WO2016181787A1 - シリコンエピタキシャルウェーハ、その製造方法 - Google Patents

シリコンエピタキシャルウェーハ、その製造方法 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a technique suitable for a method of manufacturing a silicon epitaxial wafer, and a silicon epitaxial wafer that does not generate slip without increasing epi defects while maintaining a prescribed oxygen concentration and having a gettering effect.
  • epitaxial wafers are manufactured as wafers that have IG (intrinsic gettering) capability that can cope with metal contamination in device processes, etc., and that have no defects in the device area, in order to prevent yield loss.
  • IG intrinsic gettering
  • Patent Documents 1, 2, 4, and 5 describe an epitaxial wafer manufacturing method in which nitrogen is doped when a silicon single crystal is pulled, and a wafer sliced from the single crystal is heat-treated.
  • Patent Document 3 describes the V / G control.
  • thermal strict processing such as extremely short time annealing has been performed in the device manufacturing process. Specifically, the processing is performed at a temperature of 1150 ° C. to 1200 ° C. for about 1 millisecond.
  • intensification severeness
  • BMD density of oxygen precipitates
  • the BMD density increases as the nitrogen concentration increases. Therefore, the present inventors tried to reduce the nitrogen concentration. However, when the nitrogen concentration is lowered, the BMD density is lowered too much, which causes a problem that sufficient IG ability is not exhibited.
  • the concentration of nitrogen to be doped varies between the top side and the tail side of the silicon single crystal pulled by segregation.
  • the nitrogen concentration is increased, not only the BMD density is increased, but also the possibility of occurrence of stacking faults (epi defects) formed in the epitaxial layer is increased. For this reason, the BMD density having sufficient IG capability, the absence of stacking faults (epi defects) formed in the epitaxial layer, and the prevention of slip generation over the entire length of the straight body portion serving as a wafer. Therefore, it is necessary to set the nitrogen concentration that affects all characteristics to be within a certain range, and it is very difficult to pull up such a silicon single crystal. It wasn't.
  • heat treatment may be performed before epitaxial growth, but the BMD density increases when the heat treatment temperature is high. Therefore, it is conceivable to reduce the BMD density by changing this heat treatment condition to a low temperature side or by eliminating this heat treatment. However, only by changing the heat treatment conditions, the above-described BMD density having sufficient IG ability, absence of epi defects, and prevention of generation of slip cannot be realized at the same time.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances.
  • the defect density on the surface of the epitaxial layer is 0.01 (pieces / cm 2 ) or less, and the number of epi defects is extremely small.
  • the object of the present invention is to provide a method for manufacturing a silicon epitaxial wafer having no gettering ability.
  • the method for producing a silicon epitaxial wafer of the present invention is a method for producing a silicon epitaxial wafer,
  • the nitrogen concentration in the single crystal is 1 ⁇ 10 11 to 2 ⁇ 10 13 atoms / cm 3
  • the oxygen concentration is 9.5 ⁇ 10 17 to 13.5 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 (ASTM F123-1979)
  • the silicon single crystal is pulled up with a crystal cooling rate of about 4.2 ° C./min from the melting point of silicon to 1350 ° C. and about 3.1 ° C./min from 1200 to 1000 ° C., After subjecting the silicon wafer sliced from the silicon single crystal to a heat treatment of 850 ° C. or more and less than 900 ° C.
  • the oxygen concentration can be increased on the silicon single crystal top side and decreased on the silicon single crystal tail side.
  • the silicon epitaxial wafer of the present invention is a silicon epitaxial wafer,
  • the oxygen concentration in the silicon wafer is 9.5 ⁇ 10 17 to 13.5 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 (ASTM F123-1979), and oxygen precipitation evaluation at 780 ° C., 3 hours, and 1000 ° C., 16 hours
  • the oxygen precipitate density in the silicon wafer when the heat treatment is performed is 1 ⁇ 10 8 to 5 ⁇ 10 9 pieces / cm 3 , and no slip occurs when annealing is performed for a very short time.
  • the defect density on the surface of the epitaxial layer may be 0.01 / cm 2 or less.
  • the oxygen concentration of the wafer before epitaxial growth is preferably 9.5 ⁇ 10 17 to 13.5 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 .
  • the concentration of doped nitrogen varies between the top side and the tail side of the silicon single crystal pulled by segregation, and the nitrogen concentration is low on the top side of the single crystal and increases toward the tail side. This is because if the oxygen concentration is adjusted within the above range so as to be high on the top side of the single crystal and low on the tail side, a change in the nitrogen concentration can be compensated and an appropriate oxygen precipitate (BMD) density can be obtained.
  • BMD oxygen precipitate
  • the extremely short time annealing that is the subject of the present application raises and lowers the temperature of the wafer to a high temperature in a very short time, and therefore a very large thermal stress is applied to generate slip.
  • the present application is intended to generate thermal stress corresponding to the processing at the processing temperature and processing time described above. Moreover, in this application, process temperature and process time are not restricted to said value.
  • the reduction of the BMD density was attempted by reducing the nitrogen concentration.
  • the BMD density decreases due to the decrease in nitrogen concentration, the BMD density decreases too much from the level that exhibits a sufficient IG effect.
  • nitrogen dope changes due to segregation due to segregation, and accordingly, the BMD density varies depending on the pulling length. However, this change does not deviate from the allowable range.
  • the oxygen concentration is set higher on the single crystal top side and lower on the tail side, and at the same time, by controlling the thermal history of the single crystal, The void density was increased to compensate for the decrease in BMD density.
  • heat treatment was performed before epitaxial growth, and the treatment temperature was appropriately set to ensure the final BMD density.
  • the BMD density is in the range of 2 ⁇ 10 7 to 2 ⁇ 10 9 pieces / cm 3 , and the BMD density is It is in an uncontrolled state.
  • the BMD density is less than about 1 ⁇ 10 8 pieces / cm 3 , sufficient gettering ability is not exhibited. Therefore, in order to prevent a decrease in BMD density, it is necessary to set the nitrogen concentration so that the lower limit is about 2 ⁇ 10 13 atoms / cm 3 . This is because a lower limit of the nitrogen concentration is set to cope with the fact that the nitrogen concentration on the top side becomes lower than that on the tail side due to segregation.
  • the lower limit value of the nitrogen concentration is set in this way, that is, if the nitrogen concentration on the top side is set not to fall below the lower limit value of the BMD density, the nitrogen concentration on the tail side becomes higher than that, the If the nitrogen concentration is high, the number of epi defects increases and it is not suitable as a high quality wafer. On the other hand, if the nitrogen concentration is lowered, the required BMD density is not reached and the gettering ability is not sufficient.
  • the inventors of the present application decided to control the thermal history of crystals based on the intention of increasing the density of vacancies serving as the nucleus of BMD.
  • the BMD density can be controlled by a factor different from the nitrogen concentration, the heat treatment condition, and the oxygen concentration.
  • these factors are all correlated and cannot be changed independently by a single factor. Therefore, the optimum conditions have been found in view of these relationships.
  • the epitaxial wafer manufacturing method of the present invention has a nitrogen concentration in a single crystal of 1 ⁇ 10 11 to 2 ⁇ 10 13 atoms / cm 3 and an oxygen concentration of 9.5 ⁇ 10 17 to 13.5 ⁇ 10. 17 atoms / cm 3 , the crystal cooling rate is about 4.2 ° C./min from the melting point of silicon to 1350 ° C., and about 3.1 ° C./min from 1200 to 1000 ° C.
  • the nitrogen concentration is doped at the time of pulling so that the upper limit value and the lower limit value are within the above ranges.
  • Nitrogen doping can be realized by a known means such as adding a predetermined amount of a nitrogen-containing material at the time of melting the raw material, or mixing a nitrogen-containing gas into the pulling atmosphere.
  • the crystal cooling rate controls the cooling rate in the range of the silicon melting point to 1350 ° C., which is the first part of the silicon single crystal solidified from the silicon melt as the raw material, and 1200 to 1000 ° C. which is cooled further than that. is there. This controls the hole density / distribution to a desired state.
  • the cooling rate can be controlled by a pulling device provided with a hot zone (heat shield or the like) having a temperature control means (heating / cooling means). For example, one having a structure as shown in FIG. 2 can be applied.
  • the cooling rate at the melting point of silicon to 1350 ° C. is about 4.2 ° C./min as long as it is in the range of 3.9 to 4.6 ° C./min, and 4.0 to 4.4 ° C./min. It means that it is a more preferable range.
  • the cooling rate is lower than the above range, it is not preferable because epi defects are easily generated on the epitaxial wafer.
  • the cooling rate is higher than the above range, it is not preferable because the pulled crystal does not become a single crystal and the possibility of starting over again becomes high and the efficiency is low, and further, the shape of the crystal is not preferable.
  • the cooling rate at 1200 to 1000 ° C. is about 3.1 ° C./min as long as it is in the range of 2.9 to 4.5 ° C./min, more preferably 3.0 to 3.5 ° C./min. It means a range. Outside the above range, it is not preferable because epi defects are likely to occur on the epitaxial wafer.
  • the processing time means about 30 min, that is, a range having a width of about 10%, 30 ⁇ 3 min, 27 to 33 min. If it is shorter than this range, a sufficient BMD density cannot be secured, and even if it is longer than this range, there is no change in the BMD density.
  • the processing temperature is lower than the above range, it is necessary to increase the nitrogen concentration in order to obtain a BMD density for obtaining a sufficient IG effect.
  • an epitaxial defect may occur on the epitaxial wafer, which is not preferable.
  • the BMD density is not stable and cannot be controlled to a desired state, which is not preferable. If the processing temperature is set higher than the above range, it is considered that BMD grows and the size increases, and this is not preferable because a slip is generated starting from the large BMD.
  • the oxygen concentration of the wafer can be changed depending on the solidification rate in the single crystal at the time of pulling.
  • the rotation state of the crucible and the single crystal at the time of pulling the single crystal and the pulling atmosphere conditions are set.
  • the range of 9.5 ⁇ 10 17 to 13.5 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 is set.
  • other conditions are set at the time of each pulling up and at the time of heat treatment, and the fine adjustment of the BMD density including the change of the nitrogen concentration described above is performed by controlling the oxygen concentration.
  • the oxygen concentration is set so as not to deviate from the above range.
  • the oxygen concentration can be increased on the silicon single crystal top side and decreased on the silicon single crystal tail side.
  • the epitaxial film growth of the present invention can be performed under normal conditions. For example, by supplying a film forming gas such as trichlorosilane under reduced pressure at a temperature condition of about 1300 ° C., the film thickness is about 1 to 7 ⁇ m. The epitaxial layer is grown.
  • a film forming gas such as trichlorosilane under reduced pressure at a temperature condition of about 1300 ° C.
  • the BMD density after performing oxygen precipitation evaluation heat treatment at 780 ° C. for 3 hours and 1000 ° C. for 16 hours for the first time is set to 1 ⁇ 10 8 to 5 ⁇ 10 6. It becomes possible to set to 9 pieces / cm 3 . Thereby, no slip is generated even if annealing is performed for an extremely short time, and an epitaxial wafer having an epi-surface defect density of 0.01 / cm 2 or less can be manufactured.
  • the ultra-short time annealing means a treatment of about 1 millisecond at a temperature of 1150 ° C. to 1200 ° C., or a treatment that is as severe as these.
  • around 1 millisecond means 0.7 to 1.1 milliseconds.
  • the occurrence of no slip means that a slip defect having a size of 0.1 mm or more does not exist on the wafer surface in visual inspection of an image taken with X-rays. At this time, the determination is performed using an enlarged image with a microscope of about ⁇ 10 or ⁇ 30.
  • FIG. 1 It is sectional drawing which shows the silicon epitaxial wafer in one Embodiment of the manufacturing method of the epitaxial wafer which concerns on this invention. It is a longitudinal section of a CZ furnace used with one embodiment of a manufacturing method of an epitaxial wafer concerning the present invention. It is a model front view which shows the silicon single crystal in one Embodiment of the manufacturing method of the epitaxial wafer which concerns on this invention. It is a graph which shows the change of the oxygen concentration with respect to the solidification rate in a silicon single crystal pulling. It is a graph which shows the change of the nitrogen concentration with respect to the solidification rate in a silicon single crystal pulling.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing a silicon epitaxial wafer according to the present embodiment.
  • symbol W denotes a silicon epitaxial wafer.
  • the silicon epitaxial wafer W according to the present embodiment is applied to a semiconductor element such as a MOS or a memory, for example, and as shown in FIG. 1, on the wafer W0 sliced from a silicon single crystal pulled by the CZ method.
  • the epitaxial layer W1 is formed on the substrate, the oxygen concentration in the bulk is in the range of 9.5 ⁇ 10 17 to 13.5 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 , and the epitaxial defect on the surface of the epitaxial layer W1 is 0.01.
  • the number of particles / cm 2 is equal to or less, and no slip is generated even if annealing is performed for a very short time.
  • the CZ crystal is pulled up as an Ar atmosphere or a predetermined atmosphere containing a predetermined gas such as hydrogen.
  • the CZ crystal is a name for a crystal manufactured by the Czochralski method (CZ method) including a CZ crystal applied with a magnetic field.
  • the nitrogen-added silicon single crystal a compound containing nitrogen is added at a raw material stage so that a predetermined amount of nitrogen concentration is obtained, or the silicon single crystal is pulled up in an atmosphere in which nitrogen exists.
  • a predetermined amount of dopant is introduced into the raw material according to the set substrate type, such as B (boron) as a dopant.
  • the oxygen concentration of the single crystal is controlled by setting the atmospheric gas type, flow rate, pressure, crucible and single crystal rotation speed, and the like.
  • the pulling of the nitrogen-added CZ silicon single crystal will be described.
  • a wafer having a size of ⁇ 300 mm to ⁇ 450 mm will be described, but the present invention is not limited to this.
  • FIG. 2 is a longitudinal sectional view of a CZ furnace suitable for explaining the production of a silicon single crystal in the present embodiment.
  • the CZ furnace includes a crucible (quartz crucible) 101 disposed in the center of the chamber and a heater 102 disposed outside the crucible 101.
  • the crucible 101 has a double structure in which a quartz crucible 101 containing a raw material melt 103 is held by an outer graphite crucible 101a, and is rotated and moved up and down by a support shaft 101b called a pedestal.
  • a cylindrical heat shield 107 is provided above the crucible 101.
  • the heat shield 107 has a structure having a temperature control means made of a cooling means such as a water cooling tube (not shown) or a heating means such as a heater, which is made of graphite and has an outer shell made of graphite and filled with graphite felt.
  • a temperature control means made of a cooling means such as a water cooling tube (not shown) or a heating means such as a heater, which is made of graphite and has an outer shell made of graphite and filled with graphite felt.
  • the p-type or p-type is a wafer having a boron (B) concentration corresponding to a resistivity of 1 to 100 ⁇ cm
  • the p + type is a wafer having a boron concentration corresponding to a resistivity of 0.1 ⁇ cm to 1 ⁇ cm. It is.
  • the n type or n ⁇ type is a wafer having a phosphorus (P) concentration corresponding to a resistivity of 1 to 100 ⁇ cm
  • the n + type is a wafer having a phosphorus concentration corresponding to a resistivity of 0.1 ⁇ cm to 1 ⁇ cm.
  • the p / p-type means a wafer in which a p-type epitaxial layer is laminated on a p-type substrate (wafer), and the p / n-type means p on an n-type substrate.
  • FIG. 3 is a schematic front view showing a silicon single crystal in the present embodiment.
  • a predetermined amount of nitrogen-containing material is added to the silicon melt so that the nitrogen concentration is in the range of 1 ⁇ 10 11 to 2 ⁇ 10 13 atoms / cm 3 when the raw material is melted. Or pull up in an atmosphere mixed with nitrogen-containing gas.
  • the nitrogen concentration is set to be equal to or higher than the upper limit of the above range, it is not preferable because the BMD level that induces the occurrence of slip during the extremely short time annealing is obtained.
  • the nitrogen concentration is set to be equal to or lower than the lower limit of the above range, it is not preferable because a BMD level at which a sufficient IG effect cannot be obtained is obtained.
  • the crystal rotation speed, the crucible rotation speed, the heating condition, the applied magnetic field condition, the pulling up so that the initial oxygen concentration becomes 9.5 ⁇ 10 17 to 13.5 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 (ASTM F123-1979). Control speed etc.
  • the silicon is melted by heating with the heater 102 to obtain a melt 103.
  • the seed crystal Ss attached to the seed chuck 105 is immersed in the melt 103, and the crystal is pulled up while the crucible 1 and the pulling shaft 4 are rotated.
  • the crystal orientation is any one of ⁇ 100 ⁇ , ⁇ 111 ⁇ or ⁇ 110 ⁇ . If necessary for crystal dislocation, the neck portion Sn is formed by seed drawing (necking), and then the shoulder portion S is formed. This increases the diameter to a target body diameter of, for example, 310 mm.
  • the body portion Sb is grown to, for example, 1200 mm at a constant pulling speed, the diameter is reduced under a predetermined condition to form the tail portion St, tail tailing is performed, and then the crystal growth is finished.
  • the pulling speed V is appropriately selected according to the resistivity, the silicon single crystal diameter size, the hot zone structure (thermal environment) of the single crystal pulling apparatus to be used, and the like.
  • the crystal cooling rate is about 4.2 ° C./min from the silicon melting point to 1350 ° C., and 3.1 ° C./min from 1200 to 1000 ° C. in the region that becomes the body portion (straight barrel portion) Sb.
  • Crystal growth conditions containing vacancies are controlled to control crystal characteristics related to the degree of epi defect density, generation of slip in extremely short time annealing, and IG ability.
  • thermocontrol means including cooling means and heating means can also be used. In this way, the above condition is realized by controlling the temperature state of the single crystal and controlling the pulling rate.
  • the temperature in the pulling furnace at this time can be obtained by simulation using analysis software such as FEMAG.
  • the pulling conditions for pulling up the straight body portion are controlled, and in combination with the heat treatment described later, an epitaxial layer is grown on this wafer by these synergistic effects.
  • the BMD density is controlled so that the occurrence of epi defects on the surface, the occurrence of slips in extremely short-time annealing, and the gettering ability are within a predetermined range over the entire length of the straight body as the respective wafer cutting positions. It is possible to pull up a silicon single crystal having such desired quality, improve the working efficiency, and reduce the production cost of the silicon single crystal or a silicon epitaxial wafer manufactured from this silicon single crystal. It becomes possible to reduce significantly.
  • the nitrogen-added CZ silicon single crystal is processed to obtain a silicon wafer W0 containing nitrogen as shown in FIG.
  • the processing method of the silicon wafer W0 in the wafer processing step is normally followed by slicing with a cutting device such as an ID saw or wire saw, chamfering, etc., annealing the resulting silicon wafer, and then polishing / cleaning the surface, etc.
  • the surface treatment process is performed.
  • the surface of the silicon substrate W0 which is a nitrogen-added CZ crystal, is mirror-finished, and then, for example, RCA cleaning combining SC1 and SC2 is performed.
  • there are various processes such as lapping, cleaning, and grinding, and the processes are changed and used as appropriate according to the purpose, such as changing the order of processes or omitting them.
  • the silicon wafer W0 thus obtained has a nitrogen concentration of 1 ⁇ 10 11 to 2 ⁇ 10 13 atoms / cm 3 and an oxygen concentration of 9.5 ⁇ 10 17 to 13.5 ⁇ 10 17 atoms / cm 3. (ASTM F123-1979).
  • nitrogen is contained in silicon in the form of a solid solution, nitrogen is introduced into the silicon lattice in the form of replacing silicon. That is, since the atomic radius of nitrogen is smaller than that of silicon atoms, when nitrogen is coordinated at the substitution position, the crystal stress field becomes a compressive stress field, and interstitial oxygen and impurities are easily trapped in the compressive stress field. Starting from this substitutional nitrogen, oxygen precipitates that are stable at high temperatures are expressed in an as-grown state with high density, and a high gettering effect is easily imparted to the silicon substrate W0.
  • Such nitrogen addition concentration needs to be regulated within the above-mentioned range. This is because, if the nitrogen concentration is less than the above range, the formation of nitrogen / oxygen-based precipitates is not actively promoted, so that the formation of nitrogen / oxygen-based precipitates with sufficient density as described above cannot be realized. On the other hand, if the nitrogen concentration exceeds the above range, an unfavorable BMD distribution state such as the occurrence of slip and the occurrence of epi defects in an extremely short time annealing is obtained.
  • the oxygen concentration Oi in the silicon substrate W0 needs to be in the above range. This is because if the oxygen concentration Oi is less than the above range, formation of nitrogen / oxygen-based precipitates is not promoted and high-density precipitates cannot be obtained, so that the necessary gettering ability cannot be obtained. On the other hand, if the oxygen concentration Oi exceeds the above range, the amount of precipitation becomes excessive and it may become a generation source of slip.
  • the processing time means about 30 min, that is, a range having a width of about 10%, 30 ⁇ 3 min, 27 to 33 min. If it is shorter than this range, a sufficient BMD density cannot be secured, and even if it is longer than this range, there is no change in the BMD density.
  • the processing temperature is lower than the above range, it is necessary to increase the nitrogen concentration in order to obtain a BMD density exhibiting sufficient IG capability. In that case, there is a possibility that an epi defect may occur on the epitaxial wafer, which is not preferable.
  • the BMD density is not stable and cannot be controlled to a desired state, which is not preferable. If the processing temperature is set higher than the above range, the BMD density is too high, and slip starting from the BMD is not preferable.
  • an epitaxial growth furnace is charged to grow an epitaxial layer, and various CVD methods (chemical vapor deposition methods) are used, as shown in FIG.
  • a type epitaxial layer W1 is grown.
  • the epitaxial layer W1 is formed with a film thickness of about 3 ⁇ m or about 3-5 ⁇ m, and surface treatment may be performed as an atmosphere containing HCl gas before and after that.
  • the silicon single crystal is pulled up by setting the nitrogen concentration, oxygen concentration, and cooling rate of the crystal to the above-described temperature range of the silicon melting point to 1350 ° C. and the temperature range of 1200 to 1000 ° C.
  • the wafer sliced from the silicon single crystal is subjected to the heat treatment under the above processing conditions, and then the epitaxial layer growth is performed, so that the oxygen precipitation evaluation heat treatment is performed at 780 ° C. for 3 hours and 1000 ° C. for 16 hours.
  • the BMD density after performing is set to 1 ⁇ 10 8 to 5 ⁇ 10 9 pieces / cm 3 , In other words, by satisfying all of these conditions, no slip is generated even if annealing is performed for an extremely short time, and an epitaxial wafer having an epi-surface defect density of 0.01 / cm 2 or less can be manufactured. It was.
  • the nitrogen concentration is a value obtained by calculation. Calculation of the concentration below the measurement limit (1 ⁇ 10 14 atoms / cm 3 ) of the secondary ion mass spectrometer (SIMS) is based on the segregation coefficient from the nitrogen concentration at a certain solidification rate measured above the measurement limit of SIMS.
  • SIMS secondary ion mass spectrometer
  • single crystal top means the start of pulling up the straight body part for slicing the wafer
  • “single crystal tail” means the end of pulling up the straight body part for slicing the wafer.
  • Slip does not occur means that a slip having a size of about 0.1 mm or more does not exist on the wafer surface in a visual inspection of an image taken with X-rays. At this time, the determination is performed using an enlarged image with a microscope of about ⁇ 10 or ⁇ 30.
  • SP1 laser light scattering particle counter
  • the BMD density was measured using a dash solution (hydrofluoric acid 3.2 ⁇ 5%, nitric acid 16.5 ⁇ 5%, glacial acetic acid 69.2 ⁇ 5%, silver nitrate aqueous solution 0.005%, pure water 11 ⁇ 5%), the sample after etching is cleaved, and the oxygen precipitates in the cross section are measured.
  • a dash solution hydrofluoric acid 3.2 ⁇ 5%, nitric acid 16.5 ⁇ 5%, glacial acetic acid 69.2 ⁇ 5%, silver nitrate aqueous solution 0.005%, pure water 11 ⁇ 5%
  • Examples of the present invention will be described below.
  • a silicon single crystal having a diameter of 310 mm and a length of 1200 mm was pulled while setting a nitrogen concentration at the crystal top.
  • the cooling rate and the initial oxygen concentration (at the time of pulling up) were controlled in the temperature range of the silicon melting point to 1350 ° C. and the temperature range of 1200 to 1000 ° C. in the straight body portion.
  • the wafer surface sliced from this single crystal is mirror-polished, subjected to heat treatment at 875 ° C. or other temperature for 30 minutes, and then epitaxially grown in a trichlorosilane gas-containing atmosphere at 1300 ° C. for 30 seconds to a film thickness of 3 ⁇ m.
  • a p-type epitaxial layer was formed.
  • the density of epi defects generated on the surface of the epitaxial layer was measured with respect to the axial distance.
  • the density of defects (SF) of 0.01 ⁇ m size or more was detected using a laser light scattering particle counter (SP1 (surfscan SP1): manufactured by KLA-Tencor).
  • the BMD density after performing oxygen precipitation evaluation heat treatment at 780 ° C. for 3 hours and 1000 ° C. for 16 hours was evaluated. Furthermore, the presence or absence of the occurrence of slip was determined from an X-ray image obtained after annealing for about 1 millisecond for about 1 millisecond at a temperature of 1150 ° C. to 1200 ° C. These results are shown in the table.

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Abstract

結晶の窒素濃度を１×１０１１～２×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｍ３、結晶冷却速度をシリコン融点～１３５０℃が４．２℃／ｍｉｎ程度、１２００～１０００℃が３．１℃／ｍｉｎ程度、ウェーハの酸素濃度を９．５×１０１７～１３．５×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３となるようにシリコン単結晶を引き上げて、該シリコン単結晶からスライスしたウェーハに、処理条件が８７５℃、３０ｍｉｎ程度である熱処理を施した後、エピタキシャル層成長をおこなうことで、規定の酸素濃度を維持しつつエピ欠陥を増やすことなくｓｌｉｐ発生がないエピウェーハを製造する。

Description

シリコンエピタキシャルウェーハ、その製造方法
　本発明は、シリコンエピタキシャルウェーハの製造方法に好適な技術、および規定の酸素濃度を維持しつつゲッタリング効果を有したままエピ欠陥を増やすことなくｓｌｉｐ発生がないシリコンエピタキシャルウェーハに関する。
　本願は、２０１５年０５月０８日に、日本に出願された特願２０１５－０９５６０４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
従来から、歩留まりの低下を防止するために、デバイス工程などで金属汚染に対応可能なＩＧ（イントリンジックゲッタリング）能を有し、かつ、デバイス領域における欠陥が無いウェーハとして、エピタキシャルウェーハが製造されている。
　特許文献１，２，４，５においては、シリコン単結晶引き上げ時に窒素をドープし、この単結晶からスライスしたウェーハに熱処理を施すエピタキシャルウェーハの製造方法が記載されている。
　特許文献３には、Ｖ／Ｇの制御に関することが記載されている。
特許第３６２６３６４号公報 特許第４１０２９８８号公報 特許第４２２４９６６号公報 特開２００４－３０４０９５号公報 特開２００７－１８６３７６号公報
ところが、近年、デザインルールの微細化などのデバイス製造工程における処理条件変化に伴い、デバイス製造工程において、極短時間アニールといった、熱的に厳しい処理が行われるようになってきた。具体的には、１１５０℃～１２００℃の温度で１ミリ秒前後といった処理である。
このような熱的条件の激烈化（厳烈化）にともない、以前は発生しなかったｓｌｉｐが発生するという現象がみられるようになってきた。このようなｓｌｉｐ発生には、バルク中の酸素析出物（ＢＭＤ）密度が影響していると考えられ、ＢＭＤ密度を減少させることでｓｌｉｐ発生を防止できると考えられる。
一般的に、ＢＭＤ密度は窒素濃度が高いほど高くなる。そこで本願発明者らは、窒素濃度を低減させることを試行した。しかし、窒素濃度を低下させると、ＢＭＤ密度が低下しすぎてしまい、充分なＩＧ能を呈さないという問題が発生した。
さらに、ドープする窒素は偏析により引き上げるシリコン単結晶のｔｏｐ側とｔａｉｌ側でその濃度が変化する。窒素濃度が高くなるとＢＭＤ密度が高くなるばかりでなく、エピタキシャル層に形成される積層欠陥（エピ欠陥）が発生する可能性も高くなる。このため、充分なＩＧ能を有するＢＭＤ密度を実現すること、エピタキシャル層に形成される積層欠陥（エピ欠陥）が無いこと、Ｓｌｉｐ発生を防止すること、をウェーハとなる直胴部の全長に亘って同時に実現可能とするためには、いずれの特性にも影響する窒素濃度を一定の範囲内となるように設定する必要があり、このようなシリコン単結晶を引き上げることは非常に難しく、実現できていなかった。
また、エピタキシャル成長させる前に、熱処理をおこなう場合もあるが、この熱処理温度が高温であるとＢＭＤ密度が高くなる。そのため、この熱処理条件を低温側に変更することか、この熱処理をなくすことで、ＢＭＤ密度を低下させることも考えられる。しかし、熱処理条件を変更するだけでは、上述した、充分なＩＧ能を有するＢＭＤ密度を実現すること、エピ欠陥が無いこと、Ｓｌｉｐ発生を防止すること、を同時に実現することはできなかった。
本発明は、上記の事情に鑑みてなされたもので、エピタキシャル層表面における欠陥密度が０．０１（個／ｃｍ２）以下とエピ欠陥が極めて少なく、極短時間アニールを施してもｓｌｉｐ発生がなく、且つゲッタリング能を有するシリコンエピタキシャルウェーハの製造方法を提供するという目的を達成しようとするものである。
本発明のシリコンエピタキシャルウェーハの製造方法は、シリコンエピタキシャルウェーハの製造方法であって、
単結晶中の窒素濃度を１×１０１１～２×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｍ３、酸素濃度を９．５×１０１７～１３．５×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３（ＡＳＴＭ　Ｆ１２３－１９７９）とし、
結晶冷却速度をシリコン融点～１３５０℃が４．２℃／ｍｉｎ程度、かつ、１２００～１０００℃が３．１℃／ｍｉｎ程度としてシリコン単結晶を引き上げて、
該シリコン単結晶からスライスしたシリコンウェーハに、処理条件が８５０℃以上９００℃未満、３０ｍｉｎ程度である熱処理を施した後、
エピタキシャル層を形成することにより、
７８０℃、３時間、および、１０００℃、１６時間の酸素析出評価熱処理を行った場合の酸素析出物密度を１×１０８～５×１０９個／ｃｍ３とすることにより上記課題を解決した。
本発明のシリコンエピタキシャルウェーハの製造方法は、前記酸素濃度を前記シリコン単結晶ｔｏｐ側で高く、前記シリコン単結晶ｔａｉｌ側で低くすることができる。
本発明のシリコンエピタキシャルウェーハは、シリコンエピタキシャルウェーハであって、
シリコンウェーハ中の酸素濃度が９．５×１０１７～１３．５×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３（ＡＳＴＭ　Ｆ１２３－１９７９）であり、７８０℃、３時間、および、１０００℃、１６時間の酸素析出評価熱処理をおこなった場合のシリコンウェーハ中の酸素析出物密度が１×１０８～５×１０９個／ｃｍ３であり、かつ極短時間アニールを施した場合にｓｌｉｐが発生しないことが好ましい。
本発明のシリコンエピタキシャルウェーハは、エピタキシャル層表面の欠陥密度が０．０１個／ｃｍ２以下であることができる。
本発明においては、製造されたエピタキシャルウェーハにおいて、エピタキシャル成長前におけるウェーハの酸素濃度を９．５×１０１７～１３．５×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３とすることが好ましい。前述のようにドープする窒素は偏析により引き上げるシリコン単結晶のｔｏｐ側とｔａｉｌ側でその濃度が変化し、単結晶のｔｏｐ側では窒素濃度が低く、ｔａｉｌ側に向かって増加する。酸素濃度を単結晶のｔｏｐ側で高く、ｔａｉｌ側で低くなるように上記範囲で調整すれば、窒素濃度の変化を補償し適切な酸素析出物（ＢＭＤ）密度を得ることができるからである。
　その状態において、１１５０℃～１２００℃の温度で１ミリ秒前後といった熱的に過酷な極短時間アニール処理を行った場合でも、ｓｌｉｐの発生を防止することが求められた。本願発明者らは、このｓｌｉｐ発生の原因について、ＢＭＤの密度だけでなく、デバイス工程におけるこの極短時間アニール時にウェーハ（バルク）中にサイズの大きなＢＭＤが存在し、このＢＭＤを起点としてｓｌｉｐが発生するという新たなメカニズムに想到するに至り、エピ欠陥が発生しないようにＢＭＤ密度を低下させるが、ＩＧ能を確保するに十分なＢＭＤ密度を維持するとともにそのサイズを小さくすることとした。本願で対象とする極短時間アニールは、極めて短時間に高温までウェーハの部分を昇温しまた降温するため、非常に大きな熱応力が負荷されｓｌｉｐが発生するものである。本願は、上述の処理温度および処理時間の処理に対応する熱応力を発生するものが対象である。また、本願において、処理温度および処理時間は上記の値に限るものではない。
ここで、窒素濃度を低下させることで、ＢＭＤ密度の低減を試みた。窒素濃度の低下によりＢＭＤ密度は低下するが、充分なＩＧ効果を呈するレベルよりもＢＭＤ密度が下がりすぎてしまう。また、窒素のドープは偏析により、図４Ｂに示すように、引き上げ長によって変化してしまうため、これに伴ってＢＭＤ密度が引き上げ長によって変化するが、この変化が許容範囲を外れないようにする必要がある。そこで、ＢＭＤをエピ後に残すために、図４Ａに示すように酸素濃度を単結晶ｔｏｐ側で高く、ｔａｉｌ側で低くするようにし、同時に、単結晶の熱履歴を制御することでＢＭＤの核となる空孔密度を増加してＢＭＤ密度の減少を補償するようにした。さらにエピタキシャル成長前に熱処理をおこない、その処理温度を適切に設定して、最終的なＢＭＤ密度を確保することとした。
エピタキシャル成長前の熱処理における処理温度を８５０℃より低くするかまたは熱処理をおこなわなかった場合（低温熱処理）、ＢＭＤ密度は２×１０７～２×１０９個／ｃｍ３程度の範囲となり、ＢＭＤ密度は制御されていない状態である。特に、ＢＭＤ密度が１×１０８個／ｃｍ３程度を下回ると充分なゲッタリング能を呈さなくなってしまう。そこで、ＢＭＤ密度の低下を防止するために、窒素濃度を２×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｍ３程度が下限となるように設定する必要があった。これは、特に偏析によってｔａｉｌ側に比べてｔｏｐ側の窒素濃度が低くなってしまうことに対応するため、窒素濃度の下限を設定したものである。しかし、このように窒素濃度の下限値を設定する、つまり、ｔｏｐ側の窒素濃度がＢＭＤ密度の下限値を下回らないように設定すると、ｔａｉｌ側の窒素濃度がそれよりも高くなるため、このような窒素濃度では、エピ欠陥が増えて高品質用ウェーハとしては適さない。逆に、窒素濃度を下げると、必要なＢＭＤ密度に達せず、充分なゲッタリング能を有さなくなってしまう。
また、熱処理における処理温度を９００℃以上と高くしてゲッタリング能を付与する場合、デバイスプロセスの微細化に対応するための極短時間アニールによりＢＭＤを起点としたＳｌｉｐが発生してしまう。この条件だけでは充分なゲッタリング能とｓｌｉｐ発生防止の両方を満たすように制御できていない。
そこで、本願発明者らは、ＢＭＤの核となる空孔密度を上昇させるという意図に基づき、結晶の熱履歴の制御を行うこととした。これにより、窒素濃度、熱処理条件、酸素濃度とは異なるファクターで、ＢＭＤ密度を制御することを可能にしたものである。しかし、上述したように、これらのファクターはいずれも相関関係があり、独立に単一のファクターだけ変化させることができないため、これらの関連性を鑑みて、最適条件を見出したものである。
　その結果として、本発明のエピタキシャルウェーハの製造方法は、単結晶中の窒素濃度を１×１０１１～２×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｍ３、酸素濃度を９．５×１０１７～１３．５×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３とし、結晶冷却速度をシリコン融点～１３５０℃が４．２℃／ｍｉｎ程度、かつ、１２００～１０００℃が３．１℃／ｍｉｎ程度としてシリコン単結晶を引き上げて、
　該シリコン単結晶からスライスしたウェーハに、処理条件が８５０℃以上９００℃未満、３０ｍｉｎ程度である熱処理を施した後、
　エピタキシャル層成長をおこなうことにより、
　７８０℃、３時間、および、１０００℃、１６時間の熱処理を行った後の酸素析出物（ＢＭＤ）密度を１×１０８～５×１０９個／ｃｍ３とすることが可能となった。その結果、極短時間アニールを施してもＳｌｉｐが発生せず、エピタキシャル層表面の欠陥密度が０．０１個／ｃｍ２以下であるエピタキシャルウェーハを製造することができた。
ここで、窒素濃度は、偏析を考慮に入れて、上限値と下限値が前記の範囲内となるように引き上げ時にドープする。窒素のドープは、窒素含有材料を原料溶融時に所定量追加するか、引き上げ雰囲気に窒素含有ガスを混入することなど、公知の手段により実現することができる。
また、結晶冷却速度は、原料であるシリコン融液から固化したシリコン単結晶の最初の部分となるシリコン融点～１３５０℃およびそれよりも冷却した１２００～１０００℃の範囲において冷却速度を制御するものである。これにより空孔密度・分布を所望の状態に制御する。なお、冷却速度の制御は、温度制御手段（加熱・冷却手段）を有するホットゾーン（熱遮蔽体等）が設けられた引き上げ装置によって行うことができる。例えば、図２に示すような構造を有するものを適応することができる。
ここで、シリコン融点～１３５０℃における冷却速度が４．２℃／ｍｉｎ程度とは、３．９～４．６℃／ｍｉｎの範囲であればよく、４．０～４．４℃／ｍｉｎがより好ましい範囲であることを意味している。上記の範囲よりも冷却速度が低いときは、エピタキシャルウェーハ上にエピ欠陥が発生しやすくなるため好ましくない。また、上記の範囲よりも冷却速度が高いときは、引き上げた結晶が単結晶とならずにやり直す可能性が高くなり効率が悪いため好ましくなく、さらに、結晶の外形が変形するため好ましくない。
　また、１２００～１０００℃における冷却速度が３．１℃／ｍｉｎ程度とは、２．９～４．５℃／ｍｉｎの範囲であればよく、３．０～３．５℃／ｍｉｎがより好ましい範囲であることを意味している。上記の範囲外ではエピタキシャルウェーハ上にエピ欠陥が発生しやすくなるため、好ましくない。
　熱処理における処理条件を８５０℃以上９００℃未満、３０ｍｉｎ程度としたのは、充分なＩＧ能を呈するＢＭＤ密度を確保し、かつｓｌｉｐが発生しないＢＭＤサイズにするためである。
　ここで、処理時間に関しては、３０ｍｉｎ程度、つまり、一割程度の幅を有する範囲、３０±３ｍｉｎ、２７～３３ｍｉｎとすることを意味している。この範囲より短い場合は充分なＢＭＤ密度を確保できず、この範囲より長くしてもＢＭＤ密度に変化がない。また、処理温度が上記の範囲より低い場合、充分なＩＧ効果を得るＢＭＤ密度を得るために窒素濃度を高くする必要があり、その場合エピタキシャルウェーハ上にエピ欠陥が発生する恐れがあり好ましくない。またＢＭＤ密度が安定せず、所望の状態に制御できないために好ましくない。処理温度が上記の範囲より高く設定された場合には、ＢＭＤが成長してサイズが大きくなると考えられ、そのサイズの大きなＢＭＤを起点としたＳｌｉｐが発生するために好ましくない。
　ウェーハの酸素濃度は、図４Ａに示すように、引き上げ時の単結晶中で固化率によって変化させることができるが、その場合単結晶引き上げ時におけるルツボと単結晶の回転状態、引き上げ雰囲気条件を設定することで制御し、９．５×１０１７～１３．５×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３の範囲とするものである。また、他の条件を各引き上げ時および熱処理時に設定するとともに、前述した窒素濃度の変化を含むＢＭＤ密度の微調整をこの酸素濃度の制御でおこなう。このとき、上記の範囲から酸素濃度が外れないように設定する。
　本発明のシリコンエピタキシャルウェーハの製造方法は、前記酸素濃度を前記シリコン単結晶ｔｏｐ側で高く、前記シリコン単結晶ｔａｉｌ側で低くすることができる。
　本発明のエピタキシャル膜成長は、通常の条件でおこなうことができ、例えば、減圧下、１３００℃程度の温度条件で、トリクロロシラン等の成膜ガスを供給することで、１～７μｍ程度の膜厚のエピタキシャル層を成長させるものである。
　本発明では、これらの処理条件を全て満たすことで、初めて、７８０℃、３時間、および、１０００℃、１６時間の酸素析出評価熱処理を行った後のＢＭＤ密度を１×１０８～５×１０９個／ｃｍ３とすることが可能となる。
　これにより、極短時間アニールを施してもＳｌｉｐが発生せず、エピ表面の欠陥密度が０．０１個／ｃｍ２以下であるエピタキシャルウェーハを製造することができる。
　この場合の極短時間アニールは、１１５０℃～１２００℃の温度で１ミリ秒前後といった処理、またはこれらと同程度に熱的に過酷な処理を意味するものである。ここで、１ミリ秒前後とは、０．７から１．１ミリ秒を意味する。
　また、ｓｌｉｐが発生しないとは、Ｘ線で撮影した画像の目視検査において、０．１ｍｍ以上の大きさのｓｌｉｐ欠陥がウェーハ表面に存在しないことを意味する。この際、×１０、×３０程度の顕微鏡での拡大画像を用いて判定をする。
　本発明によれば、これらの条件を全て満たすことによって初めて、充分なゲッタリング能を有するとともに、かつ、極短時間アニールを施してもｓｌｉｐが発生せず、エピ欠陥が低減された状態を維持したエピタキシャルウェーハを提供することができるという効果を奏することができる。
本発明に係るエピタキシャルウェーハの製造方法の一実施形態におけるシリコンエピタキシャルウェーハを示す断面図である。 本発明に係るエピタキシャルウェーハの製造方法の一実施形態で使用するＣＺ炉の縦断面である。 本発明に係るエピタキシャルウェーハの製造方法の一実施形態におけるシリコン単結晶を示す模式正面図である。 シリコン単結晶引き上げにおける固化率に対する酸素濃度の変化を示すグラフである。 シリコン単結晶引き上げにおける固化率に対する窒素濃度の変化を示すグラフである。
　以下、本発明に係るエピタキシャルウェーハの製造方法の一実施形態を、図面に基づいて説明する。
　図１は、本実施形態におけるシリコンエピタキシャルウェーハを示す断面図であり、図において、符号Ｗは、シリコンエピタキシャルウェーハである。
　本実施形態にかかるシリコンエピタキシャルウェーハＷは、例えばＭＯＳ，メモリ、などの半導体素子に適応されるものであり、図１に示すように、ＣＺ法により引き上げたシリコン単結晶からスライスされたウェーハＷ０上にエピタキシャル層Ｗ１が成膜されて、バルクにおける酸素濃度が９．５×１０１７～１３．５×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３の範囲とされており、エピタキシャル層Ｗ１表面のエピ欠陥が０．０１個／ｃｍ２以下とされており、極短時間アニールを施してもＳｌｉｐが発生しないものとされている。
　このシリコンウェーハの製造方法としては、まず、シリコン単結晶引き上げ工程として、石英ルツボ内にシリコン結晶の原料であるポリシリコンを積層配置する。次いで、Ａｒ雰囲気または水素等の所定ガスを含有した所定雰囲気としてＣＺ結晶を引き上げる。なお、ＣＺ結晶とは、磁場印加ＣＺ結晶も含めたチョクラルスキー法（ＣＺ法）で製造された結晶の呼称である。
　この際、窒素添加シリコン単結晶として、所定量の窒素濃度となるように原料段階で窒素を含む化合物を添加したり、窒素が存在する雰囲気中でシリコン単結晶を引き上げる。同時に、ｐ－タイプであればドーパントとしてＢ（ボロン）のように、設定される基板のタイプに従って所定量のドーパントを原料に投入する。また、引き上げ時に、雰囲気ガス種、流量、圧力、および、ルツボと単結晶回転速度などを設定して単結晶の酸素濃度を制御する。
　以下、窒素添加ＣＺシリコン単結晶の引き上げについて説明する。φ３００ｍｍからφ４５０ｍｍのサイズのウェーハについて説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。　
　図２は、本実施形態におけるシリコン単結晶の製造を説明するのに適したＣＺ炉の縦断面図である。ＣＺ炉は、チャンバー内の中心部に配置されたルツボ（石英ルツボ）１０１と、ルツボ１０１の外側に配置されたヒータ１０２とを備えている。ルツボ１０１は、内側に原料融液１０３を収容する石英ルツボ１０１を外側の黒鉛ルツボ１０１ａで保持する二重構造であり、ペディスタルと呼ばれる支持軸１０１ｂにより回転および昇降駆動される。ルツボ１０１の上方には、円筒形状の熱遮蔽体１０７が設けられている。熱遮蔽体１０７は、黒鉛で外殻を作り、内部に黒鉛フェルトを充填するとともに図示しない水冷管などとされる冷却手段やヒータ等の加熱手段からなる温度制御手段を有する構造である。　
　このＣＺ炉は、例えば、φ３００ｍｍサイズのウェーハ用の引き上げの場合、目標直径が３１０ｍｍ、ボディ長が例えば１２００ｍｍのφ３００ｍｍの単結晶育成が可能なものとされる。
　次に、ＣＺシリコン単結晶を育成するための操業条件の設定方法について説明する。
　まず、ルツボ内に高純度シリコンの多結晶を装入し、例えば、結晶中の抵抗率がｐ－タイプとなるように、ドーパント　ボロン（Ｂ）を添加する。
　本発明において、ｐタイプまたはｐ－タイプとは抵抗率１～１００Ωｃｍに相当するボロン（Ｂ）濃度を持つウェーハであり、ｐ＋タイプとは抵抗率０．１Ωｃｍ～１Ωｃｍに相当するボロン濃度を持つウェーハである。ｎタイプもしくはｎ－タイプとは抵抗率１～１００Ωｃｍに相当するリン（Ｐ）濃度を持つウェーハであり、ｎ＋タイプとは抵抗率０．１Ωｃｍ～１Ωｃｍに相当するリン濃度を持つウェーハである。
　また、ｐ／ｐ－タイプとは、ｐ－タイプ基板（ウェーハ）の上にｐ－タイプのエピタキシャル層を積層したウェーハを意味し、ｐ／ｎ－タイプとは、ｎ－タイプ基板の上にｐ－タイプのエピタキシャル層を積層したウェーハを意味する。
　図３は、本実施形態におけるシリコン単結晶を示す模式正面図である。
　本実施形態においては、図２に示すＣＺ炉において、窒素濃度を１×１０１１～２×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｍ３の範囲となるようにシリコン溶融液に窒素含有材料を原料溶融時に所定量追加するか、窒素含有ガスを混入した雰囲気中で引き上げをする。
　ここで、窒素濃度を上記の範囲の上限値以上とした場合、極短時間アニール時のｓｌｉｐ発生を誘発するＢＭＤレベルとなるため好ましくない。また、窒素濃度を上記の範囲の下限値以下とした場合、充分なＩＧ効果を得ることができないＢＭＤレベルとなるため好ましくない。
　また、初期酸素濃度が９．５×１０１７～１３．５×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３（ＡＳＴＭ　Ｆ１２３－１９７９）となるように、結晶回転速度、ルツボ回転速度、加熱条件、印加磁場条件、引き上げ速度等を制御する。
　次いで、ヒータ１０２により加熱してシリコンを溶融させ融液１０３とする。次に、シードチャック１０５に取り付けた種結晶Ｓｓを融液１０３に浸漬し、ルツボ１および引き上げ軸４を回転させつつ結晶引き上げを行う。結晶方位は｛１００｝、｛１１１｝または｛１１０｝のいずれかとし、結晶無転位化のために必要であればシード絞り（ネッキング）によりネック部Ｓｎを形成した後、ショルダー部Ｓを形成することで拡径して例えば３１０ｍｍの目標ボディ径とする。
　その後は一定の引き上げ速度で例えば１２００ｍｍまでボディ部Ｓｂを育成し、所定の条件で縮径してテイル部Ｓｔを形成してテイル絞りを行った後、結晶成長を終了する。ここで、引き上げ速度Ｖは、抵抗率、シリコン単結晶径サイズ、使用する単結晶引き上げ装置のホットゾーン構造（熱環境）などに応じて適宜選定される。
　本実施形態においては、ボディ部（直胴部）Ｓｂとなる領域で、結晶冷却速度をシリコン融点～１３５０℃が４．２℃／ｍｉｎ程度、かつ、１２００～１０００℃が３．１℃／ｍｉｎ程度とする。つまり、ＢＭＤの核となる空孔形成時である固化直後と、空孔と格子間シリコンとの対消滅によって単結晶内部における空孔分布状態を形成する温度領域の引き上げ条件を制御することで、空孔を含有する結晶成長条件を制御してエピ欠陥密度、極短時間アニールでのｓｌｉｐ発生、およびＩＧ能を呈する度合いに関与する結晶特性を制御するものである。
　具体的には、熱遮蔽体１０７における融液との距離Ｈを変化させることでおこなえばよい。また、冷却手段や加熱手段からなる温度制御手段も用いることができる。このように単結晶の温度状態を制御するとともに、引き上げ速度を制御することで、上記の条件を実現する。
　なお、この際の引き上げ炉内の温度はＦＥＭＡＧ等の解析ソフトを用い、シミュレーションで求めることができる。
　本実施形態においては、上述したように窒素添加をおこなうとともに直胴部の引き上げにおける引き上げ条件を制御し、後述する熱処理と組み合わせることで、これらの相乗効果により、このウェーハ上にエピタキシャル層を成長させた際、その表面におけるエピ欠陥発生および極短時間アニールでのｓｌｉｐ発生、およびゲッタリング能が、それぞれのウェーハ切り出し位置として直胴部の全長に亘って所定の範囲となるようにＢＭＤ密度を制御することができ、このような所望の品質を有するシリコン単結晶の引き上げをおこなうことができ、作業効率を向上して、シリコン単結晶、あるいはこのシリコン単結晶から製造するシリコンエピタキシャルウェーハの製造コストを大幅に削減することが可能となる。
　このシリコン単結晶引き上げ工程の次に、ウェーハ加工工程として、この窒素添加ＣＺシリコン単結晶から加工して、図１に示すように、窒素を含むシリコンウェーハＷ０を得る。
　ウェーハ加工工程におけるシリコンウェーハＷ０の加工方法は通常に従い、ＩＤソーまたはワイヤソー等の切断装置によってスライスした後、面取り加工等を施し、得られたシリコンウェーハをアニールし、その後、表面に研磨・洗浄等の表面処理工程をおこなう。例えば、このウェーハ加工工程としては、窒素添加ＣＺ結晶である上記シリコン基板Ｗ０の表面を鏡面加工してから、例えばＳＣ１およびＳＣ２を組み合わせたＲＣＡ洗浄を行う。なお、これらの工程の他にもラッピング、洗浄、研削等種々の工程があり、工程順の変更、省略等目的に応じ適宜工程は変更使用される。
　このようにして得られたシリコンウェーハＷ０は、窒素濃度が１×１０１１～２×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｍ３、および酸素濃度が９．５×１０１７～１３．５×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３（ＡＳＴＭ　Ｆ１２３－１９７９）とされる。
　窒素は固溶形態でシリコンに含有されるので、シリコン格子中に窒素をシリコンと置換する形で導入される。すなわち、窒素の原子半径はシリコン原子と比較して小さいため置換位置に窒素を配位した場合、結晶の応力場は圧縮応力場となり格子間の酸素および不純物が圧縮応力場に捕獲されやすくなる。この置換位置窒素を起点に、高温で安定な酸素析出物がアズグローン（ａｓ－ｇｒｏｗｎ）で高密度に発現し、シリコン基板Ｗ０に高いゲッタリング効果を付与しやすくなる。
　このような窒素の添加濃度は、上述の範囲に規制する必要がある。なぜなら、窒素濃度が上記の範囲未満では、窒素・酸素系析出物の形成促進が活発にならないので、上記した充分な密度の窒素・酸素系析出物の形成を実現できないからである。
　一方、窒素濃度が上記の範囲を超えると、極短時間アニールでのｓｌｉｐ発生、エピ欠陥発生といった好ましくない状態のＢＭＤ分布状態となるからである。
　さらに、シリコン基板Ｗ０中の酸素濃度Ｏｉは、上述の範囲にする必要がある。なぜなら、酸素濃度Ｏｉが上記の範囲未満では、窒素・酸素系析出物の形成が促進されず高密度な析出物が得られないため、必要なゲッタリング能を得ることができないからである。
　一方、酸素濃度Ｏｉが上記の範囲を超えると、析出過多となりｓｌｉｐの発生源となる可能性があるからである。
　その後、熱処理として、不活性ガス雰囲気下で８５０℃以上９００℃未満、３０ｍｉｎ程度の熱処理を施す。
　ここで、処理時間に関しては、３０ｍｉｎ程度、つまり、一割程度の幅を有する範囲、３０±３ｍｉｎ、２７～３３ｍｉｎとすることを意味している。この範囲より短い場合は充分なＢＭＤ密度を確保できず、この範囲より長くしてもＢＭＤ密度に変化がない。また、処理温度が上記の範囲より低い場合、充分なＩＧ能を呈するＢＭＤ密度を得るために窒素濃度を高くする必要があり、その場合エピタキシャルウェーハ上にエピ欠陥が発生する恐れがあり好ましくない。またＢＭＤ密度が安定せず、所望の状態に制御できないために好ましくない。処理温度が上記の範囲より高く設定された場合には、ＢＭＤ密度が高すぎてＢＭＤを起点としたＳｌｉｐが発生するために好ましくない。
　その後、エピタキシャル層成膜工程として、エピタキシャル層を成長するためにエピタキシャル成長炉に装入し、各種ＣＶＤ法（化学気相成長法）を用いて、図１に示すように、例えば、ドーパント濃度がｐタイプとされるエピタキシャル層Ｗ１を成長させる。
　エピタキシャル工程としては、成膜ガスとしてのトリクロロシラン、ジクロロシランなどや、ドーパントガス、および、キャリヤガスとしての水素等による雰囲気で、１１００～１２００℃程度の温度条件で、１～１０μｍ、好ましくは１～３μ程度または３～５μｍ程度の膜厚としてエピタキシャル層Ｗ１が成膜されるとともに、その前後で、ＨＣｌガス等を含む雰囲気として表面処理をおこなうこともある。
　この後、７８０℃、３時間の熱処理、および、１０００℃、１６時間の酸素析出評価熱処理を行う。
　本実施形態によれば、結晶の窒素濃度、酸素濃度、冷却速度を、シリコン融点～１３５０℃の温度範囲および、１２００～１０００℃の温度範囲を上述した状態に設定してシリコン単結晶を引き上げて、該シリコン単結晶からスライスしたウェーハに、上記の処理条件とされた熱処理を施した後、エピタキシャル層成長をおこなうことにより、７８０℃、３時間、および、１０００℃、１６時間の酸素析出評価熱処理を行った後のＢＭＤ密度を１×１０８～５×１０９個／ｃｍ３とする、
つまり、これらの全ての条件を満たすことにより、極短時間アニールを施してもＳｌｉｐが発生せず、エピ表面の欠陥密度が０．０１個／ｃｍ２以下であるエピタキシャルウェーハを製造することができた。
　なお、本発明で窒素濃度は、計算によって求められた値である。二次イオン質量分析装置（ＳＩＭＳ）の測定限界（１×１０１４ａｔｏｍｓ／ｃｍ３）より下の濃度の算出は、ＳＩＭＳの測定限界以上で測定されたある固化率での窒素濃度から、偏析係数ｋ＝７×１０－４として、一般的な偏析の式
ＣＴＯＰ＝ＣＸ（１－Ｘ）１－ｋ
（ここでＣＴＯＰはｔｏｐ側の窒素濃度、ＣＸは固化率ＸでＳＩＭＳにより測定された窒素濃度）によって計算される値、もしくは、
ＣＴＯＰ＝ｋＣ０
（Ｃ０は原料溶解時に窒化膜付けウェーハなどで投入した窒素量）によって計算される値を使用することができる。
また、本発明において、「単結晶ｔｏｐ」とは、ウェーハをスライスする直胴部の引き上げ始めを意味し、「単結晶ｔａｉｌ」とは、ウェーハをスライスする直胴部の引き上げ終わりを意味する。
　またｓｌｉｐが発生しないとは、Ｘ線で撮影した画像における目視検査において、０．１ｍｍ程度かそれ以上の大きさのｓｌｉｐがウェーハ表面に存在しないことを意味する。この際、×１０、×３０程度の顕微鏡での拡大画像を用いて判定をする。
　エピ欠陥の測定は、レーザ光散乱式パーティクルカウンター（ＳＰ１（ｓｕｒｆｓｃａｎ　ＳＰ１）：ＫＬＡ－Ｔｅｎｃｏｒ社製）を用いて、０．０１μｍサイズ以上の欠陥の密度を検出した。
ＢＭＤ密度の測定は、サンプルをダッシュ液（フッ化水素酸３．２±５％、硝酸１６．５±５％、氷酢酸６９．２±５％、硝酸銀水溶液０．００５％、純水１１±５％）にて５μｍエッチングし、エッチング後のサンプルを劈開して、断面の酸素析出物を測定することによりおこなう。
　以下、本発明の実施例を説明する。
　引き上げ条件として、φ３１０ｍｍ、長さ１２００ｍｍのシリコン単結晶を、結晶ｔｏｐでの窒素濃度を設定して引き上げた。ここで、直胴部においてシリコン融点～１３５０℃の温度範囲および、１２００～１０００℃の温度範囲における冷却速度、初期酸素濃度（引き上げ時）を制御した。
　また、この単結晶からスライスしたウェーハ表面を鏡面研磨し、８７５℃または他の温度、３０ｍｉｎの熱処理を施した後、１３００℃、３０ｓｅｃの条件で、トリクロロシランガス含有雰囲気でエピタキシャル成長させて膜厚３μｍにｐタイプのエピタキシャル層を成膜した。このエピタキシャル層表面で発生したエピ欠陥密度を軸方向距離に対して測定した。エピ欠陥の測定は、レーザ光散乱式パーティクルカウンター（ＳＰ１（ｓｕｒｆｓｃａｎ　ＳＰ１）：ＫＬＡ－Ｔｅｎｃｏｒ社製）を用いて、０．０１μｍサイズ以上の欠陥（ＳＦ）の密度を検出した。更に、７８０℃、３時間、および、１０００℃、１６時間の酸素析出評価熱処理を行った後のＢＭＤ密度を評価した。
　さらに１１５０℃～１２００℃の温度で１ミリ秒前後の極短時間アニールを施した後にＸ線撮影された画像でｓｌｉｐ発生の有無を判定した。
これらの結果を表に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　これらの結果から、実験例１～６においては、本発明における上記の条件を全て満たしているため、ＢＭＤ密度が所定範囲でエピ欠陥が基準以下でｓｌｉｐが発生していないことがわかる。これに対し、実験例７，８においてはＢＭＤ密度が少ないため、充分なゲッタリング能を示すことができないことがわかる。また、実験例９においてはエピ欠陥が規定量を超えて発生していることがわかる。また、実験例１０においてはｓｌｉｐ発生が観測されたことがわかる。実験例１１においては熱処理温度が高すぎエピ欠陥が規定量を超えて発生したことがわかる。実験例１２においては熱処理温度が低すぎＢＭＤ密度が少ないため充分なゲッタリング能を示すことができないことがわかる。実験例１３においてはドープされておらずＢＭＤ密度が少ないため充分なゲッタリング能を示すことができないことがわかる。
Ｗ…シリコンエピタキシャルウェーハ
Ｗ０…ウェーハ
Ｗ１…エピタキシャル層

Claims (4)

  1. 　シリコンエピタキシャルウェーハの製造方法であって、
    　単結晶中の窒素濃度を１×１０１１～２×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｍ３、酸素濃度を９．５×１０１７～１３．５×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３（ＡＳＴＭ　Ｆ１２３－１９７９）とし、結晶冷却速度をシリコン融点～１３５０℃が４．２℃／ｍｉｎ程度、かつ、１２００～１０００℃が３．１℃／ｍｉｎ程度としてシリコン単結晶を引き上げて、
    　該シリコン単結晶からスライスしたシリコンウェーハに、処理条件が８５０℃以上９００℃未満、３０ｍｉｎ程度である熱処理を施した後、
    　エピタキシャル層を形成することにより、
    ７８０℃、３時間、および、１０００℃、１６時間の酸素析出評価熱処理を行った場合の酸素析出物密度を１×１０８～５×１０９個／ｃｍ３とすることを特徴とするシリコンエピタキシャルウェーハの製造方法。
  2. 　前記酸素濃度を前記シリコン単結晶ｔｏｐ側で高く、前記シリコン単結晶ｔａｉｌ側で低くすることを特徴とする請求項１記載のシリコンエピタキシャルウェーハの製造方法。
  3. 　シリコンエピタキシャルウェーハであって、
    　シリコンウェーハ中の酸素濃度が９．５×１０１７～１３．５×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３（ＡＳＴＭ　Ｆ１２３－１９７９）であり、７８０℃、３時間、および、１０００℃、１６時間の酸素析出評価熱処理をおこなった場合のシリコンウェーハ中の酸素析出物密度が１×１０８～５×１０９個／ｃｍ３であり、かつ極短時間アニールを施した場合にｓｌｉｐが発生しないことを特徴とするシリコンエピタキシャルウェーハ。
  4. 　エピタキシャル層表面の欠陥密度が０．０１個／ｃｍ２以下であることを特徴とする請求項３に記載のシリコンエピタキシャルウェーハ。
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