TW201348532A - 矽晶圓 - Google Patents

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Abstract

本發明提供一種矽晶圓，其在半導體裝置形成步驟中不易以氧析出物為起點產生差排，且對Cu的吸除效果高。本發明之矽晶圓1的特徵為：自表面到至少深5μm之表層部1a的LSTD密度係小於1.0個/cm2，而除去前述表層部1a之主體部1b，其散射光強度為3000~5000a.u.，密度為1.0×109~6.0×109個/cm3之板狀氧析出物2a及多面體氧析出物2b相互混合成長，且前述板狀氧析出物及多面體氧析出物的密度比(板狀氧析出物：多面體氧析出物=X：100-X)為X=10~40

Description

矽晶圓
本發明係關於適合使用作為半導體裝置形成用基板之矽晶圓。
以柴可斯基法(以下稱為CZ法)育成的矽晶圓(以下亦簡稱為晶圓)中已知會有COP(起因於晶體的微塵(Crystal Originated Particle))等長晶缺陷。此種缺陷若存在於作為半導體裝置形成區域之晶圓的表面附近(自表面到至少深5μm之表層部)，已知會使氧化膜耐壓等裝置特性變差。另外，於晶圓的主體部成長之氧析出物(主體微缺陷(Bulk Micro Defect)：以下也稱為BMD)被說是於後面的半導體裝置形成步驟中成為擴散於表層部之雜質的吸除點，同時讓晶圓的強度提高。
因此，為了實現在表層部之COP的減少與促進在主體部之BMD的成長，以高溫對晶圓作熱處理之方法為一般已知的(例如日本特開2006-261632號公報(專利文獻1))。然而，以此種方法所形成之BMD主要具有板狀或多面體的形狀，其有各自的優點及技術上的問題。
例如，具有多面體形狀之BMD(以下稱為多面體氧析 出物)，為了解決對Cu的吸除效果低之問題，日本特開2005-50942號公報(專利文獻2)中揭示一種矽晶圓，其係在晶圓的內部(主體部)形成1×108個/cm3的不是非多面體氧析出物的具有板狀之形狀的BMD(以下稱為板狀氧析出物)。
另外，為了解決板狀氧析出物在裝置製程(半導體裝置形成步驟)中進行LSA處理時，容易產生以該氧析出物為起點之差排的問題，日本特開2011-165812號公報(專利文獻3)中揭示一種矽晶圓，其係讓多面體氧析出物比板狀氧析出物還要優勢地成長。
然而，專利文獻2記載之矽晶圓因在主體部形成高密度的板狀氧析出物，而有例如專利文獻3所記載，於裝置處理中容易以該氧析出物為起點而產生差排的問題。
又，專利文獻3記載之矽晶圓因讓多面體氧析出物比板狀氧析出物還要優勢地成長，雖然在裝置處理不易以該氧析出物為起點產生差排，但有如專利文獻2所記載之對Cu的吸除效果低之問題。
因此，期望開發僅具有此相反之優點及技術問題之中的優點之矽晶圓。
本發明係鑑於上述事項而進行，目的係提供一種矽晶圓，其在半導體裝置形成步驟中不易以該氧析出物為起點產生差排，且對Cu之吸除效果高。
本發明之矽晶圓的特徵為：自表面到至少深5μm之表 層部的LSTD密度係小於1.0個/cm2，而除去前述表層部之主體部，其散射光強度為3000~5000a.u.，密度為1.0×109~6.0×109個/cm3之板狀氧析出物及多面體氧析出物相互混合成長，且前述板狀氧析出物與多面體氧析出物的密度比(板狀氧析出物：多面體氧析出物=X：100-X)係X=10~40。
前述表層部較佳係由自表面到深度2~5μm之裝置形成層，及設置於前述裝置形成層與前述主體部之間，並具有5~15μm之厚度的未成長前述板狀氧析出物及多面體氧析出物之非裝置形成層所構成。
依據本發明，能提供一種矽晶圓，其在半導體裝置形成步驟中不易以該氧析出物為起點產生差排，且對Cu之吸除效果高。
1‧‧‧矽晶圓
1a‧‧‧表層部
1aa‧‧‧形成裝置層
1ab‧‧‧非形成裝置層
1b‧‧‧主體部
2‧‧‧氧析出物
2a‧‧‧板狀氧析出物
2b‧‧‧多面體氧析出物
L1‧‧‧主體部的直徑方向
L2‧‧‧主體部的厚度方向
圖1為顯示本發明之矽晶圓結構的示意剖面圖。
圖2為顯示本發明之熱處理的溫度順序的一範例之示意圖。
以下參照圖式等詳細說明本發明之實施形態。
圖1為顯示本發明之矽晶圓結構的示意剖面圖。
本發明之矽晶圓1的特徵為：自表面到至少深5μm之表層部1a的LSTD密度係小於1.0個/cm2，而除去前述表層部1a之主體部1b，其散射光強度為3000~5000a.u.，藉由施以後述之BMD析出熱處理，成長出密度為 1.0×109~6.0×109個/cm3之氧析出物2。此氧析出物2係由板狀氧析出物2a及多面體氧析出物2b所構成，它們在主體部1b的直徑方向L1及厚度方向L2相互混合成長，且前述板狀氧析出物2a與多面體氧析出物2b的密度比(板狀氧析出物：多面體氧析出物=X：100-X)為X=10~40。
本發明之矽晶圓因如成長出如上述般的氧析出物2，而於半導體裝置形成步驟中不易以該氧析出物為起點產生差排，且對Cu的吸除效果高。
亦即，因板狀氧析出物2a及多面體氧析出物2b在一起的散射光強度為3000~5000a.u.，密度為1.0×109~6.0×109個/cm3，所以使得存在於主體部1b內的氧析出物2(特別是板狀氧析出物2a)所產生之變形被抑制。
此處所指的散射光強度，係作為表示氧析出物2的尺寸之參數，散射光強度高即表示氧析出物2的尺寸大。此散射光強度及前述密度能用IR斷層掃描儀(Raytex股份有限公司製，MO-411)測定。
像這樣，散射光強度及密度因在上述範圍內，所以使得主體部1b內的變形之發生被抑制。因此，在半導體裝置形成步驟中能抑制以氧析出物2(特別是板狀氧析出物2a)為起點之差排的產生。
又，因在板狀氧析出物2a與多面體氧析出物2b的密度比以(板狀氧析出物：多面體氧析出物=X：100-X)來表示時X=10~40，故可提高對Cu之吸除效果。
此處所指的密度比，係表示用IR斷層掃描儀(Raytex 股份有限公司製MO-411)，將特定出單獨板狀氧析出物2a所測定之密度A，與特定出單獨多面體氧析出物2b所測定之密度B的合計(A+B)設為100時的比(A/(A+B)=X)。
在前述散射光強度小於3000a.u.的情形，對Cu的吸除效果變低。而在前述散射光強度大於5000a.u.的情形，雖然對Cu的吸除效果變高，但於半導體裝置形成步驟中會變得容易產生以氧析出物2(特別是板狀氧析出物2a)為起點之差排。
於前述密度小於1.0×109個/cm3的情形，雖然因為密度低而不易以氧析出物2(特別是板狀氧析出物2a)為起點產生差排，但會有對Cu的吸除效果變低的情形。而在前述密度大於6.0×109個/cm3的情形，雖然因為密度高而對Cu的吸除效果變高，但卻變得容易產生以氧析出物2(特別是板狀氧析出物2a)為起點之差排。
前述密度較佳為3.0~5.0×109個/cm3。
藉由在如此之密度範圍，能確實的得到在半導體裝置形成步驟中不易以該氧析出物為起點產生差排，且對Cu之吸除效果高之效果。
前述密度比在X小於10之情形，因板狀氧析出物2a變少，故對Cu之吸除效果變低。在前述X大於40之情形，因板狀氧析出物2a變多，故變得容易產生以該板狀氧析出物2a為起點之差排。
前述表層部1a較佳係由：自表面到深度2~5μm之裝 置形成層1aa，及設置於前述裝置形成層1aa與前述主體部1b之間，並具有5~15μm之厚度的未成長前述板狀氧析出物2a及多面體氧析出物2b之非裝置形成層1ab所構成。
通常，使用於半導體裝置形成步驟之裝置形成層係自表面到深度2~5μm之區域。其中，若在此裝置形成層1aa與主體部1b之間，設置具有5~15μm之厚度的未成長前述板狀氧析出物2a及多面體氧析出物2b之非裝置形成層1ab，假設即使產生以氧析出物2(特別是板狀氧析出物2a)為起點之差排，也能抑制其傳播到裝置形成層1aa為止。
前述非裝置形成層1ab的氧濃度較佳為0.8~1.2×1018atoms/cm3。
藉由在這樣的氧濃度範圍，能進一步提高對Cu的吸除效果。其係被認為因前述非裝置形成層1ab的氧濃度變高，在此層析出了不會對半導體裝置特性產生影響之程度的微量板狀氧析出物，而其將裝置形成層1aa內的Cu吸引到主體部1b方向，因此進一步提高了主體部1b的板狀氧析出物2a之吸除效果。
前述裝置形成層1aa的氧濃度係比前述非裝置形成層1ab的氧濃度還低，較佳為0.4~0.8×1018atoms/cm3。
藉由在這樣的氧濃度範圍，能防止在裝置形成層1aa析出BMD。
下面說明前述的本發明之矽晶圓之製造方法。
本發明之矽晶圓能以下述方法製造。
把自以CZ法所育成之矽單晶所切片出的氧濃度為 1.2×1018atoms/cm3以上之至少半導體裝置形成面經過鏡面研磨之矽晶圓，放入保持在700℃以下之反應室內，在非氧化性氣體環境中，以2.0℃/分以下之升溫速度，自前述放入溫度升溫至1100~1250℃之最高到達溫度，保持前述最高到達溫度30分~2小時。
其中，前述非氧化性氣體環境係包含：氮氣氣體環境、氫氣氣體環境、惰性氣體環境(較佳為氬氣氣體環境)。
又，前述板狀氧析出物及多面體氧析出物之密度比的調整，係藉由調整前述升溫速度來進行。
以CZ法進行之矽單晶的育成能用已知方法進行。具體來說，係藉由使用已知的單晶提拉裝置，讓種晶接觸矽熔融液的液面，一邊讓種晶與石英坩堝回轉，一邊提拉種晶，形成頸部及擴徑到所期望之直徑的擴徑部後，一邊維持所期望的直徑，一邊控制結晶的中心軸之V/G值(V：提拉速度、G：於自矽熔點到1300℃之溫度範圍的提拉軸方向的結晶內溫度梯度之平均值)形成直體部，然後，形成從所期望之直徑縮徑之縮徑部，將前述縮徑部從矽熔融液切離來進行。而前述育成之矽單晶的氧濃度之調整，係藉由調整石英坩堝的轉速與爐內壓力、峰值溫度等已知方法來行。
前述矽單晶的育成，較佳係以讓結晶的中心軸成為富空位(V-rich)區域的方式，將V/G值控制在特定值(例如0.25~0.35mm2/℃．min)，形成直體部。
在以讓結晶的中心軸成為無缺陷區域的方式將V/G值 控制在特定值(例如0.10~0.20mm2/℃．min)之情形，能製造全面沒有長晶缺陷之矽晶圓。然而，此情形會有讓矽單晶的育成效率降低之問題，此外在形成無缺陷區域之情形，因結晶中的氧濃度有變低的傾向，而會有難以讓前述之氧析出物2成長在主體部之情形。
接下來，將如此進行所得到的矽單晶用已知方法切片成矽晶圓，製造至少在半導體裝置形成面經過鏡面研磨之矽晶圓。具體來說，係以圓鋸或線鋸等將矽單晶切片成晶圓狀後，進行外周部之去角、研磨、蝕刻、鏡面研磨等平坦加工。
對如上述般進行所得到的經過鏡面研磨之矽晶圓進行的熱處理，係使用已知的立式熱處理裝置進行。
圖2為顯示本發明之熱處理的溫度順序的一範例之示意圖。
一開始，將經過前述鏡面研磨之晶圓，例如一片一片的複數片保持在已知的立式板上，放入已知的立式熱處理裝置之保持在溫度T0(較佳為700℃以下)之反應室內，在非氧化性氣體環境中，以升溫速度△Tu(2.0℃/分以下)升溫至1100℃以上1200℃以下的最高到達溫度T1(以下將其簡稱為溫度T1)，於前述溫度T1保持30分以上2小時以下(t1)。然後，以降溫速度△Td，自前述溫度T1降溫到自前述反應室取出晶圓之溫度(例如溫度T0)。
在前述育成之矽單晶的氧濃度小於1.2×1018atoms/cm3之情形，因氧濃度低，而會有在主體部不成長出所期望之 尺寸及密度的氧析出物的情形。
在前述熱處理的放入反應室內之溫度大於700℃之情形，由於藉由從室溫(無塵室：約25℃)急遽的溫度變化會使得在晶圓容易產生滑移差排而為不佳的。
前述放入溫度從產率等觀點來看，其下限值較佳為300℃以上。
在前述最高到達溫度小於1100℃之情形，因溫度低，而會有難以減少存在於表層部之COP(起因於晶體的微塵(Crystal Originated Particle))等缺陷之情形。在前述最高到達溫度大於1250℃之情形，因溫度高，而有在該熱處理容易產生滑移差排之情形。
在前述升溫速度△Tu大於2.0℃/分之情形，會有板狀氧析出部在密度比變少的情形。
在前述最高到達溫度的保持時間(t1)小於30分鐘之情形，因熱處理時間少，而會有難以實現充分的減少表層部之COP等的情形。在前述保持時間(t1)超過2小時的情形，會有產率降低並且容易產生滑移差排，其它還有會產生雜質污染等其它不良狀態的情形。
於前述熱處理自前述反應室取出的溫度也在700℃以下為佳。
在前述取出溫度大於700℃之情形，由於溫度急遽往室溫(無塵室：約25℃)變化，使得在晶圓容易產生滑移差排而為不佳的。
前述取出溫度從產率等觀點來看，其下限值較佳為 300℃以上。
前述熱處理中，從前述最高到達溫度降溫的速度△Td，只要是控制在不會因前述熱處理的溫度變化而產生滑移差排之速度即無特別限定。不會產生前述滑移差排之速度係例如1~5℃/分。
〔實施例〕
以下基於實施例進一步具體說明本發明，但本發明不受下述實施例進一步限縮解釋。
[試驗1]
藉由CZ法進行氮摻雜(朝石英坩堝內裝入多晶矽時，同時裝入形成有氮化膜之矽晶圓片)，且調整石英坩堝的轉速與爐內壓力，將V/G值(V：提拉速度、G：於自矽熔點到1300℃之溫度範圍的提拉軸方向的結晶內溫度梯度之平均值)控制在0.28~0.32mm2/℃．min，育成直體部為由富空位區域所構成之N-type，面方位(100)，且氧濃度在1.2~1.4×1018atoms/cm3之範圍變化的複數支矽單晶後，切斷該晶棒的直體部，得到由氧濃度不同之富空洞區域所構成的直徑300mm之圓板狀複數片的切片晶圓。
此氧濃度係使用二次離子質譜儀(SIMS)所測定之從切片晶圓的半導體裝置形成面側之表面到深度1μm之平均濃度(以下相同)。
接下來，對所得到之氧濃度不同的複數片切片晶圓，進行兩面(表裡面)之研磨處理，再進一步以酸性溶液(以一定比率混合氫氟酸(HF)、硝酸(HNO3)、乙酸(CH3COOH)及 水(H2O)而成之溶液)進行蝕刻處理，最後進行兩面的鏡面研磨處理。
接下來，將進行過鏡面研磨之氧濃度不同的晶圓，一片一片的各10片保持在已知的立式板上，放入已知的立式熱處理裝置之反應室內，以示於圖2之熱處理順序，進一步在0.01~2.0℃/分的範圍內改變升溫速度△Tu，製造出複數片於主體部成長之氧析出物的尺寸(散射光強度)、BMD密度及板狀氧析出物及多面體氧析出物的密度比各自不同之矽晶圓。
其它熱處理條件係如下述。
．T0：700℃
．T1：1100℃
．t1：1小時
．△Td：1℃/分~3℃/分
對進行過前述熱處理之晶圓，評價作為半導體裝置形成面之表面側的表層部之缺陷密度。此缺陷密度之評價，係使用Raytex公司製的LSTD掃描儀MO601，檢測出各別自測定表面到深度5μm之深度區域的缺陷數來進行。
接著，對進行過前述熱處理之晶圓，施以BMD析出熱處理(以780℃進行3小時熱處理後，以1000℃進行16小時熱處理)後，進行鏡面研磨至晶圓的主體部(深度15μm)後，用IR斷層掃描儀(Raytex股份有限公司製MO-411)評價該研磨面之氧析出物的尺寸(散射強度)、密度及密度比。
接著，對進行過前述熱處理之晶圓，施以使用單片式急速加熱/急速冷卻熱處理裝置，放入保持在700℃之反應室內，以升溫速度50℃/秒升溫至最高到達溫度1350℃，保持1350℃ 15秒鐘後，以降溫速度50℃/秒降溫至700℃之急速加熱/急速冷卻熱處理(Rapid Thermal Process：以下稱為RTP)後，用X線位像儀(Rigaku股份有限公司製XRT300)測定自半導體裝置形成面的表面到深度5μm之位置有無差排的產生。於此深度5μm之位置的有無差排產生之評價，係藉由在施以前述RTP後，以鏡面研磨半導體裝置形成面側除去5μm，再以X線位像儀測定來進行。接下來，對進行過前述熱處理之晶圓，以Cu(NO3)2水溶液故意污染Cu後，用氟硝酸溶解作為半導體裝置形成面之表面的表層部，用ICP-MS(ICP-Mass Spectrometry：ICP質譜儀)評價溶解了前述表層部之氟硝酸中所含有的Cu濃度。
本試驗之實驗條件及評價結果示於表1。
由表1可知，在X為10~40，散射光強度(a.u.)為3000~5000之情形(實施例1至12)，發現表層部的缺陷密度也小於1.0個/cm2，沒有滑移差排產生，Cu濃度也低。另一方面，在X為0之情形(比較例1至3)，雖然散射光強度(a.u.)高，但發現Cu濃度也高。相對於此，在X為10以上之情形，雖然Cu濃度低，但發現在散射光強度小於 3000a.u.之情形(比較例4、6、8)，Cu濃度較以前要高。另外，在散射光強度大於5000a.u.之情形(比較例5、7、9)及X大於40之情形(比較例10、11)，發現到滑移差排產生。
其中，關於此實施例1至12之進行過前述BMD析出熱處理的樣本，從直徑方向劈開晶圓進行斜面研磨(自表面起30°的角度)，以SEM(掃描式電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope))觀察其研磨面，所算出自表面到主體部上端之表層部的厚度係10μm。
而在使用二次離子質譜儀(SIMS)測定前述研磨面的表層部之氧濃度時，自表面到10μm之表層部的氧濃度為0.4~0.8×1018atoms/cm3。又，在以與前述相同之方法評價該表層部之缺陷密度及BMD密度時，缺陷密度係小於1.0個/cm2，BMD密度係在檢測極限以下(約3.0×106/cm3以下)。
[試驗2]
將前述育成矽單晶時之氧濃度調整為1.5~1.8×1018atoms/cm3，並進一步調整前述熱處理之最高到達溫度及熱處理時間，其它以與實施例1~4相同之條件，製造自表面到5μm之區域的氧濃度為0.4~0.8×1018atoms/cm3，且該表層部的深度5μm~10μm之間的氧濃度為0.8~1.2×1018之矽晶圓。
對所得到之矽晶圓，以與試驗1相同之方法，評價自表面到深度5μm之深度區域的缺陷數、主體部(深15μm) 的尺寸(散射強度)、密度及密度比、有無差排產生及Cu濃度。
本試驗之實驗條件及評價結果示於表2。
由表2可知，於讓該表層部的深度5μm~10μm之間的氧濃度為0.8~1.2×1018之情形(實施例13至16)，與實施例1至4相比，能發現到Cu濃度降低。
1‧‧‧矽晶圓
1a‧‧‧表層部
1aa‧‧‧形成裝置層
1ab‧‧‧非形成裝置層
1b‧‧‧主體部
2‧‧‧氧析出物
2a‧‧‧板狀氧析出物
2b‧‧‧多面體氧析出物
L1‧‧‧主體部的直徑方向
L2‧‧‧主體部的厚度方向

Claims (2)

  1. 一種矽晶圓，其特徵在於：自表面到至少深5μm之表層部的LSTD密度係小於1.0個/cm2，除去前述表層部之主體部，其散射光強度為3000~5000a.u.，密度為1.0×109~6.0×109個/cm3之板狀氧析出物及多面體氧析出物係相互混合成長，且前述板狀氧析出物與多面體氧析出物的密度比(板狀氧析出物：多面體氧析出物=X：100-X)係X=10~40。
  2. 如請求項1所記載之矽晶圓，其中前述表層部係由自表面到深度2~5μm之裝置形成層，及設置於前述裝置形成層與前述主體部之間，並具有5~15μm之厚度的未成長前述板狀氧析出物及多面體氧析出物之非裝置形成層所構成。
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