JP2007194232A - シリコン単結晶ウエーハの製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】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、デバイス工程の熱処理のより早い段階でゲッタリングサイトとして機能する酸素析出物がバルク領域内に十分な量を確保できるシリコンウエーハを安価に製造することのできる製造方法を提供する。
【解決手段】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径方向の全面がN領域の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、前記急速熱処理の後に、熱処理温度が800〜1100℃、熱処理時間が2時間以下の範囲内で、少なくとも、前記急速熱処理により注入された点欠陥である空孔が拡散する距離が、800℃で30分の熱処理により拡散する距離よりも長くなるように、前記熱処理温度および前記熱処理時間を調整して熱処理を行うことにより、空孔型欠陥を消滅させるシリコン単結晶ウエーハの製造方法。
【選択図】図5
【解決手段】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径方向の全面がN領域の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、前記急速熱処理の後に、熱処理温度が800〜1100℃、熱処理時間が2時間以下の範囲内で、少なくとも、前記急速熱処理により注入された点欠陥である空孔が拡散する距離が、800℃で30分の熱処理により拡散する距離よりも長くなるように、前記熱処理温度および前記熱処理時間を調整して熱処理を行うことにより、空孔型欠陥を消滅させるシリコン単結晶ウエーハの製造方法。
【選択図】図5
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。
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。
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。
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をウエーハに切り出し、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。
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をウエーハに切り出し、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。
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、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Grown−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シリコン型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。
V−Rich領域は、V/Gが(V/G)v以上であり、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Grown−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シリコン型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7〜10×1017atoms/cm3(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、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、シリコンウエーハをN2またはNH3等の窒化物形成雰囲気、あるいはこれらのガスとAr、H2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RTP処理とは、シリコンウエーハをN2またはNH3等の窒化物形成雰囲気、あるいはこれらのガスとAr、H2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N2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。
まず、RTP処理では、例えばN2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。
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が、最近のデバイスプロセスは低温化/短時間化が顕著であり、RTP処理したウエーハにおいても、デバイスプロセス中にBMDを形成することは困難になりつつあり、問題となってきている。
この対策としてはRTP処理後に析出熱処理を施して、酸素析出核を成長/安定化させることにより、デバイス工程で十分なBMDを形成することができる。しかし、例えば特許文献3に開示されているように、長時間の熱処理を要し、ウエーハ製造コストの増大を招くといった問題があった。
この対策としてはRTP処理後に析出熱処理を施して、酸素析出核を成長/安定化させることにより、デバイス工程で十分なBMDを形成することができる。しかし、例えば特許文献3に開示されているように、長時間の熱処理を要し、ウエーハ製造コストの増大を招くといった問題があった。
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欠陥について言えば、表面の極浅い領域ではRTP処理で消滅させることはできるが、それより深い領域ではGrown−in欠陥が存在したままの状態となり、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もあった。
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処理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。
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、デバイス工程の熱処理のより早い段階でゲッタリングサイトとして機能する酸素析出物がバルク領域内に十分な量を確保できるシリコンウエーハを安価に製造することの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径方向の全面がN領域の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、前記急速熱処理の後に、熱処理温度が800〜1100℃、熱処理時間が2時間以下の範囲内で、少なくとも、前記急速熱処理により注入された点欠陥である空孔が拡散する距離が、800℃で30分の熱処理により拡散する距離よりも長くなるように、前記熱処理温度および前記熱処理時間を調整して熱処理を行うことにより、空孔型欠陥を消滅させ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、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、該インゴットから切り出した径方向の全面がN領域のウエーハに急速熱処理を行い、その後に、この径方向の全面がN領域のウエーハに熱処理温度が800〜1100℃、熱処理時間(保持時間)が2時間以下の範囲内で熱処理を施す。この熱処理を、少なくとも、前記急速熱処理により注入された点欠陥である空孔が拡散する距離が、800℃で30分の熱処理により拡散する距離よりも長くなるように、前記熱処理温度および前記熱処理時間を調整して行うことにより、表層の空孔濃度が低下し、その結果、空孔型欠陥を消滅させることが可能である。このように、急速熱処理で発生した空孔型欠陥を短時間の熱処理によって簡単に消滅させることができるので、コストをかけずにN領域全域が材料として使用可能になり、収率を向上することができる。同時に、上記短時間の熱処理によってバルク領域の酸素析出核を成長/安定させることができるので、近年の低温化・短時間化したデバイスプロセス中であっても十分にBMDを形成することが可能になる。したがって、表層領域にDZ層が形成され、バルク領域にはゲッタリングサイトとなる酸素析出物が十分に形成された高品質のシリコン単結晶ウエーハを安価に得ることができる。
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Nv領域となるように引き上げることができる(請求項2)。
上述のように、従来では、前記シリコン単結晶インゴットを、径方向の全面が特にNv領域となるように引き上げて、径方向の全面がNv領域のウエーハを切り出して材料とした場合、RTP後のウエーハではデバイス特性が低下してしまう場合があった。しかしながら、本発明によれば、たとえ径方向の全面がNv領域になるようにインゴットを引き上げた場合であっても、切り出した径方向の全面がNv領域のウエーハにおいてRTP後に発生した空孔型欠陥を効果的に消滅させることができるため、デバイス特性が低下するのを防止することができる。したがって、Nv領域を含めたN領域全域を材料として用いることができ、生産効率を向上することができる。しかも、Nv領域は酸素析出し易いのでゲッタリング能力も高い。
上述のように、従来では、前記シリコン単結晶インゴットを、径方向の全面が特にNv領域となるように引き上げて、径方向の全面がNv領域のウエーハを切り出して材料とした場合、RTP後のウエーハではデバイス特性が低下してしまう場合があった。しかしながら、本発明によれば、たとえ径方向の全面がNv領域になるようにインゴットを引き上げた場合であっても、切り出した径方向の全面がNv領域のウエーハにおいてRTP後に発生した空孔型欠陥を効果的に消滅させることができるため、デバイス特性が低下するのを防止することができる。したがって、Nv領域を含めたN領域全域を材料として用いることができ、生産効率を向上することができる。しかも、Nv領域は酸素析出し易いのでゲッタリング能力も高い。
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、1×1011〜1×1015atoms/cm3の濃度の窒素および/または1×1016〜1×1017atoms/cm3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1×1011atoms/cm3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、1×1015atoms/cm3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1×1016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、1×1017atoms/cm3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。
このように、窒素を1×1011atoms/cm3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、1×1015atoms/cm3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1×1016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、1×1017atoms/cm3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以上とすれば、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。
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以上とすれば、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N2、NH3、NO、N2O、N2O2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H2、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。
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N2、NH3、NO、N2O、N2O2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H2、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。
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、急速熱処理後に発生する欠陥を、その後の熱処理で消滅させるとともに、デバイスプロセス中にウエーハのバルクには安定した酸素析出核を形成することができる。また、材料として使用できる結晶領域をN領域全域とすることができ、収率を向上することができる。そして、デバイス活性領域となるウエーハの表層領域に欠陥の存在しないDZ層を確保すると同時に、デバイス工程のより早い段階で、ゲッタリングサイトとして機能する酸素析出物をバルク領域内に十分に形成できる高品質のシリコン単結晶ウエーハをコストをかけずに製造することができる。
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、RTP処理をウエーハに施すことにより、新たにVaを注入して所望のDZ層やBMDプロファイルを得る方法が挙げられる。しかし、最近のデバイスプロセスの低温化/短時間化に伴い、デバイスプロセス中にBMDを形成することは困難であり、従来では、酸素析出熱処理によって酸素析出核を成長/安定化させていたが、この熱処理は長時間を要し、ウエーハ製造コストの増大を招いてしまっていた。
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、RTP処理をウエーハに施すことにより、新たにVaを注入して所望のDZ層やBMDプロファイルを得る方法が挙げられる。しかし、最近のデバイスプロセスの低温化/短時間化に伴い、デバイスプロセス中にBMDを形成することは困難であり、従来では、酸素析出熱処理によって酸素析出核を成長/安定化させていたが、この熱処理は長時間を要し、ウエーハ製造コストの増大を招いてしまっていた。
そこで例えば、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。
ここで、まず、この酸化膜耐圧低下の原因について述べる。この原因は明確ではないが、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4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4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4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。
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。
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。
そして、本発明者が、このRTP後のVaが凝集した空孔型欠陥についてさらに調査を行ったところ、この空孔型欠陥はサイズが極めて小さく、短時間の熱処理で簡単に消滅させることができることを見出し、本発明を完成させた。
以上のような研究から得られた本発明のシリコン単結晶ウエーハの製造方法では、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径方向の全面がN領域のウエーハに急速熱処理を施し、さらにその後、急速熱処理によって発生した空孔型欠陥を消滅させるために、熱処理温度が800〜1100℃、熱処理時間が2時間以下の範囲の熱処理を行う。
なお、本発明の製造方法は、引上げ装置や急速熱処理装置等は従来と同様のものを使用して行うことができる。
なお、本発明の製造方法は、引上げ装置や急速熱処理装置等は従来と同様のものを使用して行うことができる。
まず、上記シリコン単結晶インゴットのチョクラルスキー法による引き上げにおいて、この引き上げたシリコン単結晶インゴットから径方向の全面がN領域のウエーハを切り出せるように、例えば引き上げ速度を適当に調整してV/Gを制御し、シリコン単結晶インゴット内部の欠陥領域が目的に沿った分布となるように引き上げを行う。このV/G等の制御方法は特に限定されるものではない。上記のように引き上げ速度を調整したり、あるいは炉内構造を変化させたりすることにより制御すれば良く、インゴットから上記のN領域のウエーハを切り出すことができれば良い。
このとき、本発明では、径方向の全面が、点欠陥である空孔が優勢な領域であるNv領域になるように引き上げを行うことができる。図4を参照して説明したように、Nv領域、特にはOSF領域に近いほうのNv領域では空孔の濃度が高く、このようなウエーハに急速熱処理を施すと、急速熱処理によって新たに空孔が注入され、たとえ急速熱処理前がN領域であっても、空孔が凝集してCOP等の空孔型のGrown−in欠陥を形成する場合がある。
しかしながら、このように急速熱処理によって発生した空孔型欠陥はサイズが極めて小さいために、本発明のような熱処理をRTP処理後に行うことによって、空孔を拡散させることにより、表層の空孔濃度が低下し、その結果、空孔型欠陥を消滅させることができる。したがって、デバイス特性が低下するのを効果的に防止することができ、すなわち、材料としてNv領域のものを有効に使用することができるため、収率が向上し、歩留り・生産性を改善することが可能である。
しかしながら、このように急速熱処理によって発生した空孔型欠陥はサイズが極めて小さいために、本発明のような熱処理をRTP処理後に行うことによって、空孔を拡散させることにより、表層の空孔濃度が低下し、その結果、空孔型欠陥を消滅させることができる。したがって、デバイス特性が低下するのを効果的に防止することができ、すなわち、材料としてNv領域のものを有効に使用することができるため、収率が向上し、歩留り・生産性を改善することが可能である。
また、前記シリコン単結晶インゴットを引上げる時、1×1011〜1×1015atoms/cm3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1×1016〜1×1017atoms/cm3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。
あるいは、炭素を1×1016〜1×1017atoms/cm3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N2、NH3、NO、N2O、N2O2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、H2、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。
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N2、NH3、NO、N2O、N2O2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、H2、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。
なお、この急速熱処理における熱処理温度は、例えば1100℃以上とすることによって、ゲッタリングサイトとなる酸素析出物を形成しやすくすることができる。また、例えば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し、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。
以上のようにして、シリコン単結晶インゴットから得た径方向の全面がN領域のウエーハに対して急速熱処理を行った後、本発明ではさらに熱処理を施す。
上述したように、この熱処理は急速熱処理によって発生した空孔型欠陥を消滅させるために行うものである。具体的には、熱処理温度が800〜1100℃、熱処理時間が2時間以下の範囲内の熱処理であって、少なくとも、前記急速熱処理により注入された点欠陥である空孔が拡散する距離が、800℃で30分の熱処理により拡散する距離よりも長くなるように、前記熱処理温度および前記熱処理時間を調整して行うものである。
上述したように、この熱処理は急速熱処理によって発生した空孔型欠陥を消滅させるために行うものである。具体的には、熱処理温度が800〜1100℃、熱処理時間が2時間以下の範囲内の熱処理であって、少なくとも、前記急速熱処理により注入された点欠陥である空孔が拡散する距離が、800℃で30分の熱処理により拡散する距離よりも長くなるように、前記熱処理温度および前記熱処理時間を調整して行うものである。
上記の急速熱処理により点欠陥である空孔が凝集して形成された空孔型欠陥において、熱処理温度が800℃未満の場合では、空孔は拡散し難く、そのため空孔型欠陥を消滅させるには長時間を要してしまう。このようなことから、熱処理に費やすコストが増大するのを抑制し、効率良く空孔型欠陥を消滅させるため、熱処理の温度を800℃以上とする必要がある。さらに、熱処理温度が800℃の場合、空孔の拡散距離を十分とし、空孔型欠陥を確実に消滅させるには、熱処理時間を少なくとも30分以上設ける必要がある。
そして、空孔の拡散定数は高温ほど大きくなることから、800℃より高温で熱処理を行う場合は、拡散距離が、上記のように800℃で30分保持した場合の拡散距離よりも長くなるような熱処理温度と熱処理時間に調整して行えば良い。
ただし、熱処理炉の投入温度は通常800℃以下であり、投入後は、例えば5℃/minで目的とする熱処理温度まで昇温し、一定時間保持した後、例えば700℃程度まで5℃/min程度の降温速度で降温させるため、熱処理温度の高温化により保持時間の短時間化の効果が得られる一方で、昇温/降温時間の延長による影響が大きくなってしまい、結果として、投入から熱処理後の取り出しまでのトータルの熱処理時間が延びてしまい、コストの増大を招く可能性がある。
ただし、熱処理炉の投入温度は通常800℃以下であり、投入後は、例えば5℃/minで目的とする熱処理温度まで昇温し、一定時間保持した後、例えば700℃程度まで5℃/min程度の降温速度で降温させるため、熱処理温度の高温化により保持時間の短時間化の効果が得られる一方で、昇温/降温時間の延長による影響が大きくなってしまい、結果として、投入から熱処理後の取り出しまでのトータルの熱処理時間が延びてしまい、コストの増大を招く可能性がある。
したがって、これらのコスト面や高温化による効果等から総合的に判断した結果、最高温度は1100℃とするのが望ましく、上記のように、本発明の上記熱処理における熱処理温度を800〜1100℃とする。さらに好ましい熱処理温度の範囲は、900℃以上1000℃未満である。また、同様の理由で熱処理時間を2時間以内とする。このように短時間で十分に空孔型欠陥を消滅できる。また、1100℃で2時間以下であれば、当該熱処理によりウエーハを金属汚染させてしまう恐れもない。
このような温度・時間の範囲により、急速熱処理によって空孔を十分に拡散させて、効率良くコストを必要以上にかけることなく空孔型欠陥を消滅させることが可能である。
また、同時に酸素析出核を成長/安定化させることができ、近年の短時間化・低温化したデバイスプロセスであっても、バルク領域に十分な量のBMDを形成することが可能である。
このような温度・時間の範囲により、急速熱処理によって空孔を十分に拡散させて、効率良くコストを必要以上にかけることなく空孔型欠陥を消滅させることが可能である。
また、同時に酸素析出核を成長/安定化させることができ、近年の短時間化・低温化したデバイスプロセスであっても、バルク領域に十分な量のBMDを形成することが可能である。
以上のような本発明のシリコン単結晶ウエーハの製造方法によって、上述したように、N領域の全域(特にはNv領域)にわたって、材料として使用することができるので歩留りや生産性を向上することが可能である。すなわち、全面N領域のウエーハを用いRTP処理した時に、空孔が注入されて空孔型欠陥が発生したとしても、その後の熱処理でこの空孔型欠陥を消滅させ、Grown−in欠陥のない、高耐圧のウエーハとすることができる。このとき、デバイス活性領域である表層領域に十分な厚さのDZ層が形成され、急速熱処理後であってもデバイス特性が低下するのを効果的に防止することのできる高品質のシリコン単結晶ウエーハを、コストを抑えて安価に得ることができる。同時に、バルク中に酸素析出核を成長/安定させることができるため、近年の短時間化・低温化したデバイス工程でも十分な量のBMDを形成することのでき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。
(実施例1・比較例1)
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0.7mm/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インゴットの断面の欠陥分布は図1のようになった。
(実施例1・比較例1)
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0.7mm/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インゴットの断面の欠陥分布は図1のようになった。
そこで、同一のホットゾーンの単結晶引き上げ装置を用いて、引き上げ速度が0.595mm/min(図1のA−Aの位置)になるように制御しながらシリコン単結晶インゴットを引上げ、径方向に切り出しウエーハを準備した。このウエーハの欠陥分布は図2(a)に示すように全面Nv領域である(以下Nvウエーハという)。
また、引き上げ速度が0.57mm/min(図1のB−Bの位置)になるように制御しながらシリコン単結晶インゴットを引上げ、径方向に切り出しウエーハを準備した。このウエーハの欠陥分布は図2(b)に示すように、ウエーハ中心部にNv領域があり、ウエーハの外周部はNi領域となっている(以下NvNi混合ウエーハという)。
なお、インゴット引き上げのとき、窒素を1×1011atoms/cm3の濃度でドープした。また切り出したそれぞれのウエーハの酸素濃度は12ppm(JEIDA)であった。
また、引き上げ速度が0.57mm/min(図1のB−Bの位置)になるように制御しながらシリコン単結晶インゴットを引上げ、径方向に切り出しウエーハを準備した。このウエーハの欠陥分布は図2(b)に示すように、ウエーハ中心部にNv領域があり、ウエーハの外周部はNi領域となっている(以下NvNi混合ウエーハという)。
なお、インゴット引き上げのとき、窒素を1×1011atoms/cm3の濃度でドープした。また切り出したそれぞれのウエーハの酸素濃度は12ppm(JEIDA)であった。
これら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、NH3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、1160〜1200℃の最高温度で10秒間保持した後、50℃/秒の降温速度で急速冷却した。その後、N2雰囲気下で800℃で1時間熱処理を施したもの(実施例1)と、実施例1のようなRTP処理後の熱処理を施さずそのままのもの(比較例1)とに分け、それぞれ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(TDDB)を測定した。
上記実施例1および比較例1の結果として、急速熱処理の熱処理温度と酸化膜耐圧(酸化膜の真性故障モードであるCモードの良品率)との関係を図5および表1に示す。
上記実施例1および比較例1の結果として、急速熱処理の熱処理温度と酸化膜耐圧(酸化膜の真性故障モードであるCモードの良品率)との関係を図5および表1に示す。
図5、表1から判るように、まず、実施例1では、NvウエーハおよびNvNi混合ウエーハの上記良品率は、急速熱処理における熱処理温度にかかわらず98〜100%で同程度の高い値を示している。
一方、比較例1では、NvウエーハおよびNvNi混合ウエーハの双方の場合において、急速熱処理の熱処理温度が高温になるほど良品率は低くなっている。さらに、NvウエーハとNvNi混合ウエーハの良品率を比較すると、Nvウエーハのほうが低い値となっている。
一方、比較例1では、NvウエーハおよびNvNi混合ウエーハの双方の場合において、急速熱処理の熱処理温度が高温になるほど良品率は低くなっている。さらに、NvウエーハとNvNi混合ウエーハの良品率を比較すると、Nvウエーハのほうが低い値となっている。
そして、実施例1と比較例1とを比べると、急速熱処理の熱処理温度が1160℃の場合では、良品率はいずれも同程度であるが、熱処理温度が高くなるにつれて差が出始め、熱処理温度が1200℃の場合では比較例1に比べて実施例1のほうが著しく高い値となっている。具体的には、1200℃の場合、実施例1ではNvウエーハが100%、NvNi混合ウエーハが99%であり、比較例1ではNvウエーハが88%、NvNi混合ウエーハが93%となっており、実施例1と比較例1とで大きな差が生じている。
このように、急速熱処理における熱処理温度が高温化しても、実施例1で酸化膜耐圧が低下せずに、比較例1に比べて高い値を維持できているのは以下のような理由によるものと思われる。
上述したように、ウエーハにRTP処理を施すとウエーハ表面からVaが注入される。このため、材料としてN領域のウエーハ、特にはNvウエーハを用いる場合、上記のVa注入によって、点欠陥である空孔が凝集し、空孔型欠陥を形成する可能性が高い。そして、このようにしてウエーハの表層領域に空孔型欠陥が形成されることにより、酸化膜耐圧の低下が発生してしまう。
上述したように、ウエーハにRTP処理を施すとウエーハ表面からVaが注入される。このため、材料としてN領域のウエーハ、特にはNvウエーハを用いる場合、上記のVa注入によって、点欠陥である空孔が凝集し、空孔型欠陥を形成する可能性が高い。そして、このようにしてウエーハの表層領域に空孔型欠陥が形成されることにより、酸化膜耐圧の低下が発生してしまう。
しかしながら、実施例1のように、本発明では急速熱処理後に800〜1100℃、2時間以内の熱処理を施し、効率良く急速熱処理により注入した空孔を拡散させることにより、表層の空孔濃度が低下し、その結果、効果的に空孔型欠陥を消滅させることが可能である。したがって、酸化膜耐圧もほとんど低下することがない。図5に示すように、実施例1における良品率はいずれも高く、上記の短時間の熱処理によって回復していることが判る。なお、急速熱処理後の上記熱処理は、上記したように800℃で1時間行ったものであり、RTP処理で注入した空孔が拡散する距離が、800℃で30分の熱処理を施したときに拡散する距離よりも長い。
一方で、比較例1では、実施例1とは異なり、上記熱処理を急速熱処理後に施していないので、急速熱処理でVaの注入により新たに発生した空孔型欠陥が表層領域にそのまま存在しており、酸化膜耐圧が実施例1に比べて低下してしまっているものと考えられる。
なお、急速熱処理における熱処理温度が高いほど上記Vaの注入濃度は高くなるため、酸化膜耐圧の低下の度合いは大きくなり、図5に示すように実施例1と比較例1との良品率の差はひらいていく。
さらに、NvNi混合ウエーハに対してNvウエーハのほうが、単結晶引き上げ時の速度が大きく、よりOSF領域に近い領域であり、ウエーハ中のVa濃度もより高いため、急速熱処理中のVa注入によって、空孔が凝集して空孔型欠陥を形成する割合は高くなる。NvNi混合ウエーハよりも、Nvウエーハのほうが良品率が低い結果となっているのはこのためである。
なお、急速熱処理における熱処理温度が高いほど上記Vaの注入濃度は高くなるため、酸化膜耐圧の低下の度合いは大きくなり、図5に示すように実施例1と比較例1との良品率の差はひらいていく。
さらに、NvNi混合ウエーハに対してNvウエーハのほうが、単結晶引き上げ時の速度が大きく、よりOSF領域に近い領域であり、ウエーハ中のVa濃度もより高いため、急速熱処理中のVa注入によって、空孔が凝集して空孔型欠陥を形成する割合は高くなる。NvNi混合ウエーハよりも、Nvウエーハのほうが良品率が低い結果となっているのはこのためである。
図6は、比較例1におけるNvNi混合ウエーハのTDDB測定結果の一例を示したものである。
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6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6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の濃度が高く、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、Grown−in欠陥が発生し易い。
また、実施例1と比較例1のウエーハに対し、N2雰囲気のもと、熱処理温度900℃、熱処理時間10時間の酸素析出熱処理を施し、バルク中のBMD密度を測定した。
この結果、実施例1のウエーハではBMD密度は平均して7×109個/cm3であり、比較例1のウエーハでは4×107個/cm3であり、実施例1のほうが著しく高かった。これは、実施例1のようにRTP処理後に800〜1100℃、2時間以内の熱処理を施すことによって、ウエーハのバルク中に酸素析出物のクラスターが成長して安定した酸素析出核が形成されたことに起因する。本発明の製造方法によって得られたウエーハは、これに上記のような酸素析出熱処理を施した場合、より多くのBMDがいち早く形成される。
この結果、実施例1のウエーハではBMD密度は平均して7×109個/cm3であり、比較例1のウエーハでは4×107個/cm3であり、実施例1のほうが著しく高かった。これは、実施例1のようにRTP処理後に800〜1100℃、2時間以内の熱処理を施すことによって、ウエーハのバルク中に酸素析出物のクラスターが成長して安定した酸素析出核が形成されたことに起因する。本発明の製造方法によって得られたウエーハは、これに上記のような酸素析出熱処理を施した場合、より多くのBMDがいち早く形成される。
(実施例2・比較例2)
次に、実施例1に使用した引き上げ装置と同一のホットゾーンの単結晶引き上げ装置を用いて、引き上げ速度が0.595mm/min(図1のA−Aの位置)になるように制御しながらシリコン単結晶インゴットを引上げ、径方向に切り出してNvウエーハを用意し、該Nvウエーハに対して、NH3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。その後、N2雰囲気下で熱処理温度(700℃、800℃、900℃)および熱処理時間(10分、30分、60分)を変えて熱処理を施し、それぞれのウエーハに対して酸化膜耐圧測定を行った。
この結果として、図7、表2に急速熱処理後の熱処理における熱処理温度、熱処理時間、Cモード良品率の関係を示す。
なお、熱処理を施していない場合の良品率は88%であった。
次に、実施例1に使用した引き上げ装置と同一のホットゾーンの単結晶引き上げ装置を用いて、引き上げ速度が0.595mm/min(図1のA−Aの位置)になるように制御しながらシリコン単結晶インゴットを引上げ、径方向に切り出してNvウエーハを用意し、該Nvウエーハに対して、NH3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。その後、N2雰囲気下で熱処理温度(700℃、800℃、900℃)および熱処理時間(10分、30分、60分)を変えて熱処理を施し、それぞれのウエーハに対して酸化膜耐圧測定を行った。
この結果として、図7、表2に急速熱処理後の熱処理における熱処理温度、熱処理時間、Cモード良品率の関係を示す。
なお、熱処理を施していない場合の良品率は88%であった。
ここで、まず、800℃で30分の熱処理を施した場合について述べる。図7に示すように、このときの良品率は98%であり、熱処理を施していない場合に比べて十分に改善されていて、酸化膜耐圧の低下が非常に抑制された高品質のウエーハとなった。
材料として用意したNvウエーハは、図1のA−Aの位置から切り出されたウエーハに相当しており、Nv領域の中でもOSF領域に近い領域である。この領域のウエーハに急速熱処理を施して形成された結晶欠陥は、これよりも引き上げ速度の小さい場合の領域、すなわち、空孔濃度がさらに低い領域のウエーハに形成された結晶欠陥よりも大きいと考えられる。したがって、上記の領域における欠陥が消滅するということは、Nv領域全域にわたって急速熱処理により形成された空孔型欠陥を消滅させることができることを意味する。
このように、急速熱処理後に800℃で30分の熱処理を施せば、空孔型欠陥を十分に消滅させることができ、酸化膜耐圧の低下を効果的に防ぐことができる。
このように、急速熱処理後に800℃で30分の熱処理を施せば、空孔型欠陥を十分に消滅させることができ、酸化膜耐圧の低下を効果的に防ぐことができる。
ここで、熱処理時間をさらに長くすれば、空孔の拡散する距離はより長くなり、空孔型欠陥をより多く消滅させることができ、上記良品率をさらに向上することができる。図7に示すように、800℃、60分の熱処理により良品率は100%に改善されている。
また、熱処理温度を高くすれば、拡散定数も大きくなるので、より短時間の熱処理で、空孔が拡散する距離を800℃で30分の熱処理の場合と同程度に長くすることが可能である。例えば、900℃、10分の熱処理では98%に改善されている。また、900℃で30分あるいは60分の場合は、100%あるいは99%であり、同様に、酸化膜耐圧の低下がほとんどない高品質のウエーハとすることができる(以上、実施例2)。
また、熱処理温度を高くすれば、拡散定数も大きくなるので、より短時間の熱処理で、空孔が拡散する距離を800℃で30分の熱処理の場合と同程度に長くすることが可能である。例えば、900℃、10分の熱処理では98%に改善されている。また、900℃で30分あるいは60分の場合は、100%あるいは99%であり、同様に、酸化膜耐圧の低下がほとんどない高品質のウエーハとすることができる(以上、実施例2)。
一方、700℃で、10分、30分あるいは60分の熱処理や、800℃で10分の熱処理を施した場合(比較例2)では、良品率が89〜93%の範囲であり、実施例2の場合に比べて著しく低い値となっている。これらの比較例2の熱処理では、急速熱処理で形成された空孔を十分に拡散させることができないため、空孔型欠陥の消滅は不十分であり、800℃、30分の熱処理の場合と同程度の空孔型欠陥の消滅効果を得ることができない。
以上、詳述した通り、本発明のように、RTP処理後に、RTP処理で注入した空孔が拡散する距離が、800℃で30分の熱処理を施したときに拡散する距離よりも長くなるように、800〜1100℃、2時間以内の熱処理を施すことにより、急速熱処理で形成された空孔型欠陥を効率よく消滅させて、ウエーハ表層領域、すなわちデバイス活性領域を無欠陥層とすることができると同時に、バルク中には安定した酸素析出核を形成することができる。そのため、本発明のウエーハをデバイス工程に投入すると、デバイス特性の低下が効果的に抑制されたウエーハを製造することができ、さらに、たとえ短時間化・低温化した近年のデバイス工程であっても、十分な密度のBMDを形成することができ、ゲッタリング能力の高い高品質のものとすることができる。また、従来のウエーハよりも早い段階でBMDを形成することができるので、デバイス工程の早い段階から金属不純物を捕獲するゲッタリング能力を発揮することが可能である。
そして本発明は、材料として用意したウエーハが径方向の全面がN領域のものに対して有効であり、すなわち、特には、従来ではRTP処理後に酸化膜耐圧が低下することがあったNv領域のウエーハに対して有効であり、酸化膜耐圧を低下させることもなく、そのためNv領域全域に渡って使用できることから生産効率を著しく向上することができる。上記の急速熱処理後の熱処理は短時間で行うことができるので、製造コストを増大させるようなこともない。
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。
Claims (5)
- 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径方向の全面がN領域の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、前記急速熱処理の後に、熱処理温度が800〜1100℃、熱処理時間が2時間以下の範囲内で、少なくとも、前記急速熱処理により注入された点欠陥である空孔が拡散する距離が、800℃で30分の熱処理により拡散する距離よりも長くなるように、前記熱処理温度および前記熱処理時間を調整して熱処理を行うことにより、空孔型欠陥を消滅させ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。
- 前記シリコン単結晶インゴットを、径方向の全面がNv領域となるように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。
- 前記シリコン単結晶インゴットを引き上げるときに、1×1011〜1×1015atoms/cm3の濃度の窒素および/または1×1016〜1×1017atoms/cm3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。
- 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。
- 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。
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