WO2005104208A1 - シリコン半導体基板の熱処理方法及び同方法で処理されたシリコン半導体基板 - Google Patents

シリコン半導体基板の熱処理方法及び同方法で処理されたシリコン半導体基板 Download PDF

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WO2005104208A1
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heat treatment
silicon wafer
rta
wafer
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PCT/JP2005/007716
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Susumu Maeda
Takahisa Sugiman
Shinya Sadohara
Shiro Yoshino
Kouzo Nakamura
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Komatsu Electronic Metals Co., Ltd.
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    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
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    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/04—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer
    • H01L21/18—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer the devices having semiconductor bodies comprising elements of Group IV of the Periodic Table or AIIIBV compounds with or without impurities, e.g. doping materials
    • H01L21/30—Treatment of semiconductor bodies using processes or apparatus not provided for in groups H01L21/20 - H01L21/26
    • H01L21/322—Treatment of semiconductor bodies using processes or apparatus not provided for in groups H01L21/20 - H01L21/26 to modify their internal properties, e.g. to produce internal imperfections
    • H01L21/3221—Treatment of semiconductor bodies using processes or apparatus not provided for in groups H01L21/20 - H01L21/26 to modify their internal properties, e.g. to produce internal imperfections of silicon bodies, e.g. for gettering
    • H01L21/3225—Thermally inducing defects using oxygen present in the silicon body for intrinsic gettering

Definitions

  • the present invention relates to a silicon semiconductor substrate for forming an integrated circuit or the like obtained from a silicon single crystal, and relates to a heat treatment method for controlling a defect density distribution in a depth direction of a silicon semiconductor substrate.
  • a silicon semiconductor substrate (a wafer) used for a device such as a semiconductor integrated circuit is mainly manufactured from a silicon single crystal by the Czochralski method (CZ method).
  • CZ method a seed crystal is immersed in molten silicon in a quartz crucible and pulled up to grow a single crystal.
  • Oxygen is also mixed in the silicon single crystal with the force of the quartz crucible holding the molten silicon. This oxygen is sufficiently dissolved in the crystal at a high temperature immediately after the solidification of the crystal, but the solubility is rapidly reduced as the crystal is cooled. Therefore, the oxygen is usually present in a single crystal in a supersaturated state.
  • Oxygen that is dissolved in supersaturated form in the wafer collected from the single crystal is a force that precipitates as an oxide by heat treatment in the subsequent device manufacturing process. If it occurs in the fabrication area, it hinders the performance of the device.
  • the precipitate generated inside the silicon substrate is also called BMD (Bulk Micro Defect), and effectively acts as a gettering source that captures heavy metal impurities that enter the wafer during the device manufacturing process and deteriorate its performance. I do. Gettering using this BMD is called intrinsic gettering, and is widely used as a gettering method for harmful heavy metals. In order for BMD to function effectively as a gettering source, it must be present in the wafer at a density higher than a certain level. If the density is too high, the mechanical strength of the substrate will decrease. Will occur.
  • the device manufacturing region on the surface of the wafer is made defect-free, and a heat treatment cycle for generating a BMD of a gettering source at an effective density is provided inside.
  • a typical example is (a) a low oxygen layer, that is, a Denuted Zone (hereinafter, referred to as (B) After heating at a low temperature of 600-750 ° C to form effective precipitation nuclei inside the wafer, (b) This is a processing method called high-low-high (or medium) cycle in which heat treatment is performed at a medium or high temperature of 1150 ° C to grow a BMD on the precipitate nuclei to secure a gettering source.
  • this processing method takes a lot of time and the productivity is not always good.
  • RTA Rapid Temperatur Annealing
  • a rapid temperature rise / fall heat treatment technology capable of providing a similar BMD wafer depth direction structure without performing such a complicated and long-time heat treatment.
  • These technologies suppress the unevenness of precipitation due to the thermal history of crystals and the occurrence of non-uniformities such as oxygen concentration, which have caused the variation in BMD density, rather than simply completing the heat treatment in a very short time on the order of seconds. can do .
  • This RTA is then subjected to a BMD growth heat treatment using an argon (Ar) atmosphere (hereinafter referred to as “Ar atmosphere”) to ensure a sufficient depth of DZ on the surface layer and a high density BMD inside.
  • Ar atmosphere argon
  • This distribution form of BMD can be called its shape force inverse U-shape distribution.
  • the depth of the DZ and the density of the internal BMD can be controlled by controlling the holding temperature, the holding time, and the cooling rate from the holding temperature in the RTA (for example, Patent Document 1).
  • the area where the BMD density, which is a harmful heavy metal gettering source that is not high in the area close to the device fabrication area on the surface layer, is located away from the surface layer is located in recent years.
  • Power Proximity It is difficult to obtain the proximity gettering effect.
  • the demand was that the diffusion rate of heavy metal contaminating the device fabrication area due to the low temperature process in the device process was slowed down. That is the request.
  • An ideal BMD distribution for this purpose is a silicon layer in which a defect-free layer having a sufficient depth is formed on the surface and a BMD serving as a gettering source is formed at a high density near the surface layer. Ha.
  • a BMD density inside the wafer does not become too high.
  • Such an ideal BMD distribution can be called an M-shaped distribution in contrast to an inverted U-shaped distribution by an RTA in an Ar atmosphere.
  • the M-shape distribution of this BMD is based on nitriding gas, for example, N, NH, etc., and between these nitriding gases and Ar (argon), O (oxygen), H (hydrogen), etc.
  • Patent Document 1 JP 2002-110683 A
  • Patent Document 2 JP-A-2003-7711
  • An object of the present invention is to provide a silicon wafer in which the distribution form is arbitrarily controlled in the M-shaped distribution of the BMD density in the wafer depth direction obtained by rapid temperature rise / fall heat treatment using a nitrogen-containing atmosphere. And a heat treatment method for stably obtaining such a silicon wafer.
  • FIG. 1 shows an example of a BMD distribution by RTA in a nitrogen atmosphere. Near the surface layer, a high density BMD is formed in the area, and the BMD density inside shows a typical M-shaped distribution. In contrast, when Ar is used for the atmosphere, the distribution is as shown in Fig. 2.
  • FIGS. 3A and 3B show the nitrogen concentration diffused into the silicon wafer by the nitrogen atmosphere RTA, the BMD density (BMD) after the nitrogen atmosphere RTA, and the Ar atmosphere R
  • BMD BMD density
  • the holding temperature (including the concept of holding temperature range) is obtained by performing RTA processing for 1 m-1 to 3 h at a temperature of 1150 to 1250 ° C and a holding time of 10 to 90 sec.
  • two cooling rate levels (90 ° CZsec and 10 ° CZsec) were tested for several holding temperature and holding time conditions.
  • Each BMD density in the BMD density difference also determined the same RTA condition force.
  • the concentration of nitrogen diffused into the wafer by the nitrogen atmosphere RTA was measured by SIMS (Secondary Ion Mass Spectroscopy).
  • the increase in BMD density near the wafer surface due to the nitrogen atmosphere RTA appears at the portion where the nitrogen concentration has permeated 1 ⁇ 10 14 atoms / cm 3 or more, and depends only on the nitrogen concentration.
  • the holding temperature and holding time of RTA determine the concentration distribution of nitrogen that diffuses inward from the atmosphere into the wafer, the effect of these RTA conditions on the relationship between the BMD density difference and the nitrogen concentration shown in Figure 3 is Reflected in nitrogen concentration. Therefore, the control of the BMD density in the vicinity of the surface layer in the nitrogen atmosphere RTA can be achieved by controlling the RTA holding temperature, holding time, and the nitrogen concentration distribution inwardly diffused into the wafer by the nitrogen partial pressure of the atmosphere. It can be controlled to any value regardless of the value.
  • a mixed gas of Ar and nitrogen is used in the RTA atmosphere, and the nitrogen partial pressure of the mixed gas is changed to control the concentration distribution of nitrogen diffused inward into the wafer.
  • the partial pressure of nitrogen was set to 0%, 0.2%, 0.5%, 1%, and 100%.
  • the holding temperature of RTA was 1250 ° C
  • the holding time was 30s
  • the cooling rate from the holding temperature was 60 ° CZs.
  • the nitrogen concentration was measured by SIMS (Secondary Ion Mass Spectroscopy) after RTA.
  • Fig. 4 shows the results. From this, it can be seen that in the atmosphere containing nitrogen, the nitrogen concentration is high on the surface layer side and gradually decreases toward the inside.
  • the higher the nitrogen partial pressure the higher the nitrogen concentration.
  • These are due to the diffusion of nitrogen from the atmosphere into the wafer during RTA and to the vicinity of the wafer surface as the nitrogen partial pressure increases. It indicates that the amount of diffused nitrogen is increasing, thus indicating that the nitrogen concentration can be substantially arbitrarily controlled by the nitrogen partial pressure.
  • the decrease in nitrogen concentration at the outermost surface is due to out-diffusion of nitrogen during RTA quenching.
  • nitrogen partial pressure 0% nitrogen was not detected after RTA.
  • This example is an example in which the nitrogen concentration in the vicinity of the surface layer is controlled by the nitrogen partial pressure of the atmosphere, and this nitrogen concentration agrees well with the calculation result by the diffusion equation as described later. In other words, since the movement of nitrogen is a diffusion law, it can be easily controlled by the RTA holding temperature and holding time.
  • FIG. 5 shows the relationship between the thermal equilibrium concentration of nitrogen in the silicon crystal determined by the present inventors and the nitrogen partial pressure in RTA atmosphere and the temperature.
  • the plot in Fig. 5 shows that after RTA treatment with a nitrogen partial pressure changed in an Ar and nitrogen mixed gas atmosphere (retention temperature 1250 ° C, 1200 ° C, 1100 ° C, retention time all 30 sec), SIMS This is the nitrogen concentration in the vicinity of the evaluated silicon / evapor surface.
  • the line shown in Fig. 5, that is, the thermal equilibrium concentration Ceq shown in equations (1) and (2) can be given as the boundary conditions for the calculation.
  • K is Boltz
  • T is an absolute temperature [K].
  • Fig. 6 shows the nitrogen concentration distribution diffused in the RTA nitrogen atmosphere force wafer and the measured nitrogen concentration distribution (measured by SIMS) calculated using these.
  • the RTA conditions are as follows: holding temperature 1250 ° C, holding time 30s, cooling rate from the holding temperature 60 ° CZs, atmospheric nitrogen partial pressure 1%. This shows that the calculated inward diffusion behavior of nitrogen can reproduce the measured value well.
  • the RTA ambient force ⁇ ⁇ the nitrogen concentration diffused into the aa can be easily predicted by calculation of the RTA holding temperature, holding time, and atmospheric nitrogen partial pressure. is there.
  • BMD BMD density
  • -BMD has a nitrogen concentration of 1 ⁇ 10 14 atoms Zcm 3 or more, as shown in FIGS.3A and 3B.
  • the holding temperature and holding time of the RTA determine the concentration distribution of nitrogen that diffuses inward into the atmosphere, and therefore, these relationships with the relationship between the BMD density difference and the nitrogen concentration shown in FIGS. 3A and 3B.
  • the effect of RTA conditions was reflected as nitrogen concentration.
  • the BMD density (BMD) due to the Ar atmosphere has a strong correlation with the vacancy concentration (C) remaining in the wafer after RTA, as described below.
  • thermal equilibrium concentrations of vacancies and interstitial silicon atoms were introduced into the silicon wafer surface. These thermal equilibrium concentrations are functions that depend only on temperature.
  • the thermal equilibrium concentrations of vacancies (C eq ) and interstitial silicon atoms (C eq ) are given by Equations (4) and (5), respectively.
  • T represents an absolute temperature [K]
  • T represents a melting point of silicon (1685 [ ⁇ ]).
  • the vacancies and interstitial silicon atoms introduced into the wafer surface at a thermal equilibrium concentration diffuse and move in accordance with the respective concentration gradients generated inside the wafer. This diffusion behavior is governed by the diffusion constants of vacancies (D) and interstitial silicon atoms (D), which are
  • a is a critical distance at which a pair annihilation reaction occurs
  • ⁇ ⁇ is a barrier energy of the pair annihilation.
  • the vacancy concentration C remaining in the wafer is in an initial state.
  • Fig. 7 shows an example of the relationship between C obtained by such numerical calculation and the measured BMD density in the corresponding Ar atmosphere. Shown in Figure 7
  • the obtained BMD density is data obtained from RTA processing power obtained by changing the holding temperature (1150, 1200, 1250.C), the holding time (10, 20, 30 sec), and the cooling rate (90, 10 ° CZsec). From this, the BMD density due to the Ar atmosphere has a strong correlation with the calculated C, and therefore the RTA retention
  • BMD density (BMD) and nitrogen concentration in a nitrogen atmosphere 1: 1
  • BMD density can be easily controlled.
  • the BMD density in the Ar atmosphere becomes very low near the wafer surface, the BMD density in the nitrogen atmosphere is determined only by the nitrogen concentration.
  • the BMD density distribution in the vicinity of the wafer surface can be strictly controlled by controlling the concentration of nitrogen inwardly diffused into the wafer. So Since this nitrogen concentration distribution can be easily controlled by the RTA holding temperature, holding time, ambient nitrogen partial pressure, etc., it is possible to control the BMD density near the surface layer in the nitrogen atmosphere RTA to virtually any shape. Become.
  • the BMD density inside the wafer may be controlled by the RTA holding temperature and the cooling rate (see JP-A-2002-110683).
  • the DZ is controlled by the cooling rate of the RTA as described in JP-A-2002-110683.
  • the cooling rate of RTA is an important control parameter for controlling the BMD density near the surface layer, and hence the depth of DZ.
  • RTA conditions are a holding temperature of 1250 ° C and a holding time of 30 seconds. The experiment was carried out using a mixed atmosphere of Ar and nitrogen and changing the partial pressure of nitrogen from 0.2% to LOO%.
  • the reason why the nitrogen concentration is limited to 10 m from the surface in the depth direction of the wafer is as follows. In other words, considering the simplicity of nitrogen concentration evaluation, it is desirable to limit the nitrogen concentration at the outermost surface of the wafer, but the nitrogen concentration on the outermost surface changes due to the outward diffusion of nitrogen during RTA cooling, making it difficult to control. Therefore, the position at 10 ⁇ m where the change during cooling is small is appropriate as the nitrogen concentration limited position.
  • the oxygen concentration of the silicon wafer used is 9 to 17 ⁇ 10 1 was a atomsZcm, the oxygen concentration is 9 X 10 below the atomsZcm decreases the mechanical strength of the Ue Ha RTA processing in Ueno, slip is introduced into the oxygen concentration of 1 7 X 10 17 atoms / cm_ 3 Above this, the generated BMD density becomes excessive and it becomes difficult to secure DZ. Furthermore, in order to control the BMD distribution in RTA using a nitrogen-containing atmosphere, it is desirable to set the following control factors in the following ranges. First, the RTA holding temperature is preferably in the range of 1100 to 1300 ° C. This is because if the holding temperature is lower than 1100 ° C, the amount of vacancies introduced is extremely low, and if the temperature exceeds 1300 ° C where BMD is formed, it is difficult to avoid the occurrence of slip on the substrate.
  • the RTA holding time is preferably in the range of 1 to 300 sec in order to determine the nitrogen diffusion distance while making the most of the advantage of the RTA of short-time processing.
  • the partial pressure of atmospheric nitrogen is too high, it is difficult to secure DZ.
  • the partial pressure is too high, a nitride film is formed on the surface of the wafer and the surface of the wafer becomes rough, so that the range of 0.1 to 1% is desirable.
  • the cooling rate is low, a deep DZ can be secured, and when the cooling rate is too high, the temperature difference in the wafer surface increases and slip occurs due to thermal stress.
  • the range of l to 100 ° CZs is desirable because it is easy to use.
  • Figure 9A shows the concentration of vacancies of silicon crystal (C) in the Ar atmosphere RTA at high temperature.
  • the distribution is kept uniform as shown in FIG. 9A in the wafer depth direction.
  • the wafer is quenched at a cooling rate of several tens of ° CZsec.
  • the quenched hollows and the interstitial silicon atoms decrease in concentration by pair annihilation and outward diffusion. Since interstitial silicon atoms diffuse rapidly, the outdiffusion effect extends to the inside of the wafer, and the concentration thereof is significantly reduced.
  • the concentration of vacancies decreases due to outward diffusion in the vicinity of the surface layer due to slow diffusion, but remains at a high concentration inside the wafer. Therefore, after RTA, Voids remain in the wafer in a distributed manner.
  • the nucleus of BMD generated by the subsequent heat treatment is a chemical species called OV composed of this residual vacancy (V) and two oxygen atoms (0).
  • NV acts as a source of vacancies to OV, it is an important chemistry that governs BMD density
  • Concentration distribution (C) is the same as that of Ar. Therefore, the C, NV and nitrogen concentration distributions are
  • the shape is as shown in Fig. 11B.
  • the local decrease in nitrogen concentration near the surface is due to out-diffusion during cooling.
  • the nucleation of BMD by the subsequent heat treatment reflects the NV distribution.
  • the amount of outward diffusion of the holes largely depends on the cooling rate. During quenching, the amount of out-diffusion of vacancies decreases, and NV is generated up to the surface layer of the wafer.
  • the growth region stays inside the wafer and the DZ deepens.
  • DZ by nitrogen atmosphere RTA can be controlled by the cooling rate.
  • the reason why the BMD density near the surface layer is increased by RTA treatment in a nitrogen atmosphere is that vacancies are injected by nitridation of the wafer surface, and these vacancies contribute to the nucleation of BMDs.
  • the present invention It became clear that the main cause of the V, M-shaped distribution was nitrogen diffused into the wafer from the RTA atmosphere. Therefore, it is possible to control the BMD density distribution just below the DZ by controlling the nitrogen concentration that diffuses inward into the silicon wafer.
  • the nitrogen concentration distribution can be easily controlled by the RTA holding temperature, the holding time, the atmospheric nitrogen partial pressure, and the like.
  • the DZ depth of the wafer surface is considered to correspond to the NV concentration near the outermost layer as described above.
  • the BMD density inside the silicon wafer to which nitrogen indiffusion does not reach is determined by the concentration of vacancies frozen in the silicon wafer after RTA, and can be controlled by the RTA holding temperature and cooling rate.
  • the term "in the vicinity of the surface” means, for example, that the surface force is also within about 20 m, more preferably within about 15 ⁇ m, and even more preferably within about 10 ⁇ m. Good.
  • the surface serving as the depth reference may be the surface of the silicon wafer before polishing.
  • the silicon wafer after the epitaxial growth of the wafer the surface of the silicon wafer before the epitaxial growth may be used. Further, the silicon wafer can also take out silicon force mainly manufactured by the so-called CZ method or the MCZ method.
  • the defect-free layer can be a layer in which no defect is detected by an LST (Laser Scattering Tomography) method, an observation method using a microscope after etching, or the like. That is, it can be said that the layer is substantially defect-free.
  • the part deeper than and close to the defect-free layer does not enter the defect-free layer, but is sufficiently close to the defect-free layer, especially when heavy metal impurities and the like that contaminate the device fabrication area due to processing and processing in later processes. It is within the range that can be moved to the BMD in this area. It is preferable that a high nitrogen concentration exists at a position deeper and closer to the defect-free layer.
  • a silicon wafer having a diameter of 200 mm is exemplified, but it goes without saying that the present invention can be similarly applied to those having a smaller or larger diameter.
  • silicon wafers with a diameter of 300 mm Use is possible.
  • the predetermined silicon wafer refers to a silicon wafer having a defect-free layer as long as it is a suitable silicon wafer as a raw material for manufacturing the silicon wafer by slicing or the like from an ingot created by the CZ method or the MCZ method. Including those obtained.
  • the heat treatment method is performed in an atmosphere gas containing at least a gas containing a nitrogen component having a predetermined partial pressure, and is heated at a predetermined heating rate to a predetermined holding temperature range.
  • the nitrogen component can include a compound containing a nitrogen element.
  • it may include nitrogen gas, ammonia (NH 3), other compounds, or mixtures thereof.
  • NH 3 ammonia
  • other compounds or mixtures thereof.
  • the holding temperature range may be one that holds a certain temperature, or one that holds a temperature that changes periodically or randomly within this holding temperature range. Further, the heating rate or the cooling rate (including the cooling rate) may be substantially constant or may fluctuate within a certain range.
  • a desired internal defect density distribution in a depth direction is determined in advance, and after matching the internal defect density distribution with the nitrogen concentration distribution, the nitrogen concentration distribution is achieved.
  • the heat treatment method according to (3) wherein the nitrogen partial pressure, the temperature rising rate, the holding temperature range, the holding time, and the temperature decreasing rate are determined.
  • the desired defect density distribution can be determined in accordance with the specifications in the post-process silicon wafer processing. According to the determined defect density distribution, a corresponding nitrogen concentration distribution can be determined. This correspondence can be obtained in advance by various experiments and Z or theory or calculation. The nitrogen concentration distribution is more directly determined by the nitrogen partial pressure during the heat treatment, the temperature ramp up, the holding temperature range and time, and the temperature ramp down, making it easier than controlling the defect density distribution. . (5) The heat treatment method according to the above (2) to (4), wherein the nitrogen concentration distribution is substantially M-shaped in a depth direction.
  • FIG. 1 is a view showing a typical example of a BMD density distribution in a wafer depth direction in a nitrogen atmosphere.
  • FIG. 2 is a view showing a typical example of a BMD density distribution in a wafer depth direction in an Ar atmosphere.
  • FIG. 6 is a diagram showing a relationship with a difference in N2 Ar silicon wafer radial position.
  • FIG. 6 is a diagram showing a relationship with a difference in N2 Ar silicon wafer radial position.
  • FIG. 4 is a diagram showing a nitrogen concentration distribution in the depth direction of the wafer when the nitrogen partial pressure measured by SIMS is changed.
  • FIG. 5 is a diagram showing a relationship between a thermal equilibrium concentration of nitrogen in a silicon crystal and a temperature.
  • FIG. 7 is a diagram showing a comparison between a calculated value and a measured value of nitrogen concentration in a silicon wafer depth direction by RTA.
  • FIG. 7 is a diagram showing the relationship between the vacancy concentration at the center in the depth direction of the wafer obtained by numerical calculation and the BMD density by the RTA in an Ar atmosphere.
  • [8] is a diagram showing the relationship between DZ depth, cooling rate, and nitrogen partial pressure.
  • FIG. 9A is a view showing a vacancy defect in a wafer depth direction and an interstitial silicon atom density distribution when RTA is maintained at a high temperature in an Ar atmosphere.
  • FIG. 9B is a view showing a vacancy defect in a wafer depth direction and an interstitial silicon atom density distribution after RTA in an Ar atmosphere.
  • FIG. 10 is a diagram showing a vacancy defect and a BMD density distribution in a wafer depth direction during and after RTA in an Ar atmosphere.
  • FIG. 11A is a view showing a vacancy defect in a wafer depth direction, an interstitial silicon atom, and an N concentration distribution when RTA is maintained at a high temperature in a nitrogen atmosphere.
  • FIG. 11B Vacancy defects, N, and NV density in wafer depth direction after RTA in nitrogen atmosphere
  • FIG. 2 is a diagram showing a distribution.
  • FIG. 13 is a flowchart showing a procedure for designing a BMD density distribution.
  • Fig. 14 is a diagram showing the relationship between DZ depth, cooling rate and nitrogen partial pressure.
  • FIG. 15 is a diagram showing an M-shaped distribution in which the maximum value of the BMD density near the DZ is arbitrarily controlled by changing the nitrogen partial pressure, and a nitrogen concentration distribution in the depth direction of the wafer by SIMS.
  • FIG.16 M-shape distribution with BMD density arbitrarily controlled inside the wafer by changing the holding time and the nitrogen concentration in the wafer depth direction by calculation. It is a figure showing a cloth.
  • FIG. 17 is a diagram illustrating specifications to be set for a silicon wafer.
  • FIG. 13 shows the above example in a flowchart.
  • the following four items are set from the specifications required for the device (S110).
  • the nitrogen partial pressure and the cooling rate are determined from the DZ depth (Xdz) using the relationship between the DZ depth, the cooling rate, and the nitrogen partial pressure shown in FIG. 14 (S120).
  • FIG. 14 illustrates that when the DZ depth (Xdz) is 10 m, for example, when the nitrogen partial pressure is 0.5%, the cooling rate is determined to be 60 ° CZsec. In this case, if several nitrogen partial pressures are prepared, a plurality of combinations of the nitrogen partial pressure and the cooling rate can be obtained for a certain DZ depth.
  • the BMD density due to nitrogen is very low.
  • the BMD density due to nitrogen atmosphere is determined only by the nitrogen concentration. Therefore, the corresponding nitrogen concentration is determined from FIG. 3 (S130). From the nitrogen concentration and Xmax of (iii), a combination of RTA holding temperature and holding time that satisfies these can be obtained by nitrogen diffusion numerical calculation (S140). Furthermore, vacancies satisfying the BMD of (iv) The concentration (C) is determined from the relationship shown in FIG. Then, determine the RTA holding temperature and holding
  • a silicon wafer having a diameter of 200 mm is used, but a silicon wafer having a diameter of 300 mm can be used in the same manner.
  • the following is an example in which the four specifications required for the device described above are set as shown in Table 1, and these are concretely implemented.
  • the power atmosphere gas for explaining the embodiment of the mixed atmosphere of nitrogen and Ar as the RTA atmosphere is not limited to these, but may include any gas that can diffuse nitrogen into the wafer. Just fine.
  • a device for rapidly raising and lowering the temperature of a silicon substrate used in the present invention a device such as a lamp heater by heat radiation, a high-frequency heating method, or the like is generally used, but the Caro heating method is not limited thereto.
  • Example 1 An example in which a mixed gas of nitrogen and Ar is used in an RTA atmosphere and an M-shape is controlled by a partial pressure of nitrogen is shown. The method will be described below.
  • the specifications of the silicon wafer used were 200 mm in diameter, conductivity type p-type, resistivity 20 ⁇ -cm, crystal orientation 100>, and initial oxygen concentration of 14 ⁇ 10 17 atom / cm 3 (former ASTM).
  • the nitrogen partial pressure of the atmosphere was set to 0.2%, 0.5%, and 1%.
  • the RTA holding temperature is 1250 ° C
  • the holding time is 30s
  • the cooling rate from the holding temperature is 60 ° C / s.
  • Fig. 15 (a) shows the profile of the obtained BMD density in the silicon-to-eah depth direction. From this, the nitrogen partial pressure It can be seen that the maximum value of the BMD density increases with the rise.
  • Figure 15 (b) shows the results of SIMS measurement of the nitrogen concentration distribution in the depth direction of these silicon wafers. This indicates that the profile of the BMD density in the depth direction near the peak is very similar to the profile of the nitrogen concentration diffused inward from the atmosphere.
  • the BMD density distribution can be changed arbitrarily, and the maximum BMD density near the DZ can be controlled.
  • the proximity gettering effect is arbitrarily changed.
  • FIG. 16 (a) shows the result of calculating the nitrogen concentration distribution in the depth direction of the silicon wafer at this time by calculation.
  • the wafer surface nitrogen concentration used in the calculation was the thermal equilibrium concentration shown in equation (2), and the nitrogen diffusion coefficient D was equation (3).
  • the gradient of the BMD density from the wafer surface toward the center is very similar to the calculated nitrogen concentration profile.
  • the BMD density distribution can be changed arbitrarily by controlling the nitrogen concentration that diffuses inward from the atmosphere to the wafer by the RTA holding time, and the BMD density maximum value near the DZ and the BMD distribution that moves inward Can be controlled.
  • the mechanical strength is arbitrarily changed while the proximity gettering effect is arbitrarily changed.
  • FIG. 17 shows (i) DZ depth (Xdz), (ii) peak BMD density near the surface (BMD), and (iii) BMD depth from the surface (Xmax) set as described above. And (iv) internal BMD density (BMD) 4 items are illustrated. Above the graph in the figure, silicon wafer 10 is
  • the thickness L of the silicon wafer 10 is expressed as L as the X coordinate of the right side surface 14 with respect to the left side surface 12 on the horizontal axis.
  • the vertical axis of the graph is the BMD density.
  • a desired BMD distribution can be obtained by controlling the nitrogen concentration distribution to a predetermined distribution.
  • the M-shaped distribution of the BMD density after RTA in the nitrogen-containing atmosphere in the wafer depth direction can be arbitrarily controlled, the proximity gettering structure, which has different requirements for each device manufacturer, can be freely controlled. You.

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Abstract

　窒素含有雰囲気におけるＲＴＡ後のＢＭＤ密度のウェーハ深さ方向Ｍ字分布形態を任意に制御し、デバイスメーカー毎に要求が異なる近接ゲッタリング構造を自在に制御出来る方法を提供する。表面近傍に無欠陥層を有するシリコンウェーハを製造するために所定のシリコンウェーハを熱処理する方法であって、該熱処理用シリコンウェーハの深さ方向の窒素濃度分布を制御することにより所望の内部欠陥密度分布を形成させる熱処理方法を提供する。

Description

明 細 書
シリコン半導体基板の熱処理方法及び同方法で処理されたシリコン半導 体 板
技術分野
[0001] 本発明は、シリコン単結晶から得られる集積回路等を形成させるためのシリコン半 導体用基板に関し、シリコン半導体基板の深さ方向の欠陥密度分布を制御する熱処 理方法に関する。
背景技術
[0002] 半導体の集積回路などデバイスに用いられるシリコン半導体用基板 (ゥヱーハ）は、 主にチヨクラルスキー法 (CZ法）によるシリコン単結晶から製造されている。 CZ法は、 石英るつぼ内の溶融シリコンに種結晶を浸けて引上げ、単結晶を成長させるもので、 このシリコン単結晶には溶融シリコンを保持した石英るつぼ力も酸素が混入してくる。 この酸素は、結晶凝固直後の高温では十分結晶に固溶しているが、結晶が冷却され るにつれて溶解度が急速に減少するので、通常単結晶中には過飽和な状態で存在 している。
[0003] この単結晶から採取したゥ ーハ中で過飽和に固溶した酸素は、その後のデバイス の製造工程における熱処理により酸ィ匕物として析出してくる力 その析出物がゥヱー ハ表層のデバイス作製領域に生じると、デバイスの性能を阻害する。しかしながらそ の反面、シリコン基板内部に生じた析出物は BMD (Bulk Micro Defect)とも呼ば れ、デバイスの製造過程でゥヱーハに侵入しその性能を劣化させる重金属不純物を 捕獲するゲッタリング源として有効に作用する。この BMDを利用したゲッタリングは特 にイントリンシックゲッタリングと呼ばれ、有害な重金属のゲッタリング方法として広く採 用されている。 BMDがゲッタリング源として効果的に作用するためには、ある程度以 上の密度でゥヱーハ中に存在する必要がある力 その存在密度が高くなり過ぎると基 板の機械的強度が低下するなどの難点が生じてくる。
[0004] このようなデバイス製造過程に対して、ゥエーハ表層のデバイス作製領域は無欠陥 とし、内部にはゲッタリング源の BMDを有効な密度で生じさせる熱処理サイクルが提 案されている。その代表的なものは (a)酸化性雰囲気中にて、 1100°C以上の高温で 5〜 100時間加熱する酸素の外方拡散処理を行って表面に低酸素層、すなわち De nuted Zone (以下 DZという）と呼ばれる無欠陥層となる部分を形成させ、次いで (b ) 600〜750°Cの低温で加熱することにより、ゥエーハ内部に有効な析出核を形成さ せた後、（c) 1000〜1150°Cの中温あるいは高温で熱処理し前記析出核に BMDを 成長させてゲッタリング源を確保するという高-低—高（または中）サイクルと呼ばれ ている処理方法である。しかし、この処理方法は多くの時間を要し、生産性が必ずし も良いわけではない。
[0005] 近年、このような複雑かつ長時間に及ぶ熱処理を行わなくとも、同様な BMDのゥ ーハ深さ方向構造を付与することが出来る急速昇降温熱処理技術 (RTA;Rapid T hernial Annealing)が提案されている。これらの技術は、秒オーダーという非常に 短時間で熱処理が終了するだけでなぐ BMD密度のバラツキの原因となっていた結 晶の熱履歴や酸素濃度などのノ ツキによる析出の不均一さを抑制することができる 。この RTAにアルゴン（Ar)雰囲気（以下「Ar雰囲気」という）を用いて、この後 BMD 成長熱処理を行うことにより、表層には十分な深さの DZを確保し、内部は高密度の B MDを発生させ得ることが知られている。この BMDの分布形態は、その形状力 逆 U 字分布と呼ぶことができる。このような Ar雰囲気 RTAにより得られる BMD分布に関し 、 RTAにおける保持温度、保持時間および保持温度からの冷却速度を制御すること により、 DZの深さと内部 BMDの密度を制御できることが示されている（例えば、特許 文献 1)。しかし、この技術では、表層のデバイス作製領域に近い領域の BMD密度 が高いわけではなぐ有害な重金属のゲッタリング源となる BMDが高密度に存在す る領域が表層から離れて存在するため、近年デバイスメーカー力ゝらの要望が大きい 近接ゲッタリング効果が得られ難い。この要望とは、デバイスプロセスの低温ィ匕により デバイス作成領域を汚染した重金属の拡散速度が遅くなるため、表層のデバイス作 製領域力 なるべく近 、領域にゲッタリング源となる BMDを作り込みた ヽと 、う要望 である。
[0006] このための理想の BMD分布は、表面には十分な深さの無欠陥層が形成されかつ 、表層に近い位置にゲッタリング源となる BMDが高密度に形成されたシリコンゥエー ハである。加えて前述のように、ゥヱーハ内部において BMDの密度が高くなり過ぎる と基板の機械的強度が低下するなどの難点が生ずるため、内部の BMD密度は高く なりすぎないことが望まれる。このような理想的 BMD分布は、 Ar雰囲気 RTAによる 逆 U字に対し M字分布と呼ぶことができる。この BMDの M字分布は、窒化ガス、例 えば N 、 NH等や、これらの窒化ガスと Ar (アルゴン）、 O (酸素）、 H (水素）等との
2 3 2 2
混合ガス雰囲気での RTAにより得ることができる。例えば、 800°Cから 1280°Cまで の範囲の RTA保持温度、かつ 1秒から 5分までの範囲の RTA保持時間で、急速カロ 熱-冷却 (例えば、 50°CZsecの昇温または降温)の RTA後、酸素析出熱処理 (例え ば 800°Cで 4時間 + 1000°Cで 16時間）を行うことにより、ゥエーハ表層に DZが形成 されるととも〖こ、 DZに近接する内部に最高 BMD密度を有する高密度層が形成され 、さらにこれらの高密度層の内側に最低 BMD密度を有する低密度層が形成される ( 例えば、特許文献 2)。そして、特許文献 2では、前記最高 BMD密度を 3. 5 X 109c m_3以上、また、前記最低 BMD密度を 2.5 X 108cm_3以下とすることが記載されて いる。さらに、酸素濃度が l l〜17 X 1017atomsZcm3の基板用素材を用い、窒素を 含む雰囲気中で昇温速度を 10〜30°CZsecとして 1100〜1300°Cに加熱し、 1〜2 5°CZsecの冷却速度にて RTA処理を行うことにより、表面に深さ 10 μ m以上の無欠 陥層を有し、かつ BMD密度がゥ ーハ深さ中心部では低ぐ表面の無欠陥層に近 い方は高いシリコン半導体用基板を作製し得る（例えば、特許文献 1又は 2)。
特許文献 1：特開 2002— 110683号公報
特許文献 2：特開 2003— 7711号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
し力しながら、前述の特許文献 1及び 2では、 M字分布の形態、すなわち、 BMD密 度の最大値やそれを示す位置のゥヱーハ表面力 の距離、さらにゥヱーハ内部での BMD密度を任意の値に制御する具体的な方法が明示されていない。これは、 M字 を決定する最も重要なファクターを的確に制御することが欠けていたことによると考え られる。従って、これらの技術では、 BMD分布を任意の形状に制御する方法が示さ れておらず、よって、これらの技術をもってデバイスメーカー毎に要求が異なるシリコ ンゥエーハの近接ゲッタリング機能を個々に満たしていくことは困難となるのである。
[0008] 本発明の目的は、窒素含有雰囲気を用いた急速昇降温熱処理で得られるゥエー ハ深さ方向の BMD密度の M字分布において、その分布形態が任意に制御されたシ リコンゥエーハを提供すること、及びそのようなシリコンゥエーハを安定して得るための 熱処理方法の提供にある。
課題を解決するための手段
[0009] 本発明者らは、窒素雰囲気 RTAによる M字型 BMD分布付与効果につき種々の 検討を行った。これより、表面付近の BMD分布力 RTA中雰囲気力 シリコンゥエー ハ中に内方拡散した窒素の濃度プロファイルに相似していることに気づき、よって、こ の窒素が BMDの M字分布の形成に寄与していることを見いだした。まず、 RTA雰 囲気の違 、によるゥ ーハ深さ方向 BMD分布形態の違 、を説明する。図 1は窒素 雰囲気 RTAによる BMD分布の一例である。表層に近 、領域に高密度の BMDが形 成され、内部の BMD密度は低い典型的な M字分布を示している。これに対し、雰囲 気に Arを使用すると図 2のような分布となる。窒素の場合とは対照的に、内部の BM D密度が高ぐ表層に向カゝぃ密度は徐々に低下する典型的な逆 U字分布を示してい る。このように、 RTA雰囲気の違いは BMD分布に大きく影響し、特に、窒素を用いる と表層近傍の BMD密度を大きく増加させ得ることがわかる。
[0010] 次に、 RTA中雰囲気力 シリコンゥ ーハ中に内方拡散する窒素と BMD密度の関 係について説明する。図 3A及び 3Bは、窒素雰囲気 RTAによりシリコンゥエーハ内 に拡散した窒素の濃度と、窒素雰囲気 RTA後の BMD密度 (BMD )と Ar雰囲気 R
N2
TA後の BMD密度（BMD )の各シリコンゥエーハ深さ方向位置における差（BMD
Ar N
-BMD )の関係を示す。図 3Aに示したデータは、酸素濃度 13 X 1017atomsZc
2 Ar
m3のゥエーハに対し、保持温度 (保持温度範囲という概念を含む） 1150〜1250°C、 保持時間 10〜90secの範囲の RTA処理を行って得ており、これらの関係に対する R TAの冷却速度依存性を調査するためいくつかの保持温度及び保持時間条件に対 し、 2通りの冷却速度水準（90°CZsecと 10°CZsec)の実験を行った。また、ゥエー ハ酸素濃度の影響を調査するため、図 3Bに保持温度 1250°C、保持時間 30sec、 冷却速度 90°C/secの条件に対し、酸素濃度を 3通り (15 X 1017atoms/cm3,13 X 1017atoms/cm3, l l X 1017atomsZcm3)変えた実験を行った。 BMD密度差に おけるそれぞれの BMD密度は同一の RTA条件力も求めた。また、窒素雰囲気 RT Aによりゥエーハ内に拡散した窒素の濃度は、 SIMS (Secondary Ion Mass Sp ectroscopy)により測定した。図 3A及び 3Bに示した BMD密度差（BMD —BMD
N2
)は、シリコンゥエーハの表面から 40 μ mは除外したゥエーハ内部の BMDの値より
Ar
求めた。これは、後に詳細に説明する力 RTAの急冷中に空孔の外方拡散により空 孔濃度が低くなつたゥ ーハ表層では、 BMDの発生に大きく影響する窒素の空孔 捕獲効果が急激に減少し、よって、 BMD密度に冷却速度依存性が現れるからであ る。図 3A及び 3Bより、窒素が l X 1014atomsZcm3以上注入されると BMD密度差 が増加し、また窒素濃度と BMD密度差との間に相関が認められることがわかる。さら に、この関係は RTAの冷却速度や、ゥ ーハ酸素濃度に依存しないことがわかる。こ れらは窒素雰囲気 RTAによる BMD密度のゥヱーハ表面付近での増加は、窒素濃 度が 1 X 1014atoms/cm3以上浸透した部分で現れ、また、窒素濃度のみに依存し て 、ることを示して 、る。 RTAの保持温度や保持時間は雰囲気からゥエーハ内に内 方拡散する窒素の濃度分布を決定するので、よって、図 3に示した BMD密度差と窒 素濃度の関係に対するこれらの RTA条件の影響は窒素濃度へ反映される。従って、 窒素雰囲気 RTAにおける表層近傍の BMD密度制御は、 RTAの保持温度、保持時 間及び雰囲気窒素分圧等でゥ ーハ内に内方拡散する窒素濃度分布を制御するこ とにより、冷却速度によらず任意の値に制御することができる。
ここで一例として、 RTA雰囲気に Arと窒素の混合ガスを用いこの混合ガスの窒素 分圧を変えて、ゥ ーハに内方拡散する窒素の濃度分布を制御した実験結果を示 す。窒素の分圧は、 0%, 0. 2%, 0. 5%, 1%, 100%とした。また、 RTAの保持温 度は 1250°C、保持時間は 30s、保持温度からの冷却速度は 60°CZsで統一した。 窒素濃度は RTA後に SIMS (Secondary Ion Mass Spectroscopy)により測定 した。結果を図 4に示す。これより、窒素を含んだ雰囲気では、表層側で窒素濃度が 高く内部に向かい徐々に減少していることがわかる。また、表面から 100 mの範囲 では、窒素分圧が高いほど窒素濃度は高くなる。これらは、 RTA中に雰囲気からゥ ーハ内部に窒素が拡散するとともに、窒素分圧の増加とともにゥヱーハ表層近傍へ 拡散する窒素量が増加していることを示し、よって、窒素分圧により窒素濃度を実質 的に任意に制御できることを表している。最表面で窒素濃度が減少するのは、 RTA 急冷中の窒素の外方拡散による。一方、窒素を含まない（窒素分圧 0%)雰囲気では 、 RTA後、窒素は検出されていない。この例は、雰囲気の窒素分圧により表層近傍 の窒素濃度を制御した例であるが、この窒素濃度は後述するように拡散方程式によ る計算結果と良く一致する。すなわち、窒素の移動は拡散律則であるため、 RTAの 保持温度や保持時間などでも容易に制御できる。
[0012] 以下に、 RTAにより内方拡散する窒素濃度を計算で求めた例について説明する。
まず、境界条件として表面の窒素濃度を決める必要がある。図 5に本発明者らが決 定したシリコン結晶中の窒素の熱平衡濃度と RTA雰囲気窒素分圧及び温度の関係 を示す。図 5中のプロットは、 Ar及び窒素混合ガス雰囲気下で、窒素分圧を変化させ た RTA処理後 (保持温度 1250°C, 1200°C, 1100°C,保持時間いずれも 30sec)、 SIMSにより評価したシリコンゥエーハ表面近傍の窒素濃度である。計算の境界条件 として図 5中に示したライン、すなわち（1)式及び（2)式で示す熱平衡濃度 Ceqを与 えることが出来る。
[0013] [数 1]
P > 0.01
Ceq = 3.42 X 1017 exp (-0.62 eV/ kT) [cm"3 ] ··· (1)
[0014] [数 2]
P ≤ 0.01
Ceq = 3.42 X 1018 P1/2 exp (-0.62 eV/ kT) ( 2 ) [0015] ここで、各変数は以下のように規定される。
[0016] Pは、窒素分圧であり、窒素（N )が 100%の時、 P = 1. 0となる。また、 kはボルツ
2
マン定数であり、具体的には、 8. 6171 X 10"5 [eVZK]である。更に、 Tは絶対温 度 [K]である。
[0017] 次に、計算には拡散定数が必要である力 これは文献 [T. Itoh、 T. Abe、 Appl . Phys. Lett. Vol. 53 (1988) page 39]に示された (3)式を使用した。 [0018] [数 3]
D = 2.7 X 103 exp (-2.8 eV/ kT) [cm2/sec] … (3)
[0019] これらを用いて計算した RTA窒素雰囲気力 ゥ ーハ内に拡散する窒素濃度分布 と実測窒素濃度分布 (SIMSにより測定)を図 6に示す。 RTA条件は、保持温度 125 0°C、保持時間 30s、保持温度からの冷却速度は 60°CZs、雰囲気窒素分圧 1%で ある。これより、計算による窒素の内方拡散挙動が実測値を良く再現できていることが わかる。このように、 RTA雰囲気力 ゥエーハ内へ拡散する窒素濃度は RTA保持温 度、保持時間、雰囲気窒素分圧力も計算でも容易に予測でき、従って、その推定は 容易で実プロセスでも精度良く制御可能である。
[0020] 次に、窒素雰囲気 RTAにより内方拡散する窒素濃度とそれに対応する BMD密度 の関係について説明する。窒素雰囲気 RTA後の BMD密度（BMD )と Ar雰囲気 R
N2
TA後の BMD密度（BMD )の各シリコンゥエーハ深さ方向位置における差（BMD
Ar N
-BMD )は図 3A及び 3Bに示したように、窒素濃度が 1 X 1014atomsZcm3以上
2 Ar
浸透した部分で現れ、また、窒素濃度のみに依存していた。 RTAの保持温度や保 持時間は雰囲気力 ゥ ーハ内に内方拡散する窒素の濃度分布を決定するので、よ つて、図 3A及び 3Bに示した BMD密度差と窒素濃度の関係に対するこれらの RTA 条件の影響は窒素濃度として反映された。一方、 Ar雰囲気による BMD密度 (BMD )は、次に述べるように、 RTA後にゥ ーハ内に残留する空孔濃度 (C )と強い相
Ar V
関があることが知られている。例えば、特表 2002— 524852号公報（MEMC特許） や R. Falster et al. , Phys. Stat. sol. (b) 222, 219 (2000)では、 Cを v 白金拡散法により実験的に求め、これと BMD密度を関係づけた。また、文献 M. Ak atsuka et al. , Jpn. J. Appl. Phys. Vol. 40 (2001)pp. 3055や文献 R. Falster et al. , Phys. Stat. sol. (b) 222, 219 (2000)では、空孔ゃ格 子間シリコン原子の拡散 ·対消滅挙動を数値計算することにより Cを求め、これと BM
V
D密度の関係を整理した。数値計算による Cの導出は白金拡散法等の実験的手法
V
と比較して簡便であるが、使用する物性値により計算結果は変化し、よって計算精度 を大きく左右する。本発明では、本発明者らの一部による K. Nakamura, T. Sais hojiゝ J. Tomioka、 Solid State Phenomena 82— 84 (2002) 25に示した 点欠陥物性値を使用して数値計算を行うことで、精度の良い RTA後の残留空孔濃 度 Cを得ることが出来る。以下にその方法について説明する。まず、境界条件として
V
、 RTAプロセス中、シリコンゥヱーハ表面には、熱平衡濃度の空孔及び格子間シリコ ン原子が導入されるとした。これらの熱平衡濃度は温度のみに依存する関数であり、 空孔 (C eq)及び格子間シリコン原子 (C eq)の熱平衡濃度は、それぞれ、（4)式、（5)
V, I,
式で表されるとした。
[0021] 画
C v,eq = 6.5 X 1014 exp(-3.94 eV/k (1/T - 1/Tmp)) … (4)
[0022] [数 5]
C i,eq = 4.8 1014 exp(-4.05 eV/k (1/T - 1/¾)) … (5)
[0023] ここで、 Tは絶対温度 [K] , T はシリコンの融点（1685 [Κ] )を表す。 RTAの各
mp
温度において、ゥエーハ表面に熱平衡濃度で導入された空孔と格子間シリコン原子 は、ゥ ーハ内部で生じるそれぞれの濃度勾配に応じて拡散移動する。この拡散挙 動は、空孔 (D )と格子間シリコン原子 (D )の拡散定数により支配され、これらはそれ
V I
ぞれ (6)式、（7)式で表されるものを使用した。
[0024] 園
Dv = 4.5 X 10"5 exp(-0.3 eV/k (1/T - l/T^)) … (6)
[0025] [数 7]
Di = 5.0 X 10"4 exp(-0.9 eV/k (1/T - 1/Tmp)) … (7)
[0026] さらに、導入された空孔と格子間シリコン原子は、対消滅により互いの濃度を減少 する。この対消滅反応は、（8)式により表される対消滅反応の反応定数で示されるとし [0027] [数 8]
Κιν = 4 π (Dv + Di) ac ex (- Δ Giv / kT) ··· (8)
[0028] ここで、 aは、対消滅反応が生じる臨界距離、 Δ Ο は、対消滅の障壁エネルギー
IV
である。これらの式を基にして、 RTAにおける点欠陥の拡散及び対消滅反応は以下 の式で表される。
[0029] [数 9]
= - V(-DIiVVClv)― K,v - Ce C
… (9)
[0030] Ar雰囲気による RTAプロセス後にゥ ーハ内に残留する空孔濃度 Cは、初期状
V
態としてゥヱーハ深さ方向に均一に RTA初期温度に対応する空孔と格子間シリコン 原子の熱平衡濃度を与え、 RTAプロセスの進行、つまりゥエーハ温度の変化に応じ て（9)式を数値計算することにより導出可能である。このような数値計算により求めた Cと対応する Ar雰囲気による実測 BMD密度の関係の一例を図 7に示す。図 7に示
V
した BMD密度は、保持温度（1150, 1200, 1250。C)、保持時間（10, 20, 30sec) 、冷却速度（90, 10°CZsec)を変えた RTA処理力も得たデータである。これより、 A r雰囲気による BMD密度は計算で求めた Cと強い相関があり、よって、 RTAの保持
V
温度、保持時間、冷却速度に対する BMD密度は予測できることになる。
[0031] ここまでに述べた BMD とじの関係と、先に述べた BMD — BMD と窒素濃度
Ar V N2 Ar
の関係から、窒素雰囲気による BMD密度 (BMD )と窒素濃度の関係は 1 : 1で結
N2
びつけられる。そして、窒素は RTA中に雰囲気からゥ ーハ内に内方拡散するため 、前述のように RTA保持温度、保持時間、雰囲気の窒素分圧から計算で求まり、よつ てゥエーハ深さ方向任意位置の BMD密度を容易に制御できることになる。特に、ゥ ーハ表面付近では Ar雰囲気による BMD密度は非常に低くなるので、窒素雰囲気 による BMD密度は窒素濃度のみで決まる。
[0032] 以上のことから、ゥヱーハ表層近傍の BMD密度分布を厳密に制御するには、ゥェ ーハに内方拡散する窒素濃度を制御することで可能であることが明らかになった。そ して、この窒素濃度分布は RTAの保持温度、保持時間及び雰囲気窒素分圧等で容 易に制御できるため、窒素雰囲気 RTAによる表層近傍の BMD密度を実質的に任 意の形状に制御できることになる。
[0033] 次に、本発明におけるシリコンゥエーハ内部の BMD密度の制御について説明する 。図 3A及び 3Bからは、窒素濃度が l X 1014atomsZcm3以下では、窒素雰囲気 RT Aによる BMD密度と Ar雰囲気によるそれとの差が無くなって!/、ることがわ力る。これ は、 RTAと 、う短時間処理にぉ 、て窒素の内方拡散がゥ ーハ内部まで及ばな!/、 領域では、窒素起因の BMDが生じないことを示す。よって、この領域の BMD密度は 、 Ar雰囲気によるそれと同じになる。これらは、後述するように RTAの高温保持中に 導入された熱平衡濃度の空孔と格子間シリコン原子の、急冷中の外方拡散と対消滅 により決まる残留空孔濃度に支配される。従って、ゥ ーハ内部の BMD密度は、 RT Aの保持温度及び冷却速度により制御すればよい（特開 2002— 110683号公報参 照)。
[0034] 次に、 DZの深さの制御について説明する。 DZは、特開 2002— 110683号公報に 記されて!/、るように RTAの冷却速度により制御すればょ 、。後述するようにゥ ーハ 表層近傍の BMD密度は、 RTAにおける急冷中の窒素による空孔捕獲状態に大きく 依存する。従って、 RTAの冷却速度は表層近傍の BMD密度、よって、 DZの深さを 制御する重要な制御パラメータとなる。ここで、冷却速度により、 DZを制御した例を 図 8に示す。 RTAの条件は、保持温度 1250°C、保持時間 30secである。雰囲気に は Arと窒素の混合雰囲気を用い、窒素の分圧を 0. 2%〜： LOO%の範囲で変えて実 験を行った。これより、窒素分圧別に冷却速度の増加により DZが縮小していることが わかる。よって、 DZの制御は雰囲気の窒素分圧が決定されると RTAの冷却速度に より可能であることがわかる。ここで、請求項 7の発明において、窒素濃度のゥエーハ 深さ方向限定位置を表面から 10 mとした理由は以下のようである。つまり、窒素濃 度評価の簡便性力 考えるとゥ ーハ最表面で窒素濃度を限定したいが、最表面の 窒素濃度は RTA冷却中窒素の外方拡散によりに濃度が変化し制御が困難となるた め、冷却中の変化が少ない 10 μ mの位置が窒素濃度限定位置としては適当だから である。また、本発明において、使用するシリコンゥエーハの酸素濃度を 9〜17 X 101 atomsZcm としたのは、酸素濃度が 9 X 10 atomsZcm を下回ってはゥエー ハの機械的強度が低下し RTA処理中ゥエーノ、にスリップが導入され、酸素濃度が 1 7 X 1017atoms/cm_3を上回っては発生する BMD密度が過多となり DZの確保が 困難になるためである。さらに、窒素含有雰囲気を用いた RTAにおいて BMD分布 を制御するため、以下の制御因子は次のような範囲で設定することが望ましい。まず 、 RTA保持温度は、 1100〜1300°Cの範囲が望ましい。これは、保持温度が 1100 °C未満では、空孔の導入量がきわめて低いため BMDが形成されにくぐ 1300°Cを 越えると、基板にスリップが発生することを避けがたくなるためである。
[0035] 次に、 RTA保持時間は短時間処理という RTAの長所を生力しつつ、窒素の拡散 距離を決定するため l〜300secの範囲が好ましい。雰囲気窒素の分圧は、図 8に示 したように分圧が高くなりすぎると DZの確保が困難となる。また、分圧が高くなりすぎ るとゥ ーハ表面に窒化膜が形成されゥ ーハ表面の面荒れがひどくなるので、 0. 1 〜1%の範囲が望ましい。さらに冷却速度は、図 8に示したように冷却速度が小さいと 深い DZが確保出来、かつ、冷却速度を大きくしすぎるとゥ ーハ面内温度差が多大 になり熱応力によるスリップが発生しやすくなるため、 l〜100°CZsの範囲が望まし い。
[0036] 次に、窒素雰囲気で RTAを行うことにより BMDが M字分布になる理由を Ar雰囲気 の場合と比較しながら図を使って説明する。図 9Aは、 Ar雰囲気 RTAにおける高温 保持時のシリコン結晶の原子空孔濃度（Concentration of vacancv;以下 Cとい
V
う）と格子間シリコン原子濃度（Concentration of Interstitial silicon atom; 以下 Cという）のゥ ーハ深さ方向分布 (表面力 中心まで)を示す。高温保持中の C
I
、 Cは、保持時間が十分に長ければ、その温度におけるそれぞれの熱平衡濃度に
V I
保たれ、図 9Aに示すようにゥ ーハ深さ方向に均一な分布となる。高温保持が終了 するとゥ ーハは数十 °CZsecという冷却速度で急冷される力 急冷中空孔と格子間 シリコン原子は対消滅と外方拡散によりそれぞれの濃度を減少する。格子間シリコン 原子は拡散が速いためゥエーハ内部まで外方拡散効果がおよび、よってその濃度は 著しく低下する。逆に空孔は拡散が遅いため表層近傍では外方拡散により濃度は低 下するがゥ ーハ内部では高濃度に残留する。従って、 RTA後は図 9Bに示すような 分布形態で空孔がゥ ーハ内に残留する。この後の熱処理により発生する BMDの 発生核は、この残留空孔 (V)と酸素原子 (0) 2個で構成される O Vという化学種であ
2
ると考 られている [V. V. Voronkov Materials Science and Engineering
B73 (2000) 69— 76]。よって、 Ar雰囲気 RTAにおける BMD分布は、図 10に 示すように RTA後の C分布を反映した逆 U字となる。
V
[0037] 一方、窒素雰囲気の場合は以下のようになる。高温保持時、 C 、 C分布は温度の
V I
みで決まるため Arの場合と同様となる。しかし、雰囲気に窒素を用いるとこの窒素が シリコンゥ ーハ内に内方拡散するので、図 11Aに示すような C 、 C及び窒素濃度
V I
分布となる。この状態から急冷すると、冷却中に窒素が空孔を捕獲し、 N Vを形成す
2
る。 N Vは O Vへの空孔の供給源として働くため、 BMD密度を支配する重要な化学
2 2
種となる。しかしながら、 Cが非常に低いゥエーハの極表面近傍では N Vとしての空
V 2
孔の保持が困難 (N Vの乖離)となり、 N V濃度は低下する。窒素とは無関係の空孔
2 2
の濃度分布 (C )は Arの場合と同じになる。よって、 C 、 N V及び窒素濃度分布は
V V 2
図 11Bに示す形となる。表面極近傍の窒素濃度の局所的な低下は、冷却中の外方 拡散による。この後の熱処理による BMDの核発生は N V分布を反映し、 N V分布
2 2 は、概略冷却開始直前の窒素濃度分布を反映するので、 BMD分布は図 12に示す ような M字分布となる。
[0038] 次に、窒素雰囲気 RTAによる DZの形成を以下に説明する。ゥ ーハの極表層で は、 RTAの急冷中、空孔は直ちに外方拡散によりゥ ーハ外へ消滅する。このため、 空孔濃度が低下した極表層近傍では窒素による空孔の捕獲効果が弱まり、 N V濃
2 度も低下する。この空孔の外方拡散量は前述のように冷却速度に大きく依存する。 急冷だと空孔の外方拡散量が小さくなるので、ゥ ーハ極表層まで N Vが生成され
2
て DZは浅くなる。一方、徐冷では、空孔の外方拡散量が大きくなるので、 N Vの生
2 成領域はゥエーハ内部にとどまり DZは深くなる。このように、窒素雰囲気 RTAによる DZは、冷却速度により制御できる。
[0039] 従来は、窒素雰囲気での RTA処理により表層付近の BMD密度が増加する理由 は、ゥエーハ表面の窒化により空孔の注入がおこり、この空孔が BMDの核形成に寄 与するためと考えられていた。し力しながら、ここまで説明してきたとおり、本発明にお V、て M字分布の主因は RTA雰囲気からゥ ーハ中に拡散する窒素であることが明ら 力になった。従って、 DZ直下の BMD密度分布の制御は、シリコンゥエーハに内方拡 散する窒素濃度を制御することで可能となる。そして、この窒素濃度分布は RTAの 保持温度、保持時間及び雰囲気窒素分圧等で容易に制御できる。また、ゥ ーハ表 層の DZの深さは、前述のように最表層近傍の N V濃度に対応すると考えられ、よつ
2
て、 RTAの冷却速度や雰囲気窒素分圧により制御出来る。また、窒素の内方拡散が 及ばないシリコンゥエーハ内部の BMD密度は、 RTA後にシリコンゥエーハ内に凍結 される空孔濃度により決まるので、 RTA保持温度、冷却速度により制御可能となる。
[0040] より具体的には、以下のようなものを提供する。
[0041] (1) 表面近傍に無欠陥層を有するシリコンゥ ーハであって、窒素若しくは窒素を 含んだ雰囲気ガスを用いた熱処理後に、該シリコンゥエーハ表面から 10 μ mの位置 で窒素濃度が 1 X 1014atomsZcm3以上であることを特徴とするシリコンゥエーハ。
[0042] また、表面近傍とは、例えば、表面力も約 20 m以内を意味することができ、より好 ましくは、約 15 μ m以内、さらにより好ましくは、約 10 μ m以内であるとよい。深さの 基準となる表面は、当該ゥエーハの研磨された研磨シリコンゥエーハの場合は、研磨 前のシリコンゥエーハの表面であってよい。また、当該ゥエーハのェピタキシャル成長 後のシリコンゥエーハの場合は、ェピタキシャル成長前の当該シリコンゥエーハの表 面であってもよい。また、上記シリコンゥエーハは、主にいわゆる CZ法により、或いは 、 MCZ法により製造されたシリコン力も取り出すことができる。また、無欠陥層とは、 L ST (Laser Scattering Tomography)法やエッチング後顕微鏡による観察方法 等において欠陥が検出されない層ということができる。すなわち、実質的に無欠陥の 層ということができる。無欠陥層より深い側であって近接するところは、無欠陥層には 入らないが、無欠陥層に十分近ぐ特に、後工程での加工 ·処理によりデバイス製作 領域を汚染した重金属不純物等がこの領域の BMDまで移動できる範囲内であって ょ 、。この無欠陥層より深 、側であって近接するところに高 、窒素濃度が存在するこ とが好ましい。更に、後に述べる実施例では直径 200mmのシリコンゥエーハが例示 されているが、それより直径が小さなものや大きなものに対しても同様に本発明が適 用可能であることはいうまでもない。例えば、直径 300mmのシリコンゥエーハへの適 用は可能である。
[0043] (2) 表面近傍に無欠陥層を有するシリコンゥ ーハを製造するために所定のシリ コンゥ ーハを熱処理する方法であって、該熱処理用シリコンゥ ーハの深さ方向の 窒素濃度分布を制御することにより所望の内部欠陥密度分布を形成させる熱処理方 法。
[0044] ここで、所定のシリコンゥヱーハとは、無欠陥層を有するシリコンゥヱーハを製造する 原料として適切なシリコンゥ ーハであればよぐ CZ法又は MCZ法で作成されたイン ゴットよりスライス等を行なって得られたものを含む。
[0045] (3) 前記熱処理方法は、所定の分圧を有する窒素成分を含むガスを少なくとも含 む雰囲気ガス中で行うものであり、所定の昇温速度で昇温し、所定の保持温度範囲 で所定の保持時間保持した後、所定の降温速度で降温する上記（2)記載の熱処理 方法。
[0046] ここで、窒素成分とは、窒素元素を含む化合物を含むことができる。例えば、窒素ガ ス、アンモニア（NH )、その他の化合物、又はこれらの混合物を含んでよい。また、
3
保持温度範囲は、ある一定の温度を保持したものであってもよぐ周期的に又はラン ダムに変化する温度をこの保持温度範囲内に保持しているものでもよい。また、昇温 速度又は降温速度 (冷却速度を含む）は、ほぼ一定であってもよぐある範囲内で変 動するものであってもよ 、。
[0047] (4) 前記熱処理方法は、予め深さ方向の所望の内部欠陥密度分布を決定し、該 内部欠陥密度分布と前記窒素濃度分布をマッチングさせた後、前記窒素濃度分布 を達成するように、前記窒素分圧、前記昇温速度、前記保持温度範囲、前記保持時 間、前記降温速度を決定する上記（3)記載の熱処理方法。
[0048] 所望の欠陥密度分布は、後工程のシリコンゥヱーハの加工 '処理における仕様に 従って決定することができる。この決定された欠陥密度分布に従って、対応する窒素 濃度分布を決定することができる。この対応関係は、予め種々の実験及び Z又は理 論或いは計算により求めることができる。窒素濃度分布は、より直接的に熱処理中の 窒素分圧、昇温する温度勾配、保持温度範囲と時間、降温する温度勾配によって規 定されるため、欠陥密度分布を制御するよりも容易となる。 [0049] (5) 前記窒素濃度の分布は、深さ方向においてほぼ M字型となる上記（2)から (4 ) Vヽずれか記載の熱処理方法。
[0050] (6) 表面付近には十分な深さの無欠陥層が形成され、かつ表面に近い位置に高 密度の欠陥が形成されたシリコンゥ ーハであって、前記無欠陥層の深さやこれに近 接するゥ ーハ内部の深さ方向欠陥密度分布を任意に制御することを特徴とする熱 処理方法。
[0051] (7) 少なくとも窒素成分を含んだ雰囲気ガスを用いた熱処理後に、該シリコンゥェ ーハ表面から 10 μ mの位置で窒素濃度が 1 X 1014atomsZcm3以上となるように窒 素を浸透させることを特徴とする上記（6)に記載の熱処理方法。
[0052] (8) 酸素濃度が 9〜17 X 1017atomsZcm3のシリコン単結晶より採取したシリコン ゥエーハを用いて行なう熱処理であって、急速昇降温熱処理工程を含み、該急速昇 降温熱処理工程は所定の保持温度に所定の保持時間保持する保持工程を含み、 前記所定の保持温度は 1100〜 1300°Cであり、前記保持時間は 1〜300秒であり、 前記雰囲気ガス中の窒素の分圧が 0.1〜1%であり、前記保持温度範囲力 の降温 速度が 1〜100°CZ秒である上記（7)記載の熱処理方法。
[0053] (9) 上記（2)から（8)いずれか記載の熱処理方法により処理されたシリコンゥ ー
[0054] 以上、本発明に関して述べてきたが、本発明の特徴や性質そして種々の好ましい 点は、添付する図面及び以下に詳細に述べる本発明に関する記述から、より明らか になるであろう。
図面の簡単な説明
[0055] [図 1]窒素雰囲気によるゥ ーハ深さ方向の BMD密度分布の典型例を示す図である
[図 2]Ar雰囲気によるゥ ーハ深さ方向の BMD密度分布の典型例を示す図である。
[図 3A]窒素雰囲気 RTAによりシリコンゥ ーハ内に拡散した窒素の濃度と、窒素雰 囲気 RTA後の BMD密度（BMD )と Ar雰囲気 RTA後の BMD密度（BMD )の各
N2 Ar シリコンゥ ーハ径方向位置における差との関係を示す図である。
[図 3B]窒素雰囲気 RTAによりシリコンゥ ーハ内に拡散した窒素の濃度と、窒素雰 囲気 RTA後の BMD密度（BMD )と Ar雰囲気 RTA後の BMD密度（BMD )の各
N2 Ar シリコンゥ ーハ径方向位置における差との関係を示す図である。
圆 4]SIMSにより測定した窒素分圧を変化させた時のゥ ーハ深さ方向の窒素濃度 分布を示す図である。
[図 5]シリコン結晶中の窒素の熱平衡濃度と温度の関係を示す図である。
圆 6]窒素雰囲気 RTAによるシリコンゥ ーハ深さ方向窒素濃度の計算値と実測値と を比較して示した図である。
圆 7]数値計算により求めたゥ ーハ深さ方向中心部の空孔濃度と Ar雰囲気 RTAに よる BMD密度の関係を示す図である。
圆 8]DZ深さと冷却速度及び窒素分圧の関係を示す図である。
[図 9A]Ar雰囲気での、 RTAにおける高温保持時のゥ ーハ深さ方向空孔欠陥及び 格子間シリコン原子密度分布を示す図である。
[図 9B]Ar雰囲気での、 RTA後のゥ ーハ深さ方向空孔欠陥及び格子間シリコン原 子密度分布を示す図である。
[図 10]Ar雰囲気での、 RTA中及び RTA後のゥ ーハ深さ方向空孔欠陥及び BMD 密度分布を示す図である。
[図 11A]窒素雰囲気での、 RTAにおける高温保持時のゥ ーハ深さ方向空孔欠陥、 格子間シリコン原子、及び N濃度分布を示す図である。
[図 11B]窒素雰囲気での、 RTA後のゥ ーハ深さ方向空孔欠陥、 N、及び N V密度
2 分布を示す図である。
[図 12]窒素雰囲気での、 RTA中及び RTA後のゥ ーハ深さ方向 N及び BMD密度
2
分布を示す図である。
[図 13]BMD密度分布の設計手順を示すフローチャートである。
圆 14]DZ深さと冷却速度及び窒素分圧の関係を示す図である。
[図 15]窒素分圧を変化させて DZ近傍の BMD密度の最大値を任意に制御した M字 分布と SIMSによるゥ ーハ深さ方向の窒素濃度分布を示す図である。
[図 16]保持時間を変化させて DZ直下カもゥ ーハ内部において BMD密度の深さ 方向勾配を任意に制御した M字分布と計算によるゥ ーハ深さ方向の窒素濃度分 布を示す図である。
[図 17]シリコンゥ ーハに設定するスペックを説明する図である。
符号の説明
[0056] 10 シリコンゥエーハ
12 14 表面
発明を実施するための形態
[0057] 本発明の好ましい実施の形態を、図面を参照して以下に述べる。本発明は、しかし ながら、そのような実施の形態に限られず、種々の修正及び変更は本発明の範囲か ら逸脱することなぐ行うことができる。
[0058] 以下、図面を参照して本発明を実施するための形態について説明する。
[0059] 以下に、本発明による BMD密度の M字分布形態を設計する具体的な方法を説明 する。以下に説明する手順力もなる方法は、本発明を利用して BMD密度の M字分 布形態を作成する一例であるが、本発明による方法は、これに限定されるものではな い。論理的に若しくは実質的に類似する別の方法も全て本発明に含むことができる。 図 13は、上述の一例を流れ図で示している。まず、デバイスに要求されるスペックか ら次の 4項目を設定する（S 110)。（i) DZ深さ (Xdz)、（ii)表面付近のピーク BMD密 度 (BMD ), (iii) BMD の表面からの深さ（Xmax)、及び（iv)内部 BMD密度（B
max max
MD )である。
in
[0060] 次に、 DZ深さ (Xdz)から、図 14に示した DZ深さと冷却速度及び窒素分圧の関係 を用いて、窒素分圧と冷却速度を決定する（S 120)。図 14は、 DZ深さ (Xdz)を 10 mとした場合、例えば、窒素分圧 0. 5%とすれば、冷却速度が 60°CZsecと決定され ることを例示している。このとき、窒素分圧の異なるものを幾つか用意しておけば、あ る DZ深さに対して、窒素分圧と冷却速度との複数の組合せを得ることができる。
[0061] 次に BMD である力 これはゥ ーハの表面付近での設定項目なので Ar雰囲気
max
による BMD密度は非常に低ぐ窒素雰囲気による BMD密度は窒素濃度のみで決 まる。よって、図 3からこれに対応する窒素濃度が決定される（S130)。この窒素濃度 と（iii)の Xmaxから、これらを満足する RTA保持温度と保持時間の組み合わせが窒 素の拡散数値計算により求められる（S140)。さらに、（iv)の BMDを満足する空孔 濃度 (C )を図 7に示した関係から求める。そして、前もって求めた RTA保持温度と保
V
持時間の組み合わせの中から、この空孔濃度 (C )を満足する RTA保持温度と保持
V
時間を決定する。本発明により、このような設計手順で BMD密度の M字分布形態を 任意に作り込むことが可能となる。
[0062] [実施例]本実施例では直径 200mmのシリコンゥヱーハを用いているが、同様にして 直径 300mmのシリコンゥエーハを用いることが可能である。以下、上記にて説明した デバイスに要求されるスペック 4項目を表 1のように設定し、これらを具体的に実施し た例を示す。
[0063] [表 1]
Figure imgf000020_0001
[0064] ここでは、 RTA雰囲気として窒素と Arの混合雰囲気の実施例を説明する力 雰囲 気ガスはこれらに限定されるものではなぐ窒素をゥ ーハ内に拡散し得るガスを含 んでいればよい。本発明で用いられるシリコン基板の急速昇降温装置は、熱放射に よるランプ加熱器のような装置や、高周波加熱方式等が一般的に用いられるが、カロ 熱方式はこれらに限るものでは無い。
[0065] [実験例 1]RTA雰囲気に窒素と Ar混合ガスを用い、窒素分圧により M字形状を制 御した例を示す。以下にその方法を説明する。使用したシリコンゥエーハの仕様は、 直径 200mm、導電型 p型、抵抗率 20 Ω— cm、結晶方位く 100>、初期酸素濃度 1 4 X 1017atom/cm3, (旧 ASTM)である。雰囲気の窒素分圧は、 0. 2%, 0. 5%, 1 %とした。 RTAの保持温度は 1250°C、保持時間は 30s、保持温度からの冷却速度 は 60°C/sで統一している。この RTA処理後、 800°C X 4H+ 1000°C X 16Hの熱 処理を行い、選択エッチング法により BMD密度を計測した。得られた BMD密度の シリコンゥエーハ深さ方向プロファイルを図 15の（a)に示す。これより、窒素分圧の上 昇とともに BMD密度の最大値は上昇していることがわかる。これらのシリコンゥエーハ の深さ方向窒素濃度分布を SIMSにより測定した結果を図 15の (b)に示す。これより 、ピーク近傍の BMD密度の深さ方向プロファイル力 雰囲気から内方拡散した窒素 濃度のプロファイルに酷似していることがわかる。このように、雰囲気からゥエーハに 内方拡散する窒素濃度を窒素の分圧で制御することにより、 BMD密度分布を任意 に変化させ、 DZ近傍の BMD密度最大値を制御することができる。これより、近接ゲ ッタリング効果を任意に変化させたシリコンゥエーハを製造することが可能となる。
[0066] [実験例 2]続いて、 RTA雰囲気に窒素と Arの混合ガスを用い、 RTA保持時間によ り M字形状を制御した例を示す。以下にその方法を説明する。使用したシリコンゥ ーハの仕様は、実験例 1で使用したものと同一である。 RTA処理時間を、 60s, 30s , 10sと変えて雰囲気からゥ ーハ内に拡散する窒素濃度を制御した。 RTAの保持 温度は 1250°C、保持温度からの冷却速度は 60°CZsで統一している。雰囲気の窒 素分圧は 1%に固定した。この RTA処理後、 800°C X 4H+ 1000°C X 16Hの熱処 理を行い、選択エッチング法により BMD密度を計測した。得られた BMD密度のシリ コンゥエーハ深さ方向プロファイルを図 16の（a)に示す。これより、保持時間の上昇と ともに DZ近傍の BMD密度最大値は増加していることがわかる。また、保持時間の上 昇とともに、 BMD密度最大値を示す位置からゥエーハ内部に向カゝぅ BMD密度の勾 配は減少していることがわかる。この時のシリコンゥヱーハの深さ方向の窒素濃度分 布を計算により求めた結果を図 16の (b)に示す。計算に用いたゥ ーハ表面窒素濃 度は（2)式に示した熱平衡濃度、また、窒素の拡散係数 Dは（3)式を用いた。これよ り、ゥ ーハ表面から中心に向力う BMD密度の勾配は、計算窒素濃度プロファイル に酷似していることがわかる。このように、雰囲気からゥエーハに内方拡散する窒素濃 度を RTA保持時間で制御することにより、 BMD密度分布を任意に変化させ、 DZ近 傍の BMD密度最大値や内部に向力う BMD分布を制御することができる。これより、 近接ゲッタリング効果を任意に変化させつつ、機械的強度を任意に変化させたシリコ ンゥエーハを製造することが可能となる。
[0067] 図 17は、上述のように設定された (i) DZ深さ (Xdz)、（ii)表面付近のピーク BMD 密度 (BMD ), (iii) BMD の表面からの深さ（Xmax)、及び（iv)内部 BMD密度 (BMD )の 4項目を図解している。図中のグラフの上にはシリコンゥエーハ 10がその in
深さ方向を横軸にとって模式的に表されている。シリコンゥヱーハ 10の厚み Lは、横 軸に左側の面 12を基準にしたときに、右側の面 14の X座標として Lとして表現されて いる。グラフの縦軸は、 BMD密度をとつている。
以上のように、本発明よれば、窒素の濃度分布を所定の分布に制御することにより 、所望の BMD分布を得ることができることになる。また、窒素含有雰囲気における R TA後の BMD密度のゥ ーハ深さ方向 M字分布形態を任意に制御できるため、デ バイスメーカー毎に要求が異なる近接ゲッタリング構造を自在に制御出来るようにな る。

Claims

請求の範囲
[1] 表面近傍に無欠陥層を有するシリコンゥ ーハであって、
窒素若しくは窒素を含んだ雰囲気ガスを用いた熱処理後に、該シリコンゥエーハ表 面から 10 μ mの位置で窒素濃度が 1 X 1014atoms/cm3以上であることを特徴とす るシリコンゥエーノヽ。
[2] 表面近傍に無欠陥層を有するシリコンゥエーハを製造するために所定のシリコンゥ ヱーハを熱処理する方法であって、
該熱処理用シリコンゥ ーハの深さ方向の窒素濃度分布を制御することにより所望 の内部欠陥密度分布を形成させる熱処理方法。
[3] 前記熱処理方法は、
所定の分圧を有する窒素若しくは窒素を含む雰囲気ガス中で行うものであり、 所定の昇温速度で昇温し、
所定の保持温度範囲で所定の保持時間保持した後、
所定の降温速度で降温する請求項 2記載の熱処理方法。
[4] 前記熱処理方法は、
予め深さ方向の所望の内部欠陥密度分布を決定し、
該内部欠陥密度分布と前記窒素濃度分布をマッチングさせた後、前記窒素濃度分 布を達成するように、前記窒素分圧、前記昇温速度、前記保持温度範囲、前記保持 時間、前記降温速度を決定する請求項 3記載の熱処理方法。
[5] 前記窒素濃度の分布は、深さ方向においてほぼ M字型となる請求項 2から 4いず れか記載の熱処理方法。
[6] 表面付近には十分な深さの無欠陥層が形成され、かつ表面に近い位置に高密度 の欠陥が形成されたシリコンゥ ーハであって、前記無欠陥層の深さやこれに近接す るゥ ーハ内部の深さ方向欠陥密度分布を任意に制御することを特徴とする熱処理 方法。
[7] 窒素若しくは窒素を含む雰囲気ガスを用いた、熱処理後に該シリコンゥ ーハ表面 力ら 10 μ mの位置で窒素濃度が 1 X 1014atoms/cm3以上浸透させることを特徴と する請求項 6に記載の熱処理方法。
[8] 酸素濃度が 9〜17 X 1017atomsZcm3のシリコン単結晶より採取したシリコンゥェ ーハを用いて行なう熱処理であって、急速昇降温熱処理工程を含み、該急速昇降 温熱処理工程は所定の保持温度に所定の保持時間保持する保持工程を含み、前 記所定の保持温度は 1100〜1300°Cであり、前記保持時間は 1〜300秒であり、前 記雰囲気ガス中の窒素の分圧が 0.1〜1%であり、前記保持温度範囲力 の降温速 度が 1〜100°CZ秒である請求項 7記載の熱処理方法。
[9] 請求項 2から 8いずれか記載の熱処理方法により処理されたシリコンゥ ーハ。
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