(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
中心軸、シードコーン、エンドコーン、ならびに、周囲縁、および中心軸から周囲縁に延在する半径を有するシードコーンとエンドコーンの間の直径一定部分を有してなる、チョクラルスキー法に従ってシリコンメルトから成長させ、次いで凝固温度から冷却される単結晶シリコンインゴットを製造する方法であって、
(ｉ)成長速度ｖ；(ii)凝固温度から１３２５℃以上の温度までの温度範囲での、結晶の直径一定部分の成長中の平均軸温度勾配Ｇ０；および (iii)凝固温度から１,０５０℃までの、結晶の冷却速度；
を制御して、冷却速度が０．１℃／分〜３℃／分になるようにし、
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、軸対称領域が、インゴットの周囲縁から内側に延在し、インゴットの中心軸に向って半径方向に周囲縁から測定してインゴットの半径長さの少なくとも３０％の幅を持ち、そして中心軸に沿って測定してインゴットの直径一定部分の長さの少なくとも２０％の長さを有し、Ｇ０の制御がメルト／固体界面における熱移動を制御することを含んでなる方法。
【請求項２】
メルト表面上に位置する装置とメルト表面との距離を変化させることによってメルト／固体界面における熱移動を制御する請求項１に記載の方法。
【請求項３】
装置が、反射材、輻射遮蔽材、熱遮蔽材、パージ管、ヒーターおよび光パイプからなる群から選択されたものである請求項２に記載の方法。
【請求項４】
装置の位置に対するメルト表面の位置を変化させることによって熱移動を制御する請求項２に記載の方法。
【請求項５】
メルト表面の位置に対する装置の位置を変化させることによって熱移動を制御する請求項２に記載の方法。
【請求項６】
シリコンメルト付近のヒーターに供給するエネルギーを調節することによってメルト／固体界面における熱移動を制御する請求項１に記載の方法。
【請求項７】
結晶の公称直径が１５０ｍｍであり、結晶を少なくとも１０時間にわたって凝固温度から１０５０℃の温度に冷却する請求項２に記載の方法。
【請求項８】
結晶の公称直径が１５０ｍｍであり、結晶を少なくとも１５時間にわたって凝固温度から１０５０℃の温度に冷却する請求項２に記載の方法。
【請求項９】
結晶の公称直径が２００ｍｍであり、結晶を少なくとも１０時間にわたって凝固温度から１０５０℃の温度に冷却する請求項２に記載の方法。
【請求項１０】
結晶の公称直径が２００ｍｍであり、結晶を少なくとも２０時間にわたって凝固温度から１０５０℃の温度に冷却する請求項２に記載の方法。
【請求項１１】
結晶が、２００mmより大きい公称直径を有し、少なくとも４０時間で凝固温度から少なくとも１,０５０℃の温度まで冷却される請求項２に記載の方法。
【請求項１２】
結晶が、２００mmより大きい公称直径を有し、少なくとも６０時間で凝固温度から少なくとも１,０５０℃の温度まで冷却される請求項２に記載の方法。
【請求項１３】
比ｖ／Ｇ０が比ｖ／Ｇ０の臨界値の０．５〜２．５倍の値の範囲なるように、ｖおよびＧ０を制御する請求項１に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は一般に、電子部品の製造に使用される半導体級単結晶シリコンの製造に関する。特に、本発明は、凝集真性点欠陥(agglomerated intrinsic point defects)を有さない軸対称領域を有する単結晶シリコンインゴットおよびウエハ、およびそれらの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
大部分の半導体電子部品製造方法の出発物質である単結晶シリコンは、一般に、いわゆるチョクラルスキー(Ｃｚ)法によって製造される。この方法においては、多結晶シリコン(ポリシリコン)をルツボに装填し、溶融し、種結晶を溶融シリコンと接触させ、単結晶を遅い引き上げ(extraction)によって成長させる。ネック(neck)の形成後、所望される、または目的とする直径に到達するまで、引き上げ速度および／または溶融温度を低下させることによって、結晶の直径を大きくする。次に、メルト液位の低下を補いながら、引き上げ速度および溶融温度を調節することによって、ほぼ一定の直径を有する結晶の柱状本体を成長させる。成長プロセスの終了近くであるが、ルツボから溶融シリコンがなくなる前に、結晶直径を徐々に減少させて、エンドコーン(end-cone)を形成しなければならない。一般に、エンドコーンは、結晶引き上げ速度およびルツボに供給される熱を、増加させることによって形成される。直径が充分に小さくなったときに、結晶をメルトから分離する。
【０００３】
単結晶シリコンにおける多くの欠陥が、凝固後に結晶が冷却する際に、結晶成長室において形成されることが最近確認された。そのような欠陥は、一部は、空孔(空格子点)(vacancies)および自己格子間物(self-interstitials)として既知の、過剰の(即ち、溶解極限より以上の濃度)真性点欠陥の存在によって生じる。メルトから成長するシリコン結晶は一般に、結晶格子空孔(Ｖ)またはシリコン自己格子間物(Ｉ)の、どちらか一方のタイプの過剰の真性点欠陥を有して成長する。シリコンにおけるこれらの点欠陥のタイプおよび初期濃度が凝固時に測定され、これらの濃度がシステムにおいて臨界的過飽和のレベルに達し、点欠陥の可動性が充分に高い場合は、反応または凝集事象が起こる可能性があることが報告されている。シリコンにおける凝集真性点欠陥は、複雑な高度集積回路の製造において、材料の歩留り可能性に大きな影響を与えうる。
【０００４】
空孔タイプの欠陥は、Ｄ欠陥、フローパターン(ＦＰＤ)欠陥、ゲートオキシドインテグリティ(ＧＯＩ)欠陥、クリスタルオリジネーテッドパーティクル(ＣＯＰ)欠陥、クリスタルオリジネーテッドライトポイント(ＬＰＤ)欠陥、および、赤外線散乱法、例えば、走査赤外線鏡検法およびレーザー走査断層撮影法によって観察されるある種のバルク欠陥(bulk defects)のような、観察可能な結晶欠陥の原因であることが確認されている。環酸化誘導堆積欠陥(ring oxidation induced stacking faults)(ＯＩＳＦ)の核として作用する欠陥も、過剰空孔の領域に存在する。この特定の欠陥は、過剰空孔の存在によって引き起こされる高温有核酸素凝集塊であると考えられる。
【０００５】
自己格子間物に関係する欠陥は、あまり研究されていない。それらは一般に、低密度の格子間物タイプのディスロケーション(転位)のループまたはネットワークであると考えられている。そのような欠陥は、重要なウエハ性能規準であるゲートオキシドインテグリティ欠陥の原因ではないが、電流漏出問題に一般に関係する他のタイプのデバイス欠陥の原因であることが広く認識されている。
【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物の凝集欠陥の密度は通常、約１*１０３／ｃｍ３〜約１*１０７／ｃｍ３の範囲である。これらの数値は比較的低いが、凝集真性点欠陥は、デバイス製造者にとって重大性が急激に高まっており、事実上、デバイス製造プロセスにおける歩留り制限要因であると今や考えられている。
【０００７】
現在のところ、凝集真性点欠陥の問題を扱う主に３つの方法が一般に存在する。第一の方法は、結晶引き上げ方法に焦点を当てて、インゴットにおける凝集真性点欠陥の数密度(number density)を減少させる方法を包含する。この方法は、空孔優勢材の形成を生じる結晶引き上げ条件を有する方法、および、自己格子間物優勢材の形成を生じる結晶引き上げ条件を有する方法に、さらに分けることができる。例えば、(ｉ)ｖ／Ｇ０を調節して、結晶格子空孔が優勢な真性点欠陥である結晶を成長させ、および(ｉｉ)結晶引き上げプロセスの間に、約１１００℃から約１０５０℃へのシリコンインゴットの冷却速度を変化させて(一般に遅くする)凝集欠陥の核形成速度に影響を与える、ことによって凝集欠陥の数密度を減少させることが提案されている。この方法は凝集欠陥の数密度を減少させるが、それらの形成を防止することはできない。デバイス製造者に課せられる要求がますます厳しいものになっているので、これらの欠陥の存在は大きな問題になっている。
【０００８】
結晶本体の成長の間に、引き上げ速度を、約０.４ｍｍ／分未満に減少させることも提案されている。しかし、そのような遅い引き上げ速度は、各結晶引き上げ器の処理量を減少させるので、この提案も充分なものではない。さらに重大なことに、そのような引き上げ速度は、高度に集中した自己格子間物を有する単結晶シリコンの形成に導く。このような高度の集中は、結果的に、凝集自己格子間物欠陥の形成、およびそのような欠陥に伴って生じる全ての問題を生じる。
【０００９】
凝集真性点欠陥の問題を扱う第二の方法は、凝集真性点欠陥を、それらの形成後に、溶解または消滅(annihilation)することに焦点を当てる方法を包含する。一般に、これは、ウエハ形態のシリコンの高温熱処理を使用することによって行われる。例えば、Fusegawaらは、ヨーロッパ特許出願第５０３８１６Ａ１号において、０.８ｍｍ／分より速い成長速度においてシリコンインゴットを成長させ、インゴットからスライスされるウエハを１１５０℃〜１２８０℃の温度で熱処理して、ウエハ表面付近の薄い領域における欠陥密度を減少させることを開示している。必要とされる特定の処理は、ウエハにおける凝集真性点欠陥の集中および位置に依存して変化する。そのような欠陥の均一な軸方向集中を有さない結晶からカットされる種々のウエハは、種々の成長後の処理条件を必要とする。さらに、そのようなウエハ熱処理は、相対的にコストが高く、金属性不純物をシリコンウエハに導入する可能性があり、結晶に関係する全てのタイプの欠陥に全般的に有効ではない。
【００１０】
凝集真性点欠陥の問題を扱う第三の方法は、単結晶シリコンウエハの表面における、シリコンの薄い結晶質層のエピタキシャル付着である。この方法は、凝集真性点欠陥を実質的に有さない表面を有する単結晶シリコンウエハを提供する。しかし、エピタキシャル付着は、ウエハのコストを顕著に増加させる。
【００１１】
これらの事情に鑑みて、凝集真性点欠陥を形成する凝集反応を抑制することによって、凝集真性点欠陥の形成を防止する役割を果たす、単結晶シリコンの製造方法が今なお必要とされている。単に、そのような欠陥が形成される速度を制限するか、または、それらが形成された後にその欠陥のいくらかを消滅させるよりむしろ、凝集反応を抑制する役割を果たす方法によって、凝集真性点欠陥を実質的に有さないシリコン基板を得ることができる。そのような方法は、エピタキシャル法に伴う高いコストを必要とせずに、１つのウエハについて得られる集積回路の数において、エピ様の(epi-like)歩留り可能性を有する単結晶シリコンウエハを提供することもできる。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
従って、本発明の目的は、結晶格子空孔またはシリコン自己格子間物の凝集から生じる欠陥を実質的に有さない、実質的半径方向幅の軸対称領域を有する、インゴットまたはウエハ形態の単結晶シリコンの提供；および、空孔および自己格子間物の集中が制御されて、インゴットが凝固温度から冷却する際に、インゴットの直径一定部分の軸対称領域における真性点欠陥の凝集を防止する、単結晶シリコンインゴットの製造方法を提供することである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
即ち、要約すると、本発明は、中心軸、シードコーン、エンドコーン、ならびに、周囲縁および中心軸から周囲縁に延在する半径を有するシードコーンとエンドコーンの間の直径一定部分からなる単結晶シリコンインゴットを成長させるための方法に関する。この方法において、インゴットは、チョクラルスキー法に従ってシリコンメルトから成長させ、次いで凝固温度から冷却される。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
具体的には、この方法は、
(ｉ)成長速度ｖ；
(ii)凝固温度から約１３２５℃以上の温度までの温度範囲での、結晶の直径一定部分の成長中の平均軸温度勾配Ｇ０；および
(iii)凝固温度から約１,０５０℃までの結晶の冷却速度；
を制御して、
軸対称領域が、インゴットの周囲縁から内側に延在し、インゴットの中心軸に向って半径方向に周囲縁から測定したときにインゴットの半径長さの少なくとも約３／１０の幅を持ち、そして中心軸に沿って測定したときにインゴットの直径一定部分の長さの少なくとも約２／１０の長さを持つ、凝集真性点欠陥を実質的に含まない軸対称セグメントを生成させることからなる。
【００１５】
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。
【００１６】
今日までの実験的証拠に基づいて、真性の点欠陥の種類および初期濃度を、インゴットが凝固温度(すなわち、約１４１０℃)から１３００℃よりも高い温度(すなわち、少なくとも約１３２５℃、あるいは少なくとも約１３５０℃、あるいは少なくとも約１３７５℃でさえもの温度)に冷却されるときに最初に決定した。すなわち、このような欠陥の種類および初期濃度は、比ｖ／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)。
【００１７】
図１を参照して、ｖ／Ｇ０値の増加に関して、漸減的な自己格子間物優勢成長から漸増的な空孔優勢成長への転移がｖ／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、これらの真性の点欠陥の濃度は平衡している。
【００１８】
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、自己格子間物濃度は増加する。これらの濃度が系の臨界的な過飽和レベルに達する場合、および点欠陥の移動性が充分に高い場合、反応または凝集事象が生じ得る。シリコンにおいて凝集した真性の点欠陥は、複雑な高集積度回路の製造における材料の予想される収量に重大な影響を与え得る。
【００１９】
本発明により、シリコン自己格子間原子が反応して、凝集した格子間欠陥を生成する反応が抑制され得ることが発見された。何らかの特定の理論にとらわれることなく、自己格子間物の濃度は、本発明の方法において結晶インゴットの成長および冷却が行われている間において、系の自由エネルギーの変化が、凝集反応が自発的に起こり、凝集した格子間欠陥が生成する臨界値を決して超えないように制御されていると考えられる。
【００２０】
一般に、凝集した格子間欠陥が、単結晶シリコンにおいてシリコン自己格子間物から形成される反応を駆動させるために利用可能な系の自由エネルギーの変化は、下記の式(１)によって支配される：
【化１】
0003782387.tif 000002
【００２１】
上式において、
ΔＧＩは自由エネルギーの変化であり、
ｋはボルツマン定数であり、
Ｔは温度(Ｋ)であり、
[Ｉ]は、単結晶シリコン中の時間および空間の点における自己格子間物の濃度であり、そして
[Ｉ]eqは、温度Ｔにおける、および[Ｉ]が生成する時間および空間の同一点における自己格子間物の平衡濃度である。
【００２２】
この式により、自己格子間物の所与濃度[Ｉ]に関して、温度Ｔが低下すると、一般に、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。
【００２３】
図２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物の濃度を抑制するためにいくつかの手段を同時に用いることなく、凝固温度から冷却されるインゴットに関するシリコン自己格子間物の濃度を模式的に例示する。インゴットが冷えると、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、凝集した格子間欠陥の生成に関するエネルギー障壁に近づく。冷却が続くと、このエネルギー障壁を事実上超え、このときに反応が生じる。この反応の結果、凝集した格子間欠陥が生成し、過飽和した系が緩和されるように、すなわち、[Ｉ]濃度が低下するように、ΔＧＩの低下が伴う。
【００２４】
自己格子間物の凝集は、凝集反応が生じるであろう値よりも小さい値にシリコン自己格子間物系の自由エネルギーを維持することによってインゴットを凝固温度から冷却したときに、回避することができる。すなわち、系を、臨界的に過飽和に決してならないように制御することができる。これは、臨界的な過飽和が決して達成されないように充分に低い自己格子間物の初期濃度(下記に定義されているようなｖ／Ｇ０(ｒ)によって制御される)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、初期のシリコン自己格子間物濃度を抑制することによって回避することができる。
【００２５】
図３および４は、図２のインゴットを凝固温度から冷却するときの、ΔＧＩの増加に対する[Ｉ]の抑制の２つの可能な効果を模式的に示すものである。図３において、[Ｉ]の抑制はΔＧＩの増加率の低下を与えるが、この場合には、この抑制は、あらゆる場所でΔＧＩを、反応が起こる臨界値未満の値に維持するのには不充分である。その結果、この抑制は、反応が起こる温度を低下させるように働くにすぎない。図４において、[Ｉ]の抑制の増加は、あらゆる場所でΔＧＩを、反応が起こる臨界値未満の値に維持するのに充分である。即ち、この抑制は欠陥の形成を阻害する。
【００２６】
驚くべきことに、一般的には約１０−４ｃｍ２／秒である自己格子間物の比較的大きな移動性のために、結晶表面に位置するシンク(sinks)への、または結晶内に位置する空孔優勢領域への自己格子間物の放射(半径方向)拡散によって、比較的大きな距離、すなわち、約５ｃｍ〜約１０ｃｍまたはそれ以上の距離にわたる抑制を行い得ることが見出された。充分な時間が初期濃度の真性点欠陥を半径方向に拡散させることが可能であるならば、半径方向の拡散は、自己格子間物の濃度を抑制するために効果的に使用することができる。一般に、拡散時間は、自己格子間物の初期濃度における半径方向の変動に依存するであろう。半径方向の変動が小さいほど、拡散時間は短い。
【００２７】
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、真性の点欠陥の種類および初期濃度は一定していない。図５および図６においてＶ／Ｉ境界２と記されているｖ／Ｇ０の臨界値がインゴットの半径４に沿ったある点で達成される場合、この材料は、空孔優勢から自己格子間物優勢に変わる。さらに、インゴットは、自己格子間物優勢材６(この場合、シリコンの自己格子間物の初期濃度は半径の増大とともに増大する)の軸対称領域を含有し、この領域は、空孔優勢材８(この場合、空孔の初期濃度は、半径の増大とともに減少する)の一般には円筒状領域（円柱状領域）を囲む。
【００２８】
図７ａおよび７ｂは、本発明の１つの態様に従ってインゴットを凝固温度から冷却するときの、ΔＧＩの増加に対する[Ｉ]の抑制の効果を模式的に示すものである。インゴットをチョクラルスキー法に従って引き上げると、このインゴットは、インゴットの縁から、Ｖ／Ｉ境界が生じる半径に沿う位置まで延在する格子間物優勢材の軸対称領域、ならびに、インゴットの中心から、Ｖ／Ｉ境界が生じる半径に沿う位置まで延在する空孔優勢材のほぼシリンダー状である領域を含有する。インゴットを凝固温度から冷却すると、格子間原子の放射拡散は、Ｖ／Ｉ境界の外側の自己格子間物濃度の有意の抑制および自己格子間物と空孔との再結合によりＶ／Ｉ境界の迅速な内側へのシフトを引き起こす。さらに、結晶の表面への自己格子間物の放射拡散が、結晶の冷却につれて起こるであろう。結晶の表面は、結晶の冷却につれて、ほぼ平衡の点欠陥濃度を維持することができる。この結果として、[Ｉ]の抑制は、あらゆる場所でΔＧＩを、シリコンの自己格子間物反応が起こる臨界値未満の値に維持するのに充分である。
【００２９】
ここで図８および９を参照して、本発明の方法においては、単結晶シリコンインゴット１０をチョクラルスキー法に従って成長させる。このシリコンインゴットは、中心軸１２、シードコーン１４、エンドコーン１６、およびシードコーンとエンドコーンの間の直径一定部分１８からなる。この直径一定部分は、周囲縁２０および中心軸から周囲縁まで延在する半径４を有する。本方法は、成長速度ｖ、平均軸温度勾配Ｇ０および冷却速度を含む成長条件を制御して、軸対称領域６(この領域は、凝固温度からのインゴットの冷却時に、凝集真性点欠陥を実質的に含まない)を生成させることからなる。
【００３０】
１つの態様においては、インゴット１０の直径一定部分１８の体積に対する軸対称領域６の体積を最大にする位置にＶ／Ｉ境界２を維持するように成長条件を制御する。即ち、通常この態様においては、軸対称領域が、インゴットの直径一定部分の半径４および長さ２６にそれぞれ等しい幅２２(インゴットの中心軸に向って半径で周囲縁から測定する)および長さ２４(インゴットの中心軸に沿って測定する)を有しているのが好ましい。しかし、実際的には、操作条件および結晶引き上げ装置ハードウェアの束縛により、軸対称領域がインゴットの直径一定部分の比較的少ない部分を占めることを強いられることもある。従って通常は、この態様における軸対称領域は、インゴットの直径一定部分の半径の好ましくは少なくとも約３０％、より好ましくは少なくとも約４０％、さらに好ましくは少なくとも約６０％、最も好ましくは少なくとも約８０％の幅を有する。さらに、この軸対称領域は、インゴットの直径一定部分の長さの少なくとも約２０％、好ましくは少なくとも約４０％、さらに好ましくは少なくとも約８０％の長さにわたって延在する。
【００３１】
図９を参照して、軸対称領域６の幅２２は、中心軸１２の長さに沿ってある変動を有することがある。即ち、ある長さの軸対称領域に対して、その幅は、インゴット１０の周囲縁２０から、半径で中心軸から最も遠い点に向う距離を測定することによって決定される。換言すると、軸対称領域６のある長さ２４内の最小距離が決定されるように幅２２を測定する。
【００３２】
ここで図１０および１１を参照して、インゴット１０の直径一定部分１８の軸対称領域６が、直径一定部分の半径４未満の幅２２を有しているときには、この領域は形状が一般に環状である。中心軸１２のあたりを中心とする空孔優勢材８のほぼシリンダー状である領域は、ほぼ環状の形状を有するセグメントの半径で内側に位置している。図１２を参照して、軸対称領域６の幅２２が直径一定部分１８の半径４に等しいときには、この領域が空孔優勢領域を含んでおらず、その代わりに、軸対称領域それ自体がほぼシリンダー状であり、凝集真性点欠陥を実質的に含まない自己格子間物優勢材を含んでいることを理解すべきである。
【００３３】
結晶成長条件を、格子間物優勢領域の幅が最大になるように制御することが通常は好ましいが、使用する結晶引き上げ装置のホットゾーン設計に制限があることもある。冷却条件およびＧ０(ｒ)[ここで、Ｇ０(ｒ)はＧ０の半径変動である]が変化しないという条件のもとで、Ｖ／Ｉ境界が中心結晶軸のより近くに移動すると、必要な放射拡散の最少量が増加する。これらの状況下で、放射拡散による凝集格子間欠陥の形成を抑制するのに必要な、空孔優勢領域の最小半径が存在することもある。
【００３４】
図７ｃおよび７ｄは、空孔優勢領域の最小半径を超過している例を模式的に示すものである。この例においては、冷却条件およびＧ０(ｒ)は、図７ａおよび７ｂの結晶(ここでは、図示したＶ／Ｉ境界の位置の凝集格子間欠陥を回避するための充分な外部拡散が存在した)に対して使用されたものと同一である。図７ｃおよび７ｄにおいては、Ｖ／Ｉ境界の位置は中心軸のより近くに移動し(図７ａおよび７ｂと比較して)、Ｖ／Ｉ境界の外側の領域において格子間物濃度の増加を与えた。結果として、格子間物濃度を充分に抑制するためにより多くの放射拡散が必要である。充分な外部拡散が達成されないときには、系のΔＧＩは臨界値を超えて増加し、凝集格子間欠陥を生成する反応が起こり、Ｖ／Ｉ境界と結晶縁の間の環状領域においてこれら欠陥の領域を与えるであろう。これが起こるＶ／Ｉ境界の半径は、使用されるホットゾーンの最小半径である。この最小半径は、より多くの格子間物の放射拡散が可能なときに減少する。
【００３５】
図７ｅ、７ｆ、７ｇおよび７ｈは、図７ａ、７ｂ、７ｃおよび７ｄに例示した結晶と同一の初期空孔および格子間物濃度プロフィールを用いて成長させた結晶について、系のΔＧＩの上昇および格子間物濃度プロフィールに対する放射外部拡散の増加の効果を示すものである。格子間物の放射拡散の増加は、格子間物濃度のより大きな抑制を与える。即ち、系のΔＧＩの上昇を、図７ａ、７ｂ、７ｃおよび７ｄにおける場合よりも大きく抑制する。
【００３６】
図７ｉおよび７ｊは、最小半径を充分な放射拡散の保証によってゼロまで減少させて、結晶半径に沿うあらゆる場所で凝集格子間欠陥の抑制を達成するように、充分な放射拡散が可能にされている例を示すものである。
【００３７】
本発明の方法の１つの態様においては、シリコン自己格子間物原子の初期濃度を、インゴットの軸対称の自己格子間物優勢領域において制御する。再び図１を参照して、通常は、結晶成長速度ｖおよび平均軸温度勾配Ｇ０を、ｖ／Ｇ０比の値がこの比の臨界値(ここでＶ／Ｉ境界が生成する)の比較的近くであるように制御することによって、シリコン自己格子間物原子の初期濃度を制御する。さらに、インゴット半径の関数としてＧ０、即ちＧ０(ｒ)、従ってｖ／Ｇ０(ｒ)の変動も制御されるように、平均軸温度勾配Ｇ０を確立することができる。
【００３８】
成長速度ｖおよび平均軸温度勾配Ｇ０(前記のように定義される)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３×１０−５ｃｍ２／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)。これらの比は、成長速度ｖおよび平均軸温度勾配Ｇ０の独立した制御によって達成される。
【００３９】
一般に、平均軸温度勾配Ｇ０の制御は、基本的に結晶引き上げ装置の「ホットゾーン」の設計、すなわち、特に、ヒーター、断熱材、熱および輻射遮蔽材を作製するグラファイト(または、他の材料)の設計を行うことにより達成され得る。個々の設計は、結晶引き上げ装置の構造および型式に依存して変化し得るが、一般に、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制御することができる。このような手段には、反射材、輻射遮蔽材、パージ管、光パイプおよびヒーターが含まれる。一般に、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、溶融（メルト）および結晶に対して、装置の位置を調節することによってさらに制御することができる。これは、ホットゾーンにおける装置の位置を調節することによって、あるいはホットゾーンにおける溶融表面の位置を調節することによって達成される。さらに、ヒーターが用いられる場合、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。
【００４０】
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、ホットゾーン設計は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物の大きな濃度が生じ、それにより、凝集した真性の点欠陥の生成を回避することがますます困難になり得る。
【００４１】
前記を参照して、Ｇ０の制御には、Ｇ０の半径方向の変化を最小にすることと、好ましいプロセス制御条件の維持とのバランスが含まれる。従って、典型的には、約１直径分の結晶長後の引き上げ速度は、約０．２ｍｍ／分〜約０．８ｍｍ／分の範囲である。引き上げ速度は、好ましくは、約０．２５ｍｍ／分〜約０．６ｍｍ／分の範囲であり、より好ましくは約０．３ｍｍ／分〜約０．５ｍｍ／分の範囲である。引き上げ速度は、結晶の直径および結晶引き上げ設計の両方に依存することに注意しなければならない、上記の範囲は、直径が２００ｍｍの結晶には典型的である。一般に、引き上げ速度は、結晶の直径が大きくなると低下する。しかし、結晶引き上げ装置は、引き上げ速度を本明細書に記載される速度を超えるように設計することができる。結果として、最も好ましくは、結晶引き上げ装置は、本発明によって、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。
【００４２】
第２の好ましい態様においては、自己格子間物の拡散量は、商業的に実用的なプロセスに関して、インゴットが凝固温度(約１４１０℃)から、シリコンの自己格子間物が不動化する温度にまで冷却されるときの冷却速度を制御することによって制御される。シリコンの自己格子間物は、シリコンの凝固温度(すなわち、約１４１０℃)付近の温度で極端に移動し得るようである。しかし、この移動性は、単結晶シリコンインゴットの温度が低下すると減少する。一般に、自己格子間物の拡散速度は、それらが、約７００℃未満の温度で、そしておそらくは、８００℃、９００℃、１０００℃、あるいは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。
【００４３】
このことに関して、自己格子間物の凝集反応が理論的に生じる温度は、広範囲の温度にわたり変化するが、実際上、この範囲は、従来のチョクラルスキー成長シリコンに関しては比較的狭いことに注意しなければならない。これは、チョクラルスキー法によって成長させたシリコンにおいて典型的に得られる自己格子間物の初期濃度が比較的狭い範囲であるという結果である。従って、一般に、自己格子間物の凝集反応が、生じるとすれば、約１１００℃〜約８００℃の範囲内の温度で、典型的には約１０５０℃の温度で起こり得る。
【００４４】
自己格子間物が移動し得ることが考えられる温度範囲において、ホットゾーンでの温度に依存して、冷却速度は、典型的には、約０．１℃／分〜約３℃／分の範囲である。冷却速度は、好ましくは、約０．１℃／分〜約１．５℃／分の範囲であり、より好ましくは約０．１℃／分〜約１℃／分の範囲であり、さらにより好ましくは約０．１℃／分〜約０．５℃／分の範囲である。別の言い方をすると、軸対称領域の幅を最大にするためには、(ｉ)１５０mm公称直径のシリコン結晶については、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公称直径のシリコン結晶については、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、(iii)２００mmを超える公称直径を有するシリコン結晶については、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、シリコンが約１０５０℃を超える温度にあるのが通常は好ましい。図２４を参照して、異なるホットゾーン配置のこれら軸温度プロフィールからわかるように、冷却速度の制御は、ホットゾーンにおける熱移動を最少にするための当分野で現在既知のあらゆる手段を用いることによって達成することができる(絶縁体、ヒーター、放射シールドおよび磁場の使用を含む)。
【００４５】
自己格子間物が移動し得ることが考えられる温度範囲にインゴットの冷却速度を制御することによって、自己格子間物は数倍になり、結晶表面に位置するシンクに、あるいは空孔優勢領域に拡散することができ、そこでそれらは消滅し得る。従って、そのような格子間物の濃度は抑制され、凝集事象が生じないように作用する。冷却速度を制御することによる格子間物の拡散係数（拡散率）の利用は、凝集した欠陥を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、格子間物を数倍拡散させることを可能にするために、冷却速度が制御され得るという事実の結果として、臨界値に対して大きな範囲のｖ／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。
【００４６】
結晶の直径一定部分のかなりの長さにわたってそのような冷却速度を達成するために、検討を、インゴットのエンドコーンの成長プロセスに対しても、エンドコーンの成長が終了したときのインゴットの処理に対するのと同様に行わなければならない。典型的には、インゴットの直径一定部分の成長が完了したとき、引き上げ速度は、エンドコーンを形成させるために必要な先細り化を始めるために大きくされる。しかし、引き上げ速度のそのような増大により、直径一定部分の下側領域は、上記のように、格子間物が充分に移動し得る温度範囲内において一層早く冷却される。結果として、これらの格子間物は、消滅し得るシンクに拡散するのに充分な時間を有さない。すなわち、この下側領域における濃度は充分な程度に抑制され得ず、格子間欠陥が凝集し得る。
【００４７】
従って、そのような欠陥の形成がインゴットのこの下部領域において生じないようにするためには、インゴットの直径一定部分が、チョクラルスキー法に従って均一な熱履歴を有することが好ましい。均一な熱履歴は、直径一定部分の成長を行っているときだけでなく、結晶のエンドコーンの成長を行っているときにおいて、そして可能であれば、エンドコーンの成長の後も、比較的一定した速度でインゴットをシリコン溶融から引き上げることによって達成することができる。比較的一定の速度は、例えば、下記により達成することができる：(ｉ)結晶の直径一定部分の成長を行っているときのるつぼおよび結晶の回転速度に対して、エンドコーンの成長を行っているときのるつぼおよび結晶の回転速度を低下させること、および／または(ｉｉ)エンドコーンの成長を行っているときに従来のように供給される出力に対して、エンドコーンの成長を行っているときにシリコン溶融物を加熱するために使用されるヒーターに供給される出力を増加させること。プロセス変数のこれらのさらなる調整は、個々にあるいは組み合わせて行うことができる。
【００４８】
エンドコーンの成長を始めるとき、エンドコーンの引き上げ速度は下記のように確立される。約１０５０℃を超える温度に留まっているインゴットの直径一定部分の任意の領域は、凝集した真性の点欠陥を含まない軸対称領域を含有し、約１０５０℃よりも低い温度に既に冷却されたインゴットの直径が一定した他の領域と同じ熱履歴を経るようにされている。
【００４９】
前記のように、空孔優勢領域の最小半径が存在し、このために、凝集した格子間欠陥は抑制され得る。最小半径の値は、ｖ／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設計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、凝集した格子間欠陥を含まない格子間物優勢領域の幅は、好ましくは最大にされる。従って、この領域の幅を、結晶の半径と、所与の引き上げ装置における成長中の結晶の長さに沿った空孔優勢領域の最小半径との差にできる限り近い値で、その差を超えない値に維持することが望まれる。
【００５０】
軸対称領域の最適な幅、ならびに所与の結晶引き上げ装置のホットゾーン設計に必要とされる最適な結晶引き上げ速度特性は、実験的に決定することができる。一般的には、このような実験的な方法には、特定の結晶引き上げ装置で成長させたインゴットに関する軸方向の温度特性、ならびに同じ引き上げ装置で成長させたインゴットの平均軸温度勾配における半径方向の変化に対する容易に入手できるデータを最初に得ることが含まれる。まとめると、このようなデータを使用して、１つまたは複数の単結晶シリコンインゴットを引き上げ、次いでこのインゴットを、凝集した格子間欠陥の存在について分析する。このように、最適な引き上げ速度特性を決定することができる。
【００５１】
図１３は、欠陥分布パターンを明らかにする一連の酸素析出熱処理を行った後の直径が２００ｍｍのインゴットの軸切断面の少数キャリア寿命を走査することによって得られる像である。これは、最適に近い引き上げ速度特性が、所与の結晶引き上げ装置のホットゾーン設計に用いられている例を示す。この例において、(凝集した格子間欠陥２８の領域の生成をもたらす)格子間物優勢領域の最大幅が超える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。
【００５２】
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。
【００５３】
本発明の方法に従って製造され、Ｖ／Ｉ境界を有するインゴット、すなわち、空孔優勢材を有するインゴットにとって、経験からわかるように、低い酸素含有材料、すなわち、約１３ＰＰＭＡ(１００万原子に対する部、ＡＳＴＭ標準Ｆ−１２１−８３)未満が好ましい。さらに好ましくは、単結晶シリコンが約１２ＰＰＭＡ未満の酸素、なおさらに好ましくは約１１ＰＰＭＡ未満の酸素、最も好ましくは約１０ＰＰＭＡ未満の酸素を有する。これは、中程度から高い酸素含有のウエハ、すなわち１４ＰＰＭＡ〜１８ＰＰＭＡで、Ｖ／Ｉ境界の内側での増大された酸素クラスター形成のバンドおよび酸素誘導堆積欠陥の形成がより著しいからである。これらは、一定の回路の組立て工程における問題の潜在的な源となる。しかし、軸対称領域がインゴットの半径にほぼ等しい幅を有しているときには、酸素含量の制限は除かれることに注意すべきである。これは、空孔を持たない種類の材料が存在すると、上記のような欠陥およびクラスターの形成が起こらないためである。
【００５４】
増大された酸素クラスター形成の効果は、単独でまたは組み合わせて使用される多くの方法によって、さらに減少されてよい。例えば、酸素析出核形成中心は、約３５０〜７５０℃の範囲の温度でアニールされたシリコンに形成する。用途によって、それゆえに、結晶は「短い」結晶である、シードエンドがシリコンの凝固温度(約１４１０℃)から約７５０℃に冷却され、その後インゴットが迅速に冷却されるまでチョクラルスキー法で成長した結晶であることが好ましい。この方法において、核中心形成のための臨界温度範囲に保たれる時間を最小にし、酸素析出核形成中心は、結晶引き上げ装置内で形成するほど十分な時間を有さない。
【００５５】
好ましくは、しかしながら、単結晶の成長の間に形成された酸素析出核中心は、単結晶シリコンをアニールすることによって溶解される。安定熱処理に付されない場合、酸素析出核形成中心は、シリコンを少なくとも約８７５℃の温度に、好ましくは少なくとも１０００℃に、少なくとも１１００℃またはそれ以上温度を連続増加して急速に加熱することによって、シリコンの中からアニールすることができる。シリコンが１０００℃に達成するまで、そのような欠陥の実質的すべて(例えば＞９９％)がアニールされる。ウエハはこれらの温度に急速に加熱されること、すなわち温度上昇の速度が、少なくとも約１０℃／分、好ましくは少なくとも約５０℃／分であることが重要である。さもなければ、ある程度またはすべての酸素析出核形成中心は、熱処理によって安定化されてよい。平衡は、比較的短い期間で、約６０秒またはそれ未満のオーダーで達成するようにみられる。したがって、単結晶シリコン中の酸素析出核形成中心を、少なくとも約５秒、好ましくは少なくとも約１０分間、少なくとも約８７５℃、好ましくは約９５０℃、さらに好ましくは約１１００℃でアニールすることによって溶解してよい。
【００５６】
溶解は、従来の炉中でまたは急速熱アニーリング(ＲＴＡ)系において行ってよい。シリコンの急速熱アニーリング処理は、ウエハが列をなす高出力光源の列によって個々に加熱される多数の市販の急速熱アニーリング(「ＲＴＡ」)処理炉内で行われてよい。ＲＴＡ炉は、シリコンウエハを急速に加熱でき、例えば数秒間で室温から１２００℃に加熱できる。そのような市販のＲＴＡ炉の１つとしては、AG Associates (Mountain View, CA)から入手できるモデル６１０炉がある。さらに、溶解は、シリコンインゴットまたはシリコンウエハ上、好ましくはウエハ上で行われうる。
【００５７】
本発明によって製造されるウエハは、エピタキシャル層が堆積した基材として使用するのに適していることに注意すべきである。エピタキシャル層は従来から知られている手段によって行われてよい。
【００５８】
さらに、本発明によって製造されるウエハは、水素またはアルゴンアニーリング処理、例えばヨーロッパ特許出願第５０３８１６Ａ１号に記載される処理と組み合わせての使用に適している。
【００５９】
凝集した欠陥の検出
凝集した欠陥は、多数の異なる技法により検出することができる。例えば、フローパターン欠陥またはＤ欠陥は、典型的には、単結晶シリコンサンプルをセコー(Secco)エッチング液中で約３０分間選択的にエッチングし、次いでサンプルを顕微鏡検査に供することにより検出される(例えば、H. Yamagishi他、Semicond. Sci. Technol. 7、A135(1992)を参照のこと)。この方法は、凝集した空孔欠陥を検出するには標準的ではあるが、この方法はまた、凝集した格子間欠陥を検出するために使用することができる。この技法を使用する場合、そのような欠陥は、存在する場合にはサンプル表面での大きなくぼみとして現れる。
【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、凝集した真性の点欠陥は、熱を加えたときに単結晶シリコンマトリックス内に拡散し得る金属でこれらの欠陥を装飾することによって視覚的に検出することができる。具体的には、ウエハ、スラグまたはスラブなどの単結晶シリコンサンプルは、硝酸銅の濃厚溶液などのこれらの欠陥を装飾し得る金属を含有する組成物で、サンプルの表面を最初にコーティングすることによってそのような欠陥の存在について目視検査を行うことができる。次いで、コーティングされたサンプルは、金属をサンプル内に拡散させるために、約９００℃〜約１０００℃の間の温度で約５分間〜約１５分間加熱される。次いで、加熱処理されたサンプルを室温に冷却する。このように、金属を臨界的に過飽和にして、欠陥が存在するサンプルマトリックス内の部位に析出させる。
【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】
定義
本明細書中で使用されている下記の表現または用語は、下記の意味を有するものとする。「凝集した真性の点欠陥」は、下記によって生じる欠陥を意味する：(ｉ)空孔が凝集して、Ｄ欠陥、フローパターン欠陥、ゲート(gate)酸化物の保全性欠陥(integrity defect)、結晶起源の粒子欠陥、結晶起源の光点欠陥、および他のそのような空孔に関連する欠陥を生成する反応、または(ｉｉ)自己格子間物が凝集して、転位ループおよび転位ネットワーク、ならびに他のそのような自己格子間物に関連する欠陥を生成する反応。「凝集した格子間欠陥」は、シリコン自己格子間原子が凝集する反応によって生じる凝集した真性の点欠陥を意味するものとする。「凝集した空孔欠陥」は、結晶格子の空孔が凝集する反応によって生じる凝集した空孔欠陥を意味するものとする。「半径」は、中心軸から、ウエハまたはインゴットの円周縁まで測定される距離を意味する。「凝集した真性の点欠陥を実質的に含まない」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「自己格子間物優勢」は、真性の点欠陥が、それぞれ、優勢的に空孔または自己格子間物である材料を意味する。
【００６５】
【実施例】
以下の実施例が示すように、本発明は、単結晶シリコンインゴットを製造する方法であって、インゴットがチョクラルスキー法によって凝固温度から冷却するときに、インゴットの直径一定部分の軸対称領域内で、ウエハがスライスされる真性点欠陥の凝集を妨げる方法を提供する。
【００６６】
以下の実施例は、所望の結果を達成するために使用される条件の１つを示している。別のアプローチは、特定の結晶引き上げ装置のための最適な引き上げ速度プロフィールを決定するためにある。例えば、さまざまな引き上げ速度で一連のインゴットを成長させるよりむしろ、結晶の長さに沿って増大または減少させる引き上げ速度で単結晶を成長させることができる；このアプローチにおいて、凝集した自己格子間物欠陥が単結晶の成長の間の多くの時間に現れたり、消えたりする。最適な引き上げ速度は、多数の異なる結晶位置に対して決定できた。したがって、以下の実施例は、限定を意図するものではない。
【００６７】
実施例１  所定のホットゾーン設計を有する結晶引き上げ装置の最適化手順
最初の２００ｍｍの単結晶シリコンインゴットを、結晶の長さに関して、引き上げ速度を０．７５ｍｍ／分から約０．３５ｍｍ／分に直線的に変化させた条件下で成長させた。図１４は、結晶の長さを関数とする引き上げ速度を示す。結晶引き上げ装置内における成長中の２００ｍｍインゴットの以前に確立された軸温度特性と、平均軸温度勾配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物優勢材であることを確実にした。成長したインゴットを長さ方向にスライスし、凝集した格子間欠陥の生成がどこから始まっているかを決定するために分析した。
【００６８】
図１５は、欠陥分布パターンを明らかにする一連の酸素析出熱処理を行った後のインゴットの肩から約６３５ｍｍ〜約７６０ｍｍの範囲の断面に関して、インゴットの軸切断面の少数キャリア寿命を走査することによって得られた像である。約６８０ｍｍの結晶位置で、凝集した格子間欠陥２８のバンドを認めることができる。この位置は、ｖ＊(６８０ｍｍ)＝０．３３ｍｍ／分の臨界引き上げ速度に対応する。この点において、軸対称領域６(格子間物優勢材であるが、凝集した格子間欠陥を有さない領域)の幅はその最大値である；空孔優勢領域８の幅ＲＶ＊(６８０)は約３５ｍｍであり、軸対称領域の幅ＲＩ＊(６８０)は約６５ｍｍである。
【００６９】
次いで、一連の４個の単結晶シリコンインゴットを、最初の２００ｍｍインゴットの軸対称領域の最大幅が得られた引き上げ速度よりも若干大きな定常的な引き上げ速度、およびそれよりも若干小さい定常的な引き上げ速度で成長させた。図１６は、１〜４とそれぞれ記された４個の各結晶の結晶の長さを関数とする引き上げ速度を示す。次いで、これらの４個の結晶を分析して、凝集した格子間欠陥が最初に現れるかまたは消失する軸位置(および対応する引き上げ速度)を決定した。これらの４つの実験的に決定された点(「＊」を付ける)を図１６に示す。これらの点からの内挿および外挿によって、図１６においてｖ＊(Ｚ)と印を付けた曲線が得られる。この曲線は、最初の近似に対して、軸対称領域がその最大幅である結晶引き上げ装置における長さを関数とする２００ｍｍ結晶に関する引き上げ速度を表す。
【００７０】
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。
【００７１】
実施例２  Ｇ０(ｒ)における半径方向変化の低下
図１７および図１８は、溶融／固体界面での軸温度勾配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。空孔および格子間物の(溶融／固体界面から約１ｃｍでの)初期濃度を、２つの場合について、異なる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物が多いシリコンとの境界が３ｃｍの半径のところに位置するように調節した。場合１および場合２のために使用した引き上げ速度は、それぞれ、０．４ｍｍ／分および０．３５ｍｍ／分であった。図１８から、結晶の格子間物が多い部分における格子間物の初期濃度は、初期軸温度勾配の半径方向の変化が減少すると、劇的に減少することが明らかである。これにより、格子間物の過飽和による格子間欠陥クラスターの生成を回避することがより容易になるために材料品質は改善される。
【００７２】
実施例３  格子間物に関する増加した外方拡散時間
図１９および図２０は、格子間物の外方拡散に必要な時間を増大させることによって達成され得る品質の改善を例示する。格子間物の初期濃度を、２つの場合について、結晶において異なる軸温度特性ｄＴ／ｄｚを用いて計算した。溶融／固体界面での軸温度勾配は両方の場合について同じであり、その結果、格子間物の(溶融／固体界面から約１ｃｍでの)初期濃度は両方の場合について同じである。本実施例において、引き上げ速度を、結晶全体が、格子間物が多くなるように調節した。引き上げ速度は、両方の場合について同じであり、０．３２ｍｍ／分であった。場合２における格子間物の外方拡散に必要な時間が長いほど、格子間物濃度の全体的な減少が得られる。これにより、格子間物の過飽和による格子間欠陥クラスターの生成を回避することがより容易になるために材料品質は改善される。
【００７３】
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、格子間物が多い条件下で成長させた。図２１を参照して、約５２５ｍｍの軸位置および約０．４７ｍｍ／分の引き上げ速度で、結晶は、直径全体にわたって、凝集した真性の点欠陥クラスターを含まない。言い換えれば、軸対称領域の幅、すなわち、凝集した欠陥を実質的に含まない領域の幅がインゴットの半径に等しい結晶の小さな部分が存在する。
【００７４】
実施例５
実施例１に示すように、一連の単結晶シリコンインゴットを様々な引き上げ速度で成長させ、次いで、凝集した格子間欠陥が最初に現れるか消失する軸位置(および対応する引き上げ速度)を決定するために分析した。軸位置に対して引き上げ速度をグラフにプロットしたこれらの点からの内挿および外挿によって、第１の近似に対して、軸対称領域がその最大幅である結晶引き上げ装置における長さを関数とする２００ｍｍの結晶に関する引き上げ速度を示す曲線が得られた。次いで、さらなる結晶を他の引き上げ速度で成長させ、これらの結晶のさらなる分析を使用して、この実験的に決定した最適な引き上げ速度特性の精度を上げた。
【００７５】
この結果を使用し、そしてこの最適な引き上げ速度特性に従って、長さが約１０００ｍｍで、直径が約２００ｍｍの結晶を成長させた。次いで、成長させた結晶の、様々な軸位置から得られたスライス物を、(ｉ)凝集した格子間欠陥が生成しているかどうかを決定するために、そして(ｉｉ)スライス物の半径を関数としてＶ／Ｉ境界の位置を決定するために、この分野で標準的な酸素析出法を使用して分析した。このように、軸対称領域の存在を、結晶の長さまたは位置を関数としてこの領域の幅と同様に決定した。
【００７６】
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２２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。
【００７７】
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。
【００７８】
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２３ａおよび図２３ｂを参照して、軸位置が約１００ｍｍ〜約２５０ｍｍおよび約２５０ｍｍ〜約４００ｍｍの範囲であるインゴットの連続領域が存在する。軸位置が肩から約１７０ｍｍ〜約２９０ｍｍの範囲にあり、直径全体にわたって凝集した真性の点欠陥を含まない領域がインゴット内に存在することがこれらの図から認めることができる。言い換えれば、軸対称領域の幅、すなわち、凝集した格子間欠陥を実質的に含まない領域の幅がインゴットの半径にほぼ等しい領域がインゴット内に存在する。
【００７９】
さらに、軸位置から、約１２５ｍｍ〜約１７０ｍｍの範囲および約２９０ｍｍ〜４００ｍｍを超える部分の範囲の領域において、凝集した真性の点欠陥を含まず、凝集した真性の点欠陥を同様に含まない空孔優勢材の一般にはシリンダー状コアを囲む格子間物優勢材の軸対称領域が存在する。
【００８０】
最後に、軸位置から、約１００ｍｍ〜約１２５ｍｍの範囲の領域において、凝集した欠陥を含まず、空孔優勢材の一般にはシリンダー状コアを囲む格子間物優勢材の軸対称領域が存在する。空孔優勢材の内部において、凝集した欠陥を含まず、凝集した空孔欠陥を含有するコアを囲む軸対称領域が存在する。
【００８１】
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。
【００８２】
一旦成長させ、インゴットを、成長方向に平行する中心軸に沿って長さ方向に切断し、次いで、それぞれが約２ｍｍの厚さの部分にさらに分割した。次いで、前記の銅装飾技法を使用して、そのような長さ方向の部分の１組を加熱し、銅をわざと混入させた。加熱条件は、高濃度の銅格子間物を溶解させるのに適していた。次いで、このような熱処理の後に、サンプルを急冷した。この間に、銅不純物は、酸化物クラスター、または存在する場合には、凝集した格子間欠陥の部位で外方拡散するかまたは析出した。標準的な欠陥輪郭化エッチングを行った後に、サンプルを析出不純物について目視で検査した；そのような析出不純物を含まないそのような領域は、凝集した格子間欠陥を含まない領域に対応した。
【００８３】
長さ方向の部分の別組を、キャリア寿命マッピングの前に新しい酸化物クラスターの核形成および成長を行うために一連の酸素析出熱処理に供した。寿命マッピングにおけるコントラストバンドを、各インゴットにおける様々な軸位置での瞬間的な溶融／固体界面の形状の決定および測定を行うために利用した。次いで、溶融／固体界面の形状に関する情報を使用して、下記においてさらに考察するように、平均軸温度勾配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。
【００８４】
単結晶シリコンインゴットの得られる品質に対する成長条件の効果をより詳細に調べるために、今日までの実験的証拠に基づいて妥当と考えられるいくつかの仮定を行った。最初に、格子間欠陥の凝集が生じる温度にまで冷却するのに要した時間に関する熱履歴の処理を単純化するために、約１０５０℃は、シリコン自己格子間物の凝集が生じる温度に関して合理的な近似であると仮定した。この温度は、異なる冷却速度が用いられる実験を行っているときに観測された凝集した格子間物の欠陥密度での変化と一致するようである。上記のように、凝集が生じるかどうかは、格子間物濃度の因子でもあるが、凝集は、約１０５０℃を超える温度では生じないと考えられる。なぜなら、格子間物濃度の範囲がチョクラルスキー型の成長プロセスに典型的であるならば、この系は、この温度より高い温度で、格子間物により臨界的に過飽和にならないと仮定することは妥当であるからである。言い換えれば、チョクラルスキー型の成長プロセスに典型的な格子間物濃度に関して、系は約１０５０℃を超える温度で臨界的に過飽和にならない、従って、凝集事象は生じないと仮定することは妥当である。
【００８５】
単結晶シリコンの品質に対する成長条件の効果をパラメーター化するために行った第２の仮定は、シリコン自己格子間物の拡散係数の温度依存性は無視できるということである。言い換えれば、自己格子間物は、約１４００℃と約１０５０℃との間のすべての温度で同じ速度で拡散すると仮定する。約１０５０℃は、凝集の温度に関して妥当な近似と見なされると理解すると、この仮定の本質的な点は、融点からの冷却曲線の細部は問題とならないということである。拡散距離は、融点から約１０５０℃までの冷却に費やされた総時間にだけに依存する。
【００８６】
各ホットゾーン設計に関する軸温度特性データおよび特定のインゴットに関する実際の引き上げ速度特性を使用して、約１４００℃から約１０５０℃までの総冷却時間を計算することができる。温度は各ホットゾーンに関して変化する速度はかなり均一であったことに注意しなければならない。この均一性は、凝集した格子間欠陥に必要な核形成温度(すなわち、約１０５０℃)の選択における何らかの誤差は、議論の余地はあるが、計算された冷却時間における誤差を比例的に増減させるだけであることを意味する。
【００８７】
インゴットの空孔優勢領域の半径方向の拡がり(Ｒvacancy)、あるいは軸対称領域の幅を決定するために、空孔優勢コアの半径は、寿命マッピングによって決定されるように、ｖ／Ｇ０＝ｖ／Ｇ０臨界である凝固での点に等しいとさらに仮定した。言い換えれば、軸対称領域の幅は、一般的には、室温に冷却した後のＶ／Ｉ境界の位置に基づくと仮定した。これは、上記のように、インゴットが冷えると、空孔とシリコン自己格子間物との再結合が生じ得るので注目される。再結合が生じるとき、Ｖ／Ｉ境界の実際の位置は、インゴットの中心軸に向かって内側に移動する。本明細書で示されているのはこの最終的な位置である。
【００８８】
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設計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２５に示す。
【００８９】
格子間物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物がインゴットにおいてシンクから離れ得る最も遠い点であると仮定したが、そのようなシンクは、空孔優勢領域に存在するか、または結晶表面に存在するかにはよらない。上記のインゴットに関する成長速度および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、過剰な格子間物が結晶表面上のシンクまたは空孔優勢領域でのシンクに達し得ることに対する効果および格子間物の初期濃度での半径方向の変化を示す。
【００９０】
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２６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、凝集した真性の点欠陥の有無)の認識可能な依存性を解明することができない。
【００９１】
上記のように、調製した各インゴットのサンプルを、凝集した格子間欠陥の有無について様々な軸位置で評価した。調べた各軸位置に関して、サンプルの品質と軸対称領域の幅との間に相関が存在し得る。次に、図２７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。
【００９２】
このグラフに示されるデータに基づいて、この特定の温度範囲内における所与インゴット直径に可能な冷却速度の関数として、「良好」(すなわち、無欠陥)から「不良」(すなわち、欠陥含有)までのシリコンの品質での転移を一般的に示す最良の近似線を計算することができる。軸対称領域の幅と冷却速度との間の一般的な関係は、下記の式で表すことができる：
(Ｒcrystal−Ｒtransition)２ ＝ Ｄeff＊ｔ1050℃
【００９３】
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物優勢材において転移が生じるサンプルの軸位置での軸対称領域の半径であり、
Ｄeffは、格子間物拡散係数の平均時間および温度を表す定数で、約９．３＊１０−４ｃｍ２ｓｅｃ−１であり、そして
ｔ1050℃は、サンプルの所与の軸位置が凝固から約１０５０℃に冷却されるのに必要な時間である。
【００９４】
再度、図２７を参照して、所与のインゴット直径に関して、冷却時間を、所望する直径の軸対称領域を得るために推定できることが理解され得る。例えば、約１５０ｍｍの直径を有するインゴットに関して、インゴットの半径にほぼ等しい幅を有する軸対称領域は、約１４１０℃〜約１０５０℃の温度範囲域で、インゴットのこの特定部分が約１０時間〜約１５時間で冷却される場合に得ることができる。同様に、約２００ｍｍの直径を有するインゴットに関して、インゴットの半径にほぼ等しい幅を有する軸対称領域は、この温度範囲域で、インゴットのこの特定部分が約２５時間〜約３５時間で冷却される場合に得ることができる。この線がさらに外挿される場合、約６５時間〜約７５時間の冷却時間が、約３００ｍｍの直径を有するインゴットの半径にほぼ等しい幅を有する軸対称領域を得るために必要とされ得る。この点に関して、インゴットの直径が大きくなるに従って、格子間物がインゴット表面または空孔コアでシンクに達するために拡散しなければならない距離が増大するために、さらなる冷却時間が必要であることに注意しなければならない。
【００９５】
次に、図２８、図２９、図３０および図３１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２８から図３１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。
【００９６】
図２８を参照して、軸位置が肩から約２３５ｍｍ〜約３５０ｍｍの範囲にあるインゴットの一部を示す。約２５５ｍｍの軸位置において、凝集した格子間欠陥を含まない軸対称領域の幅は最大であり、インゴットの半径の約４５％である。この領域を超えると、そのような欠陥を含まない領域から、そのような欠陥が存在する領域への転移が生じる。
次に、図２９を参照して、軸位置が肩から約３０５ｍｍ〜約４６０ｍｍの範囲にあるインゴットの一部を示す。約３６０ｍｍの軸位置において、凝集した格子間欠陥を含まない軸対称領域の幅は最大であり、インゴットの半径の約６５％である。この領域を超えると、欠陥生成が始まる。
【００９７】
次に、図３０を参照して、軸位置が肩から約１４０ｍｍ〜約２７５ｍｍの範囲にあるインゴットの一部を示す。約２１０ｍｍの軸位置において、軸対称領域の幅は、インゴットの半径にほぼ等しい；すなわち、この範囲内のインゴットの小部分は、凝集した真性の点欠陥を含まない。
【００９８】
次に、図３１を参照して、軸位置が肩から約６００ｍｍ〜約７３０ｍｍの範囲にあるインゴットの一部を示す。約６４０ｍｍ〜約６６５ｍｍの範囲の軸位置に関して、軸対称領域の幅は、インゴットの半径にほぼ等しい。さらに、軸対称領域の幅がインゴットの半径にほぼ等しいインゴットのセグメントの長さは、図３０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。
【００９９】
従って、図２８、図２９、図３０および図３１を組み合わせて見た場合、これらの図は、１０５０℃への冷却時間の欠陥を含まない軸対称領域の幅および長さに対する効果を明らかにしている。一般に、結晶の引き上げ速度の連続的な低下によって、結晶の一部の冷却時間に基づいて低下させるには大きすぎる格子間物の初期濃度が導かれ、結果的に、凝集した格子間欠陥を含有する領域が生じる。軸対称領域の長さが大きくなることは、より大きな範囲の引き上げ速度(すなわち、格子間物の初期濃度)を、欠陥を含まないそのような材料に関して得ることができることを意味する。冷却時間の増大は、格子間物のより大きな初期濃度を可能にする。なぜなら、半径方向の拡散に充分な時間が達成され、その濃度を格子間欠陥の凝集に必要とされる臨界濃度よりも低く抑えることができるからである。言い換えれば、冷却時間が長くなる場合には、引き上げ速度を少し低くしても(従って、格子間物のより大きな初期濃度)、依然として最大の軸対称領域６が得られる。従って、冷却時間を長くすると、最大の軸対称領域の直径に必要とされる条件について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。
【０１００】
再度、図３１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。
【０１０１】
上記の結果から明らかであり得るように、冷却速度を制御することにより、自己格子間物濃度は、それらが消滅し得る領域に格子間物が拡散するのにより多くの時間を可能にすることによって抑制され得る。結果として、凝集した格子間欠陥の形成が、単結晶シリコンインゴットの大部分において防止される。
【０１０２】
上記を参照して、本発明のいくつかの目的が達成されることが理解される。
様々な変化を、本発明の範囲から逸脱することなく、上記の構成およびプロセスにおいて行うことできるので、上記の説明に含まれるすべての事項は、例示として解釈されるものであり、限定する意味で解釈されるものではない。
【図面の簡単な説明】
【図１】  自己格子間物[Ｉ]および空孔[Ｖ]の初期濃度が、比率ｖ／Ｇ０[ｖは成長速度であり、Ｇ０は平均軸温度勾配である。]の数値の増加に伴って変化する例を示すグラフである。
【図２】  自己格子間物[Ｉ]の所定初期濃度に関して温度Ｔが低下するに伴って、凝集格子間欠陥の形成に必要とされる自由エネルギーの変化ΔＧＩが増加する例を示すグラフである。
【図３】  放射拡散の手段によって、自己格子間物[Ｉ]の濃度の抑制の結果として、ΔＧＩ(凝集格子間欠陥の生成に必要な自由エネルギーの変化)がいかに低下するか(温度Ｔの低下に伴って)を例示するグラフである（実線は放射拡散がない場合を示し、一方、点線は拡散の効果を含んでいる。）。
【図４】  凝集反応が妨げられるように、放射拡散の手段によって、自己格子間物[Ｉ]の濃度の抑制の結果として、ΔＧＩ(凝集格子間欠陥の生成に必要な自由エネルギーの変化)がいかに充分に低下するか(温度Ｔの低下に伴って)を例示するグラフである（実線は放射拡散がない場合を示し、一方、点線は拡散の効果を含んでいる。）。
【図５】  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、自己格子間物[Ｉ]および空孔[Ｖ]の初期濃度が、ウエハのインゴットの半径に沿って変化する例を示すグラフである。
【図６】  それぞれ優勢材の空孔Ｖおよび自己格子間物Ｉの領域、ならびそれらの間に存在するＶ／Ｉ境界を示す単結晶シリコンインゴットまたはウエハの正面図である。
【図７ａ】  自己格子間物の放射拡散による半径位置の関数として、空孔または自己格子間物の初期濃度がいかに変化するかを例示するグラフである。また、このような拡散が、いかにＶ／Ｉ境界の位置をインゴットの中心に近い方に移動させるか(空孔および自己格子間物の再結合の結果として)、ならびに、自己格子間物[Ｉ]の濃度を抑制するかも示されている。
【図７ｂ】  図７ａに示されているような自己格子間物濃度[Ｉ]の抑制が、あらゆる場所でΔＧＩを、シリコンの自己格子間物反応が起こる臨界値未満の値に維持するのにいかに充分であるかを例示する、半径位置の関数としてのΔＧＩのグラフである。
【図７ｃ】  自己格子間物の放射拡散による半径位置の関数として、空孔または自己格子間物の初期濃度がいかに変化するかの別例を示すグラフである。図７ａと比較して、このような拡散が、Ｖ／Ｉ境界の位置をインゴットの中心に近い方にあるようにし(空孔および自己格子間物の再結合の結果として)、Ｖ／Ｉ境界の外側の領域における格子間物濃度の増加を与えることに注意すべきである。
【図７ｄ】  図７ｃに示されているような自己格子間物濃度[Ｉ]の抑制が、あらゆる場所でΔＧＩを、シリコンの自己格子間物反応が起こる臨界値未満の値に維持するのにいかに不充分であるかを例示する、半径位置の関数としてのΔＧＩのグラフである。
【図７ｅ】  自己格子間物の放射拡散による半径位置の関数として、空孔または自己格子間物の初期濃度がいかに変化するかの別例を示すグラフである。図７ａと比較して、拡散の増加が、自己格子間物濃度のより大きな抑制を与えたことに注意すべきである。
【図７ｆ】  図７ｅに示されているような自己格子間物濃度[Ｉ]のより大きな抑制が、図７ｂと比較して、いかにΔＧＩのより大きな抑制を与えたかを例示する、半径位置の関数としてのΔＧＩのグラフである。
【図７ｇ】  自己格子間物の放射拡散による半径位置の関数として、空孔または自己格子間物の初期濃度がいかに変化するかの別例を示すグラフである。図７ｃと比較して、拡散の増加が、自己格子間物濃度のより大きな抑制を与えたことに注意すべきである。
【図７ｈ】  図７ｇに示されているような自己格子間物濃度[Ｉ]のより大きな抑制が、図７ｄと比較して、いかにΔＧＩのより大きな抑制を与えたかを例示する、半径位置の関数としてのΔＧＩのグラフである。
【図７ｉ】  自己格子間物の放射拡散による半径位置の関数として、空孔または自己格子間物の初期濃度がいかに変化するかの別例を示すグラフである。この例においては、充分量の自己格子間物が空孔と再結合して、空孔優勢領域がもはや存在しないことに注意すべきである。
【図７ｊ】  図７ｉに示されているような自己格子間物の放射拡散が、結晶半径に沿うあらゆる場所での、凝集格子間欠陥の抑制を維持するのにいかに充分であるかを例示する、半径位置の関数としてのΔＧＩのグラフである。
【図８】  単結晶シリコンインゴットの長さ方向の断面図であり、インゴットの直径一定部分の軸対称領域を詳細に示すものである。
【図９】  単結晶シリコンインゴットの直径一定部分のセグメントの長さ方向の断面図であり、軸対称領域の幅における軸変動を詳細に示すものである。
【図１０】  インゴットの半径未満の幅の軸対称領域を有する単結晶シリコンインゴットの直径一定部分のセグメントの長さ方向の断面図であり、この領域が、空孔優勢材のほぼシリンダー状である領域をさらに含むことを詳細に示すものである。
【図１１】  図１０に示した軸対称領域の長さ方向の断面図である。
【図１２】  インゴットの半径に等しい幅の軸対称領域を有する単結晶シリコンインゴットの直径一定部分のセグメントの長さ方向の断面図であり、この領域が、凝集真性点欠陥を実質的に含まない自己格子間物優勢材のほぼシリンダー状である領域であることを詳細に示すものである。
【図１３】  空孔優勢材(空格子点優勢材)(vacancy dominated matetrial)のほぼシリンダー状の領域、自己格子間優勢材のほぼ環状の軸対称領域、それらの間に存在するＶ／Ｉ境界、および凝集格子間欠陥の領域を詳細に示す、一連の酸素析出熱処理後のインゴットの軸方向カットの少数担体寿命のスキャンによって得られる画像である。
【図１４】  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１５】  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１６】  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１７】  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Ｇ０における平均軸方向温度勾配のグラフである。
【図１８】  実施例２に記載の２種類の場合における、半径方向位置の関数としての、空孔「Ｖ」および自己格子間物「Ｉ」の初期濃度のグラフである。
【図１９】  実施例３に記載の２種類の場合における、インゴットにおける軸方向温度プロフィールを示す、軸方向位置の関数としての温度のグラフである。
【図２０】  図１９に示され、実施例３にさらに詳しく記載される２種類の冷却条件から得られる自己格子間物濃度のグラフである。
【図２１】  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２２】  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２３ａ】  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２３ｂ】  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２４】  ４種類の異なるホットゾーン配置におけるインゴットの軸温度プロフィールを示すグラフである。
【図２５】  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Ｇ０のグラフである。
【図２６】  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Ｇ０における半径方向変化のグラフである。
【図２７】  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２８】  実施例７に記載のような、銅装飾(copper decoration)および欠陥ディリニエーションエッチング(defect−delineating etch)後の、インゴットのショルダーから約２３５ｍｍ〜約３５０ｍｍにわたるインゴットのセグメントの軸方向カットの写真である。
【図２９】  実施例７に記載のような、銅装飾および欠陥輪郭エッチング後の、インゴットのショルダーから約３０５ｍｍ〜約４６０ｍｍにわたるインゴットのセグメントの軸方向カットの写真である。
【図３０】  実施例７に記載のような、銅装飾および欠陥輪郭エッチング後の、インゴットのショルダーから約１４０ｍｍ〜約２７５ｍｍにわたるインゴットのセグメントの軸方向カットの写真である。
【図３１】  実施例７に記載のような、銅装飾および欠陥輪郭エッチング後の、インゴットのショルダーから約６００ｍｍ〜約７３０ｍｍにわたるインゴットのセグメントの軸方向カットの写真である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７ａ】
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【図７ｂ】
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【図７ｃ】
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【図７ｄ】
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【図７ｅ】
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【図７ｆ】
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【図７ｇ】
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【図７ｈ】
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【図７ｉ】
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【図７ｊ】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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【図１９】
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【図２０】
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【図２１】
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【図２２】
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【図２３ａ】
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【図２３ｂ】
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【図２４】
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【図２５】
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【図２６】
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【図２７】
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【図２８】
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【図２９】
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【図３０】
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【図３１】
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