_０の制御には、Ｇ_０の半径方向の変化を最小にすることと、好ましいプロセス制御条件の維持とのバランスが含まれる。従って、典型的には、約１直径分の結晶長後の引き上げ速度は、約０．２ｍｍ／分〜約０．８ｍｍ／分の範囲である。引き上げ速度は、好ましくは、約０．２５ｍｍ／分〜約０．６ｍｍ／分の範囲であり、より好ましくは約０．３ｍｍ／分〜約０．５ｍｍ／分の範囲である。引き上げ速度は、結晶の直径および結晶引き上げ設計の両方に依存することに注意しなければならない、上記の範囲は、直径が２００ｍｍの結晶には典型的である。一般に、引き上げ速度は、結晶の直径が大きくなると低下する。しかし、結晶引き上げ装置は、引き上げ速度を本明細書に記載される速度を超えるように設計することができる。結果として、最も好ましくは、結晶引き上げ装置は、本発明によって、軸対称領域の形成を依然として可能にしたままで、引き上げ速度をできる限り早くするように設計される。

自己格子間物の拡散量は、商業的に実用的なプロセスに関して、インゴットが凝固温度（約１４１０℃）から、シリコンの自己格子間物が不動化する温度にまで冷却されるときの冷却速度を制御することによって制御される。シリコンの自己格子間物は、シリコンの凝固温度（すなわち、約１４１０℃）付近の温度で極端に移動し得るようである。しかし、この移動性は、単結晶シリコンインゴットの温度が低下すると減少する。一般に、自己格子間物の拡散速度は、それらが、約７００℃未満の温度で、そしておそらくは、８００℃、９００℃、１０００℃もの温度で、あるいは１０５０℃でさえもの温度で、商業的に実用的な時間で本質的に移動し得ない程度に遅い。

このことに関して、自己格子間物の凝集反応が理論的に生じる温度は、広範囲の温度にわたり変化するが、実際上、この範囲は、従来のチョクラルスキー成長シリコンに関しては比較的狭いことに注意しなければならない。これは、チョクラルスキー法によって成長させたシリコンにおいて典型的に得られる自己格子間物の初期濃度が比較的狭い範囲であるという結果である。従って、一般に、自己格子間物の凝集反応が、生じるとすれば、約１１００℃〜約８００℃の範囲内の温度で、典型的には約１０５０℃の温度で起こり得る。

自己格子間物が移動し得ることが考えられる温度範囲において、ホットゾーンでの温度に依存して、冷却速度は、典型的には、約０．１℃／分〜約３℃／分の範囲である。冷却速度は、好ましくは、約０．１℃／分〜約１．５℃／分の範囲であり、より好ましくは約０．１℃／分〜約１℃／分の範囲であり、さらにより好ましくは約０．１℃／分〜約０．５℃／分の範囲である。

自己格子間物が移動し得ることが考えられる温度範囲にインゴットの冷却速度を制御することによって、自己格子間物は数倍になり、結晶表面に位置するシンクに、あるいは空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、凝集した欠陥を実質的に含まない軸対称領域を得るために必要とされ得るその他の点での厳しいｖ／Ｇ_０条件を緩和させるように作用する。言い換えれば、格子間物を数倍拡散させることを可能にするために、冷却速度が制御され得るという事実の結果として、臨界値に対して大きな範囲のｖ／Ｇ_０値が、凝集した欠陥を含まない軸対称領域を得るために許容され得る。

結晶の直径一定部分のかなりの長さにわたってそのような冷却速度を達成するために、検討を、インゴットのエンドコーンの成長プロセスに対しても、エンドコーンの成長が終了したときのインゴットの処理に対するのと同様に行わなければならない。典型的には、インゴットの直径一定部分の成長が完了したとき、引き上げ速度は、エンドコーンを形成させるために必要な先細り化を始めるために大きくされる。しかし、引き上げ速度のそのような増大により、直径一定部分の下側領域は、上記のように、格子間物が充分に移動し得る温度範囲内において一層早く冷却される。結果として、これらの格子間物は、消滅し得るシンクに拡散するのに充分な時間を有さない。すなわち、この下側領域における濃度は充分な程度に抑制され得ず、格子間欠陥が凝集し得る。

従って、そのような欠陥の形成がインゴットのこの下部領域において生じないようにするためには、インゴットの直径一定部分が、チョクラルスキー法に従って均一な熱履歴を有することが好ましい。均一な熱履歴は、直径一定部分の成長を行っているときだけでなく、結晶のエンドコーンの成長を行っているときにおいて、そして可能であれば、エンドコーンの成長の後も、比較的一定した速度でインゴットをシリコン溶融から引き上げることによって達成することができる。比較的一定の速度は、例えば、下記により達成することができる：（ｉ）結晶の直径一定部分の成長を行っているときのるつぼおよび結晶の回転速度に対して、エンドコーンの成長を行っているときのるつぼおよび結晶の回転速度を低下させること、および／または（ｉｉ）エンドコーンの成長を行っているときに従来のように供給される出力に対して、エンドコーンの成長を行っているときにシリコン溶融物を加熱するために使用されるヒーターに供給される出力を増加させること。プロセス変数のこれらのさらなる調整は、個々にあるいは組み合わせて行うことができる。

エンドコーンの成長を始めるとき、エンドコーンの引き上げ速度は下記のように確立される。約１０５０℃を超える温度に留まっているインゴットの直径一定部分の任意の領域は、凝集した真性の点欠陥を含まない軸対称領域を含有し、約１０５０℃よりも低い温度に既に冷却されたインゴットの直径が一定した他の領域と同じ熱履歴を経るようにされている。

前記のように、空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／Ｇ_０（ｒ）および冷却速度に依存する。結晶引き上げ装置およびホットゾーンの機構が変化するとともに、ｖ／Ｇ_０（ｒ）に関して上記に示した範囲、引き上げ速度および冷却速度もまた変化する。同様に、これらの条件は、成長する結晶の長さに沿って変化し得る。上記のように、凝集した格子間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。

軸対称領域６および９の最適な幅、ならびに所与の結晶引き上げ装置のホットゾーン機構に必要とされる最適な結晶引き上げ速度特性は、実験的に決定することができる。一般的には、このような実験的な方法には、特定の結晶引き上げ装置で成長させたインゴットに関する軸方向の温度特性、ならびに同じ引き上げ装置で成長させたインゴットの平均軸温度勾配における半径方向の変化に対する容易に入手できるデータを最初に得ることが含まれる。まとめると、このようなデータを使用して、１つまたは複数の単結晶シリコンインゴットを引き上げ、次いでこのインゴットを、凝集した格子間欠陥の存在について分析する。このように、最適な引き上げ速度特性を決定することができる。

図６は、欠陥分布パターンを明らかにする一連の酸素析出熱処理を行った後の直径が２００ｍｍのインゴットの軸切断面の少数キャリア寿命を走査することによって得られる像である。図１６は、最適に近い引き上げ速度特性が、所与の結晶引き上げ装置のホットゾーン機構に用いられている例を示す。この例において、（凝集した格子間欠陥２８の領域の生成をもたらす）格子間物優勢領域の最大幅を超えるｖ／Ｇ_０（ｒ）から、軸対称領域が最大幅を有する最適なｖ／Ｇ_０（ｒ）までの転移が生じている。

インゴットの半径にわたってＧ_０が増大することから生じるｖ／Ｇ_０の半径方向の変化に加えて、ｖ／Ｇ_０はまた、ｖが変化する結果として、あるいはチョクラルスキープロセスによるＧ_０における自然の変化の結果として軸方向に変化し得る。標準的なチョクラルスキープロセスに関して、ｖは、インゴットを一定の直径で維持するために、引き上げ速度が成長周期全体で調節されるように変更される。引き上げ速度におけるこれらの調節または変化は、次いで、ｖ／Ｇ_０を、インゴットの直径一定部分の長さにわたって変化させる。従って、本発明のプロセスにより、引き上げ速度は、インゴットの軸対称領域の幅を最大にするために制御される。しかし、結果として、インゴットの半径は変化し得る。従って、得られるインゴットが一定の直径を有することを確実にするために、インゴットは、所望される直径よりも大きい直径に成長させることが好ましい。次いで、インゴットは、この分野で標準的なプロセスに供され、表面から余分な材料が除かれる。このように、直径一定部分を有するインゴットが確実に得られる。

一般に、軸温度勾配Ｇ_０（ｒ）の半径方向の変化が最小にされる場合、凝集した欠陥を含まない空孔優勢材を作製する方が容易である。図２５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２４は、結晶の中心から結晶半径の１／２までの軸温度勾配Ｇ_０（ｒ）の変化を表す：これは、凝固温度からｘ軸に示された温度までの勾配を平均することによって決定される。結晶が、Ｖｅｒ．１およびＶｅｒ．４と記された、Ｇ_０（ｒ）でのより大きな半径方向の変化を有するホットゾーンにおいて引き出された場合、凝集した欠陥を含まない空孔優勢材を中心から任意の軸長の端までに有する結晶を得ることができなかった。しかし、結晶が、Ｖｅｒ．２およびＶｅｒ．３と記された、Ｇ_０（ｒ）でのより小さな半径方向の変化を有するホットゾーンにおいて引き出された場合には、結晶のいくつかの軸長に関して凝集した欠陥を含まない空孔優勢材を中心から端までに有する結晶を得ることができた。

本発明の方法にしたがって製造され、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１２ＰＰＭＡ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、中程度から高程度の酸素含有のウエハ、すなわち１４ＰＰＭＡ〜１８ＰＰＭＡで、酸素誘導堆積欠陥の形成がより著しくなり、かつＶ／Ｉ境界のちょうど内側に位置する増大した酸素クラスター形成のバンドがより著しくなるからである。これらは、一定の回路の組立て工程における問題の潜在的な源となる。

増大した酸素クラスター形成の効果は、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。

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１０００℃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。

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ＲＴＡ炉の１つとしては、AG Associates (Mountain View, 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。

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１０の軸対称の自己格子間物優勢領域６で制御される。再度、図１を参照して、一般に、シリコン自己格子間原子の初期濃度の制御は、結晶成長速度ｖおよび平均軸温度勾配Ｇ_０が、Ｖ／Ｉ境界が生じるこの比の臨界値の比較的近いところに比ｖ／Ｇ_０の値があるように制御されることによって行われる。さらに、平均軸温度勾配Ｇ_０は、インゴットの半径を関数として、Ｇ_０（および従って、ｖ／Ｇ_０）の変化としてのＧ_０、すなわちＧ_０（ｒ）（および従って、ｖ／Ｇ_０（ｒ））の変化も同様に制御されるように確立され得る。

本発明の別の実施形態において、ｖ／Ｇ_０は、Ｖ／Ｉ境界がインゴットの長さの少なくとも一部に関して半径に沿って存在しないように制御される。この長さにおいて、シリコンは、中心から円周方向の端まで空孔優勢であり、凝集した空孔欠陥が、主としてＶ／Ｇ_０を制御することによって、インゴットの円周方向の端から内側に向かって半径方向に拡がる軸対称領域において避けられる。すなわち、成長条件を制御し、その結果、ｖ／Ｇ_０は、ｖ／Ｇ_０臨界値とｖ／Ｇ_０臨界値の１．１倍との間に含まれる値を有する。

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気づくべきである。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。

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。

凝集した欠陥の目視による検出
凝集した欠陥は、多数の異なる技法により検出することができる。例えば、フローパターン欠陥またはＤ欠陥は、典型的には、単結晶シリコンサンプルをセコー（Secco）エッチング液中で約３０分間選択的にエッチングし、次いでサンプルを顕微鏡検査に供することにより検出される（例えば、H. Yamagishi他、Semicond. Sci. Technol. 7、A135（1992）を参照のこと）。この方法は、凝集した空孔欠陥を検出するには標準的ではあるが、この方法はまた、凝集した格子間欠陥を検出するために使用することができる。この技法を使用する場合、そのような欠陥は、存在する場合にはサンプル表面での大きなくぼみとして現れる。
凝集した欠陥はまた、レーザー散乱トモグラフィーなどのレーザー散乱技法を使用して検出することができる。レーザー散乱技法は、典型的には、他のエッチング技法よりも低い欠陥密度の検出限界を有する。

さらに、凝集した真性の点欠陥は、熱を加えたときに単結晶シリコンマトリックス内に拡散し得る金属でこれらの欠陥を装飾することによって視覚的に検出することができる。具体的には、ウエハ、スラグまたはスラブなどの単結晶シリコンサンプルは、硝酸銅の濃厚溶液などのこれらの欠陥を装飾し得る金属を含有する組成物で、サンプルの表面を最初にコーティングすることによってそのような欠陥の存在について目視検査を行うことができる。次いで、コーティングされたサンプルは、金属をサンプル内に拡散させるために、約９００℃〜約１０００℃の間の温度で約５分間〜約１５分間加熱される。次いで、加熱処理されたサンプルを室温に冷却する。このように、金属を臨界的に過飽和にして、欠陥が存在するサンプルマトリックス内の部位に析出させる。

冷却後、まず、表面残渣および析出化剤を除くために、サンプルを活性なエッチング溶液で約８分間〜約１２分間処理することによる無欠陥ディリニエーション・エッチングにサンプルを供する。代表的な活性なエッチング溶液は、約５５％の硝酸（７０重量％溶液）、約２０％のフッ化水素酸（４９重量％溶液）および約２５％の塩酸（濃溶液）を含む。

次いで、サンプルを脱イオン水で洗浄し、サンプルを、約３５分間〜約５５分間、セコー（Secco）エッチング液またはライト（Wright）エッチング液に浸すか、それで処理することによる第２のエッチング工程に供する。典型的には、サンプルは、約１：２の比の０．１５Ｍ二クロム酸カリウムおよびフッ化水素酸（４９重量％溶液）を含むセコーエッチング液を使用してエッチングされる。このエッチング工程は、存在し得る凝集した欠陥を明らかにするように、すなわち輪郭化するように作用する。

一般に、凝集した欠陥を含まない格子間物優勢材および空孔優勢材の領域は、上記の銅装飾技法によって互いに区別することができ、そして凝集した欠陥を含有する材料から区別することができる。欠陥を含まない格子間物優勢材の領域は、エッチングによって明らかにされる装飾された特徴を含有しないが、（上記の高温の酸素核溶解処理を行う前の）欠陥を含まない空孔優勢材の領域は、酸素核の銅装飾による小さなエッチングくぼみを含有する。

定義
本明細書中で使用されているように、下記の表現または用語は、下記の意味を有するものとする。「凝集した真性の点欠陥」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１０^３欠陥／ｃｍ^３である）。「Ｖ／Ｉ境界」は、インゴットまたはウエハの半径に沿った位置で、材料が空孔優勢から自己格子間優勢に変化する位置を意味する。「空孔優勢」および「自己格子間物優勢」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。

以下の実施例が示すように、本発明は、単結晶シリコ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、ウエハがスライスされるインゴットの直径一定部分の軸対称領域内で、真性点欠陥の凝集を妨げる方法を提供する。

以下の実施例は、所望の結果を達成するために使用される条件の１つを示している。別のアプローチは、特定の結晶引き上げ装置のための最適な引き上げ速度輪郭を決定するためにある。例えば、さまざまな引き上げ速度で一連のインゴットを成長させるよりむしろ、結晶の長さに沿って増大または減少させる引き上げ速度で単結晶を成長させることができる；このアプローチにおいて、凝集した自己格子間物欠陥が単結晶の成長の間の多くの時間に現れたり、消えたりする。最適な引き上げ速度は、多数の異なる結晶位置に対して決定できた。したがって、以下の実施例は、限定を意図するものではない。

実施例１
所定のホットゾーン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７は、結晶の長さを関数とする引き上げ速度を示す。結晶引き上げ装置内における成長中の２００ｍｍインゴットの以前に確立された軸温度特性と、平均軸温度勾配Ｇ_０、すなわち、溶融／固体界面での軸温度勾配における以前に確立された半径方向の変化とを考慮して、このような引き上げ速度を選択して、インゴットが、中心からインゴットの一方の末端の縁まで空孔優勢材であり、そして中心からインゴットのもう一方の末端の縁まで格子間物優勢材であることを確実にした。成長したインゴットを長さ方向にスライスし、凝集した格子間欠陥の生成がどこから始まっているかを決定するために分析した。

図８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Ｒ_Ｉ ^＊（６８０）は約６５ｍｍである。

次いで、一連の４個の単結晶シリコンインゴットを、最初の２００ｍｍインゴットの軸対称領域の最大幅が得られた引き上げ速度よりも若干大きな定常的な引き上げ速度、およびそれよりも若干小さい定常的な引き上げ速度で成長させた。図９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９に示す。これらの点からの内挿および外挿によって、図９においてｖ^＊（Ｚ）と印を付けた曲線が得られる。この曲線は、最初の近似に対して、軸対称領域がその最大幅である結晶引き上げ装置における長さを関数とする２００ｍｍ結晶に関する引き上げ速度を表す。
他の引き上げ速度でのさらなる結晶の成長およびこのような結晶のさらなる分析により、ｖ^＊（Ｚ）の実験的な定義をさらに精密化する。

実施例２
Ｇ_０（ｒ）における半径方向変化の低下
図１０および図１１は、溶融／固体界面での軸温度勾配Ｇ_０（ｒ）の半径方向変化の減少によって達成され得る品質の改善を例示する。空孔および格子間物の（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）Ｇ_０（ｒ）＝２．６５＋５×１０^−４ｒ^２（Ｋ／ｍｍ）および（２）Ｇ_０（ｒ）＝２．６５＋５×１０^−５ｒ^２（Ｋ／ｍｍ）。それぞれの場合について、引き上げ速度を、空孔が多いシリコンと格子間物が多いシリコンとの境界が３ｃｍの半径のところに位置するように調節した。場合１および場合２のために使用した引き上げ速度は、それぞれ、０．４ｍｍ／分および０．３５ｍｍ／分であった。図１１から、結晶の格子間物が多い部分における格子間物の初期濃度は、初期軸温度勾配の半径方向の変化が減少すると、劇的に減少することが明らかである。これにより、格子間物の過飽和による格子間欠陥クラスターの生成を回避することがより容易になるために材料品質は改善される。

実施例３
格子間物に関する増加した外方拡散時間
図１２および図１３は、格子間物の外方拡散に必要な時間を増大させることによって達成され得る品質の改善を例示する。格子間物の初期濃度を、２つの場合について、結晶において異なる軸温度特性ｄＴ／ｄｚを用いて計算した。溶融／固体界面での軸温度勾配は両方の場合について同じであり、その結果、格子間物の（溶融／固体界面から約１ｃｍでの）初期濃度は両方の場合について同じである。本実施例において、引き上げ速度を、結晶全体が、格子間物が多くなるように調節した。引き上げ速度は、両方の場合について同じであり、０．３２ｍｍ／分であった。場合２における格子間物の外方拡散に必要な時間が長いほど、格子間物濃度の全体的な減少が得られる。これにより、格子間物の過飽和による格子間欠陥クラスターの生成を回避することがより容易になるために材料品質は改善される。

実施例４
長さが７００ｍｍで、直径が１５０ｍｍの結晶を、様々な引き上げ速度で成長させた。引き上げ速度を、段部での約１．２ｍｍ／分から、段部から４３０ｍｍのところでの約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（肩部）から約３２０ｍｍ〜約５２５ｍｍの範囲の結晶の長さにわたって、格子間物が多い条件下で成長させた。図１４を参照して、約５２５ｍｍの軸位置および約０．４７ｍｍ／分の引き上げ速度で、結晶は、直径全体にわたって、凝集した真性の点欠陥クラスターを含まない。言い換えれば、軸対称領域の幅、すなわち、凝集した欠陥を実質的に含まない領域の幅がインゴットの半径に等しい結晶の小さな部分が存在する。

実施例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。

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。

インゴットの肩から約２００ｍｍ〜約９５０ｍｍの範囲の軸位置に関して得られた結果を図１５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。

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。

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１６ａおよび図１６ｂを参照して、軸位置が約１００ｍｍ〜約２５０ｍｍおよび約２５０ｍｍ〜約４００ｍｍの範囲であるインゴットの連続領域が存在する。軸位置が肩から約１７０ｍｍ〜約２９０ｍｍの範囲にあり、直径全体にわたって凝集した真性の点欠陥を含まない領域がインゴット内に存在することがこれらの図から認めることができる。言い換えれば、軸対称領域の幅、すなわち、凝集した格子間欠陥を実質的に含まない領域の幅がインゴットの半径にほぼ等しい領域がインゴット内に存在する。

さらに、軸位置から、約１２５ｍｍ〜約１７０ｍｍの範囲および約２９０ｍｍ〜４００ｍｍを超える部分の範囲の領域において、凝集した真性の点欠陥を含まず、凝集した真性の点欠陥を同様に含まない空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。

最後に、軸位置から、約１００ｍｍ〜約１２５ｍｍの範囲の領域において、凝集した欠陥を含まず、空孔優勢材の一般にはシリンダー状コアを囲む格子間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。

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２００ｍｍの公称直径）を、チョクラルスキー法に従って、約１０５０℃を超える温度でシリコンの滞留時間に影響を与える異なるホットゾーン配置（この分野での一般的な手段により設計）を使用して成長させた。各インゴットの引き上げ速度特性をインゴットの長さに沿って変化させ、凝集した空孔の点欠陥領域から凝集した格子間点欠陥領域に転移させることを試みた。

一旦成長させ、インゴットを、成長方向に平行する中心軸に沿って長さ方向に切断し、次いで、それぞれが約２ｍｍの厚さの部分にさらに分割した。次いで、前記の銅装飾技法を使用して、そのような長さ方向の部分の１組を加熱し、銅をわざと混入させた。加熱条件は、高濃度の銅格子間物を溶解させるのに適していた。次いで、このような熱処理の後に、サンプルを急冷した。この間に、銅不純物は、酸化物クラスター、または存在する場合には、凝集した格子間欠陥の部位で外方拡散するかまたは析出した。標準的な欠陥輪郭化エッチングを行った後に、サンプルを析出不純物について目視で検査した；そのような析出不純物を含まないそのような領域は、凝集した格子間欠陥を含まない領域に対応した。

長さ方向の部分の別組を、キャリア寿命マッピングの前に新しい酸化物クラスターの核形成および成長を行うために一連の酸素析出熱処理に供した。寿命マッピングにおける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Ｇ_０の絶対値およびその半径方向の変化を推定した。この情報はまた、引き上げ速度とともにｖ／Ｇ_０の半径方向の変化を推定するために使用された。

単結晶シリコンインゴットの得られる品質に対する成長条件の効果をより詳細に調べるために、今日までの実験的証拠に基づいて妥当と考えられるいくつかの仮定を行った。最初に、格子間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１０５０℃を超える温度で臨界的に過飽和にならない、従って、凝集事象は生じないと仮定することは妥当である。

単結晶シリコンの品質に対する成長条件の効果をパラメーター化するために行った第２の仮定は、シリコン自己格子間物の拡散係数の温度依存性は無視できるということである。言い換えれば、自己格子間物は、約１４００℃と約１０５０℃との間のすべての温度で同じ速度で拡散すると仮定する。約１０５０℃は、凝集の温度に関して妥当な近似と見なされると理解すると、この仮定の本質的な点は、融点からの冷却曲線の細部は問題とならないということである。拡散距離は、融点から約１０５０℃までの冷却に費やされた総時間にだけに依存する。

各ホットゾーン機構に関する軸温度特性データおよび特定のインゴットに関する実際の引き上げ速度特性を使用して、約１４００℃から約１０５０℃までの総冷却時間を計算することができる。温度は各ホットゾーンに関して変化する速度はかなり均一であったことに注意しなければならない。この均一性は、凝集した格子間欠陥に必要な核形成温度（すなわち、約１０５０℃）の選択における何らかの誤差は、議論の余地はあるが、計算された冷却時間における誤差を比例的に増減させるだけであることを意味する。

インゴットの空孔優勢領域の半径方向の拡がり（Ｒ_{ｖａｃａｎｃｙ}）、あるいは軸対称領域の幅を決定するために、空孔優勢コアの半径は、寿命マッピングによって決定されるように、ｖ／Ｇ_０＝ｖ／Ｇ_０臨界である凝固での点に等しいとさらに仮定した。言い換えれば、軸対称領域の幅は、一般的には、室温に冷却した後のＶ／Ｉ境界の位置に基づくと仮定した。これは、上記のように、インゴットが冷えると、空孔とシリコン自己格子間物との再結合が生じ得るので注目される。再結合が生じるとき、Ｖ／Ｉ境界の実際の位置は、インゴットの中心軸に向かって内側に移動する。本明細書で示されているのはこの最終的な位置である。

凝固時の結晶における平均軸温度勾配Ｇ_０の計算を単純化するために、溶融／固体界面の形状は融点等温線であると仮定した。結晶の表面温度を、有限要素モデル化（ＦＥＡ）技法およびホットゾーン機構の細部を使用して計算した。結晶内の全体の温度場、従ってＧ_０を、ラプラス式を適切な境界条件、すなわち、溶融／固体界面に沿った融点および結晶軸に沿った表面温度に関するＦＥＡ結果を用いて解くことによって得た。調製および評価を行ったインゴットの１つから様々な軸位置で得られる結果を図１７に示す。

格子間物の初期濃度に対するＧ_０の半径方向の効果を評価するために、半径方向の位置Ｒ’、すなわち、Ｖ／Ｉ境界と結晶表面との間の途中の位置は、シリコン自己格子間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Ｇ_０データを使用することによって、位置Ｒ’で計算されたｖ／Ｇ_０とＶ／Ｉ境界でのｖ／Ｇ_０（すなわち、臨界ｖ／Ｇ_０値）との差は、過剰な格子間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。

この特定のデータ組に関して、結晶の品質は、全体的には、ｖ／Ｇ_０での半径方向の変化に依存していないようである。図１８から明らかであり得るように、インゴットにおける軸依存性はこのサンプルで最小である。この実験系列に含まれる成長条件は、Ｇ_０の半径方向の変化においてかなり狭い範囲を示す。結果として、このデータ組は狭すぎて、Ｇ_０の半径方向の変化に対する品質（すなわち、凝集した真性の点欠陥の有無）の認識可能な依存性を解明することができない。

上記のように、調製した各インゴットのサンプルを、凝集した格子間欠陥の有無について様々な軸位置で評価した。調べた各軸位置に関して、サンプルの品質と軸対称領域の幅との間に相関が存在し得る。次に、図１９を参照して、サンプルが、そのような特定の軸位置において、凝固から約１０５０℃に冷却された時間に対する所与サンプルの品質を比較するグラフを得ることができる。予想されるように、このグラフは、軸対称領域の幅（すなわち、Ｒ_{ｃｒｙｓｔａｌ}−Ｒ_{ｖａｃａｎｃｙ}）が、この特定の温度範囲におけるサンプルの冷却履歴に強く依存していることを示す。軸対称領域の幅が大きくなるに従って、より長い拡散時間またはより遅い冷却速度が必要であるという傾向が示唆される。

このグラフに示されるデータに基づいて、この特定の温度範囲内における所与インゴット直径に可能な冷却速度の関数として、「良好」（すなわち、無欠陥）から「不良」（すなわち、欠陥含有）までのシリコンの品質での転移を一般的に示す最良の近似線を計算することができる。軸対称領域の幅と冷却速度との間の一般的な関係は、下記の式で表すことができる：
（Ｒ_{ｃｒｙｓｔａｌ}−Ｒ_{ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ})^２ ＝ Ｄ_ｅｆｆ ^＊ｔ_{１０５０℃}

上式において、
Ｒ_{ｃｒｙｓｔａｌ}は、インゴットの半径であり、
Ｒ_{ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ}は、無欠陥部から欠陥含有部まで、あるいはその逆の格子間物優勢材において転移が生じるサンプルの軸位置での軸対称領域の半径であり、
Ｄ_ｅｆｆは、格子間物拡散係数の平均時間および温度を表す定数で、約９．３^＊１０^−４ｃｍ^２ｓｅｃ^−１であり、そして
ｔ_{１０５０℃}は、サンプルの所与の軸位置が凝固から約１０５０℃に冷却されるのに必要な時間である。

再度、図１９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。

次に、図２０、図２１、図２２および図２３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２０から図２３まで段階的に増大した公称直径が２００ｍｍのインゴットの一部を示す。

図２０を参照して、軸位置が肩から約２３５ｍｍ〜約３５０ｍｍの範囲にあるインゴットの一部を示す。約２５５ｍｍの軸位置において、凝集した格子間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２１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。

次に、図２２を参照して、軸位置が肩から約１４０ｍｍ〜約２７５ｍｍの範囲にあるインゴットの一部を示す。約２１０ｍｍの軸位置において、軸対称領域の幅は、インゴットの半径にほぼ等しい；すなわち、この範囲内のインゴットの小部分は、凝集した真性の点欠陥を含まない。

次に、図２３を参照して、軸位置が肩から約６００ｍｍ〜約７３０ｍｍの範囲にあるインゴットの一部を示す。約６４０ｍｍ〜約６６５ｍｍの範囲の軸位置に関して、軸対称領域の幅は、インゴットの半径にほぼ等しい。さらに、軸対称領域の幅がインゴットの半径にほぼ等しいインゴットのセグメントの長さは、図２２のインゴットについて観測されるものよりも長くなっている。

従って、図２０、図２１、図２２および図２３を組み合わせて見た場合、これらの図は、１０５０℃への冷却時間の欠陥を含まない軸対称領域の幅および長さに対する効果を明らかにしている。一般に、結晶の引き上げ速度の連続的な低下によって、結晶の一部の冷却時間に基づいて低下させるには大きすぎる格子間物の初期濃度が導かれ、結果的に、凝集した格子間欠陥を含有する領域が生じる。軸対称領域の長さが大きくなることは、より大きな範囲の引き上げ速度（すなわち、格子間物の初期濃度）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、引き上げ速度を少し低くしても(従って、格子間物のより大きな初期濃度)、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。

再度、図２３を参照すると、結晶の肩の約６６５ｍｍから７３０ｍｍを超えるところまでの範囲の軸位置に関して、凝集した欠陥を含まない空孔優勢材の領域が存在し、その領域におけるその領域の幅はインゴットの半径に等しい。

上記の結果から明らかであり得るように、冷却速度を制御することにより、自己格子間物濃度は、それらが消滅し得る領域に格子間物が拡散するのにより多くの時間を可能にすることによって抑制され得る。結果として、凝集した格子間欠陥の形成が、単結晶シリコンインゴットの大部分において防止される。

上記を参照して、本発明のいくつかの目的が達成されることが理解される。
様々な変化を、本発明の範囲から逸脱することなく、上記の構成およびプロセスにおいて行うことできるので、上記の説明に含まれるすべての事項は、例示として解釈されるものであり、限定する意味で解釈されるものではない。

自己格子間物［Ｉ］および空孔［Ｖ］の初期濃度が、比率ｖ／Ｇ_０［ｖは成長速度であり、Ｇ_０は平均軸温度勾配である。］の数値の増加に伴って、変化する例を示すグラフである。 自己格子間物［Ｉ］の所定初期濃度に関して温度Ｔが低下するに伴って、凝集格子間欠陥の形成に必要とされる自由エネルギーの変化ΔＧ_Ｉが増加する例を示すグラフである。 Ｇ_０の数値の増加によって比率ｖ／Ｇ_０の数値が減少するに伴って、自己格子間物［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。 それぞれ優勢材料の空孔Ｖおよび自己格子間物Ｉの領域、ならびそれらの間に存在するＶ／Ｉ境界を示す単結晶シリコンインゴットまたはウエハの正面図である。 インゴットの直径一定部分の軸対称領域を詳細に示す、単結晶シリコンインゴットの縦断面図である。 空孔優勢材料のほぼ筒状の領域、自己格子間優勢材料のほぼ環状の軸対称領域、それらの間に存在するＶ／Ｉ境界、および凝集格子間欠陥の領域を詳細に示す、一連の酸素析出熱処理後のインゴットの軸方向カットの少数担体寿命のスキャンによって得られる画像である。 引き上げ速度が、結晶の長さの一部において線状に減少することを示す、結晶の長さの関数としての引き上げ速度（即ち、種の引き上げ）のグラフである。 実施例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。 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。 実施例２に記載の２種類の場合における、半径方向位置の関数としての、メルト／固体界面Ｇ_０における平均軸方向温度勾配のグラフである。 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。 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１２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。 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。 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。 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１００ｍｍ〜約２５０ｍｍにわたるインゴットのセグメントの軸方向カットの少数担体寿命のスキャンによって得られる画像である。 実施例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２５０ｍｍ〜約４００ｍｍにわたるインゴットのセグメントの軸方向カットの少数担体寿命のスキャンによって得られる画像である。 実施例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Ｇ_０のグラフである。 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Ｇ_０における半径方向変化のグラフである。 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。 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。 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。 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。 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。 種々の形態のホットゾーン（hot zones）において生じる平均軸方向温度勾配Ｇ_０（ｒ）における半径方向変化を示すグラフである。 ４種類のホットゾーン形態におけるインゴットの軸方向温度輪郭を示すグラフである。

Claims (20)

1. チョクラルスキー法によって成長されている単結晶シリコンインゴットからスライスされており、中心軸、中心軸にほぼ垂直な前面および後面、周囲縁、および中心軸からウエハの周囲縁に延在する半径を有する、２００ｍｍまたは２００ｍｍを超える公称直径を有する単結晶シリコンウエハであって、空孔が優勢な真性点欠陥であり、凝集空孔真性点欠陥を実質的に有さない第一軸対称領域を、ウエハが有して成り、該第一軸対称領域は、中心軸を有して成るかまたは少なくとも１５ｍｍの幅を有するウエハ。
2. シリコン自己格子間原子が優勢な真性点欠陥であり、凝集シリコン自己格子間原子の真性点欠陥を実質的に有さない第二軸対称領域を、ウエハが有する請求項１に記載のウエハ。
3. 第一軸対称領域の幅が、半径の少なくとも１５％である請求項１に記載のウエハ。
4. シリコン自己格子間原子が優勢な真性点欠陥であり、凝集シリコン自己格子間原子の真性点欠陥を実質的に有さない第二軸対称領域を、ウエハが有する請求項３に記載のウエハ。
5. 第一軸対称領域の幅が、半径の少なくとも２５％である請求項１に記載のウエハ。
6. シリコン自己格子間原子が優勢な真性点欠陥であり、凝集シリコン自己格子間原子の真性点欠陥を実質的に有さない第二軸対称領域を、ウエハが有する請求項５に記載のウエハ。
7. 第一軸対称領域の幅が、半径の少なくとも５０％である請求項１に記載のウエハ。
8. ウエハが第二軸対称領域を有して成り、該領域においてシリコン自己格子間原子が優勢な真性点欠陥であり、該領域が凝集シリコン自己格子間原子の真性点欠陥を実質的に有さない請求項７に記載のウエハ。
9. 第一軸対称領域が中心軸を有して成る請求項１に記載のウエハ。
10. ウエハが第二軸対称領域を有して成り、該領域においてシリコン自己格子間原子が優勢な真性点欠陥であり、該領域が凝集シリコン自己格子間原子の真性点欠陥を実質的に有さない請求項９に記載のウエハ。
11. １３ＰＰＭＡ未満である酸素含量を有する請求項１に記載のウエハ。
12. １１ＰＰＭＡ未満である酸素含量を有する請求項１に記載のウエハ。
13. 酸素析出核形成中心が存在しない請求項１に記載のウエハ。
14. チョクラルスキー法によって成長されており、中心軸、シードコーン、エンドコーン、ならびに、周囲縁、および中心軸から周囲縁に延在する半径を有するシードコーンとエンドコーンの間の直径一定部分を有する、２００ｍｍまたは２００ｍｍを超える公称直径を有する単結晶シリコンインゴットであって、単結晶シリコンインゴットが、インゴットが成長し凝固温度から冷却した後に、直径一定部分が第一軸対称領域を有し、該領域において、空孔が優勢な真性点欠陥であり、および該領域は実質的に凝集真性点欠陥を有さず、該第一軸対称領域は、中心軸を有して成るかまたは少なくとも１５ｍｍの幅を有し、該中心軸に沿って測定してインゴットの直径一定部分の長さの少なくとも２０％の長さであることを特徴とする単結晶シリコンインゴット。
15. インゴットが、第一軸対称領域と同心である第二軸対称領域を有し、第二軸対称領域が、優勢な真性点欠陥として自己格子間原子を有し、凝集シリコン自己格子間原子の真性点欠陥を実質的に有さない請求項１４に記載の単結晶シリコンインゴット。
16. 軸対称領域の長さが、インゴットの直径一定部分の長さの少なくとも４０％である請求項１４に記載の単結晶シリコンインゴット。
17. インゴットが、第一軸対称領域と同心である第二軸対称領域を有し、第二軸対称領域が、優勢な真性点欠陥として自己格子間原子を有し、凝集シリコン自己格子間原子の真性点欠陥を実質的に有さない請求項１６に記載の単結晶シリコンインゴット。
18. 第一軸対称領域の幅が、半径の少なくとも１５％である請求項１６に記載の単結晶シリコンインゴット。
19. 第一軸対称領域の幅が、半径の少なくとも２５％である請求項１６に記載の単結晶シリコンインゴット。
20. 第一軸対称領域の長さが、インゴットの直径一定部分の長さの少なくとも６０％である請求項１６に記載の単結晶シリコンインゴット。

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