JP2008160069A

JP2008160069A - Silicon wafer, and method for manufacturing same

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Publication number: JP2008160069A
Application number: JP2007282829A
Authority: JP
Inventors: Katsuhiko Nakai; 克彦中居; Sei Fukushima; 聖福島
Original assignee: Siltronic AG
Current assignee: Siltronic AG
Priority date: 2006-12-01
Filing date: 2007-10-31
Publication date: 2008-07-10
Anticipated expiration: 2027-10-31
Also published as: JP5207706B2; CN101240447A; CN101240447B

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a silicon wafer and a method for manufacturing the same capable of suppressing both slip dislocation and occurrence of warpage in a device manufacturing process. <P>SOLUTION: The silicon wafer according to the present invention is one the form of BMD of which is an octahedron and among BMDs present at a depth of 50 μm or deeper from the surface, the density of BMDs whose diagonal lengths are in a range of 10 nm to 50 nm is 5×10<SP>11</SP>/cm<SP>3</SP>or more, and the density of BMDs whose diagonal lengths are 300 nm or longer is 1×10<SP>7</SP>/cm<SP>3</SP>or less. Preferably, an average value of interstitial oxygen concentration of the silicon wafer is 5×10<SP>17</SP>atoms/cm<SP>3</SP>or less. <P>COPYRIGHT: (C)2008,JPO&INPIT

Description

本発明は、半導体ウエハ製造技術分野において、特に、デバイス製造プロセスにおいてスリップ転位及び反りの発生を共に抑制することができるシリコンウエハ及びその製造技術に関する。 The present invention relates to a semiconductor wafer manufacturing technical field, and more particularly to a silicon wafer that can suppress both occurrence of slip dislocation and warpage in a device manufacturing process, and a manufacturing technique thereof.

半導体デバイスなどの基板として用いられるシリコンウエハは、シリコン単結晶インゴットをスライスして、熱処理や鏡面加工等を行うことにより製造される。こうしたシリコン単結晶インゴットの製造方法としては、たとえば、チョクラルスキ法（以下、「ＣＺ法」とする。）が挙げられる。ＣＺ法は、大口径の単結晶インゴットを得やすいことや、欠陥の制御が比較的容易であるなどの理由により、シリコン単結晶インゴットの製造の大部分を占める。 A silicon wafer used as a substrate of a semiconductor device or the like is manufactured by slicing a silicon single crystal ingot and performing heat treatment, mirror processing, or the like. Examples of such a method for producing a silicon single crystal ingot include the Czochralski method (hereinafter referred to as “CZ method”). The CZ method occupies most of the production of a silicon single crystal ingot because it is easy to obtain a large-diameter single crystal ingot and the defect control is relatively easy.

ＣＺ法によって引き上げられたシリコン単結晶（以下、「ＣＺ−Ｓｉ」とする）は、ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥と呼ばれる結晶欠陥が存在する。またＣＺ−Ｓｉは、酸素を格子間に過飽和に取り込んでいるが、こうした過飽和酸素は、その後の熱処理（アニール）で、ＢｕｌｋＭｉｃｒｏＤｅｆｅｃｔ（以下、「ＢＭＤ」とする。）と称される微小欠陥を誘起する原因となる。 A silicon single crystal pulled by the CZ method (hereinafter referred to as “CZ-Si”) has a crystal defect called a grown-in defect. CZ-Si incorporates oxygen into the supersaturation between lattices. Such supersaturated oxygen is a micro defect called “Bulk Micro Defect” (hereinafter referred to as “BMD”) in the subsequent heat treatment (annealing). Cause inducing.

シリコンウエハに半導体デバイスを形成するには、半導体デバイス形成領域に結晶欠陥がないことが求められる。回路を形成する面に結晶欠陥が存在すると、その欠陥部分から回路破壊等を引き起こす原因となるためである。一方でシリコンウエハ内部には適度なＢＭＤが存在することが求められる。このようなＢＭＤは半導体デバイス動作不良の原因となる金属不純物などをゲッタリングする作用があるためである。 In order to form a semiconductor device on a silicon wafer, it is required that the semiconductor device formation region has no crystal defects. This is because if a crystal defect exists on the surface on which the circuit is formed, the defective portion causes a circuit breakdown or the like. On the other hand, appropriate BMD is required to be present inside the silicon wafer. This is because such a BMD has an action of gettering a metal impurity or the like that causes a semiconductor device malfunction.

上記要求を満たすため、シリコンウエハを高温アニールすることによって、シリコンウエハの内部にＢＭＤを誘起してＩｎｔｒｉｎｓｉｃＧｅｔｔｅｒｉｎｇ層（以下、「ＩＧ層」とする。）を形成するとともに、シリコンウエハの表面に存在するｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥を消滅させ、結晶欠陥の限りなく少ないＤｅｎｕｄｅｄＺｏｎｅ（以下、「ＤＺ層」とする。）層を形成する手法が用いられる。 In order to satisfy the above requirements, the silicon wafer is annealed at a high temperature to induce BMD inside the silicon wafer to form an intrinsic gettering layer (hereinafter referred to as “IG layer”) and to exist on the surface of the silicon wafer. A technique is used in which grown-in defects are eliminated and a denuded zone (hereinafter referred to as “DZ layer”) layer having as few crystal defects as possible is formed.

具体例として、窒素添加したサブストレートを高温アニールすることで、表面のｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥を低減するとともに、窒素を核としたＢＭＤを内部に形成させる方法（特許文献１）が提案されている。 As a specific example, there has been proposed a method (Patent Document 1) in which a nitrogen-added substrate is annealed at a high temperature to reduce the surface grown-in defects and to form a BMD having nitrogen as a nucleus inside.

ところが、前記の高温アニール過程によりシリコンウエハ表裏面に形成したＤＺ層は、熱処理中の酸素の外方拡散により酸素濃度が極端に低下している。その結果、ウエハ表裏面の転位欠陥伸展の抑制力が著しく低下するため、アニール工程で導入された表裏面の微小傷から、転位欠陥（以下、「スリップ」とする。）がバルク中に伸展しやすく、こうしたスリップ転位の伸展によってシリコンウエハの強度が低下するという問題があった。たとえば、熱処理ポート等によって支持した状態でアニールをおこなうと、ウエハの裏面周辺の支持されている部分からスリップ転位が伸展することがしばしばある。また、シリコンウエハエッジ部からスリップ転位が伸展することもある。 However, the DZ layer formed on the front and back surfaces of the silicon wafer by the high temperature annealing process has an extremely low oxygen concentration due to the outward diffusion of oxygen during the heat treatment. As a result, the ability to suppress dislocation defect extension on the front and back surfaces of the wafer is significantly reduced, so that dislocation defects (hereinafter referred to as “slip”) extend into the bulk from the minute scratches on the front and back surfaces introduced in the annealing process. There is a problem that the strength of the silicon wafer is lowered due to the extension of the slip dislocation. For example, when annealing is performed in a state where it is supported by a heat treatment port or the like, slip dislocations often extend from a supported portion around the back surface of the wafer. Also, slip dislocations may extend from the silicon wafer edge.

シリコンウエハの強度が低下すると、製造工程中にウエハが損傷したり、ウエハの破壊といった事態が生じる懸念がある。しかしながら、ＤＺ層は半導体デバイス形成には不可欠であり、ＤＺ層を有しつつ強度特性に優れたシリコンウエハが求められていた。 When the strength of the silicon wafer is reduced, there is a concern that the wafer may be damaged during the manufacturing process or the wafer may be destroyed. However, the DZ layer is indispensable for semiconductor device formation, and a silicon wafer having a DZ layer and having excellent strength characteristics has been demanded.

下記特許文献１に記載の従来技術ではシリコンウエハの強度低下に関する配慮がなされておらず、このような方法で作ったシリコンウエハはスリップ転位の伸展を避けることができなかった。 In the prior art described in Patent Document 1 below, no consideration is given to the strength reduction of the silicon wafer, and the silicon wafer made by such a method cannot avoid the extension of slip dislocation.

一方で、このようなスリップ転位の発生を防止するために、高密度にＢＭＤを発生させる方法も提案されている。 On the other hand, in order to prevent the occurrence of such slip dislocation, a method of generating BMD at a high density has also been proposed.

具体的には、シリコン単結晶インゴットから切り出したサブストレートを、窒素ガスまたは不活性ガスあるいはアンモニアガスと不活性ガスとの混合ガスの雰囲気下で、温度５００〜１２００℃、時間１〜６００分の範囲内で急速昇降温熱処理することにより、ＢＭＤ層に２０ｎｍ以下のサイズの酸素析出核を１×１０^１０ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上形成するシリコンウエハ製造方法が提案されている（特許文献２）。また、熱処理を数工程繰り返すことにより、高濃度（１×１０^１０ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３〜１×１０^１２ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３）のＢＭＤを発生させたシリコンウエハも提案されている（特許文献３）。
特開平１０−９８０４７号公報特開２００６−４０９８０号公報特開平０８−２１３４０３号公報 Specifically, a substrate cut out from a silicon single crystal ingot is heated at a temperature of 500 to 1200 ° C. for 1 to 600 minutes in an atmosphere of nitrogen gas, an inert gas, or a mixed gas of ammonia gas and inert gas. There has been proposed a silicon wafer manufacturing method in which oxygen precipitation nuclei having a size of 20 nm or less are formed in a BMD layer by 1 × 10 ¹⁰ atoms / cm ³ or more in a BMD layer by performing rapid heating and cooling within the range (Patent Document 2). In addition, a silicon wafer in which BMD having a high concentration (1 × 10 ¹⁰ atoms / cm ³ to 1 × 10 ¹² atoms / cm ³ ) is generated by repeating several heat treatments has been proposed (Patent Document 3).
JP-A-10-98047 JP 2006-40980 A Japanese Patent Laid-Open No. 08-213403

しかし、近年シリコンウエハが大径化し、かつＲａｐｉｄＴｈｅｒｍａｌＡｎｎｅａｌｅｒ（以下、「ＲＴＡ」とする。）による急速昇降温熱処理を多用するようになってから、スリップ転位の発生に加えて、ウエハに発生する反りが問題となってきた。 However, in recent years, silicon wafers have become larger in diameter, and rapid thermal processing by rapid thermal annealing (hereinafter referred to as “RTA”) has been frequently used. Warping has become a problem.

ＲＴＡ熱処理によって導入されるスリップと反りの模式図を図１に示す。スリップはウエハ裏面とウエハ保持部の接点から導入される。導入されたスリップは１１０方向に伸び、場合によってはウエハ損傷や破壊を引き起こす。反りは、ＲＴＡ熱処理時の熱歪みによりウエハが変形する現象である。たとえば１００面のウエハでは、図１に示すように山形と谷型になる箇所が現れる。通常、所望の特性を付与するための熱処理が行われる前のシリコンウエハの反りは１０μｍ以下に抑えられている。しかし、ＲＴＡのような熱処理が加わると、シリコンウエハの山と谷の高さの差は数十μｍに達する場合もある。反りが大きくなると、ウエハ表面に半導体デバイスパターンを正確に露光できなくなり、半導体デバイス歩留まり低下の原因となる。 A schematic diagram of slip and warpage introduced by RTA heat treatment is shown in FIG. The slip is introduced from the contact point between the wafer back surface and the wafer holding part. The introduced slip extends in the 110 direction, and in some cases causes wafer damage or destruction. Warpage is a phenomenon in which a wafer is deformed by thermal strain during RTA heat treatment. For example, in a 100-plane wafer, as shown in FIG. Usually, warpage of a silicon wafer before heat treatment for imparting desired characteristics is suppressed to 10 μm or less. However, when heat treatment such as RTA is applied, the difference in height between the peaks and valleys of the silicon wafer may reach several tens of μm. When the warpage becomes large, the semiconductor device pattern cannot be accurately exposed on the wafer surface, which causes a decrease in the yield of semiconductor devices.

反りの問題はウエハ径が２００ｍｍ以上になると顕著であり、ＢＭＤ濃度を上記のように単に高濃度に規定するのみでは回避不可能であった。 The problem of warpage is remarkable when the wafer diameter is 200 mm or more, and cannot be avoided by simply defining the BMD concentration at a high concentration as described above.

そこで本発明が解決しようとする課題は、デバイス製造プロセスにおけるスリップ転位及び反りの発生を共に抑制することができるシリコンウエハ及びその製造方法を提供することにある。 Therefore, the problem to be solved by the present invention is to provide a silicon wafer and a method for manufacturing the same capable of suppressing both slip dislocation and warpage in the device manufacturing process.

本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究した結果、シリコンウエハ内に存在するＢＭＤには、密度にして１０^５〜１０^１３／ｃｍ^３、サイズにして５〜１０００ｎｍといった幅広いサイズ分布があることを明らかにし、さらに、所定のサイズのＢＭＤの密度を制御することで、デバイス製造プロセスにおけるスリップおよび反りの発生を著しく抑えることができるという知見を得、本発明を完成するに至った。 As a result of intensive studies to solve the above problems, the present inventors have found that BMD existing in a silicon wafer has a wide size distribution of 10 ⁵ to 10 ¹³ / cm ^{3 in} density and ⁵ to 1000 nm in size. In addition, the inventors have found that the occurrence of slip and warp in the device manufacturing process can be remarkably suppressed by controlling the density of a BMD of a predetermined size, and the present invention has been completed. .

すなわち、本発明は、小さなサイズのＢＭＤが高密度に形成されるとともに、大きなサイズのＢＭＤ密度が低減され、好ましくは、さらに、格子間酸素濃度が低減されたシリコンウエハとその製造方法に関するものである。本発明には、以下の（１）〜（７）の発明が含まれる。 That is, the present invention relates to a silicon wafer in which a small size BMD is formed with a high density, a large size BMD density is reduced, and preferably an interstitial oxygen concentration is reduced, and a manufacturing method thereof. is there. The present invention includes the following inventions (1) to (7).

（１）ＢＭＤの形態が八面体であるシリコンウエハであって、該シリコンウエハ表面から深さ５０μｍ以上の位置に存在しているＢＭＤのうち、対角長が１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＢＭＤが、５×１０^１１／ｃｍ^３以上であり、対角長が３００ｎｍ以上のＢＭＤが、１×１０^７／ｃｍ^３以下であり、かつ、格子間酸素濃度が、５×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下であることを特徴とする、シリコンウエハ。 (1) A silicon wafer having a BMD shape of octahedron and having a diagonal length of 10 nm or more and 50 nm or less among BMDs existing at a depth of 50 μm or more from the silicon wafer surface is 5 and a × ¹⁰ 11 / cm ³ to a diagonal length of 300nm or more BMD is, it is 1 × ¹⁰ 7 / cm ³ or less, and the interstitial oxygen concentration, is 5 × ¹⁰ 17 atoms / cm ³ or less A silicon wafer characterized by that.

（２）ＢＭＤの形態が八面体であるシリコンウエハであって、該シリコンウエハ表面から深さ５０μｍ以上の位置に存在するＢＭＤのうち、対角長が１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＢＭＤが５×１０^１１／ｃｍ^３以上であり、対角長が３００ｎｍ以上のＢＭＤが１×１０^７／ｃｍ^３以下であり、かつ、格子間酸素濃度が５×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下であるシリコンウエハの製造方法であって、サブストレートを段階的に熱処理することを特徴とする製造方法。 (2) A silicon wafer in which the BMD is an octahedron, and among the BMDs present at a depth of 50 μm or more from the surface of the silicon wafer, the BMD having a diagonal length of 10 nm to 50 nm is 5 × 10 ^11. / Cm ³ or more, BMD having a diagonal length of 300 nm or more is 1 × 10 ⁷ / cm ³ or less, and the interstitial oxygen concentration is 5 × 10 ¹⁷ atoms / cm ³ or less. A manufacturing method comprising heat treating a substrate in stages.

（３）前記熱処理が、（Ａ）６００℃以上７５０℃以下の温度範囲、３０分以上１０時間以下の所要時間で熱処理を行う低温熱処理工程と、（Ｂ）さらに、８００℃までの昇温処理を、０．１℃/分以上１℃/分以下の昇温速度、５時間以上５０時間以下の所要時間で行う昇温工程と、（Ｃ）さらに１０００℃〜１２５０℃の温度範囲で、かつ、格子間酸素の拡散長が３０μm以上５０μm以下となるように熱処理を行う高温熱処理工程と、を含むことを特徴とする（２）の製造方法。 (3) The heat treatment includes (A) a low-temperature heat treatment step in which heat treatment is performed in a temperature range of 600 ° C. to 750 ° C. and a required time of 30 minutes to 10 hours, and (B) a temperature increase treatment to 800 ° C. And (C) a temperature range of 1000 ° C. to 1250 ° C., and a temperature raising step in which a heating rate of 0.1 ° C./min to 1 ° C./min is required, and a required time of 5 hours to 50 hours, And a high-temperature heat treatment step of performing a heat treatment so that the diffusion length of interstitial oxygen is 30 μm or more and 50 μm or less.

（４）前記熱処理が、（Ａ）６００℃以上７５０℃以下の温度範囲、３０分以上１０時間以下の所要時間で熱処理を行う低温熱処理工程と、（Ｂ）さらに、8００℃までの昇温処理を、０．１℃/分以上１℃/分以下の昇温速度、１時間以上２０時間以下の所要時間で行う昇温工程と、（Ｃ）昇温工程の後、１℃／分以上１０℃／分以下の降温速度で炉の温度を下げ、当該炉の温度が６００℃以上８００℃以下の温度のときにサブストレートを炉外に取り出して室温まで冷却する降温・取出工程と、（Ｄ）降温・取出工程の後、炉の温度を６００℃以上８００℃以下にして当該炉内にサブストレートを挿入して、当該炉の温度を１０００℃まで１℃/分以上１０℃/分以下の昇温速度で昇温させた後、１０００℃以上１２５０℃以下の温度範囲で、かつ、格子間酸素の拡散長が３０μｍ以上５０μm以下となるように熱処理を行う高温熱処理工程と、を含むことを特徴とする（２）の製造方法。 (4) The heat treatment includes (A) a low-temperature heat treatment step in which heat treatment is performed in a temperature range of 600 ° C. to 750 ° C. and a required time of 30 minutes to 10 hours, and (B) a temperature increase treatment to 800 ° C. At a temperature rising rate of 0.1 ° C./min to 1 ° C./min and a required time of 1 hour to 20 hours, and (C) 1 ° C./min to 10 after the temperature increasing step. A temperature lowering / removing step in which the temperature of the furnace is lowered at a temperature lowering rate of ℃ / min or less, and when the temperature of the furnace is 600 ° C or higher and 800 ° C or lower, the substrate is taken out of the furnace and cooled to room temperature; ) After the temperature lowering / removal step, the furnace temperature is set to 600 ° C. or higher and 800 ° C. or lower, and the substrate is inserted into the furnace. The furnace temperature is increased to 1000 ° C. from 1 ° C./min to 10 ° C./min. After raising the temperature at the rate of temperature rise, in the temperature range of 1000 ° C. or more and 1250 ° C. or less, One method of manufacturing a diffusion length of interstitial oxygen is characterized by comprising a high temperature heat treatment step of performing a heat treatment so that 30μm or 50μm or less, (2).

（５）前記サブストレートの窒素濃度が、５×１０^１４ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３〜１×１０^１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３であることを特徴とする（２）〜（４）のいずれかの製造方法。 (5) The production method according to any one of (2) to (4), wherein the nitrogen concentration of the substrate is 5 × 10 ¹⁴ atoms / cm ³ to 1 × 10 ¹⁶ atoms / cm ³ .

（６）前記サブストレートの炭素濃度が、２×１０^１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３〜３×１０^１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３であることを特徴とする（２）〜（４）のいずれかの製造方法。 (6) The manufacturing method according to any one of (2) to (4), wherein the carbon concentration of the substrate is 2 × 10 ¹⁵ atoms / cm ^{3 to} 3 × 10 ¹⁶ atoms / cm ³ .

ここで、本発明において、八面体形態であるＢＭＤとは、図２に示すように、複数の｛１１１｝面とそれ以外の面で囲まれた形のＢＭＤのことを意味する。通常、図２（１）や図２（３）に示すように、八面の｛１１１｝面で囲まれるものと、図２（２）に示すように、｛１１１｝面と共に｛１００｝面で囲まれているものがある。また、｛１１１｝面や｛１００｝面以外の面が現れる場合もある。 Here, in the present invention, BMD in octahedral form means a BMD surrounded by a plurality of {111} planes and other planes as shown in FIG. Usually, as shown in FIG. 2 (1) and FIG. 2 (3), it is surrounded by eight {111} planes, and as shown in FIG. 2 (2), {111} planes and {100} planes Some are surrounded by. Further, a surface other than the {111} plane or the {100} plane may appear.

ウエハに存在するＢＭＤの形状には、八面体の他に板状のものもあり、板状のＢＭＤは、図２（４）や図２（５）に示すように、比較的大きな二面の｛１００｝面とその他の面で囲まれた形のＢＭＤである。なお、ＢＭＤの内部が、図２（５）に示すように樹状になっている場合もある。八面体と板状の区別としては、図３に示すように、［００１］方向から見た時の［１００］方向と［０１０］方向のサイズのうち、長い方をＡ、短い方をＢとした時のＡ／Ｂ（以下、「扁平率」とする。）が１．５以下のものを八面体、１．５を越えるものを板状とする。シリコンウエハ中のＢＭＤ形態にはばらつきがあるので、ウエハ内に存在するＢＭＤが八面体であるか板状であるかの判定は、ウエハ内の位置が異なる複数のＢＭＤのＡ／Ｂを測定し、それらの平均値（以下、「平均扁平率」とする。）を求め、その値が１．５を越えるか否かにより行えば良い。この値が１．５を超えると、ＢＭＤ周囲の結晶格子に加わる歪みの状況が異なるため、スリップおよび反りの発生を抑制するための最適ＢＭＤサイズ分布が本発明の範囲とは異なるものになってしまう。 In addition to the octahedron, there are plate-like BMDs present on the wafer. The plate-like BMD has a relatively large two-sided surface as shown in FIGS. 2 (4) and 2 (5). A BMD surrounded by a {100} plane and other planes. In some cases, the inside of the BMD has a tree shape as shown in FIG. As shown in FIG. 3, the octahedron and the plate shape are distinguished from each other in the size of the [100] direction and the [010] direction when viewed from the [001] direction. When A / B (hereinafter referred to as “flattening ratio”) is 1.5 or less, the octahedron is used, and those exceeding 1.5 are plate-shaped. Since there are variations in the BMD form in the silicon wafer, whether the BMD existing in the wafer is octahedral or plate-like is determined by measuring A / B of a plurality of BMDs having different positions in the wafer. The average value thereof (hereinafter referred to as “average flatness ratio”) may be obtained, and whether or not the value exceeds 1.5 is determined. When this value exceeds 1.5, since the strain applied to the crystal lattice around the BMD is different, the optimum BMD size distribution for suppressing the occurrence of slip and warpage is different from the range of the present invention. End up.

さらに、本発明において、八面体ＢＭＤの対角長とは、上記［１００］方向と［０１０］方向のうち、長い方Ａを意味する。 Furthermore, in the present invention, the diagonal length of the octahedron BMD means the longer one of the [100] direction and the [010] direction.

本発明のシリコンウエハは、ＢＭＤの形態が八面体であるシリコンウエハであって、該シリコンウエハ表面から深さ５０μｍ以上の位置に存在しているＢＭＤのうち、対角長が１０ｎｍ〜５０ｎｍのＢＭＤが５×１０^１１／ｃｍ^３以上であり、対角長が３００ｎｍ以上であるＢＭＤの密度が１×１０^７／ｃｍ^３以下であることで、デバイス製造プロセスにおけるスリップと反りの発生を共に極小さく抑え、ＤＺ層を有しながらも強度低下を防止でき、さらには、大径（典型的には２００ｍｍ以上）、且つ、高品質なデバイスの製造を可能とする。 The silicon wafer of the present invention is a silicon wafer having a BMD shape of octahedron, and a BMD having a diagonal length of 10 nm to 50 nm among BMDs present at a depth of 50 μm or more from the silicon wafer surface. Is 5 × 10 ¹¹ / cm ³ or more, and the density of BMD having a diagonal length of 300 nm or more is 1 × 10 ⁷ / cm ³ or less, thereby minimizing the occurrence of slip and warpage in the device manufacturing process. It is possible to suppress the strength reduction while having the DZ layer, and to manufacture a high-quality device having a large diameter (typically 200 mm or more).

本発明のシリコンウエハは、ウエハ内部にＢＭＤを持たないミラーウエハよりも、スリップ転位、反りが発生しにくく、また高いゲッタリング能力を有する。 The silicon wafer of the present invention is less prone to slip dislocation and warpage and has a higher gettering ability than a mirror wafer having no BMD inside the wafer.

さらに、本発明のシリコンウエハは、格子間酸素濃度が、５×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下であることで、デバイス製造プロセスにおける熱処理でのＢＭＤ分布の変化を少なくすることができ、それに起因するスリップと反りの発生をも防止することができる。さらに、格子間酸素濃度を５×１０１７ａｔｏｐｍｓ／ｃｍ３以下にすることで、サーマルドナーの発生を抑制することができる。サーマルドナーはデバイス製造時の熱処理で発生し、シリコンウエハの抵抗率を変化させる要因となる。サーマルドナーの発生を抑制することで、シリコンウエハの抵抗率が一定に保たれるため、デバイスの誤動作を防止することができる。 Furthermore, since the interstitial oxygen concentration of the silicon wafer of the present invention is 5 × 10 ¹⁷ atoms / cm ³ or less, the change in the BMD distribution due to the heat treatment in the device manufacturing process can be reduced, which is caused by that. Slip and warpage can also be prevented. Furthermore, the generation of thermal donors can be suppressed by setting the interstitial oxygen concentration to 5 × 10 17 atoms / cm 3 or less. Thermal donors are generated by heat treatment during device manufacturing, and cause a change in the resistivity of the silicon wafer. By suppressing the generation of thermal donors, the resistivity of the silicon wafer is kept constant, so that malfunction of the device can be prevented.

以下、本発明を実施の形態に即して詳細に説明する。 Hereinafter, the present invention will be described in detail according to embodiments.

（シリコンウエハ）
本発明のシリコンウエハは、デバイス製造プロセスにおけるスリップや反りの発生を、共にごく小さく抑制することができることを特徴とするものである。 (Silicon wafer)
The silicon wafer of the present invention is characterized in that both occurrence of slip and warpage in the device manufacturing process can be suppressed to a very small level.

ここで、本発明が実現されるウエハの大きさ（直径、厚さ）、種々の元素のドープの有無に関しての制限は特になく、これらの特徴は要求される半導体シリコンウエハの種類に応じて適宜選択することができる。 Here, there are no particular restrictions on the size (diameter, thickness) of the wafer in which the present invention is realized and the presence or absence of doping of various elements, and these characteristics are appropriately determined according to the type of semiconductor silicon wafer required. You can choose.

また、本発明のシリコンウエハを使用して製造される半導体デバイスに関しての制限も特になく、種々の半導体デバイス製造に応用することができる。具体的には、本発明のシリコンウエハは、表面にエピタキシャル層を形成したエピタキシャルウエハ、貼り合わせＳＯＩウエハ、ＳＩＭＯＸ（ＳｅｐａｒａｔｉｏｎＢｙＩｍｐｌａｎｔｅｄＯｘｙｇｅｎ)処理をしたＳＩＭＯＸウエハ、あるいは表面にＳｉＧｅ層を形成したＳｉＧｅウエハの製造などに広く適用できるものである。 Moreover, there is no restriction | limiting regarding the semiconductor device manufactured using the silicon wafer of this invention, and it can apply to various semiconductor device manufacture. Specifically, the silicon wafer of the present invention is an epitaxial wafer having an epitaxial layer formed on its surface, a bonded SOI wafer, a SIMOX (Separation By Implanted Oxygen) processed SIMOX wafer, or a SiGe wafer having a SiGe layer formed on the surface. It can be widely applied to the manufacture of

本発明のシリコンウエハの特徴は、ＢＭＤの形態が八面体であるシリコンウエハであって、該シリコンウエハ表面から深さ５０μｍ以上の位置に存在しているＢＭＤのうち、対角長が１０ｎｍ〜５０ｎｍのＢＭＤが、５×１０^１１／ｃｍ^３以上であることである。これは、本発明者等による下に説明する知見に基づく。 The silicon wafer according to the present invention is characterized in that the BMD is an octahedron and the diagonal length is 10 nm to 50 nm among the BMDs present at a depth of 50 μm or more from the silicon wafer surface. The BMD is 5 × 10 ¹¹ / cm ³ or more. This is based on the knowledge described below by the present inventors.

すなわち、ＢＭＤの形態が八面体であるシリコンウエハにおいて、表面から深さ５０μｍ以上の位置に存在しているＢＭＤが、スリップや反りの特性に影響を与え、さらに、それらのうち、対角長が１０ｎｍ〜５０ｎｍのＢＭＤのスリップ抑制効果が大きく、それらが５×１０^１１／ｃｍ^３以上の高密度で形成されたシリコンウエハでは、一般的デバイス製造プロセスにおいて、極めてスリップの発生を小さく（典型的には１０ｍｍ以下）抑えられたことである。また、これにより、デバイス製造プロセスにおいてウエハ支持部からスリップが発生した場合でも、シリコンウエハ表面に突き抜けることを防止でき、ウエハエッジ部にスリップが発生した場合においても、半導体デバイス作成領域にまでスリップが到達することを防止でき、デバイスへの悪影響を防止できたことである。 That is, in a silicon wafer in which the form of BMD is an octahedron, BMD existing at a depth of 50 μm or more from the surface affects slip and warp characteristics, and among them, the diagonal length is In silicon wafers where the slip suppression effect of BMD of 10 nm to 50 nm is large and they are formed at a high density of 5 × 10 ¹¹ / cm ³ or more, the occurrence of slip is extremely small (typically Is 10 mm or less). This also prevents the silicon wafer surface from penetrating even if a slip occurs from the wafer support part in the device manufacturing process. Even if a slip occurs on the wafer edge part, the slip reaches the semiconductor device creation region. It was possible to prevent the adverse effects on the device.

ここでＢＭＤの対角長が、１０ｎｍ未満、あるいはＢＭＤの密度が５×１０¹¹／ｃｍ³未満であるとＢＭＤがスリップ伝搬に対して十分な障壁となりにくい。スリップ伝搬の障壁となりうるＢＭＤの密度・対角長に上限はないが、後述する理由により、現実のシリコンウエハで実現できる範囲は、ＢＭＤ対角長は５０ｎｍが上限になる。すなわち、高密度にＢＭＤが存在すると、固溶酸素はほぼ全てがＢＭＤとして析出している状態になる。一方で、ＢＭＤとして析出する酸素原子の個数はＣＺ−Ｓｉ中に固溶している酸素原子を上回ることはなく、固溶酸素濃度は多くても１×１０¹⁸ａｔｏｍｓ/ｃｍ³程度が上限である。よって、高密度にＢＭＤが存在した状態では、ＢＭＤとして析出している酸素原子はほぼ１×１０¹⁸ａｔｏｍｓ/ｃｍ³程度で一定であると考えてよい。この状態ではＢＭＤ密度が増えるほど、個々の対角長は低下する。すなわち、ある密度以上に存在するＢＭＤは対角長に上限があり、密度５×１０¹¹／ｃｍ³のＢＭＤをサイズ５０ｎｍ超で実現することはできない。したがって、スリップ伝搬を抑制できるＢＭＤ密度・対角長の範囲は、密度が５×１０¹¹／ｃｍ³以上、かつ対角長が１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下となる。 Here, if the diagonal length of the BMD is less than 10 nm or the density of the BMD is less than 5 × 10 ¹¹ / cm ³ , the BMD is unlikely to be a sufficient barrier against slip propagation. There is no upper limit to the density and diagonal length of BMD that can be a barrier for slip propagation, but for reasons that will be described later, the upper limit of the BMD diagonal length that can be realized with an actual silicon wafer is 50 nm. That is, when BMD is present at a high density, almost all of the dissolved oxygen is precipitated as BMD. On the other hand, the number of oxygen atoms precipitated as BMD does not exceed the oxygen atoms dissolved in CZ-Si, and the upper limit is about 1 × 10 ¹⁸ atoms / cm ³ at most. is there. Therefore, in a state where BMD is present at a high density, the oxygen atoms precipitated as BMD may be considered to be constant at about 1 × 10 ¹⁸ atoms / cm ³ . In this state, the individual diagonal length decreases as the BMD density increases. That is, a BMD existing at a certain density or more has an upper limit in diagonal length, and a BMD having a density of 5 × 10 ¹¹ / cm ³ cannot be realized with a size exceeding 50 nm. Therefore, the BMD density / diagonal length range in which slip propagation can be suppressed is a density of 5 × 10 ¹¹ / cm ³ or more and a diagonal length of 10 nm to 50 nm.

さらに、かかる範囲の対角長を有するＢＭＤが１×１０^１２／ｃｍ^３以上であるか、あるいはすべてのＢＭＤの対角長が２０ｎｍ以上であり、かつ、対角長が５０ｎｍ以下のＢＭＤ密度が５×１０^１１／ｃｍ^３以上であることが好ましい。これにより、一般的なデバイス製造プロセスにおいて発生するスリップの長さをさらに小さく（典型的には５ｍｍ以下）抑えることができる。現行世代のデバイスにおいては、スリップの長さを１０ｍｍ以下にしておけば問題ないが、例えば、デザインルール５０ｎｍ以下といった次世代のデバイスに対しては、シリコンウエハのエッジぎりぎりまでデバイス領域として使用する方向であるため、スリップの長さを５ｍｍ以下に抑える事が望ましい。 Furthermore, the BMD having a diagonal length in such a range is 1 × 10 ¹² / cm ³ or more, or the diagonal length of all BMDs is 20 nm or more and the diagonal length is 50 nm or less. It is preferably 5 × 10 ¹¹ / cm ³ or more. Thereby, the length of slip generated in a general device manufacturing process can be further reduced (typically 5 mm or less). In the current generation device, there is no problem if the length of the slip is set to 10 mm or less. However, for the next generation device having a design rule of 50 nm or less, for example, the direction to use the device area as far as the edge of the silicon wafer. Therefore, it is desirable to suppress the slip length to 5 mm or less.

本発明のシリコンウエハのもう一つの特徴は、上で説明した特徴に加えて、表面から深さ５０μｍ以上の位置に存在するＢＭＤのうち、対角長が３００ｎｍ以上のＢＭＤが、１×１０^７／ｃｍ^３以下であることであり、これは本発明者等による以下の知見に基づくものである。 Another feature of the silicon wafer of the present invention is that, in addition to the features described above, BMD having a diagonal length of 300 nm or more among the BMDs existing at a depth of 50 μm or more from the surface is 1 × 10 ^7. / Cm ³ or less, which is based on the following findings by the present inventors.

すなわち、ウエハに熱応力がかかると、表面から深さ５０μｍ以上の位置に存在しているＢＭＤのうち、大きなサイズのＢＭＤが起点となってウエハ内部に高密度の転位が発生し、その結果、ウエハが塑性変形を起こして反りが引き起こされるということである。また、そのうちでも、特に、３００ｎｍ以上の対角長であるＢＭＤが転位の発生源になりやすく、そのようなＢＭＤを１×１０⁷／ｃｍ³以下に抑えることで、一般的なデバイス製造プロセスにおける反りの発生を著しく小さく、典型的には２０μｍ以下に抑えることができたことである。 That is, when thermal stress is applied to the wafer, among the BMDs present at a depth of 50 μm or more from the surface, a large-sized BMD is the starting point and high-density dislocations are generated inside the wafer. This means that the wafer is plastically deformed and warped. Among them, in particular, BMD having a diagonal length of 300 nm or more is likely to be a generation source of dislocation, and by suppressing such BMD to 1 × 10 ⁷ / cm ³ or less, in a general device manufacturing process. The occurrence of warpage is extremely small, typically 20 μm or less.

本発明のシリコンウエハにおいて、上で説明した特徴に加えて、さらに、格子間酸素濃度の平均値が低減されていることが好ましい。 In the silicon wafer of the present invention, in addition to the features described above, it is preferable that the average value of the interstitial oxygen concentration is further reduced.

ここで、格子間酸素濃度は、通常シリコンウエハの全体に関して測定され、測定領域の中にはＢＭＤ層の他、ＤＺ層も含まれる。しかし、ＤＺ層はＢＭＤ層に比べて極めて薄いので、シリコンウエハ全体で測定された格子間酸素濃度は、ＢＭＤ層の中の格子間酸素濃度と同じであると考えて良い。 Here, the interstitial oxygen concentration is usually measured for the entire silicon wafer, and the measurement region includes the DMD layer in addition to the BMD layer. However, since the DZ layer is extremely thin compared to the BMD layer, it can be considered that the interstitial oxygen concentration measured in the entire silicon wafer is the same as the interstitial oxygen concentration in the BMD layer.

このようにシリコンウエハの全体の格子間酸素濃度を規定するのは、デバイス製造プロセスにおける熱処理の条件によっては、上で説明した最適ＢＭＤ分布（サイズ及び密度）が、格子間酸素の析出によって変化し、それに起因するスリップや反りが発生することがあるという本発明者等の予想外の知見に基づくものである。 In this way, the overall interstitial oxygen concentration of the silicon wafer is regulated by the fact that the optimum BMD distribution (size and density) described above varies depending on the precipitation of interstitial oxygen depending on the heat treatment conditions in the device manufacturing process. This is based on the unexpected knowledge of the present inventors that slip and warp caused by the occurrence of the slip and warp may occur.

この目的のため、格子間酸素濃度は、５×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下であることが好ましい。一方で、格子間酸素濃度の下限は、２×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３程度であると考えて良い。これは、それよりも低減するためには、低温で極めて長時間の熱処理を要することとなるため、実現が難しいからである。 For this purpose, the interstitial oxygen concentration is preferably 5 × 10 ¹⁷ atoms / cm ³ or less. On the other hand, the lower limit of the interstitial oxygen concentration may be considered to be about 2 × 10 ¹⁷ atoms / cm ³ . This is because it is difficult to realize the reduction because it requires an extremely long heat treatment at a low temperature.

上で説明したＢＭＤサイズ分布、および格子間酸素濃度は、ウエハ全面に渡って実現していることが望ましいが、用途によっては一部の領域で実現できていてもよい。例えば、ウエハのエッジ部から導入される典型的なスリップのみを防止する場合は、ウエハ中心からウエハ半径の８０％以上離れた領域で、上記ＢＭＤサイズ分布、および格子間酸素濃度が実現できていればよい。これは、ウエハのエッジ部から導入されるスリップは主にウエハ半径の８０%以上離れた領域に発生することが多いためである。また、典型的なウエハの反りのみを防止するためには、ウエハ半径の８０%より内側の領域で上記ＢＭＤサイズ分布、および格子間酸素濃度が実現できていればよい。これは、反りを引き起こす典型的なウエハ内部の高密度転位は、ウエハ半径の８０%以内の領域で多く発生するためである。 The BMD size distribution and the interstitial oxygen concentration described above are preferably realized over the entire wafer surface, but may be realized in a part of the region depending on the application. For example, in order to prevent only typical slip introduced from the edge portion of the wafer, the BMD size distribution and the interstitial oxygen concentration can be realized in a region 80% or more of the wafer radius from the wafer center. That's fine. This is because slip introduced from the edge portion of the wafer often occurs mainly in a region separated by 80% or more of the wafer radius. Further, in order to prevent only typical wafer warpage, the BMD size distribution and the interstitial oxygen concentration may be realized in a region inside 80% of the wafer radius. This is because typical high-density dislocation within the wafer that causes warping frequently occurs in a region within 80% of the wafer radius.

本発明のシリコンウエハは、デバイス製造プロセスにおいて発生するスリップと反りが小さいという点で極めて優れている。より具体的には、本発明に係るシリコンウエハ、特に、上記のようにＢＭＤが制御され、かつ、格子間酸素濃度が低減されたシリコンウエハでは、下記の熱処理においても発生するスリップの長さが極めて小さい（典型的には、スリップが１０ｍｍ以下であり、且つ、熱処理後のウエハの反り量が２０μｍ以下）ことを特徴とする。 The silicon wafer of the present invention is extremely excellent in that slip and warp generated in the device manufacturing process are small. More specifically, in the silicon wafer according to the present invention, in particular, a silicon wafer in which BMD is controlled as described above and the interstitial oxygen concentration is reduced, the length of slip generated even in the following heat treatment is small. It is characterized by being extremely small (typically, the slip is 10 mm or less and the amount of warpage of the wafer after the heat treatment is 20 μm or less).

すなわち、デバイス製造プロセスにおけるスリップや反りの発生への耐性を評価する目的の熱処理として、７００℃以上１１００℃以下の温度域を３０℃／秒以上の速度で昇降温し、１１００℃以上の温度で保持する熱処理である。 That is, as a heat treatment for the purpose of evaluating the resistance to the occurrence of slip and warp in the device manufacturing process, the temperature range from 700 ° C. to 1100 ° C. is raised and lowered at a rate of 30 ° C./second or more, and the temperature is 1100 ° C. or more. It is the heat processing to hold | maintain.

このような熱処理は、スリップや反りが発生しやすい温度域で、かつ、熱応力も実用上最大となるため、この温度範囲と昇降温速度で転位が発生しないようにすれば、一般的なデバイス製造プロセスのほぼすべてにおいてスリップ及び反りの発生が極めて少ないシリコンウエハであると言える。 Such heat treatment is in a temperature range where slip and warp are likely to occur, and thermal stress is also the maximum in practical use. It can be said that it is a silicon wafer with very little occurrence of slip and warpage in almost all the manufacturing processes.

なお、上で説明したＢＭＤの形態、対角長、個数の測定を目的としては、通常公知の測定方法により測定が可能である。より具体的には、透過型電子顕微鏡（以下、「ＴＥＭ」とする。）及び赤外干渉法(ＯｐｔｉｃａｌＰｒｅｃｉｐｉｔａｔｅＰｒｏｆｉｌｅｒ：以下、「ＯＰＰ」とする。)による測定があげられる。 In addition, for the purpose of measuring the form, diagonal length, and number of BMDs described above, measurement can be performed by a generally known measurement method. More specifically, measurement by a transmission electron microscope (hereinafter referred to as “TEM”) and infrared interference method (hereinafter referred to as “OPP”) can be given.

また、ウエハのスリップ転位、反り量の測定、評価方法に関しても制限はなく、通常公知の方法により測定可能である。より具体的には、スリップ転位の測定としてＸ線トポグラフ、反り量としては、ＮＩＤＥＫ社製ＦＴ−９０Ａなどを用いて観測することで評価することが可能である。 Further, there are no restrictions on the slip dislocation of the wafer, the measurement of the amount of warpage, and the evaluation method, and the measurement can be performed by a generally known method. More specifically, the X-ray topograph can be used for measuring the slip dislocation, and the amount of warpage can be evaluated by observing using FT-90A manufactured by NIDEK.

さらに、格子間酸素濃度を測定する目的としては、フーリエ変換赤外吸収分光法（ＦＴＩＲ）を用いることができる。 Furthermore, Fourier transform infrared absorption spectroscopy (FTIR) can be used for the purpose of measuring the interstitial oxygen concentration.

（シリコンウエハの製造方法）
本発明に係るシリコンウエハは、上に説明した特徴を有する。したがって、かかる特徴を有するシリコンウエハを製造するための方法であれば特に制限はない。具体的には、単結晶育成条件（結晶引上速度、結晶冷却速度、坩堝回転、ガス流など）や熱処理条件（熱処理温度、時間、昇降温など）を適切に制御することで、上の特徴を有するシリコンウエハを作製することができる。 (Silicon wafer manufacturing method)
The silicon wafer according to the present invention has the features described above. Therefore, there is no particular limitation as long as it is a method for manufacturing a silicon wafer having such characteristics. Specifically, the above features can be achieved by appropriately controlling the single crystal growth conditions (crystal pulling speed, crystal cooling speed, crucible rotation, gas flow, etc.) and heat treatment conditions (heat treatment temperature, time, temperature rise and fall, etc.). A silicon wafer having the following can be manufactured.

本発明では、特に、サブストレートを段階的に熱処理することが好ましい。 In the present invention, it is particularly preferable to heat treat the substrate in stages.

ここで、サブストレートとは、未熱処理のシリコンウエハを意味し、単結晶インゴットから切り出され、適宜、面取りなどの熱処理以外の工程が施されたものを含む意である。 Here, the substrate means an unheat-treated silicon wafer, and includes a substrate cut out from a single crystal ingot and appropriately subjected to a process other than heat treatment such as chamfering.

また、サイズ（直径、厚さ等）に関しての制限、種々の元素のドープの有無に関しての制限は特になく、要求されるシリコンウエハの種類・性能に合わせて適宜選択することが可能である。 Further, there are no particular restrictions on size (diameter, thickness, etc.) and the presence or absence of doping with various elements, and it is possible to select appropriately according to the required type and performance of the silicon wafer.

また、サブストレートに含まれる格子間酸素としては、通常の条件のＣＺ法によるシリコン単結晶育成で含まれる酸素濃度であれば良く、下に説明する熱処理により製造する場合には、好ましくは、８．０×１０^１７〜９．５×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３の範囲である。かかる範囲から酸素濃度がはずれると高密度にＢＭＤが形成されないことや、大きなサイズのＢＭＤが高密度になるといったことが生じるため好ましくない。 Further, the interstitial oxygen contained in the substrate may be any oxygen concentration contained in the silicon single crystal growth by the CZ method under the normal conditions. The range is from 0.0 × 10 ^{17 to} 9.5 × 10 ¹⁷ atoms / cm ³ . If the oxygen concentration deviates from such a range, it is not preferable because BMD is not formed at a high density or a large size BMD is high in density.

本発明では、より好ましくは、前記熱処理が、（Ａ）：６００〜７５０℃、３０分〜１０時間で行う低温熱処理と、（Ｂ）：さらに、１０００℃まで昇温する昇温工程であって、０．１〜１℃／分の昇温速度で５〜５０時間行う低速昇温を含む工程と、（Ｃ）：さらに、１０００℃〜１２５０℃の温度で、かつ、格子間酸素の拡散長が３０μm以上５０μm以下となる高温熱処理工程と、を含むことである。 In the present invention, more preferably, the heat treatment is (A): a low temperature heat treatment performed at 600 to 750 ° C. for 30 minutes to 10 hours, and (B): a temperature raising step for raising the temperature to 1000 ° C. And a step including a slow temperature increase performed at a temperature increase rate of 0.1 to 1 ° C./min for 5 to 50 hours, and (C): a diffusion length of interstitial oxygen at a temperature of 1000 to 1250 ° C. Including a high-temperature heat treatment step of 30 μm or more and 50 μm or less.

（Ａ）の工程において、熱処理の温度が６００℃未満であると酸素の拡散が十分起こらないため、ＢＭＤ形成が十分に起こらなくなり好ましくなく、一方、７５０℃を超えてもＢＭＤ最適化にほとんど影響を与えないため、無駄が多くなり好ましくない。また、この熱処理の時間が３０分未満であるとＢＭＤ核形成のための時間が不十分であり、１０時間を超えると生産性の極端な低下が生じ、好ましくない。 In the process (A), if the temperature of the heat treatment is less than 600 ° C., oxygen diffusion does not occur sufficiently, so that BMD formation does not occur sufficiently, which is not preferable. On the other hand, even if it exceeds 750 ° C., the BMD optimization is hardly affected. Is not preferred because it increases waste. Further, if the heat treatment time is less than 30 minutes, the time for forming BMD nuclei is insufficient, and if it exceeds 10 hours, the productivity is extremely lowered, which is not preferable.

さらに、（Ｂ）の工程において、低速昇温の昇温レートが０．１℃／分未満であると、安定した昇温レートが確保できなくなり、１℃／分を超えると析出したＢＭＤが消滅するおそれがあり好ましくない。また、５時間未満の場合は、析出したＢＭＤが消滅するおそれがあり、５０時間を超えると生産性の極端な低下が生じるため好ましくない。また、（Ｂ）の工程では、１０００℃まで昇温した段階で、すでに５ｎｍ以上のＢＭＤの密度が５×１０^１１／ｃｍ^３以上形成され、かつ、格子間酸素濃度が５×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下になっていることがより好ましい。５ｎｍ以上のＢＭＤ密度が５×１０^１１／ｃｍ^３未満の場合は、後続する高温熱処理を行った後のシリコンウエハのＢＭＤ密度が、５×１０^１１／ｃｍ^３未満になってしまう場合があるためである。また、格子間酸素濃度が５×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下とするのは、後続する高温熱処理を行った後のシリコンウエハで、格子間酸素濃度が５×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下となりやすく、３００ｎｍ以上のＢＭＤ密度が１×１０^７／ｃｍ^３を超えないようにするためにも好ましい。これは、（Ｃ）の高温熱処理で、格子間酸素を外方拡散させている間に、シリコンウエハ内部の格子間酸素がＢＭＤに集まるためと推測される。また、（Ｂ）の工程全体では、格子間酸素の拡散長は５μｍ以上であることが好ましい。この工程における、格子間酸素の拡散長が５μｍ未満の場合、１０００℃まで昇温した段階での格子間酸素濃度が５×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３を超える場合があるためである。 Further, in the step (B), when the rate of temperature increase at a low rate of temperature rise is less than 0.1 ° C./min, a stable rate of temperature rise cannot be secured, and when it exceeds 1 ° C./min, the deposited BMD disappears. This is not preferable. If the time is less than 5 hours, the precipitated BMD may disappear, and if it exceeds 50 hours, the productivity is extremely lowered, which is not preferable. In the step (B), when the temperature is raised to 1000 ° C., the density of BMD of 5 nm or more is already formed at 5 × 10 ¹¹ / cm ³ or more, and the interstitial oxygen concentration is 5 × 10 ¹⁷ atoms / More preferably, it is cm ³ or less. When the BMD density of 5 nm or more is less than 5 × 10 ¹¹ / cm ³ , the BMD density of the silicon wafer after subsequent high-temperature heat treatment may be less than 5 × 10 ¹¹ / cm ^3. It is. The interstitial oxygen concentration is set to 5 × 10 ¹⁷ atoms / cm ³ or less in a silicon wafer after subsequent high-temperature heat treatment, and the interstitial oxygen concentration tends to be 5 × 10 ¹⁷ atoms / cm ³ or less. In order to prevent the BMD density of 300 nm or more from exceeding 1 × 10 ⁷ / cm ³ . This is presumably because interstitial oxygen inside the silicon wafer collects in the BMD while interstitial oxygen is diffused outward in the high-temperature heat treatment of (C). Moreover, in the whole process of (B), it is preferable that the diffusion length of interstitial oxygen is 5 micrometers or more. This is because if the diffusion length of interstitial oxygen in this step is less than 5 μm, the interstitial oxygen concentration at the stage where the temperature is raised to 1000 ° C. may exceed 5 × 10 ¹⁷ atoms / cm ³ .

１０００℃まで昇温した段階のＢＭＤ密度と格子間酸素濃度を測定するには、（Ｂ）の熱処理が終わった段階でシリコンウエハを炉内から急速に引き出し、室温まで冷却した後で測定を行えば良い。この際の冷却速度は、通常のバッチ式の縦型炉で実現できる範囲内の冷却速度でよい。 To measure the BMD density and interstitial oxygen concentration at the stage where the temperature is raised to 1000 ° C., the silicon wafer is quickly pulled out from the furnace at the stage where the heat treatment in (B) is completed, and the measurement is performed after cooling to room temperature. Just do it. The cooling rate at this time may be a cooling rate within a range that can be realized by a normal batch type vertical furnace.

さらに、（C)の工程は、格子間酸素を外方拡散させ、ＤＺ層を形成することを目的とする。この工程において、温度が１０００℃未満であると格子間酸素の外方拡散に長時間要すこととなり生産性低下の観点から好ましくなく、温度が１２５０℃を超えると、アニール炉の部材劣化が激しくなり好ましくない。また、格子間酸素の拡散長とは、この工程における温度、および時間に基づいて計算される数値であり、具体的には下記式（ｉ）により求めることができる。 Further, the step (C) aims to form a DZ layer by outward diffusion of interstitial oxygen. In this step, if the temperature is lower than 1000 ° C., it will take a long time for the outward diffusion of interstitial oxygen, which is not preferable from the viewpoint of productivity reduction. If the temperature exceeds 1250 ° C., the member of the annealing furnace is severely deteriorated. It is not preferable. The diffusion length of interstitial oxygen is a numerical value calculated based on the temperature and time in this step, and can be specifically obtained by the following formula (i).

格子間酸素の拡散長（μｍ）＝２×１０⁴×（Ｄ×時間（秒））^0.5 （ｉ）
ここで、
Ｄ（ｃｍ²/秒）＝０．１７×ｅｘｐ（−２．５３÷８．６２×１０^-5÷温度（Ｋ））
このように、拡散長が３０μm以上５０μm以下となる熱処理は、５μｍ以上といった広いＤＺ層を形成するうえで好ましい。 Interstitial oxygen diffusion length (μm) = 2 × 10 ⁴ × (D × time (seconds)) ^0.5 (i)
here,
D (cm ² /sec)=0.17×exp (−2.53 ÷ 8.62 × 10 ⁻⁵ ÷ temperature (K))
As described above, the heat treatment with a diffusion length of 30 μm or more and 50 μm or less is preferable for forming a wide DZ layer of 5 μm or more.

ここで、酸素の拡散長を３０μｍ以上にすると、ＢＭＤの形態は八面体形状になる。酸素の拡散長を３０μｍ未満にすると、ＢＭＤの形態は板状になるので、スリップ及び反りの発生を抑制するための最適ＢＭＤサイズ分布が本発明の範囲とは異なるものになってしまう。 Here, when the diffusion length of oxygen is set to 30 μm or more, the form of BMD becomes an octahedral shape. If the oxygen diffusion length is less than 30 μm, the form of BMD becomes plate-like, so that the optimum BMD size distribution for suppressing the occurrence of slip and warpage is different from the range of the present invention.

（Ｂ）の工程から（Ｃ）の工程に至る昇温に関しての制限は特になく、通常の昇温レートを好ましく使用することができる。最も一般的な昇温レートとしては、１℃／分〜１０℃／分程度である。 There is no particular limitation on the temperature rise from the step (B) to the step (C), and a normal temperature rise rate can be preferably used. The most common temperature increase rate is about 1 ° C./min to 10 ° C./min.

本発明では、より好ましくは前記熱処理が（Ａ）：低温熱処理工程として、６００℃以上７５０℃以下、３０分以上１０時間以下で行う低温熱処理工程と、（Ｂ）：さらに低温熱処理工程後の昇温工程として、8００℃まで０．１℃/分以上１℃/分以下の昇温速度で１時間以上２０時間以下行う昇温を含む工程と、（Ｃ）さらに昇温工程後の降温・取出工程として、１℃／分以上１０℃／分以下の降温速度で炉の温度を下げて、６００℃以上８００℃以下の温度でサブストレートを炉外に取り出し、サブストレートを室温まで冷却する工程と、（Ｄ）：さらに高温熱処理工程として、炉の温度を６００℃以上８００℃以下にしてウエハを挿入し、１０００℃まで１℃/分以上１０℃/分以下の昇温速度で昇温し、１０００℃以上１２５０℃以下の温度で、かつ、格子間酸素の拡散長が２０μｍ以上となる熱処理を含む工程と、を含むことである。 In the present invention, the heat treatment is more preferably performed as (A): low temperature heat treatment step at 600 ° C. to 750 ° C. for 30 minutes to 10 hours, and (B): further increase after the low temperature heat treatment step. As a temperature process, a process including a temperature increase to 800 ° C. at a temperature increase rate of 0.1 ° C./min to 1 ° C./min for 1 hour to 20 hours, and (C) a temperature decrease / removal after the temperature increase process. As a process, the temperature of the furnace is lowered at a temperature lowering rate of 1 ° C./min to 10 ° C./min, the substrate is taken out of the furnace at a temperature of 600 ° C. to 800 ° C., and the substrate is cooled to room temperature; (D): Further, as a high temperature heat treatment step, the temperature of the furnace is set to 600 ° C. to 800 ° C., a wafer is inserted, and the temperature is increased to 1000 ° C. at a temperature increase rate of 1 ° C./min to 10 ° C./min. 1000 ° C or higher and 1250 ° C or lower Degrees in and that it includes a, a step including a heat treatment diffusion length of interstitial oxygen is equal to or greater than 20 [mu] m.

（Ｃ）の降温・取出工程を追加するのは、熱処理炉が二台あり、(Ａ)〜（Ｃ）の熱処理と、（Ｄ）の熱処理をそれぞれ別の熱処理炉で行う場合である。生産性を上げるために、それぞれの熱処理を別々の炉で行ったほうが有利な場合は、（Ｃ）の工程を追加して、熱処理を(Ａ)〜（Ｃ）、および（D）に分割することが好ましい。 The temperature lowering / removing step (C) is added when there are two heat treatment furnaces, and the heat treatments (A) to (C) and the heat treatment (D) are performed in separate heat treatment furnaces. If it is advantageous to perform each heat treatment in a separate furnace in order to increase productivity, the step (C) is added and the heat treatment is divided into (A) to (C) and (D). It is preferable.

この場合、アニールウエハのBMD密度を５×１０１１/cm3以上にするためには、（Ｂ）において昇温速度を０．１以上１℃/分以下にするのは８００℃まででよく、８００℃以上の昇温速度はBMD密度に影響を及ぼさない。これは、分割熱処理の場合、（Ｃ）においてサブストレートを一度室温に冷却することで、（Ｃ）が終わった段階で形成されているBMDがその後の高温熱処理工程（Ｄ）においても収縮・消滅しないＢＭＤに変容しているためと考えられる。そのため、連続熱処理の場合と異なり、０．１以上１℃/分以下の昇温を１０００℃まで行う必要はない。さらに、（Ｂ）および（Ｃ）の工程を経た場合、（Ｄ）の工程で１０００℃に昇温した段階での格子間酸素濃度は５×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下となり、３００ｎｍ以上のＢＭＤ密度が１×１０７／ｃｍ３を超えないようにするためにも好ましい。ここで、（Ｂ）における昇温速度が０．１℃／分未満であると、安定した昇温レートが確保できなくなり、１℃／分を超えると析出したＢＭＤが消滅するおそれがあり好ましくない。また、1時間未満の場合は、析出したＢＭＤが消滅するおそれがあり、２０時間を超えると生産性の極端な低下が生じるため好ましくない。また、昇温速度が０．１以上１℃/分以下である昇温工程が、８００℃より低温で終了すると、析出したＢＭＤが消滅するおそれがあり好ましくない。また、（Ｂ）において、８００℃までの昇温が終わった後、８００℃より降温までさらに昇温を行ってもよいし、すぐに炉温を下げて（Ｃ）の工程に進んでも良い。８００℃より高い温度まで昇温すると、よりＢＭＤ密度が増加するが、（Ｂ）の工程が長くなることになる。８００℃で炉温を下げ（Ｃ）の工程に進むと、ＢＭＤ密度が少なくなる傾向があるが、サブストレートの酸素・炭素濃度を調整することで、所定のＢＭＤ密度を確保することは可能である。 In this case, in order to increase the BMD density of the annealed wafer to 5 × 10 11 / cm 3 or more, the temperature rising rate in (B) may be 0.1 to 1 ° C./min. The above heating rate does not affect the BMD density. In the case of split heat treatment, the substrate is once cooled to room temperature in (C), and the BMD formed at the stage where (C) is finished shrinks and disappears in the subsequent high-temperature heat treatment step (D). This is thought to be due to transformation to BMD. Therefore, unlike the case of continuous heat treatment, it is not necessary to raise the temperature from 0.1 to 1 ° C./min to 1000 ° C. Further, when the steps (B) and (C) are performed, the interstitial oxygen concentration at the stage where the temperature is raised to 1000 ° C. in the step (D) is 5 × 10 17 atoms / cm 3 or less, and the BMD density of 300 nm or more is 1 It is also preferable in order not to exceed × 107 / cm3. Here, if the rate of temperature increase in (B) is less than 0.1 ° C./min, a stable rate of temperature increase cannot be secured, and if it exceeds 1 ° C./min, the precipitated BMD may disappear, which is not preferable. . Further, if it is less than 1 hour, the precipitated BMD may disappear, and if it exceeds 20 hours, productivity is extremely lowered, which is not preferable. Moreover, when the temperature rising process with a temperature rising rate of 0.1 to 1 ° C./min is completed at a temperature lower than 800 ° C., the deposited BMD may disappear, which is not preferable. In (B), after the temperature rise to 800 ° C., the temperature may be further raised from 800 ° C. to the temperature fall, or the furnace temperature may be immediately lowered to proceed to the step (C). When the temperature is raised to a temperature higher than 800 ° C., the BMD density further increases, but the step (B) becomes longer. When the furnace temperature is lowered at 800 ° C. and the process proceeds to the process (C), the BMD density tends to decrease, but it is possible to secure a predetermined BMD density by adjusting the oxygen / carbon concentration of the substrate. is there.

（Ｃ）における降温速度は、一般的な炉で実現できる１℃／分以上１０℃／分以下が好ましい。サブストレートを炉外に取り出すときの炉の温度は、６００℃未満にすると炉のヒーターの寿命低下を招くため好ましくなく、８００℃超にすると炉の部材が劣化するため好ましくない。 The cooling rate in (C) is preferably 1 ° C./min or more and 10 ° C./min or less which can be realized in a general furnace. When the temperature of the furnace when the substrate is taken out from the furnace is less than 600 ° C., it is not preferable because the life of the heater of the furnace is shortened, and when it exceeds 800 ° C., the members of the furnace are deteriorated.

（Ｄ）におけるウエハを挿入するときの炉の温度は、（Ｃ）と同じ理由から、６００℃未満と８００℃超は好ましくない。１０００℃までの昇温速度は、一般的な炉で実現できる１℃／分以上１０℃／分以下が好ましい。１０００℃以上の熱処理における温度、酸素の拡散長の範囲は前述した通りである。高温熱処理を行った後の降温速度、引出温度には特に制限はない。 For the same reason as (C), the furnace temperature when inserting the wafer in (D) is less than 600 ° C. and over 800 ° C. is not preferable. The heating rate up to 1000 ° C. is preferably 1 ° C./min to 10 ° C./min that can be realized in a general furnace. The ranges of the temperature and oxygen diffusion length in the heat treatment at 1000 ° C. or higher are as described above. There are no particular restrictions on the temperature drop rate and the extraction temperature after the high temperature heat treatment.

また、上で説明した一連の熱処理において使用する装置に関しての制限は特になく、従来公知の装置が好ましく使用可能である。具体的には、通常のバッチ式の縦型炉、酸素パージ機能のついたバッジ式の縦型炉などがあげられる。 Moreover, there is no restriction | limiting in particular regarding the apparatus used in a series of heat processing demonstrated above, A conventionally well-known apparatus can be used preferably. Specific examples include a normal batch type vertical furnace and a badge type vertical furnace with an oxygen purge function.

本発明の製造方法において、前記サブストレートは窒素を含有していることが好ましい。これは、前記サブストレートが窒素を含有することで、反りがさらに小さく（典型的には１５μｍ以下）抑えられるためである。このように、反りを更に抑えることにより、より高性能なデバイス製造が可能となる。 In the production method of the present invention, the substrate preferably contains nitrogen. This is because the warpage is further reduced (typically 15 μm or less) because the substrate contains nitrogen. As described above, by further suppressing the warpage, a higher-performance device can be manufactured.

この目的で添加される窒素の濃度は、５×１０^１４ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３〜１×１０^１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３であることが好ましい。係る範囲を超えると、多結晶化が起こって、歩留まりが低下するおそれがあるため好ましくない。 The concentration of nitrogen added for this purpose is preferably 5 × 10 ¹⁴ atoms / cm ³ to 1 × 10 ¹⁶ atoms / cm ³ . Exceeding such a range is not preferable because polycrystallization occurs and the yield may decrease.

また、本発明の製造方法において、前記サブストレートは炭素を含有していることが好ましい。これは、前記サブストレートが炭素を含有することで、（Ａ）の低温熱処理が比較的低温・短時間でも、比較的高密度のＢＭＤが形成できる、という効果が得られるからである。 Moreover, in the manufacturing method of this invention, it is preferable that the said substrate contains carbon. This is because, when the substrate contains carbon, an effect that a relatively high density BMD can be formed even if the low temperature heat treatment of (A) is performed at a relatively low temperature and in a short time can be obtained.

この目的で添加される炭素の濃度は、２×１０^１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３〜３×１０^１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３であることが好ましい。かかる範囲を超えて炭素を添加すると、熱処理後の格子間酸素が増大することとなり好ましくない。この原因は定かではないが、ＢＭＤに格子間酸素が凝集する効果が炭素によって阻害されているものと推測される。 The concentration of carbon added for this purpose is preferably 2 × 10 ¹⁵ atoms / cm ^{3 to} 3 × 10 ¹⁶ atoms / cm ³ . If carbon is added beyond this range, interstitial oxygen after heat treatment increases, which is not preferable. The cause of this is not clear, but it is assumed that the effect of interstitial oxygen aggregation on BMD is inhibited by carbon.

なお、サブストレートに窒素や炭素を添加する方法に関しては特に制限はなく、従来公知の方法が好ましく使用可能である。より具体的には窒素の添加方法として、窒化膜付きの基板を単結晶引き上げの融液に添加して、得られるサブストレートの窒素濃度を調節すること、炭素の添加方法として、炭素粉を単結晶引き上げの融液に添加して、得られるサブストレートの炭素濃度を調節することができる。 In addition, there is no restriction | limiting in particular regarding the method of adding nitrogen and carbon to a substrate, A conventionally well-known method can be used preferably. More specifically, as a method for adding nitrogen, a substrate with a nitride film is added to the single crystal pulling melt to adjust the nitrogen concentration of the resulting substrate, and as a method for adding carbon, carbon powder is simply added. It can be added to the crystal pulling melt to adjust the carbon concentration of the resulting substrate.

また、サブストレートに含まれる窒素、炭素、及び酸素濃度の測定方法に関しても特に制限はなく、従来公知の方法で好ましく測定可能である。より具体的には、窒素濃度の測定として二次イオン質量分析装置（ＳＩＭＳ）を使用して求めることができる。また、酸素及び炭素濃度の測定として赤外吸収法により測定し、換算係数としてＪＥＩＴＡ（電子情報技術産業協会）の値により求めることができる。 Moreover, there is no restriction | limiting in particular also about the measuring method of nitrogen, carbon, and oxygen concentration contained in a substrate, and it can measure preferably with a conventionally well-known method. More specifically, it can be determined using a secondary ion mass spectrometer (SIMS) as a measurement of the nitrogen concentration. Moreover, it can measure by the infrared absorption method as a measurement of oxygen and carbon concentration, and can obtain | require by the value of JEITA (Electronic Information Technology Industry Association) as a conversion factor.

以下、本発明を実施例をあげながら詳細に説明するが、本発明はこれらに何ら制限されるものではない。 Hereinafter, the present invention will be described in detail with reference to examples, but the present invention is not limited thereto.

（アニールウエハおよびエピタキシャルウエハの作製方法）
単結晶インゴットを種々の条件（ウエハ径、伝導型、酸素、窒素、炭素濃度）で作製し、それぞれの単結晶インゴットの直胴部の同一部位を、ワイヤソーを用いて切り出し、ミラー加工して作成した厚さ７２５〜７５０μｍの基板をサブストレートとした。さらにサブストレートから、以下に示す（１）及び（２）の方法により、アニールウエハおよびエピタキシャルウエハを作製した。なお、本実施例中、（１）の熱処理後のウエハを、「アニールウエハ」とし、（２）後のエピタキシャル層が堆積されたウエハを、「エピタキシャルウエハ」とする。 (Production method of annealed wafer and epitaxial wafer)
Single crystal ingots are manufactured under various conditions (wafer diameter, conductivity type, oxygen, nitrogen, carbon concentration), and the same part of the straight body of each single crystal ingot is cut out using a wire saw and mirror processed. The substrate having a thickness of 725 to 750 μm was used as a substrate. Furthermore, an annealed wafer and an epitaxial wafer were produced from the substrate by the following methods (1) and (2). In this example, the wafer after the heat treatment of (1) is referred to as an “annealed wafer”, and the wafer on which the epitaxial layer after (2) is deposited is referred to as an “epitaxial wafer”.

（１）熱処理
得られたサブストレートをバッチ式の縦型熱処理炉内に投入し、同じ炉内で第一熱処理（ＡおよびＢ）、第二熱処理（Ｃ）をアルゴン雰囲気中にて行った。第二熱処理の格子間酸素の拡散長は、第二熱処理の温度パターンに従って上記式（ｉ）を温度および時間について積分することで得た。各実施例及び比較例の熱処理条件は、以下１）〜５）に示す通りである。 (1) Heat treatment The obtained substrate was put into a batch type vertical heat treatment furnace, and the first heat treatment (A and B) and the second heat treatment (C) were performed in an argon atmosphere in the same furnace. The diffusion length of interstitial oxygen in the second heat treatment was obtained by integrating the above formula (i) with respect to temperature and time according to the temperature pattern of the second heat treatment. The heat treatment conditions of each example and comparative example are as shown in 1) to 5) below.

１）実施例１〜４６
第一熱処理：７００℃４時間の後、７００℃〜１０００℃の間を１℃／分の昇温速度で昇温
第二熱処理：１０００℃〜１１００℃の間を５℃／分で昇降温し、１１００℃〜１２００℃の間を１℃／分で昇降温し、１２００℃にて１時間保持
２）実施例４７〜５４
分割熱処理
第一熱処理：７００℃４時間の後、７００℃〜８００℃を０．５℃／分の昇温速度で昇温、８００〜７００℃を２℃／分で降温、７００℃で炉から取出し、室温まで冷却第二熱処理：７００℃で挿入、７００〜１１００℃の間を５℃／分で昇降温、１０００〜１１００℃の間を１℃／分で昇降温、１２００℃にて１時間保持
３）比較例１
第一熱処理：８００℃で４時間の後、８００℃〜１０００℃の間を１℃／分の昇温速度で昇温、
第二熱処理：実施例１〜３０と同じ
４）比較例２
第一熱処理：７００℃４時間の後、７００℃〜１０００℃の間を３℃／分の昇温速度で昇温
第二熱処理：実施例１〜３０と同じ
５）比較例３
第一熱処理：７００℃１時間の後、７００℃〜１０００℃の間を３℃／分の昇温速度で昇温
第二熱処理：１０００℃〜１１００℃の間を５℃／分で昇降温し、１１００℃で１時間保持
６）比較例４
分割熱処理
第一熱処理：７００℃４時間の後、７００℃〜７５０℃を０．５℃／分の昇温速度で昇温、７５０〜７００℃を２℃／分で降温、７００℃で炉から取出し、室温まで冷却
第二熱処理：実施例５１〜５８と同じ
７）比較例５
分割熱処理
第一熱処理：７００℃４時間の後、７００℃〜８００℃を２℃／分の昇温速度で昇温、８００〜７００℃を２℃／分で降温、７００℃で炉から取出し、室温まで冷却
第二熱処理：実施例５１〜５８と同じ
また、１０００℃の段階でのＢＭＤ密度と格子間酸素濃度を調べるため、同条件で作製したサブストレートをバッチ式の縦型熱処理炉内に投入し、連続熱処理の場合は第一熱処理のみを行って、分割熱処理の場合は第二熱処理の１０００℃まで昇温を行って、１０００℃で炉から引き出したウエハも用意した。 1) Examples 1-46
First heat treatment: After 700 ° C. for 4 hours, the temperature is raised between 700 ° C. and 1000 ° C. at a rate of 1 ° C./min. Second heat treatment: The temperature is raised between 1000 ° C. and 1100 ° C. at 5 ° C./min. The temperature was raised between 1100 ° C. and 1200 ° C. at 1 ° C./min and held at 1200 ° C. for 1 hour. 2) Examples 47-54
Split heat treatment First heat treatment: 700 ° C. for 4 hours, 700 ° C. to 800 ° C. raised at a rate of 0.5 ° C./minute, 800 to 700 ° C. lowered at 2 ° C./minute, 700 ° C. from the furnace Take out and cool to room temperature Second heat treatment: Insert at 700 ° C, increase / decrease temperature between 700-1100 ° C at 5 ° C / min, increase / decrease temperature between 1000-1100 ° C at 1 ° C / min, 1200 ° C for 1 hour Holding 3) Comparative Example 1
First heat treatment: After 4 hours at 800 ° C., the temperature is raised between 800 ° C. and 1000 ° C. at a rate of 1 ° C./min.
Second heat treatment: the same as in Examples 1 to 30 4) Comparative Example 2
First heat treatment: After 700 hours at 700 ° C., the temperature is raised between 700 ° C. and 1000 ° C. at a rate of temperature increase of 3 ° C./min. Second heat treatment: the same as in Examples 1 to 30 5) Comparative Example 3
1st heat treatment: 700 ° C for 1 hour, then heat up at 700 ° C to 1000 ° C at a rate of 3 ° C / min. 2nd heat treatment: between 1000 ° C and 1100 ° C at 5 ° C / min. Hold at 1100 ° C. for 1 hour 6) Comparative Example 4
Split heat treatment First heat treatment: 700 ° C. for 4 hours, 700 ° C. to 750 ° C. raised at a rate of 0.5 ° C./min, 750 to 700 ° C. lowered at 2 ° C./min, 700 ° C. from the furnace Take out and cool to room temperature Second heat treatment: Same as Examples 51-58 7) Comparative Example 5
Split heat treatment First heat treatment: 700 ° C. for 4 hours, 700 ° C. to 800 ° C. raised at a rate of 2 ° C./min, 800 to 700 ° C. lowered at 2 ° C./min, taken out from the furnace at 700 ° C., Cooling to room temperature Second heat treatment: Same as Examples 51 to 58 Also, in order to investigate the BMD density and interstitial oxygen concentration at the stage of 1000 ° C., the substrate produced under the same conditions was placed in a batch type vertical heat treatment furnace. In the case of continuous heat treatment, only the first heat treatment was performed, and in the case of split heat treatment, the temperature was raised to 1000 ° C. of the second heat treatment, and a wafer pulled out from the furnace at 1000 ° C. was also prepared.

（２）エピタキシャル層堆積
アニールウエハの一部には、その表面に気相成長装置でエピタキシャル層を５μｍ堆積した。 (2) Epitaxial layer deposition 5 μm of an epitaxial layer was deposited on a part of the annealed wafer using a vapor phase growth apparatus.

また、作製したウエハ（実施例１〜６３、比較例１〜５）の作製条件（ウエハ径、伝導型、サブストレート中の各濃度（炭素、窒素、酸素）、各熱処理における格子間酸素の拡散長）を表１、表２にまとめた。なお、表中でｐ型はボロンドープ、ｎ型はリンドープである。また、各含有物（酸素等）の濃度の調整・測定は通常公知の方法に従った。 Also, the production conditions (wafer diameter, conductivity type, concentration in the substrate (carbon, nitrogen, oxygen) of the produced wafers (Examples 1 to 63, Comparative Examples 1 to 5), and diffusion of interstitial oxygen in each heat treatment. Table 1 and Table 2 are summarized. In the table, p-type is boron-doped and n-type is phosphorus-doped. Further, the adjustment / measurement of the concentration of each content (oxygen, etc.) was in accordance with a generally known method.

（アニールウエハ及びエピタキシャルウエハの測定及び評価）
上記作製条件で得られたそれぞれのアニールウエハ及びエピタキシャルウエハについて以下の（１）、（２）、（３）、（５）に関する測定及び評価を行った。また、第一熱処理のみを行ったウエハ、および分割熱処理の場合は第二熱処理の１０００℃で取り出したウエハに関しては、（２）および（３）を行った（結果は表３、表４に示した）。また、（１）及び（２）の測定に使用するサンプルのうちTEMサンプルは、各ウエハを所定深さ（５０μｍ、１００μｍ、３００μｍ）まで、精密研磨機により削り、ウエハの中心部と、エッジから１０ｍｍの二箇所から採取した。OPPは、各ウエハの所定深さ（５０μｍ、１００μｍ、３００μｍ）、所定位置（中心、エッジから１０ｍｍ）にフォーカスを設定して測定を行った。 (Measurement and evaluation of annealed wafers and epitaxial wafers)
Measurement and evaluation on the following (1), (2), (3), and (5) were performed for each annealed wafer and epitaxial wafer obtained under the above-described production conditions. In addition, (2) and (3) were performed on the wafer that was subjected only to the first heat treatment, and in the case of the divided heat treatment, the wafer that was taken out at 1000 ° C. of the second heat treatment (the results are shown in Tables 3 and 4). ) Of the samples used in the measurements of (1) and (2), the TEM sample is prepared by grinding each wafer to a predetermined depth (50 μm, 100 μm, 300 μm) with a precision polishing machine, from the center and edge of the wafer. It collected from two 10mm places. The OPP was measured by setting the focus at a predetermined depth (50 μm, 100 μm, 300 μm) and a predetermined position (center, 10 mm from the edge) of each wafer.

（１）ＢＭＤ形状の判定：ＢＭＤ扁平率は、同じ測定サンプルをＯＰＰのスキャン方向を<110>方向と<100>方向に変えて二回測定し、両測定で得られたシグナル強度の比から判定した。すなわち、シグナル強度の比とＢＭＤ扁平率との関係を予め調べておき、シグナル強度の比から扁平率を求めた。また、ＴＥＭによっても測定し、その際は、[001]方向から見た顕微鏡像から扁平率を測定し求めた。これらの結果からＢＭＤ形態判定を行った。なお、それぞれのサンプルで少なくとも１０個以上のＢＭＤを測定し、それによって得られた扁平率をすべて平均することで平均扁平率を求め、それらが１．５を超えるか否かで行った。 (1) Judgment of BMD shape: BMD flatness is measured from the ratio of signal intensity obtained by measuring the same measurement sample twice with the OPP scan direction changed to <110> and <100> directions. Judged. That is, the relationship between the signal intensity ratio and the BMD flatness ratio was examined in advance, and the flatness ratio was obtained from the signal intensity ratio. Moreover, it measured also by TEM and measured the oblateness from the microscopic image seen from the [001] direction in that case. BMD form determination was performed from these results. In addition, at least 10 or more BMD was measured with each sample, the average flatness was calculated | required by averaging all the flatness obtained by it, and it performed by whether they exceeded 1.5.

（２）ＢＭＤサイズおよび密度：各サンプルに関して、ＯＰＰ及びＴＥＭを用いて測定することで得た。下記１）と下記２）の方法で得られたＢＭＤの観察結果から、所定のサイズを有するＢＭＤの密度を求めた。なお、所定のサイズを有するＢＭＤの密度は、三箇所の平均値とした。 (2) BMD size and density: Obtained by measuring each sample using OPP and TEM. The density of BMD having a predetermined size was determined from the observation results of BMD obtained by the methods 1) and 2) below. In addition, the density of BMD which has a predetermined size was made into the average value of three places.

１）ＯＰＰによる測定：アクセント社のＯＰＰを用い、ＢＭＤに起因する透過レーザーの位相差を電気的に信号処理したシグナル強度を測定した。予め、サイズがわかっているＢＭＤをＯＰＰで測定し、シグナル強度とＢＭＤサイズの校正曲線を作成した。その校正曲線は下記の通りである。 1) Measurement by OPP: Using OPP from Accent, signal intensity obtained by electrically processing the phase difference of the transmitted laser caused by BMD was measured. BMD whose size was known in advance was measured by OPP, and a calibration curve of signal intensity and BMD size was created. The calibration curve is as follows.

八面体形状のBMD対角長(nm)＝153.85×(OPPシグナル)^0.4354
この校正曲線を使って、シグナル強度からＢＭＤのサイズを求めた。なお、サイズを求める際は、ゴーストシグナル除去処理（K. Nakai Review of Scientific Instruments, vol. 69 (1998) pp. 3283）を行った。検出感度は、対角長８０ｎｍ以上のＢＭＤが測定できる感度に設定した。 Octagonal BMD diagonal length (nm) = 153.85 x (OPP signal) ^0.4354
Using this calibration curve, the BMD size was determined from the signal intensity. In addition, when calculating | requiring a size, the ghost signal removal process (K. Nakai Review of Scientific Instruments, vol. 69 (1998) pp. 3283) was performed. The detection sensitivity was set to a sensitivity at which BMD having a diagonal length of 80 nm or more can be measured.

２）ＴＥＭによる測定：測定で得られた顕微鏡像から所定サイズのＢＭＤの密度を求めた。なお、密度は視野内で観察されたＢＭＤの個数と、観察した領域にあたる試料の体積から求めた。 2) Measurement by TEM: The density of BMD of a predetermined size was determined from the microscopic image obtained by the measurement. The density was determined from the number of BMDs observed in the field of view and the volume of the sample corresponding to the observed region.

（３）アニールウエハ及びエピタキシャルウエハの格子間酸素濃度
アニールウエハ及びエピタキシャルウエハの格子間酸素濃度は赤外吸収法により測定し、換算係数としてＪＥＩＴＡ（電子情報技術産業協会）の値を使用した。 (3) Interstitial oxygen concentration of annealed wafer and epitaxial wafer The interstitial oxygen concentration of the annealed wafer and epitaxial wafer was measured by an infrared absorption method, and the value of JEITA (Electronic Information Technology Industries Association) was used as a conversion factor.

（４）アニールウエハ及びエピタキシャルウエハの窒素濃度
アニールウエハ及びエピタキシャルウエハからサンプルを採取し、表面の窒素外方拡散層を除去するために２０μｍのポリッシュを行った後、ＳＩＭＳを用いて窒素濃度を測定した。 (4) Nitrogen concentration of annealed wafer and epitaxial wafer Samples were taken from the annealed wafer and epitaxial wafer, polished 20 μm to remove the nitrogen outer diffusion layer on the surface, and then measured for nitrogen concentration using SIMS did.

（５）アニールウエハ及びエピタキシャルウエハのスリップ長さ、及び反り耐性評価
アニールウエハ及びエピタキシャルウエハに対して、下記（５）−Ａ、（５）−Ｂを交互に１０回繰り返す熱処理（以下、「疑似デバイスプロセス熱処理」とする。）を行った。そして、疑似デバイスプロセス熱処理前、および疑似デバイスプロセス熱処理後のアニールウエハ及びエピタキシャルウエハの反りをＮＩＤＥＫ社製ＦＴ−９０Ａで測定した。また、疑似デバイスプロセス熱処理後のアニールウエハをＸ線トポグラフで観察し、観察されたスリップの長さのうち最大の長さを代表値とした。 (5) Evaluation of Slip Length of Annealed Wafer and Epitaxial Wafer and Warpage Resistance An annealed wafer and an epitaxial wafer are subjected to heat treatment (hereinafter referred to as “pseudo”) by alternately repeating the following (5) -A and (5) -B 10 times. Device process heat treatment ”). The warpage of the annealed wafer and the epitaxial wafer before and after the pseudo device process heat treatment was measured with a FT-90A manufactured by NIDEK. Further, the annealed wafer after the pseudo device process heat treatment was observed with an X-ray topograph, and the maximum length of the observed slip lengths was used as a representative value.

（５）−Ａ：縦型炉を使った熱処理
（Ｉ）：７８０℃３時間
（ＩＩ）：さらに、１０００℃８時間
なお、挿入、引出は全て７００℃で行い、昇降温レートは全て５℃／分、雰囲気は全てアルゴン下で行った。
（５）−Ｂ：ＲＴＡを使った熱処理
挿入室温
昇温５０℃／分
保持１１００℃１分
降温３０℃／分
引出室温
雰囲気アルゴン (5) -A: Heat treatment using a vertical furnace (I): 780 ° C. for 3 hours (II): 1000 ° C. for 8 hours All insertion and extraction are performed at 700 ° C., and the heating / cooling rate is 5 ° C. / Min, atmosphere was all performed under argon.
(5) -B: Heat treatment using RTA Insertion Room temperature Temperature rise 50 ° C./min Hold 1100 ° C. 1 minute Temperature drop 30 ° C./min Draw Room temperature Atmosphere Argon

（アニールウエハ及びエピタキシャルウエハの各測定結果並びに評価結果）
表３、表４には実施例および比較例として、表１、表２に示した作製条件にて作製されたアニールウエハおよびエピタキシャルウエハについて、測定された所定サイズのＢＭＤの密度および格子間酸素濃度と、擬似デバイスプロセス熱処理により発生したスリップと反り量をまとめた。また、いずれの条件により作製されたウエハでも、ＢＭＤの平均扁平率は１．５以下であった。 (Measurement results and evaluation results of annealed wafers and epitaxial wafers)
Tables 3 and 4 show, as examples and comparative examples, measured BMD density and interstitial oxygen concentration of a predetermined size for annealed wafers and epitaxial wafers manufactured under the manufacturing conditions shown in Tables 1 and 2. The slip and warpage amount generated by the pseudo device process heat treatment are summarized. Moreover, the average flatness of BMD was 1.5 or less in the wafer manufactured under any conditions.

ここで、表３、および表４中のＢＭＤ密度（１）は、サイズ１０〜５０ｎｍのＢＭＤの密度であり、（２）はサイズ３００ｎｍ以上のＢＭＤの密度を意味する。 Here, BMD density (1) in Table 3 and Table 4 is the density of BMD having a size of 10 to 50 nm, and (2) means the density of BMD having a size of 300 nm or more.

なお、ウエハのスリップは、すべて１０μｍ以下であった。また、窒素添加されたアニールウエハ及びエピタキシャルウエハの窒素濃度は、ａｓｇｒｏｗｎで測定された窒素濃度と変わらなかった。また、実施例２、４、１２、１４、２２、及び２４では、ＢＭＤの対角長はすべて２０ｎｍ以上であった。 The wafer slips were all 10 μm or less. Further, the nitrogen concentration of the annealed wafer and the epitaxial wafer to which nitrogen was added was not different from the nitrogen concentration measured by asgrown. In Examples 2, 4, 12, 14, 22, and 24, the diagonal lengths of BMD were all 20 nm or more.

これらの結果より、シリコンウエハの伝導型に関係なく、いずれの径のアニールウエハ及びエピタキシャルウエハでも、ＢＭＤ密度（１）が５×１０^１１／ｃｍ^３以上となり、且つ、ＢＭＤ密度（２）が１×１０^７／ｃｍ^３以下になることで、スリップの長さが１０ｍｍ以下になり、反り量が２０μｍ以下に抑えられていることが分かる。この傾向は、第一熱処理と第二熱処理を連続して行う場合、あるいは第一熱処理が終わった後、サブストレートを室温まで冷却してから、第二熱処理を行う分割熱処理の場合、いずれも同じであった。 From these results, regardless of the conductivity type of the silicon wafer, the BMD density (1) is 5 × 10 ¹¹ / cm ³ or more and the BMD density (2) is 1 regardless of the diameter of the annealed wafer and epitaxial wafer. It can be seen that the slip length is 10 mm or less and the amount of warpage is suppressed to 20 μm or less by being × 10 ⁷ / cm ³ or less. This tendency is the same in the case of performing the first heat treatment and the second heat treatment continuously or in the case of the divided heat treatment in which the substrate is cooled to room temperature after the first heat treatment is finished and then the second heat treatment is performed. Met.

さらに、ＢＭＤ密度（１）が１×１０^１２／ｃｍ^３以上になると、スリップがさらに小さく（５ｍｍ以下）なった。また、ＢＭＤ密度（１）が５×１０^１１／ｃｍ^３以上であり、かつ全てのＢＭＤが２０ｎｍ以上になると、スリップがさらに小さく（５ｍｍ以下）なった。 Furthermore, when the BMD density (1) was 1 × 10 ¹² / cm ³ or more, the slip was further reduced (5 mm or less). Further, when the BMD density (1) was 5 × 10 ¹¹ / cm ³ or more and all the BMDs were 20 nm or more, the slip was further reduced (5 mm or less).

また、ＢＭＤ密度（２）が同じでも、サブストレートに窒素を添加することで、反りが１５μｍ以下となった。 Further, even when the BMD density (2) was the same, the warpage was 15 μm or less by adding nitrogen to the substrate.

さらに、比較例より、ＢＭＤ密度（１）が５×１０^１１／ｃｍ^３未満となる場合、スリップは１０ｍｍを越える結果となった。このシリコンウエハは、第一熱処理が終わった段階、および分割熱処理の場合は第二熱処理の１０００℃で取り出した段階で、５ｎｍ以上のＢＭＤ密度が５×１０１１／ｃｍ３未満であった。 Furthermore, from the comparative example, when the BMD density (1) was less than 5 × 10 ¹¹ / cm ³ , the slip exceeded 10 mm. This silicon wafer had a BMD density of 5 nm or more of less than 5 × 10 11 / cm 3 at the stage where the first heat treatment was completed, and in the case of split heat treatment, the second heat treatment was taken out at 1000 ° C.

また、ＢＭＤ密度（２）が１×１０^７／ｃｍ^３を越える場合は、反りが２０μｍを越えた。このシリコンウエハは、第一熱処理が終わった段階、および分割熱処理の場合は第二熱処理の１０００℃で取り出した段階で、格子間酸素濃度が５×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３を超えていた。 In addition, when the BMD density (2) exceeded 1 × 10 ⁷ / cm ³ , the warpage exceeded 20 μm. This silicon wafer had an interstitial oxygen concentration exceeding 5 × 10 17 atoms / cm 3 at the stage where the first heat treatment was completed, and in the case of divided heat treatment, the silicon wafer was taken out at 1000 ° C. of the second heat treatment.

また、本実施例における熱処理条件では、ＢＭＤ密度（１）が５×１０^１１／ｃｍ^３以上となり、且つ、ＢＭＤ密度（２）が１×１０^７／ｃｍ^３以下の場合も、格子間酸素濃度が５×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３を越えると、反りが２０μｍを越える結果となった。 Further, under the heat treatment conditions in this example, the interstitial oxygen concentration is also obtained when the BMD density (1) is 5 × 10 ¹¹ / cm ³ or more and the BMD density (2) is 1 × 10 ⁷ / cm ³ or less. When exceeding 5 × 10 ¹⁷ atoms / cm ³ , the warp exceeded 20 μm.

また、本実施例では、格子間酸素の析出を伴うスリップ、反り耐性評価試験を行ったため、格子間酸素濃度が低減されていない場合の本発明に係るシリコンウエハにおいて、スリップおよび反り抑制の効果が顕著ではないが、熱処理が格子間酸素の析出をあまり伴わない熱処理（たとえば、比較的低温、短時間の熱処理）である場合には、格子間酸素濃度の低減がされていない本発明のシリコンウエハでも、スリップおよび反りの発生が著しく抑えることが可能である。 Further, in this example, since the slip and warpage resistance evaluation test accompanied by precipitation of interstitial oxygen was performed, in the silicon wafer according to the present invention when the interstitial oxygen concentration was not reduced, the effect of slip and warpage suppression was achieved. The silicon wafer of the present invention in which the interstitial oxygen concentration is not reduced when the heat treatment does not significantly involve precipitation of interstitial oxygen (for example, relatively low temperature, short-time heat treatment). However, the occurrence of slip and warp can be remarkably suppressed.

ＲＴＡ熱処理で導入されるスリップと反りを説明する図Diagram explaining slip and warpage introduced by RTA heat treatment 八面体形状のＢＭＤと板状ＢＭＤの区別を示す模式図Schematic diagram showing the distinction between octahedral BMD and plate BMD

Claims

BMD is an octahedron silicon wafer,
Of the BMDs present at a depth of 50 μm or more from the silicon wafer surface,
BMD having a diagonal length of 10 nm to 50 nm is 5 × 10 ¹¹ / cm ³ or more,
BMD having a diagonal length of 300 nm or more is 1 × 10 ⁷ / cm ³ or less,
A silicon wafer having an interstitial oxygen concentration of 5 × 10 ¹⁷ atoms / cm ³ or less.

A method for producing a silicon wafer according to claim 1,
On the substrate,
(A) a low-temperature heat treatment step in which heat treatment is performed in a temperature range of 600 ° C. to 750 ° C. and a required time of 30 minutes to 10 hours;
(B) Furthermore, a temperature raising process in which the temperature raising treatment up to 1000 ° C. is performed at a temperature raising rate of 0.1 ° C./min to 1 ° C./min and a required time of 5 hours to 50 hours,
(C) Furthermore, a high-temperature heat treatment step in which heat treatment is performed in a temperature range of 1000 ° C. or more and 1250 ° C. or less and the diffusion length of interstitial oxygen is 30 μm or more and 50 μm or less;
The manufacturing method characterized by performing the heat processing containing this.

A method for producing a silicon wafer according to claim 1,
On the substrate,
(A) a low-temperature heat treatment step in which heat treatment is performed in a temperature range of 600 ° C. to 750 ° C. and a required time of 30 minutes to 10 hours;
(B) Furthermore, a temperature raising process in which a temperature raising process up to 800 ° C. is performed at a temperature rising rate of 0.1 ° C./min to 1 ° C./min and a required time of 1 hour to 20 hours,
(C) After the temperature raising step, the temperature of the furnace is lowered at a temperature lowering rate of 1 ° C./min to 10 ° C./min, and the substrate is removed from the furnace when the temperature of the furnace is 600 ° C. to 800 ° C. Temperature lowering / removing process to cool to room temperature,
(D) After the temperature lowering / removing step, the furnace temperature is set to 600 ° C. or higher and 800 ° C. or lower, and the substrate is inserted into the furnace. The furnace temperature is increased to 1000 ° C. from 1 ° C./min to 10 ° C./min. A high-temperature heat treatment step in which heat treatment is performed in a temperature range of 1000 ° C. or higher and 1250 ° C. or lower and a diffusion length of interstitial oxygen of 30 μm or more and 50 μm or less after being heated at the following temperature increase rate;
The manufacturing method characterized by performing the heat processing containing this.

4. The method according to claim 2, wherein the nitrogen concentration of the substrate is 5 × 10 ¹⁴ atoms / cm ³ or more and 1 × 10 ¹⁶ atoms / cm ³ or less.

5. The production method according to claim 2, wherein the carbon concentration of the substrate is 2 × 10 ¹⁵ atoms / cm ³ or more and 3 × 10 ¹⁶ atoms / cm ³ or less.