JP4102988B2

JP4102988B2 - Method for producing silicon wafer and epitaxial wafer, and epitaxial wafer

Info

Publication number: JP4102988B2
Application number: JP2002506275A
Authority: JP
Inventors: 誠飯田; 善範速水; 明浩木村
Original assignee: Shin Etsu Handotai Co Ltd
Current assignee: Shin Etsu Handotai Co Ltd
Priority date: 2000-06-26
Filing date: 2001-06-22
Publication date: 2008-06-18
Anticipated expiration: 2021-06-22
Also published as: TW575696B; WO2002000969A1

Description

技術分野
本発明は、エピタキシャル層の結晶欠陥が極めて少なく、かつ、ゲッタリング効果を有するエピタキシャルウエーハおよびその基板としてのシリコンウエーハの製造方法、ならびにそのような特性を有するエピタキシャルウェーハに関する。
背景技術
チョクラルスキー法（ＣＺ法）により引上げられたＣＺシリコン単結晶中に存在するグローンイン欠陥（Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥）は、ウエーハの酸化膜耐圧特性を劣化させたり、デバイス作製工程においてアイソレーション不良を引き起こすことなどが良く知られており、これらを回避するために様々な方法が提案されている。
例えば、ＣＺ法により単結晶を引上げ中にグローンイン欠陥を低減させる方法や、ウエーハに水素やアルゴン雰囲気中で高温アニールを施して表面の欠陥を消去させる方法、あるいはエピタキシャル層を成長させたエピタキシャルウエーハを用いる方法などである。
そして、近年の半導体素子の高集積化に伴い、半導体中の結晶欠陥、特に表面および表面近傍の結晶欠陥の低減が重要になってきている。このため、上記ウエーハ表面に結晶性に優れたエピタキシャル層を形成したエピタキシャルウエーハの需要は年々高まっている。
ところで、エピタキシャルウエーハを用いてデバイスを作製する場合、エピタキシャル成長のほかに各種熱処理工程が行われるのが通常である。これらの工程中に重金属不純物等の汚染があるとデバイス特性が著しく劣化してしまうので、このような汚染物等はエピタキシャル層から極力排除しなければならない。従って、エピタキシャル成長用の基板としては、ゲッタリング効果の高い基板が要求される。
ゲッタリングには、エクストリンシックゲッタリング（ＥＧ）とイントリンシックゲッタリング（ＩＧ）とがある。代表的なＥＧ手法としては、基板の裏面にポリシリコン膜を堆積するポリバックシール（登録商標）や、裏面に機械的なダメージを与える手法があるが、これらの手法は、発塵等の問題点を有するだけでなく、特別な工程が必要となるのでコスト面で非常に不利であった。
一方、ＩＧは酸素を含むＣＺ法シリコンウエーハに熱処理を行うことによりゲッタリングサイトとなる酸素析出物を基板のバルク中に発生させるものである。しかし、エピタキシャルウエーハの場合、基板に元々存在している酸素析出核が、高温でのエピタキシャル成長中に消滅してしまい、その後のデバイス熱処理で酸素析出物が形成・成長しにくいためにゲッタリング能力が不十分となるという問題があった。
そこで、従来のエピタキシャルウエーハの製造においては、ボロンを高濃度に含有した基板（ｐ^＋基板）がゲッタリング効果を有することを利用し、ｐ^＋基板上に低ボロン濃度（ｐ⁻）のエピタキシャル層を形成したｐ⁻／ｐ^＋エピタキシャルウエーハが用いられることが多かった。しかしながら、ｐ^＋基板にエピタキシャル成長を行うとエピタキシャル成長中に高濃度にドープされたボロンが基板から気化してエピタキシャル層に取り込まれるオートドーピングや、ボロンが基板表面からエピタキシャル層内に固相外方拡散によって取り込まれるという問題があった。また、最近では、ＣＭＯＳデバイス用としてｐ⁻基板を用いたエピタキシャルウエーハの需要が高まっており、ゲッタリング能力不足が問題となっている。
さらに、ごく最近では、ＣＺウエーハ表面近傍のグローンイン欠陥を低減したウエーハを得る手法として、高温アニール時の欠陥の消滅し易さを向上させるため、結晶に窒素をドープし、グローンインボイド欠陥のサイズを小さくすることにより、より深くまでアニールにより欠陥を消滅させる技術や、エピタキシャルウエーハにおいて、窒素をドープした結晶を基板として用いることにより、デバイス熱処理中における酸素析出物の形成を促進し、ＢＭＤ（ＢｕｌｋＭｉｃｒｏＤｅｆｅｃｔ）を増加させてＩＧ能力を高めたエピタキシャルウェーハを製造する技術等、窒素ドープした結晶の特性を生かした有効利用が盛んに行われてきている。
このような窒素ドープ結晶をエピタキシャル成長用基板に用いる一例として、特開平１１−１８９４９３号公報に記載された技術は、窒素を１０^１３個／ｃｍ^３以上ドープして育成したシリコン単結晶をエピタキシャルウエーハ用に使用するものである。これは、ＣＺ法による単結晶引上げ条件によりリング状に発生するＯＳＦ（ＯｘｉｄａｔｉｏｎｉｎｄｕｃｅｄＳｔａｃｋｉｎｇＦａｕｌｔｓ：酸化誘起積層欠陥）領域を含む基板上にエピタキシャル層を形成すると、ＯＳＦリング領域の酸素析出核は消失せず、エピタキシャル形成後のデバイス製造工程において、効果的なゲッタリングサイトとして機能するという知見と、単結晶育成時に窒素をドープすることによりＯＳＦリング幅の拡大が可能となり、ドープする窒素の量を１０^１３個／ｃｍ^３以上とすれば、ゲッタリングに有効なＯＳＦの核を単結晶全体に均一に分散させることができるという知見に基づいたものであった。
しかしながら、本発明者らが調査したところによると、窒素ドープをしたウエーハ上にエピタキシャル層を形成すると、エピタキシャル層にＬＰＤ（ＬｉｇｈｔＰｏｉｎｔＤｅｆｅｃｔ：レーザー光を用いたウエーハ表面検査装置により観察される輝点欠陥の総称）と呼ばれる、デバイスにとって有害となる欠陥が生じ易いことが明らかとなった。また、このＬＰＤは、窒素濃度が高い場合（１×１０^１４個／ｃｍ^３以上）に特に顕著に観察されることがわかった。このように窒素濃度が高ければデバイスプロセス中に発生するバルク中のＢＭＤ密度は高くなりＩＧ能力は高くなるという利点はあるものの、エピ層表面に観察される欠陥が直径２００ｍｍのウエーハで数十〜数百個発生し、エピタキシャル層の完全性が損なわれるという問題があった。
従って、その対策として窒素濃度を１×１０^１４個／ｃｍ^３以下にすることが考えられるが、この場合、エピ表面の欠陥は少なく表層の完全性は高くなるが、酸素析出の促進によるＩＧ能力の向上効果が弱まる結果となってしまう。特にウエーハの外周部に於いてＢＭＤが少なくなり、ゲッタリング能力が十分とは言えなかった。
発明の開示
そこで本発明は、このような問題点に鑑みてなされたもので、窒素をドープしたＣＺシリコン単結晶ウエーハにエピタキシャル成長を行う際、エピタキシャル層に発生する結晶欠陥（以下、エピ欠陥と呼ぶことがある）を抑制し、しかも優れたＩＧ能力を有するエピタキシャルウエーハ用基板およびその基板を用いたエピタキシャルウエーハ、ならびにそれらの製造方法を提供することを目的としている。
上記課題を解決するために、本発明に係るシリコンウエーハの製造方法は、ＣＺ法により窒素がドープされたシリコン単結晶を育成し、該シリコン単結晶からシリコンウエーハを製造する方法において、ドープする窒素濃度を１×１０^１４個／ｃｍ^３以下とし、製造されたシリコンウエーハに発生するＢＭＤが所定の密度となる様に前記シリコン単結晶を育成する際の引上げ速度Ｖと固液界面温度勾配Ｇの比（Ｖ／Ｇ）を設定することを特徴としている。
このように、エピ欠陥の発生が極めて少なく、かつ十分なゲッタリング効果を有するエピタキシャルウエーハを得るためのシリコンウエーハを製造するためには、窒素濃度を１×１０^１４個／ｃｍ^３以下としてエピ欠陥の発生を抑制するとともに、エピタキシャル成長後に、８００℃、４時間および１０００℃、１６時間の熱処理を施した場合に発生するＢＭＤが所定の密度となる様に単結晶育成時のＶ／Ｇを十分高い値に設定すれば、デバイスプロセスにおいて十分なゲッタリング効果が得られるＢＭＤ密度を発生させるためのＢＭＤの核が得られることが判った。すなわち、窒素ドープ結晶においては、単結晶育成条件であるＶ／Ｇの値とエピタキシャル成長後の熱処理で発生するＢＭＤ密度とが大きく相関することを発見したのである。
ここで所定のＢＭＤ密度とは、作製されるデバイスの種類により必要とされる密度は異なるが、少なくとも１×１０^８個／ｃｍ^３であることが好ましい。従って、ＢＭＤが１×１０^８個／ｃｍ^３以上の所望の密度となるようにＶ／Ｇ値を設定することになる。具体的には、窒素濃度を１×１０^１４個／ｃｍ^３以下とし、Ｖ／Ｇを様々な条件で引上げた結晶からシリコンウエーハを作製し、これらに所望のエピタキシャル層を形成した後のＢＭＤ密度を測定することにより求められるＢＭＤ密度とＶ／Ｇとの相関関係を予め求めておき、この相関関係に基づいてＶ／Ｇを設定すればよい。その場合、窒素ドープによる酸素析出促進効果を十分に得るためには、窒素濃度は１×１０^１２個／ｃｍ^３以上であることが好ましい。
この場合、Ｖ／Ｇを、育成されるシリコン単結晶の径方向の少なくとも９０％の範囲で０．３ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎ以上となるようにするのが好ましい。
このように、設定すべきＶ／Ｇを０．３ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎ以上となるようにすれば、デバイスプロセスにおいて十分なゲッタリング効果を示すＢＭＤ密度を得ることができる。
そしてこの場合、Ｖ／Ｇのバラツキが、育成されるシリコン単結晶の径方向において±０．０１５ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎの範囲とすることができる。
このように、Ｖ／Ｇの面内分布が均一になるＨＺ（ホットゾーン、炉内構造）を設計して結晶を育成することにより、ＢＭＤの面内分布が均一なシリコンウエーハを作製することができる。すなわち、ウエーハ面内で均一なゲッタリング効果を有するウエーハを製造することができる。
さらにこの場合、ドープする窒素濃度を１×１０^１３個／ｃｍ^３以上とすることができる。
このように、あるデバイスプロセスにおける十分なゲッタリング効果を示す指標として、ウエーハ全面において５×１０^８個／ｃｍ^３以上のＢＭＤ密度が必要とされる場合には、ドープする窒素濃度を１×１０^１３個／ｃｍ^３以上とするのがよい。
そして、本発明に係るエピタキシャルウエーハの製造方法は、前記製造方法により製造されたシリコンウエーハに、エピタキシャル層を形成することを特徴としている。
このようにすれば、エピ表面の欠陥は少なく、表層の完全性は高くなるとともに、酸素析出が促進されＢＭＤ密度が増大しＩＧ能力の極めて高いエピタキシャルウエーハを製造することができる。
そして本発明によれば、前記製造方法により製造されたエピ欠陥のないエピ層を形成したＩＧ能力の極めて高いエピタキシャルウエーハが提供される。
さらに、本発明によれば、エピタキシャル層が形成されたシリコンウエーハに、８００℃、４時間および１０００℃、１６時間の熱処理を施した場合に、基板であるシリコンウエーハのバルク中に５×１０^８個／ｃｍ^３以上のＢＭＤが発生するエピタキシャルウエーハであって、エピタキシャルウエーハの表層部の結晶欠陥が０．０６４個／ｃｍ^２以下であることを特徴とするエピタキシャルウエーハが提供される。
尚、このパーティクルカウンターで観察されるエピタキシャル層表層部の結晶欠陥には、少なくとも転位ループおよびエピ積層欠陥（ＳＦ）が含まれる。
この場合、シリコンウエーハ中の窒素濃度を１×１０^１３〜１×１０^１４個／ｃｍ^３とすることができる。
このように、シリコンウエーハの窒素濃度を規定すれば、ＩＧ能力が高いとともにエピ欠陥の少ないエピ層を形成したエピタキシャルウエーハが提供される。
また、本発明によれば、基板となるシリコンウエーハ表面の転位ループの密度が２０ケ／ｃｍ^２以下であるシリコンウエーハにエピタキシャル層が形成されたエピタキシャルウエーハが提供されるので、エピ欠陥の少ないエピタキシャルウエーハを確実に得ることができる。
さらに、基板となるシリコンウエーハ表面のＯＳＦ密度を１００個／ｃｍ^２未満とすることにより、ＯＳＦ発生の核となる酸素析出物が少ないシリコンウエーハであるにもかかわらず、高密度のＢＭＤを有し、高いゲッタリング能力を有し、かつ、エピ欠陥が極めて少ないエピタキシャルウエーハが提供される。
以上説明したように、本発明によれば、窒素をドープしたＣＺ法シリコン単結晶ウエーハにエピタキシャル成長を行う際、エピタキシャル層に発生する結晶欠陥を極力抑制し、しかも優れたＩＧ能力を有するエピタキシャルウエーハ用基板およびその基板を用いたエピタキシャルウエーハ、ならびにそれらの製造方法を提供することができる。
発明を実施するための最良の形態
以下、本発明の形態について詳細に説明する。
本発明が目的とするエピタキシャル層表層部の結晶欠陥のない完全性とバルク中のＩＧ能力を両立させるには、２つの手法が考えられる。即ち、高窒素濃度にしてＢＭＤを十分に発生させ、他の方法でエピ欠陥を低減するか、あるいは低窒素濃度でエピ欠陥は押さえて他の方法でＢＭＤを増大させるかである。
この中で、まず前者の高窒素濃度にする方法について述べる。本出願人が先に出願したＷＯ０１／２７３６２Ａ１に記載した通り、エピ層表面に現れるエピ欠陥には転位ループとスタッキングフォルト（ＳＦともいう）の２種類があることが判っていた。また、そのエピ欠陥の多くは転位ループであったことから、その転位ループを低減するための方法として先のＷＯ０１／２７３６２Ａ１を提案した。従って、この方法によりエピ欠陥の大多数である転位ループを極力低減することができたので、結果としてエピ層表面に見られるエピ欠陥であるＬＰＤ（ＬｉｇｈｔＰｏｉｎｔＤｅｆｅｃｔ：レーザ光を用いたウエーハ表面検査装置により観察される輝点欠陥の総称）は低減していた。
しかし、この様な方法をシリコンインゴットの全長に対して適用することは必ずしも容易ではなく、コスト的にも不利な面を有していた。また、当然のことながらエピ欠陥はできるだけ皆無に近づけることが好ましく、そのためには、転位ループの低減だけでなく、ＳＦの発生も抑制する必要があった。
そこで、本発明者等は後者の方法、即ち低窒素濃度で両方のエピ欠陥（転位ループおよびＳＦ）を減らし、ＢＭＤを他の方法で増加できないかどうかについて鋭意検討した結果、シリコン単結晶の引上げ条件であるＶ／Ｇ（シリコン単結晶を育成する際の引上げ速度Ｖとシリコンの融点から１４００℃の間の成長軸方向の固液界面温度勾配Ｇの比）の面内分布とエピタキシャル成長後のＢＭＤ密度の面内分布に大きな相関があることを発見し、諸条件を精査して本発明を完成させた。
図１は、ある引上げ装置を用いて窒素が２×１０^１３個／ｃｍ^３ドープ（引上げ結晶の肩の位置での計算値）されたＣＺシリコン単結晶を引上げた際のＶ／Ｇの面内分布の例を示した図である（引上げ速度は１．１ｍｍ／ｍｉｎと１．３ｍｍ／ｍｉｎの２条件）。図１からわかるように、この引上げ条件においてはＶ／Ｇは引上げ結晶の周辺に向って低下している。尚、結晶の酸素濃度は１２〜１５ｐｐｍａ（ＪＥＩＤＡ：日本電子工業振興協会規格）の範囲であった。
一方、図２は図１の引上げ条件で引上げたシリコン単結晶インゴットからシリコン鏡面ウェーハを作製した後、１１２５℃で５μｍのエピタキシャル層を形成した後、ＢＭＤを検出可能なサイズに成長させるため８００℃、４時間および１０００℃、１６時間の熱処理を加え、ＯＰＰ（ＯｐｔｉｃａｌＰｒｅｃｉｐｉｔａｔｅＰｒｏｆｉｌｅｒ）装置を用いて面内のＢＭＤ密度を測定した結果を示したものである。図２より、窒素が１３乗台の比較的低濃度でも、ウエーハの中心付近はある程度高いＢＭＤ密度を有し、周辺下がりの分布になっている。すなわち、Ｖ／Ｇの面内分布とエピタキシャル成長後のＢＭＤの面内分布の傾向が一致しており、高Ｖ／Ｇ≒高ＢＭＤとなっていることが判った。
また、これらの図１、図２から、十分なゲッタリング効果を有するための１つの目安であるＢＭＤ密度が、５×１０^８個／ｃｍ^３以上を達成するためには、Ｖ／Ｇが概ね０．３ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎ以上であればよいことが判る。
このことを確認するため、引上げ装置の炉内構造（ＨＺ：ホットゾーン）および引上げ速度を調節してＶ／Ｇが約０．４３ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎで面内分布がフラット（０．４３±０．０１５）になるようにして（Ｇが約２．８Ｋ／ｍｍ、引上げ速度が１．２ｍｍ／ｍｉｎ）、窒素を肩の位置で２×１０^１３個／ｃｍ^３となるようにドープして結晶を育成し、エピ成長後のＢＭＤを前記と同様の方法により観察したところ、ＢＭＤ密度は約２×１０^９個／ｃｍ^３で面内分布はほぼ均一となった。
このようにＶ／Ｇを０．３ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎ以上にするには、先ず例えばＧの面内分布がフラットなＨＺを使用して引上げ速度を高速にする方法がある。この場合は、通常のＣＺ法、あるいは磁場を印加したいわゆるＭＣＺ法とに関係なく達成することができる。この方法では、エピタキシャル成長後のＢＭＤの面内の分布も安定したものとなる。
また、Ｇの面内分布がフラットでなくてもＶ／Ｇの最小値がとにかく０．３を越えていれば良いと考えれば、どのようなＧ分布となるＨＺを使用しても、引上げ速度をより高速にしてとにかくＶ／Ｇが０．３ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎを越えるように引上げればよい。この方法の場合はＭＣＺ法の方がより容易に達成できる。その理由は、引上げ結晶が変形することなく育成可能な最大引上げ速度が、ＭＣＺ法の方が通常のＣＺ法よりもＧに対して高速であるからである。ただし、このような場合は、Ｖ／Ｇが面内分布をもつのと同様にエピタキシャル成長後のＢＭＤも面内分布を持つことにはなる。しかし、引上げ条件次第でＢＭＤの最低密度を約５×１０^８［個／ｃｍ^３］にすることは可能であり、ウエーハのほぼ全面で十分なＩＧ能力を持つことになる。尚、窒素ドープ基板上へのエピタキシャル成長の場合、エピタキシャル成長後のＢＭＤ密度は、エピタキシャル成長前の基板の酸素濃度にはあまり依存せず、１１〜１６ｐｐｍａ（ＪＥＩＤＡ）程度であれば大きな差は出ない。
なお、上記のようにＶ／Ｇ値は、０．３ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎより大きければ大きいほどよいが、あまりに大きくすると結晶が変形するので、通常は０．５５ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎ程度が限界である。
以下、本発明で使用した単結晶引上げ装置について、図面を参照しながら説明する。
まず、本発明においてＶ／Ｇが面内でフラット（すなわち、固液界面温度勾配Ｇが径方向でフラット）になるようにするための単結晶引上げ装置の構成例を図７を用いて説明する。図７に示すように、この単結晶引上げ装置３０は、引上げ室３１と、引上げ室３１中に設けられたルツボ３２と、ルツボ３２の周囲に配置されたヒータ３４と、ルツボ３２を回転させるルツボ保持軸３３およびその回転機構（図示せず）と、シリコンの種結晶５を保持するシードチャック６と、シードチャック６を引上げるワイヤ７と、ワイヤ７を回転又は巻き取る巻取機構（図示せず）を備えて構成されている。ルツボ３２は、その内側のシリコン融液（湯）２を収容する側には石英ルツボが設けられ、その外側には黒鉛ルツボが設けられている。また、ヒータ３４の外側周囲には断熱材３５が配置されている。
また、本発明の製造方法に関わる製造条件（面内でフラットなＧ）を設定するために、結晶の固液界面の外周に環状の固液界面断熱材８を設け、その上に上部囲繞断熱材９が配置されている。この固液界面断熱材８は、その下端とシリコン融液２の湯面との間に３〜５ｃｍの隙間１０を設けて設置されている。上部囲繞断熱材９は条件によっては使用しないこともある。さらに、冷却ガスを吹き付けたり、輻射熱を遮って単結晶を冷却する筒状の冷却装置３６を設けてもよい。
別に、最近では図８に見られるように引上げ室３１の水平方向の外側に、常伝導あるいは超電導コイル等からなる磁石３８を設置し、シリコン融液２に水平方向あるいは垂直方向等の磁場を印加することによって、融液の対流を抑制し、単結晶の安定成長をはかる、いわゆるＭＣＺ法が用いられることも多い。融液に印加される磁場の方向は、磁石の配置によって簡単に変更することが出来る。例えば、一つのコイルを引上げ室３１を水平方向に取り囲むように配置すれば、融液には垂直方向の磁場（縦磁場）が印加されることになり、二つのコイルを引上げ室３１の水平方向の外側で対向配置すれば、融液には水平方向の磁場（横磁場）が印加されることになる。そして、本発明においても、前述のようにこのＭＣＺ法を用いれば、引上げ結晶の変形を生ずることなく育成可能な最大引上げ速度を、通常のＣＺ法に比べて高速にすることができる。
一方、ＧがフラットでなくてもＶ／Ｇの最小値が０．３ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎを越えていれば良い場合には、どのようなＧ分布となるＨＺを使用しても引上げ速度をより高速にすればよいので、図９に示したような通常用いられる単結晶引上げ装置を用いることができる。基本的な構造については、図７の引上げ装置と同じであるが、固液界面断熱材８や上部囲繞断熱材９は装備していない。図９の装置に磁石を配備してＭＣＺ法により高Ｖ／Ｇで結晶を引上げるようにしてもよい。
次に、上記図７の単結晶引上げ装置３０による単結晶育成方法について説明する。まず、ルツボ３２内でシリコンの高純度多結晶原料を融点（約１４２０℃）以上に加熱して融解する。次に、ワイヤ７を巻き出すことにより融液２の表面略中心部に種結晶５の先端を接触又は浸漬させる。その後、ルツボ保持軸３３を適宜の方向に回転させるとともに、ワイヤ７を回転させながら巻き取り種結晶５を引上げることにより、単結晶育成が開始される。以後、引上げ速度と温度を適切に調節することにより略円柱形状の単結晶棒１を得ることができる。
図７のように液面の直上の位置に所定の隙間を設けて断熱材を配置し、さらにこの断熱材の上部に結晶を冷却する装置を設けた構造とすることによって、結晶成長界面近傍では輻射熱により保温効果が得られ、結晶の上部ではヒータ等からの輻射熱をカットすることが出来るので、結晶周辺部の温度勾配Ｇｅが小さくなる。その結果、結晶中心部での温度勾配Ｇｃとの差がなくなり、温度勾配Ｇのフラットな面内分布を得ることができる。尚、結晶の冷却装置としては、前記筒状の冷却装置３６とは別に、結晶の周囲を囲繞する空冷ダクトや水冷蛇管等を設けて所望の温度勾配を確保するようにしても良い。
以下、本発明の実施例と比較例を挙げて本発明を具体的に説明するが、本発明は、これらに限定されるものではない。
（実施例１）
図８と同様の単結晶引上げ装置を用いて、直径１８インチ（４５０ｍｍ）の石英ルツボに原料多結晶シリコンと窒化膜付きシリコンウェーハを所定量投入し、結晶方位＜１００＞、導電型ｐ型、窒素濃度３×１０^１３個／ｃｍ^３（引上げ結晶の肩の位置での計算値）のシリコン単結晶インゴットを引上げ（ＭＣＺ法で磁場印加あり）、この単結晶インゴットの肩付近からウェーハを切り出し、抵抗率が１０Ω・ｃｍで直径１５０ｍｍのシリコン鏡面ウェーハを作製した。酸素濃度は、１２〜１５ｐｐｍａ（ＪＥＩＤＡ）であった。
引上げ速度は１．２ｍｍ／ｍｉｎと１．０ｍｍ／ｍｉｎの２条件で行い、結晶引上げ中のＶ／Ｇの結晶径方向の面内分布を図３に示した。尚、Ｖ／Ｇの算出は総合伝熱解析ソフトＦＥＭＡＧ（Ｆ．Ｄｕｐｒｅｔ，Ｐ．Ｎｉｃｏｄｅｍｅ，Ｙ．ＲｙｃＫｍａｎｓ，Ｐ．ＷｏｕｔｅｒｓａｎｄＭ．Ｊ．Ｃｒｏｃｈｅｔ，Ｉｎｔ．Ｊ．ＨｅａｔＭａｓｓＴｒａｎｓｆｅｒ，３３，１８４９（１９９０））を用いて引上げ装置のＨＺを考慮して行った。
図３から明らかなように、Ｖ／Ｇの面内分布は均一な値が得られ、引上げ速度が１．０ｍｍ／ｍｉｎの場合には約０．３６±０．０１ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎの範囲、１．２ｍｍ／ｍｉｎの場合には約０．４３±０．０１５ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎの範囲であった。
作製されたシリコンウエーハに１１２５℃で５μｍのエピタキシャル層を形成した後、ＫＬＡテンコール社製の表面検査装置ＳＰ−１を用いてサイズが０．１１μｍ以上の欠陥（ＬＰＤ）を測定した。観察されたＬＰＤはいずれのウェーハの場合も数個／ウエーハ程度と極めて低欠陥であった。
さらに、これらのエピタキシャルウェーハに８００℃、４時間＋１０００℃、１６時間の熱処理を加え、酸素析出物を検出可能なサイズに成長させてから、Ｂｉｏ−Ｒａｄ社製ＯＰＰ装置を用いてＢＭＤ密度を測定した。測定結果を図４に示した。図４に示す通り、得られたＢＭＤ密度は面内均一であり、しかもいずれも５×１０^８個／ｃｍ^３を越えており、十分なゲッタリング効果を有することが判った。
（実施例２〜５、比較例１、２）
ＨＺの異なる３種類の単結晶引上げ装置（装置Ａ（磁場印加なし）、装置Ｂ、Ｃ（磁場印加あり））を用いて６種類の窒素ドープシリコン単結晶（結晶方位＜１００＞、導電型ｐ型）を引上げ、これらの単結晶インゴットの肩付近からウェーハを切り出し、抵抗率が１０Ω・ｃｍで直径２００ｍｍのシリコン鏡面ウェーハを作製した。いずれのウエーハの酸素濃度も１１〜１６ｐｐｍａ（ＪＥＩＤＡ）の範囲であった。
装置Ａ，Ｂ，Ｃそれぞれの結晶引上げ時のＧの結晶径方向の面内分布は図５の通りであり、装置Ａについては引上げ速度を３条件（１．３、１．１、１．０ｍｍ／ｍｉｎ）で３本の結晶を引上げ（それぞれ実施例２、実施例５、比較例１とする）、装置Ｂ、Ｃについては引上げ時に結晶が変形しない最大速度で引上げた（それぞれ実施例３、実施例４とする）。また、実施例２と窒素濃度が異なる以外は同一の引上げ条件で引上げたものを比較例２とした。これら６種類の結晶引上げ時のＶ／Ｇの面内分布を図６に示した。
そして表１には、これら６種類の結晶引上げ条件と、作製された基板およびエピタキシャル層の品質の評価結果をまとめて示した。各品質の評価手法は実施例１と同様であるが、基板の転位ループは、基板をセコエッチングした後光学顕微鏡にて観察し、エピ層のＳＦは、ＬＰＤとして観察された欠陥を光学顕微鏡により観察することにより計測したものである。

表１の実施例２〜４の結果から、窒素濃度が１×１０^１４個／ｃｍ^３以下であり、Ｖ／Ｇが０．３ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎ以上の領域が結晶の径方向で９０％以上あれば、基板に転位ループが観察されず、その密度を２０個／ｃｍ^２以下とすることができる。その結果、得られるエピ層のＳＦを含む欠陥（ＬＰＤ）を著しく低減し、２０個／ウエーハ以下にすることができることが判る。また、実施例４のようにＶ／Ｇの面内分布が０．４３５±０．０１５ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎの範囲にあれば、ＢＭＤの面内分布も均一になり、面内均一なゲッタリング効果を有することが判る。
実施例５は、Ｖ／Ｇが０．３ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎ以上の領域が結晶の径方向で９０％を下回る場合の例であるが、この例においてはＶ／Ｇが０．３ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎ未満の領域である周辺１０ｍｍの付近におけるＢＭＤ密度が小さい点（３×１０^８個／ｃｍ^３）においてのみ実施例２〜４と比較して効果が劣るが、デバイス作製において要求されるＢＭＤ密度の下限が３×１０^８個／ｃｍ^３程度であれば問題はない。すなわち、Ｖ／Ｇが０．３ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎ以上の領域が必ずしも９０％以上なくても、要求されるＢＭＤ密度に合わせて、エピ層のＬＰＤが２０個／２００ｍｍウェーハ（０．０６４個／ｃｍ^２）以下となるようにＶ／Ｇを制御すればよいことがわかる。
一方、比較例１は、Ｖ／Ｇが０．３ｍｍ^２／Ｋ・ｍｉｎ以上の領域が４０％程度の例であり、この場合はＶ／Ｇが低下した周辺部において基板に窒素ドープ基板に特有の転位ループが観察され、その結果エピ層のＬＰＤが増加した結果となったものである。同様に、比較例２は、窒素濃度が１×１０^１４個／ｃｍ^３以上になった場合においてもＬＰＤが多い結果となった。
（実施例６）
実施例４と同一条件で作製したシリコン鏡面ウエーハに乾燥酸素雰囲気中で１１００℃、１６時間の熱酸化処理を施した後、選択エッチングを行い、光学顕微鏡にてＯＳＦ密度を測定した。ＯＳＦ密度の測定は、ウエーハ外周端から５ｍｍ間隔でウエーハ中心まで測定した（図１０）。
また、そのウエーハが作製されたインゴットと同一インゴットの隣接する位置から切り出して作製した別のシリコン鏡面ウエーハを用いて、実施例１と同様に、エピタキシャルウエーハを作製してエピタキシャル層表面のＬＰＤを測定した。観察されたＬＰＤは５ケ／ウエーハと極めて少なかった。さらに、このエピタキシャルウエーハのＢＭＤ密度の面内分布を実施例１と同様の方法により測定した（図１１）。
図１０および図１１の結果から、本発明によれば、エピタキシャル層を形成するシリコンウエーハ中に元々存在するＯＳＦ発生の核となる酸素析出物が１００個／ｃｍ^２未満と少ないシリコンウエーハを用いても、高密度のＢＭＤを有し、高いゲッタリング能力をするエピタキシャルウエーハが得られることがわかる。
なお、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は、例示であり、本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。
【図面の簡単な説明】
図１は、窒素が２×１０^１３個／ｃｍ^３ドープされたＣＺ法シリコン単結晶を引上げた際のＶ／Ｇの面内分布を示した結果図である（引上げ速度は１．１ｍｍ／ｍｉｎと１．３ｍｍ／ｍｉｎとした）。
図２は、図１の引上げ条件で引上げたシリコン単結晶インゴットからシリコン鏡面ウェーハを作製し、これに１１２５℃で５μｍのエピタキシャル層を形成した後、ＢＭＤを検出可能なサイズに成長させるため８００℃、４時間および１０００℃、１６時間の熱処理を加え、ＯＰＰ装置を用いて面内のＢＭＤ密度を測定した結果を示した結果図である。
図３は、実施例１において、窒素が３×１０^１３個／ｃｍ^３ドープされたＣＺ法シリコン単結晶を引上げた際のＶ／Ｇの面内分布を示した結果図である（引上げ速度は１．２ｍｍ／ｍｉｎと１．０ｍｍ／ｍｉｎとした）。
図４は、図３の引上げ条件で引上げたシリコン単結晶インゴットからシリコン鏡面ウェーハを作製し、これに１１２５℃で５μｍのエピタキシャル層を形成した後、ＢＭＤを検出可能なサイズに成長させるため８００℃、４時間および１０００℃、１６時間の熱処理を加え、ＯＰＰ装置を用いて面内のＢＭＤ密度を測定した結果を示した結果図である。
図５は、単結晶引上げ装置Ａ（実施例２、５、比較例１、２）、Ｂ（実施例３）、Ｃ（実施例４）において、それぞれの結晶引上げ時のＧの結晶径方向の面内分布を示す図である。
図６は、実施例２〜５、比較例１、２において、窒素がドープされたＣＺ法シリコン単結晶を引上げた際のＶ／Ｇの面内分布を示した図である。
図７は、本発明で使用したＣＺ法による単結晶引上げ装置の概略説明図である。
図８は、本発明で使用したＭＣＺ法による単結晶引上げ装置の概略説明図である。
図９は、本発明で使用した通常の単結晶引上げ装置の概略説明図である。
図１０は、実施例６において作製したシリコンウエーハのＯＳＦ密度分布を示した図である。
図１１は、実施例６において作製したエピタキシャルウエーハのＢＭＤ密度の面内分布を示した図である。Technical field
The present invention relates to an epitaxial wafer having extremely few crystal defects in an epitaxial layer and having a gettering effect, a method for producing a silicon wafer as a substrate thereof, and an epitaxial wafer having such characteristics.
Background art
Grown-in defects (grown-in defects) present in CZ silicon single crystals pulled up by the Czochralski method (CZ method) deteriorate the oxide film breakdown voltage characteristics of the wafer and cause isolation defects in the device fabrication process. In order to avoid these problems, various methods have been proposed.
For example, a method of reducing grown-in defects while pulling a single crystal by the CZ method, a method of erasing surface defects by subjecting the wafer to high-temperature annealing in a hydrogen or argon atmosphere, or an epitaxial wafer having an epitaxial layer grown thereon. The method used.
With the recent high integration of semiconductor elements, it has become important to reduce crystal defects in semiconductors, particularly crystal defects on and near the surface. For this reason, the demand of the epitaxial wafer which formed the epitaxial layer excellent in crystallinity on the said wafer surface is increasing every year.
By the way, when manufacturing a device using an epitaxial wafer, various heat treatment steps are usually performed in addition to the epitaxial growth. If there is contamination such as heavy metal impurities during these steps, the device characteristics will be remarkably deteriorated. Therefore, such contamination must be excluded from the epitaxial layer as much as possible. Therefore, a substrate having a high gettering effect is required as a substrate for epitaxial growth.
Gettering includes extrinsic gettering (EG) and intrinsic gettering (IG). Typical EG methods include a poly back seal (registered trademark) for depositing a polysilicon film on the back surface of the substrate and a method for mechanically damaging the back surface. In addition to having a point, a special process is required, which is very disadvantageous in terms of cost.
On the other hand, IG generates oxygen precipitates that become gettering sites in the bulk of a substrate by performing heat treatment on a CZ method silicon wafer containing oxygen. However, in the case of an epitaxial wafer, the oxygen precipitation nuclei originally present in the substrate disappear during the epitaxial growth at high temperature, and oxygen precipitates are difficult to form and grow in subsequent device heat treatment, so gettering ability is high. There was a problem of becoming insufficient.
Therefore, in the production of a conventional epitaxial wafer, a substrate containing a high concentration of boron (p. ⁺ Substrate) has a gettering effect, p ⁺ Low boron concentration (p ⁻ P) on which an epitaxial layer is formed ⁻ / P ⁺ Epitaxial wafers were often used. However, p ⁺ When epitaxial growth is performed on a substrate, auto-doping in which highly doped boron is vaporized from the substrate during epitaxial growth and taken into the epitaxial layer, and boron is taken into the epitaxial layer from the substrate surface by solid-phase outdiffusion. was there. Recently, p-type CMOS devices have been used. ⁻ The demand for epitaxial wafers using substrates is increasing, and there is a problem of insufficient gettering capability.
More recently, as a technique for obtaining a wafer with reduced grain-in defects near the surface of the CZ wafer, the crystal is doped with nitrogen in order to improve the easiness of disappearance of defects during high-temperature annealing, and the size of the grain in-void defect is increased. In the technology for eliminating defects by annealing to a deeper depth and the use of a nitrogen-doped crystal as a substrate in an epitaxial wafer, the formation of oxygen precipitates during device heat treatment is promoted, and BMD (Bulk) Effective use of the characteristics of nitrogen-doped crystals, such as a technique for manufacturing an epitaxial wafer with increased IG capability by increasing Micro Defect, has been actively performed.
As an example of using such a nitrogen-doped crystal for an epitaxial growth substrate, the technique described in Japanese Patent Laid-Open No. 11-189493 discloses that nitrogen is 10 ¹³ Piece / cm ³ The silicon single crystal grown by doping as described above is used for an epitaxial wafer. This is because, when an epitaxial layer is formed on a substrate including an OSF (Oxidation Induced Stacking Faults) region generated in a ring shape under the single crystal pulling condition by the CZ method, the oxygen precipitation nuclei in the OSF ring region disappear. First, the knowledge that it functions as an effective gettering site in the device manufacturing process after epitaxial formation, and the doping of nitrogen during single crystal growth makes it possible to expand the OSF ring width. ¹³ Piece / cm ³ Based on the above, it was based on the knowledge that the nuclei of OSF effective for gettering can be uniformly dispersed throughout the single crystal.
However, according to the investigations by the present inventors, when an epitaxial layer is formed on a nitrogen-doped wafer, the bright spot observed by a wafer surface inspection apparatus using LPD (Light Point Defect: laser light) on the epitaxial layer. It has become clear that defects that are harmful to the device, which are generally called defects, are likely to occur. In addition, this LPD has a high nitrogen concentration (1 × 10 ¹⁴ Piece / cm ³ The above was found to be particularly noticeable. In this way, if the nitrogen concentration is high, there is an advantage that the BMD density in the bulk generated during the device process is high and the IG capability is high. Hundreds were generated, and the integrity of the epitaxial layer was impaired.
Therefore, the nitrogen concentration is 1 × 10 as a countermeasure. ¹⁴ Piece / cm ³ In this case, the epi-surface defects are few and the surface layer integrity is high, but the effect of improving the IG ability by promoting oxygen precipitation is weakened. In particular, the BMD decreased at the outer peripheral portion of the wafer, and the gettering ability was not sufficient.
Disclosure of the invention
Therefore, the present invention has been made in view of such problems, and crystal epitaxial defects (hereinafter referred to as epi defects) generated in an epitaxial layer when epitaxial growth is performed on a nitrogen-doped CZ silicon single crystal wafer. ), And has an excellent IG capability, an epitaxial wafer using the substrate, an epitaxial wafer using the substrate, and a method of manufacturing the same.
In order to solve the above-described problems, a silicon wafer manufacturing method according to the present invention is a method of growing a silicon single crystal doped with nitrogen by a CZ method, and manufacturing a silicon wafer from the silicon single crystal. Concentration 1x10 ¹⁴ Piece / cm ³ The ratio (V / G) of the pulling rate V and the solid-liquid interface temperature gradient G when growing the silicon single crystal is set so that the BMD generated in the manufactured silicon wafer has a predetermined density. It is characterized by.
As described above, in order to manufacture a silicon wafer for obtaining an epitaxial wafer having a very small number of epitaxial defects and a sufficient gettering effect, the nitrogen concentration is set to 1 × 10 6. ¹⁴ Piece / cm ³ In the following, the occurrence of epi defects is suppressed, and the V / D at the time of single crystal growth is set so that the BMD generated when the heat treatment is performed at 800 ° C. for 4 hours and 1000 ° C. for 16 hours after the epitaxial growth has a predetermined density. It was found that if G is set to a sufficiently high value, a BMD nucleus for generating a BMD density that can provide a sufficient gettering effect in the device process can be obtained. That is, in the nitrogen-doped crystal, it has been found that the value of V / G, which is a single crystal growth condition, and the BMD density generated by the heat treatment after epitaxial growth are greatly correlated.
Here, the predetermined BMD density differs from the required density depending on the type of device to be manufactured, but is at least 1 × 10. ⁸ Piece / cm ³ It is preferable that Therefore, BMD is 1 × 10 ⁸ Piece / cm ³ The V / G value is set so as to obtain the above desired density. Specifically, the nitrogen concentration is 1 × 10. ¹⁴ Piece / cm ³ Correlation between BMD density and V / G obtained by preparing a silicon wafer from crystals with V / G pulled under various conditions and measuring the BMD density after forming a desired epitaxial layer on the silicon wafer. A relationship is obtained in advance, and V / G may be set based on this correlation. In that case, in order to sufficiently obtain the oxygen precipitation promoting effect by nitrogen doping, the nitrogen concentration is 1 × 10 6. ¹² Piece / cm ³ The above is preferable.
In this case, V / G is 0.3 mm within a range of at least 90% in the radial direction of the silicon single crystal to be grown. ² / K · min or more is preferable.
Thus, V / G to be set is 0.3 mm. ² If it is set to / K · min or more, a BMD density exhibiting a sufficient gettering effect in the device process can be obtained.
In this case, the V / G variation is ± 0.015 mm in the radial direction of the silicon single crystal to be grown. ² It can be in the range of / K · min.
In this way, a silicon wafer with a uniform in-plane distribution of BMD can be produced by designing an HZ (hot zone, in-furnace structure) in which the in-plane distribution of V / G is uniform and growing the crystal. it can. That is, a wafer having a uniform gettering effect within the wafer plane can be manufactured.
Further, in this case, the concentration of nitrogen to be doped is 1 × 10 ¹³ Piece / cm ³ This can be done.
Thus, as an index indicating a sufficient gettering effect in a certain device process, 5 × 10 5 over the entire wafer surface. ⁸ Piece / cm ³ When the above BMD density is required, the doping nitrogen concentration is 1 × 10 ¹³ Piece / cm ³ It is good to be the above.
An epitaxial wafer manufacturing method according to the present invention is characterized in that an epitaxial layer is formed on a silicon wafer manufactured by the manufacturing method.
In this way, an epitaxial wafer with few defects on the epi surface and high surface layer integrity, oxygen precipitation is promoted, the BMD density is increased, and the IG ability is extremely high can be manufactured.
According to the present invention, there is provided an epitaxial wafer with an extremely high IG capability, which is formed by the above-described manufacturing method and has an epi layer having no epi defects.
Further, according to the present invention, when the silicon wafer on which the epitaxial layer is formed is subjected to heat treatment at 800 ° C. for 4 hours and 1000 ° C. for 16 hours, 5 × 10 5 in the bulk of the silicon wafer as the substrate. ⁸ Piece / cm ³ An epitaxial wafer in which the above BMD is generated, and the crystal defects in the surface layer portion of the epitaxial wafer are 0.064 / cm. ² An epitaxial wafer characterized by the following is provided.
Incidentally, the crystal defects in the surface layer portion of the epitaxial layer observed by this particle counter include at least a dislocation loop and an epi stacking fault (SF).
In this case, the nitrogen concentration in the silicon wafer is 1 × 10. ¹³ ~ 1x10 ¹⁴ Piece / cm ³ It can be.
Thus, if the nitrogen concentration of the silicon wafer is defined, an epitaxial wafer having an epi layer with high IG capability and few epi defects is provided.
Further, according to the present invention, the density of dislocation loops on the surface of the silicon wafer to be the substrate is 20 pcs / cm. ² Since an epitaxial wafer in which an epitaxial layer is formed on the following silicon wafer is provided, an epitaxial wafer with few epi defects can be obtained with certainty.
Furthermore, the OSF density on the surface of the silicon wafer to be the substrate is 100 / cm. ² By making it less than this, even though the silicon wafer has few oxygen precipitates as the core of OSF generation, it has high density BMD, high gettering ability, and extremely low epitaxial defects. A wafer is provided.
As described above, according to the present invention, when epitaxial growth is performed on a nitrogen-doped CZ method silicon single crystal wafer, crystal defects generated in the epitaxial layer are suppressed as much as possible, and the epitaxial wafer has excellent IG capability. A substrate, an epitaxial wafer using the substrate, and a method for manufacturing the same can be provided.
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail.
In order to achieve both the integrity of the surface layer of the epitaxial layer aimed at by the present invention without crystal defects and the IG capability in the bulk, two methods are conceivable. That is, whether the BMD is sufficiently generated at a high nitrogen concentration and epi defects are reduced by another method, or the epi defects are suppressed at a low nitrogen concentration and BMD is increased by another method.
First, the former method for increasing the nitrogen concentration will be described. As described in WO 01 / 27362A1 filed earlier by the present applicant, it has been found that there are two types of epi defects that appear on the surface of the epi layer: dislocation loops and stacking faults (also referred to as SF). Since most of the epi defects were dislocation loops, the above-mentioned WO 01/27362 A1 was proposed as a method for reducing the dislocation loops. Accordingly, dislocation loops, which are the majority of epi defects, can be reduced as much as possible by this method, and as a result, LPD (Light Point Defect: wafer surface inspection using laser light) that is epi defects found on the epi layer surface. The generic name of bright spot defects observed by the apparatus was reduced.
However, it is not always easy to apply such a method to the entire length of the silicon ingot, which has a disadvantage in terms of cost. Of course, it is preferable that the number of epi defects be as close to zero as possible. For this purpose, not only the reduction of dislocation loops but also the generation of SF must be suppressed.
Therefore, the inventors of the present invention, as a result of earnestly examining whether the latter method, ie, reducing both epi defects (dislocation loops and SF) at a low nitrogen concentration and increasing BMD by other methods, led to the pulling of the silicon single crystal. In-plane distribution of the condition V / G (the ratio of the pulling rate V when growing a silicon single crystal and the solid-liquid interface temperature gradient G in the growth axis direction between the melting point of silicon and 1400 ° C.) and the BMD after epitaxial growth It was discovered that there is a large correlation in the in-plane density distribution, and the present invention was completed by examining various conditions.
FIG. 1 shows that using a pulling device, nitrogen is 2 × 10 ¹³ Piece / cm ³ It is the figure which showed the example of the in-plane distribution of V / G at the time of pulling up the CZ silicon single crystal doped (the calculated value in the position of the shoulder of a pulling crystal) (the pulling speed is 1.1 mm / min and 1) 2 conditions of 3 mm / min). As can be seen from FIG. 1, under this pulling condition, V / G decreases toward the periphery of the pulling crystal. In addition, the oxygen concentration of the crystal was in the range of 12 to 15 ppma (JEIDA: Japan Electronics Industry Promotion Association standard).
On the other hand, FIG. 2 shows a case where a silicon mirror wafer is fabricated from a silicon single crystal ingot pulled up under the pulling conditions in FIG. 1, a 5 μm epitaxial layer is formed at 1125 ° C., and then BMD is grown to a detectable size at 800 ° C. The results of measuring the in-plane BMD density using an OPP (Optical Precipitate Profiler) apparatus after applying heat treatment for 4 hours and 1000 ° C. for 16 hours are shown. As shown in FIG. 2, even when the nitrogen concentration is relatively low, such as the 13th power, the vicinity of the center of the wafer has a somewhat high BMD density, and the distribution of the periphery decreases. That is, it was found that the tendency of the in-plane distribution of V / G and the in-plane distribution of BMD after epitaxial growth coincided and high V / G≈high BMD.
Also, from these FIG. 1 and FIG. 2, the BMD density, which is one standard for having a sufficient gettering effect, is 5 × 10 5. ⁸ Piece / cm ³ In order to achieve the above, V / G is approximately 0.3 mm. ² It can be seen that it is sufficient if it is not less than / K · min.
In order to confirm this, V / G is about 0.43 mm by adjusting the in-furnace structure (HZ: hot zone) of the pulling device and the pulling speed. ² / K · min so that the in-plane distribution is flat (0.43 ± 0.015) (G is about 2.8 K / mm, pulling speed is 1.2 mm / min), and nitrogen at the shoulder position 2 × 10 ¹³ Piece / cm ³ The crystal was grown by doping so that the BMD after epi growth was observed by the same method as described above, and the BMD density was about 2 × 10 ⁹ Piece / cm ³ The in-plane distribution is almost uniform.
Thus, V / G is 0.3 mm ² In order to make it higher than / K · min, for example, there is a method of increasing the pulling speed by using HZ having a flat in-plane distribution of G, for example. This case can be achieved regardless of the normal CZ method or the so-called MCZ method in which a magnetic field is applied. In this method, the in-plane distribution of BMD after epitaxial growth is also stable.
Further, even if the in-plane distribution of G is not flat, it is sufficient that the minimum value of V / G exceeds 0.3 anyway. Anyway, V / G is 0.3mm anyway ² What is necessary is just to pull up so that it may exceed / K * min. In this method, the MCZ method can be achieved more easily. The reason is that the maximum pulling speed at which the pulling crystal can be grown without deformation is higher for the MCZ method than for the normal CZ method. However, in such a case, BMD after epitaxial growth also has an in-plane distribution in the same manner as V / G has an in-plane distribution. However, depending on the pulling conditions, the minimum density of BMD is about 5 × 10 ⁸ [Pieces / cm ³ It is possible to have sufficient IG capability on almost the entire surface of the wafer. In the case of epitaxial growth on a nitrogen-doped substrate, the BMD density after the epitaxial growth does not depend much on the oxygen concentration of the substrate before the epitaxial growth, and there is no significant difference if it is about 11 to 16 ppma (JEIDA).
As described above, the V / G value is 0.3 mm. ² Larger than / K · min is better, but if it is too large, the crystal will be deformed. ² The limit is about / K · min.
Hereinafter, a single crystal pulling apparatus used in the present invention will be described with reference to the drawings.
First, a configuration example of a single crystal pulling apparatus for making V / G flat in the present invention (that is, the solid-liquid interface temperature gradient G is flat in the radial direction) will be described with reference to FIG. . As shown in FIG. 7, the single crystal pulling apparatus 30 includes a pulling chamber 31, a crucible 32 provided in the pulling chamber 31, a heater 34 disposed around the crucible 32, and a crucible for rotating the crucible 32. Holding shaft 33 and its rotating mechanism (not shown), seed chuck 6 holding silicon seed crystal 5, wire 7 pulling up seed chuck 6, and winding mechanism (not shown) for rotating or winding wire 7 Z). The crucible 32 is provided with a quartz crucible on the inner side containing the silicon melt (hot water) 2 and on the outer side with a graphite crucible. A heat insulating material 35 is disposed around the outside of the heater 34.
Moreover, in order to set the manufacturing conditions (G flat in the plane) related to the manufacturing method of the present invention, an annular solid-liquid interface heat insulating material 8 is provided on the outer periphery of the solid-liquid interface of the crystal, and the upper surrounding heat insulation is provided thereon. A material 9 is arranged. This solid-liquid interface heat insulating material 8 is installed with a gap 10 of 3 to 5 cm between its lower end and the molten metal surface of the silicon melt 2. The upper surrounding heat insulating material 9 may not be used depending on conditions. Further, a cylindrical cooling device 36 that cools the single crystal by blowing cooling gas or blocking radiant heat may be provided.
In addition, recently, as shown in FIG. 8, a magnet 38 made of a normal or superconducting coil is installed outside the pulling chamber 31 in the horizontal direction, and a magnetic field in the horizontal or vertical direction is applied to the silicon melt 2. By doing so, the so-called MCZ method is often used in which the convection of the melt is suppressed and the single crystal is stably grown. The direction of the magnetic field applied to the melt can be easily changed by the arrangement of the magnets. For example, if one coil is disposed so as to surround the pulling chamber 31 in the horizontal direction, a vertical magnetic field (longitudinal magnetic field) is applied to the melt, and the two coils are moved in the horizontal direction of the pulling chamber 31. If opposed to each other outside, a horizontal magnetic field (transverse magnetic field) is applied to the melt. Also in the present invention, if this MCZ method is used as described above, the maximum pulling speed capable of growing without causing deformation of the pulling crystal can be increased as compared with the normal CZ method.
On the other hand, even if G is not flat, the minimum value of V / G is 0.3 mm. ² When it is sufficient to exceed / K · min, it is sufficient to increase the pulling speed no matter what G distribution HZ is used, so that a normally used single crystal as shown in FIG. A pulling device can be used. The basic structure is the same as that of the pulling apparatus of FIG. 7, but the solid-liquid interface heat insulating material 8 and the upper surrounding heat insulating material 9 are not equipped. A magnet may be provided in the apparatus of FIG. 9 and the crystal may be pulled at a high V / G by the MCZ method.
Next, a single crystal growth method using the single crystal pulling apparatus 30 in FIG. 7 will be described. First, a high-purity polycrystalline silicon raw material of silicon is heated to a melting point (about 1420 ° C.) or higher in the crucible 32 and melted. Next, the tip of the seed crystal 5 is brought into contact with or immersed in the substantially central portion of the surface of the melt 2 by unwinding the wire 7. Thereafter, the crucible holding shaft 33 is rotated in an appropriate direction, and the winding seed crystal 5 is pulled up while rotating the wire 7, thereby starting single crystal growth. Thereafter, a substantially cylindrical single crystal rod 1 can be obtained by appropriately adjusting the pulling speed and temperature.
As shown in FIG. 7, by providing a heat insulating material with a predetermined gap immediately above the liquid surface and further providing a device for cooling the crystal above the heat insulating material, in the vicinity of the crystal growth interface, The heat retention effect is obtained by the radiant heat, and the radiant heat from the heater or the like can be cut at the upper part of the crystal, so that the temperature gradient Ge in the peripheral part of the crystal becomes small. As a result, there is no difference from the temperature gradient Gc at the crystal center, and a flat in-plane distribution of the temperature gradient G can be obtained. In addition to the cylindrical cooling device 36, the crystal cooling device may be provided with an air cooling duct, a water-cooled snake tube, or the like surrounding the crystal to ensure a desired temperature gradient.
EXAMPLES Hereinafter, although an Example and comparative example of this invention are given and this invention is demonstrated concretely, this invention is not limited to these.
(Example 1)
Using a single crystal pulling apparatus similar to that in FIG. 8, a predetermined amount of raw material polycrystalline silicon and a silicon wafer with a nitride film is put into a quartz crucible having a diameter of 18 inches (450 mm), crystal orientation <100>, conductivity type p-type, Nitrogen concentration 3 × 10 ¹³ Piece / cm ³ The silicon single crystal ingot (calculated at the shoulder of the pulled crystal) is pulled up (with magnetic field applied by the MCZ method), the wafer is cut out from the vicinity of the shoulder of this single crystal ingot, the resistivity is 10 Ω · cm, and the diameter is 150 mm A silicon mirror wafer was prepared. The oxygen concentration was 12-15 ppma (JEIDA).
The pulling rate was 1.2 mm / min and 1.0 mm / min, and the in-plane distribution of V / G in the crystal diameter direction during crystal pulling is shown in FIG. The calculation of V / G was performed by comprehensive heat transfer analysis software FEMAG (F. Dupret, P. Nicodeme, Y. RycKmans, P. Waters and MJ Crochet, Int. J. Heat Mass Transfer, 33, 1849 (1990). )) Was used in consideration of the HZ of the pulling device.
As is apparent from FIG. 3, the in-plane distribution of V / G has a uniform value, and is about 0.36 ± 0.01 mm when the pulling speed is 1.0 mm / min. ² / K · min range, about 0.43 ± 0.015mm for 1.2mm / min ² / K · min.
After forming a 5 μm epitaxial layer at 1125 ° C. on the produced silicon wafer, a defect (LPD) having a size of 0.11 μm or more was measured using a surface inspection apparatus SP-1 manufactured by KLA Tencor. The observed LPDs were several defects / wafer, which were extremely low defects.
Furthermore, these epitaxial wafers were subjected to heat treatment at 800 ° C. for 4 hours + 1000 ° C. for 16 hours to grow oxygen precipitates to a detectable size, and then measured for BMD density using a Bio-Rad OPP device. did. The measurement results are shown in FIG. As shown in FIG. 4, the obtained BMD density is uniform in the plane, and both are 5 × 10 5. ⁸ Piece / cm ³ It was found that it has a sufficient gettering effect.
(Examples 2 to 5, Comparative Examples 1 and 2)
Six types of nitrogen-doped silicon single crystals (crystal orientation <100>, conductivity type p) using three types of single crystal pulling devices with different HZ (device A (without magnetic field application), devices B and C (with magnetic field application)) The wafer was cut out from the vicinity of the shoulders of these single crystal ingots to produce silicon mirror wafers having a resistivity of 10 Ω · cm and a diameter of 200 mm. The oxygen concentration of any wafer was in the range of 11 to 16 ppma (JEIDA).
The in-plane distribution of G in the crystal diameter direction at the time of crystal pulling of each of the devices A, B, and C is as shown in FIG. 5, and for the device A, the pulling speed is set under three conditions (1.3, 1.1, 1.0 mm). / Min) with three crystals pulled up (referred to as Example 2, Example 5, and Comparative Example 1 respectively), and the devices B and C were pulled up at the maximum speed at which the crystals were not deformed when pulled up (Example 3, respectively). Example 4). Further, Comparative Example 2 was obtained by pulling up under the same pulling conditions except that the nitrogen concentration was different from that in Example 2. The in-plane distribution of V / G when these six types of crystals are pulled is shown in FIG.
Table 1 summarizes these six types of crystal pulling conditions and the evaluation results of the quality of the fabricated substrates and epitaxial layers. The evaluation method of each quality is the same as that of Example 1, but the dislocation loop of the substrate is observed with an optical microscope after the substrate is Secco-etched, and the SF of the epi layer is observed with an optical microscope for defects observed as LPD. It is measured by observing.

From the results of Examples 2 to 4 in Table 1, the nitrogen concentration was 1 × 10. ¹⁴ Piece / cm ³ And V / G is 0.3 mm ² / K · min or more of the region is 90% or more in the radial direction of the crystal, dislocation loops are not observed on the substrate, and the density is 20 / cm. ² It can be as follows. As a result, it is understood that defects (LPD) including SF in the obtained epi layer can be remarkably reduced to 20 or less wafers. Further, as in Example 4, the in-plane distribution of V / G is 0.435 ± 0.015 mm. ² Within the range of / K · min, the in-plane distribution of BMD becomes uniform, and it can be seen that the in-plane uniform gettering effect is obtained.
In Example 5, V / G is 0.3 mm. ² This is an example in which the region of / K · min or more is less than 90% in the crystal diameter direction. In this example, V / G is 0.3 mm. ² Point where the BMD density is small in the vicinity of 10 mm in the periphery, which is an area less than / K · min (3 × 10 ⁸ Piece / cm ³ However, the lower limit of the BMD density required for device fabrication is 3 × 10. ⁸ Piece / cm ³ There is no problem as long as it is about. That is, V / G is 0.3 mm ² Even if the area of / K · min or more is not necessarily 90% or more, the LPD of the epilayer is 20/200 mm wafer (0.064 / cm2) in accordance with the required BMD density. ² It can be seen that V / G should be controlled so as to be as follows.
On the other hand, in Comparative Example 1, V / G is 0.3 mm. ² In this case, a dislocation loop peculiar to a nitrogen-doped substrate is observed in the peripheral portion where V / G is reduced, and as a result, the LPD of the epi layer increases. As a result. Similarly, Comparative Example 2 has a nitrogen concentration of 1 × 10. ¹⁴ Piece / cm ³ Even in the case described above, the result was that there were many LPDs.
(Example 6)
A silicon mirror wafer produced under the same conditions as in Example 4 was subjected to a thermal oxidation treatment at 1100 ° C. for 16 hours in a dry oxygen atmosphere, then subjected to selective etching, and the OSF density was measured with an optical microscope. The OSF density was measured from the outer peripheral edge of the wafer to the wafer center at intervals of 5 mm (FIG. 10).
In addition, using another silicon mirror wafer produced by cutting from the position adjacent to the same ingot as the ingot from which the wafer was produced, an epitaxial wafer was produced and the LPD on the surface of the epitaxial layer was measured in the same manner as in Example 1. did. The observed LPD was extremely low at 5 / wafer. Furthermore, the in-plane distribution of the BMD density of this epitaxial wafer was measured by the same method as in Example 1 (FIG. 11).
From the results shown in FIG. 10 and FIG. 11, according to the present invention, the number of oxygen precipitates that are the core of OSF generation originally existing in the silicon wafer forming the epitaxial layer is 100 / cm. ² It can be seen that an epitaxial wafer having a high density BMD and a high gettering ability can be obtained even when using a silicon wafer of less than the above.
The present invention is not limited to the above embodiment. The above-described embodiment is an exemplification, and the present invention has substantially the same configuration as the technical idea described in the claims of the present invention, and any device that exhibits the same function and effect is the present invention. It is included in the technical scope of the invention.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 shows that nitrogen is 2 × 10 ¹³ Piece / cm ³ It is a result figure which showed the in-plane distribution of V / G at the time of pulling up the doped CZ method silicon single crystal (the pulling speed was 1.1 mm / min and 1.3 mm / min).
FIG. 2 shows a silicon mirror wafer fabricated from the silicon single crystal ingot pulled up under the pulling conditions in FIG. 1, and after forming an epitaxial layer of 5 μm at 1125 ° C., 800 ° C. in order to grow BMD to a detectable size. It is the result figure which showed the result of having applied the heat processing for 4 hours and 1000 degreeC, and 16 hours, and having measured the in-plane BMD density using the OPP apparatus.
FIG. 3 shows that nitrogen is 3 × 10 5 in Example 1. ¹³ Piece / cm ³ It is a result figure which showed the in-plane distribution of V / G at the time of pulling up the doped CZ method silicon single crystal (the pulling speed was 1.2 mm / min and 1.0 mm / min).
FIG. 4 shows a silicon mirror wafer fabricated from the silicon single crystal ingot pulled up under the pulling conditions in FIG. 3, and after forming an epitaxial layer of 5 μm at 1125 ° C., 800 ° C. in order to grow BMD to a detectable size. It is the result figure which showed the result of having applied the heat processing for 4 hours and 1000 degreeC, and 16 hours, and having measured the in-plane BMD density using the OPP apparatus.
FIG. 5 shows the crystal diameter direction of G at each crystal pulling in the single crystal pulling apparatus A (Examples 2 and 5, Comparative Examples 1 and 2), B (Example 3), and C (Example 4). It is a figure which shows in-plane distribution.
FIG. 6 is a graph showing the in-plane distribution of V / G when pulling up a nitrogen-doped CZ method silicon single crystal in Examples 2 to 5 and Comparative Examples 1 and 2.
FIG. 7 is a schematic explanatory diagram of a single crystal pulling apparatus using the CZ method used in the present invention.
FIG. 8 is a schematic explanatory diagram of a single crystal pulling apparatus using the MCZ method used in the present invention.
FIG. 9 is a schematic explanatory diagram of a normal single crystal pulling apparatus used in the present invention.
FIG. 10 is a diagram showing the OSF density distribution of the silicon wafer manufactured in Example 6. In FIG.
FIG. 11 is a diagram showing an in-plane distribution of BMD density of the epitaxial wafer produced in Example 6. In FIG.

Claims

In a method of growing a silicon single crystal doped with nitrogen by the CZ method and manufacturing a silicon wafer from the silicon single crystal, the concentration of nitrogen to be doped is 1 × 10 ¹⁴ pieces / cm ³ or less, and the manufactured silicon wafer Ratio of pulling speed V and solid-liquid interface temperature gradient G (V / G) when growing the silicon single crystal so that the density of BMD generated after the formation of the epitaxial layer is 5 × 10 ⁸ pieces / cm ³ or more. ) Is set to be 0.3 mm ² / K · min or more in a range of at least 90% in the radial direction of the silicon single crystal to be grown, and the V / G variation is A method for producing a silicon wafer, characterized by being in a range of ± 0.015 mm ² / K · min in the radial direction.

2. The method for manufacturing a silicon wafer according to claim 1, wherein the concentration of nitrogen to be doped is 1 * 10 < ¹³ > pieces / cm < ³ > or more.

An epitaxial wafer manufacturing method, comprising forming an epitaxial layer on a silicon wafer manufactured by the manufacturing method according to claim 1.

An epitaxial wafer manufactured by the manufacturing method according to claim 3.