JP3449729B2 - 単結晶シリコンウエハを製造する方法 - Google Patents
単結晶シリコンウエハを製造する方法Info
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【発明の詳細な説明】
発明の背景
本発明は一般に、電子部品の製造に使用される、半導
体材料基板、特にシリコンウエハに関する。本発明は特
に、本質的にどの任意の電子デバイス製造プロセスの熱
処理サイクルの間にも、理想的な不均一深さ分布の酸素
析出物を形成し、および、凝集真性点欠陥を実質的に有
さない軸対称領域を付加的に有する、シリコンウエハな
らびにその製造方法に関する。
体材料基板、特にシリコンウエハに関する。本発明は特
に、本質的にどの任意の電子デバイス製造プロセスの熱
処理サイクルの間にも、理想的な不均一深さ分布の酸素
析出物を形成し、および、凝集真性点欠陥を実質的に有
さない軸対称領域を付加的に有する、シリコンウエハな
らびにその製造方法に関する。
半導体電子部品のほとんどの製造方法の出発物質であ
る単結晶シリコンは一般に、単一種結晶を溶融シリコン
に浸漬し、次に遅い引き上げ（extraction）によって成
長させる、いわゆるチョクラルスキー法によって製造さ
れる。溶融シリコンは石英ルツボに装填されるので、種
々の不純物、主に酸素、によって汚染される。溶融塊の
温度におけるシリコン中の酸素の溶解度および凝固シリ
コンにおける酸素の事実上の偏析係数によって測定され
るある濃度に酸素が到達するまで、シリコン溶融塊の温
度において、酸素が結晶格子に入る。そのような濃度
は、電子デバイス製造プロセスに一般的な温度における
固体シリコン中の酸素の溶解度より大きい。結晶が溶融
塊から成長し冷却し、従ってその中の酸素の溶解度が急
速に減少し、それによって、得られるスライスまたはウ
エハにおいて酸素が過飽和濃度において存在する。
る単結晶シリコンは一般に、単一種結晶を溶融シリコン
に浸漬し、次に遅い引き上げ（extraction）によって成
長させる、いわゆるチョクラルスキー法によって製造さ
れる。溶融シリコンは石英ルツボに装填されるので、種
々の不純物、主に酸素、によって汚染される。溶融塊の
温度におけるシリコン中の酸素の溶解度および凝固シリ
コンにおける酸素の事実上の偏析係数によって測定され
るある濃度に酸素が到達するまで、シリコン溶融塊の温
度において、酸素が結晶格子に入る。そのような濃度
は、電子デバイス製造プロセスに一般的な温度における
固体シリコン中の酸素の溶解度より大きい。結晶が溶融
塊から成長し冷却し、従ってその中の酸素の溶解度が急
速に減少し、それによって、得られるスライスまたはウ
エハにおいて酸素が過飽和濃度において存在する。
電子デバイスの製造に一般に使用される熱処理サイク
ルは、酸素で過飽和されたシリコンウエハにおいて、酸
素の析出を生じうる。ウエハにおける析出の位置に依存
して、析出は有害にも有益にもなりうる。ウエハの活性
デバイス領域に位置する酸素析出は、デバイスの操作を
害することがある。しかし、バルクに存在する酸素析出
は、ウエハに接触する望ましくない金属性不純物を捕捉
することができる。ウエハのバルクに位置する酸素析出
を、金属を捕捉するために使用することは一般に、内部
ゲッタリングまたはイントリンシック・ゲッタリング
（IG）と称される。
ルは、酸素で過飽和されたシリコンウエハにおいて、酸
素の析出を生じうる。ウエハにおける析出の位置に依存
して、析出は有害にも有益にもなりうる。ウエハの活性
デバイス領域に位置する酸素析出は、デバイスの操作を
害することがある。しかし、バルクに存在する酸素析出
は、ウエハに接触する望ましくない金属性不純物を捕捉
することができる。ウエハのバルクに位置する酸素析出
を、金属を捕捉するために使用することは一般に、内部
ゲッタリングまたはイントリンシック・ゲッタリング
（IG）と称される。
歴史的に、電子デバイス製造プロセスは、ウエハの表
面近くに酸素析出物を有さない帯域（zone）または領域
（region）（一般に、「デニューデッドゾーン」または
「無析出帯域」と称される。）を有し、ウエハの残り部
分、即ちウエハバルクは、IGのために充分な数の酸素析
出物を有するシリコンを製造するように設計された一連
の段階を包含する。デニューデッドゾーンは、例えば、
（ａ）高温（＞1100℃）における不活性雰囲気中での少
なくとも約４時間の酸素外部拡散熱処理、（ｂ）低温
（600℃〜750℃）における酸素析出核形成、および
（ｃ）高温（1000℃〜1150℃）における酸素（SiO2）析
出物の成長、のような高温−低温−高温の熱シーケンス
において、形成することができる。例えば、F.Shimura,
Semiconductor Silicon Crystal Technology,Academic
Press,Inc.,San Diego Calofornia（1989）,p361〜36
7、およびそこに引用されている文献を参照。
面近くに酸素析出物を有さない帯域（zone）または領域
（region）（一般に、「デニューデッドゾーン」または
「無析出帯域」と称される。）を有し、ウエハの残り部
分、即ちウエハバルクは、IGのために充分な数の酸素析
出物を有するシリコンを製造するように設計された一連
の段階を包含する。デニューデッドゾーンは、例えば、
（ａ）高温（＞1100℃）における不活性雰囲気中での少
なくとも約４時間の酸素外部拡散熱処理、（ｂ）低温
（600℃〜750℃）における酸素析出核形成、および
（ｃ）高温（1000℃〜1150℃）における酸素（SiO2）析
出物の成長、のような高温−低温−高温の熱シーケンス
において、形成することができる。例えば、F.Shimura,
Semiconductor Silicon Crystal Technology,Academic
Press,Inc.,San Diego Calofornia（1989）,p361〜36
7、およびそこに引用されている文献を参照。
しかし、最近では、DRAM製造方法のような先進の電子
デバイス製造方法が、高温プロセス段階の使用を最少限
にするようになってきている。これらのプロセスには、
高温プロセス段階をまだ使用して、デニューデッドゾー
ンおよび充分な密度のバルク析出を形成しているものも
あるが、そのような材料に対する許容度は非常に低く、
商業的に存続できる製品になりえない。他の現在の高度
に先進の電子デバイス製造方法は、外部拡散段階を全く
含まない。活性デバイス領域における酸素析出に付随す
る問題の故に、これらの電子デバイス製造者は、工程条
件下にウエハのどの位置にも酸素析出物を形成しないシ
リコンウエハを使用しなければならない。その結果、IG
の可能性が全て失われる。
デバイス製造方法が、高温プロセス段階の使用を最少限
にするようになってきている。これらのプロセスには、
高温プロセス段階をまだ使用して、デニューデッドゾー
ンおよび充分な密度のバルク析出を形成しているものも
あるが、そのような材料に対する許容度は非常に低く、
商業的に存続できる製品になりえない。他の現在の高度
に先進の電子デバイス製造方法は、外部拡散段階を全く
含まない。活性デバイス領域における酸素析出に付随す
る問題の故に、これらの電子デバイス製造者は、工程条
件下にウエハのどの位置にも酸素析出物を形成しないシ
リコンウエハを使用しなければならない。その結果、IG
の可能性が全て失われる。
発明の要旨
従って、本発明の目的は、本質的にどの電子デバイス
製造プロセスの熱処理サイクルの間にも、理想的な不均
一深さ分布の酸素析出物を形成する単結晶シリコンウエ
ハの提供；充分な深さのデニューデッドゾーン、および
ウエハバルクにおける充分な密度の酸素析出物を、最適
におよび再現的に形成するウエハの提供；デニューデッ
ドゾーンの形成、およびウエハバルクにおける酸素析出
物の形成が、ウエハのこれらの領域における酸素濃度の
差異に依存しないウエハの提供；デニューデッドゾーン
の形成が、酸素の外部拡散に依存しない方法の提供；得
られるデニューデッドゾーンの厚みが、IC製造工程シー
ケンスの細部に本質的に依存しないウエハの提供；デニ
ューデッドゾーンの形成、およびウエハバルクにおける
酸素析出物の形成が、それからシリコンウエハがスライ
スされるチョクラルスキー成長単結晶シリコンインゴッ
トの、熱履歴および酸素濃度によって影響を受けないウ
エハの提供；および、結晶格子空孔またはシリコン自己
格子間原子の凝集から生じる欠陥を実質的に有さない、
実質的な半径幅の軸対称領域を付加的に有するウエハの
提供；である。
製造プロセスの熱処理サイクルの間にも、理想的な不均
一深さ分布の酸素析出物を形成する単結晶シリコンウエ
ハの提供；充分な深さのデニューデッドゾーン、および
ウエハバルクにおける充分な密度の酸素析出物を、最適
におよび再現的に形成するウエハの提供；デニューデッ
ドゾーンの形成、およびウエハバルクにおける酸素析出
物の形成が、ウエハのこれらの領域における酸素濃度の
差異に依存しないウエハの提供；デニューデッドゾーン
の形成が、酸素の外部拡散に依存しない方法の提供；得
られるデニューデッドゾーンの厚みが、IC製造工程シー
ケンスの細部に本質的に依存しないウエハの提供；デニ
ューデッドゾーンの形成、およびウエハバルクにおける
酸素析出物の形成が、それからシリコンウエハがスライ
スされるチョクラルスキー成長単結晶シリコンインゴッ
トの、熱履歴および酸素濃度によって影響を受けないウ
エハの提供；および、結晶格子空孔またはシリコン自己
格子間原子の凝集から生じる欠陥を実質的に有さない、
実質的な半径幅の軸対称領域を付加的に有するウエハの
提供；である。
従って、簡単に言えば、本発明は、一方がウエハの前
表面であり他方がウエハの後表面であるほぼ平行な２つ
の主表面；前表面と後表面の間の中央面；前表面と後表
面を接合する周囲縁；前表面から中央面の方向に測定さ
れる少なくとも約10マイクロメートルの距離D1と前表面
の間のウエハの領域を有して成る表面層；および、中央
面と第一領域の間のウエハの第二領域を有して成るバル
ク層；を有する単結晶シリコンウエハに関する。特に、
該ウエハは、結晶格子空孔の不均一分布を有し、バルク
層における空孔の濃度は、表面層における空孔の濃度よ
り大きく、空孔は、空孔のピーク密度が中央面かまたは
その付近に存在し、その濃度がピーク密度の位置からウ
エハの前表面の方向に一般に減少する濃度輪郭を有す
る。１つの実施態様においては、空孔が優勢な真性点欠
陥であり、凝集真性点欠陥を実質的に有さない第一軸対
称領域を、ウエハが付加的に有し、該第一軸対称領域
は、中心軸を有して成るかまたは少なくとも約15mmの幅
を有する。他の実施態様においては、凝集真性点欠陥を
実質的に有さない軸対称領域を、ウエハが付加的に有
し、該軸対称領域は、ウエハの周囲縁から半径方向に内
向きに延在し、周囲縁から中心軸に向かって半径方向に
測定される幅を有し、該幅はウエハの半径の長さの少な
くとも約40％である。
表面であり他方がウエハの後表面であるほぼ平行な２つ
の主表面；前表面と後表面の間の中央面；前表面と後表
面を接合する周囲縁；前表面から中央面の方向に測定さ
れる少なくとも約10マイクロメートルの距離D1と前表面
の間のウエハの領域を有して成る表面層；および、中央
面と第一領域の間のウエハの第二領域を有して成るバル
ク層；を有する単結晶シリコンウエハに関する。特に、
該ウエハは、結晶格子空孔の不均一分布を有し、バルク
層における空孔の濃度は、表面層における空孔の濃度よ
り大きく、空孔は、空孔のピーク密度が中央面かまたは
その付近に存在し、その濃度がピーク密度の位置からウ
エハの前表面の方向に一般に減少する濃度輪郭を有す
る。１つの実施態様においては、空孔が優勢な真性点欠
陥であり、凝集真性点欠陥を実質的に有さない第一軸対
称領域を、ウエハが付加的に有し、該第一軸対称領域
は、中心軸を有して成るかまたは少なくとも約15mmの幅
を有する。他の実施態様においては、凝集真性点欠陥を
実質的に有さない軸対称領域を、ウエハが付加的に有
し、該軸対称領域は、ウエハの周囲縁から半径方向に内
向きに延在し、周囲縁から中心軸に向かって半径方向に
測定される幅を有し、該幅はウエハの半径の長さの少な
くとも約40％である。
本発明は、一方がウエハの前表面であり他方がウエハ
の後表面であるほぼ平行な２つの主表面；前表面と後表
面の間の中央面；前表面と後表面を接合する周囲縁；前
表面の約15マイクロメートル以下の距離D2内のウエハの
領域を有して成る前表面層；および、中央面と前表面層
の間のウエハの領域を有して成るバルク層；を有する単
結晶シリコンウエハにも関する。特に、800℃において
４時間、次に1000℃において16時間でウエハをアニール
することから本質的に成る酸素析出熱処理にウエハを曝
露したときに、バルク層における析出物のピーク密度が
中央面かまたはその付近に存在し、バルク層における析
出物の濃度が前表面層の方向に一般に減少する濃度輪郭
を有する酸素析出物をウエハが含有するような、実質的
に均一な酸素濃度および結晶格子空孔の濃度を、バルク
層が有する。１つの実施態様においては、空孔が優勢な
真性点欠陥であり、凝集真性点欠陥を実質的に有さない
第一軸対称領域を、ウエハが付加的に有し、該第一軸対
称領域は、中心軸を有して成るかまたは少なくとも約15
mmの幅を有する。他の態様においては、凝集真性点欠陥
を実質的に有さない軸対称領域を、ウエハが付加的に有
して成り、該軸対称領域は、ウエハの周囲縁から半径方
向に内向きに延在し、周囲縁から中心軸に向かって半径
方向に測定される幅を有し、該幅はウエハの半径の長さ
の少なくとも約40％である。
の後表面であるほぼ平行な２つの主表面；前表面と後表
面の間の中央面；前表面と後表面を接合する周囲縁；前
表面の約15マイクロメートル以下の距離D2内のウエハの
領域を有して成る前表面層；および、中央面と前表面層
の間のウエハの領域を有して成るバルク層；を有する単
結晶シリコンウエハにも関する。特に、800℃において
４時間、次に1000℃において16時間でウエハをアニール
することから本質的に成る酸素析出熱処理にウエハを曝
露したときに、バルク層における析出物のピーク密度が
中央面かまたはその付近に存在し、バルク層における析
出物の濃度が前表面層の方向に一般に減少する濃度輪郭
を有する酸素析出物をウエハが含有するような、実質的
に均一な酸素濃度および結晶格子空孔の濃度を、バルク
層が有する。１つの実施態様においては、空孔が優勢な
真性点欠陥であり、凝集真性点欠陥を実質的に有さない
第一軸対称領域を、ウエハが付加的に有し、該第一軸対
称領域は、中心軸を有して成るかまたは少なくとも約15
mmの幅を有する。他の態様においては、凝集真性点欠陥
を実質的に有さない軸対称領域を、ウエハが付加的に有
して成り、該軸対称領域は、ウエハの周囲縁から半径方
向に内向きに延在し、周囲縁から中心軸に向かって半径
方向に測定される幅を有し、該幅はウエハの半径の長さ
の少なくとも約40％である。
本発明は、一方がウエハの前表面であり他方がウエハ
の後表面であるほぼ平行な２つの主表面；前表面と後表
面の間の中央面；および、前表面と後表面を接合する周
囲縁；を有する単結晶シリコンウエハにも関する。格子
間酸素を含有し、および前表面から、前表面から中央面
に向かって測定される少なくとも10マイクロメートルの
距離D1までの、ウエハの領域を有して成るデニューデッ
ドゾーンを有して成ることを、該ウエハは特徴とする。
該ウエハは、D1の２分の１に相当する距離におけるデニ
ューデッドゾーンにおける格子間酸素の濃度が、デニュ
ーデッドゾーンの格子間酸素の最大濃度の少なくとも約
75％であることも特徴とする。１つの実施態様におい
て、空孔が優勢真性点欠陥であり、凝集真性点欠陥を実
質的に有さない第一軸対称領域を有して成ることも該ウ
エハは特徴とし、該第一軸対称領域は、中心軸を有して
成るかまたは少なくとも約15mmの幅を有する。他の実施
態様においては、凝集真性点欠陥を実質的に有さない軸
対称領域を、ウエハが有して成り、該軸対称領域は、ウ
エハの周囲縁から半径方向に内向きに延在し、および周
囲縁から中心軸に向かって半径方向に測定される幅を有
し、該幅はウエハの半径の長さの少なくとも約40％であ
る。
の後表面であるほぼ平行な２つの主表面；前表面と後表
面の間の中央面；および、前表面と後表面を接合する周
囲縁；を有する単結晶シリコンウエハにも関する。格子
間酸素を含有し、および前表面から、前表面から中央面
に向かって測定される少なくとも10マイクロメートルの
距離D1までの、ウエハの領域を有して成るデニューデッ
ドゾーンを有して成ることを、該ウエハは特徴とする。
該ウエハは、D1の２分の１に相当する距離におけるデニ
ューデッドゾーンにおける格子間酸素の濃度が、デニュ
ーデッドゾーンの格子間酸素の最大濃度の少なくとも約
75％であることも特徴とする。１つの実施態様におい
て、空孔が優勢真性点欠陥であり、凝集真性点欠陥を実
質的に有さない第一軸対称領域を有して成ることも該ウ
エハは特徴とし、該第一軸対称領域は、中心軸を有して
成るかまたは少なくとも約15mmの幅を有する。他の実施
態様においては、凝集真性点欠陥を実質的に有さない軸
対称領域を、ウエハが有して成り、該軸対称領域は、ウ
エハの周囲縁から半径方向に内向きに延在し、および周
囲縁から中心軸に向かって半径方向に測定される幅を有
し、該幅はウエハの半径の長さの少なくとも約40％であ
る。
本発明はさらに、一方がウエハの前表面であり他方が
ウエハの後表面であるほぼ平行な２つの主表面；前表面
と後表面の間の中央面；および、前表面と後表面を接合
する周囲縁；前表面の約15マイクロメートル以下の距離
D2内のウエハの領域から成る前表面層；および、中央面
と前表面層の間のウエハの領域を有して成るバルク層；
を有する単結晶シリコンウエハにも関する。特に、800
℃において４時間、次に1000℃において16時間でウエハ
をアニールすることから本質的に成る酸素析出熱処理に
ウエハを曝露したときに、バルク層における析出物のピ
ーク密度が中央面かまたはその付近に存在し、バルク層
における析出物の濃度が前表面層の方向に一般に減少す
る濃度輪郭を有する酸素析出物をウエハが含有するよう
な、実質的に均一な酸素濃度および結晶格子空孔の濃度
を、バルク層が有する。
ウエハの後表面であるほぼ平行な２つの主表面；前表面
と後表面の間の中央面；および、前表面と後表面を接合
する周囲縁；前表面の約15マイクロメートル以下の距離
D2内のウエハの領域から成る前表面層；および、中央面
と前表面層の間のウエハの領域を有して成るバルク層；
を有する単結晶シリコンウエハにも関する。特に、800
℃において４時間、次に1000℃において16時間でウエハ
をアニールすることから本質的に成る酸素析出熱処理に
ウエハを曝露したときに、バルク層における析出物のピ
ーク密度が中央面かまたはその付近に存在し、バルク層
における析出物の濃度が前表面層の方向に一般に減少す
る濃度輪郭を有する酸素析出物をウエハが含有するよう
な、実質的に均一な酸素濃度および結晶格子空孔の濃度
を、バルク層が有する。
本発明はさらに、後の熱加工段階におけるウエハにお
ける酸素の析出挙動に影響を与えるために、Cz単結晶シ
リコンウエハを熱処理する方法にも関する。ウエハは、
前表面；後表面；前表面と後表面の間の中央面；前表面
における空孔シンク（vacancy sink）；前表面と、前表
面から中央面に向かって測定される距離D1の間の、ウエ
ハの領域を有して成る前表面層；中央面と、ウエハの前
表面から測定される距離D1の間の、ウエハの領域を有し
て成るバルク層；および、凝集真性点欠陥を実質的に有
さない軸対称領域；を有する。該方法においては、ウエ
ハを熱処理して、ウエハ中に結晶格子空孔を形成する。
次に、熱処理されたウエハにおける空孔の濃度を、熱処
理されたウエハの冷却速度を調節することによって減少
させて、ピーク密度が中央面かまたはその付近に存在
し、その濃度がウエハの前表面の方向に一般に減少する
空孔濃度輪郭を有するウエハを形成する。前表面層およ
びバルク層における空孔の濃度の差異は、750℃より高
い温度におけるウエハの熱処理が、前表面層におけるデ
ニューデッドゾーンの形成およびバルク帯域における酸
素クラスターまたは析出物の形成に導くような差異であ
り、酸素クラスターまたは析出物の濃度はバルク層にお
ける空孔の濃度に主として依存する。
ける酸素の析出挙動に影響を与えるために、Cz単結晶シ
リコンウエハを熱処理する方法にも関する。ウエハは、
前表面；後表面；前表面と後表面の間の中央面；前表面
における空孔シンク（vacancy sink）；前表面と、前表
面から中央面に向かって測定される距離D1の間の、ウエ
ハの領域を有して成る前表面層；中央面と、ウエハの前
表面から測定される距離D1の間の、ウエハの領域を有し
て成るバルク層；および、凝集真性点欠陥を実質的に有
さない軸対称領域；を有する。該方法においては、ウエ
ハを熱処理して、ウエハ中に結晶格子空孔を形成する。
次に、熱処理されたウエハにおける空孔の濃度を、熱処
理されたウエハの冷却速度を調節することによって減少
させて、ピーク密度が中央面かまたはその付近に存在
し、その濃度がウエハの前表面の方向に一般に減少する
空孔濃度輪郭を有するウエハを形成する。前表面層およ
びバルク層における空孔の濃度の差異は、750℃より高
い温度におけるウエハの熱処理が、前表面層におけるデ
ニューデッドゾーンの形成およびバルク帯域における酸
素クラスターまたは析出物の形成に導くような差異であ
り、酸素クラスターまたは析出物の濃度はバルク層にお
ける空孔の濃度に主として依存する。
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。
り、一部は下記に記載される。
図面の簡単な説明
図１は、本発明の方法の模式図である。
図２は、実施例１に記載のように製造されたウエハ
（サンプル４−７）の断面の写真である。
（サンプル４−７）の断面の写真である。
図３は、実施例１に記載の一連の段階に曝露されたウ
エハ（サンプル４−８）の断面の写真である。
エハ（サンプル４−８）の断面の写真である。
図４は、実施例１に記載の一連の段階に曝露されたウ
エハ（サンプル３−14）の断面の写真である。
エハ（サンプル３−14）の断面の写真である。
図５は、実施例１に記載の一連の段階に曝露されたウ
エハ（サンプル４−７）の、表面からの深さに対する白
金濃度（原子/cm3）の対数のグラフである。
エハ（サンプル４−７）の、表面からの深さに対する白
金濃度（原子/cm3）の対数のグラフである。
図６は、実施例２に記載の一連の段階に曝露されたウ
エハ（サンプル３−４）の断面の写真である。
エハ（サンプル３−４）の断面の写真である。
図７は、実施例２に記載の一連の段階に曝露されたウ
エハ（サンプル３−５）の断面の写真である。
エハ（サンプル３−５）の断面の写真である。
図８は、実施例２に記載の一連の段階に曝露されたウ
エハ（サンプル３−６）の断面の写真である。
エハ（サンプル３−６）の断面の写真である。
図９は、実施例３に記載の一連の段階に曝露されたウ
エハ（サンプル１−８）の断面の写真である。
エハ（サンプル１−８）の断面の写真である。
図10は、実施例４に記載のような、本発明の単結晶シ
リコンウエハの急速な熱アニールの間に、大気中に存在
する酸素の分圧に対する、バルクミクロ欠陥（BMD）の
数密度の対数グラフである。
リコンウエハの急速な熱アニールの間に、大気中に存在
する酸素の分圧に対する、バルクミクロ欠陥（BMD）の
数密度の対数グラフである。
図11は、自己格子間原子［Ｉ］および空孔［Ｖ］の初
期濃度が、比率v/G0［ｖは成長速度であり、G0は平均軸
温度勾配である。］の数値の増加に伴って、変化する例
を示すグラフである。
期濃度が、比率v/G0［ｖは成長速度であり、G0は平均軸
温度勾配である。］の数値の増加に伴って、変化する例
を示すグラフである。
図12は、自己格子間原子［Ｉ］の所定初期濃度に関し
て温度Ｔが低下するに伴って、凝集格子間原子欠陥の形
成に必要とされる自由エネルギーの変化ΔGIが増加する
例を示すグラフである。
て温度Ｔが低下するに伴って、凝集格子間原子欠陥の形
成に必要とされる自由エネルギーの変化ΔGIが増加する
例を示すグラフである。
図13は、G0の数値の増加によって比率v/G0の数値が減
少するに伴って、自己格子間原子［Ｉ］および空孔
［Ｖ］の初期濃度が、ウエハのインゴットの半径に沿っ
て変化する例を示すグラフである。
少するに伴って、自己格子間原子［Ｉ］および空孔
［Ｖ］の初期濃度が、ウエハのインゴットの半径に沿っ
て変化する例を示すグラフである。
図14は、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。
原子Ｉの領域、ならびそれらの間に存在するV/I境界を
示す単結晶シリコンインゴットまたはウエハの正面図で
ある。
図15は、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。
細に示す、単結晶シリコンインゴットの縦断面図であ
る。
図16は、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。
優勢材料のほぼ環状の軸対称領域、それらの間に存在す
るV/I境界、および凝集格子間原子欠陥の領域を詳細に
示す、一連の酸素析出熱処理後のインゴットの軸方向カ
ットの少数担体寿命のスキャンによって得られる画像で
ある。
図17は、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。
線状に減少することを示す、結晶の長さの関数としての
引き上げ速度（即ち、種の引き上げ）のグラフである。
図18は、実施例５に記載のような、一連の酸素析出熱
処理後の、インゴットの軸方向カットの少数担体寿命の
スキャンによって得られる画像である。
処理後の、インゴットの軸方向カットの少数担体寿命の
スキャンによって得られる画像である。
図19は、実施例５に記載のような、ｖ＊（Ｚ）で示さ
れる曲線を得るために使用される、それぞれ１〜４で示
される４つの単結晶シリコンにおける、結晶の長さの関
数としての引き上げ速度のグラフである。
れる曲線を得るために使用される、それぞれ１〜４で示
される４つの単結晶シリコンにおける、結晶の長さの関
数としての引き上げ速度のグラフである。
図20は、実施例６に記載の２種類の場合における、半
径方向位置の関数としての、メルト／固体界面G0におけ
る平均軸方向温度勾配のグラフである。
径方向位置の関数としての、メルト／固体界面G0におけ
る平均軸方向温度勾配のグラフである。
図21は、実施例６に記載の２種類の場合における、半
径方向位置の関数としての、空孔「Ｖ」および自己格子
間原子「Ｉ」の初期濃度のグラフである。
径方向位置の関数としての、空孔「Ｖ」および自己格子
間原子「Ｉ」の初期濃度のグラフである。
図22は、実施例７に記載の２種類の場合における、イ
ンゴットにおける軸方向温度輪郭を示す、軸方向位置の
関数としての温度のグラフである。
ンゴットにおける軸方向温度輪郭を示す、軸方向位置の
関数としての温度のグラフである。
図23は、図22に示され、実施例７にさらに詳しく記載
される２種類の冷却条件から得られる自己格子間原子濃
度のグラフである。
される２種類の冷却条件から得られる自己格子間原子濃
度のグラフである。
図24は、実施例８に記載のような、一連の酸素析出熱
処理後の、全インゴットの軸方向カットの少数担体寿命
のスキャンによって得られる画像である。
処理後の、全インゴットの軸方向カットの少数担体寿命
のスキャンによって得られる画像である。
図25は、実施例９に記載のような、単結晶シリコンイ
ンゴットの長さの関数としての、V/I境界の位置を示す
グラフである。
ンゴットの長さの関数としての、V/I境界の位置を示す
グラフである。
図26Aは、実施例10に記載のような、一連の酸素析出
熱処理後の、インゴットのショルダーから約100mm〜約2
50mm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。
熱処理後の、インゴットのショルダーから約100mm〜約2
50mmにわたるインゴットのセグメントの軸方向カットの
少数担体寿命のスキャンによって得られる画像である。
図26Bは、実施例10に記載のような、一連の酸素析出
熱処理後の、インゴットのショルダーから約250mm〜約4
00mm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。
熱処理後の、インゴットのショルダーから約250mm〜約4
00mmにわたるインゴットのセグメントの軸方向カットの
少数担体寿命のスキャンによって得られる画像である。
図27は、実施例11に記載のような、インゴットの種々
の軸方向位置における、軸方向温度勾配G0のグラフであ
る。
の軸方向位置における、軸方向温度勾配G0のグラフであ
る。
図28は、実施例11に記載のような、インゴットの種々
のものにおける、平均軸方向温度勾配G0における半径方
向変化のグラフである。
のものにおける、平均軸方向温度勾配G0における半径方
向変化のグラフである。
図29は、実施例11に記載のような、軸対称領域の幅と
冷却速度の関係を示すグラフである。
冷却速度の関係を示すグラフである。
図30は、実施例11に記載のような、銅デコレーション
（copper decoration）および欠陥ディリニエーション
エッチング（defect−delineatingetch）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。
（copper decoration）および欠陥ディリニエーション
エッチング（defect−delineatingetch）後の、インゴ
ットのショルダーから約235mm〜約350mmにわたるインゴ
ットのセグメントの軸方向カットの写真である。
図31は、実施例11に記載のような、銅デコレーション
および欠陥ディリニエーションエッチング後の、インゴ
ットのショルダーから約305mm〜約460mmにわたるインゴ
ットのセグメントの軸方向カットの写真である。
および欠陥ディリニエーションエッチング後の、インゴ
ットのショルダーから約305mm〜約460mmにわたるインゴ
ットのセグメントの軸方向カットの写真である。
図32は、実施例11に記載のような、銅デコレーション
および欠陥ディリニエーションエッチング後の、インゴ
ットのショルダーから約140mm〜約275mmにわたるインゴ
ットのセグメントの軸方向カットの写真である。
および欠陥ディリニエーションエッチング後の、インゴ
ットのショルダーから約140mm〜約275mmにわたるインゴ
ットのセグメントの軸方向カットの写真である。
図33は、実施例11に記載のような、銅デコレーション
および欠陥ディリニエーションエッチング後の、インゴ
ットのショルダーから約600mm〜約730mmにわたるインゴ
ットのセグメントの軸方向カットの写真である。
および欠陥ディリニエーションエッチング後の、インゴ
ットのショルダーから約600mm〜約730mmにわたるインゴ
ットのセグメントの軸方向カットの写真である。
図34は、種々の形態のホットゾーン（hot zones）に
おいて生じる平均軸方向温度勾配G0（ｒ）における半径
方向変化を示すグラフである。
おいて生じる平均軸方向温度勾配G0（ｒ）における半径
方向変化を示すグラフである。
図35は、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。
トの軸方向温度輪郭を示すグラフである。
好適な実施形態の詳細な説明
本発明により、理想的な析出ウエハが見いだされた。
このウエハは、本質的には、任意の電子デバイス製造工
程の途中で、IG目的のために充分な深さのデニューデッ
ドゾーンと、充分な密度の酸素析出物を含むウエハバル
クとを形成する。この理想的な析出ウエハは、好都合な
ことに、半導体シリコン製造業で一般的に使用されてい
る用具を使用して短時間で調製することができる。この
ような処理により、電子デバイス製造工程の途中で酸素
が析出する様式を決定するか、または「印刷」する「テ
ンプレート」がシリコンに形成される。
このウエハは、本質的には、任意の電子デバイス製造工
程の途中で、IG目的のために充分な深さのデニューデッ
ドゾーンと、充分な密度の酸素析出物を含むウエハバル
クとを形成する。この理想的な析出ウエハは、好都合な
ことに、半導体シリコン製造業で一般的に使用されてい
る用具を使用して短時間で調製することができる。この
ような処理により、電子デバイス製造工程の途中で酸素
が析出する様式を決定するか、または「印刷」する「テ
ンプレート」がシリコンに形成される。
本発明の理想的な析出ウエハの出発材料は、従来のチ
ョクラルスキー（Czochralski）結晶成長法に従って成
長させた単結晶インゴットからスライスされた単結晶ウ
エハである。そのような方法は、標準的なシリコンスラ
イス技術、ラップ処理（lapping）技術、エッチング技
術および研磨技術と同様に、例えば、F.Shimura Semico
nductor Silicon Crystal Technology、Academic Press
（1989）、およびSilicon Chemical Etching（J.Grabma
ier編）Springer−Verlag、New York（1982）に開示さ
れている（これらは参考として本明細書中に援用され
る）。
ョクラルスキー（Czochralski）結晶成長法に従って成
長させた単結晶インゴットからスライスされた単結晶ウ
エハである。そのような方法は、標準的なシリコンスラ
イス技術、ラップ処理（lapping）技術、エッチング技
術および研磨技術と同様に、例えば、F.Shimura Semico
nductor Silicon Crystal Technology、Academic Press
（1989）、およびSilicon Chemical Etching（J.Grabma
ier編）Springer−Verlag、New York（1982）に開示さ
れている（これらは参考として本明細書中に援用され
る）。
チョクラルスキー成長シリコンは、典型的には、約５
×1017原子/cm3〜約９×1017原子/cm3（ASTM規格Ｆ−12
1−83）の範囲内の酸素濃度を有する。ウエハの酸素析
出挙動は、理想的な析出ウエハ中の酸素濃度と本質的に
は連携していないので、出発ウエハの酸素濃度は、チョ
クラルスキープロセスによって到達可能な範囲内の任意
の濃度またはその範囲外の任意の濃度でさえあり得る。
×1017原子/cm3〜約９×1017原子/cm3（ASTM規格Ｆ−12
1−83）の範囲内の酸素濃度を有する。ウエハの酸素析
出挙動は、理想的な析出ウエハ中の酸素濃度と本質的に
は連携していないので、出発ウエハの酸素濃度は、チョ
クラルスキープロセスによって到達可能な範囲内の任意
の濃度またはその範囲外の任意の濃度でさえあり得る。
シリコンの融点（約1410℃）温度から約750℃〜約350
℃の範囲への単結晶シリコンインゴットの冷却速度に依
存して、酸素析出物の核形成中心が、ウエハがスライス
される単結晶シリコンインゴットに形成し得る。しか
し、出発材料におけるこのような核形成中心の有無は、
これらの中心が約1300℃を超えない温度でシリコンを熱
処理することによって溶解し得る場合には本発明にとっ
て重要でない。約800℃の温度で約４時間のシリコンの
アニーリング処理などのいくつかの熱処理は、このよう
な中心が約1150℃を超えない温度で溶解し得ないよう
に、これらの中心を安定化させることができる。酸素析
出物の検出限界は、現在、約５×106析出物/cm3であ
る。酸素析出の核形成中心の存在（または、密度）は、
現在の利用可能な技術を使用して直接的に測定すること
ができない。しかし、様々な技術を使用して、その存在
を間接的に検出することができる。前記のように、シリ
コン中の以前から存在する酸素析出物核形成中心を安定
化させることができ、そして、析出物は、シリコンを酸
素析出熱処理に供することによってこのような部位で成
長させることができる。従って、このような核形成中心
の存在は、例えば、800℃の温度で４時間、次いで1000
℃の温度で16時間のウエハのアニーリング処理などの酸
素析出熱処理の後で間接的に測定することができる。
℃の範囲への単結晶シリコンインゴットの冷却速度に依
存して、酸素析出物の核形成中心が、ウエハがスライス
される単結晶シリコンインゴットに形成し得る。しか
し、出発材料におけるこのような核形成中心の有無は、
これらの中心が約1300℃を超えない温度でシリコンを熱
処理することによって溶解し得る場合には本発明にとっ
て重要でない。約800℃の温度で約４時間のシリコンの
アニーリング処理などのいくつかの熱処理は、このよう
な中心が約1150℃を超えない温度で溶解し得ないよう
に、これらの中心を安定化させることができる。酸素析
出物の検出限界は、現在、約５×106析出物/cm3であ
る。酸素析出の核形成中心の存在（または、密度）は、
現在の利用可能な技術を使用して直接的に測定すること
ができない。しかし、様々な技術を使用して、その存在
を間接的に検出することができる。前記のように、シリ
コン中の以前から存在する酸素析出物核形成中心を安定
化させることができ、そして、析出物は、シリコンを酸
素析出熱処理に供することによってこのような部位で成
長させることができる。従って、このような核形成中心
の存在は、例えば、800℃の温度で４時間、次いで1000
℃の温度で16時間のウエハのアニーリング処理などの酸
素析出熱処理の後で間接的に測定することができる。
置換炭素は、単結晶シリコン中の不純物として存在す
る場合、酸素析出核形成中心を形成させる触媒能を有す
る。従って、このような理由および他の理由のために、
単結晶シリコンの出発材料は、低濃度の炭素を有するこ
とが好ましい。すなわち、単結晶シリコンは、約５×10
16原子/cm3未満であり、好ましくは約１×1016原子/cm3
未満であり、より好ましくは約５×1015原子/cm3未満の
炭素濃度を有する。
る場合、酸素析出核形成中心を形成させる触媒能を有す
る。従って、このような理由および他の理由のために、
単結晶シリコンの出発材料は、低濃度の炭素を有するこ
とが好ましい。すなわち、単結晶シリコンは、約５×10
16原子/cm3未満であり、好ましくは約１×1016原子/cm3
未満であり、より好ましくは約５×1015原子/cm3未満の
炭素濃度を有する。
次に、図１を参照すると、本発明の理想的な析出ウエ
ハの出発材料である単結晶シリコンウエハ１は、前表面
３、後表面５、および前表面と後表面との間の仮想的な
中央面７を有する。本明細書における用語「前（表
面）」および「後（表面）」は、ウエハの２つのほぼ平
らな主表面を区別するために使用される；ウエハの前表
面は、その用語が本明細書中で使用される場合、必ずし
も、電子デバイスが続いて組み立てられる表面である必
要はなく、ウエハの後表面は、その用語が本明細書中で
使用される場合、必ずしも、電子デバイスが組み立てら
れる表面の反対側のウエハの主表面である必要はない。
さらに、シリコンウエハは、典型的には、ある程度の全
体的な厚みの変動（TTV）、反り（warp）および湾曲（b
ow）を有するので、前表面の任意の点と後表面の任意の
点との中間点は、正確には、１つの平面に含まれ得な
い；しかし、実際問題として、TTV、反りおよび湾曲は
非常にわずかであるので、近い近似では、そのような中
間点は、前表面と後表面との間のほぼ等しい距離にある
仮想的な中央面に含まれると言うことができる。
ハの出発材料である単結晶シリコンウエハ１は、前表面
３、後表面５、および前表面と後表面との間の仮想的な
中央面７を有する。本明細書における用語「前（表
面）」および「後（表面）」は、ウエハの２つのほぼ平
らな主表面を区別するために使用される；ウエハの前表
面は、その用語が本明細書中で使用される場合、必ずし
も、電子デバイスが続いて組み立てられる表面である必
要はなく、ウエハの後表面は、その用語が本明細書中で
使用される場合、必ずしも、電子デバイスが組み立てら
れる表面の反対側のウエハの主表面である必要はない。
さらに、シリコンウエハは、典型的には、ある程度の全
体的な厚みの変動（TTV）、反り（warp）および湾曲（b
ow）を有するので、前表面の任意の点と後表面の任意の
点との中間点は、正確には、１つの平面に含まれ得な
い；しかし、実際問題として、TTV、反りおよび湾曲は
非常にわずかであるので、近い近似では、そのような中
間点は、前表面と後表面との間のほぼ等しい距離にある
仮想的な中央面に含まれると言うことができる。
本発明のプロセスの第１の実施形態において、ウエハ
１は、ウエハ１を包み込む表面酸化物層９を成長させる
ために、工程S1において酸素含有雰囲気中で熱処理され
る。一般に、酸化物層は、シリコン表面に生成する自然
の酸化物層（約15オングストローム）よりも大きな厚さ
を有する；この酸化物層は、好ましくは、少なくとも約
20オングストロームの厚さを有し、いくつかの実施形態
においては、少なくとも約25オングストロームの厚さを
有するか、または少なくとも約30オングストロームの厚
ささえ有する。しかし、今日までに得られた実験的証拠
により、約30オングストロームを超える厚さの酸化物層
は、所望の効果を妨害しないが、さらなる利点はほとん
ど得られないことが示唆される。
１は、ウエハ１を包み込む表面酸化物層９を成長させる
ために、工程S1において酸素含有雰囲気中で熱処理され
る。一般に、酸化物層は、シリコン表面に生成する自然
の酸化物層（約15オングストローム）よりも大きな厚さ
を有する；この酸化物層は、好ましくは、少なくとも約
20オングストロームの厚さを有し、いくつかの実施形態
においては、少なくとも約25オングストロームの厚さを
有するか、または少なくとも約30オングストロームの厚
ささえ有する。しかし、今日までに得られた実験的証拠
により、約30オングストロームを超える厚さの酸化物層
は、所望の効果を妨害しないが、さらなる利点はほとん
ど得られないことが示唆される。
工程S2において、ウエハは、ウエハを高温に加熱し
て、ウエハ１において結晶格子の空孔（空格子点）13を
形成させ、それによりその数密度を増大させる熱処理工
程に供される。この熱処理工程は、好ましくは、ウエハ
を目標温度に迅速に加熱し、その温度で比較的短時間ア
ニーリング処理する急速熱アニーリング装置で行われ
る。一般に、ウエハは、1150℃を超える温度に、好まし
くは、少なくとも1175℃に、より好ましくは少なくとも
約1200℃に、最も好ましくは、約1200℃と1275℃との間
の温度に曝される。
て、ウエハ１において結晶格子の空孔（空格子点）13を
形成させ、それによりその数密度を増大させる熱処理工
程に供される。この熱処理工程は、好ましくは、ウエハ
を目標温度に迅速に加熱し、その温度で比較的短時間ア
ニーリング処理する急速熱アニーリング装置で行われ
る。一般に、ウエハは、1150℃を超える温度に、好まし
くは、少なくとも1175℃に、より好ましくは少なくとも
約1200℃に、最も好ましくは、約1200℃と1275℃との間
の温度に曝される。
本発明の上記の第１の実施形態において、急速熱アニ
ーリング工程は、窒化物形成性の雰囲気、すなわち、窒
素ガス（N2）を含有する雰囲気、または暴露されたシリ
コン表面を窒化物にし得る窒素含有化合物ガス（アンモ
ニアなど）を含有する雰囲気のもとで行われる。従っ
て、そのような雰囲気は、全体が窒素ガスまたは窒素化
合物ガスから構成され得る。あるいは、そのような雰囲
気は、アルゴンなどの窒化物非形成性のガスをさらに含
むことができる。ウエハ全体の空孔濃度（空格子点濃
度）の増大が、直ちではないとしても、アニーリング温
度に到達したときにほぼ達成される。ウエハは、一般
に、この温度で、少なくとも１秒間、典型的には少なく
とも数秒間（例えば、少なくとも３秒間）、好ましくは
数十秒間（例えば、20秒間、30秒間、40秒間または50秒
間）、およびウエハの所望の特性に依存して、約60秒
（これは市販の急速熱アニーリング装置のほぼ限界であ
る）までの範囲であり得る期間保持される。得られるウ
エハは、このウエハにおいて比較的均一な空孔濃度（数
密度）特性を有する。
ーリング工程は、窒化物形成性の雰囲気、すなわち、窒
素ガス（N2）を含有する雰囲気、または暴露されたシリ
コン表面を窒化物にし得る窒素含有化合物ガス（アンモ
ニアなど）を含有する雰囲気のもとで行われる。従っ
て、そのような雰囲気は、全体が窒素ガスまたは窒素化
合物ガスから構成され得る。あるいは、そのような雰囲
気は、アルゴンなどの窒化物非形成性のガスをさらに含
むことができる。ウエハ全体の空孔濃度（空格子点濃
度）の増大が、直ちではないとしても、アニーリング温
度に到達したときにほぼ達成される。ウエハは、一般
に、この温度で、少なくとも１秒間、典型的には少なく
とも数秒間（例えば、少なくとも３秒間）、好ましくは
数十秒間（例えば、20秒間、30秒間、40秒間または50秒
間）、およびウエハの所望の特性に依存して、約60秒
（これは市販の急速熱アニーリング装置のほぼ限界であ
る）までの範囲であり得る期間保持される。得られるウ
エハは、このウエハにおいて比較的均一な空孔濃度（数
密度）特性を有する。
今日までに得られた実験的証拠に基づいて、急速熱ア
ニーリング工程が行われる雰囲気は、好ましくは、酸
素、水蒸気および他の酸化性ガスの比較的小さな分圧を
有するに過ぎない；すなわち、その雰囲気は、酸化性ガ
スが全く存在しないか、またはそのようなガスの分圧を
全く有せず、空孔濃度の成長を抑制するシリコン自己格
子間原子の充分量を注入するのに不充分である。酸化性
ガスの下限濃度は正確には決定されていないが、0.01気
圧（atm）すなわち10,000部／百万原子（ppma）の酸素
分圧に関して、空孔濃度の増大および効果が認められな
いことが明らかにされている。従って、雰囲気は、酸素
および他の酸化性ガスの分圧が0.01atm（10,000ppma）
未満であることが好ましい；より好ましくは、雰囲気中
におけるこれらのガスの分圧は約0.002atm（2,000ppm
a）以下であり、より好ましくは約0.005atm（5,000ppm
a）以下であり、最も好ましくは約0.001atm（1,000ppm
a）以下である。
ニーリング工程が行われる雰囲気は、好ましくは、酸
素、水蒸気および他の酸化性ガスの比較的小さな分圧を
有するに過ぎない；すなわち、その雰囲気は、酸化性ガ
スが全く存在しないか、またはそのようなガスの分圧を
全く有せず、空孔濃度の成長を抑制するシリコン自己格
子間原子の充分量を注入するのに不充分である。酸化性
ガスの下限濃度は正確には決定されていないが、0.01気
圧（atm）すなわち10,000部／百万原子（ppma）の酸素
分圧に関して、空孔濃度の増大および効果が認められな
いことが明らかにされている。従って、雰囲気は、酸素
および他の酸化性ガスの分圧が0.01atm（10,000ppma）
未満であることが好ましい；より好ましくは、雰囲気中
におけるこれらのガスの分圧は約0.002atm（2,000ppm
a）以下であり、より好ましくは約0.005atm（5,000ppm
a）以下であり、最も好ましくは約0.001atm（1,000ppm
a）以下である。
結晶格子の空孔が生成することに加えて、急速熱アニ
ーリング工程は、シリコンの出発材料中に存在する安定
化されていない任意の酸素析出物核形成中心を溶解す
る。このような核形成中心は、例えば、ウエハがスライ
スされる単結晶シリコンインゴットの成長途中で形成さ
れ得るが、またはウエハまたはウエハがスライスされる
インゴットの以前の熱履歴におけるいくつかの他の事象
の結果として形成され得る。従って、出発材料における
このような核形成中心の有無は、これらの中心が、急速
熱アニリーング工程の最中で溶解し得る場合には重要で
はない。
ーリング工程は、シリコンの出発材料中に存在する安定
化されていない任意の酸素析出物核形成中心を溶解す
る。このような核形成中心は、例えば、ウエハがスライ
スされる単結晶シリコンインゴットの成長途中で形成さ
れ得るが、またはウエハまたはウエハがスライスされる
インゴットの以前の熱履歴におけるいくつかの他の事象
の結果として形成され得る。従って、出発材料における
このような核形成中心の有無は、これらの中心が、急速
熱アニリーング工程の最中で溶解し得る場合には重要で
はない。
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RT
A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。
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RT
A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。
真性点欠陥（空孔およびシリコン自己格子間原子）
は、温度に依存する拡散速度で単結晶シリコン中を拡散
し得る。従って、真性点欠陥の濃度特性は、温度を関数
とする真性点欠陥の拡散係数および再結合速度の関数で
ある。例えば、真性点欠陥は、急速熱アニーリング工程
においてウエハがアニーリング処理される温度の近傍温
度で比較的移動し得るが、700℃もの温度では、本質的
に、任意の商業的に実用的な時間で移動し得ない。これ
までに得られた実験的証拠により、空孔の有効拡散速度
は、約700℃未満の温度で、そしておそらくは、800℃ま
たは900℃あるいは1000℃さえもの温度ほどに高い温度
でかなり遅いことが示唆される。空孔は、任意の商業的
に実用的な時間で移動しないと見なすことができる。
は、温度に依存する拡散速度で単結晶シリコン中を拡散
し得る。従って、真性点欠陥の濃度特性は、温度を関数
とする真性点欠陥の拡散係数および再結合速度の関数で
ある。例えば、真性点欠陥は、急速熱アニーリング工程
においてウエハがアニーリング処理される温度の近傍温
度で比較的移動し得るが、700℃もの温度では、本質的
に、任意の商業的に実用的な時間で移動し得ない。これ
までに得られた実験的証拠により、空孔の有効拡散速度
は、約700℃未満の温度で、そしておそらくは、800℃ま
たは900℃あるいは1000℃さえもの温度ほどに高い温度
でかなり遅いことが示唆される。空孔は、任意の商業的
に実用的な時間で移動しないと見なすことができる。
工程S2が終了したとき、ウエハは、結晶格子の空孔が
単結晶シリコン内で比較的移動し得る温度範囲を通過す
るように（または該温度範囲まで）工程S3において急冷
される。ウエハの温度がこの範囲の温度を通過して下が
るとき、空孔は、酸化物層９に拡散して消滅し、従っ
て、ウエハがこの範囲内の温度で保持された時間の長さ
に依存する変化度を伴って空孔の濃度特性の変化をもた
らす。ウエハがこの範囲内のこの温度で無限の時間保持
されたならば、空孔濃度は、再度、ウエハバルク11の全
体に実質的に均一になり、その濃度は、熱処理工程の終
了直後における結晶格子の空孔濃度よりも実質的に少な
い平衡値である。しかし、ウエハを急冷することによっ
て、結晶格子の空孔の不均一な分布が最大の空孔濃度で
達成され得るが、その最大濃度は、中央面７またはその
近くに存在し、空孔濃度は、ウエハの前表面３および後
表面５の方向で減少する。一般に、この範囲の温度内で
の平均冷却速度は、少なくとも約５℃／秒であり、好ま
しくは少なくとも約20℃／秒である。デニューデッドゾ
ーンの所望の深さに依存して、平均冷却速度は、好まし
くは少なくとも50℃／分であり、さらにより好ましくは
少なくとも100℃／秒であるが、いくつかの適用に関し
ては、現在、約100℃／秒〜約200℃／秒の範囲の冷却速
度が好ましい。ウエハが、結晶格子の空孔が単結晶シリ
コン内で比較的移動し得る温度範囲の外側の温度に冷却
されると、冷却速度は、ウエハの析出特性に大きな影響
を与えないようであり、従って、冷却速度は、きわどい
ほど臨界的ではないようである。便宜上、冷却工程は、
加熱工程が行われる同じ雰囲気中で行うことができる。
単結晶シリコン内で比較的移動し得る温度範囲を通過す
るように（または該温度範囲まで）工程S3において急冷
される。ウエハの温度がこの範囲の温度を通過して下が
るとき、空孔は、酸化物層９に拡散して消滅し、従っ
て、ウエハがこの範囲内の温度で保持された時間の長さ
に依存する変化度を伴って空孔の濃度特性の変化をもた
らす。ウエハがこの範囲内のこの温度で無限の時間保持
されたならば、空孔濃度は、再度、ウエハバルク11の全
体に実質的に均一になり、その濃度は、熱処理工程の終
了直後における結晶格子の空孔濃度よりも実質的に少な
い平衡値である。しかし、ウエハを急冷することによっ
て、結晶格子の空孔の不均一な分布が最大の空孔濃度で
達成され得るが、その最大濃度は、中央面７またはその
近くに存在し、空孔濃度は、ウエハの前表面３および後
表面５の方向で減少する。一般に、この範囲の温度内で
の平均冷却速度は、少なくとも約５℃／秒であり、好ま
しくは少なくとも約20℃／秒である。デニューデッドゾ
ーンの所望の深さに依存して、平均冷却速度は、好まし
くは少なくとも50℃／分であり、さらにより好ましくは
少なくとも100℃／秒であるが、いくつかの適用に関し
ては、現在、約100℃／秒〜約200℃／秒の範囲の冷却速
度が好ましい。ウエハが、結晶格子の空孔が単結晶シリ
コン内で比較的移動し得る温度範囲の外側の温度に冷却
されると、冷却速度は、ウエハの析出特性に大きな影響
を与えないようであり、従って、冷却速度は、きわどい
ほど臨界的ではないようである。便宜上、冷却工程は、
加熱工程が行われる同じ雰囲気中で行うことができる。
工程S4において、ウエハは、酸素析出熱処理に供され
る。例えば、ウエハは、800℃の温度で４時間、次いで1
000℃の温度で16時間アニーリング処理することができ
る。あるいは、ウエハは、好ましくは、電子デバイス製
造プロセスの最初の工程のように、約800℃の温度の炉
に入れられる。この温度の炉に入れられたときに、前記
の急速熱アニーリング処理されたウエハは、酸素析出に
関して異なった挙動をする異なる帯域を有する。高い空
孔領域（ウエハバルク）において、酸素は、ウエハが炉
に入れられると急速にクラスター化する。負荷温度に到
達するときまでにクラスター化過程は終了し、空孔の初
期濃度だけに依存するクラスター分布が得られる。低い
空孔領域（ウエハ表面の近く）において、ウエハは、以
前から存在する酸素析出物核形成中心を有さない正常な
ウエハのように挙動する；すなわち、酸素のクラスター
化は観測されない。温度が800℃を超えて高くなると
き、あるいは温度が一定に維持される場合、空孔が多い
帯域内のクラスターは、成長して析出し、それによって
消費されるが、空孔が少ない帯域では何も起こらない。
ウエハを空孔濃度の様々な帯域に分割することによっ
て、テンプレートが効果的に得られ、そのテンプレート
によって、ウエハを炉に入れたときに固定される酸素析
出物パターンが描かれる。
る。例えば、ウエハは、800℃の温度で４時間、次いで1
000℃の温度で16時間アニーリング処理することができ
る。あるいは、ウエハは、好ましくは、電子デバイス製
造プロセスの最初の工程のように、約800℃の温度の炉
に入れられる。この温度の炉に入れられたときに、前記
の急速熱アニーリング処理されたウエハは、酸素析出に
関して異なった挙動をする異なる帯域を有する。高い空
孔領域（ウエハバルク）において、酸素は、ウエハが炉
に入れられると急速にクラスター化する。負荷温度に到
達するときまでにクラスター化過程は終了し、空孔の初
期濃度だけに依存するクラスター分布が得られる。低い
空孔領域（ウエハ表面の近く）において、ウエハは、以
前から存在する酸素析出物核形成中心を有さない正常な
ウエハのように挙動する；すなわち、酸素のクラスター
化は観測されない。温度が800℃を超えて高くなると
き、あるいは温度が一定に維持される場合、空孔が多い
帯域内のクラスターは、成長して析出し、それによって
消費されるが、空孔が少ない帯域では何も起こらない。
ウエハを空孔濃度の様々な帯域に分割することによっ
て、テンプレートが効果的に得られ、そのテンプレート
によって、ウエハを炉に入れたときに固定される酸素析
出物パターンが描かれる。
図１に例示されているように、ウエハにおける酸素析
出物の得られた深さ分布は、前表面３および後表面５か
ら、それぞれ、深さｔ、t'まで拡がる、酸素析出物を含
まない材料（デニューデッドゾーン）15および15'の明
確な領域によって特徴づけられる。酸素析出物を含まな
い領域15および15'の間に、実質的に均一密度の酸素析
出物が含有される領域17が存在する。
出物の得られた深さ分布は、前表面３および後表面５か
ら、それぞれ、深さｔ、t'まで拡がる、酸素析出物を含
まない材料（デニューデッドゾーン）15および15'の明
確な領域によって特徴づけられる。酸素析出物を含まな
い領域15および15'の間に、実質的に均一密度の酸素析
出物が含有される領域17が存在する。
領域17における酸素析出物の濃度は、主として加熱工
程の関数であり、二次的には冷却速度の関数である。一
般に、酸素析出物の濃度は、加熱工程における温度の上
昇およびアニーリング時間の増大とともに大きくなり、
約１×107析出物/cm3〜約５×1010析出物/cm3の範囲の
析出物密度が日常的に得られる。
程の関数であり、二次的には冷却速度の関数である。一
般に、酸素析出物の濃度は、加熱工程における温度の上
昇およびアニーリング時間の増大とともに大きくなり、
約１×107析出物/cm3〜約５×1010析出物/cm3の範囲の
析出物密度が日常的に得られる。
酸素析出物を含まない材料（デニューデッドゾーン）
15および15'の前表面および後表面からのそれぞれの深
さｔ、t'は、主として、結晶格子の空孔がシリコン中で
比較的移動し得る温度範囲への冷却速度の関数である。
一般に、深さｔ、t'は、冷却速度の低下とともに増加
し、少なくとも約10ミクロン、20ミクロン、30ミクロ
ン、40ミクロン、50ミクロン、70ミクロン、または100
ミクロンでさえものデニューデッドゾーンの深さを得る
ことができる。重要なことに、デニューデッドゾーンの
深さは、本質的には、電子デバイス製造プロセスの細部
に依存せず、さらに、従来的に実施される酸素の外方拡
散（out−diffusion）に依存しない。
15および15'の前表面および後表面からのそれぞれの深
さｔ、t'は、主として、結晶格子の空孔がシリコン中で
比較的移動し得る温度範囲への冷却速度の関数である。
一般に、深さｔ、t'は、冷却速度の低下とともに増加
し、少なくとも約10ミクロン、20ミクロン、30ミクロ
ン、40ミクロン、50ミクロン、70ミクロン、または100
ミクロンでさえものデニューデッドゾーンの深さを得る
ことができる。重要なことに、デニューデッドゾーンの
深さは、本質的には、電子デバイス製造プロセスの細部
に依存せず、さらに、従来的に実施される酸素の外方拡
散（out−diffusion）に依存しない。
本発明のプロセスにおいて用いられる急速熱処理によ
って、少量の酸素がウエハの前表面および後表面から外
方拡散し得る一方で、外方拡散の量は、デニューデッド
ゾーンの生成に関する従来のプロセスで観測される量よ
りも著しく少ない。結果として、本発明の理想的な析出
ウエハは、シリコン表面からの距離を関数とする実質的
に均一な格子間酸素濃度を有する。例えば、酸素析出熱
処理を行う前に、ウエハは、実質的に均一な格子間酸素
濃度を、ウエハの中心からウエハ表面の約15ミクロン以
内のウエハ領域まで、より好ましくは、シリコンの中心
からウエハ表面の約10ミクロン以内のウエハ領域まで、
さらにより好ましくは、シリコンの中心からウエハ表面
の約５ミクロン以内のウエハ領域まで、最も好ましく
は、シリコンの中心からウエハ表面の約３ミクロン以内
のウエハ領域までに有する。本明細書において、実質的
に均一な酸素濃度は、酸素濃度の分散が、約50％未満で
あり、好ましくは約20％未満であり、最も好ましくは約
10％未満であることを意味するものとする。
って、少量の酸素がウエハの前表面および後表面から外
方拡散し得る一方で、外方拡散の量は、デニューデッド
ゾーンの生成に関する従来のプロセスで観測される量よ
りも著しく少ない。結果として、本発明の理想的な析出
ウエハは、シリコン表面からの距離を関数とする実質的
に均一な格子間酸素濃度を有する。例えば、酸素析出熱
処理を行う前に、ウエハは、実質的に均一な格子間酸素
濃度を、ウエハの中心からウエハ表面の約15ミクロン以
内のウエハ領域まで、より好ましくは、シリコンの中心
からウエハ表面の約10ミクロン以内のウエハ領域まで、
さらにより好ましくは、シリコンの中心からウエハ表面
の約５ミクロン以内のウエハ領域まで、最も好ましく
は、シリコンの中心からウエハ表面の約３ミクロン以内
のウエハ領域までに有する。本明細書において、実質的
に均一な酸素濃度は、酸素濃度の分散が、約50％未満で
あり、好ましくは約20％未満であり、最も好ましくは約
10％未満であることを意味するものとする。
典型的には、酸素析出熱処理により、実質量の酸素
は、加熱処理されたウエハから外方拡散しない。結果と
して、ウエハ表面から数ミクロンを超える距離にあるデ
ニューデッドゾーンの格子間酸素濃度は、析出熱処理の
結果として大きく変化しない。例えば、ウエハのデニュ
ーデッドゾーンが、シリコン表面と、前表面から中央面
に向かって測定される距離D1（これは少なくとも約10ミ
クロンである）との間の領域からなる場合、D1の1/2に
等しいシリコン表面からの距離にあるデニューデッドゾ
ーン内のある１点での酸素濃度は、典型的には、デニュ
ーデッドゾーン内の任意の場所での格子間酸素濃度の最
大濃度の少なくとも約75％である。いくつかの酸素析出
熱処理に関して、この位置での格子間酸素濃度は、それ
よりも大きく、すなわち、デニューデッドゾーン内の任
意の場所での最大酸素濃度の少なくとも85％または90％
であり、あるいはその95％でさえある。
は、加熱処理されたウエハから外方拡散しない。結果と
して、ウエハ表面から数ミクロンを超える距離にあるデ
ニューデッドゾーンの格子間酸素濃度は、析出熱処理の
結果として大きく変化しない。例えば、ウエハのデニュ
ーデッドゾーンが、シリコン表面と、前表面から中央面
に向かって測定される距離D1（これは少なくとも約10ミ
クロンである）との間の領域からなる場合、D1の1/2に
等しいシリコン表面からの距離にあるデニューデッドゾ
ーン内のある１点での酸素濃度は、典型的には、デニュ
ーデッドゾーン内の任意の場所での格子間酸素濃度の最
大濃度の少なくとも約75％である。いくつかの酸素析出
熱処理に関して、この位置での格子間酸素濃度は、それ
よりも大きく、すなわち、デニューデッドゾーン内の任
意の場所での最大酸素濃度の少なくとも85％または90％
であり、あるいはその95％でさえある。
本発明の第２の実施形態において、窒化物非形成性の
雰囲気が、第１の実施形態の加熱（急速熱アニーリン
グ）工程および冷却工程において使用される窒化物形成
性の雰囲気の代わりに使用される。適切な窒化物非形成
性の雰囲気には、アルゴン、ヘリウム、ネオン、二酸化
炭素および他のそのような非酸化性で窒化物非形成性の
元素ガスおよび化合物ガス、あるいはそのようなガスの
混合物が含まれる。このような窒化物非形成性の雰囲気
は、窒化物形成性の雰囲気と同様に、比較的低い分圧の
酸素、すなわち、0.01atm（10,000ppma）未満、より好
ましくは0.005atm（5,000ppma）未満、より好ましくは
0.002atm（2,000ppma）未満、最も好ましくは0.001atm
（1,000ppma）未満の分圧の酸素を含有することができ
る。
雰囲気が、第１の実施形態の加熱（急速熱アニーリン
グ）工程および冷却工程において使用される窒化物形成
性の雰囲気の代わりに使用される。適切な窒化物非形成
性の雰囲気には、アルゴン、ヘリウム、ネオン、二酸化
炭素および他のそのような非酸化性で窒化物非形成性の
元素ガスおよび化合物ガス、あるいはそのようなガスの
混合物が含まれる。このような窒化物非形成性の雰囲気
は、窒化物形成性の雰囲気と同様に、比較的低い分圧の
酸素、すなわち、0.01atm（10,000ppma）未満、より好
ましくは0.005atm（5,000ppma）未満、より好ましくは
0.002atm（2,000ppma）未満、最も好ましくは0.001atm
（1,000ppma）未満の分圧の酸素を含有することができ
る。
本発明の第３の実施形態において、工程S1（熱酸化工
程）は省略され、出発ウエハは、自然の酸化物層のみを
有する。しかし、そのようなウエハが窒素雰囲気中でア
ニーリング処理されると、その効果は、自然の酸化物層
よりも厚い酸化物層（「増分化酸化物層」）を有するウ
エハが窒素中でアニーリング処理されたときに認められ
る効果とは異なる。増分化酸化物層を含有するウエハを
窒素雰囲気中でアニーリング処理したとき、空孔濃度の
実質的に均一な増加が、アニーリング温度に達した直後
ではないとしても、その近くにおいてウエハ全体で達成
される；さらに、空孔濃度は、所与のアニーリング温度
でのアニーリング時間の関数として大きく増大しないよ
うである。しかし、ウエハが自然の酸化物層しか有さ
ず、ウエハの前表面および後表面が窒素中でアニーリン
グ処理される場合、得られるウエハは、ウエハの断面に
関して、ほぼ「Ｕ字型」の空孔濃度（数密度）特性を有
する；すなわち、最大濃度が前表面および後表面の数ミ
クロン以内のところに存在し、比較的一定したそれより
も低い濃度がウエハバルク全体に存在する。ウエハバル
クにおけるその最少濃度は、初期には、増分化酸化物層
を有するウエハで得られる濃度にほぼ等しい。さらに、
アニーリング時間を増大させると、自然の酸化物層のみ
を有するウエハにおける空孔濃度は増加する。
程）は省略され、出発ウエハは、自然の酸化物層のみを
有する。しかし、そのようなウエハが窒素雰囲気中でア
ニーリング処理されると、その効果は、自然の酸化物層
よりも厚い酸化物層（「増分化酸化物層」）を有するウ
エハが窒素中でアニーリング処理されたときに認められ
る効果とは異なる。増分化酸化物層を含有するウエハを
窒素雰囲気中でアニーリング処理したとき、空孔濃度の
実質的に均一な増加が、アニーリング温度に達した直後
ではないとしても、その近くにおいてウエハ全体で達成
される；さらに、空孔濃度は、所与のアニーリング温度
でのアニーリング時間の関数として大きく増大しないよ
うである。しかし、ウエハが自然の酸化物層しか有さ
ず、ウエハの前表面および後表面が窒素中でアニーリン
グ処理される場合、得られるウエハは、ウエハの断面に
関して、ほぼ「Ｕ字型」の空孔濃度（数密度）特性を有
する；すなわち、最大濃度が前表面および後表面の数ミ
クロン以内のところに存在し、比較的一定したそれより
も低い濃度がウエハバルク全体に存在する。ウエハバル
クにおけるその最少濃度は、初期には、増分化酸化物層
を有するウエハで得られる濃度にほぼ等しい。さらに、
アニーリング時間を増大させると、自然の酸化物層のみ
を有するウエハにおける空孔濃度は増加する。
実験的な証拠により、自然の酸化物層のみを有するウ
エハの挙動と、増分化酸化物層を有するウエハの挙動と
の違いは、分子状酸素または他の酸化性ガスを雰囲気に
含むことによって回避できることがさらに示唆される。
言い換えれば、自然の酸化物のみを有するウエハが低い
酸素分圧を含有する窒素雰囲気中でアニーリング処理さ
れた場合、ウエハは、増分化酸化物層を有するウエハと
同じように挙動する。何らかの理論にとらわれるもので
はないが、厚さが自然の酸化物層よりも大きい表面酸化
物層は、シリコンの窒化物形成を阻害する遮蔽物として
役立つようである。従って、このような酸化物層は、出
発ウエハの表面に存在し得るか、またはアニーリング工
程中において増分化酸化物層を成長させることによって
処理中にその場で形成させることができる。
エハの挙動と、増分化酸化物層を有するウエハの挙動と
の違いは、分子状酸素または他の酸化性ガスを雰囲気に
含むことによって回避できることがさらに示唆される。
言い換えれば、自然の酸化物のみを有するウエハが低い
酸素分圧を含有する窒素雰囲気中でアニーリング処理さ
れた場合、ウエハは、増分化酸化物層を有するウエハと
同じように挙動する。何らかの理論にとらわれるもので
はないが、厚さが自然の酸化物層よりも大きい表面酸化
物層は、シリコンの窒化物形成を阻害する遮蔽物として
役立つようである。従って、このような酸化物層は、出
発ウエハの表面に存在し得るか、またはアニーリング工
程中において増分化酸化物層を成長させることによって
処理中にその場で形成させることができる。
従って、本発明により、急速熱アニーリング工程にお
ける雰囲気は、好ましくは、少なくとも約0.0001atm（1
00ppma）の分圧、より好ましくは少なくとも約0.0002at
m（200ppma）の分圧を含む。しかし、前記の理由のため
に、酸素分圧は、好ましくは、0.01atm（10,000ppma）
を超えず、より好ましくは0.005atm（5,000ppma）未満
であり、なおより好ましくは0.002atm（2,000ppma）未
満であり、最も好ましくは0.001atm（1,000ppma）未満
である。
ける雰囲気は、好ましくは、少なくとも約0.0001atm（1
00ppma）の分圧、より好ましくは少なくとも約0.0002at
m（200ppma）の分圧を含む。しかし、前記の理由のため
に、酸素分圧は、好ましくは、0.01atm（10,000ppma）
を超えず、より好ましくは0.005atm（5,000ppma）未満
であり、なおより好ましくは0.002atm（2,000ppma）未
満であり、最も好ましくは0.001atm（1,000ppma）未満
である。
本発明の他の実施形態において、ウエハの前表面およ
び後表面は、異なる雰囲気に曝すことができる。その雰
囲気のそれぞれは、１つまたは複数の窒化物形成性ガス
または窒化物非形成性ガスを含有することができる。例
えば、前表面が窒化物非形成性のガスに曝されながら、
ウエハの後表面は窒化物形成性のガスに曝すことができ
る。あるいは、多数のウエハ（例えば、２枚、３枚また
はそれ以上のウエハ）を、面を向かい合わせに配置して
積み重ねたままで同時にアニーリング処理することがで
きる；この方法でアニーリング処理されたとき、向かい
合って接触している面は、アニーリング処理中において
雰囲気から機械的に遮蔽される。あるいは、急速熱アニ
ーリング工程において使用される雰囲気およびウエハの
所望の酸素析出特性に依存して、酸化物層を、デニュー
デッドゾーンが所望されるウエハ面、例えば、ウエハの
前表面３のみに形成させることができる（図１を参照の
こと）。
び後表面は、異なる雰囲気に曝すことができる。その雰
囲気のそれぞれは、１つまたは複数の窒化物形成性ガス
または窒化物非形成性ガスを含有することができる。例
えば、前表面が窒化物非形成性のガスに曝されながら、
ウエハの後表面は窒化物形成性のガスに曝すことができ
る。あるいは、多数のウエハ（例えば、２枚、３枚また
はそれ以上のウエハ）を、面を向かい合わせに配置して
積み重ねたままで同時にアニーリング処理することがで
きる；この方法でアニーリング処理されたとき、向かい
合って接触している面は、アニーリング処理中において
雰囲気から機械的に遮蔽される。あるいは、急速熱アニ
ーリング工程において使用される雰囲気およびウエハの
所望の酸素析出特性に依存して、酸化物層を、デニュー
デッドゾーンが所望されるウエハ面、例えば、ウエハの
前表面３のみに形成させることができる（図１を参照の
こと）。
本発明のプロセスに関する出発材料は、研磨されたシ
リコンウエハ、あるいはラップ処理およびエッチングが
行われた非研磨のシリコンウエハであり得る。さらに、
ウエハは、優勢な真性点欠陥として空孔または自己格子
間原子の点欠陥を有し得る。例えば、ウエハは、中心か
ら縁まで空孔が優勢に存在するか、中心から縁まで自己
格子間原子が優勢に存在するか、あるいは、軸対称的な
環状の自己格子間原子優勢材によって囲まれた空孔優勢
材の中心コアを含有し得る。
リコンウエハ、あるいはラップ処理およびエッチングが
行われた非研磨のシリコンウエハであり得る。さらに、
ウエハは、優勢な真性点欠陥として空孔または自己格子
間原子の点欠陥を有し得る。例えば、ウエハは、中心か
ら縁まで空孔が優勢に存在するか、中心から縁まで自己
格子間原子が優勢に存在するか、あるいは、軸対称的な
環状の自己格子間原子優勢材によって囲まれた空孔優勢
材の中心コアを含有し得る。
より詳細には、次に図15を参照して、そのようなウエ
ハは、チョクラルスキー法に従って成長させた単結晶シ
リコンインゴット100から得ることができる。この単結
晶シリコンインゴットは、中心軸120、シードコーン（s
eed−cone）140、エンドコーン（end−cone）160、およ
びシードコーンとエンドコーンとの間の直径一定部分18
0を含む。直径一定部分は、周囲縁200を有し、そして中
心軸120から周囲縁200まで拡がる半径40を有する。さら
に、インゴットは自己格子間原子優勢材60の軸対称領域
を含有することができ、これは、凝集した真性点欠陥を
実質的に含まず、空孔優勢材80の一般にはシリンダー状
領域を囲む。空孔優勢材80の一部またはすべても、同様
に、凝集した真性点欠陥を実質的に含まない；あるい
は、自己格子間原子優勢領域60は中心から縁まで拡がり
得るか、または空孔優勢領域80は中心から縁まで拡がり
得る。
ハは、チョクラルスキー法に従って成長させた単結晶シ
リコンインゴット100から得ることができる。この単結
晶シリコンインゴットは、中心軸120、シードコーン（s
eed−cone）140、エンドコーン（end−cone）160、およ
びシードコーンとエンドコーンとの間の直径一定部分18
0を含む。直径一定部分は、周囲縁200を有し、そして中
心軸120から周囲縁200まで拡がる半径40を有する。さら
に、インゴットは自己格子間原子優勢材60の軸対称領域
を含有することができ、これは、凝集した真性点欠陥を
実質的に含まず、空孔優勢材80の一般にはシリンダー状
領域を囲む。空孔優勢材80の一部またはすべても、同様
に、凝集した真性点欠陥を実質的に含まない；あるい
は、自己格子間原子優勢領域60は中心から縁まで拡がり
得るか、または空孔優勢領域80は中心から縁まで拡がり
得る。
１つの実施形態において、軸対称領域90は、V/I境界2
0から軸120まで拡がる半径40に沿って測定される幅を有
する。この領域は、少なくとも15mmの幅を有し、好まし
くは、インゴットの直径一定部分の半径の少なくとも約
7.5％、より好ましくは少なくとも約15％、さらにより
好ましくは少なくとも約25％、最も好ましくは少なくと
も約50％の幅を有する。特に好ましい実施形態におい
て、軸対称領域90はインゴットの軸120を含み、すなわ
ち、軸対称領域90および一般にはシリンダー状の領域80
は一致する。言い換えれば、インゴット100は、空孔優
勢材80の一般にはシリンダー状領域を含み、その少なく
とも一部は、凝集した欠陥を含まない。さらに、軸対称
領域90は、インゴットの直径一定部分の長さの少なくと
も約20％、好ましくは少なくとも約40％、より好ましく
は少なくとも約60％、さらにより好ましくは少なくとも
約80％の長さにわたって拡がる。
0から軸120まで拡がる半径40に沿って測定される幅を有
する。この領域は、少なくとも15mmの幅を有し、好まし
くは、インゴットの直径一定部分の半径の少なくとも約
7.5％、より好ましくは少なくとも約15％、さらにより
好ましくは少なくとも約25％、最も好ましくは少なくと
も約50％の幅を有する。特に好ましい実施形態におい
て、軸対称領域90はインゴットの軸120を含み、すなわ
ち、軸対称領域90および一般にはシリンダー状の領域80
は一致する。言い換えれば、インゴット100は、空孔優
勢材80の一般にはシリンダー状領域を含み、その少なく
とも一部は、凝集した欠陥を含まない。さらに、軸対称
領域90は、インゴットの直径一定部分の長さの少なくと
も約20％、好ましくは少なくとも約40％、より好ましく
は少なくとも約60％、さらにより好ましくは少なくとも
約80％の長さにわたって拡がる。
別の実施形態において、そのようなウエハは、軸対称
領域60を含む単結晶シリコンインゴット100から得るこ
とができる。軸対称領域60は、周囲縁200から中心軸120
に向かって半径方向に内側に測定される幅220を一般に
有し、この幅は、インゴットの直径一定部分の半径の少
なくとも約30％であり、いくつかの実施形態において
は、その少なくとも約40％であり、あるいは少なくとも
約60％であり、あるいは少なくとも約80％でさえある。
さらに、軸対称領域は、一般に、インゴットの直径一定
部分の長さの少なくとも約20％、好ましくは少なくとも
約40％、より好ましくは少なくとも約60％、さらにより
好ましくは少なくとも約80％の長さ260にわたって拡が
る。
領域60を含む単結晶シリコンインゴット100から得るこ
とができる。軸対称領域60は、周囲縁200から中心軸120
に向かって半径方向に内側に測定される幅220を一般に
有し、この幅は、インゴットの直径一定部分の半径の少
なくとも約30％であり、いくつかの実施形態において
は、その少なくとも約40％であり、あるいは少なくとも
約60％であり、あるいは少なくとも約80％でさえある。
さらに、軸対称領域は、一般に、インゴットの直径一定
部分の長さの少なくとも約20％、好ましくは少なくとも
約40％、より好ましくは少なくとも約60％、さらにより
好ましくは少なくとも約80％の長さ260にわたって拡が
る。
エピタキシャル層が理想的な析出ウエハに堆積し得る
場合、本発明のプロセスをエピタキシャル堆積の前また
はその後に行うことができる。本発明のプロセスがその
前に行われる場合、本発明のプロセスの後でエピタキシ
ャル堆積の前において酸素析出物核形成中心を安定化さ
せることが望ましいことがあり得る。本発明のプロセス
がその後で行われる場合、本発明のプロセスによって必
要とされる冷却速度が達成され得るならば、エピタキシ
ャル堆積の直後にエピタキシャル反応炉で本発明のプロ
セスを行うことが望ましいことであり得る。
場合、本発明のプロセスをエピタキシャル堆積の前また
はその後に行うことができる。本発明のプロセスがその
前に行われる場合、本発明のプロセスの後でエピタキシ
ャル堆積の前において酸素析出物核形成中心を安定化さ
せることが望ましいことがあり得る。本発明のプロセス
がその後で行われる場合、本発明のプロセスによって必
要とされる冷却速度が達成され得るならば、エピタキシ
ャル堆積の直後にエピタキシャル反応炉で本発明のプロ
セスを行うことが望ましいことであり得る。
単結晶シリコンにおける結晶格子の空孔の測定は、白
金拡散分析によって行うことができる。一般的には、白
金をサンプルに堆積させ、水平表面に拡散させる。この
時の拡散時間および拡散温度は、フランク−ターンブル
（Frank−Turnbull）機構によって白金の拡散が支配さ
れるように選択されることが好ましいが、これは、白金
原子による空孔のデコレーション（decoration）の定常
状態に到達するのに充分である。本発明に関して典型的
な空孔濃度を有するウエハに関して、730℃で20分間の
拡散時間および拡散温度を使用することができるが、よ
り精確な分析は、それよりも低い温度で、例えば、約68
0℃で得ることができるようである。さらに、ケイ化物
形成過程によると考えられる影響を最小限にするため
に、白金堆積法によって、好ましくは、１つよりも少な
い単層の表面濃度が得られる。白金拡散技法は他の場所
に記載されている：例えば、Jacob他、J.Appl.Phys.、
第82巻、182頁（1997）;ZimmermannおよびRyssel、「非
平衡条件下のシリコンにおける白金拡散のモデル化」、
J.Electrochemical Society、第139巻、256頁（1992）;
Zimmermann、Goesele、SeilenthalおよびEichiner、
「シリコンにおける空孔濃度のウエハマッピング」、Jo
urnal of Crystal Growth、第129巻、582頁（1993）;Zi
mmermannおよびFalster、「チョクラルスキーシリコン
の初期段階における酸素析出物の核形成の検討」、App
l.Phys.Lett.、第60巻、3250頁（1992）;Zimmermannお
よびRyssel、Appl.Phys.A、第55巻、121頁（1992）。
金拡散分析によって行うことができる。一般的には、白
金をサンプルに堆積させ、水平表面に拡散させる。この
時の拡散時間および拡散温度は、フランク−ターンブル
（Frank−Turnbull）機構によって白金の拡散が支配さ
れるように選択されることが好ましいが、これは、白金
原子による空孔のデコレーション（decoration）の定常
状態に到達するのに充分である。本発明に関して典型的
な空孔濃度を有するウエハに関して、730℃で20分間の
拡散時間および拡散温度を使用することができるが、よ
り精確な分析は、それよりも低い温度で、例えば、約68
0℃で得ることができるようである。さらに、ケイ化物
形成過程によると考えられる影響を最小限にするため
に、白金堆積法によって、好ましくは、１つよりも少な
い単層の表面濃度が得られる。白金拡散技法は他の場所
に記載されている：例えば、Jacob他、J.Appl.Phys.、
第82巻、182頁（1997）;ZimmermannおよびRyssel、「非
平衡条件下のシリコンにおける白金拡散のモデル化」、
J.Electrochemical Society、第139巻、256頁（1992）;
Zimmermann、Goesele、SeilenthalおよびEichiner、
「シリコンにおける空孔濃度のウエハマッピング」、Jo
urnal of Crystal Growth、第129巻、582頁（1993）;Zi
mmermannおよびFalster、「チョクラルスキーシリコン
の初期段階における酸素析出物の核形成の検討」、App
l.Phys.Lett.、第60巻、3250頁（1992）;Zimmermannお
よびRyssel、Appl.Phys.A、第55巻、121頁（1992）。
軸対称領域を含有する単結晶シリコンの調製
今日までの実験的証拠に基づいて、真性点欠陥の種類
および初期濃度を、インゴットが凝固温度（すなわち、
約1410℃）から1300℃よりも高い温度（すなわち、少な
くとも約1325℃、あるいは少なくとも約1350℃、あるい
は少なくとも約1375℃でさえもの温度）に冷却されると
きに最初に決定した。すなわち、このような欠陥の種類
および初期濃度は、比v/G0によって制御される（ｖは成
長速度であり、G0はこの温度範囲での平均軸温度勾配で
ある）。
および初期濃度を、インゴットが凝固温度（すなわち、
約1410℃）から1300℃よりも高い温度（すなわち、少な
くとも約1325℃、あるいは少なくとも約1350℃、あるい
は少なくとも約1375℃でさえもの温度）に冷却されると
きに最初に決定した。すなわち、このような欠陥の種類
および初期濃度は、比v/G0によって制御される（ｖは成
長速度であり、G0はこの温度範囲での平均軸温度勾配で
ある）。
図11を参照して、v/G0値の増加に関して、漸減的な自
己格子間原子優勢成長から漸増的な空孔優勢成長への転
移がv/G0の臨界値の近くで生じる。この臨界値は、現在
入手できる情報に基づき、約2.1×10-5cm2/sKであるよ
うである。この場合、G0は、軸温度勾配が上記の温度範
囲内で一定である条件下で測定される。この臨界値にお
いて、これらの真性点欠陥の濃度は平衡している。
己格子間原子優勢成長から漸増的な空孔優勢成長への転
移がv/G0の臨界値の近くで生じる。この臨界値は、現在
入手できる情報に基づき、約2.1×10-5cm2/sKであるよ
うである。この場合、G0は、軸温度勾配が上記の温度範
囲内で一定である条件下で測定される。この臨界値にお
いて、これらの真性点欠陥の濃度は平衡している。
v/G0値が臨界値を超えると、空孔濃度は増加する。同
様に、v/G0値が臨界値よりも小さくなると、自己格子間
原子濃度は増加する。これらの濃度が系の臨界的な過飽
和レベルに達する場合、および点欠陥の移動性が充分に
高い場合、反応または凝集事象が生じ得る。シリコンに
おいて凝集した真性点欠陥の濃度は、複雑な高集積度回
路の製造における材料の予想される収量に重大な影響を
与え得る。
様に、v/G0値が臨界値よりも小さくなると、自己格子間
原子濃度は増加する。これらの濃度が系の臨界的な過飽
和レベルに達する場合、および点欠陥の移動性が充分に
高い場合、反応または凝集事象が生じ得る。シリコンに
おいて凝集した真性点欠陥の濃度は、複雑な高集積度回
路の製造における材料の予想される収量に重大な影響を
与え得る。
本発明により、シリコンマトリックス内の空孔が反応
して、凝集した空孔欠陥を生成する反応、およびシリコ
ンマトリックス内の自己格子間原子が反応して、凝集し
た格子間原子欠陥を生成する反応が抑制され得ることが
発見された。何らかの特定の理論にとらわれるものでは
ないが、空孔および自己格子間原子の濃度は、本発明の
プロセスにおいて結晶インゴットの成長および冷却が行
われている間においては、系の自由エネルギーの変化
が、凝集反応が自発的に起こり、凝集した空孔欠陥また
は格子間原子欠陥が生成する臨界値を決して超えないよ
うに制御されていると考えられる。
して、凝集した空孔欠陥を生成する反応、およびシリコ
ンマトリックス内の自己格子間原子が反応して、凝集し
た格子間原子欠陥を生成する反応が抑制され得ることが
発見された。何らかの特定の理論にとらわれるものでは
ないが、空孔および自己格子間原子の濃度は、本発明の
プロセスにおいて結晶インゴットの成長および冷却が行
われている間においては、系の自由エネルギーの変化
が、凝集反応が自発的に起こり、凝集した空孔欠陥また
は格子間原子欠陥が生成する臨界値を決して超えないよ
うに制御されていると考えられる。
一般に、単結晶シリコンにおいて、凝集した空孔欠陥
が空孔の点欠陥から形成される反応、または凝集した格
子間原子欠陥が自己格子間原子から形成される反応を駆
動させるために利用可能な系の自由エネルギーの変化
は、下記の式（１）によって支配される： ［上式において、 ΔＧV/Iは、凝集した空孔欠陥を形成する反応、また
は格子間原子欠陥を形成する反応に関する自由エネルギ
ーの変化であり、 ｋは、ボルツマン定数であり、 Ｔは、Ｋ単位での温度であり、 ［V/I］は、単結晶シリコンにおける空間および時間
の１点において適用される空孔または格子間原子の濃度
であり、 ［V/I］eqは、［V/I］が存在する空間および時間にお
ける同じ点において、温度Ｔで適用される空孔または格
子間原子の平衡濃度である。］ この式により、空孔の所与濃度［Ｖ］に関して、温度
Ｔが低下すると、一般に、ΔGVは、温度とともに［Ｖ］
eqが急激に低下するために増大する。同様に、格子間原
子の所与濃度［Ｉ］に関して、温度Ｔが低下すると、一
般に、ΔGIは、温度とともに［Ｉ］eqが急激に低下する
ために増大する。
が空孔の点欠陥から形成される反応、または凝集した格
子間原子欠陥が自己格子間原子から形成される反応を駆
動させるために利用可能な系の自由エネルギーの変化
は、下記の式（１）によって支配される： ［上式において、 ΔＧV/Iは、凝集した空孔欠陥を形成する反応、また
は格子間原子欠陥を形成する反応に関する自由エネルギ
ーの変化であり、 ｋは、ボルツマン定数であり、 Ｔは、Ｋ単位での温度であり、 ［V/I］は、単結晶シリコンにおける空間および時間
の１点において適用される空孔または格子間原子の濃度
であり、 ［V/I］eqは、［V/I］が存在する空間および時間にお
ける同じ点において、温度Ｔで適用される空孔または格
子間原子の平衡濃度である。］ この式により、空孔の所与濃度［Ｖ］に関して、温度
Ｔが低下すると、一般に、ΔGVは、温度とともに［Ｖ］
eqが急激に低下するために増大する。同様に、格子間原
子の所与濃度［Ｉ］に関して、温度Ｔが低下すると、一
般に、ΔGIは、温度とともに［Ｉ］eqが急激に低下する
ために増大する。
図12は、ΔGIの変化を模式的に例示し、そしてシリコ
ン自己格子間原子の濃度を抑制するためにいくつかの手
段を同時に用いることなく、凝固温度から冷却されるイ
ンゴットに関するシリコン自己格子間原子の濃度を模式
的に例示する。インゴットが冷えると、ΔGIは、［Ｉ］
の過飽和度が増大するために、式（１）に従って増大
し、凝集した格子間原子欠陥の生成に関するエネルギー
障壁に近づく。冷却が続くと、このエネルギー障壁を事
実上超え、このときに反応が生じる。この反応の結果、
凝集した格子間原子欠陥が生成し、過飽和した系が緩和
されるように、すなわち、［Ｉ］濃度が低下するよう
に、ΔGIの低下が伴う。
ン自己格子間原子の濃度を抑制するためにいくつかの手
段を同時に用いることなく、凝固温度から冷却されるイ
ンゴットに関するシリコン自己格子間原子の濃度を模式
的に例示する。インゴットが冷えると、ΔGIは、［Ｉ］
の過飽和度が増大するために、式（１）に従って増大
し、凝集した格子間原子欠陥の生成に関するエネルギー
障壁に近づく。冷却が続くと、このエネルギー障壁を事
実上超え、このときに反応が生じる。この反応の結果、
凝集した格子間原子欠陥が生成し、過飽和した系が緩和
されるように、すなわち、［Ｉ］濃度が低下するよう
に、ΔGIの低下が伴う。
同様に、空孔濃度を抑制するためにいくつかの手段を
同時に用いることなく、インゴットが凝固温度から冷却
されると、ΔGVは、［Ｖ］の過飽和度が増大するため
に、式（１）に従って増大し、凝集した空孔欠陥の生成
に関するエネルギー障壁に近づく。冷却が続くと、この
エネルギー障壁を事実上超え、このときに反応が生じ
る。この反応の結果、凝集した空孔欠陥が生成し、過飽
和した系が緩和されるように、ΔGVの低下が伴う。
同時に用いることなく、インゴットが凝固温度から冷却
されると、ΔGVは、［Ｖ］の過飽和度が増大するため
に、式（１）に従って増大し、凝集した空孔欠陥の生成
に関するエネルギー障壁に近づく。冷却が続くと、この
エネルギー障壁を事実上超え、このときに反応が生じ
る。この反応の結果、凝集した空孔欠陥が生成し、過飽
和した系が緩和されるように、ΔGVの低下が伴う。
空孔および格子間原子の凝集は、凝集反応が生じる値
よりも小さい値に空孔系および格子間原子系の自由エネ
ルギーを維持することによってインゴットが凝固温度か
ら冷却されると、それぞれ、空孔優勢材および格子間原
子優勢材の領域において回避することができる。すなわ
ち、系は、空孔または格子間原子が臨界的に過飽和に決
してならないように制御することができる。これは、臨
界的な過飽和が決して達成されないように充分に低い
（下記に定義されているようにv/G0（ｒ）によって制御
される）空孔および格子間原子の初期濃度を確立するこ
とによって達成することができる。しかし、実際には、
そのような濃度は、結晶半径の全体を通して達成するこ
とは困難である。従って、一般には、臨界的な過飽和
は、結晶凝固の後に、すなわち、v/G0（ｒ）によって決
定される初期濃度を確立した後に初期の空孔濃度および
初期の格子間原子濃度を抑制することによって回避する
ことができる。
よりも小さい値に空孔系および格子間原子系の自由エネ
ルギーを維持することによってインゴットが凝固温度か
ら冷却されると、それぞれ、空孔優勢材および格子間原
子優勢材の領域において回避することができる。すなわ
ち、系は、空孔または格子間原子が臨界的に過飽和に決
してならないように制御することができる。これは、臨
界的な過飽和が決して達成されないように充分に低い
（下記に定義されているようにv/G0（ｒ）によって制御
される）空孔および格子間原子の初期濃度を確立するこ
とによって達成することができる。しかし、実際には、
そのような濃度は、結晶半径の全体を通して達成するこ
とは困難である。従って、一般には、臨界的な過飽和
は、結晶凝固の後に、すなわち、v/G0（ｒ）によって決
定される初期濃度を確立した後に初期の空孔濃度および
初期の格子間原子濃度を抑制することによって回避する
ことができる。
驚くべきことに、一般的には約10-4cm2/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。
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。
平均軸方向温度勾配G0は、典型的には、チョクラルス
キー法に従って成長する単結晶シリコンに関して、半径
の増大とともに大きくなる。このことは、v/G0値は、典
型的には、インゴットの半径を横切って単一でないこと
を意味する。このような変化の結果として、真性点欠陥
の種類および初期濃度は一定していない。図13および図
14においてV/I境界20と記されているv/G0の臨界値がイ
ンゴットの半径40に沿ったある点で達成される場合、こ
の材料は、空孔優勢から自己格子間原子優勢に変わる。
さらに、インゴットは、自己格子間原子優勢材60（この
場合、シリコンの自己格子間原子の初期濃度は半径の増
大とともに増大する）の軸対称領域を含有し、この領域
は、空孔優勢材80（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。
キー法に従って成長する単結晶シリコンに関して、半径
の増大とともに大きくなる。このことは、v/G0値は、典
型的には、インゴットの半径を横切って単一でないこと
を意味する。このような変化の結果として、真性点欠陥
の種類および初期濃度は一定していない。図13および図
14においてV/I境界20と記されているv/G0の臨界値がイ
ンゴットの半径40に沿ったある点で達成される場合、こ
の材料は、空孔優勢から自己格子間原子優勢に変わる。
さらに、インゴットは、自己格子間原子優勢材60（この
場合、シリコンの自己格子間原子の初期濃度は半径の増
大とともに増大する）の軸対称領域を含有し、この領域
は、空孔優勢材80（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、
自己格子間原子と空孔との再結合のためにV/I境界を半
径方向に内側に移動させる。さらに、自己格子間原子の
結晶表面への半径方向の拡散は、結晶が冷えるときに生
じる。結晶表面は、結晶が冷えるときにほぼ平衡した点
欠陥濃度を維持することができる。点欠陥の半径方向の
拡散は、V/I境界の外側での自己格子間原子の濃度、お
よびV/I境界の内側での空孔の濃度を低下させる傾向が
ある。従って、充分な時間が拡散のために可能であるな
らば、あらゆる場所における空孔および格子間原子の濃
度は、ΔGVおよびΔGIが、空孔の凝集反応および格子間
原子の凝集反応が生じる臨界値よりも小さくなるように
することができる。
れるとき、格子間原子および空孔の半径方向の拡散は、
自己格子間原子と空孔との再結合のためにV/I境界を半
径方向に内側に移動させる。さらに、自己格子間原子の
結晶表面への半径方向の拡散は、結晶が冷えるときに生
じる。結晶表面は、結晶が冷えるときにほぼ平衡した点
欠陥濃度を維持することができる。点欠陥の半径方向の
拡散は、V/I境界の外側での自己格子間原子の濃度、お
よびV/I境界の内側での空孔の濃度を低下させる傾向が
ある。従って、充分な時間が拡散のために可能であるな
らば、あらゆる場所における空孔および格子間原子の濃
度は、ΔGVおよびΔGIが、空孔の凝集反応および格子間
原子の凝集反応が生じる臨界値よりも小さくなるように
することができる。
再度、図15を参照して、成長速度ｖ、平均軸温度勾配
G0および冷却速度を含む結晶成長条件は、好ましくは、
前記の単結晶シリコンインゴット100が生成するように
抑制される。これらの条件は、好ましくは、格子間原子
優勢材60の軸対称領域および空孔優勢材80の一般にはシ
リンダー状領域が生成するように制御される。これらの
領域は、凝集した真性点欠陥を含まない材料90の軸対称
領域を含有してもよく、あるいは含有しなくてもよい。
軸対称領域90が存在する場合、軸対称領域90は、前記の
ように変化し得る幅を有する；同様に、軸対称領域60が
存在する場合、軸対称領域60も同様に、前記のように変
化し得る幅を有する。
G0および冷却速度を含む結晶成長条件は、好ましくは、
前記の単結晶シリコンインゴット100が生成するように
抑制される。これらの条件は、好ましくは、格子間原子
優勢材60の軸対称領域および空孔優勢材80の一般にはシ
リンダー状領域が生成するように制御される。これらの
領域は、凝集した真性点欠陥を含まない材料90の軸対称
領域を含有してもよく、あるいは含有しなくてもよい。
軸対称領域90が存在する場合、軸対称領域90は、前記の
ように変化し得る幅を有する；同様に、軸対称領域60が
存在する場合、軸対称領域60も同様に、前記のように変
化し得る幅を有する。
軸対称領域60および90の幅は、中心軸120の長さに沿
っていくらかの変化を有し得る。従って、所与の長さの
軸対称領域に関して、軸対称領域60の幅220は、インゴ
ット100の周囲縁200から半径方向に、中心軸から最も離
れた点に向かって距離を測定することによって決定され
る。すなわち、その幅は、軸対称領域60の所与の長さに
おける最少の距離を決定するように測定される。同様
に、軸対称領域90の幅は、V/I境界20から半径方向に、
中心軸120から最も離れた点に向かって距離を測定する
ことによって決定される。すなわち、その幅は、軸対称
領域90の所与の長さにおける最少の距離を決定するよう
に測定される。
っていくらかの変化を有し得る。従って、所与の長さの
軸対称領域に関して、軸対称領域60の幅220は、インゴ
ット100の周囲縁200から半径方向に、中心軸から最も離
れた点に向かって距離を測定することによって決定され
る。すなわち、その幅は、軸対称領域60の所与の長さに
おける最少の距離を決定するように測定される。同様
に、軸対称領域90の幅は、V/I境界20から半径方向に、
中心軸120から最も離れた点に向かって距離を測定する
ことによって決定される。すなわち、その幅は、軸対称
領域90の所与の長さにおける最少の距離を決定するよう
に測定される。
（前記のように定義される）成長速度ｖおよび平均軸
温度勾配G0は、典型的には、比v/G0が、v/G0臨界値の約
0.5倍〜約2.5倍の値の範囲であるように制御される（す
なわち、v/G0臨界値に関して現在入手可能な情報に基づ
き、約１×10-5cm2/sK〜約５×10-5cm2/sK）。この比v/
G0は、好ましくは、v/G0臨界値の約0.6倍〜約1.5倍の値
の範囲である（すなわち、v/G0臨界値に関して現在入手
可能な情報に基づき、約1.3×10-5cm2/sK〜約３×10-5c
m2/sK）。この比v/G0は、最も好ましくは、v/G0臨界値
の約0.75倍〜約1.25倍の値の範囲である（すなわち、v/
G0臨界値に関して現在入手可能な情報に基づき、約1.6
×10-5cm2/sK〜約2.1×10-5cm2/sK）。１つの特に好ま
しい実施形態において、軸対称領域80におけるv/G0は、
v/G0臨界値と、v/G0臨界値の1.1倍との間に含まれる値
を有する。別の特に好ましい実施形態において、軸対称
領域60におけるv/G0は、v/G0臨界値の約0.75倍と、v/G0
臨界値との間に含まれる値を有する。
温度勾配G0は、典型的には、比v/G0が、v/G0臨界値の約
0.5倍〜約2.5倍の値の範囲であるように制御される（す
なわち、v/G0臨界値に関して現在入手可能な情報に基づ
き、約１×10-5cm2/sK〜約５×10-5cm2/sK）。この比v/
G0は、好ましくは、v/G0臨界値の約0.6倍〜約1.5倍の値
の範囲である（すなわち、v/G0臨界値に関して現在入手
可能な情報に基づき、約1.3×10-5cm2/sK〜約３×10-5c
m2/sK）。この比v/G0は、最も好ましくは、v/G0臨界値
の約0.75倍〜約1.25倍の値の範囲である（すなわち、v/
G0臨界値に関して現在入手可能な情報に基づき、約1.6
×10-5cm2/sK〜約2.1×10-5cm2/sK）。１つの特に好ま
しい実施形態において、軸対称領域80におけるv/G0は、
v/G0臨界値と、v/G0臨界値の1.1倍との間に含まれる値
を有する。別の特に好ましい実施形態において、軸対称
領域60におけるv/G0は、v/G0臨界値の約0.75倍と、v/G0
臨界値との間に含まれる値を有する。
軸対称領域60または90の幅を最大にするためには、イ
ンゴットを凝固温度から、約1050℃を超える温度にま
で、下記の時間をかけて冷却することが好ましい：
（ｉ）150mmの公称直径のシリコン結晶に関して、少な
くとも約５時間、好ましくは少なくとも約10時間、より
好ましくは少なくとも約15時間、（ii）200mmの公称直
径のシリコン結晶に関して、少なくとも約５時間、好ま
しくは少なくとも約10時間、より好ましくは少なくとも
約20時間、さらにより好ましくは少なくとも約25時間、
最も好ましくは少なくとも約30時間、および（iii）200
mm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。
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）200
mm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G0の制御は、結晶引き上げ装置の「ホ
ットゾーン」の設計、すなわち、特に、ヒーター、断熱
材、熱および輻射遮蔽材を作製するグラファイト（また
は、他の材料）の設計を行うことにより達成され得る。
個々の設計は、結晶引き上げ装置の構造および型式に依
存して変化し得るが、一般に、G0は、溶融／固体の界面
での熱移動を制御するためにこの分野で現在知られてい
る任意の手段を使用して行うことができる。このような
手段には、反射材、輻射遮蔽材、パージ管、光パイプお
よびヒーターが含まれる。一般に、G0の半径方向の変化
は、そのような装置を溶融／固体の界面上方の約１結晶
直径以内に配置することによって最小にされる。G0は、
メルト（溶融物）および結晶に対して、装置の位置を調
節することによってさらに制御することができる。これ
は、ホットゾーンにおける装置の位置を調節することに
よって、あるいはホットゾーンにおける溶融表面の位置
を調節することによって達成される。さらに、ヒーター
が用いられる場合、G0は、ヒーターに供給される出力を
調節することによってさらに調節することができる。こ
れらの方法のいずれかまたはすべてを、溶融容量がその
プロセスの間になくなる回分式のチョクラルスキープロ
セスを行っているときに使用することができる。
ットゾーン」の設計、すなわち、特に、ヒーター、断熱
材、熱および輻射遮蔽材を作製するグラファイト（また
は、他の材料）の設計を行うことにより達成され得る。
個々の設計は、結晶引き上げ装置の構造および型式に依
存して変化し得るが、一般に、G0は、溶融／固体の界面
での熱移動を制御するためにこの分野で現在知られてい
る任意の手段を使用して行うことができる。このような
手段には、反射材、輻射遮蔽材、パージ管、光パイプお
よびヒーターが含まれる。一般に、G0の半径方向の変化
は、そのような装置を溶融／固体の界面上方の約１結晶
直径以内に配置することによって最小にされる。G0は、
メルト（溶融物）および結晶に対して、装置の位置を調
節することによってさらに制御することができる。これ
は、ホットゾーンにおける装置の位置を調節することに
よって、あるいはホットゾーンにおける溶融表面の位置
を調節することによって達成される。さらに、ヒーター
が用いられる場合、G0は、ヒーターに供給される出力を
調節することによってさらに調節することができる。こ
れらの方法のいずれかまたはすべてを、溶融容量がその
プロセスの間になくなる回分式のチョクラルスキープロ
セスを行っているときに使用することができる。
平均軸温度勾配G0が、インゴットの直径の関数として
比較的一定していることは本発明のいくつかの実施形態
に一般に好ましいことである。しかし、ホットゾーン機
構はG0の変化を最小にするように改善されるので、一定
の成長速度を維持することに伴う機械的な問題はますま
す重要な因子になることに注意しなければならない。こ
のために、成長プロセスは、成長速度ｖにも同様に直接
的な影響を与える引き上げ速度における何らかの変化に
対してより一層敏感になる。プロセス制御に関して、こ
れは、インゴットの半径において異なるG0値を有するこ
とが好ましいことを意味する。しかし、G0値の大きな差
により、ウエハ縁に向かってほぼ増大する自己格子間原
子の大きな濃度が生じ、それにより、凝集した真性点欠
陥の生成を回避することがますます困難になり得る。
比較的一定していることは本発明のいくつかの実施形態
に一般に好ましいことである。しかし、ホットゾーン機
構はG0の変化を最小にするように改善されるので、一定
の成長速度を維持することに伴う機械的な問題はますま
す重要な因子になることに注意しなければならない。こ
のために、成長プロセスは、成長速度ｖにも同様に直接
的な影響を与える引き上げ速度における何らかの変化に
対してより一層敏感になる。プロセス制御に関して、こ
れは、インゴットの半径において異なるG0値を有するこ
とが好ましいことを意味する。しかし、G0値の大きな差
により、ウエハ縁に向かってほぼ増大する自己格子間原
子の大きな濃度が生じ、それにより、凝集した真性点欠
陥の生成を回避することがますます困難になり得る。
前記を参照して、G0の制御には、G0の半径方向の変化
を最小にすることと、好ましいプロセス制御条件の維持
とのバランスが含まれる。従って、典型的には、約１直
径分の結晶長後の引き上げ速度は、約0.2mm/分〜約0.8m
m/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20
0mm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。
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0.8m
m/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20
0mm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。
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℃、または
1050℃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程度に遅い。
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℃、または
1050℃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程度に遅い。
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。
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。
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。
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。
自己格子間原子が移動し得ることが考えられる温度範
囲にインゴットの冷却速度を制御することによって、自
己格子間原子は数倍になり、結晶表面に位置するシンク
に、あるいは空孔優勢領域に拡散することができ、そこ
でそれらは消滅し得る。従って、そのような格子間原子
の濃度は抑制され、凝集事象が生じないように作用す
る。冷却速度を制御することによる格子間原子の拡散係
数（拡散率）の利用は、凝集した欠陥を含まない軸対称
領域を得るために必要とされ得るその他の点での厳しい
v/G0条件を緩和させるように作用する。言い換えれば、
格子間原子を数倍拡散させることを可能にするために、
冷却速度が制御され得るという事実の結果として、臨界
値に対して大きな範囲のv/G0値が、凝集した欠陥を含ま
ない軸対称領域を得るために許容され得る。
囲にインゴットの冷却速度を制御することによって、自
己格子間原子は数倍になり、結晶表面に位置するシンク
に、あるいは空孔優勢領域に拡散することができ、そこ
でそれらは消滅し得る。従って、そのような格子間原子
の濃度は抑制され、凝集事象が生じないように作用す
る。冷却速度を制御することによる格子間原子の拡散係
数（拡散率）の利用は、凝集した欠陥を含まない軸対称
領域を得るために必要とされ得るその他の点での厳しい
v/G0条件を緩和させるように作用する。言い換えれば、
格子間原子を数倍拡散させることを可能にするために、
冷却速度が制御され得るという事実の結果として、臨界
値に対して大きな範囲のv/G0値が、凝集した欠陥を含ま
ない軸対称領域を得るために許容され得る。
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。
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。
従って、そのような欠陥の形成がインゴットのこの下
部領域において生じないようにするためには、インゴッ
トの直径一定部分が、チョクラルスキー法に従って均一
な熱履歴を有することが好ましい。均一な熱履歴は、直
径一定部分の成長を行っているときだけでなく、結晶の
エンドコーンの成長を行っているときにおいて、そして
可能であれば、エンドコーンの成長の後も、比較的一定
した速度でインゴットをシリコン溶融物から引き上げる
ことによって達成することができる。比較的一定の速度
は、例えば、下記により達成することができる：（ｉ）
結晶の直径一定部分の成長を行っているときのるつぼお
よび結晶の回転速度に対して、エンドコーンの成長を行
っているときのるつぼおよび結晶の回転速度を低下させ
ること、および／または（ii）エンドコーンの成長を行
っているときに従来のように供給される出力に対して、
エンドコーンの成長を行っているときにシリコン溶融物
を加熱するために使用されるヒーターに供給される出力
を増加させること。プロセス変数のこれらのさらなる調
整は、個々にあるいは組み合わせて行うことができる。
部領域において生じないようにするためには、インゴッ
トの直径一定部分が、チョクラルスキー法に従って均一
な熱履歴を有することが好ましい。均一な熱履歴は、直
径一定部分の成長を行っているときだけでなく、結晶の
エンドコーンの成長を行っているときにおいて、そして
可能であれば、エンドコーンの成長の後も、比較的一定
した速度でインゴットをシリコン溶融物から引き上げる
ことによって達成することができる。比較的一定の速度
は、例えば、下記により達成することができる：（ｉ）
結晶の直径一定部分の成長を行っているときのるつぼお
よび結晶の回転速度に対して、エンドコーンの成長を行
っているときのるつぼおよび結晶の回転速度を低下させ
ること、および／または（ii）エンドコーンの成長を行
っているときに従来のように供給される出力に対して、
エンドコーンの成長を行っているときにシリコン溶融物
を加熱するために使用されるヒーターに供給される出力
を増加させること。プロセス変数のこれらのさらなる調
整は、個々にあるいは組み合わせて行うことができる。
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。
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、凝集した格子間原子欠陥は抑制され得る。最
小半径の値は、v/G0（ｒ）および冷却速度に依存する。
結晶引き上げ装置およびホットゾーンの機構が変化する
とともに、v/G0（ｒ）に関して上記に示した範囲、引き
上げ速度および冷却速度もまた変化する。同様に、これ
らの条件は、成長する結晶の長さに沿って変化し得る。
上記のように、凝集した格子間原子欠陥を含まない格子
間原子優勢領域の幅は、好ましくは最大にされる。従っ
て、この領域の幅を、結晶の半径と、所与の引き上げ装
置における成長中の結晶の長さに沿った空孔優勢領域の
最小半径との差にできる限り近い値で、その差を超えな
い値に維持することが望まれる。
のために、凝集した格子間原子欠陥は抑制され得る。最
小半径の値は、v/G0（ｒ）および冷却速度に依存する。
結晶引き上げ装置およびホットゾーンの機構が変化する
とともに、v/G0（ｒ）に関して上記に示した範囲、引き
上げ速度および冷却速度もまた変化する。同様に、これ
らの条件は、成長する結晶の長さに沿って変化し得る。
上記のように、凝集した格子間原子欠陥を含まない格子
間原子優勢領域の幅は、好ましくは最大にされる。従っ
て、この領域の幅を、結晶の半径と、所与の引き上げ装
置における成長中の結晶の長さに沿った空孔優勢領域の
最小半径との差にできる限り近い値で、その差を超えな
い値に維持することが望まれる。
軸対称領域60および90の最適な幅、ならびに所与の結
晶引き上げ装置のホットゾーン機構に必要とされる最適
な結晶引き上げ速度特性は、実験的に決定することがで
きる。一般的には、このような実験的な方法には、特定
の結晶引き上げ装置で成長させたインゴットに関する軸
方向の温度特性、ならびに同じ引き上げ装置で成長させ
たインゴットの平均軸温度勾配における半径方向の変化
に対する容易に入手できるデータを最初に得ることが含
まれる。まとめると、このようなデータを使用して、１
つまたは複数の単結晶シリコンインゴットを引き上げ、
次いでこのインゴットを、凝集した格子間原子欠陥の存
在について分析する。このように、最適な引き上げ速度
特性を決定することができる。
晶引き上げ装置のホットゾーン機構に必要とされる最適
な結晶引き上げ速度特性は、実験的に決定することがで
きる。一般的には、このような実験的な方法には、特定
の結晶引き上げ装置で成長させたインゴットに関する軸
方向の温度特性、ならびに同じ引き上げ装置で成長させ
たインゴットの平均軸温度勾配における半径方向の変化
に対する容易に入手できるデータを最初に得ることが含
まれる。まとめると、このようなデータを使用して、１
つまたは複数の単結晶シリコンインゴットを引き上げ、
次いでこのインゴットを、凝集した格子間原子欠陥の存
在について分析する。このように、最適な引き上げ速度
特性を決定することができる。
図16は、欠陥分布パターンを明らかにする一連の酸素
析出熱処理を行った後の直径が200mmのインゴットの軸
切断面の少数キャリア寿命を走査することによって得ら
れる像である。図16は、最適に近い引き上げ速度特性
が、所与の結晶引き上げ装置のホットゾーン機構に用い
られている例を示す。この例において、（凝集した格子
間原子欠陥280の領域の生成をもたらす）格子間原子優
勢領域の最大幅を超えるv/G0（ｒ）から、軸対称領域が
最大幅を有する最適なv/G0（ｒ）までの転移が生じてい
る。
析出熱処理を行った後の直径が200mmのインゴットの軸
切断面の少数キャリア寿命を走査することによって得ら
れる像である。図16は、最適に近い引き上げ速度特性
が、所与の結晶引き上げ装置のホットゾーン機構に用い
られている例を示す。この例において、（凝集した格子
間原子欠陥280の領域の生成をもたらす）格子間原子優
勢領域の最大幅を超えるv/G0（ｒ）から、軸対称領域が
最大幅を有する最適なv/G0（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G0が増大することから生
じるv/G0の半径方向の変化に加えて、v/G0はまた、ｖが
変化する結果として、あるいはチョクラルスキープロセ
スによるG0における自然の変化の結果として軸方向に変
化し得る。標準的なチョクラルスキープロセスに関し
て、ｖは、インゴットを一定の直径で維持するために、
引き上げ速度が成長周期全体で調節されるように変更さ
れる。引き上げ速度におけるこれらの調節または変化
は、次いで、v/G0を、インゴットの直径一定部分の長さ
にわたって変化させる。従って、本発明のプロセスによ
り、引き上げ速度は、インゴットの軸対称領域の幅を最
大にするために制御される。しかし、結果として、イン
ゴットの半径は変化し得る。従って、得られるインゴッ
トが一定の直径を有することを確実にするために、イン
ゴットは、所望される直径よりも大きい直径に成長させ
ることが好ましい。次いで、インゴットは、この分野で
標準的なプロセスに供され、表面から余分な材料が除か
れる。このように、直径一定部分を有するインゴットが
確実に得られる。
じるv/G0の半径方向の変化に加えて、v/G0はまた、ｖが
変化する結果として、あるいはチョクラルスキープロセ
スによるG0における自然の変化の結果として軸方向に変
化し得る。標準的なチョクラルスキープロセスに関し
て、ｖは、インゴットを一定の直径で維持するために、
引き上げ速度が成長周期全体で調節されるように変更さ
れる。引き上げ速度におけるこれらの調節または変化
は、次いで、v/G0を、インゴットの直径一定部分の長さ
にわたって変化させる。従って、本発明のプロセスによ
り、引き上げ速度は、インゴットの軸対称領域の幅を最
大にするために制御される。しかし、結果として、イン
ゴットの半径は変化し得る。従って、得られるインゴッ
トが一定の直径を有することを確実にするために、イン
ゴットは、所望される直径よりも大きい直径に成長させ
ることが好ましい。次いで、インゴットは、この分野で
標準的なプロセスに供され、表面から余分な材料が除か
れる。このように、直径一定部分を有するインゴットが
確実に得られる。
一般に、軸温度勾配G0（ｒ）の半径方向の変化が最小
にされる場合、凝集した欠陥を含まない空孔優勢材を作
製する方が容易である。図35を参照して、４つの離れた
ホットゾーン位置に関する軸温度特性を例示する。図34
は、結晶の中心から結晶半径の1/2までの軸温度勾配G0
（ｒ）の変化を表す：これは、凝固温度からｘ軸に示さ
れた温度までの勾配を平均することによって決定され
る。結晶が、Ver.1およびVer.4と記された、G0（ｒ）で
のより大きな半径方向の変化を有するホットゾーンにお
いて引き出された場合、凝集した欠陥を含まない空孔優
勢材を中心から任意の軸長の縁までに有する結晶を得る
ことができなかった。しかし、結晶が、Ver.2およびVe
r.3と記された、G0（ｒ）でのより小さな半径方向の変
化を有するホットゾーンにおいて引き出された場合に
は、結晶のいくつかの軸長に関して凝集した欠陥を含ま
ない空孔優勢材を中心から縁までに有する結晶を得るこ
とができた。
にされる場合、凝集した欠陥を含まない空孔優勢材を作
製する方が容易である。図35を参照して、４つの離れた
ホットゾーン位置に関する軸温度特性を例示する。図34
は、結晶の中心から結晶半径の1/2までの軸温度勾配G0
（ｒ）の変化を表す：これは、凝固温度からｘ軸に示さ
れた温度までの勾配を平均することによって決定され
る。結晶が、Ver.1およびVer.4と記された、G0（ｒ）で
のより大きな半径方向の変化を有するホットゾーンにお
いて引き出された場合、凝集した欠陥を含まない空孔優
勢材を中心から任意の軸長の縁までに有する結晶を得る
ことができなかった。しかし、結晶が、Ver.2およびVe
r.3と記された、G0（ｒ）でのより小さな半径方向の変
化を有するホットゾーンにおいて引き出された場合に
は、結晶のいくつかの軸長に関して凝集した欠陥を含ま
ない空孔優勢材を中心から縁までに有する結晶を得るこ
とができた。
本発明のプロセスの１つの実施形態において、シリコ
ン自己格子間原子の初期濃度が、インゴット100の軸対
称の自己格子間原子優勢領域60で制御される。再度、図
10を参照して、一般に、シリコン自己格子間原子の初期
濃度の制御は、結晶成長速度ｖおよび平均軸温度勾配G0
が、V/I境界が生じるこの比の臨界値の比較的近いとこ
ろに比v/G0の値があるように制御されることによって行
われる。さらに、平均軸温度勾配G0は、インゴットの半
径を関数として、G0（および、v/G0）の変化としての
G0、すなわちG0（ｒ）（および従って、v/G0（ｒ））の
変化も同様に制御されるように確立され得る。
ン自己格子間原子の初期濃度が、インゴット100の軸対
称の自己格子間原子優勢領域60で制御される。再度、図
10を参照して、一般に、シリコン自己格子間原子の初期
濃度の制御は、結晶成長速度ｖおよび平均軸温度勾配G0
が、V/I境界が生じるこの比の臨界値の比較的近いとこ
ろに比v/G0の値があるように制御されることによって行
われる。さらに、平均軸温度勾配G0は、インゴットの半
径を関数として、G0（および、v/G0）の変化としての
G0、すなわちG0（ｒ）（および従って、v/G0（ｒ））の
変化も同様に制御されるように確立され得る。
本発明の別の実施形態において、v/G0は、V/I境界が
インゴットの長さの少なくとも一部に関して半径に沿っ
て存在しないように制御される。この長さにおいて、シ
リコンは、中心から周囲縁まで空孔優勢であり、凝集し
た空孔欠陥が、主としてV/G0を制御することによって、
インゴットの周囲縁から内側に向かって半径方向に拡が
る軸対称領域において避けられる。すなわち、成長条件
を制御し、その結果、v/G0は、v/G0臨界値とv/G0臨界値
の1.1倍との間に含まれる値を有する。
インゴットの長さの少なくとも一部に関して半径に沿っ
て存在しないように制御される。この長さにおいて、シ
リコンは、中心から周囲縁まで空孔優勢であり、凝集し
た空孔欠陥が、主としてV/G0を制御することによって、
インゴットの周囲縁から内側に向かって半径方向に拡が
る軸対称領域において避けられる。すなわち、成長条件
を制御し、その結果、v/G0は、v/G0臨界値とv/G0臨界値
の1.1倍との間に含まれる値を有する。
凝集した欠陥の目視による検出
凝集した欠陥は、多数の異なる技法により検出するこ
とができる。例えば、フローパターン欠陥またはＤ欠陥
は、典型的には、単結晶シリコンサンプルをセコー（Se
cco）エッチング液中で約30分間選択的にエッチング
し、次いでサンプルを顕微鏡検査に供することにより検
出される（例えば、H.Yamagishi他、Semicond.Sci.Tech
nol.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。
とができる。例えば、フローパターン欠陥またはＤ欠陥
は、典型的には、単結晶シリコンサンプルをセコー（Se
cco）エッチング液中で約30分間選択的にエッチング
し、次いでサンプルを顕微鏡検査に供することにより検
出される（例えば、H.Yamagishi他、Semicond.Sci.Tech
nol.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。
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。
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。
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。
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ニリニエーション・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。
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ニリニエーション・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。
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。
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。
定義
本明細書中で使用されているように、下記の表現また
は用語は、下記の意味を有するものとする。「凝集した
真性点欠陥」は、下記によって生じる欠陥を意味する：
（ｉ）空孔が凝集して、Ｄ欠陥、フローパターン欠陥、
ゲート（gate）酸化物の保全性欠陥（integrity defec
t）、結晶起源の粒子欠陥、結晶起源の光点欠陥、およ
び他のそのような空孔に関連する欠陥を生成する反応、
または（ii）自己格子間原子が凝集して、転位ループお
よび転位ネットワーク、ならびに他のそのような自己格
子間原子に関連する欠陥を生成する反応。「凝集した格
子間原子欠陥」は、シリコン自己格子間原子が凝集する
反応によって生じる凝集した真性点欠陥を意味するもの
とする。「凝集した空孔欠陥」は、結晶格子の空孔が凝
集する反応によって生じる凝集した空孔欠陥を意味する
ものとする。「半径」は、中心軸から、ウエハまたはイ
ンゴットの周囲縁まで測定される距離を意味する。「凝
集した真性点欠陥を実質的に含まない」は、凝集した欠
陥の濃度がこれらの欠陥の検出限界未満であることを意
味するものとする（検出限界は、現在、約103欠陥/cm3
である）。「V/I境界」は、インゴットまたはウエハの
半径に沿った位置で、材料が空孔優勢から自己格子間優
勢に変化する位置を意味する。「空孔優勢」および「自
己格子間原子優勢」は、真性点欠陥が、それぞれ、優勢
的に空孔または自己格子間原子である材料を意味する。
は用語は、下記の意味を有するものとする。「凝集した
真性点欠陥」は、下記によって生じる欠陥を意味する：
（ｉ）空孔が凝集して、Ｄ欠陥、フローパターン欠陥、
ゲート（gate）酸化物の保全性欠陥（integrity defec
t）、結晶起源の粒子欠陥、結晶起源の光点欠陥、およ
び他のそのような空孔に関連する欠陥を生成する反応、
または（ii）自己格子間原子が凝集して、転位ループお
よび転位ネットワーク、ならびに他のそのような自己格
子間原子に関連する欠陥を生成する反応。「凝集した格
子間原子欠陥」は、シリコン自己格子間原子が凝集する
反応によって生じる凝集した真性点欠陥を意味するもの
とする。「凝集した空孔欠陥」は、結晶格子の空孔が凝
集する反応によって生じる凝集した空孔欠陥を意味する
ものとする。「半径」は、中心軸から、ウエハまたはイ
ンゴットの周囲縁まで測定される距離を意味する。「凝
集した真性点欠陥を実質的に含まない」は、凝集した欠
陥の濃度がこれらの欠陥の検出限界未満であることを意
味するものとする（検出限界は、現在、約103欠陥/cm3
である）。「V/I境界」は、インゴットまたはウエハの
半径に沿った位置で、材料が空孔優勢から自己格子間優
勢に変化する位置を意味する。「空孔優勢」および「自
己格子間原子優勢」は、真性点欠陥が、それぞれ、優勢
的に空孔または自己格子間原子である材料を意味する。
実施例
実施例１〜実施例４は、本発明の理想的な酸素析出プ
ロセスを例示する。実施例５〜実施例11は、上記のよう
に、凝集した真性点欠陥を実質的に含まない空孔優勢
材、自己格子間原子優勢材またはその両方の軸対称領域
を含有する単結晶シリコンの調製を例示する。従って、
これらの実施例はすべて、限定する意味で解釈すべきで
はない。
ロセスを例示する。実施例５〜実施例11は、上記のよう
に、凝集した真性点欠陥を実質的に含まない空孔優勢
材、自己格子間原子優勢材またはその両方の軸対称領域
を含有する単結晶シリコンの調製を例示する。従って、
これらの実施例はすべて、限定する意味で解釈すべきで
はない。
理想的な酸素析出プロセス
実施例１
シリコン単結晶をチョクラルスキー法によって引き上
げ、スライスし、研磨して、シリコンウエハを得た。次
いで、これらのウエハを、表面酸化工程（S1）、窒素中
またはアルゴン中での急速熱アニーリング処理工程
（S2）に供し、急冷し（S3）、そして表Ｉに示す条件下
での酸素安定化および成長工程（S4）に供した。工程S1
〜工程S4の前におけるウエハの初期酸素濃度（Oi）、工
程S4の後でのウエハバルクの酸素析出物密度（OPD）、
および工程S4の後でのデニューデッドゾーンの深さ（D
Z）もまた表Ｉに示す。
げ、スライスし、研磨して、シリコンウエハを得た。次
いで、これらのウエハを、表面酸化工程（S1）、窒素中
またはアルゴン中での急速熱アニーリング処理工程
（S2）に供し、急冷し（S3）、そして表Ｉに示す条件下
での酸素安定化および成長工程（S4）に供した。工程S1
〜工程S4の前におけるウエハの初期酸素濃度（Oi）、工
程S4の後でのウエハバルクの酸素析出物密度（OPD）、
および工程S4の後でのデニューデッドゾーンの深さ（D
Z）もまた表Ｉに示す。
図２、図３および図４は、得られたウエハの断面を示
す（これらの図は、200倍の倍率で撮影された写真の拡
大である）；サンプル４−７を図２に示し、サンプル４
−８を図３に示し、サンプル３−14を図４に示す。
す（これらの図は、200倍の倍率で撮影された写真の拡
大である）；サンプル４−７を図２に示し、サンプル４
−８を図３に示し、サンプル３−14を図４に示す。
さらに、サンプル４−７における結晶格子の空孔の濃
度を、白金拡散技法を使用してマッピングした。白金濃
度のウエハ表面からの深さ（０ミクロンの深さはウエハ
の前表面に対応する）に対するプロットを図５に示す。
度を、白金拡散技法を使用してマッピングした。白金濃
度のウエハ表面からの深さ（０ミクロンの深さはウエハ
の前表面に対応する）に対するプロットを図５に示す。
実施例２
本発明のプロセスが、チョクラルスキー成長のシリコ
ンウエハに関して、酸素濃度に比較的依存しないことを
明らかにするために、異なる酸素濃度を有する３枚のウ
エハを、実施例１に記載される同じ工程系列に供した。
これらの各工程の条件、工程S1〜工程S4の前におけるウ
エハの初期酸素濃度（Oi）、工程S4の後でのウエハバル
クの酸素析出密度（OPD）、および工程S4の後における
ウエハ表面から測定されるデニューデッドゾーンの深さ
（DZ）を表IIに示す。図６、図７および図８は、得られ
たウエハの断面を示す（これらの図は、200倍の倍率で
撮影された写真の拡大である）；サンプル３−４を図６
に示し、サンプル３−５を図７に示し、サンプル３−６
を図８に示す。
ンウエハに関して、酸素濃度に比較的依存しないことを
明らかにするために、異なる酸素濃度を有する３枚のウ
エハを、実施例１に記載される同じ工程系列に供した。
これらの各工程の条件、工程S1〜工程S4の前におけるウ
エハの初期酸素濃度（Oi）、工程S4の後でのウエハバル
クの酸素析出密度（OPD）、および工程S4の後における
ウエハ表面から測定されるデニューデッドゾーンの深さ
（DZ）を表IIに示す。図６、図７および図８は、得られ
たウエハの断面を示す（これらの図は、200倍の倍率で
撮影された写真の拡大である）；サンプル３−４を図６
に示し、サンプル３−５を図７に示し、サンプル３−６
を図８に示す。
実施例３
本発明のプロセスが、酸素析出物安定化および成長工
程（S4）のために使用される条件に比較的依存しないこ
とを明らかにするために、同じ初期酸素濃度を有するウ
エハ（サンプル１−８）を、サンプル３−４に関する実
施例２に記載される同じ工程系列に供した。しかし、市
販の16Mb DRAMプロセスを、酸素析出物安定化および成
長工程（S4）として使用した。図９は、得られたウエハ
の断面を示す（この図は、200倍の倍率で撮影された写
真の拡大である）。工程S4の後において、サンプル１−
８およびサンプル３−４は、匹敵し得るバルク酸素析出
密度（サンプル１−８の７×1010/cm3対サンプル３−４
の４×1010/cm3）および匹敵し得るデニューデッドゾー
ン深さ（約40ミクロン）を有した。
程（S4）のために使用される条件に比較的依存しないこ
とを明らかにするために、同じ初期酸素濃度を有するウ
エハ（サンプル１−８）を、サンプル３−４に関する実
施例２に記載される同じ工程系列に供した。しかし、市
販の16Mb DRAMプロセスを、酸素析出物安定化および成
長工程（S4）として使用した。図９は、得られたウエハ
の断面を示す（この図は、200倍の倍率で撮影された写
真の拡大である）。工程S4の後において、サンプル１−
８およびサンプル３−４は、匹敵し得るバルク酸素析出
密度（サンプル１−８の７×1010/cm3対サンプル３−４
の４×1010/cm3）および匹敵し得るデニューデッドゾー
ン深さ（約40ミクロン）を有した。
実施例４
本実施例は、熱処理を行っているときに、バルクミク
ロ欠陥（BMD）密度、すなわち酸素析出化物の密度にお
いて、そして熱処理中における雰囲気中の酸素濃度の増
大から生じるデニューデッドゾーン（DZ）の深さにおい
て観測され得る傾向を例示する。３組の異なるウエハ
を、様々なプロセス条件下での急速熱アニーリング処理
に供した。Ａ組のウエハを1200℃で30秒間、窒素雰囲気
下でアニーリング処理した;B組のウエハを同じ条件下で
20秒間アニーリング処理した;C組のウエハを1200℃で30
秒間、アルゴン雰囲気下でアニーリング処理した。予備
酸化工程は、本実施例では３組のウエハのいずれに対し
ても行わなかった。
ロ欠陥（BMD）密度、すなわち酸素析出化物の密度にお
いて、そして熱処理中における雰囲気中の酸素濃度の増
大から生じるデニューデッドゾーン（DZ）の深さにおい
て観測され得る傾向を例示する。３組の異なるウエハ
を、様々なプロセス条件下での急速熱アニーリング処理
に供した。Ａ組のウエハを1200℃で30秒間、窒素雰囲気
下でアニーリング処理した;B組のウエハを同じ条件下で
20秒間アニーリング処理した;C組のウエハを1200℃で30
秒間、アルゴン雰囲気下でアニーリング処理した。予備
酸化工程は、本実施例では３組のウエハのいずれに対し
ても行わなかった。
下記の表IIIにより示されるように、酸素分圧を、所
与の組の各ウエハに関して増大させた。アニーリング処
理が完了すると、各ウエハのBMD密度およびDZ深さを、
この分野で標準的な手段で測定した。結果を下記の表II
Iに示す。
与の組の各ウエハに関して増大させた。アニーリング処
理が完了すると、各ウエハのBMD密度およびDZ深さを、
この分野で標準的な手段で測定した。結果を下記の表II
Iに示す。
上記の結果は、雰囲気中の酸素分圧が増大すると、バ
ルクミクロ欠陥の数密度が低下することを示している。
さらに、酸素分圧が10,000ppmaに達すると、バルクミク
ロ欠陥の数密度は、本発明による事前の急速熱アニーリ
ング処理を行うことなく酸素析出熱処理に供せられたウ
エハで観測されるバルクミクロ欠陥の数密度と区別する
ことができない。
ルクミクロ欠陥の数密度が低下することを示している。
さらに、酸素分圧が10,000ppmaに達すると、バルクミク
ロ欠陥の数密度は、本発明による事前の急速熱アニーリ
ング処理を行うことなく酸素析出熱処理に供せられたウ
エハで観測されるバルクミクロ欠陥の数密度と区別する
ことができない。
軸対称領域を含有する単結晶シリコン
実施例５
所定のホットゾーン機構を有する結晶引き上げ装置の最
適化手順 最初の200mmの単結晶シリコンインゴットを、結晶の
長さに関して、引き上げ速度を0.75mm/分から約0.35mm/
分に直線的に変化させた条件下で成長させた。図17は、
結晶の長さを関数とする引き上げ速度を示す。結晶引き
上げ装置内における成長中の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G0、すなわ
ち、溶融／固体界面での軸温度勾配における以前に確立
された半径方向の変化とを考慮して、このような引き上
げ速度を選択して、インゴットが、中心からインゴット
の一方の末端の縁まで空孔優勢材であり、そして中心か
らインゴットのもう一方の末端の縁まで格子間原子優勢
材であることを確実にした。成長したインゴットを長さ
方向にスライスし、凝集した格子間原子欠陥の生成がど
こから始まっているかを決定するために分析した。
適化手順 最初の200mmの単結晶シリコンインゴットを、結晶の
長さに関して、引き上げ速度を0.75mm/分から約0.35mm/
分に直線的に変化させた条件下で成長させた。図17は、
結晶の長さを関数とする引き上げ速度を示す。結晶引き
上げ装置内における成長中の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G0、すなわ
ち、溶融／固体界面での軸温度勾配における以前に確立
された半径方向の変化とを考慮して、このような引き上
げ速度を選択して、インゴットが、中心からインゴット
の一方の末端の縁まで空孔優勢材であり、そして中心か
らインゴットのもう一方の末端の縁まで格子間原子優勢
材であることを確実にした。成長したインゴットを長さ
方向にスライスし、凝集した格子間原子欠陥の生成がど
こから始まっているかを決定するために分析した。
図18は、欠陥分布パターンを明らかにする一連の酸素
析出熱処理を行った後のインゴットの肩から約635mm〜
約760mmの範囲の断面に関して、インゴットの軸切断面
の少数キャリア寿命を走査することによって得られた像
である。約680mmの結晶位置で、凝集した格子間原子欠
陥280のバンドを認めることができる。この位置は、ｖ
＊（680mm）＝0.33mm/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60（格子間原子優勢材
であるが、凝集した格子間原子欠陥を有さない領域）の
幅はその最大値である；空孔優勢領域80の幅RV ＊（68
0）は約35mmであり、軸対称領域の幅RI ＊（680）は約65
mmである。
析出熱処理を行った後のインゴットの肩から約635mm〜
約760mmの範囲の断面に関して、インゴットの軸切断面
の少数キャリア寿命を走査することによって得られた像
である。約680mmの結晶位置で、凝集した格子間原子欠
陥280のバンドを認めることができる。この位置は、ｖ
＊（680mm）＝0.33mm/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60（格子間原子優勢材
であるが、凝集した格子間原子欠陥を有さない領域）の
幅はその最大値である；空孔優勢領域80の幅RV ＊（68
0）は約35mmであり、軸対称領域の幅RI ＊（680）は約65
mm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19は、１〜４とそれぞれ記された４個
の各結晶の結晶の長さを関数とする引き上げ速度を示
す。次いで、これらの４個の結晶を分析して、凝集した
格子間原子欠陥が最初に現れるかまたは消失する軸位置
（および対応する引き上げ速度）を決定した。これらの
４つの実験的に決定された点（「＊」を付ける）を図19
に示す。これらの点からの内挿および外挿によって、図
19においてｖ＊（Ｚ）と印を付けた曲線が得られる。こ
の曲線は、最初の近似に対して、軸対称領域がその最大
幅である結晶引き上げ装置における長さを関数とする20
0mm結晶に関する引き上げ速度を表す。
最初の200mmインゴットの軸対称領域の最大幅が得られ
た引き上げ速度よりも若干大きな定常的な引き上げ速
度、およびそれよりも若干小さい定常的な引き上げ速度
で成長させた。図19は、１〜４とそれぞれ記された４個
の各結晶の結晶の長さを関数とする引き上げ速度を示
す。次いで、これらの４個の結晶を分析して、凝集した
格子間原子欠陥が最初に現れるかまたは消失する軸位置
（および対応する引き上げ速度）を決定した。これらの
４つの実験的に決定された点（「＊」を付ける）を図19
に示す。これらの点からの内挿および外挿によって、図
19においてｖ＊（Ｚ）と印を付けた曲線が得られる。こ
の曲線は、最初の近似に対して、軸対称領域がその最大
幅である結晶引き上げ装置における長さを関数とする20
0mm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。
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６
G0（ｒ）における半径方向変化の低下
図20および図21は、溶融／固体界面での軸温度勾配G0
（ｒ）の半径方向変化の減少によって達成され得る品質
の改善を例示する。空孔および格子間原子の（溶融／固
体界面から約1cmでの）初期濃度を、２つの場合につい
て、異なるG0（ｒ）を用いて計算した：（１）G0（ｒ）
＝2.65＋５×10-4r2（K/mm）および（２）G0（ｒ）＝2.
65＋５×10-5r2（K/mm）。それぞれの場合について、引
き上げ速度を、空孔が多いシリコンと格子間原子が多い
シリコンとの境界が3cmの半径のところに位置するよう
に調節した。場合１および場合２のために使用した引き
上げ速度は、それぞれ、0.4mm/分および0.35mm/分であ
った。図21から、結晶の格子間原子が多い部分における
格子間原子の初期濃度は、初期軸温度勾配の半径方向の
変化が減少すると、劇的に減少することが明らかであ
る。これにより、格子間原子の過飽和による格子間原子
欠陥クラスターの生成を回避することがより容易になる
ために材料品質は改善される。
（ｒ）の半径方向変化の減少によって達成され得る品質
の改善を例示する。空孔および格子間原子の（溶融／固
体界面から約1cmでの）初期濃度を、２つの場合につい
て、異なるG0（ｒ）を用いて計算した：（１）G0（ｒ）
＝2.65＋５×10-4r2（K/mm）および（２）G0（ｒ）＝2.
65＋５×10-5r2（K/mm）。それぞれの場合について、引
き上げ速度を、空孔が多いシリコンと格子間原子が多い
シリコンとの境界が3cmの半径のところに位置するよう
に調節した。場合１および場合２のために使用した引き
上げ速度は、それぞれ、0.4mm/分および0.35mm/分であ
った。図21から、結晶の格子間原子が多い部分における
格子間原子の初期濃度は、初期軸温度勾配の半径方向の
変化が減少すると、劇的に減少することが明らかであ
る。これにより、格子間原子の過飽和による格子間原子
欠陥クラスターの生成を回避することがより容易になる
ために材料品質は改善される。
実施例７
格子間原子に関する増加した外方拡散時間
図22および図23は、格子間原子の外方拡散に必要な時
間を増大させることによって達成され得る品質の改善を
例示する。格子間原子の初期濃度を、２つの場合につい
て、結晶において異なる軸温度特性dT/dzを用いて計算
した。溶融／固体界面での軸温度勾配は両方の場合につ
いて同じであり、その結果、格子間原子の（溶融／固体
界面から約1cmでの）初期濃度は両方の場合について同
じである。本実施例において、引き上げ速度を、結晶全
体が、格子間原子が多くなるように調節した。引き上げ
速度は、両方の場合について同じであり、0.32mm/分で
あった。場合２における格子間原子の外方拡散に必要な
時間が長いほど、格子間原子濃度の全体的な減少が得ら
れる。これにより、格子間原子の過飽和による格子間原
子欠陥クラスターの生成を回避することがより容易にな
るために材料品質は改善される。
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。
実施例８
長さが700mmで、直径が150mmの結晶を、様々な引き上
げ速度で成長させた。引き上げ速度を、段部（肩部）で
の約1.2mm/分から、段部（肩部）から430mmのところで
の約0.4mm/分までほぼ直線的に変化させ、次いで、段部
から700mmのところでの約0.65mm/分にまでほぼ直線的に
戻した。この特定の結晶引き上げ装置におけるこのよう
な条件下において、半径全体を、結晶の段部から約320m
m〜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24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。
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320m
m〜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24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。
実施例９
実施例５に示すように、一連の単結晶シリコンインゴ
ットを様々な引き上げ速度で成長させ、次いで、凝集し
た格子間原子欠陥が最初に現れるか消失する軸位置（お
よび対応する引き上げ速度）を決定するために分析し
た。軸位置に対して引き上げ速度をグラフにプロットし
たこれらの点からの内挿および外挿によって、第１の近
似に対して、軸対称領域がその最大幅である結晶引き上
げ装置における長さを関数とする200mmの結晶に関する
引き上げ速度を示す曲線が得られた。次いで、さらなる
結晶を他の引き上げ速度で成長させ、これらの結晶のさ
らなる分析を使用して、この実験的に決定した最適な引
き上げ速度特性の精度を上げた。
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。
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。
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。
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25のグラフに示す。これらの
結果は、引き上げ速度特性が、単結晶シリコンインゴッ
トの成長に関して、インゴットの直径一定部分が、直径
一定部分の半径の少なくとも約40％の長さである幅（周
囲縁からインゴットの中心軸に向かって半径方向に測定
される）を有する軸対称領域を含有するように決定され
得ることを示す。さらに、これらの結果は、この軸対称
領域が、インゴットの直径一定部分の長さの約75％の長
さである長さ（インゴットの中心軸に沿って測定され
る）を有し得ることを示す。
に関して得られた結果を図25のグラフに示す。これらの
結果は、引き上げ速度特性が、単結晶シリコンインゴッ
トの成長に関して、インゴットの直径一定部分が、直径
一定部分の半径の少なくとも約40％の長さである幅（周
囲縁からインゴットの中心軸に向かって半径方向に測定
される）を有する軸対称領域を含有するように決定され
得ることを示す。さらに、これらの結果は、この軸対称
領域が、インゴットの直径一定部分の長さの約75％の長
さである長さ（インゴットの中心軸に沿って測定され
る）を有し得ることを示す。
実施例10
長さが約1100mmで、直径が約150mmの単結晶シリコン
インゴットを、引き上げ速度を低下させて成長させた。
インゴットの直径一定部分の肩での引き上げ速度は約1m
m/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。
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1m
m/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26Aおよび図26Bを参照
して、軸位置が約100mm〜約250mmおよび約250mm〜約400
mm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。
条件下において、得られたインゴットは、軸対称領域
が、インゴットの半径にほぼ等しい幅を有する領域を含
有した。次に、一連の酸素析出熱処理を行った後のイン
ゴットの一部の軸切断面の少数キャリア寿命を走査する
ことによって得られた像である図26Aおよび図26Bを参照
して、軸位置が約100mm〜約250mmおよび約250mm〜約400
mm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。
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。
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。
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。
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。
実施例11
冷却速度およびV/I境界の位置
一連の単結晶シリコンインゴット（150mmおよび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。
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
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。
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。
長さ方向の部分の別組を、キャリア寿命マッピングの
前に新しい酸化物クラスターの核形成および成長を行う
ために一連の酸素析出熱処理に供した。寿命マッピング
におけるコストラストバンドを、各インゴットにおける
様々な軸位置での瞬間的な溶融／固体界面の形状の決定
および測定を行うために利用した。次いで、溶融／固体
界面の形状に関する情報を使用して、下記においてさら
に考察するように、平均軸温度勾配G0の絶対値およびそ
の半径方向の変化を推定した。この情報はまた、引き上
げ速度とともにv/G0の半径方向の変化を推定するために
使用された。
前に新しい酸化物クラスターの核形成および成長を行う
ために一連の酸素析出熱処理に供した。寿命マッピング
におけるコストラストバンドを、各インゴットにおける
様々な軸位置での瞬間的な溶融／固体界面の形状の決定
および測定を行うために利用した。次いで、溶融／固体
界面の形状に関する情報を使用して、下記においてさら
に考察するように、平均軸温度勾配G0の絶対値およびそ
の半径方向の変化を推定した。この情報はまた、引き上
げ速度とともにv/G0の半径方向の変化を推定するために
使用された。
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。
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。
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14
00℃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。
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14
00℃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。
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。
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/G0＝v/G0臨界である凝固での点に等
しいとさらに仮定した。言い換えれば、軸対称領域の幅
は、一般的には、室温に冷却した後のV/I境界の位置に
基づくと仮定した。これは、上記のように、インゴット
が冷えると、空孔とシリコン自己格子間原子との再結合
が生じ得るので注目される。再結合が生じるとき、V/I
境界の実際の位置は、インゴットの中心軸に向かって内
側に移動する。本明細書で示されているのはこの最終的
な位置である。
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/G0＝v/G0臨界である凝固での点に等
しいとさらに仮定した。言い換えれば、軸対称領域の幅
は、一般的には、室温に冷却した後のV/I境界の位置に
基づくと仮定した。これは、上記のように、インゴット
が冷えると、空孔とシリコン自己格子間原子との再結合
が生じ得るので注目される。再結合が生じるとき、V/I
境界の実際の位置は、インゴットの中心軸に向かって内
側に移動する。本明細書で示されているのはこの最終的
な位置である。
凝固時の結晶における平均軸温度勾配G0の計算を単純
化するために、溶融／固体界面の形状は融点等温線であ
ると仮定した。結晶の表面温度を、有限要素モデル化
（FEA）技法およびホットゾーン機構の細部を使用して
計算した。結晶内の全体の温度場、従ってG0を、ラプラ
ス式を適切な境界条件、すなわち、溶融／固体界面に沿
った融点および結晶軸に沿った表面温度に関するFEA結
果を用いて解くことによって得た。調製および評価を行
ったインゴットの１つから様々な軸位置で得られる結果
を図27に示す。
化するために、溶融／固体界面の形状は融点等温線であ
ると仮定した。結晶の表面温度を、有限要素モデル化
（FEA）技法およびホットゾーン機構の細部を使用して
計算した。結晶内の全体の温度場、従ってG0を、ラプラ
ス式を適切な境界条件、すなわち、溶融／固体界面に沿
った融点および結晶軸に沿った表面温度に関するFEA結
果を用いて解くことによって得た。調製および評価を行
ったインゴットの１つから様々な軸位置で得られる結果
を図27に示す。
格子間原子の初期濃度に対するG0の半径方向の効果を
評価するために、半径方向の位置R'、すなわち、V/I境
界と結晶表面との間の途中の位置は、シリコン自己格子
間原子がインゴットにおいてシンクから離れ得る最も遠
い点であると仮定したが、そのようなシンクは、空孔優
勢領域に存在するか、または結晶表面に存在するかには
よらない。上記のインゴットに関する成長速度およびG0
データを使用することによって、位置R'で計算されたv/
G0とV/I境界でのv/G0（すなわち、臨界v/G0値）との差
は、過剰な格子間原子が結晶表面上のシンクまたは空孔
優勢領域でのシンクに達し得ることに対する効果および
格子間原子の初期濃度での半径方向の変化を示す。
評価するために、半径方向の位置R'、すなわち、V/I境
界と結晶表面との間の途中の位置は、シリコン自己格子
間原子がインゴットにおいてシンクから離れ得る最も遠
い点であると仮定したが、そのようなシンクは、空孔優
勢領域に存在するか、または結晶表面に存在するかには
よらない。上記のインゴットに関する成長速度およびG0
データを使用することによって、位置R'で計算されたv/
G0とV/I境界でのv/G0（すなわち、臨界v/G0値）との差
は、過剰な格子間原子が結晶表面上のシンクまたは空孔
優勢領域でのシンクに達し得ることに対する効果および
格子間原子の初期濃度での半径方向の変化を示す。
この特定のデータ組に関して、結晶の品質は、全体的
には、v/G0での半径方向の変化に依存していないようで
ある。図28から明らかであり得るように、インゴットに
おける軸依存性はこのサンプルで最小である。この実験
系列に含まれる成長条件は、G0の半径方向の変化におい
てかなり狭い範囲を示す。結果として、このデータ組は
狭すぎて、G0の半径方向の変化に対する品質（すなわ
ち、凝集した真性点欠陥の有無）の認識可能な依存性を
解明することができない。
には、v/G0での半径方向の変化に依存していないようで
ある。図28から明らかであり得るように、インゴットに
おける軸依存性はこのサンプルで最小である。この実験
系列に含まれる成長条件は、G0の半径方向の変化におい
てかなり狭い範囲を示す。結果として、このデータ組は
狭すぎて、G0の半径方向の変化に対する品質（すなわ
ち、凝集した真性点欠陥の有無）の認識可能な依存性を
解明することができない。
上記のように、調製した各インゴットのサンプルを、
凝集した格子間原子欠陥の有無について様々な軸位置で
評価した。調べた各軸位置に関して、サンプルの品質と
軸対称領域の幅との間に相関が存在し得る。次に、図29
を参照して、サンプルが、そのような特定の軸位置にお
いて、凝固から約1050℃に冷却された時間に対する所与
サンプルの品質を比較するグラフを得ることができる。
予想されるように、このグラフは、軸対称領域の幅（す
なわち、Rcrystal−Rvacancy）が、この特定の温度範囲
におけるサンプルの冷却履歴に強く依存していることを
示す。軸対称領域の幅が大きくなるに従って、より長い
拡散時間またはより遅い冷却速度が必要であるという傾
向が示唆される。
凝集した格子間原子欠陥の有無について様々な軸位置で
評価した。調べた各軸位置に関して、サンプルの品質と
軸対称領域の幅との間に相関が存在し得る。次に、図29
を参照して、サンプルが、そのような特定の軸位置にお
いて、凝固から約1050℃に冷却された時間に対する所与
サンプルの品質を比較するグラフを得ることができる。
予想されるように、このグラフは、軸対称領域の幅（す
なわち、Rcrystal−Rvacancy）が、この特定の温度範囲
におけるサンプルの冷却履歴に強く依存していることを
示す。軸対称領域の幅が大きくなるに従って、より長い
拡散時間またはより遅い冷却速度が必要であるという傾
向が示唆される。
このグラフに示されるデータに基づいて、この特定の
温度範囲内における所与インゴット直径に可能な冷却速
度の関数として、「良好」（すなわち、無欠陥）から
「不良」（すなわち、欠陥含有）までのシリコンの品質
での転移を一般的に示す最良の近似線を計算することが
できる。軸対称領域の幅と冷却速度との間の一般的な関
係は、下記の式で表すことができる： （Rcrystal−Rtranstition）２＝Deff ＊ｔ1050℃ 上式において、 Rcrystalは、インゴットの半径であり、 Rtransitionは、無欠陥部から欠陥含有部まで、ある
いはその逆の格子間原子優勢材において転移が生じるサ
ンプルの軸位置での軸対称領域の半径であり、 Deffは、格子間原子拡散係数の平均時間および温度を
表す定数で、約9.3＊10-4cm2sec-1であり、そして ｔ1050℃は、サンプルの所与の軸位置が凝固から約10
50℃に冷却されるのに必要な時間である。
温度範囲内における所与インゴット直径に可能な冷却速
度の関数として、「良好」（すなわち、無欠陥）から
「不良」（すなわち、欠陥含有）までのシリコンの品質
での転移を一般的に示す最良の近似線を計算することが
できる。軸対称領域の幅と冷却速度との間の一般的な関
係は、下記の式で表すことができる： （Rcrystal−Rtranstition）２＝Deff ＊ｔ1050℃ 上式において、 Rcrystalは、インゴットの半径であり、 Rtransitionは、無欠陥部から欠陥含有部まで、ある
いはその逆の格子間原子優勢材において転移が生じるサ
ンプルの軸位置での軸対称領域の半径であり、 Deffは、格子間原子拡散係数の平均時間および温度を
表す定数で、約9.3＊10-4cm2sec-1であり、そして ｔ1050℃は、サンプルの所与の軸位置が凝固から約10
50℃に冷却されるのに必要な時間である。
再度、図29を参照して、所与のインゴット直径に関し
て、冷却時間を、所望する直径の軸対称領域を得るため
に推定できることが理解され得る。例えば、約150mmの
直径を有するインゴットに関して、インゴットの半径に
ほぼ等しい幅を有する軸対称領域は、約1410℃〜約1050
℃の温度範囲域で、インゴットのこの特定部分が約10時
間〜約15時間で冷却される場合に得ることができる。同
様に、約200mmの直径を有するインゴットに関して、イ
ンゴットの半径にほぼ等しい幅を有する軸対称領域は、
この温度範囲域で、インゴットのこの特定部分が約25時
間〜約35時間で冷却される場合に得ることができる。こ
の線がさらに外挿される場合、約65時間〜約75時間の冷
却時間が、約300mmの直径を有するインゴットの半径に
ほぼ等しい幅を有する軸対称領域を得るために必要とさ
れ得る。この点に関して、インゴットの直径が大きくな
るに従って、格子間原子がインゴット表面または空孔コ
アでシンクに達するために拡散しなければならない距離
が増大するために、さらなる冷却時間が必要であること
に注意しなければならない。
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。
次に、図30、図31、図32および図33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30から図33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。
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30から図33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30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。
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。
次に、図31を参照して、軸位置が肩から約305mm〜約4
60mm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。
60mm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。
次に、図32を参照して、軸位置が肩から約140mm〜約2
75mm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。
75mm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。
次に、図33を参照して、軸位置が肩から約600mm〜約7
30mm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32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。
30mm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32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30、図31、図32および図33を組み合わせて
見た場合、これらの図は、1050℃への冷却時間の欠陥を
含まない軸対称領域の幅および長さに対する効果を明ら
かにしている。一般に、凝集した格子間原子欠陥を含有
する領域が、結晶のそのような部分の冷却時間に関して
低下させるには大きすぎる格子間原子の初期濃度を導く
結晶の引き上げ速度の連続的な低下の結果として生じ
た。軸対称領域の長さが大きくなることは、より大きな
範囲の引き上げ速度（すなわち、格子間原子の初期濃
度）を、欠陥を含まないそのような材料に関して得るこ
とができることを意味する。冷却時間の増大は、格子間
原子のより大きな初期濃度を可能にする。なぜなら、半
径方向の拡散に充分な時間が達成され、その濃度を格子
間原子欠陥の凝集に必要とされる臨界濃度よりも低く抑
えることができるからである。言い換えれば、冷却時間
が長くなる場合には、幾分遅い引き上げ速度（および、
従って、格子間原子のより高い初期濃度）によっても、
依然として最大の軸対称領域60が得られる。従って、冷
却時間を長くすると、最大の軸対称領域の直径に必要と
される条件について種々の引き上げ速度に対する許容度
が大きくなり、プロセス制御に対する制限が少なくな
る。結果として、インゴットのより大きな長さ部分にわ
たる軸対称領域についてのプロセスが一層容易になる。
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
が長くなる場合には、幾分遅い引き上げ速度（および、
従って、格子間原子のより高い初期濃度）によっても、
依然として最大の軸対称領域60が得られる。従って、冷
却時間を長くすると、最大の軸対称領域の直径に必要と
される条件について種々の引き上げ速度に対する許容度
が大きくなり、プロセス制御に対する制限が少なくな
る。結果として、インゴットのより大きな長さ部分にわ
たる軸対称領域についてのプロセスが一層容易になる。
再度、図33を参照すると、結晶の肩の約665mmから730
mm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。
mm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、自己格子間原子濃度は、それらが
消滅し得る領域に格子間原子が拡散するのにより多くの
時間を可能にすることによって抑制され得る。結果とし
て、凝集した格子間原子欠陥の形成が、単結晶シリコン
インゴットの大部分において防止される。
制御することにより、自己格子間原子濃度は、それらが
消滅し得る領域に格子間原子が拡散するのにより多くの
時間を可能にすることによって抑制され得る。結果とし
て、凝集した格子間原子欠陥の形成が、単結晶シリコン
インゴットの大部分において防止される。
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。
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。
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。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
前置審査
(72)発明者 マークグラフ，スティーブ・エイ
アメリカ合衆国63301ミズーリ州セン
ト・チャールズ、トレイルズ・オブ・サ
ンブルック1515番
(72)発明者 マクエイド，シームス・エイ
アメリカ合衆国63105ミズーリ州セン
ト・ルイス、ノースウッド・アベニュー
6220番、アパートメント15
(72)発明者 ホルザー，ジョゼフ・シー
アメリカ合衆国63304ミズーリ州セン
ト・チャールズ，グタームス・ロード
5234番
(72)発明者 ムッティ，パオロ
イタリア、イ―39012メラノ、ビア・サ
ンタ・カテリーナ７番
(72)発明者 ジョンソン，ベヤード・ケイ
アメリカ合衆国63367ミズーリ州レイ
ク・セント・ルイス、ニコル・コート78
番
(72)発明者 コルナラ，マルコ
イタリア、イ―28066ガリアテ、ビア・
ローマ117／ビ番
(72)発明者 ガンバロ，ダニエラ
イタリア、イ―28066ガリアテ、ビア・
ローマ117／ビ番
(72)発明者 オルモ，マッシミリアーノ
イタリア、イ―28100ノバーラ、ビア
レ・ベルディ11番
(56)参考文献 特開 平８−330316（ＪＰ，Ａ)
深水克郎編，「シリコン結晶・ウェー
ハ技術の課題−大口径化，平坦化−」,
リアライズ社，平成６年１月31日，ｐ
ｐ．169−189
Ｊ．Ｇ．ＰＡＲＫ ｅｔ ａｌ．，Ｅ
ＦＦＥＣＴ ＯＦ ＣＲＹＳＴＡＬ Ｄ
ＥＦＥＣＴＳ ＯＮ ＤＥＶＩＣＥ Ｃ
ＨＡＲＡＣＴＥＲＩＳＴＩＣＳ，Ｐｒｏ
ｃｅｅｄｉｎｇ ｏｆ ２ｎｄ Ｉｎｔ
ｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｓｙｍｐｏｓｉ
ｕｍ ｏｎ Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｓｃｉ
ｅｎｃｅ ａｎｄ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇ
ｙ ｏｆ Ｓｉ Ｍａｔｅｒｉａｌ,
1996年11月25日，Ｋｏｎａ，Ｈａｗａｉ
ｉ，ｐｐ．519−539
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C03B 1/00 - 35/00
H01L 21/322
ＣＡ（ＳＴＮ)
ＥＵＲＯＰＡＴ（ＱＵＥＳＴＥＬ)
ＷＰＩ（ＤＩＡＬＯＧ)
Claims (7)
- 【請求項１】チョクラルスキー法によって成長される単
結晶シリコンインゴットからスライスされる単結晶シリ
コンウエハを熱処理して、後の熱加工工程においてウエ
ハにおける酸素の析出挙動に影響を与える、単結晶シリ
コンウエハの製造方法であって、該シリコンウエハが、 中心軸；一方がウエハの前表面であり他方がウエハの後
表面であるほぼ平行な２つの主表面；前表面と後表面の
間の中央面；前表面と後表面を接合する周囲縁；中心軸
から周囲縁に延在する半径；前表面から中央面の方向に
測定される少なくとも約10マイクロメートルの距離D1と
前表面の間のウエハの第一領域を有して成る表面層；お
よび、中央面と第一領域の間のウエハの第二領域を有し
て成るバルク層； を有するウエハであり、 該ウエハは、結晶格子空孔の不均一分布を有し、バルク
層における空孔の濃度は、表面層における空孔の濃度よ
り大きく、空孔は、空孔のピーク密度が中央面にまたは
中央面付近に存在し、その濃度がピーク密度の位置から
ウエハの前表面の方向にほぼ減少する濃度輪郭を有する
ことを特徴とするウエハであり、ウエハは、凝集真性点
欠陥を実質的に有さない第一軸対称領域をさらに有し、 該方法が、 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との間の周囲縁を有する直径一定部
分、中心軸から周囲縁に延在する半径、および150mm、2
00mmまたは200mmを超える公称直径を有する単結晶シリ
コンインゴットを成長させ、 （ｉ）成長速度ｖ、（ii）凝固温度から少なくとも約13
25℃への温度範囲における結晶の直径一定部分の成長中
の、平均軸温度勾配G0および（iii）結晶が凝固温度か
ら約1050℃以下の温度へ少なくとも５時間にわたって冷
却するように、結晶の冷却速度を制御し、凝集真性点欠
陥を実質的に有しない軸対称領域を形成させ、 第１軸対称領域を有するインゴットの直径一定部分の一
部分から単結晶シリコンウエハをスライスし、 凝集真性点欠陥を実質的に有しない第一軸対称領域を有
するシリコンウエハを熱処理に曝露して、ウエハを少な
くとも約1150℃の温度に加熱し、表面層およびバルク層
において結晶格子空孔を形成する工程；および 熱処理されたウエハを少なくとも約５℃／秒の速度で冷
却し、ピーク密度が中央面にまたは中央面付近に存在
し、ウエハの前表面の方向に濃度がほぼ減少する空孔濃
度輪郭を有するウエハを製造し、バルク層における空孔
の濃度が表面層における空孔の濃度よりも高く、750℃
より高い温度におけるウエハの熱処理によって、表面層
にデニューデッドゾーンを形成し、バルク層に酸素クラ
スターまたは析出物を形成しうるように表面層の空孔濃
度とバルク層の空孔濃度とが異なっており、バルク層に
おける酸素クラスターまたは析出物の濃度が主に空孔濃
度に依存する工程； を含んで成る方法。 - 【請求項２】空孔が第一軸対称領域内の優勢な真性点欠
陥であり、第一軸対称領域がシリコンウエハの中心軸を
有するかまたは少なくとも約15mmの幅を有する請求項１
に記載の方法。 - 【請求項３】シリコン自己格子間物が第一軸対称領域内
の優勢な真性点欠陥であり、第一軸対称領域が、周囲縁
から中心軸に向かって半径方向に測定して半径の長さの
少なくとも約40％である幅を有する請求項１に記載の方
法。 - 【請求項４】シリコンウエハを熱処理に曝露すること
が、さらに、 （ａ） 酸素含有雰囲気において、少なくとも約700℃
の温度でシリコンウエハを第一熱処理に曝露して、結晶
格子空孔のシンクとして機能しうる表面二酸化珪素層を
形成する工程； （ｂ） 本質的に酸素不存在の雰囲気において、工程
（ａ）の製品を、少なくとも約1150℃の温度で第二熱処
理に曝露して、熱処理ウエハバルクにおいて結晶格子空
孔を形成する工程 を含んで成る請求項２または３に記載の方法。 - 【請求項５】結晶格子空孔の全てではなくいくらかをシ
ンクに拡散させる速度である少なくとも約５℃／秒にお
いて、該第二熱処理の温度から約800℃の温度T1に熱処
理ウエハを冷却して、ピーク密度が中央面かまたは中央
面付近に存在し、ウエハの前表面の方向に濃度がほぼ減
少する空孔濃度輪郭を有するウエハを製造する請求項４
に記載の方法。 - 【請求項６】結晶格子空孔を形成する該熱処理が、非酸
化雰囲気における約1175℃を越える温度にウエハを加熱
することを含んでなる請求項２または３に記載の方法。 - 【請求項７】該冷却速度が、結晶格子空孔がシリコンに
おいてかなり可動である熱処理温度から約800℃への温
度範囲において少なくとも約50℃／秒である請求項２ま
たは３に記載の方法。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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| US60/062,316 | 1997-10-17 | ||
| PCT/US1998/006945 WO1998045507A1 (en) | 1997-04-09 | 1998-04-09 | Low defect density, ideal oxygen precipitating silicon |
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|---|---|
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