JP4875800B2 - 単結晶シリコンウエハの製造方法 - Google Patents

Description

【０００１】
（技術分野）
本発明は一般に、電子部品の製造に使用される半導体級単結晶シリコンの製造に関する。本発明は特に、凝集真性点欠陥を実質的に有さないシリコン自己格子間原子優勢材料の第一軸対称領域、および、凝集空孔欠陥を実質的に有さない空孔優勢材料の第二軸対称領域またはコアを有する単結晶シリコンインゴットおよびウエハ、ならびにそれらの製造法に関する。
【０００２】
（背景技術）
半導体電子部品の多くの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、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に接触させ、単結晶をゆっくり引き上げることによって成長させる。ネックの形成が終了した後に、引き上げ速度および／または溶融温度を減少させることによって、所望のまたは目的とする直径に達するまで結晶の直径を大きくする。次に、減少するメルト量を補充しながら、引き上げ速度およびメルト温度を制御することによって、ほぼ一定の直径を有する結晶の柱状本体を成長させる。成長工程の終わり近くに、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。エンドコーンは一般に、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際に、結晶をメルトから分離する。
【０００３】
最近、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とともに、結晶成長室において形成されることが見い出された。そのような欠陥は、部分的に、空孔および自己格子間原子として知られている過剰（即ち、溶解限度を越える濃度）の真性点欠陥の存在に原因して生じる。メルトから成長するシリコン結晶は一般に、過剰の、結晶格子空孔（Ｖ）またはシリコン自己格子間原子（Ｉ）のいずれか１つの種類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種類および初期濃度は凝固の際に決まり、および、これらの濃度が系における臨界過飽和のレベルに達し、点欠陥の移動性が充分に高い場合に、反応または凝集事象が起こりう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、複雑な高集積回路の製造において、材料の歩留まり能に大きな影響を与える。
【０００４】
空孔型欠陥は、Ｄ欠陥、フローパターン欠陥（ＦＰＤ）、ゲートオキシドインテグリティ（ＧＯＩ）欠陥、結晶起源パーティクル（ＣＯＰ）欠陥、結晶起源ライトポイント欠陥（ＬＰＤ）のような観察しうる結晶欠陥、ならびに、走査赤外線鏡検法およびレーザー走査断層撮影法のような赤外線散乱法によって観察されるある種のバルク欠陥の起源であると考えられる。リング酸化誘起積層欠陥（ＯＩＳＦ）の核として作用する欠陥も、過剰空孔領域に存在する。この特定の欠陥は、過剰空孔の存在によって触媒される高温有核酸素凝集物であると考えられる。
【０００５】
自己格子間原子に関係する欠陥は、あまり研究されていない。それらは一般に、低密度の格子間原子型転位ループまたはネットワークであると考えられる。そのような欠陥は、重要なウエハ性能の基準であるゲートオキシドインテグリティ欠陥に関与しないが、それらは、一般に漏れ電流の問題に関係する他の種類のデバイス欠陥の原因であることが広く認識されている。
【０００６】
チョクラルスキーシリコンにおけるそのような空孔および自己格子間原子凝集欠陥の密度は一般に、約１^*１０^３/ｃｍ^３〜約１^*１０^７/ｃｍ^３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とって急速に重大性が増しており、実際、デバイス製造工程における歩留り制限要因と考えられている。
【０００７】
現在のところ、凝集真性点欠陥の課題を解決する３つの主要な方法が一般に存在する。第一の方法は、結晶引上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を減少させる方法に関する。この方法は、空孔優勢材料を形成する結晶引き上げ条件を有する方法、および自己格子間原子優勢材料を形成す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）結晶引き上げ工程の間に、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る（一般に、遅くする）ことによって、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しう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。デバイス製造者の要求が益々厳しくなっているので、これらの欠陥の存在は、より重大な課題となっている。
【０００８】
結晶本体の成長の間に、引き上げ速度を約０.４ｍｍ/分未満の値に減少す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、各結晶引上装置の処理量を減少させるので、この提案は充分ではない。さらに重大なことに、そのような引き上げ速度は、高濃度の自己格子間原子を有する単結晶シリコンを形成する。次に、この高濃度が、凝集自己格子間原子欠陥を形成し、そのような欠陥に関係する全ての問題を生じるさせる。
【０００９】
凝集真性点欠陥の課題を解決する第二の方法は、凝集真性点欠陥を、それらの形成後に、溶解するかまたは消滅させることに焦点を当てる方法に関する。一般に、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これが行われる。例えば、Fusegawaらは、ヨーロッパ特許出願第５０３８１６Ａ１号において、０.８ｍｍ/分を越える成長速度でシリコンインゴットを成長させ、該インゴットからスライスしたウエハを１１５０℃〜１２８０℃の温度で熱処理して、ウエハ表面に近い薄い領域における欠陥密度を減少させることを提案している。しかし、インゴットの直径が増加するとともに、そのような方法には問題があり、即ち、該材料が空孔型真性点欠陥によって完全に支配されることを確実にするのに、成長速度が充分でない。凝集シリコン自己格子間原子欠陥が形成される場合に、それらを除去するかまたは溶解するのに熱処理は一般に有効でない。
【００１０】
凝集真性点欠陥の課題を解決する第三の方法は、単結晶シリコンウエハの表面における薄い結晶性シリコン層のエピタキシャル堆積である。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与える。しかし、ウエハのコストを実質的に増加させる。
【００１１】
これらの事情に鑑みて、凝集自己格子間原子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、凝集自己格子間原子真性点欠陥の形成を防止する作用をし、その一方で、存在する凝集空孔欠陥を後に除去する手段を与える、単結晶シリコンの製造法が必要とされている。そのような方法は、エピタキシャル法に伴う高コストを必要とせず、１つのウエハについて得られる集積回路の数に関して、エピ様歩留り可能性を有する単結晶シリコンウエハを与える。
【００１２】
（発明の開示）
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原子の凝集から生じる欠陥を実質的に有さない実質的半径幅の軸対称領域を有する単結晶シリコンインゴット、またはそれから得られるウエハを提供し；格子間原子優勢材料の実質的無欠陥軸対称領域が、空孔優勢材料のコアを囲むそのようなウエハを提供し；空孔材料のコアが凝集空孔欠陥の不均一分布を有するそのようなウエハを提供し；インゴットが凝固温度から冷却する際に、自己格子間原子の濃度を調節して、インゴットの定直径部分の軸対称セグメントにおけるそのような欠陥の凝集を防止する、単結晶シリコンインゴットまたはそれから得られるウエハの製造法を提供し；および、凝集空孔欠陥が存在する場合に、ウエハ形態のシリコンの熱処理によって凝集空孔欠陥を溶解するそのような方法を提供することである。
【００１３】
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表面および後表面、前表面と後表面の間の中央面、周囲縁、ならびに中心軸から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。ウエハは、シリコン自己格子間原子が優勢な真性点欠陥であり、凝集格子間原子欠陥を実質的に有さない、周囲縁から半径方向に内側に延在する第一軸対称領域、および空孔が優勢な真性点欠陥である第二軸対称領域を有して成り、該第二軸対称領域は、前表面から中央面に向かって延在する表面層、および表面層から中央面に向かって延在するバルク層を有して成り、表面層に存在する凝集空孔欠陥の濃度は、バルク層における濃度より低い。
【００１４】
本発明は、凝集真性点欠陥を実質的に有さない単結晶シリコンウエハの製造法にも関する。該方法は、水素、アルゴン、またはそれらの混合物の雰囲気中で、約１０００℃より高い温度において、単結晶シリコンウエハを熱的にアニールすることを含んで成り、該ウエハは、中心軸、中心軸にほぼ垂直な前表面および後表面、前表面と後表面の間の中央面、周囲縁、中心軸から周囲縁に延在する半径、シリコン自己格子間原子が優勢な真性点欠陥であり、凝集格子間原子欠陥を実質的に有さない、周囲縁から半径方向に内側に延在する第一軸対称領域、および、空孔が優勢な真性点欠陥である、第一軸対称領域の半径方向に内側に位置する第二軸対称領域、を有する。熱アニールは、前表面から中央面に向かって延在する層の第二軸対称領域に存在する凝集空孔欠陥を溶解させる作用をする。
【００１５】
本発明は、凝集真性点欠陥を実質的に有さないシリコンウエハの製造法であって、中心軸、シードコーン、エンドコーン、およびシードコーンとエンドコーンの間に延在する定直径部分を有する単結晶シリコンインゴットからウエハをスライスし；該定直径部分が、周囲縁、および周囲縁から中心軸に向かって延在する半径を有し；該インゴットを、チョクラルスキー法によって、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、（ｉ）単結晶シリコンインゴットを成長させ、その際に、成長速度ｖおよび平均軸方向温度勾配Ｇ_０を、インゴットの定直径部分の成長の間に、凝固温度〜約１３２５℃未満の温度において調節して、インゴットを凝固温度から冷却する際に、シリコン自己格子間原子が優勢な真性点欠陥であり、凝集格子間原子欠陥を実質的に有さない、周囲縁から中心軸に向かって半径方向に内側に延在する第一軸対称領域、および空孔が優勢な真性点欠陥である第二軸対称領域を有して成る定直径部分のセグメントを形成し；（ｉｉ）該定直径部分のセグメントをスライスして、中心軸にほぼ垂直な前表面および後表面、ならびに前表面と後表面の間の中央面を有し、第一軸対称領域および第二軸対称領域を有して成るウエハを得；および、（ｉｉｉ）水素、アルゴン、酸素、窒素、またはそれらの混合物の雰囲気中で、約１０００℃より高い温度において、ウエハを熱的にアニールして、ウエハの前表面から中央面に延在する層の第二軸対称領域に存在する凝集空孔欠陥を溶解させる；ことを含んで成る。
【００１６】
本発明の他の目的および特徴は、一部は明らかであり、一部は下記に示す。
【００１７】
現在までの実験証拠に基づいて、単結晶シリコンウエハにおける、シリコン格子空孔またはシリコン自己格子間原子のような真性点欠陥の種類および初期濃度が、これらのウエハを与えるインゴットが、凝固温度（即ち、約１４１０℃）から１３００℃より高い温度（即ち、少なくとも約１３２５℃、少なくとも約１３５０℃、または、少なくとも約１３７５℃）に冷却される際に、最初に決められると考えられる；即ち、これらの欠陥の種類および初期濃度は、ｖ/Ｇ_０［ｖは、成長速度であり、Ｇ_０は、この温度範囲における平均軸方向温度勾配である］によって制御される。
【００１８】
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原子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、軸方向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。しかし、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。
【００１９】
従って、他の出願（例えば、ＰＣＴ／ＵＳ９８／０７３６５およびＰＣＴ／ＵＳ９８／０７３０４）において報告したように、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。特定の理論に縛られるわけではないが、システムの自由エネルギー（△Ｇ）の変化がこれらの凝集反応が自発的に起こる臨界値を越えないように、結晶インゴットの成長および冷却の際に、空孔および自己格子間原子の濃度が制御される場合に、これらの反応を抑制しうると一般に考えられる。言い換えるならば、システムが空孔および格子間原子において臨界的過不飽和になるのを防止することによって、インゴットが凝固温度から冷却する際に、空孔および格子間原子の凝集を防止しうると考えられる。
【００２０】
臨界過飽和が起こらないように充分に低い、空孔または格子間原子の初期濃度を確立することによって（該初期濃度は、ｖ/Ｇ_０（ｒ）によって制御される。ここで、ｖ/Ｇ_０（ｒ）は、下記に詳しく説明されるように、半径方向位置の関数としてのｖ/Ｇ_０を表す。）、そのような欠陥の形成を防止することができる。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。
【００２１】
約１０^−４ｃｍ^２／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１０ｃｍ以上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（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。
【００２２】
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６（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（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。
【００２３】
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、ΔＧ_ＶおよびΔＧ_Ｉ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。
【００２４】
図５を参照すると、（成長速度ｖ、平均軸方向温度勾配Ｇ_０および冷却速度を含む）結晶成長条件は、好ましくは、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定直径部分１８を有する単結晶シリコンインゴット１０がチョクラルースキー法によって形成されるように制御される。定直径部分は、周囲縁２０、および中心軸１２から周囲縁２０に延在する半径４を有する。（ｉ）実質的に欠陥を有さない、格子間原子優勢材の軸対称領域６、および/または（ｉｉ）実質的に欠陥を有さない軸対称領域９も含む場合がある、空孔優勢材のほぼシリンダー状の領域８、を形成するように、結晶成長条件を制御することができる。軸対称領域６および９が存在する場合、それらは、下記に詳しく説明される変動幅を有することができる。
【００２５】
（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、一般にシリンダー状の領域領域９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。別の特に好ましい実施形態において、シリンダー状領域６におけるｖ／Ｇ_０は、ｖ／Ｇ_０臨界値の約０．７５倍と、ｖ／Ｇ_０臨界値との間に含まれる値を有する。
【００２６】
軸対称領域６または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。
【００２７】
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、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、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。
【００２８】
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、実質的に欠陥を有さない基材ウエハを製造する方法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。
【００２９】
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、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。
【００３０】
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１４１０℃）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、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。
【００３１】
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。
【００３２】
したがって、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。
【００３３】
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／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。
【００３４】
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。
【００３５】
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。特に、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ことが好ましい。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。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。
【００３６】
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／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。
【００３７】
所与の結晶引き上げ装置のホットゾーン機構で、軸対称領域６および場合により９の幅を最大にするため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。
【００３８】
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、軸対称領域６および／または９の幅を最大にするように引き上げ速度を制御することが望ましい。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。
【００３９】
再び図５を参照すると、空孔優勢材のほぼシリンダー形（円柱形）の領域８（その一部または全体が、実質的に欠陥を有さない）をさらに囲む、実質的に欠陥を有さない格子間原子優勢材の領域６を有する単結晶シリコンインゴット１０から、本発明の基材ウエハがスライスされる。代替的に、領域６が中心から縁に延在するか、または領域９が中心から縁に延在することができ、即ち、実質的に欠陥を有さない領域６または領域９の幅が、インゴットの幅とほぼ同じである場合もある。
【００４０】
軸対称領域６は一般に、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有し、いくつかの実施形態において、その幅は、インゴットの定直径部分の半径の少なくとも約５％、少なくとも約１０％、少なくとも約２０％、さらには少なくとも約３０％であり、他の実施形態においては、該半径の少なくとも約４０％、少なくとも約６０％、好ましくは少なくとも約８０％でさえある。さらに、軸対称領域９が存在する場合に、それは一般に、Ｖ/Ｉ境界２から軸１２に延在する半径に沿って測定される幅を有し、その幅は少なくとも約１５mmであり、インゴットの定直径部分の半径の好ましくは少なくとも約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％である。特に好ましい実施形態においては、軸対称領域９が、インゴットの軸１２を含み、即ち、軸対称領域９およびほぼシリンダー形の領域８が一致する。
ウエハの第二軸対称領域が、中心軸から周囲縁に向かって半径方向に測定して、半径長さの少なくとも２５％の幅を有することが好ましい。
ウエハの第二軸対称領域が、中心軸から周囲縁に向かって半径方向に測定して、半径長さの少なくとも５０％の幅を有することがさらに好ましい。
【００４１】
軸対称領域６および９は一般に、インゴットの定直径部分の長さの少なくとも約２０％の長さに延在する。しかし、これらの領域が、インゴットの定直径部分の長さの、少なくとも約４０％、より好ましくは少なくとも約６０％、さらに好ましくは少なくとも約８０％の長さを有するのが好ましい。
【００４２】
軸対称領域６および軸対称領域９の幅が、中心軸１２の長さに沿っていつかの変動を有しうることに注意すべきである。従って、所定の長さの軸対称領域６に関して、インゴット１０の周囲縁２０から半径方向に向かって、中心軸から最も離れた点までの距離を測定することによってその幅が求められる。同様に、軸対称領域９の幅は、Ｖ/Ｉ境界２から半径方向に向かって、中心軸から最も離れた点までの距離を測定することによって求められる。言い換えるならば、各領域の幅は、軸対称領域６および軸対称領域９の所定の長さにおいて最少の距離を求めるように測定される。
【００４３】
Ｖ/Ｉ境界を有するインゴットに関しては、即ち、空孔優勢材を有するインゴットに関しては、低酸素含有量材料、即ち約１３ＰＰＭＡ（１００万原子当たりの部、ASTM規格F-121-83）未満の酸素含有量材料が、一般に好ましい。単結晶シリコンは、より好ましくは約１２ＰＰＭＡ未満の酸素、さらに好ましくは約１１ＰＰＭＡ未満の酸素、最も好ましくは約１０ＰＰＭＡ未満の酸素を含有する。中〜高酸素含有量ウエハ（即ち、１４ＰＰＭＡ〜１８ＰＰＭＡ）において、Ｖ/Ｉ境界内における酸素誘起積層欠陥および増加酸素クラスタリングのバンドの形成がより顕著になり、エピタキシャル層にも不利益になる故に、低酸素含有量が好ましい。これらのそれぞれは、所定の集積回路製造工程において、問題の発生源となり得る。
【００４４】
増加酸素クラスタリングの影響は、単一でまたは組み合わせて使用される多くの方法によって減少させることができる。例えば、酸素析出核形成中心が、約３５０℃〜７５０℃の温度でアニールされるシリコンにおいて一般に形成される。従って、ある種の適用において、結晶が、「短い」結晶、即ち、シードエンドをシリコンの融点（約１４１０℃）から約７５０℃に冷却し、次に、インゴットを急激に冷却するまで、チョクラルスキー法において成長させた結晶、であるのが好ましい。このようにして、核形成中心の形成に重要な温度範囲における消費される時間が最少限に保たれ、結晶引上装置において酸素析出核形成中心の形成に充分な時間を与えない。
【００４５】
しかし、本発明によって製造されるインゴットからスライスした単結晶シリコンウエハをアニールすることによって、単結晶の成長の間に形成される酸素析出核形成中心を溶解させるのが好ましい。スライシング、および一般的シリコンラッピング、エッチング、および研磨法が、例えば、F. Shimura, Semiconductor Silicon Crystal Technology, Academic Press, 1989、およびSilicon Chemical Etching（J. Grabmaier発行）、Springer-Verlag, New York, 1982（本発明の開示の一部を構成する）に記載されている。安定化熱処理にかけていないことを条件として、シリコンを少なくとも約８７５℃の温度に迅速に加熱し、好ましくは少なくとも１０００℃、少なくとも１１００℃、またはそれ以上に温度を上昇させ続けることによって、シリコンウエハから酸素析出核形成中心をアニールによって除去することができる。シリコンが１０００℃に達する時までに、実質的に全ての（例えば、＞９９％）のそのような欠陥がアニールによって除去される。ウエハをこれらの温度に迅速に加熱することが重要であり、即ち、温度の上昇速度は、１分間に少なくとも約１０℃、より好ましくは１分間に少なくとも約５０℃である。そうしなければ、酸素析出核形成中心のいくらかまたは全てが、熱処理によって安定化される。比較的短い時間、即ち約６０秒またはそれ以下の程度で、平衡に達すると考えられる。従って、少なくとも約８７５℃、好ましくは少なくとも約９５０℃、より好ましくは少なくとも約１１００℃の温度において、少なくとも約５秒間、好ましくは少なくとも約１０分間でアニールすることによって、単結晶シリコンにおける酸素析出核形成中心を溶解させる。
【００４６】
従来の炉または迅速熱アニーリング（ＲＴＡ）システムによって、溶解を行うことができる。急速熱アニーリング処理は、ウエハが高出力光源の列によって個々に加熱される多数の市販の急速熱アニーリング（「ＲＴＡ」）処理炉のいずれかで行うことができる。ＲＴＡ炉は、シリコンウエハを急速に加熱することができる。例えば、ＲＴＡ炉は、ウエハを室温から１２００℃まで数秒間で加熱することができる。そのような市販のＲＴＡ炉の１つは、AG Associates（Mountain View、CA）から入手できるモデル６１０炉である。さらに、シリコンインゴットまたはシリコンウエハ、好ましくはウエハについて、溶解を行うことができる。
【００４７】
本発明の方法の１つの実施態様においては、インゴット１０の軸対称自己格子間原子優勢領域６において、シリコン自己格子間原子の初期濃度を調節する。図１を参照すると、一般に、ｖ/Ｇ_０の比率の値が、Ｖ/Ｉの境界が発生するこの比率の臨界値に比較的近くなるように、結晶成長速度ｖおよび平均軸方向温度勾配Ｇ_０を調節することによって、シリコン自己格子間原子の初期濃度を調節する。さらに、インゴット半径の関数としてのＧ_０（即ち、Ｇ_０（ｒ）、従ってｖ/Ｇ_０（ｒ））の変動も調節されるように、平均軸方向温度勾配Ｇ_０を設定することができる。
【００４８】
本発明の他の実施態様においては、インゴットの長さの少なくとも一部においてＶ/Ｉ境界が半径に沿って存在しないように、ｖ/Ｇ_０を調節する。この長さにおいて、シリコンは、中心から周囲縁に向かって空孔が優勢であり、ｖ/Ｇ_０を調節することによって、インゴットの周囲縁から半径方向に内側に延在する軸対称領域において凝集空孔欠陥が防止される。即ち、ｖ/Ｇ_０が、ｖ/Ｇ_０の臨界値〜ｖ/Ｇ_０の臨界値の１.１倍の値を有するように、成長条件を調節する。
【００４９】
本発明によって製造されるウエハは、エピタキシャル層を堆積させる基板として使用するのに好適であることに注意すべきである。エピタキシャル堆積は、当分野で一般的な手段によって行うことができる。
【００５０】
さらに、下記の実施例８に示すように、本発明によって製造されるウエハは、水素、アルゴン、酸素、窒素、またはそれらの混合物の高度に純粋な雰囲気における熱アニール処理と組み合わせて使用するのに特に適している。特に、空孔優勢領域がウエハに存在し、この領域が凝集空孔欠陥を有する場合に、ウエハを熱アニールにかけ、アニールの温度、時間、および雰囲気は、凝集空孔欠陥が、ウエハの表面層において消滅し、溶解し、または大きさが減少するような温度、時間、および雰囲気である。一般に、この熱アニールの条件は、そのような欠陥の溶解に関して当分野で一般に使用される条件である（例えば、Fusegawaら、ヨーロッパ特許出願第503816 A1；S. Nadaharaら、「Hydrogen Annealed Silicon Wafer」、Solid State Phenomena、vol.57-58、p.19-26(1997)；および、D. Grafら、「High-Temperature Annealed Silicon Wafers」, Electrochemical Society Proceedings, vol.97-22, p.18-25(1997)参照）。さらに、ウエハ装填条件、温度勾配、および引き下げ/引き上げ速度を適切に選択して、スリップおよび狂い（warpage）が防止されることを確実にする。
【００５１】
熱アニールの前に、ウエハを一般に洗浄工程にかけて、ウエハ表面かまたはその近くに存在する金属汚染物を除去し、そのような汚染物がアニールの間にウエハのバルクに移動するのを防止する。さらに、RCA型SC-1洗浄液（例えば、本発明の開示の一部を構成するF. Shimura, Semiconductor Silicon Crystal Technology, Academic Press, 1989, p.188-191およびAppendix XII参照）を使用して、繰り返して洗浄して、除去しなければ表面の曇りの問題を生じうる、存在する表面酸化物を除去する。
【００５２】
本発明の方法により、一般に、表面から所望の深さに延在する表面層に存在する凝集空孔欠陥を溶解させるのに充分な温度および時間でウエハを加熱し、その温度および時間は、所望の深さが増加するとともに増加する。特に、約１０００℃より高い温度において少なくとも約１時間にわたって、従来の石英チューブ型炉でウエハを加熱する。しかし、好ましくは、約１時間〜約４時間で約１１００℃〜約１３００℃に、より好ましくは約２〜約３時間で約１２００℃〜約１２５０℃にウエハを加熱する。
【００５３】
より短い工程時間を可能にするＲＴＡシステムを使用して、凝集空孔欠陥を溶解しうることに注意すべきである。そのような方法が使用される場合に、一般に、ウエハを迅速に目標温度に加熱し、その温度において比較的短い時間でアニールする。一般に、約１１００℃より高い温度、好ましくは約１１５０℃、より好ましくは約１２００℃にウエハを暴露する。一般に、少なくとも１秒間、一般に少なくとも数秒間（例えば、少なくとも２秒間、６秒間、１０秒間、またはそれ以上）、およびウエハの所望の特徴に依存して約６０秒（商業的に入手可能な迅速熱アニーラーの限界に近い）までの時間にわたって、この温度に維持する。
【００５４】
高純度の石英または炭化珪素炉部品、例えばチューブおよびボートを使用して、熱アニールの間の汚染物の導入を防止するのが好ましことにも注意すべきである。
【００５５】
熱アニールの温度、時間、雰囲気、および勾配条件（即ち、目標アニール温度に到達する速度）に加えて、溶解させる凝集欠陥の大きさも、そのような欠陥の除去におけるアニールの効率の要因である。従って、所望の結果を得るために必要な条件は、所望の深さの層が得られるまで、多数のサンプルにおいて処理温度、時間、および雰囲気構成を変化させることによって、経験的に決められる。ウエハの表面から中心または中央面に向かって測定される表面層の所望の深さは、数ミクロン（即ち、約１、２、４、６、８、１０ミクロン）〜数十ミクロン（即ち、２０、４０、８０ミクロンまたはそれ以上）、数百ミクロン（１００、２００、３００ミクロンまたはそれ以上）、最大でウエハの中心までである。
【００５６】
下記実施例８に記載されるように、ウエハをこの欠陥溶解処理にかけることによって、バルク層（即ち、ウエハの表面層から中心または中央面に延在する層）と比較して、表面層に存在する凝集空孔欠陥の数密度が顕著に減少する。特に、この表面層におけるこれらの欠陥の数密度は、ウエハのバルク層と比較して、約２０％、４０％、６０％、８０％、またはそれ以上で減少しうる。しかし、この表面層が、凝集空孔欠陥を実質的に有さないのが好ましい。
【００５７】
さらに、表面層に存在する凝集空孔欠陥の大きさも顕著に減少しうることに注意すべきである。小さい凝集欠陥は熱アニール処理によってより簡単に溶解し、大きさが減少する故に、これらの欠陥の初期の大きさは、本発明の方法の結果に影響を与えることにも注意すべきである。一般的に言えば、凝集欠陥の大きさは、そのような欠陥を有する空孔優勢領域の幅が減少するとともに減少する。従って、いくつかの実施態様においては、空孔領域の幅を最小限にして、そのような凝集欠陥が存在する場合に、それらをより効果的に溶解しうるようにするのが好ましい。
【００５８】
インゴットを完全に空孔優勢にするためにインゴットを高速で成長させる従来の高速引き上げ法と比較した場合に、単結晶シリコンインゴットの直径が増加するとともに本発明の方法が特に好ましい。いかなる特定の理論にも縛られるものではないが、比較的大きい直径（例えば、少なくとも約３００ｍｍまたはそれ以上）を有するインゴットの場合に、シリコン材料が完全に空孔優勢になることを確実にするのに充分に速い成長速度を維持することは可能でないと考えられる。言い換えれば、インゴットの直径が増加するとともに、インゴットの定直径部分が格子間原子優勢材料の領域を有するセグメントを有する可能性が高くなる。従って、成長条件を適切に調節して、この領域における凝集格子間原子欠陥の形成を防止しなければならない。
【００５９】
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。
【００６０】
凝集した欠陥はまた、レーザー散乱トモグラフィーなどのレーザー散乱技法を使用して検出することができる。レーザー散乱技法は、典型的には、他のエッチング技法よりも低い欠陥密度の検出限界を有する。
【００６１】
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。
【００６２】
冷却後、まず、表面残渣および析出化剤を除くために、サンプルを活性なエッチング溶液で約８分間〜約１２分間処理することによる無欠陥ディリニエーション・エッチングにサンプルを供する。代表的な活性なエッチング溶液は、約５５％の硝酸（７０重量％溶液）、約２０％のフッ化水素酸（４９重量％溶液）および約２５％の塩酸（濃溶液）を含む。
【００６３】
次いで、サンプルを脱イオン水で洗浄し、サンプルを、約３５分間〜約５５分間、セコー（Secco）エッチング液またはライト（Wright）エッチング液に浸すか、それで処理することによる第２のエッチング工程に供する。典型的には、サンプルは、約１：２の比の０．１５Ｍ二クロム酸カリウムおよびフッ化水素酸（４９重量％溶液）を含むセコーエッチング液を使用してエッチングされる。このエッチング工程は、存在し得る凝集した欠陥を明らかにするように、すなわち輪郭化するように作用する。
【００６４】
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。
【００６５】
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 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円周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。
【００６６】
（実施例）
実施例１〜７は、本発明による熱アニールに好適なウエハがそれから得られる単結晶シリコンインゴットの製造を例示し、即ち、これらの実施例は、空孔優勢材料のコアを囲む、実質的に無欠陥の格子間原子優勢材料の軸対称領域を有する単結晶シリコンウエハを製造しうることを示す。実施例８は、そのようなウエハのコアに存在する凝集空孔欠陥における、熱アニーリングの効果を示す。
【００６７】
実施例１〜７に関しては、これらの実施例が、所望の結果を得るために使用しうる一組の条件を示すことに注意すべきである。結晶引上装置の最適な引き上げ速度プロファイルを決める代替的方法が存在する。例えば、一系列のインゴットを種々の引き上げ速度で成長させるのではなく、結晶の長さに沿って増加し減少する引き上げ速度で単結晶を成長させることができ、この方法においては、凝集自己格子間原子欠陥が、単結晶の成長の間に、多数回において現れたり消えたりする。次に、多くの異なる結晶位置に関して、最適引き上げ速度を決めることができる。
【００６８】
全ての実施例は、例示を目的とするものであり、従って、限定するものであると理解すべきではない。
【００６９】
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。
【００７０】
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、凝集した格子間原子欠陥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。
【００７１】
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。
【００７２】
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１１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。
【００７３】
実施例３
格子間原子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。
【００７４】
実施例４
長さが７００ｍｍで、直径が１５０ｍｍの結晶を、様々な引き上げ速度で成長させた。引き上げ速度を、段部（肩部）での約１．２ｍｍ／分から、段部（肩部）から４３０ｍｍのところでの約０．４ｍｍ／分までほぼ直線的に変化させ、次いで、段部から７００ｍｍのところでの約０．６５ｍｍ／分にまでほぼ直線的に戻した。この特定の結晶引き上げ装置におけるこのような条件下において、半径全体を、結晶の段部から約３２０ｍｍ〜約５２５ｍｍ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。
【００７５】
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。
【００７６】
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。
【００７７】
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。
【００７８】
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。
【００７９】
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。
【００８０】
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。
【００８１】
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。
【００８２】
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。
【００８３】
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。
【００８４】
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。
【００８５】
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。
【００８６】
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。
【００８７】
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。
【００８８】
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。
【００８９】
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。
【００９０】
格子間原子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。
【００９１】
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。
【００９２】
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。
【００９３】
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：
【００９４】
（Ｒ_{ｃｒｙｓｔａｌ}−Ｒ_{ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ})^２ ＝ Ｄ_ｅｆｆ ^＊ｔ_{１０５０℃}
【００９５】
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、
Ｄ_ｅｆｆ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^−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。
【００９６】
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。
【００９７】
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。
【００９８】
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。
【００９９】
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。
【０１００】
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、凝集した真性点欠陥を含まない。
【０１０１】
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領域の長さは、図２２のインゴットに関連して認められる長さよりも大きい。
【０１０２】
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、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。
【０１０３】
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。
【０１０４】
実施例８
凝集空孔欠陥のコアを有するウエハの熱アニール
図２６を参照すると、本発明の方法によって得られる多くの２００ｍｍのウエハを、ウエハ表面の１平方センチメートル当たりに存在する約０.０９ミクロンより大きい寸法の凝集空孔欠陥を含む光点欠陥（ＬＰＤ）の平均数を求めるために、当分野で一般的なレーザービーム表面走査装置（例えば、Mountain View, CaliforniaのTencor Inc.から商業的に入手可能なTencor SP1レーザースキャナー）によって分析した（分析の結果を、ウエハの中心軸からの距離の関数として示す）。次に、ウエハを熱的にアニールし、ウエハを約２時間にわたって約１２００℃に加熱した。次に、そのウエハを同じ方法で再分析した。
【０１０５】
結果が示すように、ウエハは初めに、中心軸から約５０ｍｍの距離において平均で約５ＬＰＤ/ｃｍ^２（１平方センチメートル当たりの光点欠陥）〜約０.２ＬＰＤ/ｃｍ^２を有し、その数は、中心軸からの距離が増加するとともに減少した。しかし、熱アニールの終了後に、ウエハは同じ領域において平均で約１ＬＰＤ/ｃｍ^２〜約０.２ＬＰＤ/ｃｍ^２を有していた。この結果は、空孔型材料の軸対称領域において、熱アニールの結果として、凝集空孔欠陥が溶解するかまたは大きさが減少したことを明らかに示している。中心軸から約１０ｍｍで延在する、約０.０９ミクロンより大きいＬＰＤの数が最も多い領域において、欠陥の大きさが０.０９ミクロン未満に減少し（即ち、欠陥寸法の下限が検出された）、この寸法範囲の欠陥の数が約８０％で効果的に減少した（即ち、数密度が約８０％で減少した）。
【０１０６】
１平方センチメートル当たりに検出される欠陥の数に関して、光散乱分析は、凝集空孔欠陥に寄与しないウエハ表面に存在する粒子および他の欠陥も分析することに注意すべきである。例えば、約５０ｍｍ以上の半径方向位置に、多くのＬＰＤが存在することを結果が示している。しかし、この材料は格子間原子型であり、従って、凝集空孔欠陥を有していない。従って、ＬＰＤが熱アニール後にも存在することを結果が示しているが、これらの欠陥は、熱アニールに耐えた凝集空孔欠陥である場合もありそうでない場合もあると理解すべきである。
【０１０７】
次に図２７〜３２を参照すると、表面分析の初期の結果および最終の結果が、欠陥寸法によってさらに分けられる。凝集空孔欠陥を溶解するか、または約０.０９ミクロン〜最高約０.１５ミクロンの大きさで凝集空孔欠陥の大きさを減少させるのに、熱アニールが充分であることが、先ず観察される。これらの結果から、検出される大部分のＬＰＤが小さく、約０.０９ミクロン〜最高約０.１３ミクロンであることがさらに観察される。いかなる特定の理論にも縛られるものではないが、これは、空孔コアの幅が一般に小さく、半径の約５０％に延在するにすぎないからであると考えられる。従って、凝集空孔欠陥が存在する場合に、それらがより簡単に溶解されることを確実にするために、凝集格子間原子欠陥を実質的に有さない軸対称領域の幅が、ウエハの半径の少なくとも約５０％であるのが好ましく、即ち、空孔コアの幅がウエハの半径の約５０％未満であるのが好ましいことに注意すべきである。
【０１０８】
図３３ａ〜３３ｂを参照すると、中心から縁において空孔優勢であるように単結晶シリコン材料を成長させる場合に（「ケースＩ」として示す。図３３ａおよび３３ｂ参照）、該材料において得られる空孔濃度は、本発明によって製造される材料（「ケースII」として示す。図３３ａおよび３３ｃ参照）と比較して非常に高い。最小の幅の空孔コアを有するように本発明によって製造される材料は、かなり低い濃度の空孔真性点欠陥を有し、従って、凝集欠陥が形成される場合に、その凝集欠陥の大きさはずっと小さい。図２７〜３０から分かるように、欠陥が小さいほど、より簡単に溶解する。
【図面の簡単な説明】
【図１】 自己格子間原子［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。
【図２】 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ΔＧ_Ｉが増加する例を示すグラフである。
【図３】 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。Ｖ／Ｉ境界において、空孔優勢材料から自己格子間原子優勢材料に転移が生じている。
【図４】 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５】 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６】 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７】 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８】 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。
【図９】 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。
【図１０】 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。
【図１１】 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」および自己格子間原子「Ｉ」の初期濃度のグラフである。
【図１２】 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１３】 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原子濃度のグラフである。
【図１４】 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。
【図１５】 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。
【図１６ａ】 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。
【図１６ｂ】 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。
【図１７】 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。
【図１８】 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。
【図１９】 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。
【図２０】 実施例７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２１】 は、実施例７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２２】 実施例７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２３】 実施例７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２４】 種々の形態のホットゾーン（hot zones）において生じるインゴットの中心から結晶半径の１／２までの平均軸方向温度勾配Ｇ_０（ｒ）における半径方向変化（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）を示すグラフである。
【図２５】 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。
【図２６】 実施例８に記載される、熱アニールの前および後の単結晶シリコンウエハにおける、光散乱欠陥分析（０.０９ミクロンより大きい欠陥寸法）の結果を示すグラフである。
【図２７】 実施例８に記載される、熱アニールの前の単結晶シリコンウエハにおける、光散乱欠陥分析（０.０９〜０.１１ミクロンの欠陥寸法）の結果を示すグラフである。
【図２８】 実施例８に記載される、熱アニールの後の単結晶シリコンウエハにおける、光散乱欠陥分析（０.０９〜０.１１ミクロンの欠陥寸法）の結果を示すグラフである。
【図２９】 実施例８に記載される、熱アニールの前の単結晶シリコンウエハにおける、光散乱欠陥分析（０.１１〜０.１３ミクロンの欠陥寸法）の結果を示すグラフである。
【図３０】 実施例８に記載される、熱アニールの後の単結晶シリコンウエハにおける、光散乱欠陥分析（０.１１〜０.１３ミクロンの欠陥寸法）の結果を示すグラフである。
【図３１】 実施例８に記載される、熱アニールの前の単結晶シリコンウエハにおける、光散乱欠陥分析（０.１３〜０.１５ミクロンの欠陥寸法）の結果を示すグラフである。
【図３２】 実施例８に記載される、熱アニールの後の単結晶シリコンウエハにおける、光散乱欠陥分析（０.１３〜０.１５ミクロンの欠陥寸法）の結果を示すグラフである。
【図３３】 ｖ/Ｇ_０と単結晶シリコン内の空孔コアとの幅の関係、およびコア内の真性点欠陥の濃度を示す。

Claims (22)

1. 凝集真性点欠陥を実質的に有さない単結晶シリコンウエハの製造法であって、該方法が、水素、アルゴン、またはそれらの混合物の雰囲気中で、１０００℃より高い温度において、単結晶シリコンウエハを熱的にアニールすることを含んで成り；該ウエハが、冷却工程の部分としてシリコンの凝固温度〜８００℃の温度範囲を通過して０．１〜１．５℃／分の範囲の冷却速度でインゴットが冷却されるチョクラルスキー法によって成長され冷却された単結晶シリコンインゴットからスライスされたものであって、該ウエハが、中心軸、中心軸にほぼ垂直な前表面および後表面、前表面と後表面の間の中央面、周囲縁、中心軸から周囲縁に延在する半径、シリコン自己格子間原子が優勢な真性点欠陥であり、凝集格子間原子欠陥を実質的に有さない、周囲縁から半径方向に内側に延在する第一軸対称領域、および、空孔が優勢な真性点欠陥である、第一軸対称領域の半径方向に内側に位置する第二軸対称領域を有し；該熱アニールが、前表面から中央面に向かって延在する層内の第二軸対称領域に存在する凝集空孔欠陥を溶解させる作用をする方法。
2. ウエハをアルゴン雰囲気中で熱的にアニールする請求項１に記載の方法。
3. １１００℃〜１３００℃の温度にウエハを加熱することによって、ウエハを熱的にアニールする請求項１に記載の方法。
4. １時間〜４時間にわたってウエハを熱的にアニールする請求項３に記載の方法。
5. １２００℃〜１２５０℃の温度にウエハを加熱することによって、ウエハを熱的にアニールする請求項１に記載の方法。
6. ２時間〜３時間にわたってウエハを熱的にアニールする請求項５に記載の方法。
7. 該層が、前表面から中央面に向かって４ミクロンの深さで延在する請求項１に記載の方法。
8. 該層が、前表面から中央面に向かって８ミクロンの深さで延在する請求項１に記載の方法。
9. 該層が、前表面から中央面に向かって１０ミクロンの深さで延在する請求項１に記載の方法。
10. 該層が、前表面から中央面に向かって２０ミクロンの深さで延在する請求項１に記載の方法。
11. 第一軸対称領域が、周囲縁から中心軸に向かって半径方向に測定して、半径長さの少なくとも１０％の幅を有する請求項１に記載の方法。
12. 第一軸対称領域が、周囲縁から中心軸に向かって半径方向に測定して、半径長さの少なくとも３０％の幅を有する請求項１に記載の方法ウエハ。
13. 第一軸対称領域が、周囲縁から中心軸に向かって半径方向に測定して、半径長さの少なくとも６０％の幅を有する請求項１に記載の方法。
14. 第一軸対称領域が、周囲縁から中心軸に向かって半径方向に測定して、半径長さの少なくとも８０％の幅を有する請求項１に記載の方法。
15. ウエハが少なくとも１５０ｍｍの直径を有する請求項１に記載の方法。
16. ウエハが少なくとも２００ｍｍの直径を有する請求項１に記載の方法。
17. 凝集真性点欠陥を実質的に有さないシリコンウエハの製造法であって、該ウエハが、中心軸、シードコーン、エンドコーン、およびシードコーンとエンドコーンの間に延在する定直径部分を有する単結晶シリコンインゴットからスライスされ；該定直径部分が、周囲縁、および周囲縁から中心軸に向かって延在する半径を有し；該インゴットが、チョクラルスキー法によって、シリコンメルトから成長され、次に凝固温度から冷却され、該方法が、
    単結晶シリコンインゴットを成長させ、その際に、成長速度ｖおよび平均軸方向温度勾配Ｇ_０を、インゴットの定直径部分の成長の間に、凝固温度〜１３２５℃未満の温度範囲において調節して、インゴットを凝固温度から冷却する際に、シリコン自己格子間原子が優勢な真性点欠陥であり、凝集格子間原子欠陥を実質的に有さない、周囲縁から中心軸に向かって半径方向に内側に延在する第一軸対称領域、および空孔が優勢な真性点欠陥である第二軸対称領域を有して成る定直径部分のセグメントを形成し；
    冷却工程の部分として、シリコンの凝固温度〜８００℃の温度範囲を通過して０．１〜１．５℃／分の範囲の冷却速度でインゴットを冷却し；
    該定直径部分のセグメントをスライスして、中心軸にほぼ垂直な前表面および後表面、ならびに前表面と後表面の間の中央面を有し、第一軸対称領域および第二軸対称領域を有して成るウエハを得；および
    水素、アルゴン、酸素、窒素、またはそれらの混合物の雰囲気中で、１０００℃より高い温度において、ウエハを熱的にアニールして、ウエハの前表面から中央面に延在する層内の第二軸対称領域に存在する凝集空孔欠陥を溶解させる；
    ことを含んで成る方法。
18. アルゴン雰囲気中でウエハを熱的にアニールする請求項１７に記載の方法。
19. ウエハを１１００℃〜１３００℃の温度に加熱することによって、ウエハを熱的にアニールする請求項１７に記載の方法。
20. １時間〜４時間にわたってウエハを熱的にアニールする請求項１９に記載の方法。
21. 該層が前表面から中央面に向かって、少なくとも４ミクロンの深さで延在する請求項１７に記載の方法。
22. 第一軸対称領域が、周囲縁から中心軸に向かって半径方向に測定して、半径長さの少なくとも６０％の幅を有する請求項１７に記載の方法。

Images