JP4853027B2 - シリコン単結晶ウエーハの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、ウエーハ表面からデバイス活性領域となる一定の深さまで、結晶欠陥の発生がないＤＺ層が形成され、かつウエーハ内部にはゲッタリングサイトとなる酸素析出物を形成することのできるシリコン単結晶ウエーハの製造方法に関するものである。

半導体デバイスの材料となるシリコン単結晶ウエーハは、一般的にチョクラルスキー法（Ｃｚｏｃｈｒａｌｓｋｉ Ｍｅｔｈｏｄ：以下ＣＺ法という）によりシリコン単結晶を成長させ、得られたシリコン単結晶インゴットを切断、研磨等の工程を施すことにより作製することができる。

このようにＣＺ法で育成されたシリコン単結晶は、熱酸化処理（例えば１１００℃×２時間）を受けた時にリング状に発生するＯＳＦと呼ばれる酸化誘起積層欠陥を生じることがある。ＯＳＦ以外にも結晶育成時に形成され、デバイス性能に悪影響を及ぼす微細欠陥（以下Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥という）が存在することが明らかになってきた。

そこで、近年これらの欠陥をできるだけ少なくしたウエーハを得るための単結晶製造方法が例えば特許文献１や特許文献２で開示されている。
図１は、単結晶を育成した場合の引き上げ速度と欠陥分布の関係の一例を示している。単結晶育成時の引き上げ速度Ｖ（ｍｍ／ｍｉｎ）を変化させることによって、シリコン融点から１３００℃までの温度範囲における引き上げ軸方向の結晶内温度勾配の平均値Ｇ（℃／ｍｍ）との比であるＶ／Ｇを変化させた場合のものである。

一般に、単結晶内の温度分布はＣＺ炉内の構造（以下ホットゾーンという）に依存しており、引き上げ速度を変えてもその分布は殆ど変わらないことが知られている。このため、同一構造のＣＺ炉の場合はＶ／Ｇは引き上げ速度の変化にのみ対応することになる。すなわち引き上げ速度ＶとＶ／Ｇは近似的には正比例の関係がある。したがって図１の縦軸には引き上げ速度Ｖを用いている。
引き上げ速度Ｖが比較的高速な領域ではベーカンシー（Ｖａｃａｎｃｙ：以下Ｖａという）と呼ばれる点欠陥である空孔が凝集したボイドと考えられているＣＯＰ（Ｃｒｙｓｔａｌ Ｏｒｉｇｉｎａｔｅｄ Ｐａｒｔｉｃｌｅ）やＦＰＤ（Ｆｌｏｗ Ｐａｔｔｅｒｎ Ｄｅｆｅｃｔ）とよばれる空孔型のＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が結晶径全域に存在し、Ｖ−Ｒｉｃｈ領域と呼ばれている。

これより引き上げ速度Ｖが少し遅くなると、結晶の周辺からＯＳＦがリング状に発生し、引き上げ速度Ｖが低下するにしたがってＯＳＦは中心に向かってシュリンクしていき、ついには結晶中心でＯＳＦは消滅する。
さらに引き上げ速度Ｖを遅くすると、Ｖａやインタースティシャルシリコン（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｓｉｌｉｃｏｎ：以下Ｉという）と呼ばれる格子間型の点欠陥の過不足が少ないニュートラル（Ｎｅｕｔｒａｌ：以下Ｎという）領域が存在する。このＮ領域はＶａやＩの偏りはあるが飽和濃度以下であるため、前記ＣＯＰやＦＰＤのように凝集した欠陥としては存在しないか、あるいは現在の欠陥検出方法では欠陥の存在が検出できないことが判明してきた。
このＮ領域はＶａが優勢なＮｖ領域とＩが優勢なＮｉ領域に分別される。

引き上げ速度Ｖを更に遅くするとＩが過飽和となり、その結果Ｉが凝集した転位ループと考えられるＬ／Ｄ（Ｌａｒｇｅ Ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ：格子間転位ループの略語、ＬＳＥＰＤ、ＬＥＰＤ等）の欠陥が低密度に発生し、この領域はＩ−Ｒｉｃｈ領域と呼ばれている。
これらのことから、結晶の中心から径方向全域に渡ってＮ領域となるような範囲にＶ／Ｇを制御しながら引上げた単結晶からウエーハを切り出し、研磨することにより径方向の全面がＮ領域になる極めて欠陥の少ないウエーハを得ることができる。

例として、図１のＡ−Ａの位置から切り出したウエーハは図２（ａ）に示すように全面Ｎｖ領域のウエーハとなる。図２（ｂ）は図１のＢ−Ｂの位置から切り出したウエーハを示し、ウエーハ中心部にＮｖ領域があり、その外周部にＮｉ領域が存在する。
図２（ｃ）は図１のＣ−Ｃから切り出したウエーハを示し、ウエーハ全面がＮｉ領域からなるウエーハを得ることができる。
ウエーハ表面にＶ−Ｒｉｃｈ領域またはＩ−Ｒｉｃｈ領域に存在するＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が出現すると、デバイスのＭＯＳ（Ｍｅｔａｌ Ｏｘｉｄｅ Ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒ）構造を形成した場合に酸化膜の耐圧を低下させるなどデバイス特性に悪影響を及ぼすために、ウエーハ表層にはこのような欠陥が存在しないことが望まれている。

図３はＶ／ＧとＶａ濃度及びＩ濃度の関係を模式的に表現したもので、この関係はボロンコフ理論と呼ばれており、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示している。
より詳細には、Ｖ／Ｇが臨界点（Ｖ／Ｇ）ｃ以上ではＶａが優勢な領域が形成され、臨界点以下ではＩが優勢な領域が形成される。すなわち、（Ｖ／Ｇ）ｃは、ＶａとＩが同濃度となるＶ／Ｇ値を示している。

図３中のＩ−Ｒｉｃｈ領域は、Ｖ／Ｇが（Ｖ／Ｇ）ｉ以下であり、格子間シリコン型点欠陥Ｉが飽和濃度Ｃｉ以上であるため格子間型シリコン点欠陥の凝集体すなわちＬ／ＤのＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が発生している領域である。
Ｖ−Ｒｉｃｈ領域は、Ｖ／Ｇが（Ｖ／Ｇ）ｖ以上であり、点欠陥である空孔Ｖａが飽和濃度Ｃｖ以上であるため空孔の凝集体すなわちＣＯＰ等のＧｒｏｗ−ｉｎ欠陥が発生している領域である。
Ｎ領域とは空孔の凝集体あるいは格子間型シリコン点欠陥の凝集体が存在しないニュートラル領域（（Ｖ／Ｇ）ｉ〜（Ｖ／Ｇ）ｏｓｆ）を示す。
そして、通常このＮ領域に隣接してＯＳＦ領域（（Ｖ／Ｇ）ｏｓｆ〜（Ｖ／Ｇ）ｖ）が存在する。

ところで、シリコンウエーハには通常７〜１０×１０^１７ａｔｏｍｓ/ｃｍ^３（ＪＥＩＤＡ：日本電子工業振興協会による換算係数を使用）程度の酸素が過飽和状態で含まれている。
そのため、このようなシリコンウエーハにデバイスプロセス等で熱処理が施されるとシリコンウエーハ内の過飽和な酸素が酸素析出物として析出する。この様な酸素析出物はＢＭＤ（Ｂｕｌｋ Ｍｉｃｒｏ Ｄｅｆｅｃｔ）と呼ばれる。
このＢＭＤはウエーハ内のデバイス活性領域で発生すると、接合リーク等のデバイス特性に悪影響を及ぼすため問題となるが、一方でデバイス活性領域以外のバルク中に存在すると、デバイスプロセス中に混入した金属不純物を捕獲するゲッタリングサイトとして機能するため有効である。

そのため、シリコンウエーハの製造においては、ウエーハのバルク中にＢＭＤを形成するとともに、デバイス活性領域であるウエーハ表面近傍はＢＭＤやＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥等が存在しない無欠陥領域（Ｄｅｎｕｔｅｄ Ｚｏｎｅ；以下ＤＺ層という）を維持しなければならない。

近年、シリコンウエーハの出荷段階ではウエーハ内部にＢＭＤは発生していないが、その後のデバイスプロセス等の熱処理を行うことによって、デバイス活性領域であるウエーハ表面近傍にはＢＭＤのないＤＺ層を維持したまま、デバイス活性領域より深いバルク中にはＢＭＤが形成されてゲッタリング能力を有するように設計されたシリコンウエーハの製造方法として、シリコンウエーハをＲＴＰ（Ｒａｐｉｄ Ｔｈｅｒｍａｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）処理する方法（急速熱処理）が提案されている（例えば特許文献３、特許文献４、特許文献５参照）。
このＲＴＰ処理とは、シリコンウエーハにＮ_２またはＮＨ_３等の窒化物形成雰囲気、あるいはこれらのガスとＡｒ、Ｈ_２等の窒化物非形成雰囲気との混合ガス雰囲気中で、例えば５０℃／秒といった昇温速度で室温より急速昇温し、１２００℃前後の温度で数十秒程度加熱保持した後、例えば５０℃／秒といった降温速度で急速に冷却することを特徴とする熱処理方法である。

このようなＲＴＰ処理したシリコンウエーハは、その後の酸素析出熱処理等の熱処理を行ってＢＭＤを発生させることができる。このＢＭＤの深さ方向における濃度分布はＲＴＰ処理での処理条件によって変化することが知られている。一例として、Ａｒガス単体の雰囲気中で行ったシリコンウエーハとＮ_２／Ａｒ混合ガス雰囲気中で行ったシリコンウエーハについて、酸素析出熱処理後に形成されたＢＭＤの深さ方向における濃度分布の概略図をそれぞれ図４及び図５に示す。

ここで、ＲＴＰ処理後に酸素析出熱処理を行うことによってＢＭＤが形成されるメカニズムについて簡単に説明する。
まず、ＲＴＰ処理では、例えばＮ_２雰囲気中で１２００℃という高温保持中にウエーハ表面からＶａの注入が起こり、１２００℃から７００℃の温度範囲を例えば５０℃／ｓｅｃという降温速度で冷却する間にＶａの拡散による再分布とＩとの再結合による消滅が起きる。その結果、バルク中にはＶａが不均一に分布した状態になる。

このような状態のウエーハに対して例えば酸素析出熱処理を施すことにより、高いＶａ濃度の領域では酸素析出物がクラスター化し、クラスター化した酸素析出物が成長してＢＭＤが形成される。このように、ＲＴＰ処理後のシリコンウエーハに酸素析出熱処理が施されると、ＲＴＰ処理で形成されたＶａの濃度プロファイルに従って、ウエーハ深さ方向に分布を有するＢＭＤを形成することになる。
したがって、例えばＲＴＰ処理の雰囲気や最高温度、保持時間等の条件を制御して行うことによりシリコンウエーハに所望のＶａ濃度プロファイルを形成し、その後得られたシリコンウエーハに酸素析出熱処理を行うことによって、所望のＤＺ層の厚さ及び深さ方向のＢＭＤプロファイルを有するシリコンウエーハを製造することができる。

このようにＲＴＰ処理で新たにＶａを注入することにより所望のＤＺ層の厚さやＢＭＤプロファイルを得ることができるので有効である。しかしながら、ＲＴＰ処理では熱処理時間が極めて短時間であるため、材料となるシリコンウエーハにＣＯＰやＬ／ＤのようなＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が存在している場合には、これらの欠陥を十分に消滅させることができない。

その結果、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥を有するシリコンウエーハをＲＴＰ処理した場合、表面からある深さまではＢＭＤが発生していない領域を確保できるが、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥については、表面の極浅い領域はＲＴＰ処理で消滅させることはできても、それより深い領域ではＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が存在する状態となり、デバイス活性領域全体を無欠陥にすることができない。このため、デバイス特性が低下してしまうという不具合があった。

そこで、例えば特許文献３には、シリコンウエーハとしてＶａやＩの凝集体の存在しないＮ領域の単結晶から切り出して径方向の全面がＮ領域からなるウエーハをＲＴＰ処理する方法が提案されている。全面Ｎ領域結晶を用いれば、ＲＴＰ処理後に表層無欠陥でバルクにＢＭＤを有する所望のウエーハが得られるはずである。ところが、このように材料として径方向の全面がＮ領域からなるウエーハを用いたものであるにもかかわらず、ＲＴＰ後のウエーハにおいてデバイス特性が低下してしまうことがあった。

特開平１１−７９８８９号公報 特許第３０８５１４６号公報 特開２００１−２０３２１０号公報 ＵＳＰ５４０１６６９号公報 特表２００１−５０３００９号公報

本発明は、このような問題点に鑑みてなされたものであり、ウエーハ表層領域に十分な厚さのＤＺ層を確保すると同時に、ウエーハのバルク領域内にはゲッタリングサイトとして機能する酸素析出物を形成することのできるシリコン単結晶ウエーハを効率良く確実に製造することができる製造方法を提供することを目的とする。

上記課題を解決するため、本発明は、チョクラルスキー法によりシリコン単結晶インゴットを引き上げ、該シリコン単結晶インゴットから切り出したウエーハに急速熱処理を行うシリコン単結晶ウエーハの製造方法であって、予め、引き上げ速度を変えて引き上げた前記シリコン単結晶インゴットから切り出したウエーハに、熱処理温度を変えて急速熱処理を行い、該急速熱処理後に酸化膜耐圧測定を行って、前記引き上げ速度および前記熱処理温度と前記酸化膜耐圧測定の結果との関係を求め、該関係に基づき、前記急速熱処理後に径方向の全面がＮ領域になるように、前記シリコン単結晶インゴットを育成するときの引き上げ速度および前記急速熱処理における熱処理温度の条件を決定して、前記シリコン単結晶インゴットの引き上げおよび前記急速熱処理を行ってシリコン単結晶ウエーハを製造することを特徴とするシリコン単結晶ウエーハの製造方法を提供する（請求項１）。

このように、まず、予備試験として、引き上げ速度を変えてチョクラルスキー法によって引き上げたシリコン単結晶インゴットから切り出したウエーハに、熱処理温度を変えて急速熱処理を行い、その後酸化膜耐圧測定を行って、前記引き上げ速度および前記熱処理温度と前記酸化膜耐圧測定の結果との関係を求める。そして、該関係に基づき、前記急速熱処理後に径方向の全面がＮ領域になるように、シリコン単結晶インゴットを育成するときの引き上げ速度および急速熱処理における熱処理温度の条件を決定して前記シリコン単結晶インゴットの引き上げおよび前記急速熱処理を行ってシリコン単結晶ウエーハを製造することにより、インゴットから切り出したウエーハにＮｖ領域が存在しても、急速熱処理で新たに注入される空孔との総和が飽和濃度以上になり、空孔が凝集して空孔型Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥を形成することを防止することができる。そのため、材料としてインゴットから切り出す範囲を拡げることができ、歩留り・生産性を向上することが可能である。しかも、ウエーハの表層にＤＺ層を確保し、酸化膜耐圧特性のようなデバイス特性の低下を防止できるとともに、酸素析出熱処理によりバルク領域内にＢＭＤを十分に形成することのできる高品質のウエーハを効率良く確実に製造することが可能である。

このとき、前記シリコン単結晶インゴットを、径方向の全面がＮｉ領域となる引き上げ速度で引き上げるのが好ましい（請求項２）。
このように、前記シリコン単結晶インゴットを、径方向の全面がＮｉ領域となる引き上げ速度で引き上げれば、インゴットから切り出した急速熱処理前のウエーハは径方向の全面がＮｉ領域となり、このとき、急速熱処理における熱処理温度が高温であって、空孔が注入されても空孔の凝集は極めて発生し難いため、急速熱処理の条件の設定を簡単にすることができ、効率良く高品質のシリコン単結晶ウエーハを製造することができる。

また、前記シリコン単結晶インゴットを引き上げるときに、１×１０^１１〜１×１０^１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３の濃度の窒素および／または１×１０^１６〜１×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３の濃度の炭素をドープするのが好ましい（請求項３）。
このように、窒素を１×１０^１１ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上の濃度でドープすることにより、シリコン単結晶インゴットを引き上げるときのＮ領域の拡大や、酸素析出の促進効果を顕著なものとすることができる。そして、１×１０^１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下の濃度とすることにより、シリコンの単結晶化を妨げることもなく、結晶製造のコストの増大を防ぐことができる。
また、炭素を１×１０^１６以上の濃度でドープすることによって、効果的に酸素析出を促進し、また、炭素自身をゲッタリングサイトとすることができる。このとき、１×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下の濃度とすれば、炭素によるウエーハのライフタイムの低下を防止することが可能である。

さらに、前記シリコン単結晶インゴットを引き上げるときに、８ｐｐｍ以上１５ｐｐｍ以下の濃度の酸素をドープするのが好ましい（請求項４）。
このように、前記シリコン単結晶インゴットを引き上げるときに、８ｐｐｍ以上の濃度の酸素をドープすれば、急速熱処理後の酸素析出熱処理によって、比較的空孔濃度の低いウエーハの表層領域に十分に厚いＤＺ層を形成するとともに、空孔濃度の高いウエーハのバルク領域に効果的に酸素析出物を形成することができる。また、１５ｐｐｍ以下とすれば、ウエーハの表層領域にＤＺ層を十分に確保することも可能であるし、バルク部では十分に析出物を形成して強力なゲッタリング効果を有するとともに、必要以上に析出物が形成されることもない。このため、ゲッタリング能力を備え、デバイス特性を低下させることのない高品質のウエーハを製造することができる。

そして、前記急速熱処理を、非酸化性雰囲気下で行うのが好ましい（請求項５）。
このように、本発明のシリコンウエーハの製造方法においては、前記急速熱処理を非酸化性雰囲気下で行うのが好ましく、例えば、雰囲気ガスとしてＮ_２、ＮＨ_３、ＮＯ、Ｎ_２Ｏ、Ｎ_２Ｏ_２等を用い、窒化物形成雰囲気とすることができる。また、例えばＨ_２、Ａｒ、Ｈｅ等を用い、窒化物非形成雰囲気とすることもできる。さらに、これらの窒化物形成雰囲気および窒化物非形成雰囲気を混合した雰囲気下で行うこともできる。

また、前記急速熱処理において、熱処理温度を１１００℃以上１３００℃以下とするのが好ましい（請求項６）。
このように、前記急速熱処理において、熱処理温度を１１００℃以上とすれば、十分に酸素析出物を得ることのできるシリコン単結晶ウエーハとすることが可能である。そして、前記熱処理温度を１３００℃以下とすることにより、ウエーハ面内を均一に加熱しやすく、熱応力によるスリップの発生が起き難い。また、金属汚染も発生し難い。

このような本発明のシリコン単結晶ウエーハの製造方法であれば、インゴットから切り出すことのできる範囲を拡げることができるために、歩留りや生産性を向上することができる。そして、酸素析出熱処理後に表層に十分なＤＺ層を確保し、さらにはバルク領域内に酸素析出物を十分に形成することのできる高品質のウエーハを効率良く確実に製造することが可能である。

以下では、本発明の実施の形態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。
表層領域にＤＺ層を有し、また、バルク領域にＢＭＤを有してゲッタリング能力を備えることのできるウエーハの製造方法として、従来では、例えば、ＶａやＩの凝集体の存在しない単結晶インゴットのＮ領域から切り出し、径方向の全面がＮ領域のウエーハをＲＴＰ処理する方法がある。しかしながら、このように、材料として、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥をその内部に含まないＮ領域のシリコンウエーハを用意しても、ＲＴＰ処理後に酸化膜耐圧を測定すると該酸化膜耐圧が低下してしまうという問題があった。

本発明者は、ウエーハのＲＴＰ処理について鋭意研究を行った結果、上記のようなＲＴＰ処理後の酸化膜耐圧の低下は、Ｎｖ領域を含むシリコン単結晶ウエーハを材料としたときに発生し易いことを発見した。そして、さらに検討を重ねたところ、Ｎｖ領域の中でも、ＯＳＦ領域に近い部分、すなわち、Ｖａの凝集が発生しないが、比較的Ｖａ濃度の高い領域で上記酸化膜耐圧の低下が顕著に発生することを見出し、本発明を完成させた。

以下、本発明について図を参照して具体的に説明する。
まず、径方向の全面がＮ領域であるシリコンウエーハを使用しているのにもかかわらず、急速熱処理後に酸化膜耐圧が低下する原因について述べる。この原因は明確ではないが、上記のような酸化膜耐圧の低下は以下に述べるようなメカニズムによって生じるものと発明者は考えた。
図６は、上記メカニズムを説明するためのものであり、ＲＴＰ処理前と処理後のウエーハにおける欠陥領域の変移を示した概略説明図である。なお、このメカニズムの説明においては、ＯＳＦ領域は基本的に無関係であるため、簡単のためＯＳＦ領域は記載していない。

図６に示すように、急速熱処理前において、シリコンウエーハの空孔濃度をＣｖ１、格子間シリコン型点欠陥濃度をＣｉ１とし、それぞれの飽和濃度をＣｖ、Ｃｉとすると、Ｃｖ１とＣｖ、Ｃｉ１とＣｉとの交点におけるＶ／Ｇの値（Ｖ／Ｇ）ｖ、（Ｖ／Ｇ）ｉは、それぞれＶ−Ｒｉｃｈ領域とＮ領域、Ｎ領域とＩ−Ｒｉｃｈ領域との境界となる。また、Ｎｖ領域とＮｉ領域との境界を臨界値（Ｖ／Ｇ）ｃとする。
さらに、（Ｖ／Ｇ）ｖＲＴＰ、（Ｖ／Ｇ）ｃＲＴＰを、ＲＴＰ後におけるＶ−Ｒｉｃｈ領域とＮ領域、Ｎｖ領域とＮｉ領域との境界とする。

ここで、ＲＴＰ処理後、ＲＴＰ処理によって注入される空孔濃度をＣｖ２とすると、ＩとＶａは対を形成して消滅するため、急速熱処理後のシリコンウエーハ中の正味の空孔濃度Ｃｖｅは、
Ｃｖｅ ＝ Ｃｖ１ − Ｃｉ１ ＋ Ｃｖ２
で与えられる。
したがって、ＲＴＰ処理後の空孔濃度はＮｖ領域（Ｃｉ１＝０と近似できる）ではＣｖ２だけ増加し、Ｎｉ領域（Ｃｖ１＝０と近似できる）ではＲＴＰ処理で注入された空孔濃度Ｃｖ２からもともと存在したＩ濃度Ｃｉ１を差し引いた空孔濃度になる。

このため、ＲＴＰ前においてＮｖ領域のもののうち（Ｎｖ領域（ＲＴＰ前））、Ｖ／Ｇが（Ｖ／Ｇ）ｖＲＴＰ以上の領域のウエーハは、ＲＴＰ処理によって、正味の空孔型欠陥濃度が飽和濃度Ｃｖ以上になるため、空孔の凝集が発生して空孔型欠陥を形成し、Ｖ−Ｒｉｃｈ領域（Ｖ−Ｒｉｃｈ領域（ＲＴＰ後））になると考えられる。

このようなことから、Ｎｖ領域（ＲＴＰ前）の中で、ＯＳＦ領域に近い領域、すなわちＶａの凝集は発生しないが比較的Ｖａ濃度の高い領域において、ＲＴＰ処理後に上述の酸化膜耐圧の低下が顕著である理由は、その領域では急速熱処理前のシリコンウエーハ中に存在する空孔濃度Ｃｖ１が高く、急速熱処理前の空孔濃度の過飽和度が、Ｎｉ領域（ＲＴＰ前）に近いＮｖ領域（ＲＴＰ前）と比較して高いため、ＲＴＰにより空孔が注入されて点欠陥の凝集がより発生し易いことが原因と理解することができる。

他方、ＲＴＰ処理前にＩ−Ｒｉｃｈ領域（ＲＴＰ前）とＮｉ領域（ＲＴＰ前）であった領域には、もともと濃度Ｃｉ１のＩが存在する。この状態でＲＴＰ処理により濃度Ｃｖ２のＶａが注入されると、ＩとＶａは対を形成して消滅し、余剰の点欠陥が残存することになる。
そして、空孔がほとんど存在しない全面がＮｉ領域（ＲＴＰ前）のウエーハに析出熱処理を施した場合に比べて、同様にウエーハにＲＴＰ処理を行った後に析出熱処理を行った場合の方がより高密度のＢＭＤが発生するようになることから、ＲＴＰ処理後のウエーハは空孔が優勢であると考えられる。
このことから推定して、Ｎｉ領域（ＲＴＰ前）のＩ濃度Ｃｉ１はＲＴＰで注入されるＶａ濃度Ｃｖ２より低いと考えられるため、ＲＴＰ前にＮｉ領域（ＲＴＰ前）であった部分は、ＲＴＰ後にはＮｖ領域（ＲＴＰ後）( すなわち(Ｖ／Ｇ)ｃＲＴＰ〜（Ｖ／Ｇ）ｖＲＴＰ)になると考えられる。これらのことを総合的に判断すると、空孔領域と格子間シリコン領域との境界はＲＴＰ前には（Ｖ／Ｇ）ｃであったが、ＲＴＰ処理後には（Ｖ／Ｇ）ｃＲＴＰの位置にシフトすると考えられる。

また、図６からＩ−Ｒｉｃｈ領域（ＲＴＰ前）であった領域はＲＴＰ後には（Ｖ／Ｇ）ｃＲＴＰを境界値として、それより大きいＶ／ＧではＮｖ領域（ＲＴＰ後）とそれ以下ではＮｉ領域（ＲＴＰ後）になると考えられる。
ただし、これは単純に正味の空孔濃度や格子間シリコン濃度が飽和濃度以下であるという点だけで判断した結果であり、実際にはＲＴＰ前にＩ−Ｒｉｃｈ領域であるＩ−Ｒｉｃｈ領域（ＲＴＰ前）では、インゴットから切り出されたＲＴＰ処理前のウエーハ段階ですでにＩの凝集が起こって、欠陥が形成されている。この欠陥は上述したように、ＲＴＰ処理では殆ど消滅しないため、ＲＴＰ後においても欠陥発生領域であることには変わりないと思われる。
したがって、Ｉ−Ｒｉｃｈ領域（ＲＴＰ前）を含まないウエーハをＲＴＰ処理する材料とするのが好ましい。
以上のように、ＲＴＰにより空孔が注入され、欠陥分布がシフトするために、全面Ｎ領域結晶をＲＴＰしているにもかかわらず、ＲＴＰ後にＣＯＰ等のＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が発生し、耐圧を劣化させていることが判明した。従って、ＲＴＰ後に真に全面Ｎ領域のシリコンウエーハを確実に得るためには、このＲＴＰによるシフトを勘案して製造する必要がある。

なお、ここで図７を参照して、空孔濃度と析出熱処理後のＢＭＤとの関係について述べる。
ＲＴＰ処理後に酸素析出熱処理を施した場合に発生するＢＭＤ密度は一般的にＶaの濃度の増加とともに増加するが、ある値（例えばＣｖ３）以上ではＢＭＤは飽和すると考えられる。
他方、Ｖaの飽和濃度ＣｖはＣｖ３より高いと一般的に考えられている
このことは、上記の式で与えられるＲＴＰ処理後の正味の空孔濃度（Ｃｖｅ）を、空孔の凝集を発生させない程度に十分低い（Ｃｖ以下）が、ＢＭＤ形成の核となる酸素析出物クラスターを形成させるには十分に高い空孔濃度（Ｃｖ３以上）に制御することにより、空孔型欠陥の発生がなく、しかもバルク領域にはゲッタリング機能を有するＢＭＤを十分に形成することができる。

以上のようなメカニズムを考慮して、シリコン単結晶ウエーハの製造方法として、本発明では、最初に以下のような予備試験を行うことによって、シリコン単結晶インゴットの引き上げ速度および急速熱処理における熱処理温度と酸化膜耐圧測定の結果との関係を求める。なお、本発明の製造方法は、引上げ装置や急速熱処理装置は従来と同様のものを使用して行うことができる。
まず、引き上げ速度を変えながらチョクラルスキー法によってシリコン単結晶インゴットを引き上げる。このように、引き上げる速度を変化させることによりＶ／Ｇを制御して変化させ、様々な欠陥領域を有するシリコン単結晶インゴットを得ることができる。
そして、このようなインゴットからウエーハを切り出し、予備試験用のサンプルウエーハとする。当然、これらのサンプルウエーハは様々な欠陥領域を有するウエーハとなる。

なお、前記シリコン単結晶インゴットを引上げる時、１×１０^１１〜１×１０^１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３の濃度の窒素をドープすると良い。このような濃度範囲で窒素をドープすれば、シリコンの単結晶化を妨げることなく、インゴットを引き上げるときのＮ領域の拡大や、酸素析出の促進効果を顕著なものとすることができる。
あるいは、炭素を１×１０^１６〜１×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３の濃度でドープしても良い。このような濃度範囲で炭素をドープすることによって、ウエーハのライフタイムの低下を発生させることなく、効果的に酸素析出を促進し、また、炭素自身をゲッタリングサイトとすることができる。

さらに、前記シリコン単結晶インゴットから切り出したウエーハの酸素濃度を８ｐｐｍ以上１５ｐｐｍ以下とすれば、ウエーハの表層領域にＤＺ層を十分な厚さで確保することができるとともに、酸素析出熱処理後に、バルク領域には酸素析出物を効果的に形成することができる。そのため、酸化膜耐圧等のデバイス特性を低下させることなく、ゲッタリング能力を十分に備えた高品質のウエーハとすることが可能である。

次に、このようなサンプルウエーハに対して熱処理温度を変えて急速熱処理を施す。
このときの急速熱処理における雰囲気は、非酸化性雰囲気とするのが好ましく、例えばＮ_２、ＮＨ_３、ＮＯ、Ｎ_２Ｏ、Ｎ_２Ｏ_２等を用い、窒化物形成雰囲気とすることができる。あるいは、Ｈ_２、Ａｒ、Ｈｅ等を用いたり、これらを混合した雰囲気としても良く、非酸化性雰囲気であれば特に限定されない。

さらには、この急速熱処理における熱処理温度を、例えば１１００℃以上１３００℃以下とするのが好ましい。１１００℃以上とすることによって、その後の酸素析出熱処理の際に、ウエーハの特にバルク領域内に酸素析出物を十分に形成することができる。また、１３００℃以下とすることによって、ウエーハを面内で均一に加熱することができ、熱応力によるスリップ発生を効果的に防止することができる。また、このような温度範囲であれば、ウエーハへの金属汚染を抑制することができる。

熱処理温度を変えて上記のような急速熱処理を施すことにより、異なる熱処理条件が施されたサンプルウエーハを得ることができる。
この急速熱処理工程の後に、得られたサンプルウエーハのそれぞれに対して酸化膜耐圧の測定を行う。そして、得られた酸化膜耐圧測定の結果と、インゴットの引き上げ速度および急速熱処理における熱処理温度との関係を求める。例えば、酸化膜の真性故障モードであるＣモードの良品率において、ある一定の基準を設けて、該基準に達したサンプルウエーハの場合の引き上げ速度および熱処理温度の条件と、逆に基準に達しなかった場合の条件とが判別できるように関係を求めると良い。これは、目的に沿って、上記引き上げ速度、熱処理温度、酸化膜耐圧測定の結果の関係が判るようなものであれば良く、その形式等限定されるものではない。

このようにして求めた前記関係に基づいて、急速熱処理後に径方向の全面がＮ領域になるような引き上げ速度および熱処理温度の条件を決定し、さらに、該引き上げ速度および熱処理温度の条件にしたがって新たにシリコン単結晶インゴットの引き上げおよびインゴットから切り出したウエーハに急速熱処理を施してシリコン単結晶ウエーハを製造する。

以上のような製造方法によって、ＲＴＰにより空孔が注入され、欠陥分布がシフトしたとしても、確実に急速熱処理後に径方向の全面がＮ領域になるようなシリコンウエーハを製造することが可能となる。たとえば、インゴットから切り出したウエーハに、もともとウエーハに存在する空孔と、急速熱処理で新たに注入される空孔との総和が飽和濃度以上になる可能性があるＮｖ領域が存在する場合であっても、飽和濃度以上にさせず、Ｎ領域に留まらせることのできる（すなわち、図６において、Ｖ−ｒｉｃｈ領域（ＲＴＰ後）ではなく、Ｎｖ領域（ＲＴＰ後）とすることができる）熱処理温度を上記関係から求めて決定して製造することができる。このように、たとえ急速熱処理前のウエーハがＮｖ領域のものであっても、空孔が凝集して空孔型のＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥となるのを未然に防止することができるため、Ｎｖ領域のウエーハを材料として用いることができる。その結果、インゴットから切り出して材料とすることのできる範囲を拡げることができ、かつ酸化膜耐圧特性のようなデバイス特性の低下を確実に抑制することができるため、歩留りや生産性を向上し、効率良く高品質のシリコン単結晶ウエーハを製造することができる。さらには、酸素析出熱処理を施した時に、表層領域にＤＺ層を、バルク領域にＢＭＤを十分に形成することのできる良質のシリコン単結晶ウエーハとすることができる。

特に、インゴットを引き上げるときに、径方向の全面がＮｉ領域となる引き上げ速度で引き上げると良い。このとき、インゴットから切り出したシリコンウエーハは全面がＮｉ領域となり、急速熱処理前の空孔が存在せず（すなわちＣｖ１＝０とみなすことができる）、格子間シリコン型点欠陥のみ存在するため、急速熱処理後の空孔濃度Ｃｖｅは、Ｃｖ１＝０より、
Ｃｖｅ ＝ Ｃｖ２ − Ｃｉ１
で与えられる。実験を繰り返して詳細に検討した結果、この場合にはＣｖｅは急速熱処理の保持温度を例えば１２７０℃としても過飽和にはならないことを本発明者は発見した。したがって、径方向の全面がＮｉ領域であるウエーハを材料として用いた場合、所望のＢＭＤが得られるように急速熱処理における条件を設定すれば良いため、極めて効率良く簡単に高品質のシリコンウエーハを得ることが可能である。

こうして本発明において、急速熱処理の熱処理温度（最高保持温度）と引き上げ速度と酸化膜耐圧の関係を求めた１例が図８である。引き上げ速度と欠陥分布の関係は図１と同じものである。
図８において、酸化膜の真性故障モードであるＣモードの良品率が９６％より上を○、９３％より上で９６％以下を△、９３％以下を×で示している。
図８から明白なように、引き上げ速度が０．５６ｍｍ／ｍｉｎ以下の場合、すなわち径方向の全面がＮｉ領域のウエーハの場合は急速熱処理の熱処理温度とは無関係にいずれも酸化膜の信頼性は良好である。
引上げ速度が０．５７以上０．５９ｍｍ／ｍｉｎ以下の場合、すなわちウエーハにＮｖ領域が存在する場合は、ウエーハ全面がＮ領域であるにもかかわらず、引上げ速度が大きくなるほど、急速熱処理の保持温度がより低温で酸化膜の信頼性が低下し始めていることが分かる。
これは前述したように、引上げ速度が大きいほどＮｖ領域の中でもＯＳＦ領域に近い領域であり、この領域では、急速熱処理前のシリコンウエーハ中に存在する空孔濃度が高く、急速熱処理後の正味の空孔濃度の過飽和度が、Ｎｉ領域に近いＮｖ領域の部分と比較して高く、点欠陥が凝集して欠陥となり易いからである。また、急速熱処理の最高温度が高いほど、注入される空孔濃度が高くなるため、同様の理由により点欠陥の凝集がより発生しやすいためと理解することができる。

このように、この図８の上記三者の関係を予め求め、これに基づいて、急速熱処理後の径方向の全面がＮ領域となるように、引き上げ速度および熱処理温度を決定してシリコン単結晶ウエーハの製造を行えば、確実に所望のシリコンウエーハを得ることができる。具体的には、図８において○の結果となった条件でインゴットを引き上げて、切り出したウエーハに○の結果となる条件で急速熱処理を施した。その結果、それぞれのウエーハに酸化膜耐圧の測定を行ったところ、いずれも上記良品率が９６％よりも上となり、○の結果を得ることができた。
そして、さらにこれらの急速熱処理後のウエーハに対して酸素析出熱処理を施したところ、表層領域にＤＺ層を有し、バルク領域にＢＭＤが形成されて、ゲッタリング能力を十分に備えた良好なウエーハを得ることができた。

以上のように、本発明のシリコン単結晶ウエーハの製造方法のように、上記のような予備試験をまず行い、引き上げ速度および熱処理温度と酸化膜耐圧の測定結果との関係を求め、その関係に基づいて製造を行えば、急速熱処理を施した後であっても酸化膜耐圧特性を低下させることのない高品質のシリコン単結晶ウエーハを効率良く、歩留り高く製造することができる。
そしてこのウエーハ内部では、上記急速熱処理によって良好な酸素析出物プロファイルが形成されており、酸素析出熱処理あるいは後のデバイス工程等での熱処理によって、ウエーハ表層領域ではＤＺ層が維持されるとともに、バルク領域にＢＭＤが形成され、高いゲッタリング能力を有するウエーハとすることができる。

以下、本発明を実施例及び比較例によりさらに詳細に説明するが、本発明はこれに限定されない。
（比較例）
従来より使用されているものと同様の単結晶引上げ装置を用い、直径が２１０ｍｍになるように制御しながら、引き上げ速度を０．５７ｍｍ／ｍｉｎとしてシリコン単結晶インゴットの育成を行って、該インゴットからウエーハを半径方向に切り出し、ウエーハ加工を行った。
なお、インゴット引き上げのとき、窒素を１×１０^１１ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３の濃度でドープした。また切り出したウエーハの酸素濃度は１２ｐｐｍ（ＪＥＩＤＡ）であった。
このウエーハを市販の急速熱処理装置（Ｓｔｅａｇ社製ＡＳＴ−２８００）を用いて、ＮＨ_３流量０．５ｌ／ｍｉｎとＡｒ流量４ｌ／ｍｉｎの混合雰囲気下において、５０℃／秒の昇温速度で室温より急速昇温し、１２００℃で１０秒間保持した後、５０℃／秒の降温速度で急速冷却した。そして、この後、ウエーハ表面に厚さ２５ｎｍのゲート酸化膜を形成後、酸化膜耐圧を測定した。

比較例の酸化膜耐圧測定の結果を図９に示す。図９に示すように、ウエーハの中心部で酸化膜耐圧が低下している。このウエーハにはＮｖ領域とＮｉ領域とが混在しており、Ｎｖ領域はウエーハ中心から半径７０ｍｍの同心円内の範囲であり、その外側がＮｉ領域となっている。図９から判るように酸化膜耐圧の低下はウエーハ中心から３０〜４０ｍｍ程度の範囲で発生しており、Ｎｖ領域全体ではなく、Ｎｖ領域の中心部だけで発生していることが判る。

このウエーハはシリコン単結晶インゴットの半径方向に切り出されたウエーハであり、ウエーハ面内でインゴットの引き上げ速度Ｖは同一である。しかしながら、シリコン融点から１３００℃までの温度範囲における引き上げ軸方向の結晶内温度勾配の平均値Ｇ（℃／ｍｍ）はインゴットの中心では小さく、周辺にむかって大きくなる。このため引上げ速度が同一でもＶ／Ｇはウエーハ中心部ほど大きくなり、ウエーハ中心に近いほど、同じＮｖ領域の中でもＯＳＦ領域に近い領域となる。このように、比較例のウエーハのＮｖ領域の中心領域は、インゴットの段階ではＶａの凝集は発生しないが、ＯＳＦ領域に近い部分であり、急速熱処理前のシリコンウエーハ中に存在する空孔濃度が高く、急速熱処理後の正味の空孔濃度の過飽和度が、Ｎｉ領域に近いＮｖ領域（すなわちウエーハのＮｖ領域の外周付近）と比較して高くなっており、空孔が凝集しやすく、欠陥が発生し易い。すなわち、全面Ｎ領域のウエーハを用いてＲＴＰ処理しているにもかかわらず、ウエーハ中心で耐圧の悪い領域が生じたことになる。

（実施例）
次に、比較例に使用したものと同様の単結晶引上げ装置を用い、以下のような予備試験を行った。直径が２１０ｍｍになるように制御しながら、引き上げ速度を０．７ｍｍ／ｍｉｎから０．５ｍｍ／ｍｉｎまで連続して低下させてシリコン単結晶インゴットの育成を行った。この場合の引き上げ軸に平行な断面の欠陥分布は図１のようになった。そして、このインゴットからウエーハを半径方向に切り出し、ウエーハ加工を行った。

切り出したウエーハのうち、以下に代表的な欠陥発生部位を有するものを示す。
この単結晶インゴットにおいて、図１のＡ−Ａの位置から切り出したウエーハは図２（ａ）に示すように全面Ｎｖ領域のウエーハ（以下Ｎｖウエーハという）となった。また、図２（ｂ）は図１のＢ−Ｂの位置から切り出したウエーハを示しており、ウエーハ中心部にＮｖ領域があり、該Ｎｖ領域の周りのウエーハ外周部にＮｉ領域からなるウエーハ(以下ＮｖＮｉ混在ウエーハという)となっている。そして、図２（ｃ）は図１のＣ−Ｃから切り出したウエーハを示しており、ウエーハ全面がＮｉ領域からなるウエーハ（以下Ｎｉウエーハという）が得られた。

なお、比較例と同様に、インゴット引き上げのとき、窒素を１×１０^１１ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３の濃度でドープした。また切り出したウエーハの酸素濃度は１２ｐｐｍ（ＪＥＩＤＡ）であった。
これらのＡ−Ａ、Ｂ−Ｂ、Ｃ−Ｃから切り出したウエーハを比較例と同様の急速熱処理装置を用いて、ＮＨ_３流量０．５ｌ／ｍｉｎとＡｒ流量４ｌ／ｍｉｎの混合雰囲気下において、５０℃／秒の昇温速度で室温より急速昇温し、予め求めた急速熱処理の熱処理温度、引き上げ速度および酸化膜耐圧の関係から最高温度をそれぞれ、１１５０℃、１１７０℃、１２００℃で１０秒間保持した後、５０℃／秒の降温速度で急速冷却した。そして、この後、ウエーハ表面に厚さ２５ｎｍのゲート酸化膜を形成した後、酸化膜耐圧を測定した。その結果、全面ＮｖであるＡ−Ａのウエーハを含めて、すべてのウエーハの酸化膜耐圧の結果が○であった。

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。

シリコン単結晶インゴットを育成したときの引き上げ速度と欠陥分布の関係の一例を示す概略説明図である。 シリコン単結晶インゴットを半径方向に切り出したウエーハの面内欠陥分布を示す概略図である。 Ｖ／ＧとＶａ濃度およびＩ濃度の関係を示す概略説明図である。 酸素析出熱処理後に形成されたＢＭＤの深さ方向における濃度分布の一例を示す概略図である（ＲＴＰ雰囲気：Ａｒガス単体）。 酸素析出熱処理後に形成されたＢＭＤの深さ方向における濃度分布の他の一例を示す概略図である（ＲＴＰ雰囲気：Ｎ_２／Ａｒ混合ガス）。 ＲＴＰ処理前とＲＴＰ処理後のＶ／ＧとＶａ濃度およびＩ濃度の関係を示す概略説明図である。 空孔濃度と析出熱処理後のＢＭＤとの関係を示すグラフである。 急速熱処理の熱処理温度と引き上げ速度と酸化膜耐圧の関係を示す図である。 比較例の酸化膜耐圧測定の結果を示す面内欠陥分布の概略図である。

Claims (6)

1. チョクラルスキー法によりシリコン単結晶インゴットを引き上げ、該シリコン単結晶インゴットから切り出したウエーハに急速熱処理を行うシリコン単結晶ウエーハの製造方法であって、予め、引き上げ速度を変えて引き上げた前記シリコン単結晶インゴットから切り出したウエーハに、熱処理温度を変えて急速熱処理を行い、該急速熱処理後に酸化膜耐圧測定を行って、前記引き上げ速度および前記熱処理温度と前記酸化膜耐圧測定の結果との関係を求め、該関係に基づき、前記急速熱処理後に径方向の全面がＮ領域になるように、前記シリコン単結晶インゴットを育成するときの引き上げ速度および前記急速熱処理における熱処理温度の条件を決定して、前記シリコン単結晶インゴットの引き上げおよび前記急速熱処理を行ってシリコン単結晶ウエーハを製造することを特徴とするシリコン単結晶ウエーハの製造方法。
2. 前記シリコン単結晶インゴットを、径方向の全面がＮｉ領域となる引き上げ速度で引き上げることを特徴とする請求項１に記載のシリコン単結晶ウエーハの製造方法。
3. 前記シリコン単結晶インゴットを引き上げるときに、１×１０^１１〜１×１０^１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３の濃度の窒素および／または１×１０^１６〜１×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３の濃度の炭素をドープすることを特徴とする請求項１または請求項２に記載のシリコン単結晶ウエーハの製造方法。
4. 前記シリコン単結晶インゴットを引き上げるときに、８ｐｐｍ以上１５ｐｐｍ以下の濃度の酸素をドープすることを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか一項に記載のシリコン単結晶ウエーハの製造方法。
5. 前記急速熱処理を、非酸化性雰囲気下で行うことを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか一項に記載のシリコン単結晶ウエーハの製造方法。
6. 前記急速熱処理において、熱処理温度を１１００℃以上１３００℃以下とすることを特徴とする請求項１から請求項５のいずれか一項に記載のシリコン単結晶ウエーハの製造方法。
   

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