JP3800960B2 - シリコンウエーハ - Google Patents
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Description
技術分野
本発明は、チョクラルスキー法（ＣＺ法）によってシリコン単結晶を引上げる際に結晶内部に発生する結晶欠陥が、その後の熱処理によって消滅しやすいシリコンウエーハに関する。
背景技術
半導体集積回路等のデバイスを作製するためのウエーハとしては、主にチョクラルスキー法（ＣＺ法）によって育成されたシリコン単結晶ウエーハが用いられている。このようなシリコン単結晶ウエーハに結晶欠陥が存在すると、半導体デバイス作製時にパターン不良などを引き起こしてしまう。特に、近年の高度に集積化されたデバイスにおけるパターン幅は、０．３μｍ以下といった非常に微細なものとなっているため、このようなパターン形成時には、０．１μｍサイズの結晶欠陥の存在でもパターン不良等の原因になり、デバイスの生産歩留あるいは品質特性を著しく低下させてしまう。従って、シリコン単結晶ウエーハに存在する結晶欠陥は極力サイズと密度を小さくさせなければならない。
特に最近になって、ＣＺ法により育成されたシリコン単結晶中には、グローイン（Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ）欠陥と呼ばれる、結晶成長中に導入された結晶欠陥が存在することが報告されている。このような結晶欠陥の主な発生原因は、単結晶製造中に凝集する原子空孔のクラスタあるいは石英ルツボから混入する酸素原子の凝集体である酸素析出物であると考えられている。これらの結晶欠陥がデバイスが形成されるウエーハの表層部に存在すると、デバイス特性を劣化させる有害な欠陥となるので、このような結晶欠陥を低減して十分な深さを有する無欠陥層（ＤＺ）を表層部に有するシリコンウエーハを作製することが望ましい。
上記グローイン欠陥のうち、空洞型の欠陥であるグローイン欠陥の形状は、八面体を基調とした空洞が数個つながった構造であり、サイズは１００〜３００ｎｍ程度で、表面は酸化膜で囲まれていることが知られている（Ｍ．Ｋａｔｏ，Ｔ．Ｙｏｓｈｉｄａ，Ｙ．Ｉｋｅｄａ ａｎｄ Ｙ．Ｋｉｔａｇａｗａ，Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．３５，５５９７，１９９６）。
これらの空洞欠陥の｛１１０｝面に投影した透過型電子顕微鏡の観察図を図３及び図４に示す。この欠陥は、チョクラルスキー法による単結晶製造中に、１１５０℃付近の温度帯で原子空孔が凝集してできたと考えられている。このような空洞欠陥が、デバイスが形成されるウエーハの表層部（０〜５μｍ）に存在するとデバイス特性を劣化させるため、このような欠陥を低減するための種々の方法が検討されてきている。
例えば、上記グローイン空洞欠陥の密度を低減する方法として、シリコンウエーハを高温熱処理すればよいことが知られている。ところが、従来のＣＺ法によるシリコンウエーハに、この方法を適用するとウエーハ表面から約０．３μｍ以上の深さの内部領域で欠陥が多く残留してしまい、無欠陥層の深さが浅くなってしまう問題があった。そのため、従来のシリコンウエーハでは、デバイスを作製する際の自由度が低いという欠点があった。
発明の開示
本発明は、このような問題点に鑑みて為されたもので、熱処理による空洞欠陥の低減効果を高め、より深い領域まで無欠陥層を拡大するのに適したシリコンウエーハを得ることを目的とする。
上記課題を解決するための本発明は、チョクラルスキー法により引上げられたシリコン単結晶棒をウエーハに加工して得られたシリコンウエーハであって、その内部に棒状の空洞欠陥および／または板状の空洞欠陥を含むことを特徴とするシリコンウエーハである。
このように、ＣＺ法によって単結晶棒を育成する際に、内部に含まれる欠陥の形状を棒状および／または板状にすることにより、欠陥の体積に対する表面積の相対的な比率が八面体の欠陥よりも高くなり、熱処理を行った際に欠陥が深い領域まで低減される。
なお、ここでいう欠陥の形状が棒状および／または板状とは、従来のウエーハ内部に含まれていた空洞欠陥のような八面体形状や、球状でないことを意味する。
例えば、ウエーハ内部を透過型電子顕微鏡を用いて観察した場合において、任意の｛１１０｝面に投影された欠陥像の外側に接する任意の長方形を作図すると、長い辺の長さＬ１と短い辺の長さＬ２との比（Ｌ１／Ｌ２）の最大値が２．５以上になるものをいう。
また、本発明は、チョクラルスキー法により引上げられたシリコン単結晶棒をウエーハに加工して得られたシリコンウエーハであって、その内部に空洞欠陥を含み、任意の｛１１０｝面に投影された該空洞欠陥像に外接する任意の長方形における、長い辺の長さＬ１と短い辺の長さＬ２との比（Ｌ１／Ｌ２）の最大値が２．５以上であることを特徴とするシリコンウエーハである。
このように、任意の｛１１０｝面に投影された空洞欠陥像に外接する任意の長方形における、長い辺の長さＬ１と短い辺の長さＬ２との比（Ｌ１／Ｌ２）の最大値が２．５以上のウエーハは、欠陥の体積に対する表面積の相対的な比率が八面体の欠陥よりも高くなり、熱処理を行った際に欠陥が深い領域まで低減される。
一方、Ｌ１／Ｌ２の最大値の上限は特に定められないが、２０程度と考えられる。
なお、任意の｛１１０｝面に投影された空洞欠陥像を観察するには、透過型電子顕微鏡を用いれば容易に投影面を特定でき、正確に欠陥像を観察することができる。
この場合、前記シリコン単結晶棒はチョクラルスキー法により窒素をドープされたものとすることができる。
空洞欠陥の形状を、上記の棒状および／または板状とするためには、例えばシリコン単結晶棒をチョクラルスキー法により育成する際に窒素をドープすることにより、グローイン欠陥の形状を、通常の八面体形状から棒状あるいは板状の形状へと容易に変化させることができる。
また、本発明は、前記本発明のシリコンウエーハを１０００℃以上の温度で１０秒以上の熱処理をしたシリコンウエーハである。
このように、棒状および／または板状の欠陥を含むウエーハを熱処理することにより、従来の八面体形状の欠陥を含むウエーハよりも深い領域までウエーハ表面近傍の空洞欠陥が効果的に消滅し、品質の高いシリコンウエーハを得ることができる。しかも、熱処理による欠陥の消滅効果が高いため、従来のウエーハよりも短時間の熱処理で、より大きな欠陥消滅効果を得ることができる。
この場合の熱処理温度は１０００℃以上であればよく、特に上限は定められない。しかしながら、物理的にはシリコンの融点未満であればよく、熱処理装置の実用温度範囲を考慮すると１３５０℃程度であることが好ましい。また、熱処理時間も１０秒以上であればよく、特に上限は定められないが、生産性を考慮すると、２時間程度が好ましい。
この場合、前記熱処理後におけるウエーハ表面から少なくとも０．５μｍの深さの空洞欠陥密度が、熱処理前の空洞欠陥密度の１／２以下であるシリコンウエーハとすることができ、このようなシリコンウエーハは、例えば、ウエーハ内部に棒状の空洞欠陥および／または板状の空洞欠陥を含むシリコンウエーハであって、ウエーハ表面から少なくとも０．５μｍの深さにわたり空洞欠陥がウエーハ内部の１／２以下の密度であるシリコンウエーハである。
このようなシリコンウエーハであれば、表面に厚い無欠陥層を有するためデバイスを作製する際の自由度が高くなるという利点がある。さらに、ウエーハ内部はゲッタリングサイトとなる十分な密度の欠陥を有するため、必要なだけのゲッタリング能力を持つウエーハとすることができる。
以上説明したように、本発明はＣＺ法により得られたシリコンウエーハにおいて、その内部に含まれる空洞欠陥の形状を、棒状および／または板状とすることにより、その後の熱処理によってウエーハ表面の深い領域まで空洞欠陥を消滅させた、無欠陥層の厚いシリコンウエーハを得ることができる。
発明を実施するための最良の形態
以下、本発明の実施の形態を説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
本発明は、ＣＺ法によって育成したシリコン単結晶中に存在するグローイン空洞欠陥の形状が、結晶育成時の条件によって変化する現象に着目し、欠陥の体積に対する表面積の相対的な比率が大きくなる棒状あるいは板状の形状にすることにより、熱処理での欠陥低減効果をより深い領域まで拡大させ得ることを見出し、完成されたものである。
空洞欠陥が熱処理で低減されるためには、空洞欠陥の内壁に存在する酸化膜表面部から酸素原子が溶解し、シリコン結晶中に拡散することが第一過程として必要である。これは酸素析出物の再溶解の現象と同様である。酸素析出物の再溶解の場合、その溶解速度が欠陥のサイズと、特に形状に影響されることが知られており、同体積ではその表面積が大きいほど溶解しやすい（Ｆ．Ｓｈｉｍｕｒａ，Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．３９，９８７，１９８１）。
空洞欠陥の場合も、酸素析出物の再溶解と同様に、同じ体積の空洞欠陥で比較する場合、空洞の表面積が大きいほど縮小する速度が速くなる。つまり、従来の八面体形状等の多面体型の空洞欠陥を、同体積でも表面積の大きい棒状および／または板状とすることにより、欠陥が熱処理で消滅しやすくすることができる。
そして本発明者らは、上記のようにウエーハ内部に含まれる空洞欠陥の形状を、棒状あるいは板状とするためには、例えばＣＺ法でシリコン単結晶を引上げる際に窒素をドープすれば、容易に棒状の空洞欠陥および／または板状の空洞欠陥を含むシリコシウエーハを得ることができることを発見した。
本発明者らは、ＣＺ法によりシリコン単結晶を育成する際に、窒素をドープすると、どのようにグローイン欠陥の形状が変化するかを実験調査した。
ここで、図３と図４は通常のＣＺ法により育成されたシリコン単結晶棒をウエーハに切り出し、ウエーハに含まれる空洞欠陥の形状を透過型電子顕微鏡で｛１１０｝面に投影したものである。両者の欠陥のサイズが異なるのは、空洞欠陥が凝集する１１５０℃付近の通過時間を変化させたためである。
図３および図４に示されているように、従来のウエーハに含まれる空洞欠陥の形状は八面体形状をしており、任意の｛１１０｝面に投影された欠陥像の外側に接する任意の長方形を作図した時の長い辺の長さＬ１と短い辺の長さＬ２の比（Ｌ１／Ｌ２）が、最大の値をとっても２．５未満となっている。そのため、空洞欠陥の体積に対する表面積の相対的な比が小さく、熱処理を施しても結晶欠陥を除去する効果は少なかった。
一方、図１および図２に示したのは、ＣＺ法で窒素をドープして育成されたシリコン単結晶棒をウエーハに切り出し、図３および図４と同様に結晶欠陥の形状を測定したものである。窒素をドープしたことにより、欠陥の形状は従来の八面体形状からは大きく変化している。図１の欠陥は様々な角度から観察したところ棒状の欠陥が３個結合したものであることが判明した。また図２の欠陥は角度を変えてみると紙面に対して２００μｍの奥行きのある平板型欠陥であることが判明した。
そして図１および図２に示されているように、ＣＺ法で窒素をドープして育成されたシリコン単結晶から成るウエーハは、前述のＬ１／Ｌ２の最大値が、図１では約３、図２では約４と従来のシリコンウエーハよりも大きい値となっている。この数値が大きいことは、同時に欠陥の体積に対する表面積の相対的な比が大きいことを意味する。したがって、熱処理を行った場合における空洞欠陥の消滅効果は極めて大きい。
本発明において、ＣＺ法によって窒素をドープしたシリコン単結晶棒を育成するには、例えば特開昭６０−２５１１９０号に記載されているような公知の方法によれば良い。
すなわち、ＣＺ法は、石英ルツボ中に収容された多結晶シリコン原料の融液に種結晶を接触させ、これを回転させながらゆっくりと引き上げて所望直径のシリコン単結晶棒を育成する方法であるが、あらかじめ石英ルツボ内に窒化物を入れておくか、シリコン融液中に窒化物を投入するか、雰囲気ガスを窒素を含む雰囲気とすること等によって、簡単に引き上げ結晶中に窒素をドープすることができる。この際、窒化物の量あるいは窒素ガスの濃度あるいは導入時間等を調整することによって、結晶中のドープ量を制御することが出来る。
このように、ＣＺ法によって単結晶棒を育成する際に、窒素をドープすることによって、棒状あるいは板状の欠陥を含むシリコン単結晶棒を簡単に得ることができる。この際、ドープする窒素の濃度は、１．０×１０１０〜５．０×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ３の間に制御することが好ましい。
こうして、ＣＺ法において所望濃度の窒素がドープされ、所望の棒状あるいは板状の空洞欠陥を含有するシリコン単結晶棒が得られる。これを通常の方法に従い、内周刃スライサあるいはワイヤーソー等の切断装置でスライスした後、面取り、ラッピング、エッチング、研磨等の工程を経て、シリコン単結晶ウエーハに加工する。もちろん、これらの工程は例示列挙したにとどまり、この他にも洗浄等の種々の工程があり得るし、工程順の変更、一部省略等目的に応じ適宜工程は変更使用されている。
次に、本発明の棒状および／または板状の結晶欠陥を有するシリコンウエーハを熱処理する場合には、ウエーハを１０００℃以上の温度で１０秒以上熱処理できるものであれば、バッチ式の抵抗加熱炉、ランプ加熱炉等、どのようなものであってもよい。
例えば、この熱処理を行うのに急速加熱・急速冷却装置（ＲＴＡ：Ｒａｐｉｄ Ｔｈｅｒｍａｌ Ａｎｎｅａｌｅｒ）を適用することもできる。このような装置であれば、熱処理を効率良く行うことができ、ウエーハ製造の効率を向上させることができる。
また、熱処理の雰囲気としては、酸素、水素、アルゴンあるいはこれらの混合雰囲気下で行うようにすれば、シリコンウエーハに有害となる表面被膜を形成させることなく、有効に酸素、窒素を外方拡散させ、容易にウエーハ表面層の空洞欠陥密度を減少させることができる。
特に、水素、アルゴンあるいはこれらの混合雰囲気のような、非酸化性あるいは還元性の雰囲気で高温熱処理を行なうと、ウエーハ表面の結晶欠陥が消滅し易いのでより好ましい。また、水素とアルゴンの混合雰囲気とすると、熱処理中にウエーハにスリップが発生しにくくなることが確認された。
以下、本発明の実施例および比較例を挙げて具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
（実施例、比較例）
ＣＺ法により、直径６インチ、導電型Ｐ型、方位＜１００＞の結晶棒を、通常の引上げ速度（１．２ｍｍ／ｍｉｎ）で６本引上げた。この内、２本の引上げでは、原料中にあらかじめ窒化珪素膜を有するシリコンウエーハを投入し窒素濃度が５×１０１４ａｔｏｍｓ／ｃｍ３になるように制御した。同時に酸素濃度は１５ｐｐｍａ（ＪＥＩＤＡ）となるように制御した。空洞欠陥の凝集する１１５０℃付近の通過時間を変えることにより欠陥のサイズが異なる２種類の窒素ドープ結晶を用意した。
残りの４本は比較用試料として、酸素濃度は上記と同様として、窒素をドープせずに引上げた。この場合も１１５０℃付近の通過時間を変化させ、欠陥サイズが異なる４種類の窒素ドープをしていない結晶を用意した。
ここで得られた単結晶棒から、ワイヤーソーを用いてウエーハを切り出し、面取り、ラッピング、エッチング、鏡面研磨加工を施して、窒素のドープの有無、１１５０℃付近の通過時間以外の条件はほぼ同一とした６種類の直径６インチのシリコン単結晶鏡面ウエーハを作製した。
こうして得られたシリコンウエーハ内部の空洞欠陥の形状を、透過型電子顕微鏡で欠陥を｛１１０｝面に投影することにより観察した。その結果、窒素をドープした２枚のシリコンウエーハは、大部分の空洞欠陥の形状は、図１および図２に示したような棒状あるいは板状の形状になり、前述のＬ１−／Ｌ２の最大値は２．５以上となっていることを確認した。
一方、窒素をドープしていない４枚のシリコンウエーハの空洞欠陥の形状は、図３および図４に示したように、従来から知られている八面体形状をしており、Ｌ１／Ｌ２は最大でも２．５未満であった。
尚、透過型電子顕微鏡用の試料作成は、赤外散乱トモグラフ装置で空洞欠陥の位置を同定し、その後、集束イオンビーム装置で切り出しを行なった。
このような、棒状の空洞欠陥および／または板状の空洞欠陥を含むシリコンウエーハ２枚と、従来の八面体形状の空洞欠陥を含むシリコンウエーハ４枚の、合計６枚のウエーハについて、熱処理前と熱処理後で欠陥の密度を比較した。
熱処理は、ＲＴＡ装置（急速加熱・急速冷却装置、シュティアック マイクロテック インターナショナル社製ＳＨＳ−２８００型）を使用し、温度１２００℃で１０秒間、アルゴン７５％に水素２５％を加えた雰囲気で急速加熱・急速冷却熱処理を行った。
密度の測定には光散乱法を用い、表層０．５μｍまでの深さの欠陥密度を測定した。
測定結果を図５と図６に示す。図５は表面から０．３μｍまでの浅い領域、図６は表面から０．３〜０．５μｍまでの深さ領域での欠陥残存率を表している。いずれも、横軸に熱処理前における各ウエーハ中の欠陥の平均サイズを示し、縦軸には熱処理前に対する熱処理後の欠陥密度の比が表示されている。図中の丸プロットは八面体形状の空洞欠陥を有するシリコンウエーハのデータを示し、三角プロットは棒状あるいは板状の空洞欠陥を含むシリコンウエーハのデータを示している。
図５の深さ０．３μｍまでの浅い領域では、空洞欠陥の形状に関わらず欠陥が消滅していることが判る。一方、図６の深い領域での結果を見ると、棒状あるいは板状の空洞欠陥が、八面体形状の空洞欠陥に比べて消滅しやすいことが判る。
光散乱法で測定される欠陥のサイズは、欠陥からの散乱光強度をもとは欠陥を球体と過程してその直径が計算される。そのため、この図５及び図６のグラフ中で同一サイズと示されるデータは、実際には同じ体積を意味している。つまり、同体積の空洞欠陥であっても、棒状あるいは板状の空洞欠陥は、八面体形状の空洞欠陥に比べて消滅しやすいことを意味している。これは、棒状や板状の空洞欠陥の方が八面体形状の空洞欠陥より表面積が大きいために消滅しやすいためであると推定される。
また図６が示すように、実施例のシリコンウエーハは、熱処理後の空洞欠陥の密度が、ウエーハ表面から０．３〜０．５μｍまでの深い領域であっても３０％以下と低いものとなっている。このことは、本発明の棒状あるいは板状の空洞欠陥を含むシリコンウエーハは、ウエーハの空洞欠陥の密度を表面から少なくとも０．５μｍの深さにわたって、ウエーハ内部の１／２以下の密度とすることができることを意味している。すなわち、本発明のシリコンウエーハは厚い無欠陥層を持ち、ウエーハの内部にはゲッタリングサイトとなる空洞欠陥を有するので、デバイス作製の自由度や歩留りが高いシリコンウエーハとすることができる。
なお、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は、例示であり、本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。
例えば、本発明で内部に棒状の空洞欠陥および／または板状の空洞欠陥を含むとは、必ずしも、図１および図２に示したような直方体形状や平板形状のものに限定されるものではなく、例えば円柱状のものや不規則な凹凸のある板状のものであっても、Ｌ１／Ｌ２の最大値が２．５以上の空洞欠陥を含むものであれば、本発明の効果を奏するものである。
また上記実施形態では、ウエーハ内部の空洞欠陥を棒状および／または板状にするのに、ＣＺ法により窒素をドープすることによって行う方法を中心に説明したが、本発明はこれに限定されるものではなく、窒素以外の添加物を添加したり、結晶の引上げ条件を調整することにより、空洞欠陥の形状を棒状あるいは板状に変える場合も含むものである。
さらに、本発明において、ＣＺ法によってシリコン単結晶棒を育成するに際しては、融液に磁場が印加されているかいないかは問われていないものであり、本発明のＣＺ法はいわゆる磁場を印加するＭＣＺ法も含まれるものである。
【図面の簡単な説明】
図１はシリコンウエーハの内部に含まれる棒状あるいは板状の空洞欠陥の形状を測定した図であり、比較的欠陥のサイズが大きいものを示した図である。
図２はシリコンウエーハの内部に含まれる棒状あるいは板状の空洞欠陥の形状を測定した図であり、比較的欠陥のサイズが小さいものを示した図である。
図３はシリコンウエーハの内部に含まれる八面体形状の空洞欠陥の形状を測定した図であり、比較的欠陥のサイズが大きいものを示した図である。
図４はシリコンウエーハの内部に含まれる八面体形状の空洞欠陥の形状を測定した図であり、比較的欠陥のサイズが小さいものを示した図である。
図５は熱処理後の欠陥残存率を示した図であり、表面から０．３μｍまでの深さ領域での欠陥残存率について示した図である。
図６は熱処理後の欠陥残存率を示した図であり、表面から０．３〜０．５μｍまでの深さ領域での欠陥残存率について示した図である。
本発明は、チョクラルスキー法（ＣＺ法）によってシリコン単結晶を引上げる際に結晶内部に発生する結晶欠陥が、その後の熱処理によって消滅しやすいシリコンウエーハに関する。
背景技術
半導体集積回路等のデバイスを作製するためのウエーハとしては、主にチョクラルスキー法（ＣＺ法）によって育成されたシリコン単結晶ウエーハが用いられている。このようなシリコン単結晶ウエーハに結晶欠陥が存在すると、半導体デバイス作製時にパターン不良などを引き起こしてしまう。特に、近年の高度に集積化されたデバイスにおけるパターン幅は、０．３μｍ以下といった非常に微細なものとなっているため、このようなパターン形成時には、０．１μｍサイズの結晶欠陥の存在でもパターン不良等の原因になり、デバイスの生産歩留あるいは品質特性を著しく低下させてしまう。従って、シリコン単結晶ウエーハに存在する結晶欠陥は極力サイズと密度を小さくさせなければならない。
特に最近になって、ＣＺ法により育成されたシリコン単結晶中には、グローイン（Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ）欠陥と呼ばれる、結晶成長中に導入された結晶欠陥が存在することが報告されている。このような結晶欠陥の主な発生原因は、単結晶製造中に凝集する原子空孔のクラスタあるいは石英ルツボから混入する酸素原子の凝集体である酸素析出物であると考えられている。これらの結晶欠陥がデバイスが形成されるウエーハの表層部に存在すると、デバイス特性を劣化させる有害な欠陥となるので、このような結晶欠陥を低減して十分な深さを有する無欠陥層（ＤＺ）を表層部に有するシリコンウエーハを作製することが望ましい。
上記グローイン欠陥のうち、空洞型の欠陥であるグローイン欠陥の形状は、八面体を基調とした空洞が数個つながった構造であり、サイズは１００〜３００ｎｍ程度で、表面は酸化膜で囲まれていることが知られている（Ｍ．Ｋａｔｏ，Ｔ．Ｙｏｓｈｉｄａ，Ｙ．Ｉｋｅｄａ ａｎｄ Ｙ．Ｋｉｔａｇａｗａ，Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．３５，５５９７，１９９６）。
これらの空洞欠陥の｛１１０｝面に投影した透過型電子顕微鏡の観察図を図３及び図４に示す。この欠陥は、チョクラルスキー法による単結晶製造中に、１１５０℃付近の温度帯で原子空孔が凝集してできたと考えられている。このような空洞欠陥が、デバイスが形成されるウエーハの表層部（０〜５μｍ）に存在するとデバイス特性を劣化させるため、このような欠陥を低減するための種々の方法が検討されてきている。
例えば、上記グローイン空洞欠陥の密度を低減する方法として、シリコンウエーハを高温熱処理すればよいことが知られている。ところが、従来のＣＺ法によるシリコンウエーハに、この方法を適用するとウエーハ表面から約０．３μｍ以上の深さの内部領域で欠陥が多く残留してしまい、無欠陥層の深さが浅くなってしまう問題があった。そのため、従来のシリコンウエーハでは、デバイスを作製する際の自由度が低いという欠点があった。
発明の開示
本発明は、このような問題点に鑑みて為されたもので、熱処理による空洞欠陥の低減効果を高め、より深い領域まで無欠陥層を拡大するのに適したシリコンウエーハを得ることを目的とする。
上記課題を解決するための本発明は、チョクラルスキー法により引上げられたシリコン単結晶棒をウエーハに加工して得られたシリコンウエーハであって、その内部に棒状の空洞欠陥および／または板状の空洞欠陥を含むことを特徴とするシリコンウエーハである。
このように、ＣＺ法によって単結晶棒を育成する際に、内部に含まれる欠陥の形状を棒状および／または板状にすることにより、欠陥の体積に対する表面積の相対的な比率が八面体の欠陥よりも高くなり、熱処理を行った際に欠陥が深い領域まで低減される。
なお、ここでいう欠陥の形状が棒状および／または板状とは、従来のウエーハ内部に含まれていた空洞欠陥のような八面体形状や、球状でないことを意味する。
例えば、ウエーハ内部を透過型電子顕微鏡を用いて観察した場合において、任意の｛１１０｝面に投影された欠陥像の外側に接する任意の長方形を作図すると、長い辺の長さＬ１と短い辺の長さＬ２との比（Ｌ１／Ｌ２）の最大値が２．５以上になるものをいう。
また、本発明は、チョクラルスキー法により引上げられたシリコン単結晶棒をウエーハに加工して得られたシリコンウエーハであって、その内部に空洞欠陥を含み、任意の｛１１０｝面に投影された該空洞欠陥像に外接する任意の長方形における、長い辺の長さＬ１と短い辺の長さＬ２との比（Ｌ１／Ｌ２）の最大値が２．５以上であることを特徴とするシリコンウエーハである。
このように、任意の｛１１０｝面に投影された空洞欠陥像に外接する任意の長方形における、長い辺の長さＬ１と短い辺の長さＬ２との比（Ｌ１／Ｌ２）の最大値が２．５以上のウエーハは、欠陥の体積に対する表面積の相対的な比率が八面体の欠陥よりも高くなり、熱処理を行った際に欠陥が深い領域まで低減される。
一方、Ｌ１／Ｌ２の最大値の上限は特に定められないが、２０程度と考えられる。
なお、任意の｛１１０｝面に投影された空洞欠陥像を観察するには、透過型電子顕微鏡を用いれば容易に投影面を特定でき、正確に欠陥像を観察することができる。
この場合、前記シリコン単結晶棒はチョクラルスキー法により窒素をドープされたものとすることができる。
空洞欠陥の形状を、上記の棒状および／または板状とするためには、例えばシリコン単結晶棒をチョクラルスキー法により育成する際に窒素をドープすることにより、グローイン欠陥の形状を、通常の八面体形状から棒状あるいは板状の形状へと容易に変化させることができる。
また、本発明は、前記本発明のシリコンウエーハを１０００℃以上の温度で１０秒以上の熱処理をしたシリコンウエーハである。
このように、棒状および／または板状の欠陥を含むウエーハを熱処理することにより、従来の八面体形状の欠陥を含むウエーハよりも深い領域までウエーハ表面近傍の空洞欠陥が効果的に消滅し、品質の高いシリコンウエーハを得ることができる。しかも、熱処理による欠陥の消滅効果が高いため、従来のウエーハよりも短時間の熱処理で、より大きな欠陥消滅効果を得ることができる。
この場合の熱処理温度は１０００℃以上であればよく、特に上限は定められない。しかしながら、物理的にはシリコンの融点未満であればよく、熱処理装置の実用温度範囲を考慮すると１３５０℃程度であることが好ましい。また、熱処理時間も１０秒以上であればよく、特に上限は定められないが、生産性を考慮すると、２時間程度が好ましい。
この場合、前記熱処理後におけるウエーハ表面から少なくとも０．５μｍの深さの空洞欠陥密度が、熱処理前の空洞欠陥密度の１／２以下であるシリコンウエーハとすることができ、このようなシリコンウエーハは、例えば、ウエーハ内部に棒状の空洞欠陥および／または板状の空洞欠陥を含むシリコンウエーハであって、ウエーハ表面から少なくとも０．５μｍの深さにわたり空洞欠陥がウエーハ内部の１／２以下の密度であるシリコンウエーハである。
このようなシリコンウエーハであれば、表面に厚い無欠陥層を有するためデバイスを作製する際の自由度が高くなるという利点がある。さらに、ウエーハ内部はゲッタリングサイトとなる十分な密度の欠陥を有するため、必要なだけのゲッタリング能力を持つウエーハとすることができる。
以上説明したように、本発明はＣＺ法により得られたシリコンウエーハにおいて、その内部に含まれる空洞欠陥の形状を、棒状および／または板状とすることにより、その後の熱処理によってウエーハ表面の深い領域まで空洞欠陥を消滅させた、無欠陥層の厚いシリコンウエーハを得ることができる。
発明を実施するための最良の形態
以下、本発明の実施の形態を説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
本発明は、ＣＺ法によって育成したシリコン単結晶中に存在するグローイン空洞欠陥の形状が、結晶育成時の条件によって変化する現象に着目し、欠陥の体積に対する表面積の相対的な比率が大きくなる棒状あるいは板状の形状にすることにより、熱処理での欠陥低減効果をより深い領域まで拡大させ得ることを見出し、完成されたものである。
空洞欠陥が熱処理で低減されるためには、空洞欠陥の内壁に存在する酸化膜表面部から酸素原子が溶解し、シリコン結晶中に拡散することが第一過程として必要である。これは酸素析出物の再溶解の現象と同様である。酸素析出物の再溶解の場合、その溶解速度が欠陥のサイズと、特に形状に影響されることが知られており、同体積ではその表面積が大きいほど溶解しやすい（Ｆ．Ｓｈｉｍｕｒａ，Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．３９，９８７，１９８１）。
空洞欠陥の場合も、酸素析出物の再溶解と同様に、同じ体積の空洞欠陥で比較する場合、空洞の表面積が大きいほど縮小する速度が速くなる。つまり、従来の八面体形状等の多面体型の空洞欠陥を、同体積でも表面積の大きい棒状および／または板状とすることにより、欠陥が熱処理で消滅しやすくすることができる。
そして本発明者らは、上記のようにウエーハ内部に含まれる空洞欠陥の形状を、棒状あるいは板状とするためには、例えばＣＺ法でシリコン単結晶を引上げる際に窒素をドープすれば、容易に棒状の空洞欠陥および／または板状の空洞欠陥を含むシリコシウエーハを得ることができることを発見した。
本発明者らは、ＣＺ法によりシリコン単結晶を育成する際に、窒素をドープすると、どのようにグローイン欠陥の形状が変化するかを実験調査した。
ここで、図３と図４は通常のＣＺ法により育成されたシリコン単結晶棒をウエーハに切り出し、ウエーハに含まれる空洞欠陥の形状を透過型電子顕微鏡で｛１１０｝面に投影したものである。両者の欠陥のサイズが異なるのは、空洞欠陥が凝集する１１５０℃付近の通過時間を変化させたためである。
図３および図４に示されているように、従来のウエーハに含まれる空洞欠陥の形状は八面体形状をしており、任意の｛１１０｝面に投影された欠陥像の外側に接する任意の長方形を作図した時の長い辺の長さＬ１と短い辺の長さＬ２の比（Ｌ１／Ｌ２）が、最大の値をとっても２．５未満となっている。そのため、空洞欠陥の体積に対する表面積の相対的な比が小さく、熱処理を施しても結晶欠陥を除去する効果は少なかった。
一方、図１および図２に示したのは、ＣＺ法で窒素をドープして育成されたシリコン単結晶棒をウエーハに切り出し、図３および図４と同様に結晶欠陥の形状を測定したものである。窒素をドープしたことにより、欠陥の形状は従来の八面体形状からは大きく変化している。図１の欠陥は様々な角度から観察したところ棒状の欠陥が３個結合したものであることが判明した。また図２の欠陥は角度を変えてみると紙面に対して２００μｍの奥行きのある平板型欠陥であることが判明した。
そして図１および図２に示されているように、ＣＺ法で窒素をドープして育成されたシリコン単結晶から成るウエーハは、前述のＬ１／Ｌ２の最大値が、図１では約３、図２では約４と従来のシリコンウエーハよりも大きい値となっている。この数値が大きいことは、同時に欠陥の体積に対する表面積の相対的な比が大きいことを意味する。したがって、熱処理を行った場合における空洞欠陥の消滅効果は極めて大きい。
本発明において、ＣＺ法によって窒素をドープしたシリコン単結晶棒を育成するには、例えば特開昭６０−２５１１９０号に記載されているような公知の方法によれば良い。
すなわち、ＣＺ法は、石英ルツボ中に収容された多結晶シリコン原料の融液に種結晶を接触させ、これを回転させながらゆっくりと引き上げて所望直径のシリコン単結晶棒を育成する方法であるが、あらかじめ石英ルツボ内に窒化物を入れておくか、シリコン融液中に窒化物を投入するか、雰囲気ガスを窒素を含む雰囲気とすること等によって、簡単に引き上げ結晶中に窒素をドープすることができる。この際、窒化物の量あるいは窒素ガスの濃度あるいは導入時間等を調整することによって、結晶中のドープ量を制御することが出来る。
このように、ＣＺ法によって単結晶棒を育成する際に、窒素をドープすることによって、棒状あるいは板状の欠陥を含むシリコン単結晶棒を簡単に得ることができる。この際、ドープする窒素の濃度は、１．０×１０１０〜５．０×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ３の間に制御することが好ましい。
こうして、ＣＺ法において所望濃度の窒素がドープされ、所望の棒状あるいは板状の空洞欠陥を含有するシリコン単結晶棒が得られる。これを通常の方法に従い、内周刃スライサあるいはワイヤーソー等の切断装置でスライスした後、面取り、ラッピング、エッチング、研磨等の工程を経て、シリコン単結晶ウエーハに加工する。もちろん、これらの工程は例示列挙したにとどまり、この他にも洗浄等の種々の工程があり得るし、工程順の変更、一部省略等目的に応じ適宜工程は変更使用されている。
次に、本発明の棒状および／または板状の結晶欠陥を有するシリコンウエーハを熱処理する場合には、ウエーハを１０００℃以上の温度で１０秒以上熱処理できるものであれば、バッチ式の抵抗加熱炉、ランプ加熱炉等、どのようなものであってもよい。
例えば、この熱処理を行うのに急速加熱・急速冷却装置（ＲＴＡ：Ｒａｐｉｄ Ｔｈｅｒｍａｌ Ａｎｎｅａｌｅｒ）を適用することもできる。このような装置であれば、熱処理を効率良く行うことができ、ウエーハ製造の効率を向上させることができる。
また、熱処理の雰囲気としては、酸素、水素、アルゴンあるいはこれらの混合雰囲気下で行うようにすれば、シリコンウエーハに有害となる表面被膜を形成させることなく、有効に酸素、窒素を外方拡散させ、容易にウエーハ表面層の空洞欠陥密度を減少させることができる。
特に、水素、アルゴンあるいはこれらの混合雰囲気のような、非酸化性あるいは還元性の雰囲気で高温熱処理を行なうと、ウエーハ表面の結晶欠陥が消滅し易いのでより好ましい。また、水素とアルゴンの混合雰囲気とすると、熱処理中にウエーハにスリップが発生しにくくなることが確認された。
以下、本発明の実施例および比較例を挙げて具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
（実施例、比較例）
ＣＺ法により、直径６インチ、導電型Ｐ型、方位＜１００＞の結晶棒を、通常の引上げ速度（１．２ｍｍ／ｍｉｎ）で６本引上げた。この内、２本の引上げでは、原料中にあらかじめ窒化珪素膜を有するシリコンウエーハを投入し窒素濃度が５×１０１４ａｔｏｍｓ／ｃｍ３になるように制御した。同時に酸素濃度は１５ｐｐｍａ（ＪＥＩＤＡ）となるように制御した。空洞欠陥の凝集する１１５０℃付近の通過時間を変えることにより欠陥のサイズが異なる２種類の窒素ドープ結晶を用意した。
残りの４本は比較用試料として、酸素濃度は上記と同様として、窒素をドープせずに引上げた。この場合も１１５０℃付近の通過時間を変化させ、欠陥サイズが異なる４種類の窒素ドープをしていない結晶を用意した。
ここで得られた単結晶棒から、ワイヤーソーを用いてウエーハを切り出し、面取り、ラッピング、エッチング、鏡面研磨加工を施して、窒素のドープの有無、１１５０℃付近の通過時間以外の条件はほぼ同一とした６種類の直径６インチのシリコン単結晶鏡面ウエーハを作製した。
こうして得られたシリコンウエーハ内部の空洞欠陥の形状を、透過型電子顕微鏡で欠陥を｛１１０｝面に投影することにより観察した。その結果、窒素をドープした２枚のシリコンウエーハは、大部分の空洞欠陥の形状は、図１および図２に示したような棒状あるいは板状の形状になり、前述のＬ１−／Ｌ２の最大値は２．５以上となっていることを確認した。
一方、窒素をドープしていない４枚のシリコンウエーハの空洞欠陥の形状は、図３および図４に示したように、従来から知られている八面体形状をしており、Ｌ１／Ｌ２は最大でも２．５未満であった。
尚、透過型電子顕微鏡用の試料作成は、赤外散乱トモグラフ装置で空洞欠陥の位置を同定し、その後、集束イオンビーム装置で切り出しを行なった。
このような、棒状の空洞欠陥および／または板状の空洞欠陥を含むシリコンウエーハ２枚と、従来の八面体形状の空洞欠陥を含むシリコンウエーハ４枚の、合計６枚のウエーハについて、熱処理前と熱処理後で欠陥の密度を比較した。
熱処理は、ＲＴＡ装置（急速加熱・急速冷却装置、シュティアック マイクロテック インターナショナル社製ＳＨＳ−２８００型）を使用し、温度１２００℃で１０秒間、アルゴン７５％に水素２５％を加えた雰囲気で急速加熱・急速冷却熱処理を行った。
密度の測定には光散乱法を用い、表層０．５μｍまでの深さの欠陥密度を測定した。
測定結果を図５と図６に示す。図５は表面から０．３μｍまでの浅い領域、図６は表面から０．３〜０．５μｍまでの深さ領域での欠陥残存率を表している。いずれも、横軸に熱処理前における各ウエーハ中の欠陥の平均サイズを示し、縦軸には熱処理前に対する熱処理後の欠陥密度の比が表示されている。図中の丸プロットは八面体形状の空洞欠陥を有するシリコンウエーハのデータを示し、三角プロットは棒状あるいは板状の空洞欠陥を含むシリコンウエーハのデータを示している。
図５の深さ０．３μｍまでの浅い領域では、空洞欠陥の形状に関わらず欠陥が消滅していることが判る。一方、図６の深い領域での結果を見ると、棒状あるいは板状の空洞欠陥が、八面体形状の空洞欠陥に比べて消滅しやすいことが判る。
光散乱法で測定される欠陥のサイズは、欠陥からの散乱光強度をもとは欠陥を球体と過程してその直径が計算される。そのため、この図５及び図６のグラフ中で同一サイズと示されるデータは、実際には同じ体積を意味している。つまり、同体積の空洞欠陥であっても、棒状あるいは板状の空洞欠陥は、八面体形状の空洞欠陥に比べて消滅しやすいことを意味している。これは、棒状や板状の空洞欠陥の方が八面体形状の空洞欠陥より表面積が大きいために消滅しやすいためであると推定される。
また図６が示すように、実施例のシリコンウエーハは、熱処理後の空洞欠陥の密度が、ウエーハ表面から０．３〜０．５μｍまでの深い領域であっても３０％以下と低いものとなっている。このことは、本発明の棒状あるいは板状の空洞欠陥を含むシリコンウエーハは、ウエーハの空洞欠陥の密度を表面から少なくとも０．５μｍの深さにわたって、ウエーハ内部の１／２以下の密度とすることができることを意味している。すなわち、本発明のシリコンウエーハは厚い無欠陥層を持ち、ウエーハの内部にはゲッタリングサイトとなる空洞欠陥を有するので、デバイス作製の自由度や歩留りが高いシリコンウエーハとすることができる。
なお、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は、例示であり、本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。
例えば、本発明で内部に棒状の空洞欠陥および／または板状の空洞欠陥を含むとは、必ずしも、図１および図２に示したような直方体形状や平板形状のものに限定されるものではなく、例えば円柱状のものや不規則な凹凸のある板状のものであっても、Ｌ１／Ｌ２の最大値が２．５以上の空洞欠陥を含むものであれば、本発明の効果を奏するものである。
また上記実施形態では、ウエーハ内部の空洞欠陥を棒状および／または板状にするのに、ＣＺ法により窒素をドープすることによって行う方法を中心に説明したが、本発明はこれに限定されるものではなく、窒素以外の添加物を添加したり、結晶の引上げ条件を調整することにより、空洞欠陥の形状を棒状あるいは板状に変える場合も含むものである。
さらに、本発明において、ＣＺ法によってシリコン単結晶棒を育成するに際しては、融液に磁場が印加されているかいないかは問われていないものであり、本発明のＣＺ法はいわゆる磁場を印加するＭＣＺ法も含まれるものである。
【図面の簡単な説明】
図１はシリコンウエーハの内部に含まれる棒状あるいは板状の空洞欠陥の形状を測定した図であり、比較的欠陥のサイズが大きいものを示した図である。
図２はシリコンウエーハの内部に含まれる棒状あるいは板状の空洞欠陥の形状を測定した図であり、比較的欠陥のサイズが小さいものを示した図である。
図３はシリコンウエーハの内部に含まれる八面体形状の空洞欠陥の形状を測定した図であり、比較的欠陥のサイズが大きいものを示した図である。
図４はシリコンウエーハの内部に含まれる八面体形状の空洞欠陥の形状を測定した図であり、比較的欠陥のサイズが小さいものを示した図である。
図５は熱処理後の欠陥残存率を示した図であり、表面から０．３μｍまでの深さ領域での欠陥残存率について示した図である。
図６は熱処理後の欠陥残存率を示した図であり、表面から０．３〜０．５μｍまでの深さ領域での欠陥残存率について示した図である。
Claims (2)
- シリコンウエーハの製造方法であって、チョクラルスキー法により、窒素をドープして、その内部に棒状の空洞欠陥および／または板状の空洞欠陥を含むシリコン単結晶棒を引上げてウエーハに加工し、該ウエーハに１０００℃以上の温度で急速加熱・急速冷却装置を用いて１０秒以上の熱処理を行い、前記熱処理後におけるウエーハ表面から少なくとも０．５μｍの深さの空洞欠陥密度が、熱処理前の空洞欠陥密度の１／２以下であるシリコンウエーハを製造することを特徴とするシリコンウエーハの製造方法。
- シリコンウエーハの製造方法であって、チョクラルスキー法により、窒素をドープして、その内部に空洞欠陥を含み、任意の{１１０}面に投影された該空洞欠陥像に外接する任意の長方形における、長い辺の長さＬ１と短い辺の長さＬ２との比（Ｌ１／Ｌ２）の最大値が２．５以上であるシリコン単結晶棒を引上げてウエーハに加工し、該ウエーハに１０００℃以上の温度で急速加熱・急速冷却装置を用いて１０秒以上の熱処理を行い、前記熱処理後におけるウエーハ表面から少なくとも０．５μｍの深さの空洞欠陥密度が、熱処理前の空洞欠陥密度の１／２以下であるシリコンウエーハを製造することを特徴とするシリコンウエーハの製造方法。
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