JP4313356B2 - 低欠陥密度シリコン - Google Patents

Description

本発明は一般に、電子部品の製造に使用される半導体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 intrinsic 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。

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。

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(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は凝固時に固定され、ｖ／Ｇ_０値（ｖは成長速度であり、Ｇ_０は凝固時の結晶の瞬間軸温度勾配である。）によって調節されることは理解されている。図１を参照すると、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歩留りに重大な影響を与え得る。

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。該ウエハは、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。該軸対称領域が、ウエハの周囲縁から半径方向に内向きに延在し、周囲縁から中心軸に向かって半径方向に測定される幅を有し、該幅がウエハの半径の長さの少なくとも約４０％である。

本発明は、さらに、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、直径一定部分が軸対称領域を有し、該領域は実質的に凝集真性点欠陥を有さないことである。該軸対称領域は、周囲縁から半径方向に内向きに延在し、中心軸に向かって周囲縁から半径方向に測定した場合にインゴットの直径一定部分の半径の長さの少なくとも約３０％の幅を有する。該軸対称領域は、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％の長さを有する。

本発明は、さらに単結晶シリコンインゴットを成長させる方法であって、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成るインゴットを、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方法にも関する。該方法は、インゴットの直径一定部分が成長する間に、結晶の成長速度ｖおよび瞬間軸温度勾配Ｇ_０を調節して、軸対称領域を形成させることを含んで成り、該領域は、インゴットを凝固温度から冷却する際に、実質的に凝集真性点欠陥を有さない。軸対称領域は、周囲縁から中心軸へ半径方向の内向きに延在し、周囲縁から中心軸に向かって半径方向に測定した場合にインゴットの直径一定部分の半径の長さの少なくとも約３０％の幅を有し、該中心軸に沿って測定した場合直径一定部分の長さの少なくとも約２０％の長さを有する。

本発明の他の目的および特徴は、一部は明らかであり、一部は下記に記載される。

本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有さない」は、凝集した欠陥の濃度がこれらの欠陥の検出限界未満であることを意味するものとする(検出限界は、現在、約１０^４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。

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。

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：

上式において、
ΔＧ_Ｉ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。

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。

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。

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、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。

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、ΔＧ_Ｉ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ΔＧ_Ｉ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ΔＧ_Ｉ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。

驚くべきことに、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。

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５および図６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。

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、ΔＧ_Ｉ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、[Ｉ]の抑制は、あらゆる場所でΔＧ_Ｉ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。

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２０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、インゴットの直径一定部分の成長の間、結晶の成長速度ｖおよび瞬間軸温度勾配Ｇ_０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。

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、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。

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。

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。

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Ｇ_０(ｒ)[ここで、Ｇ_０(ｒ)はＧ_０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。

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Ｇ_０(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ΔＧ_Ｉ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。

図７ｅ、７ｆ、７ｇおよび７ｈは、図７ａ、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ΔＧ_Ｉ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ΔＧ_Ｉ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。

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。

本発明の方法の好ましい態様においては、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および瞬間軸温度勾配Ｇ_０を、ｖ／Ｇ_０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Ｇ_０、即ちＧ_０(ｒ)、従ってｖ／Ｇ_０(ｒ)の変動も制御されるように、瞬間軸温度勾配Ｇ_０を確立することができる。

成長速度ｖおよび平均軸温度勾配Ｇ_０(前記のように定義される)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)。これらの比は、成長速度ｖおよび瞬間軸温度勾配Ｇ_０の独立した制御によって達成される。

一般に、瞬間軸温度勾配Ｇ_０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、Ｇ_０は、溶融／固体の界面での熱移動における軸方向変化を最小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して制御することができる。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両方を、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。

瞬間軸温度勾配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、ホットゾーン設計は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、ウエハ縁の近くで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。上記の範囲は、直径が２００ｍｍの結晶には典型的であることに注意しなければならない。しかしながら、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。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。

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℃または１０００℃さえもの温度ほどに高い温度で、商業的に実用的な時間で本質的に移動し得ないほどかなりの程度で遅いことが今日までに得られた実験的証拠より示唆される。

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０．２℃／分〜約２℃／分の範囲である。冷却速度は、好ましくは、約０．２℃／分〜約１．５℃／分の範囲であり、より好ましくは約０．２℃／分〜約１℃／分の範囲である。冷却速度の制御は、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、ヒーターおよび放射シールドの使用を含む)。

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設計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。

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、軸対称領域が最大幅を有する最適なｖ／Ｇ_０（ｒ）から格子間物優勢領域の最大幅を超えるｖ／Ｇ_０（ｒ）までの転移が生じ、凝集した格子間欠陥の領域２８の生成をもたらす。

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。

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、中程度から高い酸素含有のウエハ、すなわち１４ＰＰＭＡ〜１８ＰＰＭＡで、Ｖ／Ｉ境界の内側での増大された酸素クラスター形成のバンドおよび酸素誘導堆積欠陥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。

増大され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２つの方法によって、さらに減少されてよい。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。

あるいは、および好ましくは、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、１分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３０秒、好ましくは少なくとも約１０分間、少なくとも約８７５℃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。さらに、溶解は、結晶インゴットまたはウエハ上で、好ましくウエハで行ってよい。

自己格子間物の凝集反応が生じる温度は、理論的に、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、とにかく、約１１００℃〜約８００℃の範囲内の温度で典型的に起こり得る。

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。

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。
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１７および図１８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。

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、０．３２ｍｍ／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（肩部）での約１．２ｍｍ／分から、段部（肩部）から４３０ｍｍのところでの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０．６５ｍｍ／分にまでほぼ直線的に戻した。この特定の結晶引き上げ装置におけるこのような条件下において、半径全体を、結晶の段部から約３２０ｍｍ〜約５２５ｍｍの範囲の結晶の長さにわたって、格子間物が多い条件下で成長させた。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。

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。 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、ΔＧ_Ｉ(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。 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、ΔＧ_Ｉ(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。 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。 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。 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ΔＧ_Ｉ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ΔＧ_Ｉのグラフである。 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。 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ΔＧ_Ｉ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。 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。 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ΔＧ_Ｉ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ΔＧ_Ｉのグラフである。 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。 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ΔＧ_Ｉ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ΔＧ_Ｉのグラフである。 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。 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ΔＧ_Ｉのグラフである。 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。 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。 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。 図１０に示した軸対称領域の長さ方向の断面図である。 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。 空孔優勢材(空格子点優勢材)(vacancy dominated 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。 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。 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。

Claims (9)

1. 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し、少なくとも１５０ｍｍまたは２００ｍｍまたは２００ｍｍ超の直径を有する単結晶シリコンウエハであって、
   該ウエハが、チョクラルスキー法によって成長された単結晶シリコンインゴットからスライスされ、凝集真性点欠陥を実質的に有さない軸対称領域を有し、該軸対称領域が、ウエハの周囲縁から半径方向に内向きに延在し、周囲縁から中心軸に向かって半径方向に測定される幅を有し、該幅がウエハの半径の長さの少なくとも４０％であって、１３ＰＰＭＡ未満である酸素含量を有する単結晶シリコンウエハ。
2. 軸対称領域がほぼ環状であり、および、環状領域の半径方向に内側に存在する空孔優勢材料から成るほぼシリンダー状の領域をウエハが付加的に有して成る請求項１に記載のウエハ。
3. 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。
4. 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。
5. 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チョクラルスキー法によって成長された少なくとも１５０ｍｍまたは２００ｍｍまたは２００ｍｍ超の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、インゴットを成長させ凝固温度から冷却した後に、直径一定部分が、凝集真性点欠陥を実質的に有さない軸対称領域を有し、該軸対称領域は、インゴットの周囲縁から半径方向に内向きに延在し、インゴットの中心軸に向かって周囲縁から半径方向に測定してインゴットの直径一定部分の半径の長さの少なくとも３０％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％の長さを有し、１３ＰＰＭＡ未満である酸素含量を有することを特徴とする単結晶シリコンインゴット。
6. 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５に記載の単結晶シリコンインゴット。
7. 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６に記載の単結晶シリコンインゴット。
8. 軸対称領域が、直径一定部分の半径の長さの少なくとも６０％である幅を有する請求項５に記載の単結晶シリコンインゴット。
9. 軸対称領域が、直径一定部分の半径の長さの少なくとも８０％である幅を有する請求項８に記載の単結晶シリコンインゴット。

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