JP2016124756A - シリコンウェーハ及びその製造方法 - Google Patents
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- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
Abstract
【課題】高品質で、かつ、高強度化が図られたシリコンウェーハ及びその製造方法を提供する。
【解決手段】チョクラルスキー法により、育成するシリコン単結晶インゴット中の酸素を除く不純物のドープ濃度が結晶成長温度における固溶限の１／１０以下となるように、石英ルツボに充填したシリコン原料中に前記不純物を添加し、かつ、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が生成しないように、引き上げ速度ｖと引き上げ方向の温度勾配Ｇの比ｖ／Ｇを制御してシリコン単結晶インゴットを引き上げ、前記シリコン単結晶インゴットからウェーハをスライスし、前記ウェーハ表面から前記不純物を熱拡散により導入することによりシリコンウェーハを製造する。
【選択図】なし
【解決手段】チョクラルスキー法により、育成するシリコン単結晶インゴット中の酸素を除く不純物のドープ濃度が結晶成長温度における固溶限の１／１０以下となるように、石英ルツボに充填したシリコン原料中に前記不純物を添加し、かつ、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が生成しないように、引き上げ速度ｖと引き上げ方向の温度勾配Ｇの比ｖ／Ｇを制御してシリコン単結晶インゴットを引き上げ、前記シリコン単結晶インゴットからウェーハをスライスし、前記ウェーハ表面から前記不純物を熱拡散により導入することによりシリコンウェーハを製造する。
【選択図】なし
Description
本発明は、電子デバイスやＭＥＭＳ（Micro Electro Mechanical Systems）、化合物半導体用エピタキシャル基板に使用されるシリコンウェーハ（以下、単に、ウェーハともいう。）に関する。
近年、電子デバイスは、微細化が進み、バリアメタルにＴｉＮ、ＴａＮ、ＨｆＮ等の特殊な材料が使用され、また、製造プロセスにおいて、より高速な急速昇降温装置が用いられるようになったことから、表面付近の局所応力は２０ＭＰａを超える。
ＭＥＭＳも、同様に、微細構造であり、高強度化のニーズが高まっている。
ＭＥＭＳも、同様に、微細構造であり、高強度化のニーズが高まっている。
また、化合物半導体用エピタキシャル基板は、III−Ｖ族半導体用基板、特に、パワーデバイス向けＧａＮ用基板において、ＧａＮエピタキシャル膜の膜厚が５μｍ以上と厚いため、該エピタキシャル膜からのストレスによりシリコン基板が割れることが問題となっていた。
したがって、これらの用途において、基板として用いられるシリコンウェーハの高強度化が求められている。
したがって、これらの用途において、基板として用いられるシリコンウェーハの高強度化が求められている。
これに対しては、ウェーハに加工するシリコン単結晶インゴットをチョクラルスキー法により製造する場合、通常、シリコン原料が石英ルツボに充填されるため、ウェーハの高強度化のための不純物として酸素を採用し、これを高濃度とすることが、簡便であり、広く用いられている方法である。
しかしながら、１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（ｏｌｄ ＡＳＴＭ）の酸素を導入しても、１０００℃、歪速度３．８×１０-6ｓｅｃ-1での３点曲げ試験における降伏応力が１８ＭＰａしかなく、酸素単独での強度向上は不十分である。
また、その後の熱処理でウェーハ内部にＢＭＤを形成するが、酸素をこれ以上高濃度とすると、ＢＭＤのサイズも容易に１００ｎｍを超えて巨大化する。これにより、ＢＭＤ周囲に強力な歪場が形成され、ＢＭＤを起点としたパンチアウト転位が発生し、その伸展とともに、ウェーハ強度を逆に低下させてしまう。
また、その後の熱処理でウェーハ内部にＢＭＤを形成するが、酸素をこれ以上高濃度とすると、ＢＭＤのサイズも容易に１００ｎｍを超えて巨大化する。これにより、ＢＭＤ周囲に強力な歪場が形成され、ＢＭＤを起点としたパンチアウト転位が発生し、その伸展とともに、ウェーハ強度を逆に低下させてしまう。
また、ルツボ内部の原料融液の対流は、酸素濃度制御と深く関わっており、温度分布との関係から、シリコン単結晶の引き上げ速度ｖと引き上げ方向の温度勾配Ｇの比ｖ／Ｇで決まるＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥の挙動とも相関がある。このため、高品質な結晶を育成する観点から、酸素濃度とＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥の両方を制御することは非常に困難である。
そこで、酸素に加えて、他の不純物を共ドープすることが検討されている。例えば、特許文献１に、窒素を高濃度ドープして、シリコン単結晶を育成することが記載されており、このように、酸素と他の不純物とを共ドープすることにより、ウェーハ強度が向上することは広く知られている。
しかしながら、シリコンへのドープ不純物として一般に使用されている窒素、炭素、錫、リン、ヒ素、アンチモン及びホウ素は、シリコン融点における固溶限近くまでドープすると、その不純物種と濃度に依存して、育成するシリコン単結晶中に取り込まれる空孔と格子間シリコンのバランスが変動し、最適なｖ／Ｇ値の範囲が変わってしまう。このため、不純物種ごとに、標準的なノンドープ条件からの引き上げ条件の調整が必要である。さらに、これらの不純物の偏析効果が大きく、無転位で所望の不純物濃度のシリコン単結晶インゴットを引き上げることは困難である。
また、これらの不純物ドープは、不純物周囲に局部歪を導入し、これにより転位の移動を妨げて、ウェーハ強度の向上を図るものであるが、この局部歪は固溶限を低下させる原因でもある。このため、固溶限の１／１０以下程度の低いドープ濃度では、転位移動抑制効果はあまり期待できない。一方、ドープ濃度を固溶限近くまで高くすると、シリコン単結晶の成長が不安定となり、有転位化しやすくなり、無転位での引き上げは困難となる。
さらに、前記不純物のうち、窒素、炭素及びホウ素等は、育成するシリコン単結晶中に存在すると、冷却過程で酸素とクラスタを形成したり、酸素析出を促進したりする。このため、結晶育成後の熱処理条件によっては、ウェーハ表面付近に存在する前記クラスタや析出物に起因して、ウェーハ表面に、幅広く浅い形状の凹状欠陥が形成されるおそれがある。
ところで、ウェーハ全体に曲げ応力が印加されると、曲げ変形に伴い、ウェーハ表面の表側付近又は裏側付近で応力が最大となる。また、塑性変形に伴う転位の起点の発生もウェーハ表面の表側面及び裏側面である。
このため、ウェーハ表面付近における特性が、ウェーハ表面のみならず、ウェーハ全体の強度に及ぼす影響が大きいものと考えられる。すなわち、ウェーハ全体の強度の向上のためには、ウェーハ表面の強度を向上させることが重要である。
このため、ウェーハ表面付近における特性が、ウェーハ表面のみならず、ウェーハ全体の強度に及ぼす影響が大きいものと考えられる。すなわち、ウェーハ全体の強度の向上のためには、ウェーハ表面の強度を向上させることが重要である。
本発明は、上記知見に基づいて、ウェーハ強度に及ぼす特性、及び、より高強度なウェーハを得るための製造方法の改善策を検討した結果、見出されたものである。
すなわち、本発明は、高品質で、かつ、高強度化が図られたシリコンウェーハ及びその製造方法を提供することを目的とするものである。
すなわち、本発明は、高品質で、かつ、高強度化が図られたシリコンウェーハ及びその製造方法を提供することを目的とするものである。
本発明に係るシリコンウェーハの製造方法は、チョクラルスキー法により、育成するシリコン単結晶インゴット中の酸素を除く不純物のドープ濃度が結晶成長温度における固溶限の１／１０以下となるように、石英ルツボに充填したシリコン原料中に前記不純物を添加し、かつ、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が生成しないように、ｖ／Ｇを制御してシリコン単結晶インゴットを引き上げ、前記シリコン単結晶インゴットからウェーハをスライスし、前記ウェーハ表面から前記不純物を熱拡散により導入することを特徴とする。
このような製造方法によれば、シリコン単結晶育成の際に有転位化させることなく、ウェーハ表面付近（表面から少なくとも深さ１μｍまで；以下、同様。）の不純物を高濃度とすることができ、シリコンウェーハの品質を低下させることなく、高強度化を図ることができる。
このような製造方法によれば、シリコン単結晶育成の際に有転位化させることなく、ウェーハ表面付近（表面から少なくとも深さ１μｍまで；以下、同様。）の不純物を高濃度とすることができ、シリコンウェーハの品質を低下させることなく、高強度化を図ることができる。
また、本発明に係る他のシリコンウェーハの製造方法は、チョクラルスキー法により、育成するシリコン単結晶インゴット中の酸素を除く不純物のドープ濃度が結晶成長温度における固溶限の１／１０以下となるように、石英ルツボに充填したシリコン原料中に前記不純物を添加し、かつ、空孔優勢のＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が生成するように、ｖ／Ｇを制御してシリコン単結晶インゴットを引き上げ、前記シリコン単結晶インゴットからウェーハをスライスし、前記ウェーハを１１００〜１３８０℃で熱処理して、ウェーハ表面付近のＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥を除去した後、該ウェーハ表面から前記不純物を熱拡散により導入することを特徴とする。
このようなシリコン単結晶を育成した場合においても、上記製造方法と同様に、有転位化させることなく、ウェーハ表面付近の不純物を高濃度とすることができ、シリコンウェーハの品質を低下させることなく、高強度化を図ることができる。
このようなシリコン単結晶を育成した場合においても、上記製造方法と同様に、有転位化させることなく、ウェーハ表面付近の不純物を高濃度とすることができ、シリコンウェーハの品質を低下させることなく、高強度化を図ることができる。
上記製造方法においては、前記不純物が窒素であり、前記熱拡散においてウェーハ全面に導入されることが好ましい。
窒素は、ウェーハの曲げ強度を向上させるための不純物として好適である。
窒素は、ウェーハの曲げ強度を向上させるための不純物として好適である。
同様の観点から、前記不純物がホウ素であり、前記熱拡散においてウェーハ全面に導入してもよい。
前記不純物が窒素である場合、前記シリコン単結晶インゴット引き上げ時のドープ濃度を２×１０15ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下とし、前記熱拡散は、ウェーハに、窒素含有雰囲気下、１１００℃以上１３５０℃未満で、５秒間以上保持する急速昇降温熱処理を施すことにより行い、その後、ウェーハ表面の全面を深さ１０ｎｍ以上まで除去することが好ましい。
このような急速昇降温熱処理によれば、ウェーハ表面付近の窒素濃度を効果的に高めることができる。
このような急速昇降温熱処理によれば、ウェーハ表面付近の窒素濃度を効果的に高めることができる。
前記急速昇降温熱処理における降温速度は、窒素の拡散及びウェーハの熱応力の観点から、１０〜１５０℃／ｓであることが好ましい。
また、前記ウェーハ表面の除去において、ウェーハ表面の表側面及び裏側面は、窒素濃度が最高となる深さ位置まで除去することが最も好ましい。
ウェーハ表面をこのように除去することにより、表面付近の窒素濃度が高く、高強度化が図られたウェーハが得られる。
ウェーハ表面をこのように除去することにより、表面付近の窒素濃度が高く、高強度化が図られたウェーハが得られる。
一方、前記不純物がホウ素である場合、前記シリコン単結晶インゴット引き上げ時のドープ濃度を１×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下とし、前記熱拡散は、ウェーハに、ホウ素系ガス雰囲気下で熱処理を施すことにより行うことが好ましい。
このような拡散熱処理によれば、ウェーハ表面付近のホウ素濃度を効果的に高めることができる。
このような拡散熱処理によれば、ウェーハ表面付近のホウ素濃度を効果的に高めることができる。
前記熱拡散においては、ウェーハ中のホウ素濃度がウェーハ表面で深さ方向における最高濃度となるようにすることが好ましい。
これにより、表面付近のホウ素濃度が高く、高強度化が図られたウェーハが得られる。
これにより、表面付近のホウ素濃度が高く、高強度化が図られたウェーハが得られる。
また、本発明に係るシリコンウェーハは、上記製造方法によって得られたシリコンウェーハであって、ウェーハ表面にレーザ光高角度入射・高角度検出器による光散乱検出により測定されるＬＰＤ（Ｌｉｇｈｔ Ｐｏｉｎｔ Ｄｅｆｅｃｔ）であり、かつ、深さ０．５〜３ｎｍ、幅０．５〜２μｍの凹状欠陥を有しないことを特徴する。
上記製造方法によれば、このような欠陥を有しない高品質のシリコンウェーハが得られる。
ここで、レーザ光高角度入射・高角度検出器による光散乱検出により測定されるＬＰＤとは、前記クラスタや析出物を起源として、熱処理によってウェーハ表面に形成される凹状欠陥（ピット）であり、比較的広く用いられているウェーハ表面検査装置の検出条件の１つであるＤＮＮチャネル（暗視野：Ｄａｒｋｆｉｅｌｄ、高角度入射：Ｎｏｒｍａｌ、高角度検出：Ｎａｒｒｏｗ）に因んで、ＤＮＮ欠陥と呼ばれる（以下、このようなＬＰＤをＤＮＮ欠陥という）。このＤＮＮ欠陥は、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）等により、ウェーハ表面に、深さ０．５〜３ｎｍ、幅０．５〜２μｍの幅広く浅い形状の凹状欠陥（ピット）として観察されることを特徴としている。
上記製造方法によれば、このような欠陥を有しない高品質のシリコンウェーハが得られる。
ここで、レーザ光高角度入射・高角度検出器による光散乱検出により測定されるＬＰＤとは、前記クラスタや析出物を起源として、熱処理によってウェーハ表面に形成される凹状欠陥（ピット）であり、比較的広く用いられているウェーハ表面検査装置の検出条件の１つであるＤＮＮチャネル（暗視野：Ｄａｒｋｆｉｅｌｄ、高角度入射：Ｎｏｒｍａｌ、高角度検出：Ｎａｒｒｏｗ）に因んで、ＤＮＮ欠陥と呼ばれる（以下、このようなＬＰＤをＤＮＮ欠陥という）。このＤＮＮ欠陥は、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）等により、ウェーハ表面に、深さ０．５〜３ｎｍ、幅０．５〜２μｍの幅広く浅い形状の凹状欠陥（ピット）として観察されることを特徴としている。
本発明に係るシリコンウェーハの製造方法によれば、チョクラルスキー法によるシリコン単結晶育成の際に標準的なノンドープ引き上げ条件によっても有転位化させることなく、ウェーハ表面付近の不純物を高濃度とすることができ、さらに、ウェーハ表面にＤＮＮ欠陥を生成させないようにすることができるため、高品質で、かつ、降伏応力が向上し、高強度化が図られたシリコンウェーハを得ることができる。
したがって、本発明によれば、電子デバイスやＭＥＭＳ、化合物半導体用エピタキシャル基板等に好適に適用することができる高強度なシリコンウェーハを効率よく提供することができる。
したがって、本発明によれば、電子デバイスやＭＥＭＳ、化合物半導体用エピタキシャル基板等に好適に適用することができる高強度なシリコンウェーハを効率よく提供することができる。
以下、本発明について、より詳細に説明する。
本発明に係るシリコンウェーハの製造方法は、まず、チョクラルスキー法により、育成するシリコン単結晶インゴット中の酸素を除く不純物のドープ濃度が結晶成長温度における固溶限の１／１０以下となるように、石英ルツボに充填したシリコン原料中に前記不純物を添加し、かつ、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が生成しないように、ｖ／Ｇを制御してシリコン単結晶インゴットを引き上げる。そして、前記シリコン単結晶インゴットからウェーハをスライスし、前記ウェーハ表面から前記不純物を熱拡散により導入するものである。
このように、本発明においては、シリコン単結晶育成時に、酸素以外の不純物ドープ濃度を固溶限より十分低くすることにより、転位の発生を防止し、そして、ウェーハの強度を向上させるための不純物は、ウェーハに加工した後、表面からの熱拡散により導入する。
本発明に係るシリコンウェーハの製造方法は、まず、チョクラルスキー法により、育成するシリコン単結晶インゴット中の酸素を除く不純物のドープ濃度が結晶成長温度における固溶限の１／１０以下となるように、石英ルツボに充填したシリコン原料中に前記不純物を添加し、かつ、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が生成しないように、ｖ／Ｇを制御してシリコン単結晶インゴットを引き上げる。そして、前記シリコン単結晶インゴットからウェーハをスライスし、前記ウェーハ表面から前記不純物を熱拡散により導入するものである。
このように、本発明においては、シリコン単結晶育成時に、酸素以外の不純物ドープ濃度を固溶限より十分低くすることにより、転位の発生を防止し、そして、ウェーハの強度を向上させるための不純物は、ウェーハに加工した後、表面からの熱拡散により導入する。
シリコン単結晶の育成時には、一般に、酸素も含めて、不純物を高濃度ドープすると有転位化の原因となるため、少なくとも酸素を除く不純物を結晶成長温度における固溶限の１／１０以下の濃度でドープする。
このように、酸素を除く不純物を低濃度ドープすると、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥生成に関わる前記不純物によるｖ／Ｇ最適値の変動を無視することができるため、チョクラルスキー法における標準的な引き上げ条件におけるｖ／Ｇ制御によって、有転位化せず、かつ、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥を生成させずに、全長にわたって無欠陥のシリコン単結晶インゴットを容易に得ることができる。
また、前記ドープ濃度がシリコン結晶成長温度における固溶限より十分低いため、不純物種や所望のドープ濃度ごとに引き上げ条件を調整する必要がないという利点も有している。
前記ドープ濃度は、結晶成長温度における固溶限の１／１０超であると、シリコン単結晶の成長が不安定となり、有転位化しやすくなるため好ましくない。
このように、酸素を除く不純物を低濃度ドープすると、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥生成に関わる前記不純物によるｖ／Ｇ最適値の変動を無視することができるため、チョクラルスキー法における標準的な引き上げ条件におけるｖ／Ｇ制御によって、有転位化せず、かつ、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥を生成させずに、全長にわたって無欠陥のシリコン単結晶インゴットを容易に得ることができる。
また、前記ドープ濃度がシリコン結晶成長温度における固溶限より十分低いため、不純物種や所望のドープ濃度ごとに引き上げ条件を調整する必要がないという利点も有している。
前記ドープ濃度は、結晶成長温度における固溶限の１／１０超であると、シリコン単結晶の成長が不安定となり、有転位化しやすくなるため好ましくない。
前記インゴットからスライスしたウェーハには、該ウェーハ表面から不純物を熱拡散させる。
ウェーハ表面への不純物の導入方法には、熱拡散の他にイオン注入等の方法もあるが、イオン注入は、基本的に欠陥導入を伴い、かつ、イオン注入後に通常行われる結晶化回復熱処理によっても、該欠陥を完全に消滅させることは困難であるため好ましくない。
ウェーハ表面への不純物の導入方法には、熱拡散の他にイオン注入等の方法もあるが、イオン注入は、基本的に欠陥導入を伴い、かつ、イオン注入後に通常行われる結晶化回復熱処理によっても、該欠陥を完全に消滅させることは困難であるため好ましくない。
また、本発明に係る他のシリコンウェーハの製造方法は、チョクラルスキー法により、育成するシリコン単結晶インゴット中の酸素を除く不純物のドープ濃度が結晶成長温度における固溶限の１／１０以下となるように、石英ルツボに充填したシリコン原料中に前記不純物を添加し、かつ、空孔優勢のＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が生成するように、ｖ／Ｇを制御してシリコン単結晶インゴットを引き上げ、そして、前記シリコン単結晶インゴットからウェーハをスライスし、前記ウェーハを１１００〜１３８０℃で熱処理して、ウェーハ表面付近のＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥を除去した後、該ウェーハ表面から前記不純物を熱拡散により導入するものである。
すなわち、この製造方法においては、空孔優勢のシリコン単結晶を引き上げ、スライスしたウェーハをアニール処理した後、ウェーハ表面から前記不純物を熱拡散させる。
すなわち、この製造方法においては、空孔優勢のシリコン単結晶を引き上げ、スライスしたウェーハをアニール処理した後、ウェーハ表面から前記不純物を熱拡散させる。
上述した製造方法と同様に、酸素を除く不純物を低濃度ドープすると、チョクラルスキー法における標準的な引き上げ条件におけるｖ／Ｇ制御によって、全長にわたって空孔系のシリコン単結晶インゴットを得ることは容易であり、無欠陥のインゴットを得る場合よりも、さらに容易である。
前記インゴットからスライスしたウェーハには、ウェーハ表面付近のＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥を除去し、結晶完全性を得るために、１１００〜１３８０℃で熱処理を施す。この熱処理方法は、特に限定されるものではないが、例えば、特開平６−２９５９１２号公報に記載されているような方法を用いることができる。
ただし、ウェーハ表面付近は、十分な結晶性を有する無欠陥層が確保され、また、ウェーハ内部に形成される酸素析出物（ＢＭＤ）のサイズを１００ｎｍ以下と小さく保つことができる方法であることが好ましい。上述したように、巨大なＢＭＤ周辺では強力な歪場が形成され、このＢＭＤを起点として発生したパンチアウト転位の伸展により、ウェーハ強度が低下するためである。
ただし、ウェーハ表面付近は、十分な結晶性を有する無欠陥層が確保され、また、ウェーハ内部に形成される酸素析出物（ＢＭＤ）のサイズを１００ｎｍ以下と小さく保つことができる方法であることが好ましい。上述したように、巨大なＢＭＤ周辺では強力な歪場が形成され、このＢＭＤを起点として発生したパンチアウト転位の伸展により、ウェーハ強度が低下するためである。
そして、上記のような熱処理により表面付近の結晶完全性が得られたウェーハについて、上述した製造方法と同様にして、該ウェーハ表面から不純物を熱拡散させる。
上記のいずれの製造方法においても、ドープし、かつ、熱拡散させる不純物種としては、ドープした該不純物の周囲に局部歪が導入され、これにより転位の移動を妨げることができるものであればよく、限定されるものではないが、好ましくは、窒素が用いられ、また、窒素は熱拡散においてウェーハ全面に導入されることが好ましい。
前記不純物の導入は、曲げ変形に伴う応力が大きいウェーハ表面の表側面又は裏側面のみでも、曲げ強度の向上が図られるが、ウェーハ表面の表側面、裏側面及び端面のいずれの面にも窒素を導入することにより、ウェーハの曲げ強度をより向上させることができる。
ウェーハ表面付近の窒素濃度を高くしたウェーハは、特に、窒化物半導体エピタキシャル膜との親和性が高く、窒化物半導体エピタキシャル基板に好適に適用することができる。
前記不純物の導入は、曲げ変形に伴う応力が大きいウェーハ表面の表側面又は裏側面のみでも、曲げ強度の向上が図られるが、ウェーハ表面の表側面、裏側面及び端面のいずれの面にも窒素を導入することにより、ウェーハの曲げ強度をより向上させることができる。
ウェーハ表面付近の窒素濃度を高くしたウェーハは、特に、窒化物半導体エピタキシャル膜との親和性が高く、窒化物半導体エピタキシャル基板に好適に適用することができる。
前記不純物として窒素を用いる場合、シリコン単結晶インゴット引き上げ時のドープ濃度を２×１０15ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下とすることが好ましく、より好ましくは、２×１０14ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下とする。
窒素ドープ濃度が２×１０15ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下であれば、標準的な引き上げ条件におけるｖ／Ｇ制御によって所望のシリコン単結晶を育成することができ、また、有転位化率も大幅に改善することができる。
前記ドープ濃度が２×１０14ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下であれば、さらに、ＤＮＮ欠陥の発生を抑制することができる。
なお、シリコン結晶成長温度における窒素の固溶限は、諸説あり定まってはいないが、２×１０16ａｔｏｍｓ／ｃｍ3程度であると解される。
窒素ドープ濃度が２×１０15ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下であれば、標準的な引き上げ条件におけるｖ／Ｇ制御によって所望のシリコン単結晶を育成することができ、また、有転位化率も大幅に改善することができる。
前記ドープ濃度が２×１０14ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下であれば、さらに、ＤＮＮ欠陥の発生を抑制することができる。
なお、シリコン結晶成長温度における窒素の固溶限は、諸説あり定まってはいないが、２×１０16ａｔｏｍｓ／ｃｍ3程度であると解される。
そして、熱拡散においては、ウェーハに、窒素含有雰囲気下、１１００℃以上１３５０℃未満で、５秒間以上保持する急速昇降温熱処理を施すことが好ましい。
窒素はシリコン中の固溶度が低いため、熱拡散時の温度が１１００℃未満では、窒素濃度を十分に高めることができない。一方、１３５０℃以上になると、シリコンと窒素が結合して結晶化を起こすため好ましくない。
また、保持時間が５秒間未満では、窒素濃度を十分に高めることは困難である。
窒素はシリコン中の固溶度が低いため、熱拡散時の温度が１１００℃未満では、窒素濃度を十分に高めることができない。一方、１３５０℃以上になると、シリコンと窒素が結合して結晶化を起こすため好ましくない。
また、保持時間が５秒間未満では、窒素濃度を十分に高めることは困難である。
前記急速昇降温熱処理における降温速度は１０〜１５０℃／ｓであることが好ましい。
降温速度が１０℃／ｓ未満では、降温過程で導入した窒素の多くが外方拡散するため好ましくない。一方、１５０℃／ｓ超では、熱応力が大きく、処理ウェーハにスリップが発生するおそれがある。
降温速度が１０℃／ｓ未満では、降温過程で導入した窒素の多くが外方拡散するため好ましくない。一方、１５０℃／ｓ超では、熱応力が大きく、処理ウェーハにスリップが発生するおそれがある。
前記急速昇降温熱処理による熱拡散を行った後、ウェーハ表面の表側面、裏側面及び端面を少なくとも深さ１０ｎｍ以上まで除去する。
前記熱処理によって、ウェーハ全面に窒化膜が形成されるため、この熱窒化膜を除去するため、少なくとも深さ１０ｎｍまでウェーハ表面を除去する必要がある。このウェーハ表面の除去においては、前記熱処理の降温時にウェーハ表面から窒素が抜け、該表面付近の窒素濃度が低下している領域も除去する。
このウェーハ表面の除去は、研磨により行うことが好ましいが、ケミカルエッチング等の他の方法で行うこともできる。
前記熱処理によって、ウェーハ全面に窒化膜が形成されるため、この熱窒化膜を除去するため、少なくとも深さ１０ｎｍまでウェーハ表面を除去する必要がある。このウェーハ表面の除去においては、前記熱処理の降温時にウェーハ表面から窒素が抜け、該表面付近の窒素濃度が低下している領域も除去する。
このウェーハ表面の除去は、研磨により行うことが好ましいが、ケミカルエッチング等の他の方法で行うこともできる。
前記ウェーハ表面の除去において、ウェーハ表面の表側面及び裏側面は、窒素濃度が最高となる深さ位置まで除去することが最も好ましい。
前記急速昇降温熱処理後のウェーハにおいて、窒素濃度が最高となる深さ位置は、前記熱処理時の降温速度に大きく依存する。このため、適宜それに合わせた深さ位置までウェーハ表面を除去することが重要である。これにより、電子デバイスやＭＥＭＳ等に用いた場合にウェーハ表面付近に負荷される局所的な応力や、化合物半導体エピタキシャル基板等に用いた場合の曲げ応力の印加に対して、導入した窒素を有効に機能させることが可能となる。
前記急速昇降温熱処理後のウェーハにおいて、窒素濃度が最高となる深さ位置は、前記熱処理時の降温速度に大きく依存する。このため、適宜それに合わせた深さ位置までウェーハ表面を除去することが重要である。これにより、電子デバイスやＭＥＭＳ等に用いた場合にウェーハ表面付近に負荷される局所的な応力や、化合物半導体エピタキシャル基板等に用いた場合の曲げ応力の印加に対して、導入した窒素を有効に機能させることが可能となる。
また、前記不純物として、ホウ素も、窒素と同様に好適に用いることができる。
この場合、前記シリコン単結晶インゴット引き上げ時のドープ濃度は１×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下とすることが好ましい。
ホウ素ドープ濃度が１×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下であれば、標準的な引き上げ条件におけるｖ／Ｇ制御によって所望のシリコン単結晶を育成することができ、また、有転位化率も大幅に改善することができる。
この場合、前記シリコン単結晶インゴット引き上げ時のドープ濃度は１×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下とすることが好ましい。
ホウ素ドープ濃度が１×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下であれば、標準的な引き上げ条件におけるｖ／Ｇ制御によって所望のシリコン単結晶を育成することができ、また、有転位化率も大幅に改善することができる。
ホウ素の熱拡散の方法は、特に限定されるものではなく、公知の方法を適用することができる。例えば、ホウ素系ガス雰囲気下での熱処理、また、ホウ素含有液体をウェーハ上にスピンコートし、焼結させた後、熱処理する方法等がある。好ましくは、ホウ素系ガス雰囲気下でウェーハに熱処理を施す。
なお、ホウ素源としては、窒化ホウ素（ＢＮ）等の固体ソースを使用することができ、それ以外にも、ＢＢｒ3やＢＣｌ3、ＢＦ3、Ｂ2Ｈ6等のガスを、分圧調整して直接、不活性ガス等へ混合することにより、ホウ素系ガス雰囲気を生成させてもよい。
なお、ホウ素源としては、窒化ホウ素（ＢＮ）等の固体ソースを使用することができ、それ以外にも、ＢＢｒ3やＢＣｌ3、ＢＦ3、Ｂ2Ｈ6等のガスを、分圧調整して直接、不活性ガス等へ混合することにより、ホウ素系ガス雰囲気を生成させてもよい。
ホウ素は、窒素と異なり拡散速度が遅いため、通常、熱拡散後のウェーハ表面の研磨等による除去を行わなくても、ウェーハ中のホウ素濃度がウェーハ表面で深さ方向における最高濃度となるようにすることが容易である。
ホウ素濃度をこのようにすることにより、電子デバイスやＭＥＭＳ等に用いた場合にウェーハ表面付近に負荷される局所的な応力や、化合物半導体エピタキシャル基板等に用いた場合の曲げ応力の印加に対して、導入したホウ素を有効に機能させることが可能となる。
なお、拡散熱処理の方法によっては、ウェーハ表面にホウ素含有膜が形成されることがあり、この場合は、熱処理後、この膜を除去する。
ホウ素濃度をこのようにすることにより、電子デバイスやＭＥＭＳ等に用いた場合にウェーハ表面付近に負荷される局所的な応力や、化合物半導体エピタキシャル基板等に用いた場合の曲げ応力の印加に対して、導入したホウ素を有効に機能させることが可能となる。
なお、拡散熱処理の方法によっては、ウェーハ表面にホウ素含有膜が形成されることがあり、この場合は、熱処理後、この膜を除去する。
上記のような製造方法によれば、ウェーハ表面にＤＮＮ欠陥を有しないシリコンウェーハが得られる。
このようなウェーハを用いることにより、電子デバイスでの回路不良、ＭＥＭＳの構造不良、化合物半導体用エピタキシャル基板において堆積するエピタキシャル膜の欠陥の発生を防止することができる。
このようなウェーハを用いることにより、電子デバイスでの回路不良、ＭＥＭＳの構造不良、化合物半導体用エピタキシャル基板において堆積するエピタキシャル膜の欠陥の発生を防止することができる。
ここで、レーザ散乱光検出によるウェーハ表面の検査装置には、レーザ光の入射角がウェーハ表面に対して低角度であるものと、ほぼ鉛直方向の高角度であるものとがある。また、集光して検出器へ導かれる散乱光の方位は、高角度検出の場合はウェーハの鉛直方向に限定されるが、低角度検出の場合は入射光以上に自由度が高く、複数組み合わせた機能を備えているものもある。
前記ＤＮＮ欠陥は、比較的広く用いられているウェーハ表面検査装置（例えば、ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｓｕｒｆｓｃａｎ（登録商標）ＳＰ１、ＳＰ２又はＳＰ３）の検出条件の１つであるＤＮＮチャネル（暗視野：Ｄａｒｋｆｉｅｌｄ、高角度入射：Ｎｏｒｍａｌ、高角度検出：Ｎａｒｒｏｗ）に因んだ呼び方である。ただし、このＤＮＮ欠陥の検出は、装置形式に依存するものではなく、あくまでも、その形状に起因する光散乱性による。
前記ＤＮＮ欠陥は、比較的広く用いられているウェーハ表面検査装置（例えば、ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｓｕｒｆｓｃａｎ（登録商標）ＳＰ１、ＳＰ２又はＳＰ３）の検出条件の１つであるＤＮＮチャネル（暗視野：Ｄａｒｋｆｉｅｌｄ、高角度入射：Ｎｏｒｍａｌ、高角度検出：Ｎａｒｒｏｗ）に因んだ呼び方である。ただし、このＤＮＮ欠陥の検出は、装置形式に依存するものではなく、あくまでも、その形状に起因する光散乱性による。
なお、レーザ光高角度入射・高角度検出器による光散乱検出により測定されるＬＰＤには、ＤＮＮ欠陥以外にも、近似した散乱挙動を示すものも含まれる場合がある。このため、測定されたＬＰＤ座標をＡＦＭ等によって直接観察し、深さ０．５〜３ｎｍ、幅０．５〜２μｍの幅広く浅い形状の凹状欠陥の有無を確認することが望ましい。
ただし、ＤＮＮ欠陥が存在する場合、一般的には、ウェーハ表面に、ウェーハ中心から一定距離の範囲内に、又は、リング状に多数個が分布するため、そのウェーハ面内分布からも判断することが可能である。確実な判断のためにＡＦＭ等によって直接観察する場合も、レーザ光高角度入射・高角度検出器による光散乱検出により測定されたＬＰＤすべてを観察する必要はなく、一部を抜き取り観察すれば足りる。
このようにしてＤＮＮ欠陥の存在の有無を確認することにより、ウェーハ製造プロセスにおける不良発生の有無を判断することができる。
ただし、ＤＮＮ欠陥が存在する場合、一般的には、ウェーハ表面に、ウェーハ中心から一定距離の範囲内に、又は、リング状に多数個が分布するため、そのウェーハ面内分布からも判断することが可能である。確実な判断のためにＡＦＭ等によって直接観察する場合も、レーザ光高角度入射・高角度検出器による光散乱検出により測定されたＬＰＤすべてを観察する必要はなく、一部を抜き取り観察すれば足りる。
このようにしてＤＮＮ欠陥の存在の有無を確認することにより、ウェーハ製造プロセスにおける不良発生の有無を判断することができる。
また、上記製造方法により得られたシリコンウェーハは、前記不純物の熱拡散によって導入する工程を経ていないウェーハよりも、３点曲げ試験における降伏応力が２ＭＰａ以上高いものである。
このように、本発明に係る製造方法によれば、ウェーハの高強度化が図られ、このウェーハを用いれば、電子デバイスでの回路不良、ＭＥＭＳの強度不足、化合物半導体用エピタキシャル基板におけるエピタキシャル膜の堆積時の基板の破損を防止することができる。
このように、本発明に係る製造方法によれば、ウェーハの高強度化が図られ、このウェーハを用いれば、電子デバイスでの回路不良、ＭＥＭＳの強度不足、化合物半導体用エピタキシャル基板におけるエピタキシャル膜の堆積時の基板の破損を防止することができる。
以下、本発明を実施例に基づきさらに具体的に説明するが、本発明は下記実施例により制限されるものではない。なお、下記実施例においては、不純物として窒素又はホウ素を用いた例を代表例として示すが、他の不純物種においても、同様の試験結果が得られた。
［実施例１］
チョクラルスキー法により、窒素をドープせずに、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が生成しないようにｖ／Ｇを制御して、直径３００ｍｍのシリコン単結晶インゴットを引き上げ、このインゴットからウェーハをスライスした。これらのウェーハの酸素濃度は１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（ｏｌｄ ＡＳＴＭ）であった。
これらのウェーハに、窒素雰囲気下、それぞれ、１１００℃、１１５０℃、１２５０℃、１３００℃で１５秒間保持し、降温速度は１２０℃／ｓで降温する急速昇降温熱処理による熱拡散により窒素を導入した。
そして、各ウェーハ表面の全面に形成された熱窒化膜を除去するために、深さ１μｍまで研磨除去した。
各ウェーハについて、表面から最大深さ約８０μｍまでの窒素濃度を二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ）により測定した。この測定結果を図１にグラフとして示す。
この測定結果に基づいて、各ウェーハの表側面及び裏側面を、さらに、窒素濃度が最高となる深さ位置まで研磨除去した。
チョクラルスキー法により、窒素をドープせずに、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が生成しないようにｖ／Ｇを制御して、直径３００ｍｍのシリコン単結晶インゴットを引き上げ、このインゴットからウェーハをスライスした。これらのウェーハの酸素濃度は１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（ｏｌｄ ＡＳＴＭ）であった。
これらのウェーハに、窒素雰囲気下、それぞれ、１１００℃、１１５０℃、１２５０℃、１３００℃で１５秒間保持し、降温速度は１２０℃／ｓで降温する急速昇降温熱処理による熱拡散により窒素を導入した。
そして、各ウェーハ表面の全面に形成された熱窒化膜を除去するために、深さ１μｍまで研磨除去した。
各ウェーハについて、表面から最大深さ約８０μｍまでの窒素濃度を二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ）により測定した。この測定結果を図１にグラフとして示す。
この測定結果に基づいて、各ウェーハの表側面及び裏側面を、さらに、窒素濃度が最高となる深さ位置まで研磨除去した。
得られた各ウェーハを劈開して、長さ６０ｍｍ×幅１３ｍｍ×厚さ０．７７ｍｍの試験片を作製し、応力型加温観察歪測定装置（アルバック理工株式会社製ＭＳ−Ｆ−ＴＭＥ２／７０００）を用いて、窒素雰囲気下、１０００℃、歪速度３．８×１０-6ｓｅｃ-1で３点曲げ試験を行い、降伏応力を求めた。
また、各ウェーハについて、ウェーハ表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製Ｓｕｒｆｓｃａｎ ＳＰ２）を用いて、ＤＮＮ欠陥の測定を行ったが、いずれのウェーハも、ＤＮＮ欠陥は検出されなかった。
上記試験結果を表１にまとめて示す。なお、比較のため、窒素導入のための急速昇降温熱処理を行わなかった場合の試験結果についても、表１に併せて示す。
なお、表１における研磨除去深さは、熱窒化膜を除去するための深さ１μｍの研磨除去も含む。
なお、表１における研磨除去深さは、熱窒化膜を除去するための深さ１μｍの研磨除去も含む。
表１に示したように、表面付近に高濃度で窒素が熱拡散されたウェーハ（試料１〜４）は、１０００℃での３点曲げ試験における降伏応力が向上し、これらのうち、表面窒素濃度が最も高い場合に（試料４）、２５ＭＰａ以上の高い降伏応力を示すことが認められた。
［実施例２］
チョクラルスキー法により、ホウ素をドープせずに、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が生成しないようにｖ／Ｇを制御して、直径３００ｍｍのシリコン単結晶インゴットを引き上げ、このインゴットからウェーハをスライスした。これらのウェーハの酸素濃度は１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（ｏｌｄ ＡＳＴＭ）であった。
これらのウェーハに、ホウ素の固体ソースとして窒化ホウ素を同封した石英製チューブ型炉内で、窒素ガスと酸素ガスの混合比を調整して、酸化ホウ素（Ｂ2Ｏ3）ガス分圧を下記表２に示すようにそれぞれ制御し、酸化ホウ素ガス雰囲気下、１１００℃で６時間保持した。
そして、各ウェーハ表面の全面に形成されたホウ素含有膜を除去するために、フッ酸含有のエッチング液で表面をエッチングした。
各ウェーハについて、表面から最大深さ約３μｍまでのホウ素濃度をＳＩＭＳにより測定した。
チョクラルスキー法により、ホウ素をドープせずに、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が生成しないようにｖ／Ｇを制御して、直径３００ｍｍのシリコン単結晶インゴットを引き上げ、このインゴットからウェーハをスライスした。これらのウェーハの酸素濃度は１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（ｏｌｄ ＡＳＴＭ）であった。
これらのウェーハに、ホウ素の固体ソースとして窒化ホウ素を同封した石英製チューブ型炉内で、窒素ガスと酸素ガスの混合比を調整して、酸化ホウ素（Ｂ2Ｏ3）ガス分圧を下記表２に示すようにそれぞれ制御し、酸化ホウ素ガス雰囲気下、１１００℃で６時間保持した。
そして、各ウェーハ表面の全面に形成されたホウ素含有膜を除去するために、フッ酸含有のエッチング液で表面をエッチングした。
各ウェーハについて、表面から最大深さ約３μｍまでのホウ素濃度をＳＩＭＳにより測定した。
得られた各ウェーハについて、実施例１と同様にして、３点曲げ試験により降伏応力を求めた。
また、実施例１と同様にして、ＤＮＮ欠陥の測定を行ったが、いずれのウェーハも、ＤＮＮ欠陥は検出されなかった。
また、実施例１と同様にして、ＤＮＮ欠陥の測定を行ったが、いずれのウェーハも、ＤＮＮ欠陥は検出されなかった。
上記試験結果を表２にまとめて示す。なお、比較のため、ホウ素導入のための熱処理を行わなかった場合の試験結果についても、表２に併せて示す。
表２に示したように、表面付近に高濃度でホウ素が熱拡散されたウェーハ（試料６〜９）は、１０００℃での３点曲げ試験における降伏応力が向上し、これらのうち、表面ホウ素濃度が最も高い場合に（試料９）、３５ＭＰａ以上の高い降伏応力を示すことが認められた。
［実施例３］
チョクラルスキー法により、不純物ドープなしで、空孔優勢のＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が生成するように、ｖ／Ｇを制御して、直径３００ｍｍのシリコン単結晶インゴットを引き上げ、このインゴットからウェーハをスライスした。
これらのウェーハを酸素１００％雰囲気下、６００℃から昇温速度７０℃／秒で昇温し、最高到達温度１３５０℃で１５秒間保持した後、降温速度を９０℃／秒で降温する急速昇降温熱処理にて、ウェーハ表面付近のＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥を除去した。
これらのウェーハの酸素濃度は、ウェーハ内部が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（ｏｌｄ ＡＳＴＭ）、ウェーハ表層付近が２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（ｏｌｄ ＡＳＴＭ）であった。
これらのウェーハに、実施例１と同様にして、急速昇降温熱処理による熱拡散により窒素を導入した後、各ウェーハ表面の全面に形成された熱窒化膜を除去するために、深さ１μｍまで研磨除去し、表面から最大深さ約８０μｍまでの窒素濃度をＳＩＭＳにより測定した。これらの測定値に基づいて、各ウェーハの表側面及び裏側面を、さらに、窒素濃度が最高となる深さ位置まで研磨除去した。
チョクラルスキー法により、不純物ドープなしで、空孔優勢のＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が生成するように、ｖ／Ｇを制御して、直径３００ｍｍのシリコン単結晶インゴットを引き上げ、このインゴットからウェーハをスライスした。
これらのウェーハを酸素１００％雰囲気下、６００℃から昇温速度７０℃／秒で昇温し、最高到達温度１３５０℃で１５秒間保持した後、降温速度を９０℃／秒で降温する急速昇降温熱処理にて、ウェーハ表面付近のＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥を除去した。
これらのウェーハの酸素濃度は、ウェーハ内部が１．２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（ｏｌｄ ＡＳＴＭ）、ウェーハ表層付近が２×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3（ｏｌｄ ＡＳＴＭ）であった。
これらのウェーハに、実施例１と同様にして、急速昇降温熱処理による熱拡散により窒素を導入した後、各ウェーハ表面の全面に形成された熱窒化膜を除去するために、深さ１μｍまで研磨除去し、表面から最大深さ約８０μｍまでの窒素濃度をＳＩＭＳにより測定した。これらの測定値に基づいて、各ウェーハの表側面及び裏側面を、さらに、窒素濃度が最高となる深さ位置まで研磨除去した。
得られた各ウェーハについて、実施例１と同様にして、３点曲げ試験により降伏応力を求めた。
また、実施例１と同様にして、ＤＮＮ欠陥の測定を行ったが、いずれのウェーハも、ＤＮＮ欠陥は検出されなかった。
また、実施例１と同様にして、ＤＮＮ欠陥の測定を行ったが、いずれのウェーハも、ＤＮＮ欠陥は検出されなかった。
上記試験結果を表３にまとめて示す。なお、比較のため、窒素導入のための急速昇降温熱処理を行わなかった場合の試験結果についても、表３に併せて示す。
表３に示したように、実施例１とほぼ同様の結果が得られ、窒素を熱拡散したウェーハ（試料１１〜１４）は、１０００℃での３点曲げ試験における降伏応力が向上し、これらのうち、表面窒素濃度が最も高い場合に（試料１４）、２５ＭＰａ以上の高い降伏応力を示すことが認められた。
Claims (10)
- チョクラルスキー法により、育成するシリコン単結晶インゴット中の酸素を除く不純物のドープ濃度が結晶成長温度における固溶限の１／１０以下となるように、石英ルツボに充填したシリコン原料中に前記不純物を添加し、かつ、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が生成しないように、引き上げ速度ｖと引き上げ方向の温度勾配Ｇの比ｖ／Ｇを制御して、シリコン単結晶インゴットを引き上げ、
前記シリコン単結晶インゴットからウェーハをスライスし、
前記ウェーハ表面から前記不純物を熱拡散により導入することを特徴とするシリコンウェーハの製造方法。 - チョクラルスキー法により、育成するシリコン単結晶インゴット中の酸素を除く不純物のドープ濃度が結晶成長温度における固溶限の１／１０以下となるように、石英ルツボに充填したシリコン原料中に前記不純物を添加し、かつ、空孔優勢のＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が生成するように、引き上げ速度ｖと引き上げ方向の温度勾配Ｇの比ｖ／Ｇを制御してシリコン単結晶インゴットを引き上げ、
前記シリコン単結晶インゴットからウェーハをスライスし、
前記ウェーハを１１００〜１３８０℃で熱処理して、ウェーハ表面付近のＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥を除去した後、該ウェーハ表面から前記不純物を熱拡散により導入することを特徴とするシリコンウェーハの製造方法。 - 前記不純物が窒素であり、前記熱拡散においてウェーハ全面に導入されることを特徴とする請求項１又は２に記載のシリコンウェーハの製造方法。
- 前記不純物がホウ素であり、前記熱拡散においてウェーハ全面に導入されることを特徴とする請求項１又は２に記載のシリコンウェーハの製造方法。
- 前記不純物が窒素であり、前記シリコン単結晶インゴット引き上げ時のドープ濃度を２×１０15ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下とし、
前記熱拡散は、ウェーハに、窒素含有雰囲気下、１１００℃以上１３５０℃未満で、５秒間以上保持する急速昇降温熱処理を施すことにより行い、その後、ウェーハ表面の全面を深さ１０ｎｍ以上まで除去することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のシリコンウェーハの製造方法。 - 前記急速昇降温熱処理における降温速度が１０〜１５０℃／ｓであることを特徴とする請求項５に記載のシリコンウェーハの製造方法。
- 前記ウェーハ表面の除去において、ウェーハ表面の表側面及び裏側面は、窒素濃度が最高となる深さ位置まで除去することを特徴とする請求項５又は６に記載のシリコンウェーハの製造方法。
- 前記不純物がホウ素であり、前記シリコン単結晶インゴット引き上げ時のドープ濃度を１×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3以下とし、
前記熱拡散は、ウェーハに、ホウ素系ガス雰囲気下で熱処理を施すことにより行うことを特徴とする請求項１，２又は４に記載のシリコンウェーハの製造方法。 - 前記熱拡散において、ウェーハ中のホウ素濃度がウェーハ表面で深さ方向における最高濃度となるようにすることを特徴とする請求項１，２，４又は８に記載のシリコンウェーハの製造方法。
- 請求項１〜９のいずれか１項に記載された製造方法によって得られたシリコンウェーハであって、ウェーハ表面にレーザ光高角度入射・高角度検出器による光散乱検出により測定されるＬＰＤであり、かつ、深さ０．５〜３ｎｍ、幅０．５〜２μｍの凹状欠陥を有しないことを特徴するシリコンウェーハ。
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