JP3731417B2 - 点欠陥の凝集体が存在しないシリコンウェーハの製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、チョクラルスキー法（以下、ＣＺ法という。）により点欠陥の凝集体が存在しないシリコンウェーハを製造する方法に関する。更に詳しくは、イントリンシックゲッタリング（以下、ＩＧ）源を有する半導体集積回路用のシリコンウェーハの製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、半導体集積回路を製造する工程において、歩留りを低下させる原因として酸化誘起積層欠陥（Oxidation Induced Stacking Fault、以下、ＯＳＦという。）の核となる酸素析出物の微小欠陥や、結晶に起因したパーティクル（Crystal Originated Particle、以下、ＣＯＰという。）や、或いは侵入型転位（Interstitial-type Large Dislocation、以下、ＬＤという。）の存在が挙げられている。ＯＳＦは、結晶成長時にその核となる微小欠陥が導入され、半導体デバイスを製造する際の熱酸化工程等で顕在化し、作製したデバイスのリーク電流の増加等の不良原因になる。またＣＯＰは、鏡面研磨後のシリコンウェーハをアンモニアと過酸化水素の混合液で洗浄したときにウェーハ表面に出現する結晶に起因したピットである。このウェーハをパーティクルカウンタで測定すると、このピットも本来のパーティクルとともに光散乱欠陥として検出される。このＣＯＰは電気的特性、例えば酸化膜の経時絶縁破壊特性（Time Dependent dielectric Breakdown、ＴＤＤＢ）、酸化膜耐圧特性（Time Zero Dielectric Breakdown、ＴＺＤＢ）等を劣化させる原因となる。またＣＯＰがウェーハ表面に存在するとデバイスの配線工程において段差を生じ、断線の原因となり得る。そして素子分離部分においてもリーク等の原因となり、製品の歩留りを低くする。更にＬＤは、転位クラスタとも呼ばれたり、或いはこの欠陥を生じたシリコンウェーハをフッ酸を主成分とする選択エッチング液に浸漬するとピットを生じることから転位ピットとも呼ばれる。このＬＤも、電気的特性、例えばリーク特性、アイソレーション特性等を劣化させる原因となる。
【０００３】
以上のことから、半導体集積回路を製造するために用いられるシリコンウェーハからＯＳＦ、ＣＯＰ及びＬＤを減少させることが必要となっている。
このＯＳＦ、ＣＯＰ及びＬＤを有しない無欠陥のシリコンウェーハが特開平１１−１３９３号公報に開示されている。この無欠陥のシリコンウェーハは、シリコン単結晶インゴット内での空孔型点欠陥の凝集体及び格子間シリコン型点欠陥の凝集体がそれぞれ存在しないパーフェクト領域を［Ｐ］とするとき、パーフェクト領域［Ｐ］からなるインゴットから切出されたシリコンウェーハである。パーフェクト領域［Ｐ］は、格子間シリコン型点欠陥が支配的に存在する領域［Ｉ］と、シリコン単結晶インゴット内で空孔型点欠陥が支配的に存在する領域［Ｖ］との間に介在する。このパーフェクト領域［Ｐ］からなるシリコンウェーハは、インゴットの引上げ速度をＶ（ｍｍ／分）とし、シリコン融液とインゴットとの界面近傍におけるインゴット鉛直方向の温度勾配をＧ（℃／ｍｍ）とするとき、熱酸化処理をした際にリング状に発生するＯＳＦがウェーハ中心部で消滅するように、Ｖ／Ｇ（ｍｍ2／分・℃）の値を決めて作られる。
【０００４】
一方、半導体デバイスメーカーの中には、ＯＳＦ、ＣＯＰ及びＬＤを有しない上に、デバイス工程で生じる金属汚染をゲッタリングする能力を有するシリコンウェーハを求める場合がある。ゲッタリング能力が十分に備わっていないウェーハでは、デバイス工程で金属により汚染されると、接合リークや、金属不純物によるトラップ準位によるデバイスの動作不良等を生じ、これにより製品の歩留りが低下する。
上記パーフェクト領域［Ｐ］からなるインゴットから切出されたシリコンウェーハは、ＯＳＦ、ＣＯＰ及びＬＤを有しないけれども、デバイス工程の熱処理において、必ずしもウェーハ面内で均一に酸素析出が起らず、これによりＩＧ効果が十分に得られない場合がある。
またパーフェクト領域［Ｐ］からなるシリコンウェーハを作り出すＶ／Ｇ値は、温度勾配Ｇが一定である場合、インゴットの引上げ速度Ｖに比例し、狭い範囲に制御された比較的低い速度でインゴットを引上げることが要求されるが、この要求を確実に充足することは技術的に必ずしも容易ではなく、インゴットの生産性も高くない。
【０００５】
この点を解決するために、上記Ｖ／Ｇの値をたて軸、結晶中心から結晶周辺までの距離Ｄをよこ軸とした欠陥分布図において、ＯＳＦリングの外側のＮ領域（本発明の［Ｐ］領域に相当）のうち、酸素析出の多いＮ2（Ｖ）領域（本発明の［ＰV］領域に相当）で引上げるか、ＯＳＦリング領域を含むＯＳＦリング内外のＮ1（Ｖ）領域とＮ2（Ｖ）領域でシリコン単結晶を引上げる方法が提案されている（特開平１１−１５７９９６）。この方法によれば、制御し易い製造条件の下で、領域［Ｉ］及び領域［Ｖ］のいずれも存在しない、結晶全面にわたって極低欠陥密度であるとともに、酸素析出によるゲッタリング（ＩＧ）能力のあるシリコンウェーハを、高生産性を維持しながら製造することができる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平１１−１５７９９６号公報に記載されたシリコン単結晶の製造方法では、シリコンウェーハの状態でＯＳＦ熱酸化処理をした際にＯＳＦ核の成長を阻害するために、成長結晶内の酸素濃度を２４ｐｐｍａ（ＡＳＴＭ’７９値）［約１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）に相当］未満に抑えたシリコンウェーハを用いるか、或いは成長結晶中の１０５０℃から８５０℃までの温度域を通過する時間を１４０分以下となるように熱履歴を制御しなければならない制約があった。
【０００７】
本発明の目的は、領域［ＰV］又は領域［ＰI］のいずれか一方又は双方からなる酸素濃度が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）以上のインゴットから切出されたシリコンウェーハであっても、ＩＧ効果が得られ、かつ点欠陥の凝集体の存在しないシリコンウェーハの製造方法を提供することにある。
本発明の別の目的は、領域［ＯＳＦ］及び領域［ＰV］の混合領域からなる酸素濃度が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）以上のインゴットから切出されたシリコンウェーハであっても、ウェーハ面内で均一なＩＧ効果が得られ、かつ点欠陥の凝集体の存在しないシリコンウェーハの製造方法を提供することにある。
本発明の更に別の目的は、酸素ドナーキラー処理を要することなく、かつ点欠陥の凝集体の存在しないシリコンウェーハの製造方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
請求項１に係る発明は、シリコン単結晶インゴット内での格子間シリコン型点欠陥が支配的に存在する領域を［Ｉ］とし、空孔型点欠陥が支配的に存在する領域を［Ｖ］とし、格子間シリコン型点欠陥の凝集体及び空孔型点欠陥の凝集体が存在しないパーフェクト領域を［Ｐ］とするとき、パーフェクト領域［Ｐ］からなるインゴットから切出された点欠陥の凝集体が存在しないシリコンウェーハの製造方法の改良である。
その特徴ある構成は、上記領域［Ｉ］に隣接しかつ上記パーフェクト領域［Ｐ］に属し侵入型転位を形成し得る最低の格子間シリコン濃度未満の領域を［ＰI］とし、上記領域［Ｖ］に隣接しかつ上記パーフェクト領域［Ｐ］に属しＣＯＰ又はＦＰＤを形成し得る空孔濃度以下の領域を［ＰV］とするとき、上記領域［ＰV］又は領域［ＰI］のいずれか一方又は双方からなりかつ酸素濃度が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）以上であるシリコン単結晶インゴットを引上げ、このインゴットから切出されたシリコンウェーハを水素又はアルゴンガス雰囲気下で室温から９００〜１２００℃まで５〜５０℃／分の昇温速度で加熱し、５〜１２０分間保持する第１段熱処理を行うことにある。
【０００９】
請求項４に係る発明は、上記領域［Ｖ］に属しかつシリコン単結晶インゴットをシリコンウェーハの状態で熱酸化処理をした際に発生するＯＳＦの領域を［ＯＳＦ］とするとき、領域［ＯＳＦ］を含むパーフェクト領域［Ｐ］からなるインゴットから切出された点欠陥の凝集体が存在しないシリコンウェーハの製造方法の改良である。
その特徴ある構成は、上記領域［ＯＳＦ］及び上記領域［ＰV］からなりかつ酸素濃度が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）以上であるシリコン単結晶インゴットを引上げ、このインゴットから切出されたシリコンウェーハを水素又はアルゴンガス雰囲気下で室温から９００〜１２００℃まで５〜５０℃／分の昇温速度で加熱し、５〜１２０分間保持する第１段熱処理を行うことにある。
【００１０】
請求項１又は請求項４に係る発明では、インゴットの酸素濃度が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）以上あっても、シリコンウェーハが領域［ＰV］又は領域［ＰI］のいずれか一方又は双方からなるか、或いは領域［ＯＳＦ］及び領域［ＰV］からなるときに、このインゴットから切出されたシリコンウェーハを上記条件で熱処理すると、ウェーハ内の酸素の外方拡散効果により結晶成長時に導入された酸素析出核やＯＳＦ核がウェーハの表面近傍で収縮又は消失し、これによりウェーハ表面にデヌーデッドゾーン（Denuded Zone、以下、ＤＺ層という。）が形成される。またウェーハ表面近傍より内部のウェーハでは酸素濃度が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）以上であるため、所定密度以上の酸素析出物（Bulk Micro Defect、以下、ＢＭＤという。）が発生し、ＩＧ効果を有するようになる。
【００１１】
請求項２又は請求項５に係る発明では、請求項１又は請求項４記載の第１段熱処理を行った後、このシリコンウェーハを窒素又は酸化性雰囲気下で室温から５００〜８００℃の炉内に導入して７５０〜１１００℃まで１０〜５０℃／分の昇温速度で加熱し、４〜４８時間保持する第２段熱処理を行う方法である。
また請求項３に係る発明では、請求項１記載の第１段熱処理を行った後、このシリコンウェーハを窒素又は酸化性雰囲気下で室温から４００〜７００℃の炉内に導入して８００〜１１００℃まで０．５〜１０℃／分の昇温速度で加熱し、０．５〜４０時間保持する第２段熱処理を行う方法である。
上記条件で第２段熱処理を行うことにより、第１段熱処理で形成したウェーハのＢＭＤ密度が増大し、ウェーハ面内のＢＭＤ密度の分布が均一化するようになる。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明のシリコンウェーハは、ＣＺ法によりホットゾーン炉内のシリコン融液からインゴットをボロンコフ（Voronkov）の理論に基づいた所定の引上げ速度プロファイルで引上げた後、このインゴットをスライスして作製される。
一般的に、ＣＺ法によりホットゾーン炉内のシリコン融液からシリコン単結晶のインゴットを引上げたときには、シリコン単結晶における欠陥として、点欠陥（point defect）と点欠陥の凝集体（agglomerates：三次元欠陥）が発生する。点欠陥は空孔型点欠陥と格子間シリコン型点欠陥という二つの一般的な形態がある。空孔型点欠陥は一つのシリコン原子がシリコン結晶格子で正常的な位置の一つから離脱したものである。このような空孔が空孔型点欠陥になる。一方、原子がシリコン結晶の格子点以外の位置（インタースチシャルサイト）で発見されるとこれが格子間シリコン点欠陥になる。
【００１３】
点欠陥は一般的にシリコン融液（溶融シリコン）とインゴット（固状シリコン）の間の接触面で導入される。しかし、インゴットを継続的に引上げることによって接触面であった部分は引上げとともに冷却し始める。冷却の間、空孔型点欠陥又は格子間シリコン型点欠陥は拡散により互いに合併して、空孔型点欠陥の凝集体（vacancy agglomerates）又は格子間シリコン型点欠陥の凝集体（interstitial agglomerates）が形成される。言い換えれば、凝集体は点欠陥の合併に起因して発生する三次元構造である。
空孔型点欠陥の凝集体は前述したＣＯＰの他に、ＬＳＴＤ（Laser Scattering Tomograph Defects）又はＦＰＤ（Flow Pattern Defects）と呼ばれる欠陥を含み、格子間シリコン型点欠陥の凝集体は前述したＬＤと呼ばれる欠陥を含む。ＦＰＤとは、インゴットをスライスして作製されたシリコンウェーハを３０分間無撹拌にてセコエッチング（Secco etching、Ｋ2Ｃｒ2Ｏ7：50%ＨＦ：純水＝44g：2000cc：1000cc）の混合液によるエッチング）したときに現れる特異なフローパターンを呈する痕跡の源であり、ＬＳＴＤとは、シリコン単結晶内に赤外線を照射したときにシリコンとは異なる屈折率を有し散乱光を発生する源である。
【００１４】
ボロンコフの理論は、欠陥の数が少ない高純度インゴットを成長させるために、インゴットの引上げ速度をＶ（ｍｍ／分）、インゴットとシリコン融液の界面近傍のインゴット中の温度勾配をＧ（℃／ｍｍ）とするときに、Ｖ／Ｇ（ｍｍ2／分・℃）を制御することである。この理論では、図１Ａに示すように、Ｖ／Ｇをよこ軸にとり、空孔型点欠陥濃度と格子間シリコン型点欠陥濃度を同一のたて軸にとって、Ｖ／Ｇと点欠陥濃度との関係を図式的に表現し、空孔領域と格子間シリコン領域の境界がＶ／Ｇによって決定されることを説明している。より詳しくは、Ｖ／Ｇ比が臨界点以上では空孔型点欠陥濃度が優勢なインゴットが形成される反面、Ｖ／Ｇ比が臨界点以下では格子間シリコン型点欠陥濃度が優勢なインゴットが形成される。図１Ａにおいて、［Ｉ］は格子間シリコン型点欠陥が支配的であって、格子間シリコン型点欠陥が存在する領域（(Ｖ／Ｇ)1以下）を示し、［Ｖ］はインゴット内での空孔型点欠陥が支配的であって、空孔型点欠陥の凝集体が存在する領域（(Ｖ／Ｇ)2以上）を示し、［Ｐ］は空孔型点欠陥の凝集体及び格子間シリコン型点欠陥の凝集体が存在しないパーフェクト領域（(Ｖ／Ｇ)1〜(Ｖ／Ｇ)2）を示す。領域［Ｐ］に隣接する領域［Ｖ］にはＯＳＦ核を形成する領域［ＯＳＦ］（(Ｖ／Ｇ)2〜(Ｖ／Ｇ)3）が存在する。
【００１５】
このパーフェクト領域［Ｐ］は更に領域［ＰI］と領域［ＰV］に分類される。［ＰI］はＶ／Ｇ比が上記(Ｖ／Ｇ)1から臨界点までの領域であり、［ＰV］はＶ／Ｇ比が臨界点から上記(Ｖ／Ｇ)2までの領域である。即ち、［ＰI］は領域［Ｉ］に隣接し、かつ侵入型転位を形成し得る最低の格子間シリコン型点欠陥濃度未満の格子間シリコン型点欠陥濃度を有する領域であり、［ＰV］は領域［Ｖ］に隣接し、かつＯＳＦを形成し得る最低の空孔型点欠陥濃度未満の空孔型点欠陥濃度を有する領域である。
【００１６】
本願請求項１又は３に係る発明の所定の引上げ速度プロファイルは、インゴットがホットゾーン炉内のシリコン溶融物から引上げられる時、温度勾配に対する引上げ速度の比（Ｖ／Ｇ）が格子間シリコン型点欠陥の凝集体の発生を防止する(Ｖ／Ｇ)1以上であって、空孔型点欠陥の凝集体をインゴットの中央にある空孔型点欠陥が支配的に存在する領域内に制限する(Ｖ／Ｇ)2以下に維持されるように決められる。
また本願請求項２に係る発明の所定の引上げ速度プロファイルは、Ｖ／Ｇが臨界点以上であって、(Ｖ／Ｇ)2以下に維持されるように決められる。
また本願請求項４に係る発明の所定の引上げ速度プロファイルは、Ｖ／Ｇが臨界点以上であって、(Ｖ／Ｇ)3以下に維持されるように決められる。
【００１７】
この引上げ速度のプロファイルは、実験的に基準インゴットを軸方向にスライスすることで、又はこれらの技術を組合わせることで、シミュレーションによって上記ボロンコフの理論に基づき決定される。即ち、この決定は、シミュレーションの後に、軸方向にスライスしたインゴットを横断方向にスライスしてウェーハ状態で確認し、更にシミュレーションを繰り返すことによりなされる。シミュレーションのために複数種類の引上げ速度が所定の範囲で決められ、複数個の基準インゴットが成長される。
即ち、図１Ｅに示すように引上げ速度を１．２ｍｍ／分から０．４ｍｍ／分まで徐々に低下させてＶ／Ｇを連続的に低下させたときのインゴットの断面図を図１Ｂ、図１Ｃ及び図１Ｄにそれぞれ示す。各図の横軸はそれぞれ図１Ａの横軸（Ｖ／Ｇ）に対応して描かれている。図１Ｂは上記インゴットをＮ2雰囲気下、１０００℃、４０時間熱処理した後のＸ線トポグラフによる概念図である。この図では引上げ速度を低下させるに従って領域［Ｖ］、領域［ＯＳＦ］、領域［ＰV］、領域［ＰI］及び領域［Ｉ］が現れる。図１Ｃは引上げ直後（as-grownの状態）の上記インゴットを３０分間セコエッチングしたときの結晶の欠陥分布図である。この図では上記［Ｖ］に相当する領域にＣＯＰ、ＦＰＤが現れ、上記［Ｉ］に相当する領域にＬＤが現れる。更に図１Ｄは上記インゴットを湿潤Ｏ2雰囲気下、１１００℃、１時間熱処理した後、２分間セコエッチングしたときの結晶の欠陥分布図である。この図ではＯＳＦが現れる。
【００１８】
図１Ｂに対応する図２において、４カ所でインゴットをスライスしたときのシリコンウェーハＷ1、Ｗ2、Ｗ3及びＷ4をそれぞれ図３Ａ、図３Ｂ、図３Ｃ及び図３Ｄに示す。ウェーハＷ1は中心部にＯＳＦ核を形成する領域［ＯＳＦ］が、その周囲に領域［ＰV］が存在する。ウェーハＷ2はすべてが領域［ＰV］である。ウェーハＷ3は中心部に領域［ＰV］が、その周囲に領域［ＰI］が存在する。ウェーハＷ4はすべてが領域［ＰI］である。
なお、ＣＯＰやＬＤなどの点欠陥の凝集体は検出方法によって検出感度、検出下限値が異なる値を示すことがある。そのため、本明細書において、「点欠陥の凝集体が存在しない」の意味は、鏡面加工されたシリコン単結晶を無攪拌セコエッチングを施した後に光学顕微鏡により、観察面積とエッチング取り代との積を検査体積として観察した際に、フローパターン（空孔型欠陥）及び転位クラスタ（格子間シリコン型点欠陥）の各凝集体が１×１０-3ｃｍ3の検査体積に対して１個欠陥が検出された場合を検出下限値（１×１０3個／ｃｍ3）とするとき、点欠陥の凝集体の数が上記検出下限値以下であることをいう。
【００１９】
本発明のシリコンウェーハは上述したウェーハＷ1、Ｗ2、Ｗ3及びＷ4のいずれかであって、かつ初期の酸素濃度が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）以上であることが必要である。このためにシリコンウェーハに切出される前のインゴットはその酸素濃度が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）以上である。これは第１段熱処理により上記ウェーハＷ1〜Ｗ4に所望の密度以上のＢＭＤを発生させてウェーハＷ1〜Ｗ4をＩＧウェーハにするためである。
【００２０】
次に上記シリコンウェーハの第１段熱処理及び第２段熱処理について説明する。
(a) 第１段熱処理
上記ウェーハＷ1〜Ｗ4の第１段熱処理（請求項４及び請求項１）は、ウェーハＷ1〜Ｗ4を水素又はアルゴンガス雰囲気下で室温から９００〜１２００℃まで５〜５０℃／分の昇温速度で加熱し、５〜１２０分間保持することにより行われる。熱処理雰囲気を非酸化性の水素又はアルゴンガス雰囲気にするのは、ウェーハ内の酸素の外方拡散効果により結晶成長時に導入された酸素析出核又はＯＳＦ核をウェーハ表面近傍で収縮又は消失させて、ウェーハ表面において深さ方向にＤＺ層（幅約１〜５μｍ）を形成するためである。
昇温速度が５０℃／分を越え、かつ保持温度が９００℃未満又は保持時間が５分未満の場合には、酸素の外方拡散効果が低いために結晶成長時に導入された酸素析出核又はＯＳＦ核が収縮せず、ウェーハ表面において深さ方向にＤＺ層を十分に形成できない。またウェーハ内部においてＩＧ効果を奏するのに必要なＢＭＤ密度が得られない。一方、昇温速度が５℃／分未満で、かつ保持温度が１２００℃を越える場合には、炉やボード材の熱的耐久性や熱処理の生産性が低下する。第１段熱処理は、室温から１０００〜１２００℃まで１０〜４０℃／分の昇温速度で加熱し、１０〜６０分間保持することが好ましい。
【００２１】
(b) 第２段熱処理
第１段熱処理を行ったウェーハＷ1〜Ｗ4は第２段熱処理を行うことが、ＢＭＤ密度が増大し、ＩＧ効果がより高められるため、好ましい。
上記ウェーハＷ1及びＷ2の第２段熱処理（請求項５及び請求項２）は、ウェーハＷ1及びＷ2を窒素又は酸化性雰囲気下で室温から５００〜８００℃の炉内に導入して７５０〜１１００℃まで１０〜５０℃／分の昇温速度で加熱し、４〜４８時間保持することにより行われる。熱処理雰囲気を窒素又は酸化性雰囲気にするのは、第１段熱処理で形成されたＢＭＤ密度をより高めるためである。昇温速度が５０℃／分を越え、かつ保持温度が７５０℃未満又は保持時間が４時間未満の場合には、ＢＭＤを十分に高くすることが困難になる。一方、昇温速度が１０℃／分未満で、かつ保持温度が１１００℃を越えるか、又は保持時間が４８時間を越える場合には、熱処理の生産性が低下する。この場合の第２段熱処理は、室温から６００〜８００℃の炉内に導入して８００〜１０００℃まで１０〜４０℃／分の昇温速度で加熱し、６〜４０時間保持することが好ましい。
【００２２】
上記ウェーハＷ3及びＷ4の第２段熱処理（請求項３）は、ウェーハＷ3及びＷ4を第１段熱処理した後、このシリコンウェーハを窒素又は酸化性雰囲気下で室温から４００〜７００℃の炉内に導入して８００〜１１００℃まで０．５〜１０℃／分の昇温速度で加熱し、０．５〜４０時間保持することにより行われる。熱処理雰囲気を窒素又は酸化性雰囲気にするのは、上記と同じ理由である。昇温速度が１０℃／分を越え、かつ保持温度が８００℃未満又は保持時間が０．５時間未満の場合には、ウェーハ面内で均一にＢＭＤを形成することが困難になる。一方、昇温速度が０．５℃／分未満で、かつ保持温度が１１００℃を越えるか、又は保持時間が４０時間を越える場合には、熱処理の生産性が低下する。この場合の第２段熱処理は、室温から３００〜６００℃の炉内に導入して９００〜１０００℃まで１〜３℃／分の昇温速度で加熱し、１〜１２時間保持することが好ましい。
第１段熱処理を行うことにより、ウェーハプロセスのうちの酸素ドナーキラー処理が不要となる。
【００２３】
【実施例】
次に本発明の実施例を比較例とともに説明する。
＜実施例１＞
シリコン単結晶引上げ装置を用いて直径６インチのボロン（Ｂ）がドープされたｐ型のシリコンインゴットを引上げた。このインゴットは直胴部の長さが６００ｍｍ、結晶方位が（１００）、抵抗率が１〜１５Ωｃｍ、酸素濃度が１．４×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）であった。インゴットは、引上げ時のＶ／Ｇを０．２４ｍｍ2／分℃から０．１８ｍｍ2／分℃まで連続的に減少させながら、同一条件で２本育成した。そのうちの１本のインゴットは図２に示すように引上げ方向にインゴット中心を切断し、各領域の位置を調べ、別の１本から各領域の位置に対応してシリコンウェーハを切出し、試料とした。この例では試料となるウェーハは、中心部に領域［ＯＳＦ］を有し、その周囲に領域［ＰV］を有する図２及び図３Ａに示すウェーハＷ1である。
インゴットから切出し鏡面研磨したこのウェーハＷ1を水素雰囲気下で室温から１２００℃まで１０℃／分の昇温速度で加熱し、６０分間保持する第１段熱処理を行った。
【００２４】
＜実施例２＞
実施例１と同じインゴットから切出し鏡面研磨したウェーハＷ1を水素雰囲気下で室温から１２００℃まで１０℃／分の昇温速度で加熱し、６０分間保持する第１段熱処理を行った後、このウェーハＷ1を窒素雰囲気下で室温から８００℃の炉内に導入して１０００℃まで１０℃／分の昇温速度で加熱し、２４時間保持する第２段熱処理を行った。
【００２５】
＜比較例１＞
実施例１と同じインゴットから切出し鏡面研磨したウェーハＷ1であって、第１段熱処理も第２段熱処理も行わないウェーハＷ1を比較例１とした。
【００２６】
＜比較例２＞
実施例１と同じインゴットから切出し鏡面研磨したウェーハＷ1であって、第１段熱処理を行わずに、実施例２の第２段熱処理のみ行ったウェーハＷ1を比較例２とした。
【００２７】
＜比較評価１＞
実施例１と比較例１のウェーハをそれぞれ湿潤酸素雰囲気下で１２００℃、６０分間加熱して、ＯＳＦ顕在化熱処理を行った後、セコエッチングを２分間行った。その結果、図４に示すように比較例１のウェーハではその中心部にＯＳＦが顕在化したのに対して、実施例１のウェーハでは表面から２０μｍの深さにわたって全面ＯＳＦフリーであった。
また実施例１，２及び比較例１，２のウェーハをそれぞれ劈開し、更にウェーハ表面をライト（Wright）エッチング液で選択エッチングを行い、光学顕微鏡の観察により、ウェーハ表面から深さ１００μｍにおけるウェーハ中心部からウェーハ周辺部までのウェーハ全面のＢＭＤ体積密度を測定した。これらの結果を図５に示す。図５の右端図のよこ軸はウェーハ中心部（０ｍｍ）からウェーハ周辺部（±７５ｍｍ）までを表し、たて軸はＢＭＤ体積密度を表す。
【００２８】
図５から明らかなように、比較例１のウェーハからはＢＭＤは検出下限（１×１０6個／ｃｍ3）以下であった。実施例１のウェーハではウェーハ全面にわたってＩＧ効果があるとされる２×１０7個／ｃｍ3以上、好ましくは１０8個／ｃｍ3台のＢＭＤ体積密度が検出された。また実施例２のウェーハではウェーハ全面にわたってこれより２桁大きい１０10個／ｃｍ3台のＢＭＤが検出され、より高いＩＧ効果が得られることが判った。なお、比較例２のウェーハでは実施例２と同様にウェーハ全面にわたって１０10個／ｃｍ3台のＢＭＤ体積密度が検出されたが、このウェーハは酸化性雰囲気下で処理するとＯＳＦが顕在化した。
更に実施例１，２及び比較例２のウェーハの各表面におけるＤＺ層の幅を測定したところ、それぞれ５μｍ、５μｍ及び０．５μｍ以下であった。なお、比較例１のウェーハの表面におけるＤＺ層は検出不能であった。
【００２９】
＜実施例３＞
実施例１で引上げたインゴットからシリコンウェーハを切出し、試料とした。この例では試料となるウェーハは、中心部に領域［ＰV］を有し、その周囲に領域［ＰI］を有する図２及び図３Ｃに示すウェーハＷ3である。
インゴットから切出し鏡面研磨したこのウェーハＷ3を水素雰囲気下で室温から１２００℃まで１０℃／分の昇温速度で加熱し、６０分間保持する第１段熱処理を行った。
【００３０】
＜実施例４＞
実施例１と同じインゴットから切出し鏡面研磨したウェーハＷ3を水素雰囲気下で室温から１２００℃まで１０℃／分の昇温速度で加熱し、６０分間保持する第１段熱処理を行った後、このウェーハＷ3を窒素雰囲気下で室温から８００℃の炉内に導入して１０００℃まで１０℃／分の昇温速度で加熱し、２４時間保持する第２段熱処理を行った。
【００３１】
＜実施例５＞
実施例１と同じインゴットから切出し鏡面研磨したウェーハＷ3を水素雰囲気下で室温から１２００℃まで１０℃／分の昇温速度で加熱し、６０分間保持する第１段熱処理を行った後、このウェーハＷ3を窒素雰囲気下で室温から５００℃の炉内に導入して１０００℃まで１℃／分の昇温速度で加熱し、４時間保持する第２段熱処理を行った。
【００３２】
＜比較例３＞
実施例１と同じインゴットから切出し鏡面研磨したウェーハＷ3であって、第１段熱処理も第２段熱処理も行わないウェーハＷ3を比較例３とした。
＜比較例４＞
実施例１と同じインゴットから切出し鏡面研磨したウェーハＷ3であって、第１段熱処理を行わずに、実施例４の第２段熱処理のみ行ったウェーハＷ3を比較例４とした。
【００３３】
＜比較評価２＞
実施例３，４，５及び比較例３，４のウェーハをそれぞれ上記比較評価１と同様にしてウェーハ表面から深さ１００μｍにおけるウェーハ中心部からウェーハ周辺部までのウェーハ全面のＢＭＤ体積密度を測定した。これらの結果を図６に示す。図６の右端図のよこ軸はウェーハ中心部（０ｍｍ）からウェーハ周辺部（±７５ｍｍ）までを表し、たて軸はＢＭＤ体積密度を表す。
図６から明らかなように、比較例３のウェーハからはＢＭＤは全く検出されなかった。実施例３のウェーハではその周辺部の領域［ＰI］に相当する部分のＢＭＤ体積密度が１０8個／ｃｍ3以下であったのに対して、その中心部の領域［ＰV］に相当する部分のＢＭＤ体積密度はＩＧ効果があるとされる約１０9個／ｃｍ3であった。また実施例４のウェーハではウェーハ周辺部及び中央部にこれより２桁大きいＢＭＤが検出された。実施例５のウェーハではウェーハ全面にわたって約１０11個／ｃｍ3のＢＭＤ体積密度が検出された。このことから、実施例４のウェーハでは中心部に、また実施例５のウェーハではウェーハ全面に、それぞれ実施例３よりＩＧ効果が高くなることが判った。なお、比較例４のウェーハでは実施例４と同様にＢＭＤ体積密度が検出されたが、この場合のＢＭＤ密度分布はウェーハの径方向で均一性に劣っていた。
更に実施例３，４及び５のウェーハの各表面におけるＤＺ層の幅を測定したところ、いずれも５μｍであった。なお、比較例３のウェーハの表面におけるＤＺ層は検出不能であり、比較例４のＤＺ層はウェーハ中心部で０．５μｍ以下、外周部で検出不能であった。
【００３４】
＜実施例６＞
実施例１で引上げたインゴットからシリコンウェーハを切出し、試料とした。この例では試料となるウェーハは、全てが領域［ＰI］である図２及び図３Ｄに示すウェーハＷ4である。
インゴットから切出し鏡面研磨したこのウェーハＷ4を水素雰囲気下で室温から１２００℃まで１０℃／分の昇温速度で加熱し、６０分間保持する第１段熱処理を行った後、このウェーハＷ4を窒素雰囲気下で室温から８００℃の炉内に導入して１０００℃まで１０℃／分の昇温速度で加熱し、２４時間保持する第２段熱処理を行った。
【００３５】
＜実施例７＞
実施例１と同じインゴットから切出し鏡面研磨したウェーハＷ4を水素雰囲気下で室温から１２００℃まで１０℃／分の昇温速度で加熱し、６０分間保持する第１段熱処理を行った後、このウェーハＷ4を窒素雰囲気下で室温から５００℃の炉内に導入して１０００℃まで１℃／分の昇温速度で加熱し、４時間保持する第２段熱処理を行った。
【００３６】
＜比較例５＞
実施例１と同じインゴットから切出し鏡面研磨したウェーハＷ4であって、第１段熱処理も第２段熱処理も行わないウェーハＷ4を比較例５とした。
＜比較例６＞
実施例１と同じインゴットから切出し鏡面研磨したウェーハＷ4であって、第１段熱処理を行わずに、実施例６の第２段熱処理のみ行ったウェーハＷ4を比較例６とした。
【００３７】
＜比較例７＞
実施例１と同じインゴットから切出し鏡面研磨したウェーハＷ4であって、第１段熱処理を行わずに、実施例７の第２段熱処理のみ行ったウェーハＷ4を比較例７とした。
【００３８】
＜比較評価３＞
実施例６，７及び比較例５，６，７のウェーハをそれぞれ上記比較評価１と同様にしてウェーハ表面から深さ１００μｍにおけるウェーハ中心部からウェーハ周辺部までのウェーハ全面のＢＭＤ体積密度を測定した。これらの結果を図７に示す。図７の右端図のよこ軸はウェーハ中心部（０ｍｍ）からウェーハ周辺部（±７５ｍｍ）までを表し、たて軸はＢＭＤ体積密度を表す。
図７から明らかなように、比較例５及び６の各ウェーハからはＢＭＤは全く検出されなかった。実施例６のウェーハではウェーハ全面にわたってＩＧ効果があるとされる２×１０7個／ｃｍ3のＢＭＤ体積密度となった。また実施例７のウェーハではウェーハ全面にわたってこれより３桁大きい１０10個／ｃｍ3台のＢＭＤ体積密度が検出され、より高いＩＧ効果が得られることが判った。なお、比較例７のウェーハでは１０9個／ｃｍ3台のＢＭＤ体積密度が検出されたが、酸化性雰囲気下で熱処理するとＯＳＦが顕在化した。
更に実施例６及び７のウェーハの各表面におけるＤＺ層の幅を測定したところ、いずれも５μｍであった。なお、比較例５及び６のウェーハの各表面におけるＤＺ層は検出不能であり、比較例７のＤＺ層はウェーハ中心部で０．５μｍ以下、外周部で検出不能であった。
【００３９】
【発明の効果】
以上述べたように、本願請求項１に係る発明によれば、領域［ＰV］又は領域［ＰI］のいずれか一方又は双方からなりかつ酸素濃度が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）以上であるシリコンウェーハを水素又はアルゴンガス雰囲気下で室温から９００〜１２００℃まで５〜５０℃／分の昇温速度で加熱し、５〜６０分間保持する第１段熱処理を行うことにより、点欠陥の凝集体が存在しないことに加えて、成長結晶内の酸素濃度を２４ｐｐｍａ（ＡＳＴＭ’７９値）［約１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）に相当］未満に抑えなくても、ＩＧ効果が得られる。
本願請求項４に係る発明によれば、領域［ＯＳＦ］及び領域［ＰV］の混合領域からなる酸素濃度が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）以上であるシリコンウェーハを水素又はアルゴンガス雰囲気下で室温から９００〜１２００℃まで５〜５０℃／分の昇温速度で加熱し、５〜６０分間保持する第１段熱処理を行うことより、点欠陥の凝集体が存在しないことに加えて、成長結晶内の酸素濃度を２４ｐｐｍａ（ＡＳＴＭ’７９値）［約１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）に相当］未満に抑えなくても、ウェーハ面内で均一なＩＧ効果が得られる。特に従来ＯＳＦが形成される領域であっても、ＯＳＦフリーとなることから、ＩＧ能力のあるシリコンウェーハを高い生産性で製造することができる。
本願請求項１又は４に係る第１段熱処理を行うことにより、従来行われていた酸素ドナーキラー処理が不要となり、更に本願請求項２，３又は５に係る第２段熱処理を行うことにより、ＩＧ効果のより一層高いウェーハが得られる利点がある。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ａ ボロンコフの理論を基づいた、Ｖ／Ｇ比が臨界点以上では空孔豊富インゴットが形成され、Ｖ／Ｇ比が臨界点以下では格子間シリコン豊富インゴットが形成されることを示す図。
Ｂ インゴットをＮ2雰囲気下、１０００℃、４０時間熱処理した後のＸ線トポグラフによる概念図。
Ｃ 引上げ直後（as-grownの状態）のインゴットをセコエッチングしたときの結晶の欠陥分布図。
Ｄ インゴットを湿潤Ｏ2雰囲気下熱処理した後セコエッチングしたときの結晶の欠陥分布図。
Ｅ インゴットの引上げ速度の変化状況を示す図。
【図２】図１Ｂに対応する図。
【図３】Ａ 図２のＷ1に相当するウェーハの平面図。
Ｂ 図２のＷ2に相当するウェーハの平面図。
Ｃ 図２のＷ3に相当するウェーハの平面図。
Ｄ 図２のＷ4に相当するウェーハの平面図。
【図４】実施例１及び比較例１の各ウェーハＷ1の熱処理方法及びＯＳＦ顕在化処理結果を示す図。
【図５】実施例１，２及び比較例１，２の各ウェーハＷ1の熱処理方法及び各ウェーハＷ1におけるＢＭＤの発生状況を示す図。
【図６】実施例３，４，５及び比較例３，４の各ウェーハＷ3の熱処理方法及び各ウェーハＷ3におけるＢＭＤの発生状況を示す図。
【図７】実施例６，７及び比較例５，６，７の各ウェーハＷ4の熱処理方法及び各ウェーハＷ4におけるＢＭＤの発生状況を示す図。
【発明の属する技術分野】
本発明は、チョクラルスキー法（以下、ＣＺ法という。）により点欠陥の凝集体が存在しないシリコンウェーハを製造する方法に関する。更に詳しくは、イントリンシックゲッタリング（以下、ＩＧ）源を有する半導体集積回路用のシリコンウェーハの製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、半導体集積回路を製造する工程において、歩留りを低下させる原因として酸化誘起積層欠陥（Oxidation Induced Stacking Fault、以下、ＯＳＦという。）の核となる酸素析出物の微小欠陥や、結晶に起因したパーティクル（Crystal Originated Particle、以下、ＣＯＰという。）や、或いは侵入型転位（Interstitial-type Large Dislocation、以下、ＬＤという。）の存在が挙げられている。ＯＳＦは、結晶成長時にその核となる微小欠陥が導入され、半導体デバイスを製造する際の熱酸化工程等で顕在化し、作製したデバイスのリーク電流の増加等の不良原因になる。またＣＯＰは、鏡面研磨後のシリコンウェーハをアンモニアと過酸化水素の混合液で洗浄したときにウェーハ表面に出現する結晶に起因したピットである。このウェーハをパーティクルカウンタで測定すると、このピットも本来のパーティクルとともに光散乱欠陥として検出される。このＣＯＰは電気的特性、例えば酸化膜の経時絶縁破壊特性（Time Dependent dielectric Breakdown、ＴＤＤＢ）、酸化膜耐圧特性（Time Zero Dielectric Breakdown、ＴＺＤＢ）等を劣化させる原因となる。またＣＯＰがウェーハ表面に存在するとデバイスの配線工程において段差を生じ、断線の原因となり得る。そして素子分離部分においてもリーク等の原因となり、製品の歩留りを低くする。更にＬＤは、転位クラスタとも呼ばれたり、或いはこの欠陥を生じたシリコンウェーハをフッ酸を主成分とする選択エッチング液に浸漬するとピットを生じることから転位ピットとも呼ばれる。このＬＤも、電気的特性、例えばリーク特性、アイソレーション特性等を劣化させる原因となる。
【０００３】
以上のことから、半導体集積回路を製造するために用いられるシリコンウェーハからＯＳＦ、ＣＯＰ及びＬＤを減少させることが必要となっている。
このＯＳＦ、ＣＯＰ及びＬＤを有しない無欠陥のシリコンウェーハが特開平１１−１３９３号公報に開示されている。この無欠陥のシリコンウェーハは、シリコン単結晶インゴット内での空孔型点欠陥の凝集体及び格子間シリコン型点欠陥の凝集体がそれぞれ存在しないパーフェクト領域を［Ｐ］とするとき、パーフェクト領域［Ｐ］からなるインゴットから切出されたシリコンウェーハである。パーフェクト領域［Ｐ］は、格子間シリコン型点欠陥が支配的に存在する領域［Ｉ］と、シリコン単結晶インゴット内で空孔型点欠陥が支配的に存在する領域［Ｖ］との間に介在する。このパーフェクト領域［Ｐ］からなるシリコンウェーハは、インゴットの引上げ速度をＶ（ｍｍ／分）とし、シリコン融液とインゴットとの界面近傍におけるインゴット鉛直方向の温度勾配をＧ（℃／ｍｍ）とするとき、熱酸化処理をした際にリング状に発生するＯＳＦがウェーハ中心部で消滅するように、Ｖ／Ｇ（ｍｍ2／分・℃）の値を決めて作られる。
【０００４】
一方、半導体デバイスメーカーの中には、ＯＳＦ、ＣＯＰ及びＬＤを有しない上に、デバイス工程で生じる金属汚染をゲッタリングする能力を有するシリコンウェーハを求める場合がある。ゲッタリング能力が十分に備わっていないウェーハでは、デバイス工程で金属により汚染されると、接合リークや、金属不純物によるトラップ準位によるデバイスの動作不良等を生じ、これにより製品の歩留りが低下する。
上記パーフェクト領域［Ｐ］からなるインゴットから切出されたシリコンウェーハは、ＯＳＦ、ＣＯＰ及びＬＤを有しないけれども、デバイス工程の熱処理において、必ずしもウェーハ面内で均一に酸素析出が起らず、これによりＩＧ効果が十分に得られない場合がある。
またパーフェクト領域［Ｐ］からなるシリコンウェーハを作り出すＶ／Ｇ値は、温度勾配Ｇが一定である場合、インゴットの引上げ速度Ｖに比例し、狭い範囲に制御された比較的低い速度でインゴットを引上げることが要求されるが、この要求を確実に充足することは技術的に必ずしも容易ではなく、インゴットの生産性も高くない。
【０００５】
この点を解決するために、上記Ｖ／Ｇの値をたて軸、結晶中心から結晶周辺までの距離Ｄをよこ軸とした欠陥分布図において、ＯＳＦリングの外側のＮ領域（本発明の［Ｐ］領域に相当）のうち、酸素析出の多いＮ2（Ｖ）領域（本発明の［ＰV］領域に相当）で引上げるか、ＯＳＦリング領域を含むＯＳＦリング内外のＮ1（Ｖ）領域とＮ2（Ｖ）領域でシリコン単結晶を引上げる方法が提案されている（特開平１１−１５７９９６）。この方法によれば、制御し易い製造条件の下で、領域［Ｉ］及び領域［Ｖ］のいずれも存在しない、結晶全面にわたって極低欠陥密度であるとともに、酸素析出によるゲッタリング（ＩＧ）能力のあるシリコンウェーハを、高生産性を維持しながら製造することができる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平１１−１５７９９６号公報に記載されたシリコン単結晶の製造方法では、シリコンウェーハの状態でＯＳＦ熱酸化処理をした際にＯＳＦ核の成長を阻害するために、成長結晶内の酸素濃度を２４ｐｐｍａ（ＡＳＴＭ’７９値）［約１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）に相当］未満に抑えたシリコンウェーハを用いるか、或いは成長結晶中の１０５０℃から８５０℃までの温度域を通過する時間を１４０分以下となるように熱履歴を制御しなければならない制約があった。
【０００７】
本発明の目的は、領域［ＰV］又は領域［ＰI］のいずれか一方又は双方からなる酸素濃度が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）以上のインゴットから切出されたシリコンウェーハであっても、ＩＧ効果が得られ、かつ点欠陥の凝集体の存在しないシリコンウェーハの製造方法を提供することにある。
本発明の別の目的は、領域［ＯＳＦ］及び領域［ＰV］の混合領域からなる酸素濃度が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）以上のインゴットから切出されたシリコンウェーハであっても、ウェーハ面内で均一なＩＧ効果が得られ、かつ点欠陥の凝集体の存在しないシリコンウェーハの製造方法を提供することにある。
本発明の更に別の目的は、酸素ドナーキラー処理を要することなく、かつ点欠陥の凝集体の存在しないシリコンウェーハの製造方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
請求項１に係る発明は、シリコン単結晶インゴット内での格子間シリコン型点欠陥が支配的に存在する領域を［Ｉ］とし、空孔型点欠陥が支配的に存在する領域を［Ｖ］とし、格子間シリコン型点欠陥の凝集体及び空孔型点欠陥の凝集体が存在しないパーフェクト領域を［Ｐ］とするとき、パーフェクト領域［Ｐ］からなるインゴットから切出された点欠陥の凝集体が存在しないシリコンウェーハの製造方法の改良である。
その特徴ある構成は、上記領域［Ｉ］に隣接しかつ上記パーフェクト領域［Ｐ］に属し侵入型転位を形成し得る最低の格子間シリコン濃度未満の領域を［ＰI］とし、上記領域［Ｖ］に隣接しかつ上記パーフェクト領域［Ｐ］に属しＣＯＰ又はＦＰＤを形成し得る空孔濃度以下の領域を［ＰV］とするとき、上記領域［ＰV］又は領域［ＰI］のいずれか一方又は双方からなりかつ酸素濃度が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）以上であるシリコン単結晶インゴットを引上げ、このインゴットから切出されたシリコンウェーハを水素又はアルゴンガス雰囲気下で室温から９００〜１２００℃まで５〜５０℃／分の昇温速度で加熱し、５〜１２０分間保持する第１段熱処理を行うことにある。
【０００９】
請求項４に係る発明は、上記領域［Ｖ］に属しかつシリコン単結晶インゴットをシリコンウェーハの状態で熱酸化処理をした際に発生するＯＳＦの領域を［ＯＳＦ］とするとき、領域［ＯＳＦ］を含むパーフェクト領域［Ｐ］からなるインゴットから切出された点欠陥の凝集体が存在しないシリコンウェーハの製造方法の改良である。
その特徴ある構成は、上記領域［ＯＳＦ］及び上記領域［ＰV］からなりかつ酸素濃度が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）以上であるシリコン単結晶インゴットを引上げ、このインゴットから切出されたシリコンウェーハを水素又はアルゴンガス雰囲気下で室温から９００〜１２００℃まで５〜５０℃／分の昇温速度で加熱し、５〜１２０分間保持する第１段熱処理を行うことにある。
【００１０】
請求項１又は請求項４に係る発明では、インゴットの酸素濃度が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）以上あっても、シリコンウェーハが領域［ＰV］又は領域［ＰI］のいずれか一方又は双方からなるか、或いは領域［ＯＳＦ］及び領域［ＰV］からなるときに、このインゴットから切出されたシリコンウェーハを上記条件で熱処理すると、ウェーハ内の酸素の外方拡散効果により結晶成長時に導入された酸素析出核やＯＳＦ核がウェーハの表面近傍で収縮又は消失し、これによりウェーハ表面にデヌーデッドゾーン（Denuded Zone、以下、ＤＺ層という。）が形成される。またウェーハ表面近傍より内部のウェーハでは酸素濃度が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）以上であるため、所定密度以上の酸素析出物（Bulk Micro Defect、以下、ＢＭＤという。）が発生し、ＩＧ効果を有するようになる。
【００１１】
請求項２又は請求項５に係る発明では、請求項１又は請求項４記載の第１段熱処理を行った後、このシリコンウェーハを窒素又は酸化性雰囲気下で室温から５００〜８００℃の炉内に導入して７５０〜１１００℃まで１０〜５０℃／分の昇温速度で加熱し、４〜４８時間保持する第２段熱処理を行う方法である。
また請求項３に係る発明では、請求項１記載の第１段熱処理を行った後、このシリコンウェーハを窒素又は酸化性雰囲気下で室温から４００〜７００℃の炉内に導入して８００〜１１００℃まで０．５〜１０℃／分の昇温速度で加熱し、０．５〜４０時間保持する第２段熱処理を行う方法である。
上記条件で第２段熱処理を行うことにより、第１段熱処理で形成したウェーハのＢＭＤ密度が増大し、ウェーハ面内のＢＭＤ密度の分布が均一化するようになる。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明のシリコンウェーハは、ＣＺ法によりホットゾーン炉内のシリコン融液からインゴットをボロンコフ（Voronkov）の理論に基づいた所定の引上げ速度プロファイルで引上げた後、このインゴットをスライスして作製される。
一般的に、ＣＺ法によりホットゾーン炉内のシリコン融液からシリコン単結晶のインゴットを引上げたときには、シリコン単結晶における欠陥として、点欠陥（point defect）と点欠陥の凝集体（agglomerates：三次元欠陥）が発生する。点欠陥は空孔型点欠陥と格子間シリコン型点欠陥という二つの一般的な形態がある。空孔型点欠陥は一つのシリコン原子がシリコン結晶格子で正常的な位置の一つから離脱したものである。このような空孔が空孔型点欠陥になる。一方、原子がシリコン結晶の格子点以外の位置（インタースチシャルサイト）で発見されるとこれが格子間シリコン点欠陥になる。
【００１３】
点欠陥は一般的にシリコン融液（溶融シリコン）とインゴット（固状シリコン）の間の接触面で導入される。しかし、インゴットを継続的に引上げることによって接触面であった部分は引上げとともに冷却し始める。冷却の間、空孔型点欠陥又は格子間シリコン型点欠陥は拡散により互いに合併して、空孔型点欠陥の凝集体（vacancy agglomerates）又は格子間シリコン型点欠陥の凝集体（interstitial agglomerates）が形成される。言い換えれば、凝集体は点欠陥の合併に起因して発生する三次元構造である。
空孔型点欠陥の凝集体は前述したＣＯＰの他に、ＬＳＴＤ（Laser Scattering Tomograph Defects）又はＦＰＤ（Flow Pattern Defects）と呼ばれる欠陥を含み、格子間シリコン型点欠陥の凝集体は前述したＬＤと呼ばれる欠陥を含む。ＦＰＤとは、インゴットをスライスして作製されたシリコンウェーハを３０分間無撹拌にてセコエッチング（Secco etching、Ｋ2Ｃｒ2Ｏ7：50%ＨＦ：純水＝44g：2000cc：1000cc）の混合液によるエッチング）したときに現れる特異なフローパターンを呈する痕跡の源であり、ＬＳＴＤとは、シリコン単結晶内に赤外線を照射したときにシリコンとは異なる屈折率を有し散乱光を発生する源である。
【００１４】
ボロンコフの理論は、欠陥の数が少ない高純度インゴットを成長させるために、インゴットの引上げ速度をＶ（ｍｍ／分）、インゴットとシリコン融液の界面近傍のインゴット中の温度勾配をＧ（℃／ｍｍ）とするときに、Ｖ／Ｇ（ｍｍ2／分・℃）を制御することである。この理論では、図１Ａに示すように、Ｖ／Ｇをよこ軸にとり、空孔型点欠陥濃度と格子間シリコン型点欠陥濃度を同一のたて軸にとって、Ｖ／Ｇと点欠陥濃度との関係を図式的に表現し、空孔領域と格子間シリコン領域の境界がＶ／Ｇによって決定されることを説明している。より詳しくは、Ｖ／Ｇ比が臨界点以上では空孔型点欠陥濃度が優勢なインゴットが形成される反面、Ｖ／Ｇ比が臨界点以下では格子間シリコン型点欠陥濃度が優勢なインゴットが形成される。図１Ａにおいて、［Ｉ］は格子間シリコン型点欠陥が支配的であって、格子間シリコン型点欠陥が存在する領域（(Ｖ／Ｇ)1以下）を示し、［Ｖ］はインゴット内での空孔型点欠陥が支配的であって、空孔型点欠陥の凝集体が存在する領域（(Ｖ／Ｇ)2以上）を示し、［Ｐ］は空孔型点欠陥の凝集体及び格子間シリコン型点欠陥の凝集体が存在しないパーフェクト領域（(Ｖ／Ｇ)1〜(Ｖ／Ｇ)2）を示す。領域［Ｐ］に隣接する領域［Ｖ］にはＯＳＦ核を形成する領域［ＯＳＦ］（(Ｖ／Ｇ)2〜(Ｖ／Ｇ)3）が存在する。
【００１５】
このパーフェクト領域［Ｐ］は更に領域［ＰI］と領域［ＰV］に分類される。［ＰI］はＶ／Ｇ比が上記(Ｖ／Ｇ)1から臨界点までの領域であり、［ＰV］はＶ／Ｇ比が臨界点から上記(Ｖ／Ｇ)2までの領域である。即ち、［ＰI］は領域［Ｉ］に隣接し、かつ侵入型転位を形成し得る最低の格子間シリコン型点欠陥濃度未満の格子間シリコン型点欠陥濃度を有する領域であり、［ＰV］は領域［Ｖ］に隣接し、かつＯＳＦを形成し得る最低の空孔型点欠陥濃度未満の空孔型点欠陥濃度を有する領域である。
【００１６】
本願請求項１又は３に係る発明の所定の引上げ速度プロファイルは、インゴットがホットゾーン炉内のシリコン溶融物から引上げられる時、温度勾配に対する引上げ速度の比（Ｖ／Ｇ）が格子間シリコン型点欠陥の凝集体の発生を防止する(Ｖ／Ｇ)1以上であって、空孔型点欠陥の凝集体をインゴットの中央にある空孔型点欠陥が支配的に存在する領域内に制限する(Ｖ／Ｇ)2以下に維持されるように決められる。
また本願請求項２に係る発明の所定の引上げ速度プロファイルは、Ｖ／Ｇが臨界点以上であって、(Ｖ／Ｇ)2以下に維持されるように決められる。
また本願請求項４に係る発明の所定の引上げ速度プロファイルは、Ｖ／Ｇが臨界点以上であって、(Ｖ／Ｇ)3以下に維持されるように決められる。
【００１７】
この引上げ速度のプロファイルは、実験的に基準インゴットを軸方向にスライスすることで、又はこれらの技術を組合わせることで、シミュレーションによって上記ボロンコフの理論に基づき決定される。即ち、この決定は、シミュレーションの後に、軸方向にスライスしたインゴットを横断方向にスライスしてウェーハ状態で確認し、更にシミュレーションを繰り返すことによりなされる。シミュレーションのために複数種類の引上げ速度が所定の範囲で決められ、複数個の基準インゴットが成長される。
即ち、図１Ｅに示すように引上げ速度を１．２ｍｍ／分から０．４ｍｍ／分まで徐々に低下させてＶ／Ｇを連続的に低下させたときのインゴットの断面図を図１Ｂ、図１Ｃ及び図１Ｄにそれぞれ示す。各図の横軸はそれぞれ図１Ａの横軸（Ｖ／Ｇ）に対応して描かれている。図１Ｂは上記インゴットをＮ2雰囲気下、１０００℃、４０時間熱処理した後のＸ線トポグラフによる概念図である。この図では引上げ速度を低下させるに従って領域［Ｖ］、領域［ＯＳＦ］、領域［ＰV］、領域［ＰI］及び領域［Ｉ］が現れる。図１Ｃは引上げ直後（as-grownの状態）の上記インゴットを３０分間セコエッチングしたときの結晶の欠陥分布図である。この図では上記［Ｖ］に相当する領域にＣＯＰ、ＦＰＤが現れ、上記［Ｉ］に相当する領域にＬＤが現れる。更に図１Ｄは上記インゴットを湿潤Ｏ2雰囲気下、１１００℃、１時間熱処理した後、２分間セコエッチングしたときの結晶の欠陥分布図である。この図ではＯＳＦが現れる。
【００１８】
図１Ｂに対応する図２において、４カ所でインゴットをスライスしたときのシリコンウェーハＷ1、Ｗ2、Ｗ3及びＷ4をそれぞれ図３Ａ、図３Ｂ、図３Ｃ及び図３Ｄに示す。ウェーハＷ1は中心部にＯＳＦ核を形成する領域［ＯＳＦ］が、その周囲に領域［ＰV］が存在する。ウェーハＷ2はすべてが領域［ＰV］である。ウェーハＷ3は中心部に領域［ＰV］が、その周囲に領域［ＰI］が存在する。ウェーハＷ4はすべてが領域［ＰI］である。
なお、ＣＯＰやＬＤなどの点欠陥の凝集体は検出方法によって検出感度、検出下限値が異なる値を示すことがある。そのため、本明細書において、「点欠陥の凝集体が存在しない」の意味は、鏡面加工されたシリコン単結晶を無攪拌セコエッチングを施した後に光学顕微鏡により、観察面積とエッチング取り代との積を検査体積として観察した際に、フローパターン（空孔型欠陥）及び転位クラスタ（格子間シリコン型点欠陥）の各凝集体が１×１０-3ｃｍ3の検査体積に対して１個欠陥が検出された場合を検出下限値（１×１０3個／ｃｍ3）とするとき、点欠陥の凝集体の数が上記検出下限値以下であることをいう。
【００１９】
本発明のシリコンウェーハは上述したウェーハＷ1、Ｗ2、Ｗ3及びＷ4のいずれかであって、かつ初期の酸素濃度が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）以上であることが必要である。このためにシリコンウェーハに切出される前のインゴットはその酸素濃度が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）以上である。これは第１段熱処理により上記ウェーハＷ1〜Ｗ4に所望の密度以上のＢＭＤを発生させてウェーハＷ1〜Ｗ4をＩＧウェーハにするためである。
【００２０】
次に上記シリコンウェーハの第１段熱処理及び第２段熱処理について説明する。
(a) 第１段熱処理
上記ウェーハＷ1〜Ｗ4の第１段熱処理（請求項４及び請求項１）は、ウェーハＷ1〜Ｗ4を水素又はアルゴンガス雰囲気下で室温から９００〜１２００℃まで５〜５０℃／分の昇温速度で加熱し、５〜１２０分間保持することにより行われる。熱処理雰囲気を非酸化性の水素又はアルゴンガス雰囲気にするのは、ウェーハ内の酸素の外方拡散効果により結晶成長時に導入された酸素析出核又はＯＳＦ核をウェーハ表面近傍で収縮又は消失させて、ウェーハ表面において深さ方向にＤＺ層（幅約１〜５μｍ）を形成するためである。
昇温速度が５０℃／分を越え、かつ保持温度が９００℃未満又は保持時間が５分未満の場合には、酸素の外方拡散効果が低いために結晶成長時に導入された酸素析出核又はＯＳＦ核が収縮せず、ウェーハ表面において深さ方向にＤＺ層を十分に形成できない。またウェーハ内部においてＩＧ効果を奏するのに必要なＢＭＤ密度が得られない。一方、昇温速度が５℃／分未満で、かつ保持温度が１２００℃を越える場合には、炉やボード材の熱的耐久性や熱処理の生産性が低下する。第１段熱処理は、室温から１０００〜１２００℃まで１０〜４０℃／分の昇温速度で加熱し、１０〜６０分間保持することが好ましい。
【００２１】
(b) 第２段熱処理
第１段熱処理を行ったウェーハＷ1〜Ｗ4は第２段熱処理を行うことが、ＢＭＤ密度が増大し、ＩＧ効果がより高められるため、好ましい。
上記ウェーハＷ1及びＷ2の第２段熱処理（請求項５及び請求項２）は、ウェーハＷ1及びＷ2を窒素又は酸化性雰囲気下で室温から５００〜８００℃の炉内に導入して７５０〜１１００℃まで１０〜５０℃／分の昇温速度で加熱し、４〜４８時間保持することにより行われる。熱処理雰囲気を窒素又は酸化性雰囲気にするのは、第１段熱処理で形成されたＢＭＤ密度をより高めるためである。昇温速度が５０℃／分を越え、かつ保持温度が７５０℃未満又は保持時間が４時間未満の場合には、ＢＭＤを十分に高くすることが困難になる。一方、昇温速度が１０℃／分未満で、かつ保持温度が１１００℃を越えるか、又は保持時間が４８時間を越える場合には、熱処理の生産性が低下する。この場合の第２段熱処理は、室温から６００〜８００℃の炉内に導入して８００〜１０００℃まで１０〜４０℃／分の昇温速度で加熱し、６〜４０時間保持することが好ましい。
【００２２】
上記ウェーハＷ3及びＷ4の第２段熱処理（請求項３）は、ウェーハＷ3及びＷ4を第１段熱処理した後、このシリコンウェーハを窒素又は酸化性雰囲気下で室温から４００〜７００℃の炉内に導入して８００〜１１００℃まで０．５〜１０℃／分の昇温速度で加熱し、０．５〜４０時間保持することにより行われる。熱処理雰囲気を窒素又は酸化性雰囲気にするのは、上記と同じ理由である。昇温速度が１０℃／分を越え、かつ保持温度が８００℃未満又は保持時間が０．５時間未満の場合には、ウェーハ面内で均一にＢＭＤを形成することが困難になる。一方、昇温速度が０．５℃／分未満で、かつ保持温度が１１００℃を越えるか、又は保持時間が４０時間を越える場合には、熱処理の生産性が低下する。この場合の第２段熱処理は、室温から３００〜６００℃の炉内に導入して９００〜１０００℃まで１〜３℃／分の昇温速度で加熱し、１〜１２時間保持することが好ましい。
第１段熱処理を行うことにより、ウェーハプロセスのうちの酸素ドナーキラー処理が不要となる。
【００２３】
【実施例】
次に本発明の実施例を比較例とともに説明する。
＜実施例１＞
シリコン単結晶引上げ装置を用いて直径６インチのボロン（Ｂ）がドープされたｐ型のシリコンインゴットを引上げた。このインゴットは直胴部の長さが６００ｍｍ、結晶方位が（１００）、抵抗率が１〜１５Ωｃｍ、酸素濃度が１．４×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）であった。インゴットは、引上げ時のＶ／Ｇを０．２４ｍｍ2／分℃から０．１８ｍｍ2／分℃まで連続的に減少させながら、同一条件で２本育成した。そのうちの１本のインゴットは図２に示すように引上げ方向にインゴット中心を切断し、各領域の位置を調べ、別の１本から各領域の位置に対応してシリコンウェーハを切出し、試料とした。この例では試料となるウェーハは、中心部に領域［ＯＳＦ］を有し、その周囲に領域［ＰV］を有する図２及び図３Ａに示すウェーハＷ1である。
インゴットから切出し鏡面研磨したこのウェーハＷ1を水素雰囲気下で室温から１２００℃まで１０℃／分の昇温速度で加熱し、６０分間保持する第１段熱処理を行った。
【００２４】
＜実施例２＞
実施例１と同じインゴットから切出し鏡面研磨したウェーハＷ1を水素雰囲気下で室温から１２００℃まで１０℃／分の昇温速度で加熱し、６０分間保持する第１段熱処理を行った後、このウェーハＷ1を窒素雰囲気下で室温から８００℃の炉内に導入して１０００℃まで１０℃／分の昇温速度で加熱し、２４時間保持する第２段熱処理を行った。
【００２５】
＜比較例１＞
実施例１と同じインゴットから切出し鏡面研磨したウェーハＷ1であって、第１段熱処理も第２段熱処理も行わないウェーハＷ1を比較例１とした。
【００２６】
＜比較例２＞
実施例１と同じインゴットから切出し鏡面研磨したウェーハＷ1であって、第１段熱処理を行わずに、実施例２の第２段熱処理のみ行ったウェーハＷ1を比較例２とした。
【００２７】
＜比較評価１＞
実施例１と比較例１のウェーハをそれぞれ湿潤酸素雰囲気下で１２００℃、６０分間加熱して、ＯＳＦ顕在化熱処理を行った後、セコエッチングを２分間行った。その結果、図４に示すように比較例１のウェーハではその中心部にＯＳＦが顕在化したのに対して、実施例１のウェーハでは表面から２０μｍの深さにわたって全面ＯＳＦフリーであった。
また実施例１，２及び比較例１，２のウェーハをそれぞれ劈開し、更にウェーハ表面をライト（Wright）エッチング液で選択エッチングを行い、光学顕微鏡の観察により、ウェーハ表面から深さ１００μｍにおけるウェーハ中心部からウェーハ周辺部までのウェーハ全面のＢＭＤ体積密度を測定した。これらの結果を図５に示す。図５の右端図のよこ軸はウェーハ中心部（０ｍｍ）からウェーハ周辺部（±７５ｍｍ）までを表し、たて軸はＢＭＤ体積密度を表す。
【００２８】
図５から明らかなように、比較例１のウェーハからはＢＭＤは検出下限（１×１０6個／ｃｍ3）以下であった。実施例１のウェーハではウェーハ全面にわたってＩＧ効果があるとされる２×１０7個／ｃｍ3以上、好ましくは１０8個／ｃｍ3台のＢＭＤ体積密度が検出された。また実施例２のウェーハではウェーハ全面にわたってこれより２桁大きい１０10個／ｃｍ3台のＢＭＤが検出され、より高いＩＧ効果が得られることが判った。なお、比較例２のウェーハでは実施例２と同様にウェーハ全面にわたって１０10個／ｃｍ3台のＢＭＤ体積密度が検出されたが、このウェーハは酸化性雰囲気下で処理するとＯＳＦが顕在化した。
更に実施例１，２及び比較例２のウェーハの各表面におけるＤＺ層の幅を測定したところ、それぞれ５μｍ、５μｍ及び０．５μｍ以下であった。なお、比較例１のウェーハの表面におけるＤＺ層は検出不能であった。
【００２９】
＜実施例３＞
実施例１で引上げたインゴットからシリコンウェーハを切出し、試料とした。この例では試料となるウェーハは、中心部に領域［ＰV］を有し、その周囲に領域［ＰI］を有する図２及び図３Ｃに示すウェーハＷ3である。
インゴットから切出し鏡面研磨したこのウェーハＷ3を水素雰囲気下で室温から１２００℃まで１０℃／分の昇温速度で加熱し、６０分間保持する第１段熱処理を行った。
【００３０】
＜実施例４＞
実施例１と同じインゴットから切出し鏡面研磨したウェーハＷ3を水素雰囲気下で室温から１２００℃まで１０℃／分の昇温速度で加熱し、６０分間保持する第１段熱処理を行った後、このウェーハＷ3を窒素雰囲気下で室温から８００℃の炉内に導入して１０００℃まで１０℃／分の昇温速度で加熱し、２４時間保持する第２段熱処理を行った。
【００３１】
＜実施例５＞
実施例１と同じインゴットから切出し鏡面研磨したウェーハＷ3を水素雰囲気下で室温から１２００℃まで１０℃／分の昇温速度で加熱し、６０分間保持する第１段熱処理を行った後、このウェーハＷ3を窒素雰囲気下で室温から５００℃の炉内に導入して１０００℃まで１℃／分の昇温速度で加熱し、４時間保持する第２段熱処理を行った。
【００３２】
＜比較例３＞
実施例１と同じインゴットから切出し鏡面研磨したウェーハＷ3であって、第１段熱処理も第２段熱処理も行わないウェーハＷ3を比較例３とした。
＜比較例４＞
実施例１と同じインゴットから切出し鏡面研磨したウェーハＷ3であって、第１段熱処理を行わずに、実施例４の第２段熱処理のみ行ったウェーハＷ3を比較例４とした。
【００３３】
＜比較評価２＞
実施例３，４，５及び比較例３，４のウェーハをそれぞれ上記比較評価１と同様にしてウェーハ表面から深さ１００μｍにおけるウェーハ中心部からウェーハ周辺部までのウェーハ全面のＢＭＤ体積密度を測定した。これらの結果を図６に示す。図６の右端図のよこ軸はウェーハ中心部（０ｍｍ）からウェーハ周辺部（±７５ｍｍ）までを表し、たて軸はＢＭＤ体積密度を表す。
図６から明らかなように、比較例３のウェーハからはＢＭＤは全く検出されなかった。実施例３のウェーハではその周辺部の領域［ＰI］に相当する部分のＢＭＤ体積密度が１０8個／ｃｍ3以下であったのに対して、その中心部の領域［ＰV］に相当する部分のＢＭＤ体積密度はＩＧ効果があるとされる約１０9個／ｃｍ3であった。また実施例４のウェーハではウェーハ周辺部及び中央部にこれより２桁大きいＢＭＤが検出された。実施例５のウェーハではウェーハ全面にわたって約１０11個／ｃｍ3のＢＭＤ体積密度が検出された。このことから、実施例４のウェーハでは中心部に、また実施例５のウェーハではウェーハ全面に、それぞれ実施例３よりＩＧ効果が高くなることが判った。なお、比較例４のウェーハでは実施例４と同様にＢＭＤ体積密度が検出されたが、この場合のＢＭＤ密度分布はウェーハの径方向で均一性に劣っていた。
更に実施例３，４及び５のウェーハの各表面におけるＤＺ層の幅を測定したところ、いずれも５μｍであった。なお、比較例３のウェーハの表面におけるＤＺ層は検出不能であり、比較例４のＤＺ層はウェーハ中心部で０．５μｍ以下、外周部で検出不能であった。
【００３４】
＜実施例６＞
実施例１で引上げたインゴットからシリコンウェーハを切出し、試料とした。この例では試料となるウェーハは、全てが領域［ＰI］である図２及び図３Ｄに示すウェーハＷ4である。
インゴットから切出し鏡面研磨したこのウェーハＷ4を水素雰囲気下で室温から１２００℃まで１０℃／分の昇温速度で加熱し、６０分間保持する第１段熱処理を行った後、このウェーハＷ4を窒素雰囲気下で室温から８００℃の炉内に導入して１０００℃まで１０℃／分の昇温速度で加熱し、２４時間保持する第２段熱処理を行った。
【００３５】
＜実施例７＞
実施例１と同じインゴットから切出し鏡面研磨したウェーハＷ4を水素雰囲気下で室温から１２００℃まで１０℃／分の昇温速度で加熱し、６０分間保持する第１段熱処理を行った後、このウェーハＷ4を窒素雰囲気下で室温から５００℃の炉内に導入して１０００℃まで１℃／分の昇温速度で加熱し、４時間保持する第２段熱処理を行った。
【００３６】
＜比較例５＞
実施例１と同じインゴットから切出し鏡面研磨したウェーハＷ4であって、第１段熱処理も第２段熱処理も行わないウェーハＷ4を比較例５とした。
＜比較例６＞
実施例１と同じインゴットから切出し鏡面研磨したウェーハＷ4であって、第１段熱処理を行わずに、実施例６の第２段熱処理のみ行ったウェーハＷ4を比較例６とした。
【００３７】
＜比較例７＞
実施例１と同じインゴットから切出し鏡面研磨したウェーハＷ4であって、第１段熱処理を行わずに、実施例７の第２段熱処理のみ行ったウェーハＷ4を比較例７とした。
【００３８】
＜比較評価３＞
実施例６，７及び比較例５，６，７のウェーハをそれぞれ上記比較評価１と同様にしてウェーハ表面から深さ１００μｍにおけるウェーハ中心部からウェーハ周辺部までのウェーハ全面のＢＭＤ体積密度を測定した。これらの結果を図７に示す。図７の右端図のよこ軸はウェーハ中心部（０ｍｍ）からウェーハ周辺部（±７５ｍｍ）までを表し、たて軸はＢＭＤ体積密度を表す。
図７から明らかなように、比較例５及び６の各ウェーハからはＢＭＤは全く検出されなかった。実施例６のウェーハではウェーハ全面にわたってＩＧ効果があるとされる２×１０7個／ｃｍ3のＢＭＤ体積密度となった。また実施例７のウェーハではウェーハ全面にわたってこれより３桁大きい１０10個／ｃｍ3台のＢＭＤ体積密度が検出され、より高いＩＧ効果が得られることが判った。なお、比較例７のウェーハでは１０9個／ｃｍ3台のＢＭＤ体積密度が検出されたが、酸化性雰囲気下で熱処理するとＯＳＦが顕在化した。
更に実施例６及び７のウェーハの各表面におけるＤＺ層の幅を測定したところ、いずれも５μｍであった。なお、比較例５及び６のウェーハの各表面におけるＤＺ層は検出不能であり、比較例７のＤＺ層はウェーハ中心部で０．５μｍ以下、外周部で検出不能であった。
【００３９】
【発明の効果】
以上述べたように、本願請求項１に係る発明によれば、領域［ＰV］又は領域［ＰI］のいずれか一方又は双方からなりかつ酸素濃度が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）以上であるシリコンウェーハを水素又はアルゴンガス雰囲気下で室温から９００〜１２００℃まで５〜５０℃／分の昇温速度で加熱し、５〜６０分間保持する第１段熱処理を行うことにより、点欠陥の凝集体が存在しないことに加えて、成長結晶内の酸素濃度を２４ｐｐｍａ（ＡＳＴＭ’７９値）［約１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）に相当］未満に抑えなくても、ＩＧ効果が得られる。
本願請求項４に係る発明によれば、領域［ＯＳＦ］及び領域［ＰV］の混合領域からなる酸素濃度が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）以上であるシリコンウェーハを水素又はアルゴンガス雰囲気下で室温から９００〜１２００℃まで５〜５０℃／分の昇温速度で加熱し、５〜６０分間保持する第１段熱処理を行うことより、点欠陥の凝集体が存在しないことに加えて、成長結晶内の酸素濃度を２４ｐｐｍａ（ＡＳＴＭ’７９値）［約１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）に相当］未満に抑えなくても、ウェーハ面内で均一なＩＧ効果が得られる。特に従来ＯＳＦが形成される領域であっても、ＯＳＦフリーとなることから、ＩＧ能力のあるシリコンウェーハを高い生産性で製造することができる。
本願請求項１又は４に係る第１段熱処理を行うことにより、従来行われていた酸素ドナーキラー処理が不要となり、更に本願請求項２，３又は５に係る第２段熱処理を行うことにより、ＩＧ効果のより一層高いウェーハが得られる利点がある。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ａ ボロンコフの理論を基づいた、Ｖ／Ｇ比が臨界点以上では空孔豊富インゴットが形成され、Ｖ／Ｇ比が臨界点以下では格子間シリコン豊富インゴットが形成されることを示す図。
Ｂ インゴットをＮ2雰囲気下、１０００℃、４０時間熱処理した後のＸ線トポグラフによる概念図。
Ｃ 引上げ直後（as-grownの状態）のインゴットをセコエッチングしたときの結晶の欠陥分布図。
Ｄ インゴットを湿潤Ｏ2雰囲気下熱処理した後セコエッチングしたときの結晶の欠陥分布図。
Ｅ インゴットの引上げ速度の変化状況を示す図。
【図２】図１Ｂに対応する図。
【図３】Ａ 図２のＷ1に相当するウェーハの平面図。
Ｂ 図２のＷ2に相当するウェーハの平面図。
Ｃ 図２のＷ3に相当するウェーハの平面図。
Ｄ 図２のＷ4に相当するウェーハの平面図。
【図４】実施例１及び比較例１の各ウェーハＷ1の熱処理方法及びＯＳＦ顕在化処理結果を示す図。
【図５】実施例１，２及び比較例１，２の各ウェーハＷ1の熱処理方法及び各ウェーハＷ1におけるＢＭＤの発生状況を示す図。
【図６】実施例３，４，５及び比較例３，４の各ウェーハＷ3の熱処理方法及び各ウェーハＷ3におけるＢＭＤの発生状況を示す図。
【図７】実施例６，７及び比較例５，６，７の各ウェーハＷ4の熱処理方法及び各ウェーハＷ4におけるＢＭＤの発生状況を示す図。
Claims (5)
- シリコン単結晶インゴット内での格子間シリコン型点欠陥が支配的に存在する領域を［Ｉ］とし、空孔型点欠陥が支配的に存在する領域を［Ｖ］とし、格子間シリコン型点欠陥の凝集体及び空孔型点欠陥の凝集体が存在しないパーフェクト領域を［Ｐ］とするとき、
前記パーフェクト領域［Ｐ］からなるインゴットから切出された点欠陥の凝集体が存在しないシリコンウェーハの製造方法において、
前記領域［Ｉ］に隣接しかつ前記パーフェクト領域［Ｐ］に属し侵入型転位を形成し得る最低の格子間シリコン濃度未満の領域を［ＰI］とし、前記領域［Ｖ］に隣接しかつ前記パーフェクト領域［Ｐ］に属しＣＯＰ又はＦＰＤを形成し得る空孔濃度以下の領域を［ＰV］とするとき、
前記領域［ＰV］又は領域［ＰI］のいずれか一方又は双方からなりかつ酸素濃度が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）以上であるシリコン単結晶インゴットを引上げ、
前記インゴットから切出されたシリコンウェーハを水素又はアルゴンガス雰囲気下で室温から９００〜１２００℃まで５〜５０℃／分の昇温速度で加熱し、５〜１２０分間保持する第１段熱処理を行うことを特徴とする点欠陥の凝集体が存在しないシリコンウェーハの製造方法。 - 領域［ＰV］からなるシリコン単結晶インゴットから切出されたシリコンウェーハを第１段熱処理した後、このシリコンウェーハを窒素又は酸化性雰囲気下で室温から５００〜８００℃の炉内に導入して７５０〜１１００℃まで１０〜５０℃／分の昇温速度で加熱し、４〜４８時間保持する第２段熱処理を行う請求項１記載のシリコンウェーハの製造方法。
- 領域［ＰI］又は領域［ＰI］と領域［ＰV］の混合領域からなるシリコン単結晶インゴットから切出されたシリコンウェーハを第１段熱処理した後、このシリコンウェーハを窒素又は酸化性雰囲気下で室温から４００〜７００℃の炉内に導入して８００〜１１００℃まで０．５〜１０℃／分の昇温速度で加熱し、０．５〜４０時間保持する第２段熱処理を行う請求項１記載のシリコンウェーハの製造方法。
- シリコン単結晶インゴット内での格子間シリコン型点欠陥が支配的に存在する領域を［Ｉ］とし、空孔型点欠陥が支配的に存在する領域を［Ｖ］とし、格子間シリコン型点欠陥の凝集体及び空孔型点欠陥の凝集体が存在しないパーフェクト領域を［Ｐ］とし、前記領域［Ｖ］に属し前記インゴットをシリコンウェーハの状態で熱酸化処理をした際に発生するＯＳＦの領域を［ＯＳＦ］とするとき、
前記領域［ＯＳＦ］を含むパーフェクト領域［Ｐ］からなるインゴットから切出された点欠陥の凝集体が存在しないシリコンウェーハの製造方法において、
前記領域［Ｉ］に隣接しかつ前記パーフェクト領域［Ｐ］に属し侵入型転位を形成し得る最低の格子間シリコン濃度未満の領域を［ＰI］とし、前記領域［Ｖ］に隣接しかつ前記パーフェクト領域［Ｐ］に属しＣＯＰ又はＦＰＤを形成し得る空孔濃度以下の領域を［ＰV］とするとき、
前記領域［ＯＳＦ］及び前記領域［ＰV］の混合領域からなりかつ酸素濃度が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（旧ＡＳＴＭ）以上であるシリコン単結晶インゴットを引上げ、
前記インゴットから切出されたシリコンウェーハを水素又はアルゴンガス雰囲気下で室温から９００〜１２００℃まで５〜５０℃／分の昇温速度で加熱し、５〜１２０分間保持する第１段熱処理を行うことを特徴とする点欠陥の凝集体が存在しないシリコンウェーハの製造方法。 - 領域［ＯＳＦ］及び領域［ＰV］の混合領域からなるシリコン単結晶インゴットから切出されたシリコンウェーハを第１段熱処理した後、このシリコンウェーハを窒素又は酸化性雰囲気下で室温から５００〜８００℃の炉内に導入して７５０〜１１００℃まで１０〜５０℃／分の昇温速度で加熱し、４〜４８時間保持する第２段熱処理を行う請求項４記載のシリコンウェーハの製造方法。
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