JP2008166721A - シリコンウエハ及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】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。
【解決手段】ＢＭＤの形態が板状であるシリコンウエハであって、シリコンウエハの表面から深さ５０μｍ以上の位置に存在しているＢＭＤのうち、対角長が１０ｎｍ以上１２０ｎｍ以下のＢＭＤが１×１０^１１／ｃｍ^３以上であり、対角長が７５０ｎｍ以上のＢＭＤが１×１０^７／ｃｍ^３以下であり、且つ、格子間酸素濃度が５×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下である。
【選択図】図１

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。

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。

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、Ｂｕｌｋ Ｍｉｃｒｏ Ｄｅｆｅｃｔ（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。

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。

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Ｉｎｔｒｉｎｓｉｃ Ｇｅｔｔｅｒｉｎｇ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Ｄｅｎｕｄｅｄ Ｚｏｎｅ（以下、「ＤＺ層」とする。）層を形成する手法が用いられる。

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。

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。

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。

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。

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。

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

しかし、近年シリコンウエハが大径化し、かつＲａｐｉｄ Ｔｈｅｒｍａｌ Ａｎｎｅａｌｅｒ（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。

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。

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。

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。

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。

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）〜（８）の発明が含まれる。

（１）ＢＭＤの形態が板状であるシリコンウエハであって、該シリコンウエハの表面から深さ５０μｍ以上の位置に存在しているＢＭＤのうち、対角長が１０ｎｍ以上１２０ｎｍ以下のＢＭＤが１×１０^１１／ｃｍ^３以上であり、対角長が７５０ｎｍ以上のＢＭＤが１×１０^７／ｃｍ^３以下であり、且つ、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。

（２）板状、および八面体形状のＢＭＤが混在しているシリコンウエハであって、該シリコンウエハの表面から深さ５０μｍ以上の位置に存在しているＢＭＤのうち、形態が八面体で対角長が１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下であるＢＭＤが５×１０^１１／ｃｍ^３以上であり、形態が板状で対角長が７５０ｎｍ以上であるＢＭＤが１×１０^７／ｃｍ^３以下であり、且つ、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。

（３）前記（１）のシリコンウエハの製造方法であって、サブストレートに、（Ａ）６００℃以上７５０℃以下の温度範囲、１０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、１０００℃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℃以上１２５０℃以下の温度範囲で、かつ、格子間酸素の拡散長が２０μｍ以上３０μｍ未満となるように熱処理を行う高温熱処理工程と、を含む熱処理を行うことを特徴とする、製造方法。

（４）前記（１）のシリコンウエハの製造方法であって、サブストレートに、（Ａ）６００℃以上７５０℃以下の温度範囲、１０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℃以下のときにサブストレートを炉外に取り出してサブストレートを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２０μｍ以上３０μｍ未満となるように熱処理を行う高温熱処理工程と、を含む熱処理を行うことを特徴とする、製造方法。

（５）前記（２）のシリコンウエハの製造方法であって、サブストレートに、（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、１０００℃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℃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、を含む熱処理を行うことを特徴とする、製造方法。

（６）前記（２）のシリコンウエハの製造方法であって、サブストレートに、（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℃以下のときにサブストレートを炉外に取り出してサブストレートを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、を含む熱処理を行うことを特徴とする、製造方法。

（７）前記サブストレートの窒素濃度が、５×１０^１４ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上１×１０^１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下であることを特徴とする、（３）〜（６）のいずれかの製造方法。
（８）前記サブストレートの炭素濃度が、２×１０^１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上３×１０^１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下であることを特徴とする、（３）〜（７）のいずれかの製造方法。

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。

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よい。

さらに、本発明において、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。

本発明のシリコンウエハは、いずれも所定のサイズのＢＭＤの密度が上記のように制御されていることで、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。

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。

本発明のシリコンウエハは、いずれも格子間酸素濃度が、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。

本発明の製造方法によれば、上記のような優れた特性を有する本発明のシリコンウエハを製造することができる。

以下、本発明を実施の形態に即して詳細に説明する。

（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。

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。

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（Ｓｅｐａｒａｔｉｏｎ Ｂｙ Ｉｍｐｌａｎｔｅｄ Ｏｘｙｇｅｎ）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。

本発明のシリコンウエハの特徴は、ＢＭＤの形態が板状、あるいは板状と八面体形状であるシリコンウエハにおいて、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、形態が板状の場合は対角長が１０ｎｍ以上１２０ｎｍ以下のＢＭＤが１×１０^１１／ｃｍ^３以上であり、形態が八面体の場合は対角長が１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＢＭＤが５×１０^１１／ｃｍ^３以上で形成されていることである。これは、本発明者等による下に説明する知見に基づく。

すなわち、表面から５０μｍより深い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、所定対角長を有するＢＭＤが、所定の密度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、具体的には発生するスリップが１０ｍｍ以下に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。

板状のＢＭＤは八面体のＢＭＤに比べてスリップ伝搬に対する障壁効果が強いため、八面体より低密度でもスリップ抑制効果があると推測される。

ここでＢＭＤ形態が板状の場合は、ＢＭＤの対角長が１０ｎｍ未満、あるいはＢＭＤの密度が１×１０^１１／ｃｍ^３未満、ＢＭＤ形態が八面体形状の場合は、ＢＭＤの対角長が１０ｎｍ未満、あるいはＢＭＤの密度が５×１０^１１／ｃｍ^３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形態が板状の場合はＢＭＤ対角長は１２０ｎｍ、ＢＭＤ形態が八面体形状の場合は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１×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３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１×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３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、ＢＭＤ形態が板状の場合は密度１×１０^１１／ｃｍ^３のＢＭＤをサイズ１２０ｎｍ超で実現することはできず、ＢＭＤ形態が八面体形状の場合は密度５×１０^１１／ｃｍ^３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、ＢＭＤ形態が板状の場合は密度が１×１０^１１／ｃｍ^３以上、かつ対角長が１０ｎｍ以上１２０ｎｍ以下、ＢＭＤ形態が八面体形状の場合は密度が５×１０^１１／ｃｍ^３以上、かつ対角長が１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下となる。

さらに、高密度形成されたＢＭＤが板状の場合、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３０ｎｍ以上であり、かつ、対角長が１２０ｎｍ以下のＢＭＤ密度が１×１０^１１／ｃｍ^３以上であることが好ましい。また、高密度形成されたＢＭＤが八面体形状の場合、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。

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５０μｍより深い位置に存在するＢＭＤのうち、板状で、対角長が７５０ｎｍ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。

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、所定サイズ以上であるＢＭＤが起点となってウエハ内部に高密度の転位が発生しやすく、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。そのようなＢＭＤを所定密度（１×１０^７／ｃｍ^３）以下に低減することで、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。板状ＢＭＤは八面体ＢＭＤに比べて反りの原因となるウエハ内部の転位を発生しにくい。よって、このような所定サイズ以上のＢＭＤは板状にする事が望ましい。

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。

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よい。

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。

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よい。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。

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。

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。

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。

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。

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（Ｏｐｔｉｃａｌ Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅ Ｐｒｏｆｉｌｅｒ：以下、「ＯＰＰ」とする。）による測定があげられる。

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。

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。

（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。

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。

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。

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。

本発明では、より好ましくは、ＢＭＤの形態が板状であるシリコンウエハを製造する場合、前記熱処理が、（Ａ）：６００〜７５０℃の温度で１０分〜１０時間で行う低温熱処理と、（Ｂ）：さらに、１０００℃までの間を０．１℃／分〜１℃／分の昇温速度で昇温する工程を含む昇温工程と、（Ｃ）：さらに、１０００℃〜１２５０℃の温度で、かつ、格子間酸素の拡散長が２０μｍ〜３０μｍとなる高温熱処理工程と、を含むことである。また、板状、および八面体形状ＢＭＤが混在しているシリコンウエハを製造する場合、前記熱処理が、（Ａ）：６００〜７５０℃の温度で３０分〜１０時間で行う低温熱処理と、（Ｂ）：さらに、１０００℃までの間を０．１℃／分〜１℃／分の昇温速度で昇温する工程を含む昇温工程と、（Ｃ）：さらに、１０００℃〜１２５０℃の温度で、かつ、格子間酸素の拡散長が３０μｍ〜５０μｍとなる高温熱処理工程と、を含むことである。

（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短いと、ＢＭＤ核形成のための時間が不十分であり、ＢＭＤ密度が所定の密度以上にならないので好ましくなくない（１０分未満ではＢＭＤ密度が１×１０^１１／ｃｍ^３未満になり、３０分未満ではＢＭＤ密度が５×１０^１１／ｃｍ^３未満になる）。さらに、１０時間を越えると生産性が極端に低下するため好ましくない。

（Ｂ）の工程は、１０００℃まで昇温した段階で、対角長が５ｎｍ以上のＢＭＤの密度を所定の密度（板状の場合は１×１０^１１／ｃｍ^３、八面体形状の場合は５×１０^１１／ｃｍ^３）以上にして、かつ、格子間酸素濃度を５×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下にすることを目的としている。対角長が５ｎｍ未満の場合は、後続する（Ｃ）の高温熱処理でＢＭＤが収縮消滅してしまうため、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、所定の密度未満になってしまうおそれがあるため好ましくない。また、５ｎｍ以上のＢＭＤ密度が所定の密度未満の場合は、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、所定の密度未満になってしまうおそれがあるため好ましくない。また、格子間酸素濃度が５×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３を越えると、後続する高温熱処理を行った後のシリコンウエハでも、格子間酸素濃度が５×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３を越えたり、形態が板状で対角長が７５０ｎｍ以上のＢＭＤ密度が１×１０^７／ｃｍ^３を越えることがあるため、好ましくない。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に集まるためと考えられる。この工程において、昇温レートが０．１℃／未満であると熱処理炉の制御の関係から安定的な昇温レートが確保できないので好ましくなく、１℃／分を超えると（Ａ）の工程で作り出されたＢＭＤが昇温中に消滅してしまうため、１０００℃まで昇温した段階でＢＭＤ密度が５×１０^１１／ｃｍ^３未満になってしまい、好ましくない。

また、０．１℃／分以上１℃／分以下で昇温する工程が５時間未満の場合は、（Ａ）の工程で作り出されたＢＭＤが昇温中に消滅してしまうため、１０００℃まで昇温した段階でＢＭＤ密度が所定の密度（板状の場合は１×１０^１１／ｃｍ^３、八面体形状の場合は５×１０^１１／ｃｍ^３）未満になってしまい、好ましくない。また、５０時間を超えると、生産性が極端に低下するため好ましくない。また、格子間酸素の拡散長が５μｍ未満の場合は、１０００℃まで昇温した段階での格子間酸素濃度が５×１０^１７ａｏｍｓ／ｃｍ^３を越えてしまうため、好ましくない。

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よい。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。

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。

格子間酸素の拡散長（μｍ）＝２×１０^４×（Ｄ×時間（秒））^０．５ （ｉ）
ここで、
Ｄ（ｃｍ^２／秒）＝０．１７×ｅｘｐ（−２．５３÷８．６２×１０^−５÷温度（Ｋ））
このように、格子間酸素の拡散長を２０μｍ以上となる熱処理は、５μｍ以上といった広いＤＺ層を形成するうえで好ましい。

また、格子間酸素の拡散長を３０μｍ未満にすると、（Ｃ）の高温熱処理が終わった後のＢＭＤ形態は板状となり、格子間酸素の拡散長を３０μｍ以上にすると、ＢＭＤ形態は八面体形状になる。なお、格子間酸素の拡散長が３０μｍ以上となる場合も、例えば後述するように窒素を添加することで、比較的大きなサイズのＢＭＤの形態を板状にすることもできる。格子間酸素の拡散長が５０μｍを越えるような高温熱処理は、時間が長くなりすぎて、生産性が低下するので好ましくない。

（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。

本発明では、より好ましくは、ＢＭＤの形態が板状であるシリコンウエハを製造する場合、前記熱処理が（Ａ）６００℃以上７５０℃以下の温度範囲で１０分以上１０時間以下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〜１℃／分の昇温速度で１時間以上２０時間以下行う昇温工程と、（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、炉の温度が６００℃以上８００℃以下のときにサブストレートを炉外に取り出して該サブストレートを室温まで冷却する降温・取出工程と、（Ｄ）降温・取出工程の後、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である。また、板状、および八面体形状ＢＭＤが混在しているシリコンウエハを製造する場合、前記熱処理が、（Ａ）：６００℃以上７５０℃以下の温度範囲で３０分以上１０時間以下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℃／分以下の昇温速度で１時間以上２０時間以下行う昇温工程と、（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、炉の温度が６００℃以上８００℃以下のときにサブストレートを炉外に取り出して該サブストレートを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℃以下にして炉内にウエハを挿入し、炉の温度をさらに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である。

（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。
この場合、アニールウエハのＢＭＤ密度が所定の密度（板状の場合は１×１０１１／ｃｍ３、八面体形状の場合は５×１０１１／ｃｍ３）以上にするためには、（Ｂ）において昇温速度を０．１〜１℃／分にするのは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、０．１〜１℃／分の昇温を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、７５０ｎｍ以上のＢＭＤ密度が１×１０７／ｃｍ３以下になる。

ここで、（Ｂ）における昇温レートが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、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）の工程に進んでもよい。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。

（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。

（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。

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。

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。

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。

更に、かかる濃度範囲で窒素が添加されていると、例えば１１００℃以上の温度範囲における格子間酸素の拡散長が３０μｍ以上になるような比較的高温の熱処理でも、比較的大きなサイズのＢＭＤ形態は板状とすることができ、反りの原因となる転位の発生が起こりにくい。なお、この場合、比較的サイズが小さく、高密度に存在しているＢＭＤの形態は八面体である。窒素がＢＭＤ形態に及ぼす効果は、このような高密度ＢＭＤには作用しにくいと考えられる。

例えば、ＤＺ層を７μｍ以上有するシリコンウエハを製造する場合、１１００℃以上の温度範囲における格子間酸素の拡散長が３０μｍ以上になるような熱処理を行う必要がある。そのような場合、窒素を添加して所定サイズ以上のＢＭＤの形態を板状にしておくことは、反りを低減する上で有効となる。

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。

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。

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。

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。

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。

（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。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。各熱処理の条件は、１）〜９）に示す通りである。このように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、以下の１）〜９）の条件に示す熱処理後のウエハを、「アニールウエハ」とし、また、２）、及び４）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。また、各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、以下に示す通りである。また、エピタキシャル層堆積は、アニールウエハの表面に気相成長装置でエピタキシャル層を５μｍ堆積することで行った。

１）表１
第一熱処理：７００℃１時間を行った後、７００℃から１０００℃の間を１℃／分の昇温速度で昇温、
第二熱処理：１０００℃から１１００℃の間を５℃／分の昇温速度で昇温し、１１００℃で４時間保持
降温工程：１２００℃から７００℃までを１℃／分〜５℃／分で降温
２）表２
表１の熱処理の後にエピタキシャル層堆積
３）表３
第一熱処理：７００℃４時間を行った後、７００℃から１０００℃の間を１℃／分の昇温速度で昇温
第二熱処理：１０００℃から１１００℃の間を５℃／分の昇温速度で昇温し、１１００℃から１２００℃の間を１℃／分の昇温速度で昇温し、１２００℃で１時間保持
降温工程：１２００℃から７００℃までを１℃／分〜５℃／分で降温
４）表４
表３の熱処理の後にエピタキシャル層堆積
５）表５
比較例１：第一熱処理として８００℃で４時間を行った後、８００℃から１０００℃の間を０．１℃／分の昇温速度で昇温、第二熱処理・降温工程は表１の実施例と同じ。

比較例２：第一熱処理として７００℃で１時間を行った後、７００℃から１０００℃の間を３℃／分の昇温速度で昇温、第二熱処理・降温工程は表１の実施例と同じ。

比較例３：第一熱処理として７００℃３０分を行った後、７００℃から１０００℃の間を３℃／分の昇温速度で昇温。第二熱処理として、１０００℃から１１００℃の間を５℃／分で昇降温し、１１００℃で１時間保持。降温工程として、１１００℃から７００℃までを１℃／分〜５℃／分で降温。

６）表６
比較例４：第一熱処理として８００℃で４時間を行った後、８００℃から１０００℃の間を１℃／分の昇温速度で昇温、第二熱処理・降温工程は表３の実施例と同じ。

比較例５：第一熱処理として７００℃で４時間を行った後、７００℃から１０００℃の間を３℃／分の昇温速度で昇温、第二熱処理・降温工程は表３の実施例と同じ。

比較例６：第一熱処理として７００℃３０分を行った後、７００℃から１０００℃の間を３℃／分の昇温速度で昇温。第二熱処理として、１０００℃から１１００℃の間を５℃／分で昇降温し、１１００℃で１時間保持。降温工程として、１１００℃から７００℃までを１℃／分〜５℃／分で降温。

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、第一熱処理のみを行って、１０００℃で炉から引き出したウエハも用意した。

７）表７
分割熱処理
第一熱処理：７００℃１時間を行った後、７００℃〜９００℃を１℃／分の昇温速度で昇温、９００〜７００℃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℃／分で昇温、１１００℃にて４時間保持
８）表８
分割熱処理
第一熱処理：７００℃４時間を行った後、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℃／分で昇温、１０００〜１１００℃の間を１℃／分で昇降温、１２００℃にて１時間保持
９）表９
分割熱処理
比較例７：第一熱処理：７００℃１時間を行った後、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：表７の実施例と同じ
比較例８：
第一熱処理：７００℃１時間を行った後、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：表７の実施例と同じ
比較例９：
第一熱処理：７００℃４時間を行った後、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：表８の実施例と同じ
比較例１０：
第一熱処理：７００℃４時間を行った後、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：表８の実施例と同じ
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。

（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、窒素添加したウエハに関しては、（４）窒素濃度も測定した。また、第一熱処理のみを行ったウエハに関しては、（２）および（３）を行った（結果は、表１０〜１８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。

（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。

（２）ＢＭＤ対角長および密度：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、所定の対角長を有するＢＭＤの密度を求めた。なお、所定の対角長を有するＢＭＤの密度は、三箇所の平均値とした。

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。その校正曲線は下記の通りである。

八面体形状のＢＭＤ対角長（ｎｍ）＝１５３×（ＯＰＰシグナル）^０．４３
板状のＢＭＤ対角長（ｎｍ）＝３４４×（ＯＰＰシグナル）^０．５２
予め、対角長がわかっている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。この校正曲線を使って、シグナル強度からＢＭＤの対角長を求めた。なお、対角長を求める際は、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。

２）ＴＥＭによる測定：測定で得られた顕微鏡像から所定対角長の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。

（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。

（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。

（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を行った後に、（５）−Ｂを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）−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

（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１０〜１８には、実施例および比較例として、種々の作製条件により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、測定された所定対角長のＢＭＤの密度および格子間酸素濃度と、疑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。

ここで、表１０、表１１、表１４、表１６、表１８の比較例７，８のＢＭＤ密度（１）は形態が板状で対角長が１０ｎｍ以上１２０ｎｍ以下のＢＭＤ密度であり、ＢＭＤ密度（２）は形態が板状で対角長が７５０ｎｍ以上のＢＭＤ密度、第一熱処理が終わった段階でのＢＭＤ密度は形態が板状で対角長が５ｎｍ以上のＢＭＤ密度である。また、表１２、表１３、表１５、表１７、表１８の比較例９，１０のＢＭＤ密度（１）は形態が八面体形状で対角長が１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＢＭＤ密度であり、ＢＭＤ密度（２）は形態が板状で対角長が７５０ｎｍ以上のＢＭＤ密度、第一熱処理が終わった段階でのＢＭＤ密度は形態が板状で対角長が５ｎｍ以上のＢＭＤ密度である。また、実施例２、４では、ＢＭＤ対角長はすべて３０ｎｍ以上であり、実施例２９，３１では、ＢＭＤ対角長は全て２０ｎｍ以上であった。

なお、ウエハのスリップおよび反り評価前の反り量は、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。

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、板状のＢＭＤ密度（１）が１×１０^１１／ｃｍ^３以上となり、かつ、板状のＢＭＤ密度（２）が１×１０^７／ｃｍ^３以下になるか、あるいは八面体のＢＭＤ密度（１）が５×１０^１１／ｃｍ^３以上となり、かつ、板状の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わかる。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。

更に、板状のＢＭＤ密度（１）が５×１０^１１／ｃｍ^３以上になるか、八面体形状の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、板状のＢＭＤ密度（１）が１×１０^１１／ｃｍ^３以上であり、かつ全てのＢＭＤが３０ｎｍ以上になるか、八面体形状の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。

また、板状の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。

さらに、比較例より、板状のＢＭＤ密度（１）が１×１０^１１／ｃｍ^３未満、あるいは八面体の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℃で炉から取り出した段階で、５ｎｍ以上のＢＭＤ密度が１×１０^１１／ｃｍ^３未満、あるいは５×１０^１１／ｃｍ^３未満であった。

また、板状の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で、格子間酸素濃度が５×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３を越えていた。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。

また、本実施例における熱処理条件では、板状のＢＭＤ密度（１）が１×１０^１１／ｃｍ^３以上となり、かつ、板状のＢＭＤ密度（２）が１×１０^７／ｃｍ^３以下、あるいは八面体のＢＭＤ密度（１）が５×１０^１１／ｃｍ^３以上となり、かつ、板状の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。

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。

図１は、ＲＴＡ熱処理で導入されるスリップと反りを説明する図である。 図２は、八面体形状のＢＭＤと板状ＢＭＤの区別を示す模式図である。

Claims (8)

1. ＢＭＤの形態が板状であるシリコンウエハであって、
   該シリコンウエハの表面から深さ５０μｍ以上の位置に存在しているＢＭＤのうち、
   対角長が１０ｎｍ以上１２０ｎｍ以下のＢＭＤが１×１０^１１／ｃｍ^３以上であり、
   対角長が７５０ｎｍ以上のＢＭＤが１×１０^７／ｃｍ^３以下であり、
   且つ、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。
2. 板状、および八面体形状のＢＭＤが混在しているシリコンウエハであって、
   該シリコンウエハの表面から深さ５０μｍ以上の位置に存在しているＢＭＤのうち、
   形態が八面体で対角長が１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下であるＢＭＤが５×１０^１１／ｃｍ^３以上であり、
   形態が板状で対角長が７５０ｎｍ以上であるＢＭＤが１×１０^７／ｃｍ^３以下であり、
   且つ、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。
3. 請求項１記載のシリコンウエハの製造方法であって、
   サブストレートに、
   （Ａ）６００℃以上７５０℃以下の温度範囲、１０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、１０００℃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℃以上１２５０℃以下の温度範囲で、かつ、格子間酸素の拡散長が２０μｍ以上３０μｍ未満となるように熱処理を行う高温熱処理工程と、
   を含む熱処理を行うことを特徴とする、製造方法。
4. 請求項１記載のシリコンウエハの製造方法であって、
   サブストレートに、
   （Ａ）６００℃以上７５０℃以下の温度範囲、１０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℃以下のときにサブストレートを炉外に取り出してサブストレートを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２０μｍ以上３０μｍ未満となるように熱処理を行う高温熱処理工程と、
   を含む熱処理を行うことを特徴とする、製造方法。
5. 請求項２記載のシリコンウエハの製造方法であって、
   サブストレートに、
   （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、１０００℃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℃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、
   を含む熱処理を行うことを特徴とする、製造方法。
6. 請求項２記載のシリコンウエハの製造方法であって、
   サブストレートに、
   （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℃以下のときにサブストレートを炉外に取り出してサブストレートを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、
   を含む熱処理を行うことを特徴とする、製造方法。
7. 前記サブストレートの窒素濃度が、５×１０^１４ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上１×１０^１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下であることを特徴とする請求項３〜６のいずれか一項に記載のシリコンウエハの製造方法。
8. 前記サブストレートの炭素濃度が、２×１０^１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上３×１０^１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下であることを特徴とする請求項３〜７のいずれか一項に記載のシリコンウエハの製造方法。