WO2006003812A1 - シリコンウェーハの製造方法及びこの方法により製造されたシリコンウェーハ - Google Patents

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WO2006003812A1
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oxygen
silicon wafer
heat treatment
wafer
oxygen precipitates
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PCT/JP2005/011337
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Sinsuke Sadamitsu
Wataru Sugimura
Masanori Akatsuka
Masataka Hourai
Original Assignee
Sumitomo Mitsubishi Silicon Corporation
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Publication date
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Definitions

  • Silicon wafer manufacturing method and silicon wafer manufactured by this method are Silicon wafer manufacturing method and silicon wafer manufactured by this method.
  • the present invention relates to a method for producing a silicon wafer in which oxygen precipitates are formed and slip does not occur, and a silicon wafer produced by this method.
  • Patent Document 1 JP-A-9 190954 (Claim 1, paragraph [0015])
  • the density of oxygen precipitates is less than 10 8 Z cm 3 , the effect of suppressing dislocation movement cannot be sufficiently exerted, and only the saturable component of the oxygen concentration can be obtained. Because oxygen precipitates cannot be deposited, the density of oxygen precipitates cannot be increased to 10 1 (> pieces Zcm 3 or more! This is limited to 10 8 to 10 1 G pieces / cm 3 , and there is a problem that slip generation cannot be suppressed for silicon wafers having oxygen precipitates with a density outside this range.
  • the object of the present invention is to provide high strength without slipping over a wide range of density of oxygen precipitates, even when the diameter is increased, or when heat treatment such as SLA or FLA is applied.
  • An object of the present invention is to provide a method for producing a silicon wafer and a silicon wafer produced by the method.
  • Another object of the present invention is to provide a silicon wafer manufacturing method capable of designing a wafer that does not generate slip in the device manufacturing process, without performing an experiment in the device manufacturing process and investigating the occurrence of slip. It is to provide a silicon wafer manufactured by the method.
  • the present inventors prepared a plurality of silicon wafers having different diagonal lengths (sizes) and densities of oxygen precipitates, and investigated the slip generation behavior during high-temperature heat treatment of these wafers.
  • the diagonal length (size) and density of the oxygen precipitates satisfy the specified relationship, it is found that slip is unlikely to occur, and during the heat treatment of the device process,
  • C) When the maximum thermal stress acting in the tangential direction of the outer periphery and the diagonal length (size) of the oxygen precipitates satisfy the specified relationship, slips originating from the oxygen precipitates themselves will not occur.
  • the present invention according to claim 1 of the present application has been made.
  • the invention according to claim 1 is a method in which a silicon wafer 10 produced by slicing a silicon single crystal rod is heat-treated to form oxygen precipitates 11 in the wafer 10. It is an improvement of the manufacturing method of wafers.
  • a characteristic configuration thereof is a silicon wafer in which the wafer 10 on which the oxygen precipitates 11 are formed is heat-treated in the latter half of the semiconductor device manufacturing process, and includes a plurality of oxygen concentrations and a plurality of oxygen concentrations for producing the wafer 10.
  • the process of setting the thermal history and the heat treatment process for forming the oxygen precipitate 11 by solving the Fokker-Planck equation using each combination of oxygen concentration and thermal history as input parameters.
  • the process includes the step of calculating the maximum thermal stress S (MPa) to be applied and the step of determining the oxygen concentration and thermal history satisfying the relationship of the following equation (1) among the plural types of oxygen concentration and thermal history. .
  • the oxygen precipitate 11 having the diagonal length L (size) and the density D within the range surrounded by the above formula (1) is formed in the wafer 10 by Based on the thermal stress in the heat treatment process of the device manufacturing process, it is possible to suppress slip generated from the outer periphery of the wafer 10 and to prevent dislocations generated from the oxygen precipitate 11 itself. Since it is possible to design V and wafer 10 that do not generate slip in the device manufacturing process without having to investigate the occurrence of slips, device manufacturing can be performed in a short time and at low cost.
  • slip refers to a crystal defect caused by slip in a crystal when a silicon wafer is heat-treated and a stress such as a thermal stress is raised against a crystal plane.
  • One or more dopant concentrations selected from the group consisting of B, P, As, and Sb in the wafer are further set, and each of these dopant concentrations is further added to the input parameter. May be.
  • the invention according to claim 5 is a silicon wafer manufactured by the method according to any one of claims 1 to 4, as shown in FIGS.
  • the Fooker-Planck equation is solved by using, as input parameters, combinations of a plurality of types of oxygen concentrations and thermal histories set for manufacturing silicon wafers.
  • the diagonal length L and density D of the oxygen precipitate inside the wafer after the heat treatment step for forming oxygen precipitates and immediately before the heat treatment step of the device manufacturing process are calculated, respectively.
  • FIG. 1 is a schematic view of an octahedral oxygen precipitate formed on a silicon wafer according to a first embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a perspective view of a silicon wafer having the oxygen precipitate.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing the concept of the relationship between the density of oxygen precipitates and the diagonal length (size).
  • FIG. 4 is a schematic view of a tetradecahedral oxygen precipitate formed on a silicon wafer according to a second embodiment of the present invention.
  • FIG. 5 is a schematic view of a square plate-like oxygen precipitate formed on a silicon wafer according to a third embodiment of the present invention.
  • FIG. 6 Density of octahedral oxygen precipitates and square plate oxygen precipitates in silicon wafers with and without nitrogen doping.
  • FIG. 4 is a diagram showing changes in diagonal length L of plate-like oxygen precipitates.
  • FIG. 7 is a diagram showing the change in the diagonal length L of the octahedral oxygen precipitate and the plate-like square oxygen precipitate with respect to the change in the maximum thermal stress S acting in the tangential direction of the outer periphery of the wafer.
  • FIG. 8 is a graph showing changes in diagonal length L of square plate-like oxygen precipitates with respect to changes in density D of square plate-like oxygen precipitates in carbon-doped silicon wafers.
  • FIG. 9 is a diagram showing a change in diagonal length L of a plate-like square oxygen precipitate with respect to a change in maximum thermal stress S acting in the tangential direction of the outer periphery of the wafer.
  • the silicon wafer 10 is subjected to a heat treatment for forming oxygen precipitates 11 inside after slicing a silicon single crystal rod grown by the CZ method, and at least the main surface. This is a silicon wafer that has been mirror polished. The wafer 10 is then shipped to a semiconductor device manufacturer and heat-treated in the device manufacturing process.
  • Fig. 3 shows the density and diagonal length of the oxygen precipitates formed inside the wafer after the heat treatment step for forming oxygen precipitates and immediately before the heat treatment step of the device manufacturing process
  • (Size) is a schematic diagram showing the concept of the relationship between the diagonal length (size) and density of oxygen precipitates that can fix dislocations in the wafer even when thermal stress is applied in the heat treatment step of the device manufacturing process.
  • the production conditions are two or more conditions selected from the group consisting of oxygen concentration, thermal history, dopant concentration, carbon concentration and nitrogen concentration and including at least oxygen concentration and thermal history.
  • Typical thermal histories include thermal histories at woofer manufacturers and thermal histories at device manufacturers.
  • the thermal history in a woofer manufacturer includes a thermal history during pulling up of a silicon single crystal rod and a thermal history received by the heat treatment for forming the oxygen precipitates.
  • the thermal history of device manufacturers is limited to the presence of oxygen precipitates.
  • the thermal history of the manufacturing conditions of this embodiment is the thermal history during the pulling of the silicon single crystal rod, the thermal history received by the heat treatment for forming oxygen precipitates, and the preliminary device manufacturing process at a relatively low temperature. It consists of heat history.
  • the heat treatment for forming oxygen precipitates is a low-temperature lambing heat treatment in a high-resistance wafer 10 at a temperature range of 600 to 1000 ° C (the temperature is increased from a low temperature at a constant rate of temperature increase).
  • the dopant concentration is the concentration of one or more dopants selected from the group consisting of B, P, As and Sb.
  • the behavior of oxygen precipitation 11 inside the woofer 10 is expressed using the size distribution function f (r, t), which is a function of the radius r of the oxygen precipitate 11 and the heat treatment time t, and f (r, t)
  • f (r, t) the diagonal length L (nm) and density D (piece Zcm 3 ) of the oxygen precipitate 11 are obtained.
  • J (r, t) is expressed by the following formula (3).
  • the manufacturing conditions such as oxygen concentration and thermal history satisfying the relationship of the following equation (1) among the manufacturing conditions such as oxygen concentration and thermal history of plural types are determined.
  • the diagonal length (size) of the oxygen precipitates 11 is the crystal orientation [100] direction force of the silicon wafer 10 when the octahedral oxygen precipitates 11 are viewed. This means the diagonal length extending in the crystal orientation [010] direction of the oxygen precipitate 11 (FIG. 1). Further, the above formula (1) is obtained by conducting an experiment as described in the examples described later. This In this case, the diagonal length (size) and density of the oxygen precipitates were measured by observing the surface of the wafer with a light (W right) etchant and observing with an optical microscope. It is preferable to investigate by observation with a scanning electron microscope.
  • the oxygen concentration and heat of wafer 10 are formed so that oxygen precipitate 11 having diagonal length L (size) and density D within the range surrounded by the above formula (1) is formed inside wafer 10.
  • the manufacturing conditions such as the history are determined, that is, so that the oxygen precipitate 11 having the diagonal length L (size) and density D within the range surrounded by the above formula (1) is formed in the woofer 10.
  • dislocation can be fixed by oxygen precipitates 11 inside the woofer 10, slip can be suppressed, and thermal stress in the heat treatment process of the device manufacturing process can be suppressed. Based on this, slip generated in the outer peripheral force of the wafer 10 can be suppressed, and dislocations that generate oxygen precipitates 11 themselves can also be prevented.
  • the oxygen concentration inside the wafer 10 is 10 10 17 to 18 10 17 &1; 01115 / ( : 111 3 (former ASTM, the same applies hereinafter), preferably 11 10 17 to 15 10 17 &1; 01115 / ( : It is set in the range of 111 3.
  • the oxygen concentration inside wafer 10 is limited to the range of 10 X 10 17 to 18 X 10 17 atoms / cm 3 , if less than 10 X 10 17 atoms Zcm 3 This is because the wafer strength deteriorates (decreases), and if it exceeds 18 X 10 17 atomsZcm 3 , the integrity of the wafer surface deteriorates (decreases).
  • the lambing rate when raising the temperature from 700 ° C to 1000 ° C is preferably 0.5 to 2.0 ° CZ.
  • a preheat treatment is performed at 1000 ° C for 0 to 4 hours. By this pre-heat treatment, more oxygen precipitates 11 are deposited, and the resistance value of the silicon wafer 10 can be stabilized.
  • the rambling rate when raising the temperature from 550 ° C to 700 ° C is 0.3 to 2.0 ° CZ. Good.
  • the first heat treatment is held at 700 ° C for 1 to 4 hours, and the temperature is further changed to 1000 ⁇ : L 100 o C, preferably 1000 ⁇ 1050 o C.
  • a second heat treatment is preferably performed for 8 to 16 hours. Oxygen precipitate nuclei are formed by the first heat treatment, and oxygen precipitates grow by the second heat treatment.
  • a silicon wafer 10 that easily grows oxygen precipitates 11 with many oxygen precipitation nuclei is formed.
  • COP Crystal Originated Particle
  • oxygen precipitates 11 do not exist on the surface layer of wafer 10
  • slip can be fixed in the bulk, and oxygen precipitates 11 themselves slip as much as possible.
  • IG Intrinsic Gettering
  • the dopant concentration in the silicon wafer 10 is set in the range of 1 ⁇ 10 12 to 1 ⁇ 10 21 atoms / cm 3 , preferably 1 ⁇ 10 13 to 1 ⁇ 10 2 ° atomsZcm 3 .
  • the dopant concentration of B, P, etc. in silicon wafer 10 is limited to the range of 1 X 10 12 to 1 X 10 21 atoms / cm 3 because the dopant concentration is less than 1 X 10 12 atoms / cm 3 This is because misfit dislocation occurs if silicon wafer 10 is an epitaxy wafer if l X 10 21 atmsZcm 3 is exceeded.
  • the reason for limiting the carbon concentration in the silicon ⁇ er C 10 to 1 X 10 15 in the range of ⁇ 1 X 10 18 atoms / cm 3 is poor in intrinsic gettering effect is less than 1 X 10 15 ato ms / cm 3 instrument This is because if it exceeds 1 X 10 18 atoms / cm 3 , excessive precipitation of oxygen precipitation nuclei occurs during a predetermined heat treatment, resulting in excessive oxygen precipitates.
  • the nitrogen concentration in the silicon wafer 10 is set in the range of 1 ⁇ 10 12 to 1 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 , preferably 5 ⁇ 10 12 to 5 ⁇ 10 16 atoms Zcm 3 .
  • the nitrogen concentration in silicon oxide 10 was limited to the range of 1 X 10 12 to 1 X 10 17 Zcm 3 because the atomic vacancies in silicon wafer 10 were less than 1 X 10 12 at omsZcm 3 This is because, when it exceeds 1 X 10 17 at omsZcm 3 , the amount of donors related to nitrogen increases and the resistivity of silicon wafer 10 is greatly changed.
  • the silicon wafer is a PZP type epitaxial wafer in which a P type epitaxial film is grown on a P-type support wafer, the oxygen concentration of the support wafer is set to 1
  • OX 10 17 to 15 X 10 17 atoms Zcm 3 preferably 12 X 10 17 atoms Zcm 3, and nitrogen concentration 5 X 10 12 to 5 X 10 14 atoms / cm 3 , preferably 2 X 10 13 atoms / cm 3
  • the concentration is 5 ⁇ 10 13 to 5 ⁇ 10 16 atoms / cm 3 , preferably 2 ⁇ 10 14 atoms / cm 3
  • the dopant concentration of B is 2 ⁇ 10 14 to 2 ⁇ 10 16 atoms / cm 3 , preferably 1 X 10 15 atoms / cm 3 and 1000.
  • C force is 1200.
  • the heating rate up to C is 0.5-5.
  • the optimum combination is C / min, preferably 1 ° CZ, 1150-1250, preferably 1200, at a temperature of 0.5-2 hours, preferably 1 hour.
  • FIG. 4 shows a second embodiment of the present invention.
  • the shape of the oxygen precipitate 21 formed in the silicon wafer is a tetrahedron.
  • the tetradecahedral oxygen precipitate 21 has a shape in which six corners of the octahedral oxygen precipitate of the first embodiment are chamfered.
  • the regular octahedral oxygen precipitates of the first embodiment and the tetrahedral oxygen precipitates 21 of this embodiment are collectively referred to as polyhedral oxygen precipitates.
  • the configuration other than the above is the same as that of the first embodiment.
  • the diagonal length (size) of the oxygen precipitate 21 is the oxygen precipitate 21 when the tetrahedral oxygen precipitate 21 is viewed from the crystal orientation [100] of the silicon wafer. The diagonal length extending in the crystal orientation [010] direction of the precipitate 21.
  • FIG. 5 shows a third embodiment of the present invention.
  • the shape of the oxygen precipitate 31 formed in the silicon wafer is a square plate.
  • ⁇ is the aspect ratio of oxygen precipitates (square plate-like oxygen precipitates) (thickness of square plate-like oxygen precipitates vs. one square line length), The value is about 0.01.
  • the configuration is the same as that of the first embodiment.
  • the diagonal length (size) of the oxygen precipitate 31 is defined as the oxygen precipitate 31 when the rectangular plate-like oxygen precipitate 31 is viewed from the crystal orientation [100] of the silicon wafer. This is the diagonal length extending in the crystal orientation [010] of the object 31.
  • a silicon single crystal having a diameter of 200 mm and an oxygen concentration of 12 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 and doped with nitrogen to a concentration of 3 ⁇ 10 14 Zcm 3 was prepared.
  • this silicon single crystal was sliced to produce a silicon wafer, and argon annealing was performed by holding the silicon wafer at 1200 ° C. for 1 hour in an argon atmosphere.
  • the temperature increasing rate from 1000 ° C to 1200 ° C was 1 ° CZ.
  • the density D of the octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 1 X 10 1G / cm 3, and the size of the oxygen precipitate L (the octahedral oxygen precipitates were observed from the [100] direction. Sometimes the diagonal length of the oxygen precipitate extending in the [010] direction was lOOnm.
  • This silicon wafer was designated as Example 1.
  • a silicon single crystal having a diameter of 200 mm and an oxygen concentration of 12 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 and doped with nitrogen to a concentration of 3 ⁇ 10 14 Zcm 3 was prepared. Then this A silicon wafer was prepared by slicing a silicon single crystal, and argon annealing was performed by holding the silicon wafer at 1200 ° C for 1 hour in an argon atmosphere.
  • the temperature increasing rate from 1000 ° C to 1200 ° C was 1 ° CZ.
  • the density D of the octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 1 X 10 1G Zcm 3, and the size of the oxygen precipitate L (when viewing the octahedral oxygen precipitates from the [100] direction)
  • the diagonal length of the oxygen precipitate extending in the [010] direction was 50 nm.
  • This silicon wafer was designated as Example 2. Note that the size of the oxygen precipitate was 50 nm, which was smaller than that of Example 1. This was because the crystal was grown using a single crystal bow I raising furnace having a different structure from that of Example 1. It is thought that the heat history at the time was different.
  • a silicon single crystal having a diameter of 200 mm and an oxygen concentration of 12 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 and not doped with nitrogen was prepared.
  • the reason why nitrogen was not doped here is to make the size of oxygen precipitates in the silicon wafer after argon annealing smaller than in Example 2.
  • this silicon single crystal was sliced to prepare a silicon wafer, and argon annealing was performed by holding the silicon wafer at 1200 ° C. for 1 hour in an argon atmosphere.
  • the temperature increasing rate from 1000 ° C to 1200 ° C was 1 ° CZ.
  • the density D of the octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 1 X 10 1G / cm 3 , and the size of the oxygen precipitate L (the octahedral oxygen precipitates were seen from the [100] direction.
  • the diagonal length (sometimes extending in the [010] direction) of the oxygen precipitates was 30 nm.
  • This silicon wafer was designated as Example 3. Note that the same single crystal pulling furnace as in Example 2 was used.
  • a silicon wafer was fabricated in the same manner as in Example 1 except that the temperature increase rate from 1000 ° C. to 1200 ° C. was performed at 2 ° CZ in the argon annealing process.
  • the temperature increase rate from 1000 ° C to 1200 ° C was performed at 2 ° CZ because the density of oxygen precipitates in the silicon wafer after the argon charge was changed from that in Example 1. It is.
  • the density D of the octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 1 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 , and the size of the oxygen precipitate L (the octahedral oxygen precipitates were seen from the [100] direction. Sometimes The diagonal length of the oxygen precipitates in [010] direction was lOOnm.
  • This silicon wafer was designated as Example 4.
  • a silicon wafer was produced in the same manner as in Example 2 except that the temperature increase rate from 1000 ° C. to 1200 ° C. was performed at 2 ° C.Z in the argon annealing process.
  • the temperature increase rate from 1000 ° C. to 1200 ° C. was performed at 2 ° CZ for the reason that the density of oxygen precipitates in the silicon wafer after the argon ball was made smaller than that in Example 2. Because of this.
  • the density D of the octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 1 X 10 9 pieces Zcm 3 , and the size of the oxygen precipitates L (when viewing the octahedral oxygen precipitates from the [100] direction
  • the diagonal length of the oxygen precipitate extending in the [010] direction was 50 nm.
  • This silicon wafer was designated as Example 5.
  • a silicon wafer was produced in the same manner as in Example 1 except that the temperature raising rate from 1000 ° C. to 1200 ° C. was performed at 3 ° C. Z during the argon annealing process.
  • the temperature increase rate from 1000 ° C to 1200 ° C was performed at 3 ° CZ for the reason that the density of oxygen precipitates in the silicon wafer after the argon charge was made smaller than that in Example 4. Because of this.
  • the density D of octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 1 X 10 8 pieces Zcm 3 , and the size of the oxygen precipitate L (when viewing the octahedral oxygen precipitates from the [100] direction The diagonal length of the oxygen precipitate extending in the [010] direction was lOOnm.
  • This silicon wafer was designated as Example 6.
  • a silicon single crystal having a diameter of 200 mm and an oxygen concentration of 15.5 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 was prepared.
  • a silicon wafer was fabricated by slicing this silicon single crystal, and after implanting oxygen ions into this silicon wafer, high temperature heat treatment was performed to form a buried oxide layer, and a SIMOX wafer was fabricated.
  • heat treatment for forming oxygen precipitate nuclei was performed by holding at 700 ° C for 1 hour in a nitrogen atmosphere.
  • the temperature raising rate from 550 to 700 ° C was 1 ° CZ.
  • the woofer is diluted in an oxygen atmosphere (nitrogen In a mixed gas atmosphere in which 3% oxygen is mixed with 100% element), the heat treatment for growing oxygen precipitation nuclei is performed at 1000 ° C for 0.5 hour. As a result, the oxygen precipitation nuclei grew into square plate-like oxygen precipitates.
  • the density D of square plate-like oxygen precipitates in this woofer was 1 ⁇ 10 1 G / cm 3 .
  • the size L of this square plate-like oxygen precipitate (the diagonal length extending in the [010] direction when the square plate-like oxygen precipitate was viewed from the [100] direction) was 35 nm.
  • This silicon wafer was designated as Example 7.
  • a silicon single crystal having a diameter of 200 mm and an oxygen concentration of 15.5 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 was prepared.
  • a silicon wafer was fabricated by slicing this silicon single crystal, and after implanting oxygen ions into this silicon wafer, high temperature heat treatment was performed to form a buried oxide layer, and a SIMOX wafer was fabricated.
  • heat treatment for forming oxygen precipitate nuclei was performed by holding at 700 ° C for 1 hour in a nitrogen atmosphere.
  • the temperature raising rate from 550 to 700 ° C was 2 ° CZ.
  • a silicon single crystal having a diameter of 200 mm and an oxygen concentration of 15.5 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 was prepared.
  • a silicon wafer was fabricated by slicing this silicon single crystal, and after implanting oxygen ions into this silicon wafer, high temperature heat treatment was performed to form a buried oxide layer, and a SIMOX wafer was fabricated.
  • heat treatment for forming oxygen precipitate nuclei was performed by holding at 700 ° C for 1 hour in a nitrogen atmosphere.
  • the temperature raising rate from 550 to 700 ° C was 4 ° CZ.
  • the woofer is diluted in an oxygen atmosphere (nitrogen).
  • an oxygen atmosphere nitrogen
  • the heat treatment for oxygen precipitation nucleus growth was performed at 1000 ° C for 2.5 hours.
  • the oxygen precipitation nuclei grew into square plate-like oxygen precipitates.
  • the density D of square plate-like oxygen precipitates in this woofer was 1 ⁇ 10 8 pieces Zcm 3 .
  • the size L of this square plate-like oxygen precipitate was l lOnm. .
  • This silicon wafer was designated as Example 9.
  • a silicon wafer was produced in the same manner as in Example 3 except that the temperature increase rate from 1000 ° C. to 1200 ° C. was performed at 2 ° CZ for the argon annealing process.
  • the temperature increase rate from 1000 ° C. to 1200 ° C. was performed at 2 ° CZ for the reason that the density of oxygen precipitates in the silicon wafer after the argon ball was made smaller than that in Example 3. Because of this.
  • the density D of the octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 1 X 10 9 pieces Zcm 3 , and the size of the oxygen precipitates L (when viewing the octahedral oxygen precipitates from the [100] direction
  • the diagonal length of the oxygen precipitate extending in the [010] direction was 30 nm.
  • This silicon wafer was designated as Comparative Example 1.
  • a silicon wafer was produced in the same manner as in Example 2 except that the temperature increase rate from 1000 ° C. to 1200 ° C. was performed at 3 ° C.Z in the argon annealing process.
  • the temperature increase rate from 1000 ° C to 1200 ° C was performed at 3 ° CZ for the reason that the density of oxygen precipitates in the silicon wafer after the argon ball was made smaller than that in Example 5. Because of this.
  • the density D of the octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 1 ⁇ 10 8 pieces / cm 3 , and the size of the oxygen precipitate L (the octahedral oxygen precipitates were observed from the [100] direction. Sometimes the diagonal length of the oxygen precipitate extending in the [010] direction was 50 nm.
  • This silicon wafer was designated as Comparative Example 2.
  • a silicon wafer was produced in the same manner as in Example 3 except that the temperature increase rate from 1000 ° C. to 1200 ° C. was performed at 3 ° C.Z in the argon annealing process.
  • the rate of temperature increase from 1000 ° C to 1200 ° C was 3 ° CZ.
  • the density D of the octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 1 ⁇ 10 8 pieces / cm 3 , and the size of the oxygen precipitate L (the octahedral oxygen precipitates were observed from the [100] direction. Sometimes the diagonal length of the oxygen precipitate extending in the [010] direction was 30 nm.
  • This silicon wafer was designated as Comparative Example 3.
  • a silicon single crystal having a diameter of 200 mm and an oxygen concentration of 15.5 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 was prepared.
  • a silicon wafer was fabricated by slicing this silicon single crystal, and after implanting oxygen ions into this silicon wafer, high temperature heat treatment was performed to form a buried oxide layer, and a SIMOX wafer was fabricated.
  • heat treatment for forming oxygen precipitate nuclei was performed by holding at 700 ° C for 1 hour in a nitrogen atmosphere.
  • the temperature raising rate from 550 to 700 ° C was 2 ° CZ.
  • a silicon single crystal having a diameter of 200 mm and an oxygen concentration of 15.5 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 was prepared.
  • a silicon wafer was fabricated by slicing this silicon single crystal, and after implanting oxygen ions into this silicon wafer, high temperature heat treatment was performed to form a buried oxide layer, and a SIMOX wafer was fabricated.
  • heat treatment for forming oxygen precipitate nuclei was performed by holding at 700 ° C for 1 hour in a nitrogen atmosphere.
  • the temperature raising rate from 550 to 700 ° C was 4 ° CZ.
  • the above woofer is kept at 1000 ° C for 2 hours in a diluted oxygen atmosphere (mixed gas atmosphere in which 3% oxygen is mixed with 100% nitrogen). Then, heat treatment for growing oxygen precipitation nuclei was performed. As a result, the oxygen precipitation nuclei grew into square plate-like oxygen precipitates.
  • the density D of square plate-like oxygen precipitates in this woofer was 1 ⁇ 10 8 pieces / cm 3 .
  • the size L of this square plate-like oxygen precipitate (the diagonal length extending in the [010] direction when the square plate-like oxygen precipitate was viewed from the [100] direction) was 90 nm. .
  • This silicon wafer was designated as Comparative Example 5.
  • white circles and black circles show examples of regular octahedral oxygen precipitates
  • white triangles and black triangles show examples of square plate-like oxygen precipitates.
  • White circles and white triangles indicate that slip did not occur
  • black circles and black triangles indicate that slip occurred.
  • the temperature increase rate from 550 ° C to 700 ° C is the first temperature increase rate
  • the temperature increase rate from 1000 ° C to 1200 ° C is the second temperature increase rate.
  • the heat treatment time at ° C was taken as the additional heat treatment time.
  • a p-type silicon single crystal having a diameter of 150 mm and an oxygen concentration of 14 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 was prepared.
  • this silicon single crystal was sliced to produce a silicon wafer, and pre-heat treatment was performed by holding the silicon wafer at 800 ° C. for 8 hours in a nitrogen atmosphere, and then the temperature was increased to 1100 ° C. in a nitrogen atmosphere. A heat treatment was performed for 12 hours.
  • the density D of octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 2 X 10 9 pieces Zcm 3 , and the size of the oxygen precipitate L (when the octahedral oxygen precipitates are viewed from the [100] direction.
  • the diagonal length of the oxide precipitate extending in the [010] direction was 70 nm.
  • this silicon wafer set up it was charged in a horizontal furnace at 1000 ° C in a nitrogen atmosphere at a charging speed of 3 cmZ, held in this furnace for 30 minutes, and then the furnace was also removed at a discharging speed of 3 cmZ.
  • the maximum thermal stress acting in the tangential direction of the outer periphery of the silicon wafer was obtained by actually measuring the temperature in the woofer during the actual heat treatment and calculating this measured force.
  • the temperature difference in the wafer plane is 9 points in the wafer plane (1 point in the center of the wafer, 5 points in the outer periphery of the wafer, 3 points in the middle of the wafer center and the periphery of the wafer).
  • the wafers embedded with thermocouples consisting of platinum and platinum rhodium were sampled and placed in the furnace under the same conditions as above.
  • the silicon wafer was heat treated in the same manner as in Example 10 except that the heat treatment was held at 1100 ° C. for 0.23 hours in a nitrogen atmosphere.
  • the density D of the octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 , and the size of the oxygen precipitates L (the octahedral oxygen precipitates were observed from the [l 00] direction.
  • the diagonal length of the oxygen precipitate (sometimes extending in the [010] direction) was 200 nm, and the maximum thermal stress S acting in the tangential direction of the outer periphery of the silicon wafer was 20 MPa.
  • This silicon wafer was designated as Example 11.
  • the silicon wafer was heat-treated in the same manner as in Example 10 except that heat treatment was performed for 4 hours at 1100 ° C. in a nitrogen atmosphere.
  • the density D of the octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 , and the size of the oxygen precipitates L (the octahedral oxygen precipitates were seen from the [100] direction.
  • the diagonal length of the oxygen precipitates (sometimes extending in the [010] direction) was 330 nm, and the maximum thermal stress S applied in the tangential direction of the outer periphery of the silicon wafer was 20 MPa.
  • This silicon wafer was designated as Example 12.
  • the silicon wafer was heat-treated in the same manner as in Example 10 except that heat treatment was performed at 1100 ° C. for 8 hours in a nitrogen atmosphere.
  • the density D of the octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 , and the size of the oxygen precipitates L (the octahedral oxygen precipitates were seen from the [100] direction.
  • the diagonal length of the oxygen precipitate (sometimes extending in the [010] direction) was 400 nm, and the maximum thermal stress S acting in the tangential direction of the outer periphery of the silicon wafer was 20 MPa.
  • This silicon wafer was designated as Example 13.
  • the silicon wafer was heat treated in the same manner as in Example 10 except that the heat treatment was held at 1100 ° C. for 16 hours in a nitrogen atmosphere.
  • the density D of the octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 , and the size of the oxygen precipitates L (the octahedral oxygen precipitates were seen from the [100] direction. (The diagonal length of the oxygen precipitate sometimes extends in the [010] direction) is 490 nm, which acts in the tangential direction of the outer periphery of the silicon wafer.
  • the maximum thermal stress S was 20 MPa.
  • This silicon wafer was designated as Example 14.
  • a p-type silicon wafer having a diameter of 150 mm and an oxygen concentration of 14 ⁇ 10 17 atomsZcm 3 was prepared.
  • the silicon wafer was pre-heated in a nitrogen atmosphere at 800 ° C. for 8 hours, and then in a nitrogen atmosphere at 1100 ° C. for 0.12 hours.
  • the density D of the octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 , and the size of the oxygen precipitates L (the octahedral oxygen precipitates were seen from the [100] direction.
  • the diagonal length (sometimes extending in the [010] direction) of the oxygen precipitates was 70 nm.
  • This silicon wafer set up it was put into a horizontal furnace at 1000 ° C in a nitrogen atmosphere at an injection speed of 7 cmZ, held in this furnace for 30 minutes, and then taken out from the furnace at an extraction speed of 7 cmZ. .
  • the maximum thermal stress S acting in the tangential direction of the outer periphery of the silicon wafer was obtained by actually measuring the temperature in the wafer surface during actual heat treatment and calculating from this measured value at 35 MPa. there were.
  • This silicon wafer was designated as Example 15.
  • the silicon wafer was heat treated in the same manner as in Example 15 except that the heat treatment was held at 1100 ° C. for 0.23 hours in a nitrogen atmosphere.
  • the density D of the octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 , and the size of the oxygen precipitates L (the octahedral oxygen precipitates were observed from the [l 00] direction.
  • the diagonal length of the oxygen precipitate sometimes extends in the [010] direction) was 200 nm, and the maximum thermal stress S acting in the tangential direction of the outer periphery of the silicon wafer was 35 MPa.
  • This silicon wafer was designated as Example 16.
  • a p-type silicon wafer having a diameter of 150 mm and an oxygen concentration of 14 ⁇ 10 17 atomsZcm 3 was prepared.
  • the silicon wafer was pre-heated in a nitrogen atmosphere at 800 ° C. for 8 hours, and then in a nitrogen atmosphere at 1100 ° C. for 0.12 hours.
  • the density D of the octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 , and the size of the oxygen precipitates L (the octahedral oxygen precipitates were seen from the [100] direction.
  • the diagonal length (sometimes extending in the [010] direction) of the oxygen precipitates was 70 nm.
  • Example 17 With this silicon wafer set up, throw it into a 1000 ° C horizontal furnace in a nitrogen atmosphere. The reactor was charged at an inlet speed of 15 cmZ and held in the furnace for 30 minutes, and the furnace was also removed at an outlet speed of 15 cmZ. At this time, the maximum thermal stress S acting in the tangential direction of the outer periphery of the silicon wafer was measured by measuring the temperature in the woofer surface during actual heat treatment and calculating from this measured value. there were. This silicon wafer was designated as Example 17.
  • a p-type silicon single crystal having a diameter of 150 mm and an oxygen concentration of 15.5 ⁇ 10 17 atomsZcm 3 was prepared.
  • a silicon wafer was fabricated by slicing this silicon single crystal, and after implanting oxygen ions into the silicon wafer, high-temperature heat treatment was performed to form a buried oxide layer, and a SIMOX wafer was fabricated.
  • the wafer was kept at 700 ° C for 1 hour in a nitrogen atmosphere and heat-treated to form oxygen precipitation nuclei.
  • the temperature raising rate from 550 to 700 ° C was 1.2 ° CZ.
  • the above woofer is maintained in a diluted oxygen atmosphere (in a mixed gas atmosphere in which 3% oxygen is mixed with 100% nitrogen) at 1000 ° C for 1 hour to grow oxygen precipitation nuclei. Heat treatment was performed. Thereby, the oxygen precipitation nuclei grew into square plate-like oxygen precipitates.
  • the density D of square plate-like oxygen precipitates in this wafer was 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 .
  • the size L of this square plate-like oxygen precipitate (the diagonal length extending in the [010] direction when the square plate-like oxygen precipitate was viewed from the [100] direction) was 60 nm. .
  • Example 18 With this wafer standing, it was put into a horizontal furnace at 1000 ° C in a nitrogen atmosphere at a feeding speed of 15 cmZ, held in this furnace for 30 minutes, and then removed from the furnace at a picking speed of 15 cmZ. At this time, the maximum thermal stress S acting in the tangential direction of the outer periphery of the silicon wafer was obtained by measuring the temperature in the woofer surface during actual heat treatment and calculating from this measured value. there were. This silicon wafer was designated as Example 18.
  • a p-type silicon single crystal having a diameter of 150 mm and an oxygen concentration of 15.5 ⁇ 10 17 atomsZcm 3 was prepared.
  • a silicon wafer was fabricated by slicing this silicon single crystal, and after implanting oxygen ions into the silicon wafer, high-temperature heat treatment was performed to form a buried oxide layer, and a SIMOX wafer was fabricated.
  • the wafer was kept at 700 ° C for 1 hour in a nitrogen atmosphere and heat-treated to form oxygen precipitation nuclei. Where 700 In the temperature raising process up to ° C, the temperature raising rate from 550 to 700 ° C was 1.2 ° CZ.
  • the above woofer is maintained in a diluted oxygen atmosphere (mixed gas atmosphere in which 3% oxygen is mixed with 100% nitrogen) at 1000 ° C for 4 hours to grow oxygen precipitation nuclei. Heat treatment was performed. Thereby, the oxygen precipitation nuclei grew into square plate-like oxygen precipitates.
  • the density D of square plate-like oxygen precipitates in this wafer was 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 .
  • the size L of this square plate-like oxygen precipitate (the diagonal length extending in the [010] direction when the square plate-like oxygen precipitate is viewed from the [100] direction) was 150 nm. .
  • This woofer With this woofer upright, it was put in a horizontal furnace at 1000 ° C in a nitrogen atmosphere at a charging speed of 7 cmZ, held in this furnace for 30 minutes, and then removed from the furnace at a discharging speed of 7 cmZ. At this time, the maximum thermal stress S acting in the tangential direction of the outer periphery of the silicon wafer was measured by measuring the temperature in the woofer surface during actual heat treatment and calculating this measured force. there were. This silicon wafer was designated as Example 19.
  • a p-type silicon single crystal having a diameter of 150 mm and an oxygen concentration of 15.5 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 was prepared.
  • a silicon wafer was fabricated by slicing this silicon single crystal, and after implanting oxygen ions into the silicon wafer, high-temperature heat treatment was performed to form a buried oxide layer, and a SIMOX wafer was fabricated.
  • the wafer was kept at 700 ° C for 1 hour in a nitrogen atmosphere and heat-treated to form oxygen precipitation nuclei.
  • the temperature raising rate from 550 to 700 ° C was 1.2 ° CZ.
  • the above woofer is kept in a diluted oxygen atmosphere (in a mixed gas atmosphere in which 3% oxygen is mixed with 100% nitrogen) at 1000 ° C for 20 hours to grow oxygen precipitation nuclei. Heat treatment was performed. Thereby, the oxygen precipitation nuclei grew into square plate-like oxygen precipitates.
  • the density D of square plate-like oxygen precipitates in this wafer was 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 .
  • the size L of this square plate-like oxygen precipitate (the diagonal length extending in the [010] direction when the square plate-like oxygen precipitate is viewed from the [100] direction) is 450 nm. .
  • the silicon wafer was heat-treated in the same manner as in Example 15 except that heat treatment was performed at 1100 ° C. for 4 hours in a nitrogen atmosphere.
  • the density D of the octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 , and the size of the oxygen precipitates L (the octahedral oxygen precipitates were seen from the [100] direction.
  • the diagonal length (sometimes extending in the [010] direction of the oxygen precipitate) was 330 nm, and the maximum thermal stress S applied in the tangential direction of the outer periphery of the silicon wafer was 35 MPa.
  • This silicon wafer was designated as Comparative Example 6.
  • a silicon wafer was heat-treated in the same manner as in Example 15 except that heat treatment was performed at 1100 ° C. for 8 hours in a nitrogen atmosphere.
  • the density D of the octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 , and the size of the oxygen precipitates L (the octahedral oxygen precipitates were seen from the [100] direction.
  • the diagonal length of the oxygen precipitate (sometimes extending in the [010] direction) was 400 nm, and the maximum thermal stress S acting in the tangential direction of the outer periphery of the silicon wafer was 35 MPa.
  • This silicon wafer was designated as Comparative Example 7.
  • the silicon wafer was heat-treated in the same manner as in Example 15 except that heat treatment was performed for 16 hours at 1100 ° C. in a nitrogen atmosphere.
  • the density D of the octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 , and the size of the oxygen precipitates L (the octahedral oxygen precipitates were seen from the [100] direction.
  • the diagonal length of the oxygen precipitates (sometimes extending in the [010] direction) was 490 nm, and the maximum thermal stress S acting in the tangential direction of the outer periphery of the silicon wafer was 35 MPa.
  • This silicon wafer was designated as Comparative Example 8.
  • the silicon wafer was heat-treated in the same manner as in Example 17 except that the heat treatment was held at 1100 ° C. for 0.23 hours in a nitrogen atmosphere.
  • the density D of the octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 , and the size of the oxygen precipitates L (the octahedral oxygen precipitates were observed from the [l 00] direction.
  • the [010] direction of the oxygen precipitate The diagonal length extending to 200 nm was 200 nm, and the maximum thermal stress S acting in the tangential direction of the outer periphery of the silicon wafer was 70 MPa.
  • This silicon wafer was designated as Comparative Example 9.
  • the silicon wafer was heat-treated in the same manner as in Example 17 except that heat treatment was performed for 4 hours at 1100 ° C. in a nitrogen atmosphere.
  • the density D of the octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 , and the size of the oxygen precipitates L (the octahedral oxygen precipitates were seen from the [100] direction.
  • the diagonal length (sometimes extending in the [010] direction of the oxygen precipitate) was 330 nm, and the maximum thermal stress S applied in the tangential direction of the outer periphery of the silicon wafer was 70 MPa.
  • This silicon wafer was designated as Comparative Example 10.
  • the silicon wafer was heat-treated in the same manner as in Example 17 except that heat treatment was performed for 8 hours at 1100 ° C. in a nitrogen atmosphere.
  • the density D of the octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 , and the size of the oxygen precipitates L (the octahedral oxygen precipitates were seen from the [100] direction.
  • the diagonal length of the oxygen precipitate (sometimes extending in the [010] direction) was 400 nm, and the maximum thermal stress S acting in the tangential direction of the outer periphery of the silicon wafer was 70 MPa.
  • This silicon wafer was designated as Comparative Example 11.
  • a silicon wafer was heat-treated in the same manner as in Example 17 except that heat treatment was carried out at 1100 ° C. for 16 hours in a nitrogen atmosphere.
  • the density D of the octahedral oxygen precipitates in this silicon wafer is 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 , and the size of the oxygen precipitates L (the octahedral oxygen precipitates were seen from the [100] direction.
  • the diagonal length of the oxygen precipitate (sometimes extending in the [010] direction) was 490 nm, and the maximum thermal stress S acting in the tangential direction of the outer periphery of the silicon wafer was 70 MPa.
  • This silicon wafer was designated as Comparative Example 12.
  • a p-type silicon single crystal having a diameter of 150 mm and an oxygen concentration of 15.5 ⁇ 10 17 atomsZcm 3 was prepared.
  • a silicon wafer was fabricated by slicing this silicon single crystal, and after implanting oxygen ions into the silicon wafer, high-temperature heat treatment was performed to form a buried oxide layer, and a SIMOX wafer was fabricated. This wafer is in a nitrogen atmosphere. Heat treatment was performed to form oxygen precipitation nuclei by holding at 700 ° C for 1 hour.
  • the temperature raising rate from 550 to 700 ° C was 1.2 ° CZ.
  • the above woofer is maintained in a diluted oxygen atmosphere (mixed gas atmosphere in which 3% oxygen is mixed with 100% nitrogen) at 1000 ° C for 4 hours to grow oxygen precipitation nuclei. Heat treatment was performed. Thereby, the oxygen precipitation nuclei grew into square plate-like oxygen precipitates.
  • the density D of square plate-like oxygen precipitates in this wafer was 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 .
  • the size L of this square plate-like oxygen precipitate (the diagonal length extending in the [010] direction when the square plate-like oxygen precipitate is viewed from the [100] direction) was 150 nm. .
  • a p-type silicon single crystal having a diameter of 150 mm and an oxygen concentration of 15.5 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 was prepared.
  • a silicon wafer was fabricated by slicing this silicon single crystal, and after implanting oxygen ions into the silicon wafer, high-temperature heat treatment was performed to form a buried oxide layer, and a SIMOX wafer was fabricated.
  • the wafer was kept at 700 ° C for 1 hour in a nitrogen atmosphere and heat-treated to form oxygen precipitation nuclei.
  • the temperature raising rate from 550 to 700 ° C was 1.2 ° CZ.
  • the above woofer is maintained in a dilute oxygen atmosphere (mixed gas atmosphere in which 3% oxygen is mixed with 100% nitrogen) at 1000 ° C for 8 hours to grow oxygen precipitation nuclei. Heat treatment was performed. Thereby, the oxygen precipitation nuclei grew into square plate-like oxygen precipitates.
  • the density D of square plate-like oxygen precipitates in this wafer was 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 .
  • the size L of this square plate-like oxygen precipitate (the diagonal length extending in the [010] direction of the oxygen precipitate when the square plate-like oxygen precipitate is viewed from the [100] direction) was 250 nm. .
  • the silicon wafers of Examples 10 to 20 and Comparative Examples 6 to 14 were placed in a horizontal furnace heated to 1000 ° C. in a nitrogen atmosphere, and the wafer placed on a wafer boat was charged into the furnace at a rate of 3 cm mZ, 7 cmZ or It was changed for each 15cmZ. After the heat treatment for 30 minutes in the furnace, the wafer was taken out of the furnace at the same rate as the charging speed. The maximum thermal stress acting in the tangential direction of the wafer outer periphery was changed to 20MPa, 35MPa, and 70MPa, respectively, by changing the input speed and extraction speed. After this heat treatment, the occurrence of slip from the edge of each silicon wafer was evaluated using XRT (X-Ray Topograph).
  • Table 2 shows the oxygen concentration, the 1000 ° C heat treatment time of the woofer, the 1100 ° C heat treatment time of the woofer, the woofer's charging and unloading speed into the horizontal furnace, and the tangent to the outer periphery of the woofer.
  • the maximum thermal stress acting in the direction is also listed.
  • white circles and black circles show examples of octahedral oxygen precipitates
  • white triangles and black triangles show examples of square plate-like oxygen precipitates.
  • White circles and white triangles indicate that slip did not occur and black circles and black triangles indicate that slip occurred.
  • the 1000 ° C heat treatment time of the wafer is the first heat treatment time
  • the 1100 ° C heat treatment time of the wafer is the second heat treatment time
  • the loading and unloading rates of the wafer into the horizontal furnace are simply charged and unloaded.
  • the maximum thermal stress acting in the tangential direction of the wafer outer periphery is simply the maximum thermal stress S.
  • a silicon single crystal having a diameter of 200 mm and an oxygen concentration of 15 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 and doped with carbon to a concentration of 1 ⁇ 10 16 atoms Zcm 3 was prepared.
  • this silicon single crystal is sliced to produce a silicon wafer, and this silicon wafer is heated in a nitrogen gas atmosphere from 700 ° C to 900 ° C at a rate of 2 ° CZ. It was.
  • an epitaxial film having a thickness of 4 m was grown on the silicon wafer, and the temperature was increased to 1000 ° C. in a diluted oxygen atmosphere (a mixed gas atmosphere in which 3% oxygen was mixed with 100% nitrogen). An additional heat treatment was carried out for a period of time.
  • a silicon single crystal having a diameter of 200 mm and an oxygen concentration of 15 ⁇ 10 17 atomsZcm 3 and doped with carbon to a concentration of 1 ⁇ 10 16 atomsZcm 3 was prepared.
  • this silicon single crystal is sliced to produce a silicon wafer, and this silicon wafer is heated in a nitrogen gas atmosphere from 700 ° C to 900 ° C at a rate of 4 ° CZ. It was.
  • an epitaxial film having a thickness of 4 m was grown on the above silicon wafer and kept at 1000 ° C. for 1 hour in a diluted oxygen atmosphere (a mixed gas atmosphere in which 3% oxygen was mixed with 100% nitrogen). An additional heat treatment was performed.
  • the oxygen precipitation nuclei in the silicon wafer grew into square plate-like oxygen precipitates.
  • the density D of oxygen precipitates at this time was 1 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 .
  • the size L of this square plate-like oxygen precipitate (the diagonal length extending in the [010] direction when the square plate-like oxygen precipitate was viewed from the [100] direction) was 50 nm. .
  • This silicon wafer was designated as Example 22.
  • a silicon single crystal having a diameter of 200 mm and an oxygen concentration of 15 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 and doped with carbon to a concentration of 1 ⁇ 10 16 atoms Zcm 3 was prepared.
  • this silicon single crystal is sliced to produce a silicon wafer, and this silicon wafer is heated from 700 ° C to 900 ° C at a rate of 8 ° CZ in a nitrogen gas atmosphere. It was.
  • an epitaxial film having a thickness of 4 m was grown on the silicon wafer and maintained at 1000 ° C. for 2 hours in a diluted oxygen atmosphere (a mixed gas atmosphere in which 3% oxygen was mixed with 100% nitrogen). An additional heat treatment was performed.
  • the oxygen precipitation nuclei in the silicon wafer grew into square plate-like oxygen precipitates.
  • the density D of oxygen precipitates at this time was 1 ⁇ 10 8 pieces / cm 3 .
  • the size L of this square plate-like oxygen precipitate (the diagonal length extending in the [010] direction when the square plate-like oxygen precipitate is viewed from the [100] direction) was lOOnm. .
  • This silicon wafer was designated as Example 23.
  • a silicon single crystal having a diameter of 200 mm and an oxygen concentration of 15 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 and doped with carbon to a concentration of 1 ⁇ 10 16 atoms Zcm 3 was prepared.
  • a silicon wafer was fabricated by slicing the silicon single crystal, and the silicon wafer was heat-treated at a temperature increase rate of 4 ° CZ from 700 ° C to 900 ° C in a nitrogen gas atmosphere. .
  • an epitaxial film having a thickness of 4 m was grown on the silicon wafer, and the temperature was increased to 1000 ° C. in a diluted oxygen atmosphere (a mixed gas atmosphere in which 3% oxygen was mixed with 100% nitrogen). An additional heat treatment was carried out for a period of time.
  • a silicon single crystal having a diameter of 200 mm and an oxygen concentration of 15 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 and doped with carbon to a concentration of 1 ⁇ 10 16 atoms Zcm 3 was prepared.
  • this silicon single crystal is sliced to produce a silicon wafer, and this silicon wafer is heated from 700 ° C to 900 ° C at a rate of 8 ° CZ in a nitrogen gas atmosphere. It was.
  • an epitaxial film having a thickness of 4 m was grown on the above silicon wafer, and was heated to 1.5 ° C. in a diluted oxygen atmosphere (a mixed gas atmosphere in which 3% oxygen was mixed with 100% nitrogen) at 1.5 ° C.
  • An additional heat treatment was carried out for a period of time.
  • the silicon wafers of Examples 21 to 23 and Comparative Examples 15 and 16 were heated to 1250 ° C at a temperature increase rate of 100 ° CZ seconds in a nitrogen atmosphere, and then subjected to RTA treatment for 30 seconds.
  • the slip generation behavior from the edge of each silicon wafer was evaluated using XRT (X-Ray Topo graph).
  • Table 3 also shows the oxygen concentration, carbon concentration, rate of temperature increase from 700 ° C to 900 ° C, and time for additional heat treatment at 1000 ° C.
  • the white square and the black square are oxygen atoms in the form of a square plate. Examples of precipitates are shown. White squares indicate that slip did not occur and black squares indicate that slip occurred.
  • the rate of temperature increase from 700 ° C to 900 ° C was simply the temperature increase rate, and the additional heat treatment time at 1000 ° C for the wafer was simply the additional heat treatment time.
  • a silicon single crystal having a diameter of 150 mm and an oxygen concentration of 15 ⁇ 10 17 atomsZcm 3 and doped with carbon to a concentration of 1 ⁇ 10 16 atomsZcm 3 was prepared.
  • this silicon single crystal is sliced to produce a silicon wafer, and this silicon wafer is heat-treated in a nitrogen atmosphere from 700 ° C to 900 ° C at a rate of 3.6 ° CZ. went.
  • an epitaxial film with a thickness of 4 m was grown on the above silicon wafer and kept at 1000 ° C for 1 hour in a diluted oxygen atmosphere (a mixed gas atmosphere in which 3% oxygen was mixed with 100% nitrogen). An additional heat treatment was performed.
  • oxygen precipitate nuclei in the silicon wafer grew into square plate-like oxygen precipitates.
  • the density D of square plate-like oxygen precipitates in the silicon wafer was 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 .
  • the size L of this oxygen precipitate (the diagonal length of the oxygen precipitate extending in the [010] direction when viewing the octahedral oxygen precipitate from the [100] direction) was 50 nm.
  • Example 24 This silicon wafer was designated as Example 24.
  • a silicon single crystal having a diameter of 150 mm and an oxygen concentration of 15 ⁇ 10 17 atomsZcm 3 and doped with carbon to a concentration of 1 ⁇ 10 16 atomsZcm 3 was prepared.
  • this silicon single crystal is sliced to produce a silicon wafer, and this silicon wafer is heat-treated in a nitrogen atmosphere from 700 ° C to 900 ° C at a rate of 3.6 ° CZ. went.
  • an epitaxial film with a thickness of 4 m was grown on the above silicon wafer and kept at 1000 ° C for 3 hours in a diluted oxygen atmosphere (a mixed gas atmosphere in which 3% oxygen was mixed with 100% nitrogen). An additional heat treatment was performed.
  • oxygen precipitate nuclei in the silicon wafer grew into square plate-like oxygen precipitates.
  • the density D of square plate-like oxygen precipitates in the silicon wafer was 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 .
  • the size of the oxygen precipitate L (when the octahedral oxygen precipitate is viewed from the [100] direction, the oxygen precipitate The diagonal length extending in the [010] direction was 150 nm.
  • Example 25 This silicon wafer was designated as Example 25.
  • a silicon single crystal having a diameter of 150 mm and an oxygen concentration of 15 ⁇ 10 17 atomsZcm 3 and doped with carbon to a concentration of 1 ⁇ 10 16 atomsZcm 3 was prepared.
  • this silicon single crystal is sliced to produce a silicon wafer, and this silicon wafer is heat-treated in a nitrogen atmosphere from 700 ° C to 900 ° C at a rate of 3.6 ° CZ. went.
  • an epitaxial film with a thickness of 4 m was grown on the above silicon wafer and held at 1000 ° C for 12 hours in a diluted oxygen atmosphere (a mixed gas atmosphere in which 3% oxygen was mixed with 100% nitrogen). An additional heat treatment was performed.
  • the oxygen precipitation nuclei in the silicon wafer grew into square plate-like oxygen precipitates.
  • the density D of the square plate-like oxygen precipitates in the silicon wafer was 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 .
  • the size L of this oxygen precipitate (the diagonal length extending in the [010] direction when viewing the octahedral oxygen precipitate from the [100] direction) was 480 nm.
  • a silicon single crystal having a diameter of 150 mm and an oxygen concentration of 15 ⁇ 10 17 atomsZcm 3 and doped with carbon to a concentration of 1 ⁇ 10 16 atomsZcm 3 was prepared.
  • this silicon single crystal is sliced to produce a silicon wafer, and this silicon wafer is heat-treated in a nitrogen atmosphere from 700 ° C to 900 ° C at a rate of 3.6 ° CZ. went.
  • an epitaxial film with a thickness of 4 / zm was grown on the above silicon wafer, and in a diluted oxygen atmosphere (a mixed gas atmosphere in which 3% oxygen was mixed with 100% nitrogen) at 1000 ° C for 3 hours. Additional heat treatment was performed.
  • oxygen precipitate nuclei in the silicon wafer grew into square plate-like oxygen precipitates.
  • the density D of square plate-like oxygen precipitates in the silicon wafer was 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 .
  • the size L of this oxygen precipitate (the diagonal length extending in the [010] direction when viewing the octahedral oxygen precipitate from the [100] direction) was 150 nm.
  • a silicon single crystal having a diameter of 150 mm and an oxygen concentration of 15 ⁇ 10 17 atomsZcm 3 and doped with carbon to a concentration of 1 ⁇ 10 16 atomsZcm 3 was prepared.
  • this silicon single crystal is sliced to produce a silicon wafer, and this silicon wafer is heat-treated in a nitrogen atmosphere from 700 ° C to 900 ° C at a rate of 3.6 ° CZ. went.
  • an epitaxial film with a thickness of 4 m was grown on the above silicon wafer and held at 1000 ° C for 6 hours in a diluted oxygen atmosphere (a mixed gas atmosphere in which 3% oxygen was mixed with 100% nitrogen). An additional heat treatment was performed.
  • oxygen precipitate nuclei in the silicon wafer grew into square plate-like oxygen precipitates.
  • the density D of square plate-like oxygen precipitates in the silicon wafer was 2 ⁇ 10 9 pieces Zcm 3 .
  • the size L of this oxygen precipitate (the diagonal length extending in the [010] direction when viewing the octahedral oxygen precipitate from the [100] direction) was 250 nm.
  • Example 24 26 and Comparative Examples 17 and 18 the silicon wafer was heated to 1000 ° C in a nitrogen atmosphere, and the wafer placed on the wafer boat was charged into the furnace at a rate of 15 cmZ, 7 cmZ, or The amount was changed to 3cmZ. After the heat treatment was performed for 30 minutes in the furnace, the wafer was taken out at the same speed as the charging speed. The maximum thermal stress acting in the tangential direction of the outer periphery of the roof was changed to 70MPa 35MPa or 20MPa by changing the input speed and extraction speed. After this heat treatment, the slip generation behavior from the edge of each silicon wafer was evaluated using XRT (X-Ray Topograph). The results are shown in Table 4 and FIG.
  • Table 4 shows the oxygen concentration, the time for additional heat treatment of the wafer at 1000 ° C, the loading and unloading speed of the wafer into the horizontal furnace, and the tangential direction of the outer periphery of the roof. Maximum thermal stress is also listed.
  • white squares and black squares show examples of square plate-like oxygen precipitates. The white square indicates that there was no slip, and the black square indicates that slip occurred.
  • the additional heat treatment time at 1000 ° C for the wafer is simply referred to as the additional heat treatment time
  • the charging and unloading speed of the wafer to the horizontal furnace is simply referred to as the charging and unloading speed.
  • the maximum thermal stress to be used is simply the maximum thermal stress S.
  • silicon wafers by the method of the present invention, that is, by forming oxygen precipitates of a predetermined density and size inside the silicon wafer, no slip occurs over a wide range of oxygen precipitate densities and Silicon wafers with high strength can be obtained, and the force can be applied to silicon wafers with large diameters.

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Abstract

　シリコンウェーハの直径が大きく、ＳＬＡやＦＬＡ等の熱処理を施しても、広い酸素析出物の密度の範囲にわたって、スリップが発生せず強度の高いシリコンウェーハを得る。 　先ずシリコンウェーハを製造するために設定した複数種類の酸素濃度及び熱履歴のそれぞれの組合せを入力パラメータとして、フォッカープランク方程式を解くことにより、酸素析出物（１１）を形成するための熱処理工程の後であってデバイス製造プロセスの熱処理工程の直前のウェーハ内部の酸素析出物の対角線長Ｌ及び密度Ｄをそれぞれ算出する。次にデバイス製造プロセスの熱処理工程に用いられる熱処理炉構造及びその熱処理温度に基づいて、デバイス製造プロセスの熱処理工程でウェーハの外周部の接線方向に作用する最大熱応力Ｓを算出した後に、次の式（１）の関係を満たす酸素濃度等を決定する。 　　　　　１２０００×Ｄ－０．２６ ≦ Ｌ ≦ ５１０００×Ｓ－１．５５　　　……（１）

Description

シリコンゥエーハの製造方法及びこの方法により製造されたシリコンゥエー ノヽ
技術分野
[0001] 本発明は、内部に酸素析出物が形成されかつスリップ (Slip)の発生しないシリコン ゥエーハを製造する方法と、この方法で製造されたシリコンゥヱーハに関するものであ る。
背景技術
[0002] 従来、半導体デバイスを製造するためにチヨクラルスキー法 (以下、 CZ法と ヽぅ）に よるシリコン単結晶より切り出されたゥエーハが用いられてきた。デバイス製造プロセ スでは、ゥヱーハが様々な熱処理を受けて、ゥヱーハ内部にスリップが発生することが あるけれども、これまでのプロセスでは通常のバッチ式の熱処理炉が用いられ、また ゥエーハの直径も 200mmと小径のものが主流であったため、スリップの発生はそれ ほど深刻な問題にはならなかった。
しかし、近年の最先端プロセスでは、イオン注入した不純物を活性ィ匕するための熱 処理として SLA (Spike Lamp Anneal)或いは FLA (Flash Lamp Anneal)といった枚葉 式の熱処理方法が用いられるようになり、不純物の深さ方向の分布を狭い範囲で制 御するため、非常に高速に所定の温度まで上昇させ、かつその温度力 急速に冷却 させると!、う熱処理方法が行われる。このためゥヱーハに作用する熱応力がこれまで のプロセスより大きくなる。一方、ゥヱーハの直径の主流は大径の 300mmへと移りつ つあり、ゥ ーハの直径が大きくなると、自重による応力や熱処理時の熱応力も大きく なる。従って、直径 300mmのゥエーハを用いた最先端プロセスでは、これまで以上 にスリップが発生し易くなり、このことによるゥエーハの変形も大きくなつて、デバイスの 歩留りの低下に繋がる。
一方、 5 X 1017〜10 X 1017個/ cm3の範囲の酸素を含有し、基板外周から 10mm 以下の範囲に多面体（8〜14面体）の酸素析出物を 108〜101G個 Zcm3の範囲の密 度で含有する半導体基板が開示されている (例えば、特許文献 1参照。 ) oこの半導 体基板では、 108〜101G個 /cm3の密度で含有される多面体の酸素析出物力スリツ プとなる転位の移動を抑制するため、 LSI製造における熱処理時に、基板の外周部 力ものスリップの発生を抑制できるようになって!/、る。
特許文献 1：特開平 9 190954号公報 (請求項 1、段落 [0015] )
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0003] 上記従来の特許文献 1に示された半導体基板では、スリップの発生しな 、酸素析 出物の密度を規定して 、るけれども、酸素析出物のサイズにっ 、ては何ら規定して いない。
一方、上記特許文献 1に示された半導体基板では、酸素析出物の密度が 108個 Z cm3未満であると転位の運動の抑制効果を十分に発揮できず、酸素濃度の可飽和 分しか酸素析出物を析出できないため酸素析出物の密度を 101(>個 Zcm3以上にす ることができな 、と!/、う理由から、スリップの発生しな 、酸素析出物の密度の範囲を 1 08〜101G個/ cm3に限定しており、この範囲外の密度の酸素析出物を有するシリコ ンゥエーハに対してスリップの発生を抑制できない不具合があった。
本発明の目的は、直径が大きくなつても、また SLAや FLA等の急速加熱及び急速 冷却の熱処理を施しても、広い酸素析出物の密度の範囲にわたって、スリップが発 生せず強度の高い、シリコンゥヱーハの製造方法及びその方法により製造されたシリ コンゥエーハを提供することにある。
本発明の別の目的は、デバイス製造プロセスで実験を行ってスリップの発生状況を わざわざ調べなくても、デバイス製造プロセスでスリップの発生しな ヽゥエーハを設計 できる、シリコンゥエーハの製造方法及びその方法により製造されたシリコンゥエーハ を提供することにある。
課題を解決するための手段
[0004] 本発明者らは、酸素析出物の対角線長 (サイズ)及び密度がそれぞれ異なる複数 枚のシリコンゥエーハを準備し、これらのゥエーハの高温熱処理におけるスリップの発 生挙動を調べたところ、酸素析出物の対角線長 (サイズ)と密度が所定の関係を満た すとスリップが発生し難いことを見出すとともに、デバイスプロセス熱処理時にゥエー ハ外周部の接線方向に作用する最大熱応力と酸素析出物の対角線長 (サイズ)が所 定の関係を満たすと、酸素析出物自体を起点とするスリップが発生しないことを見出 すことにより、本願請求項 1に係る発明をなすに至った。
請求項 1に係る発明は、図 1及び図 2に示すように、シリコン単結晶棒をスライスして 作製されたシリコンゥエーハ 10を熱処理してゥエーハ 10内部に酸素析出物 11を形 成するシリコンゥエーハの製造方法の改良である。
その特徴ある構成は、前記酸素析出物 11の形成されたゥエーハ 10がその後半導 体デバイス製造プロセスで熱処理されるシリコンゥェーハであって、ゥエーハ 10を製 造するための複数種類の酸素濃度及び熱履歴を設定する工程と、複数種類の酸素 濃度及び熱履歴のそれぞれの組合せを入力パラメータとして、フォッカープランク（F okker-Planck)方程式を解くことにより、酸素析出物 11を形成させるための熱処理ェ 程の後であってかつデバイス製造プロセスの熱処理工程の直前のゥエーハ 10内部 の酸素析出物 11の対角線長 L(nm)及び密度 D (個 Zcm3)をそれぞれ算出する工程 と、デバイス製造プロセスの熱処理工程に用いられる熱処理炉の構造及びその熱処 理温度に基づいて、デバイス製造プロセスの熱処理工程でゥエーハ 10の外周部の 接線方向に作用する最大熱応力 S(MPa)を算出する工程と、複数種類の酸素濃度 及び熱履歴のうち次の式（1)の関係を満たす酸素濃度及び熱履歴を決定する工程 とを含むところにある。
12000 X D"°- 26≤ L≤ 51000 X S"1' 55 …… (1)
この請求項 1に記載されたシリコンゥヱーハの製造方法では、上記式（1)のうち L≥ 12000 X D"0- 26を満たす対角線長（サイズ)及び密度の酸素析出物 11は、ゥエーハ 10の高温熱処理時におけるスリップの伸展を抑制することができる。また上記式（1) で囲まれる範囲内の対角線長 L (サイズ)及び密度 Dを有する酸素析出物 11をゥ ー ハ 10に作り込むことにより、デバイス製造プロセスの熱処理工程における熱応力に基 づいてゥエーハ 10外周部から発生するスリップを抑制できるとともに、酸素析出物 11 自身カゝら発生する転位も防止できる。更にデバイス製造プロセスで実験を行ってスリ ップの発生状況をわざわざ調べなくても、デバイス製造プロセスでスリップの発生しな V、ゥエーハ 10を設計できるため、短時間及び低コストでデバイス製造プロセスでスリ ップの発生しないゥエーハ 10の製造条件を決定できる。ここで、「スリップ」とは、シリコ ンゥエーハを熱処理して、熱応力等の応力が、ある結晶面に反ってカ卩えられたときに 、結晶の中ですべりによって生じた結晶欠陥をいう。
[0005] ゥエーハ内部の B、 P、 As及び Sbからなる群より選ばれた 1種又は 2種以上のドー パント濃度を更に複数種類設定し、これらのドーパント濃度をそれぞれ入力パラメ一 タに更に加えてもよい。
またゥヱーハ内部の炭素濃度を更に複数種類設定し、これらの炭素濃度をそれぞ れ入力パラメータに更に加えることができる。
更にゥエーハ内部の窒素濃度を更に複数種類設定し、これらの窒素濃度をそれぞ れ入力パラメータに更に加えてもょ 、。
請求項 5に係る発明は、図 1及び図 2に示すように、請求項 1ないし 4いずれか 1項 に記載の方法で製造されたシリコンゥヱーハである。
この請求項 5に記載されたシリコンゥエーハでは、酸素析出物 11の密度の範囲を広 くしても、ゥエーハ 10内にスリップが発生せず、シリコンゥエーハ 10の強度は高い。 発明の効果
[0006] 以上述べたように、本発明によれば、先ずシリコンゥエーハを製造するために設定し た複数種類の酸素濃度及び熱履歴のそれぞれの組合せを入力パラメータとして、フ オッカープランク方程式を解くことにより、酸素析出物形成用の熱処理工程の後であ つてデバイス製造プロセスの熱処理工程の直前のゥ ーハ内部の酸素析出物の対 角線長 L及び密度 Dをそれぞれ算出し、次にデバイス製造プロセスの熱処理工程に 用いられる熱処理炉構造及びその熱処理温度に基づ 、て、デバイス製造プロセスの 熱処理工程でゥ ーハの外周部の接線方向に作用する最大熱応力 Sを算出した後 に、上記式（1)の関係を満たす酸素濃度等を決定したので、ゥ ーハの直径が大きく なっても、また SLAや FLA等の急速加熱及び急速冷却の熱処理を施しても、広い酸 素析出物の密度の範囲にわたって、スリップが発生せずかつ強度の高いゥヱーハを 得ることができるとともに、デバイスプロセス熱処理でのスリップの発生を防止でき、こ のゥエーハから製造される半導体素子の歩留りを向上できる。
またデバイス製造プロセスで実験を行ってスリップの発生状況をわざわざ調べなく ても、デバイス製造プロセスでスリップの発生しないゥエーハを設計できる。この結果 、短時間及び低コストでデバイス製造プロセスでスリップの発生しな 、ゥエーハの製 造条件を決定できる。
更に上記方法で製造されたゥ ーハでは、酸素析出物の密度の範囲を広くしても、 ゥエーハ内にスリップが発生せず、ゥエーハの強度は高い。
図面の簡単な説明
[図 1]本発明第 1実施形態のシリコンゥエーハに形成された正八面体状の酸素析出 物の模式図である。
[図 2]その酸素析出物を有するシリコンゥ ーハの斜視図である。
[図 3]その酸素析出物の密度と対角線長 (サイズ)の関係の概念を示す模式図である
[図 4]本発明第 2実施形態のシリコンゥエーハに形成された十四面体状の酸素析出 物の模式図である。
[図 5]本発明第 3実施形態のシリコンゥエーハに形成された正方形板状の酸素析出 物の模式図である。
[図 6]窒素をドープした場合とドープしない場合の、シリコンゥエーハ中の正八面体状 の酸素析出物及び正方形板状の酸素析出物の密度 Dの変化に対する正八面体状 の酸素析出物及び正方形板状の酸素析出物の対角線長 Lの変化をそれぞれ示す 図である。
[図 7]そのゥ ーハ外周部の接線方向に作用する最大熱応力 Sの変化に対する正八 面体状の酸素析出物及び板状正方形の酸素析出物の対角線長 Lの変化を示す図 である。
[図 8]炭素をドープしたシリコンゥ ーハ中の正方形板状の酸素析出物の密度 Dの変 化に対する正方形板状の酸素析出物の対角線長 Lの変化をそれぞれ示す図である
[図 9]そのゥ ーハ外周部の接線方向に作用する最大熱応力 Sの変化に対する板状 正方形の酸素析出物の対角線長 Lの変化を示す図である。
符号の説明 [0008] 10 シリコンゥエーハ
11, 21, 31 酸素析出物
発明を実施するための最良の形態
[0009] 次に本発明を実施するための最良の形態を図面に基づいて説明する。
<第 1の実施の形態 >
図 1及び図 2に示すように、シリコンゥエーハ 10は、 CZ法により育成されたシリコン 単結晶棒をスライスした後に、内部に酸素析出物 11を形成するための熱処理を施し 、更に少なくとも主表面を鏡面研磨カ卩ェしたシリコンゥエーハである。このゥエーハ 10 は、その後、半導体デバイスの製造メーカに出荷され、デバイス製造プロセスで熱処 理される。
一方、図 3は、酸素析出物を形成するための熱処理工程の後であってかつデバィ ス製造プロセスの熱処理工程の直前のゥ ーハ内部に形成された酸素析出物の密 度及び対角線長 (サイズ)の関係の概念を示す模式図であり、デバイス製造プロセス の熱処理工程において熱応力が作用してもゥエーハ内の転位を固着することができ る酸素析出物の対角線長 (サイズ)及び密度の下限値が存在し、上記酸素析出物か らスリップを発生させない酸素析出物の対角線長 (サイズ)及び密度の上限値が存在 する。このため、上記下限値及び上限値で規定される領域 (下限値と上限値との間の 領域)の酸素析出物の対角線長 (サイズ)及び密度であれば、スリップの発生を抑制 できる。
[0010] 次に上記転位を固定しかつスリップを抑制するためのシリコンゥエーハ 10 (図 2)の 製造条件を決定する方法を説明する。
先ずゥエーハ 10を製造するための複数種類の製造条件を設定する。ここで、製造 条件とは、酸素濃度、熱履歴、ドーパント濃度、炭素濃度及び窒素濃度からなる群よ り選ばれかつ少なくとも酸素濃度及び熱履歴を含む 2種以上の条件である。一般的 な熱履歴には、ゥヱーハ製造メーカにおける熱履歴と、デバイス製造メーカにおける 熱履歴とがある。ゥヱーハ製造メーカにおける熱履歴には、シリコン単結晶棒の引上 げ中の熱履歴と、上記酸素析出物を形成するための熱処理で受ける熱履歴とがある 。またデバイス製造メーカにおける熱履歴には、酸素析出物を形成していないとスリ ップが発生してしまう高温のメインデバイス製造プロセスで受ける熱履歴と、上記メイ ンデバイス製造プロセスの前に行われる比較的低温の予備デバイス製造プロセスで 受ける熱履歴とがある。この実施の形態の製造条件の熱履歴は、シリコン単結晶棒 の引上げ中の熱履歴と、酸素析出物を形成するための熱処理で受ける熱履歴と、比 較的低温の予備デバイス製造プロセスで受ける熱履歴とからなる。酸素析出物を形 成するための熱処理としては、高抵抗のゥエーハ 10において、 600〜1000°Cの温 度範囲で、低温力 行うランビング熱処理 (低温から一定の昇温速度で温度を上昇さ せる熱処理）や、高抵抗の SIMOXゥエーハ 10において、埋込み酸化層（Buried Oxi de Layer)を形成するための高温熱処理を行った後に、 500〜1000°Cの温度範囲 で、低温力 行うランピング熱処理などが挙げられる。またドーパント濃度は B、 P、 As 及び Sbからなる群より選ばれた 1種又は 2種以上のドーパントの濃度である。
[0011] 次 、で上記複数種類の酸素濃度及び熱履歴等の製造条件のそれぞれの組合せ を入力パラメータとして、フォッカープランク方程式を解くことにより、酸素析出物 11を 形成するための熱処理工程の後であってかつデバイス製造プロセスの熱処理工程 の直前のゥエーハ 10内部の酸素析出物 11の対角線長 L(nm)及び密度 D (個 Zcm3) をそれぞれ算出する。ここで、デバイス製造プロセスの熱処理工程の直前とは、上記 予備デバイス製造プロセスの後であって上記メインデバイス製造プロセスの前をいう 。ゥ ーハ 10内部における酸素析出 11の挙動を、酸素析出物 11の半径 r及び熱処 理時間 tを関数とするサイズ分布関数 f(r,t)を用いて表し、 f(r,t)の時間変化を次のフ オッカープランク方程式 (2)を解くことにより、上記酸素析出物 11の対角線長 L(nm) 及び密度 D (個 Zcm3)を求める。式（2)において、 J(r,t)は次の式（3)で表される。
[0012] [数 1]
9 ,. , , a ,
-— t (r, t ) = -― J (r, t) 一一 ( 2 )
a t 3 r d f
J = - B (r, t) -— + A (r， t) f (r> t) —…―（ )
a r
上記式（3)において、 A(r,t)と B(r,t)は次の式 (4)の関係を満たす。 [0013] [数 2]
B (r, t) = d - kT A (r' t) - ( 4 )
— Δ Ο (r, t) 上記式 (4)において、 kはボルツマン定数であり、 Tは絶対温度であり、 A G(r,t)は 半径 rの酸素析出物 11の形成に伴う Gibbsの自由エネルギー変化量である。そして 任意の熱処理後のサイズ分布関数 f(r,t)を次の式（5)及び式 (6)に代入することによ り、酸素析出物 11 (正八面体状の酸素析出物）の対角線長 L(nm)及び密度 D (個 Zc m3)を算出することができる。
[0014] [数 3]
= 3 X 10 7 X f ' 次にデバイス製造プロセスの熱処理工程に用いられる熱処理炉の構造及びその熱 処理温度に基づいて、デバイス製造プロセスの熱処理工程でゥエーハ 10の外周部 の接線方向に作用する最大熱応力 S(MPa)を、コンピュータを用 V、たシミュレーショ ンによって算出する。
更に複数種類の酸素濃度及び熱履歴等の製造条件のうち次の式（1)の関係を満 たす酸素濃度及び熱履歴等の製造条件を決定する。
12000 X D"°- 26≤ L≤ 51000 X S"1' 55 …… (1)
なお、この第 1の実施の形態において、上記酸素析出物 11の対角線長（サイズ)と は、シリコンゥエーハ 10の結晶方位 [100]方向力も正八面体状の酸素析出物 11を 見たときに、その酸素析出物 11の結晶方位 [010]方向に延びる対角線長をいう（図 1)。また上記式（1)は、後述の実施例に記載したように、実験を行って求められる。こ の場合、上記酸素析出物の対角線長（サイズ)及び密度は、ゥ ーハ表面をライト (W right)エッチング液で選択エッチングを行い、光学顕微鏡の観察で計測し、サイズに っ 、ては透過型電子顕微鏡の観察により調べることが好ま 、。
[0015] 上述のことから、デバイス製造プロセスで実験を行ってスリップの発生状況をわざわ ざ調べなくても、デバイス製造プロセスでスリップの発生しな ヽゥエーハ 10を設計でき る。この結果、短時間及び低コストでデバイス製造プロセスでスリップの発生しないゥ エーハ 10の製造条件を決定できる。
具体的には、上記式（1)で囲まれる範囲内の対角線長 L (サイズ)及び密度 Dの酸 素析出物 11をゥ ーハ 10内部に作り込むように、ゥエーハ 10の酸素濃度及び熱履 歴等の製造条件を決定する、即ち、上記式（1)で囲まれる範囲内の対角線長 L (サイ ズ)及び密度 Dの酸素析出物 11をゥヱーハ 10内部に作り込むように、ゥヱーハ 10の 酸素濃度及び熱履歴等の製造条件を決定すると、ゥ ーハ 10内部の酸素析出物 1 1にて転位を固定でき、スリップを抑制できるとともに、デバイス製造プロセスの熱処 理工程における熱応力に基づいてゥエーハ 10外周部力 発生するスリップを抑制で き、酸素析出物 11自身力も発生する転位も防止できる。
[0016] なお、上記ゥェーハ10内部の酸素濃度は10 1017〜18 1017&1；01115/(：1113 (旧 ASTM、以下、同じ）、好ましくは11 1017〜15 1017&1；01115/(：1113の範囲に設定 される。ここで、ゥエーハ 10内部の酸素濃度を 10 X 1017〜18 X 1017atoms/cm3の 範囲に限定したのは、 10 X 1017atomsZcm3未満ではゥエーハ強度が劣化 (低下） し、 18 X 1017atomsZcm3を越えるとゥエーハ表面の完全性が劣ィ匕 (低下）するから である。
また上記高抵抗のシリコンゥエーハ 10に施されるランピング熱処理において、 700 °Cから 1000°Cまで昇温するときのランビングレイトは 0. 5〜2. 0°CZ分であることが 好ましい。このランピング熱処理後、 1000°Cに 0〜4時間保持する前熱処理を行う。 この前熱処理により、更に多くの酸素析出物 11が析出し、シリコンゥエーハ 10の抵抗 値を安定ィ匕することができる。
また上記高抵抗の SIMOXゥエーハ 10に施されるランビング熱処理において、 550 °Cから 700°Cまで昇温するときのランビングレイトは 0. 3〜2. 0°CZ分であることが好 ましい。このランピング熱処理後、 700°Cに 1〜4時間保持する第 1熱処理を行い、更 【こ 1000〜： L 100oC、好ましく ίま 1000〜1050oCの温度【こ、 4〜16時 [¾、好ましく ίま 8 〜16時間保持する第 2熱処理を行う。上記第 1熱処理により酸素析出核が形成され 、上記第 2熱処理により酸素析出物が成長する。
また、アルゴン雰囲気、水素雰囲気等の非酸化性雰囲気中で 1100〜1250°Cの 範囲で高温熱処理を行う場合には、酸素析出核も多ぐ酸素析出物 11も成長し易い シリコンゥエーハ 10を用いる。このようなシリコンゥエーハ 10では、ゥエーハ 10表層部 に COP (Crystal Originated Particle)や酸素析出物 11が存在せず、バルタ（Bulk)中 にスリップを固着でき、また酸素析出物 11自体力ものスリップの発生もなぐ十分な I G (Intrinsic Gettering)効果も期待できる。
またシリコンゥエーハ 10中のドーパント濃度は 1 X 1012〜1 X 1021atoms/cm3、好 ましくは 1 X 1013〜1 X 102°atomsZcm3の範囲に設定される。シリコンゥエーハ 10 中の B、 P等のドーパント濃度を 1 X 1012〜1 X 1021atoms/cm3の範囲内に限定し たのは、 1 X 1012atoms/cm3未満ではドーパント濃度を制御できず、 l X 1021ato msZcm3を越えるとシリコンゥエーハ 10がェピタキシャルゥエーハである場合ミスフィ ット転位が生じてしまうからである。
またシリコンゥエーハ 10中の炭素濃度は 1 X 1015〜1 X 1018atoms/cm3、好まし くは 5 X 1015〜5 X 1017atoms/cm3の範囲に設定される。シリコンゥエーハ 10中の 炭素濃度を 1 X 1015〜1 X 1018atoms/cm3の範囲内に限定したのは、 1 X 1015ato ms/cm3未満ではイントリンシックゲッタリング効果に乏しぐ 1 X 1018atoms/cm3 を越えると所定の熱処理時に酸素析出核の析出過多が起こり過剰な酸素析出物を 生じてしまうからである。
更に、シリコンゥエーハ 10中の窒素濃度は 1 X 1012〜1 X 1017atoms/cm3、好ま しくは 5 X 1012〜5 X 1016atomsZcm3の範囲に設定される。ここで、シリコンゥエー ノヽ 10中の窒素濃度を 1 X 1012〜1 X 1017Zcm3の範囲に限定したのは、 1 X 1012at omsZcm3未満ではシリコンゥエーハ 10中の原子空孔が消失し易くなり、 1 X 1017at omsZcm3を越えると窒素に関係するドナーの発生量が増えシリコンゥエーハ 10の 抵抗率を大きく変化させてしまうからである。 なお、シリコンゥエーハが P—型の支持ゥエーハ上に P型のェピタキシャル膜を成長 させた PZP 型のェピタキシャルゥエーハである場合、支持ゥエーハの酸素濃度を 1
O X 1017〜15 X 1017atomsZcm3、好ましくは 12 X 1017atomsZcm3とし、窒素濃 度を 5 X 1012〜5 X 1014atoms/cm3、好ましくは 2 X 1013atoms/cm3とし、 Bのド 一パント濃度を 2 X 1014〜2 X 1016atoms/cm3、好ましくは 1 X 1015atoms/cm3と する組合せが最適である。
また、シリコンゥエーハがアルゴン雰囲気中でァニール処理を施したゥエーハである 場合、酸素濃度を 10 X 1017〜15 X 1017atoms/cm3、好ましくは 12 X 1017atoms /cm3とし、窒素濃度を 5 X 1013〜5 X 1016atoms/cm3、好ましくは 2 X 1014atoms /cm3とし、 Bのドーパント濃度を 2 X 1014〜2 X 1016atoms/cm3、好ましくは 1 X 1 015atoms/cm3とし、更に 1000。C力も 1200。Cまでの昇温速度を 0. 5〜5。C/分、 好ましくは 1°CZ分とし、 1150〜1250で、好ましくは1200での温度で、0. 5〜2時 間、好ましくは 1時間保持する熱処理を行う組合せが最適である。
<第 2の実施の形態 >
図 4は本発明の第 2の実施の形態を示す。
この実施の形態では、シリコンゥエーハ内に形成される酸素析出物 21の形状が十 四面体状である。この十四面体状の酸素析出物 21は、第 1の実施の形態の正八面 体状の酸素析出物の 6つの角を面取りした形状である。第 1の実施の形態の正八面 体状の酸素析出物とこの実施の形態の十四面体状の酸素析出物 21とを総称して、 多面体状の酸素析出物と呼ぶ。上記以外は第 1の実施の形態と同一に構成される。 また、この実施の形態において、酸素析出物 21の対角線長（サイズ)とは、シリコンゥ ーハの結晶方位 [100]方向から十四面体状の酸素析出物 21を見たときに、その 酸素析出物 21の結晶方位 [010]方向に延びる対角線長をいう。
<第 3の実施の形態 >
図 5は本発明の第 3の実施の形態を示す。
この実施の形態では、シリコンゥヱーハ内に形成される酸素析出物 31の形状が正 方形板状である。そして任意の熱処理後のサイズ分布関数 f(r,t)を上記式 (5)及び次 の式 (7)に代入することにより、酸素析出物 11 (正方形板状の酸素析出物）の対角線 長 L(nm)及び密度 (個 Zcm3)を算出することができる。
[0019] [数 4]
8 J r f (r， t) di
L (nm) = 10 ' X
J f (r， t) dr
J r f (r, t) dr
= 10 ' X ( 7 )
13 D 上記式（7)にお 、て、 βは酸素析出物（正方形板状の酸素析出物）のアスペクト比 (正方形板状の酸素析出物の厚さ Ζ対 1角線長)であり、 0. 01程度の値となる。上記
3
以外は第 1の実施の形態と同一に構成される。また、この実施の形態において、酸素 析出物 31の対角線長（サイズ)とは、シリコンゥエーハの結晶方位 [ 100]方向から正 方形板状の酸素析出物 31を見たときに、その酸素析出物 31の結晶方位 [010]方 向に延びる対角線長をいう。
実施例
[0020] 次に本発明の実施例を比較例とともに詳しく説明する。
<実施例 1 >
先ず直径が 200mmでありかつ酸素濃度が 12 X 1017atoms/cm3であって、窒素 を 3 X 1014Zcm3の濃度となるようにドープしたシリコン単結晶を用意した。次にこの シリコン単結晶をスライスしてシリコンゥエーハを作製し、このシリコンゥエーハをァルゴ ン雰囲気中で 1200°Cに 1時間保持するアルゴンァニールを行った。ここで、 1200°C までの昇温工程のうち、 1000°Cから 1200°Cまでの昇温速度は 1°CZ分で行った。こ のシリコンゥヱーハ中の正八面体状の酸素析出物の密度 Dは 1 X 101G個/ cm3であ り、酸素析出物のサイズ L ( [ 100]方向から正八面体状の酸素析出物を見たときにそ の酸素析出物の [010]方向に延びる対角線長）は lOOnmであった。このシリコンゥ エーハを実施例 1とした。
[0021] <実施例 2 >
先ず直径が 200mmでありかつ酸素濃度が 12 X 1017atoms/cm3であって、窒素 を 3 X 1014Zcm3の濃度となるようにドープしたシリコン単結晶を用意した。次にこの シリコン単結晶をスライスしてシリコンゥエーハを作製し、このシリコンゥエーハをァルゴ ン雰囲気中で 1200°Cに 1時間保持するアルゴンァニールを行った。ここで、 1200°C までの昇温工程のうち、 1000°Cから 1200°Cまでの昇温速度は 1°CZ分で行った。こ のシリコンゥヱーハ中の正八面体状の酸素析出物の密度 Dは 1 X 101G個 Zcm3であ り、酸素析出物のサイズ L ( [100]方向から正八面体状の酸素析出物を見たときにそ の酸素析出物の [010]方向に延びる対角線長）は 50nmであった。このシリコンゥェ ーハを実施例 2とした。なお、酸素析出物のサイズが 50nmと実施例 1より小さくなつ たのは、実施例 1の単結晶弓 I上げ炉とは構造の異なる単結晶弓 I上げ炉を用いて引 上げたため、結晶育成時の熱履歴が異なったものと考えられる。
[0022] <実施例 3 >
先ず直径が 200mmでありかつ酸素濃度が 12 X 1017atoms/cm3であって、窒素 をドープしないシリコン単結晶を用意した。ここで窒素をドープしなかったのは、アル ゴンァニール後のシリコンゥエーハ中の酸素析出物のサイズを実施例 2より小さくする ためである。次にこのシリコン単結晶をスライスしてシリコンゥエーハを作製し、このシリ コンゥエーハをアルゴン雰囲気中で 1200°Cに 1時間保持するアルゴンァニールを行 つた。ここで、 1200°Cまでの昇温工程のうち、 1000°Cから 1200°Cまでの昇温速度 は 1°CZ分で行った。このシリコンゥエーハ中の正八面体状の酸素析出物の密度 Dは 1 X 101G個 /cm3であり、酸素析出物のサイズ L ( [100]方向から正八面体状の酸素 析出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に延びる対角線長）は 30nmであ つた。このシリコンゥエーハを実施例 3とした。なお、単結晶引上げ炉は実施例 2と同 一のものを用いた。
[0023] <実施例 4 >
アルゴンァニールの昇温工程のうち、 1000°Cから 1200°Cまでの昇温速度を 2°C Z分で行ったことを除いて、実施例 1と同様にしてシリコンゥヱーハを作製した。ここで 、上記 1000°Cから 1200°Cまでの昇温速度を 2°CZ分で行ったのは、アルゴンァ- ール後のシリコンゥエーハ中の酸素析出物の密度を実施例 1と変えるためである。こ のシリコンゥエーハ中の正八面体状の酸素析出物の密度 Dは 1 X 109個 Zcm3であり 、酸素析出物のサイズ L ( [100]方向から正八面体状の酸素析出物を見たときにそ の酸素析出物の [010]方向に延びる対角線長）は lOOnmであった。このシリコンゥ エーハを実施例 4とした。
[0024] <実施例 5 >
アルゴンァニールの昇温工程のうち、 1000°Cから 1200°Cまでの昇温速度を 2°C Z分で行ったことを除いて、実施例 2と同様にしてシリコンゥヱーハを作製した。ここで 、上記 1000°Cから 1200°Cまでの昇温速度を 2°CZ分で行ったのは、アルゴンァ- ール後のシリコンゥエーハ中の酸素析出物の密度を実施例 2より小さくするためであ る。このシリコンゥエーハ中の正八面体状の酸素析出物の密度 Dは 1 X 109個 Zcm3 であり、酸素析出物のサイズ L ( [100]方向から正八面体状の酸素析出物を見たとき にその酸素析出物の [010]方向に延びる対角線長）は 50nmであった。このシリコン ゥエーハを実施例 5とした。
[0025] <実施例 6 >
アルゴンァニールの昇温工程のうち、 1000°Cから 1200°Cまでの昇温速度を 3°C Z分で行ったことを除いて、実施例 1と同様にしてシリコンゥヱーハを作製した。ここで 、上記 1000°Cから 1200°Cまでの昇温速度を 3°CZ分で行ったのは、アルゴンァ- ール後のシリコンゥエーハ中の酸素析出物の密度を実施例 4より小さくするためであ る。このシリコンゥエーハ中の正八面体状の酸素析出物の密度 Dは 1 X 108個 Zcm3 であり、酸素析出物のサイズ L ( [100]方向から正八面体状の酸素析出物を見たとき にその酸素析出物の [010]方向に延びる対角線長）は lOOnmであった。このシリコ ンゥエーハを実施例 6とした。
[0026] <実施例 7 >
先ず直径が 200mmでありかつ酸素濃度が 15. 5 X 1017atoms/cm3であるシリコ ン単結晶を用意した。次にこのシリコン単結晶をスライスしてシリコンゥヱーハを作製 し、このシリコンゥエーハに酸素イオンを注入した後に、高温熱処理を行って埋込み 酸化層を形成し、 SIMOXゥエーハを作製した。このゥエーハに酸素析出核を形成し て酸素析出物を成長させるために、先ず窒素雰囲気中で 700°Cに 1時間保持して酸 素析出核形成用熱処理を行った。ここで、 700°Cまでの昇温工程のうち、 550〜700 °Cまでの昇温速度は 1°CZ分で行った。次に上記ゥ ーハを希釈酸素雰囲気中（窒 素 100%に対して 3%の酸素を混合した混合ガス雰囲気中）で、 1000°Cに 0. 5時間 保持して酸素析出核成長用熱処理を行った。これにより上記酸素析出核は正方形 板状の酸素析出物に成長した。このゥ ーハ中の正方形板状の酸素析出物の密度 Dは 1 X 101G個 /cm3であった。またこの正方形板状の酸素析出物のサイズ L ( [ 100 ]方向から正方形板状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に 延びる対角線長）は 35nmであった。このシリコンゥエーハを実施例 7とした。
[0027] <実施例 8 >
先ず直径が 200mmでありかつ酸素濃度が 15. 5 X 1017atoms/cm3であるシリコ ン単結晶を用意した。次にこのシリコン単結晶をスライスしてシリコンゥヱーハを作製 し、このシリコンゥエーハに酸素イオンを注入した後に、高温熱処理を行って埋込み 酸化層を形成し、 SIMOXゥエーハを作製した。このゥエーハに酸素析出核を形成し て酸素析出物を成長させるために、先ず窒素雰囲気中で 700°Cに 1時間保持して酸 素析出核形成用熱処理を行った。ここで、 700°Cまでの昇温工程のうち、 550〜700 °Cまでの昇温速度は 2°CZ分で行った。次に上記ゥ ーハを希釈酸素雰囲気中（窒 素 100%に対して 3%の酸素を混合した混合ガス雰囲気中）で、 1000°Cに 1時間保 持して酸素析出核成長用熱処理を行った。これにより上記酸素析出核は正方形板 状の酸素析出物に成長した。このゥ ーハ中の正方形板状の酸素析出物の密度 D は 1 X 109個 Zcm3であった。またこの正方形板状の酸素析出物のサイズ L ( [ 100] 方向から正方形板状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に延 びる対角線長）は 60nmであった。このシリコンゥエーハを実施例 8とした。
[0028] <実施例 9 >
先ず直径が 200mmでありかつ酸素濃度が 15. 5 X 1017atoms/cm3であるシリコ ン単結晶を用意した。次にこのシリコン単結晶をスライスしてシリコンゥヱーハを作製 し、このシリコンゥエーハに酸素イオンを注入した後に、高温熱処理を行って埋込み 酸化層を形成し、 SIMOXゥエーハを作製した。このゥエーハに酸素析出核を形成し て酸素析出物を成長させるために、先ず窒素雰囲気中で 700°Cに 1時間保持して酸 素析出核形成用熱処理を行った。ここで、 700°Cまでの昇温工程のうち、 550〜700 °Cまでの昇温速度は 4°CZ分で行った。次に上記ゥ ーハを希釈酸素雰囲気中（窒 素 100%に対して 3%の酸素を混合した混合ガス雰囲気中）で、 1000°Cに 2. 5時間 保持して酸素析出核成長用熱処理を行った。これにより上記酸素析出核は正方形 板状の酸素析出物に成長した。このゥ ーハ中の正方形板状の酸素析出物の密度 Dは 1 X 108個 Zcm3であった。またこの正方形板状の酸素析出物のサイズ L ( [ 100 ]方向から正方形板状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に 延びる対角線長）は l lOnmであった。このシリコンゥエーハを実施例 9とした。
[0029] <比較例 1 >
アルゴンァニールの昇温工程のうち、 1000°Cから 1200°Cまでの昇温速度を 2°C Z分で行ったことを除いて、実施例 3と同様にしてシリコンゥヱーハを作製した。ここで 、上記 1000°Cから 1200°Cまでの昇温速度を 2°CZ分で行ったのは、アルゴンァ- ール後のシリコンゥエーハ中の酸素析出物の密度を実施例 3より小さくするためであ る。このシリコンゥエーハ中の正八面体状の酸素析出物の密度 Dは 1 X 109個 Zcm3 であり、酸素析出物のサイズ L ( [100]方向から正八面体状の酸素析出物を見たとき にその酸素析出物の [010]方向に延びる対角線長）は 30nmであった。このシリコン ゥエーハを比較例 1とした。
[0030] <比較例 2>
アルゴンァニールの昇温工程のうち、 1000°Cから 1200°Cまでの昇温速度を 3°C Z分で行ったことを除いて、実施例 2と同様にしてシリコンゥヱーハを作製した。ここで 、上記 1000°Cから 1200°Cまでの昇温速度を 3°CZ分で行ったのは、アルゴンァ- ール後のシリコンゥエーハ中の酸素析出物の密度を実施例 5より小さくするためであ る。このシリコンゥエーハ中の正八面体状の酸素析出物の密度 Dは 1 X 108個/ cm3 であり、酸素析出物のサイズ L ( [100]方向から正八面体状の酸素析出物を見たとき にその酸素析出物の [010]方向に延びる対角線長）は 50nmであった。このシリコン ゥエーハを比較例 2とした。
[0031] <比較例 3 >
アルゴンァニールの昇温工程のうち、 1000°Cから 1200°Cまでの昇温速度を 3°C Z分で行ったことを除いて、実施例 3と同様にしてシリコンゥヱーハを作製した。ここで 、上記 1000°Cから 1200°Cまでの昇温速度を 3°CZ分で行ったのは、アルゴンァ- ール後のシリコンゥエーハ中の酸素析出物の密度を比較例 1より小さくするためであ る。このシリコンゥエーハ中の正八面体状の酸素析出物の密度 Dは 1 X 108個/ cm3 であり、酸素析出物のサイズ L ( [100]方向から正八面体状の酸素析出物を見たとき にその酸素析出物の [010]方向に延びる対角線長）は 30nmであった。このシリコン ゥエーハを比較例 3とした。
[0032] <比較例 4 >
先ず直径が 200mmでありかつ酸素濃度が 15. 5 X 1017atoms/cm3であるシリコ ン単結晶を用意した。次にこのシリコン単結晶をスライスしてシリコンゥヱーハを作製 し、このシリコンゥエーハに酸素イオンを注入した後に、高温熱処理を行って埋込み 酸化層を形成し、 SIMOXゥエーハを作製した。このゥエーハに酸素析出核を形成し て酸素析出物を成長させるために、先ず窒素雰囲気中で 700°Cに 1時間保持して酸 素析出核形成用熱処理を行った。ここで、 700°Cまでの昇温工程のうち、 550〜700 °Cまでの昇温速度は 2°CZ分で行った。次に上記ゥ ーハを希釈酸素雰囲気中（窒 素 100%に対して 3%の酸素を混合した混合ガス雰囲気中）で、 1000°Cに 0. 6時間 保持して酸素析出核成長用熱処理を行った。これにより上記酸素析出核は正方形 板状の酸素析出物に成長した。このゥ ーハ中の正方形板状の酸素析出物の密度 Dは 1 X 109個 Zcm3であった。またこの正方形板状の酸素析出物のサイズ L ( [ 100 ]方向から正方形板状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に 延びる対角線長）は 40nmであった。このシリコンゥエーハを比較例 4とした。
[0033] <比較例 5 >
先ず直径が 200mmでありかつ酸素濃度が 15. 5 X 1017atoms/cm3であるシリコ ン単結晶を用意した。次にこのシリコン単結晶をスライスしてシリコンゥヱーハを作製 し、このシリコンゥエーハに酸素イオンを注入した後に、高温熱処理を行って埋込み 酸化層を形成し、 SIMOXゥエーハを作製した。このゥエーハに酸素析出核を形成し て酸素析出物を成長させるために、先ず窒素雰囲気中で 700°Cに 1時間保持して酸 素析出核形成用熱処理を行った。ここで、 700°Cまでの昇温工程のうち、 550〜700 °Cまでの昇温速度は 4°CZ分で行った。次に上記ゥ ーハを希釈酸素雰囲気中（窒 素 100%に対して 3%の酸素を混合した混合ガス雰囲気中）で、 1000°Cに 2時間保 持して酸素析出核成長用熱処理を行った。これにより上記酸素析出核は正方形板 状の酸素析出物に成長した。このゥ ーハ中の正方形板状の酸素析出物の密度 D は 1 X 108個 /cm3であった。またこの正方形板状の酸素析出物のサイズ L ([ 100] 方向から正方形板状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に延 びる対角線長）は 90nmであった。このシリコンゥエーハを比較例 5とした。
[0034] <比較試験 1及び評価 >
実施例 1〜9及び比較例 1〜5のシリコンゥエーハを、窒素雰囲気中で 100°CZ秒 の昇温速度で 1250°Cまで昇温した後、この温度に 30秒間保持する RTA処理を行 つて、各シリコンゥエーハのエッジからのスリップの発生挙動を XRT(X- Ray Topograp h)を用いて評価した。その結果を表 1及び図 6に示す。なお、表 1には、酸素濃度と、 窒素濃度と、 550°Cから 700°Cまでの昇温速度と、 1000°Cから 1200°Cまでの昇温 速度と、追加した 1000°C熱処理の時間も記載した。また、図 6において、白丸及び 黒丸は正八面体状の酸素析出物の例を示し、白三角及び黒三角は正方形板状の 酸素析出物の例を示す。白丸及び白三角はスリップが発生しな力つたことを示し、黒 丸及び黒三角はスリップが発生したことを示す。更に、表 1では、 550°Cから 700°Cま での昇温速度を第 1昇温速度とし、 1000°Cから 1200°Cまでの昇温速度を第 2昇温 速度とし、追加した 1000°C熱処理の時間を追加熱処理時間とした。
[0035] [表 1]
第 1 第つ- 追鳩 酸素析出物
酸素濃度 窒素濃度 昇 fi速度 昇 S速度 麵時問 スリツフ' cc /分) (ΐ/分) (時間） 形状 D L 生 有無 (atoms/ cm ) (atoms/cm3) (個ん m3) (謹) 実删 1 12 10" 3 X 1014 1 ― 正八面体 1 X 1010 100 無し 謹 2 12 X Ιθ'7 3 1014 ― 1 ― 画体 1 X 1010 50 Mi 1 実肺 1 3 12 X 10" 0 ― 1 ― 正八面体 1 X 10'° 30 無し 実肺1 4 12 X 10" 3 X 1014 2 一 正八面体 1 X 109 100 無し 実議 5 12 X 1017 3 x 1014 ― 2 ― 正八面体 1 X 105 50 無し 実譲 6 12 X 1017 3 10'" ― 3 正八面体 1 X 10s 100 無し 実讓 7 15.5 X 1017 0 1 0.5 正方形板 1 X 10'。 35 無し 実脑 8 15.5 X 1017 0 2 ― 1 I方形板 1 X 109 60 無し 謂 1 9 15.5 X 1017 0 4 ― 2.5 正方形扳 1 X 10s 1 10 無し 謹 1 12 X ] 0〗7 0 ― 2 正八面体 1 X 109 30 有り 翻 2 12 10'7 3 X 1014 ― 3 ― 确'体 1 10s 50 有り 比較例 3 12 10'7 0 ― 3 ― 正膽 1 X 10s 30 有り 囊 4 15.5 X 10'7 0 2 一 0.6 趣 1 X 10" 40 有り 酬 5 15.5 X 1017 0 4 ― 2 正方形 ft 1 X 10s 90 有り 表 1及び図 6から明らかなように、シリコンゥエーハ中の酸素析出物の密度 Dが 1 X 1 01G個 cm3であるとき、正八面体状の酸素析出物のサイズ Lが lOOnm及び 50nm のみならず 30nmである場合にもスリップが発生せず (実施例 1〜3)、正方形板状の 酸素析出物のサイズ Lが 35nmである場合にもスリップが発生しなかった（実施例 7) 。またシリコンゥエーハ中の酸素析出物の密度 Dが I X 109個 Zcm3であるとき、正八 面体状の酸素析出物のサイズ Lが lOOnm及び 50nmである場合にスリップが発生せ ず (実施例 4及び 5)、正方形板状の酸素析出物のサイズ Lが 60nmである場合にもス リップが発生しな力つたけれども（実施例 8)、正八面体状の酸素析出物のサイズしが 30nmである場合にスリップが発生し (比較例 1)、正方形板状の酸素析出物のサイズ Lが 40nmである場合にもスリップが発生した（比較例 4)。更にシリコンゥエーハ中の 酸素析出物の密度 Dが 1 X 108個 Zcm3であるとき、正八面体状の酸素析出物のサ ィズ Lが lOOnmである場合にスリップが発生せず (実施例 6)、正方形板状の酸素析 出物のサイズ Lが l lOnmでもスリップが発生しなかったけれども（実施例 9)、正八面 体状の酸素析出物のサイズ Lが 50nm及び 30nmである場合にスリップが発生し (比 較例 2及び 3)、正方形板状の酸素析出物のサイズ Lが 90nmである場合にもスリップ が発生した (比較例 5)。この結果に基づいて、酸素析出物の密度 D (個 Zcm3)に対 するスリップの発生を阻止するのに必要な酸素析出物のサイズ L (nm)を求める次の 関係式 (A)を導き出すことができた。
L≥ 12000 X D"°- 26 …… (A)
また上述のことから、スリップの発生の抑制効果は酸素析出物の形態によらず、酸 素析出物の密度 Dとサイズ (対角線長) Lとで決まることが分力つた。
<実施例 10 >
先ず直径が 150mmであってかつ酸素濃度が 14 X 1017atoms/cm3である p型の シリコン単結晶を用意した。次にこのシリコン単結晶をスライスしてシリコンゥエーハを 作製し、このシリコンゥエーハを窒素雰囲気中で 800°Cに 8時間保持する前熱処理を 行った後、窒素雰囲気中で 1100°Cに 0. 12時間保持する熱処理を行った。このシリ コンゥヱーハ中の正八面体状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であり、酸 素析出物のサイズ L ( [100]方向から正八面体状の酸素析出物を見たときにその酸 素析出物の [010]方向に延びる対角線長）は 70nmであった。このシリコンゥヱーハ を立てた状態で、窒素雰囲気中で 1000°Cの横型炉に、投入速度 3cmZ分で投入 し、この炉内に 30分間保持した後、取出し速度 3cmZ分で炉カも取出した。このとき にシリコンゥ ーハの外周部の接線方向に作用する最大熱応力を、実際の熱処理時 のゥ ーハ面内の温度を実測し、この実測値力も計算して求めた。具体的には、ゥェ ーハ面内の温度差は、ゥエーハ面内の 9点（ゥエーハ中心部に 1点、ゥエーハ外周部 に 5点、ゥエーハ中心部とゥエーハ外周部の中間に 3点）に、白金一白金ロジウムから なる熱電対を埋込んだゥエーハをサンプルとして上記と同じ条件で炉内に投入し取 出すことで測定した。またゥエーハ外周部の接線方向の応力 σ は σ = ( - 1/2)
Θ Θ
X a Χ Ε Χ Δ Τという式から求めた。ここで、 ひはシリコンの線膨張係数であり、 Εはシ リコンのヤング率であり、 Δ Τはゥヱーハ外周部の温度からゥヱーハ中心部の温度を 弓 I V、た値である。シリコンゥエーハの外周部の接線方向に作用する最大熱応力 Sは 2 OMPaであった。このシリコンゥエーハを実施例 10とした。
[0038] <実施例 11 >
窒素雰囲気中で 1100°Cに 0. 23時間保持する熱処理を行ったことを除いて、実施 例 10と同様にしてシリコンゥエーハに熱処理を行った。このシリコンゥエーハ中の正八 面体状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であり、酸素析出物のサイズ L ( [l 00]方向から正八面体状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向 に延びる対角線長）は 200nmであり、更にシリコンゥエーハの外周部の接線方向に 作用する最大熱応力 Sは 20MPaであった。このシリコンゥヱーハを実施例 11とした。
<実施例 12>
窒素雰囲気中で 1100°Cに 4時間保持する熱処理を行ったことを除いて、実施例 1 0と同様にしてシリコンゥエーハに熱処理を行った。このシリコンゥエーハ中の正八面 体状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であり、酸素析出物のサイズ L ( [100 ]方向から正八面体状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に 延びる対角線長）は 330nmであり、更にシリコンゥエーハの外周部の接線方向に作 用する最大熱応力 Sは 20MPaであった。このシリコンゥエーハを実施例 12とした。
[0039] <実施例 13 >
窒素雰囲気中で 1100°Cに 8時間保持する熱処理を行ったことを除いて、実施例 1 0と同様にしてシリコンゥエーハに熱処理を行った。このシリコンゥエーハ中の正八面 体状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であり、酸素析出物のサイズ L ( [100 ]方向から正八面体状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に 延びる対角線長）は 400nmであり、シリコンゥヱーハの外周部の接線方向に作用す る最大熱応力 Sは 20MPaであった。このシリコンゥエーハを実施例 13とした。
<実施例 14>
窒素雰囲気中で 1100°Cに 16時間保持する熱処理を行ったことを除いて、実施例 10と同様にしてシリコンゥエーハに熱処理を行った。このシリコンゥエーハ中の正八面 体状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であり、酸素析出物のサイズ L ( [100 ]方向から正八面体状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に 延びる対角線長）は 490nmであり、シリコンゥヱーハの外周部の接線方向に作用す る最大熱応力 Sは 20MPaであった。このシリコンゥエーハを実施例 14とした。
[0040] <実施例 15 >
先ず直径が 150mmであってかつ酸素濃度が 14 X 1017atomsZcm3である p型の シリコンゥエーハを用意した。次にこのシリコンゥエーハを窒素雰囲気中で 800°Cに 8 時間保持する前熱処理を行った後、窒素雰囲気中で 1100°Cに 0. 12時間保持する 熱処理を行った。このシリコンゥエーハ中の正八面体状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であり、酸素析出物のサイズ L ( [100]方向から正八面体状の酸素析 出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に延びる対角線長）は 70nmであつ た。このシリコンゥエーハを立てた状態で、窒素雰囲気中で 1000°Cの横型炉に、投 入速度 7cmZ分で投入し、この炉内に 30分間保持した後、取出し速度 7cmZ分で 炉から取出した。このときにシリコンゥエーハの外周部の接線方向に作用する最大熱 応力 Sを、実際の熱処理時のゥ ーハ面内の温度を実測し、この実測値から計算し て求めたところ、 35MPaであった。このシリコンゥエーハを実施例 15とした。
<実施例 16 >
窒素雰囲気中で 1100°Cに 0. 23時間保持する熱処理を行ったことを除いて、実施 例 15と同様にしてシリコンゥエーハに熱処理を行った。このシリコンゥエーハ中の正八 面体状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であり、酸素析出物のサイズ L ( [l 00]方向から正八面体状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向 に延びる対角線長）は 200nmであり、更にシリコンゥエーハの外周部の接線方向に 作用する最大熱応力 Sは 35MPaであった。このシリコンゥエーハを実施例 16とした。
[0041] <実施例 17>
先ず直径が 150mmであってかつ酸素濃度が 14 X 1017atomsZcm3である p型の シリコンゥエーハを用意した。次にこのシリコンゥエーハを窒素雰囲気中で 800°Cに 8 時間保持する前熱処理を行った後、窒素雰囲気中で 1100°Cに 0. 12時間保持する 熱処理を行った。このシリコンゥエーハ中の正八面体状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であり、酸素析出物のサイズ L ( [100]方向から正八面体状の酸素析 出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に延びる対角線長）は 70nmであつ た。このシリコンゥエーハを立てた状態で、窒素雰囲気中で 1000°Cの横型炉に、投 入速度 15cmZ分で投入し、この炉内に 30分間保持した後、取出し速度 15cmZ分 で炉カも取出した。このときにシリコンゥ ーハの外周部の接線方向に作用する最大 熱応力 Sを、実際の熱処理時のゥ ーハ面内の温度を実測し、この実測値から計算 して求めたところ、 70MPaであった。このシリコンゥエーハを実施例 17とした。
[0042] <実施例 18 >
先ず直径が 150mmであってかつ酸素濃度が 15. 5 X 1017atomsZcm3である p 型のシリコン単結晶を用意した。次にこのシリコン単結晶をスライスしてシリコンゥエー ハを作製し、シリコンゥエーハに酸素イオンを注入した後に、高温熱処理を行って埋 込み酸化層を形成し、 SIMOXゥエーハを作製した。このゥエーハを窒素雰囲気中で 700°Cに 1時間保持して酸素析出核を形成するための熱処理を行った。ここで、 700 °Cまでの昇温工程のうち、 550〜700°Cまでの昇温速度は 1. 2°CZ分で行った。更 に上記ゥ ーハを希釈酸素雰囲気中（窒素 100%に対して 3%の酸素を混合した混 合ガス雰囲気中）で、 1000°Cに 1時間保持して酸素析出核を成長させるための熱処 理を行った。これにより上記酸素析出核は正方形板状の酸素析出物に成長した。こ のゥエーハ中の正方形板状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であった。ま たこの正方形板状の酸素析出物のサイズ L ( [100]方向から正方形板状の酸素析出 物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に延びる対角線長）は 60nmであった 。このゥエーハを立てた状態で、窒素雰囲気中で 1000°Cの横型炉に、投入速度 15 cmZ分で投入し、この炉内に 30分間保持した後、取出し速度 15cmZ分で炉から 取出した。このときにシリコンゥエーハの外周部の接線方向に作用する最大熱応力 S を、実際の熱処理時のゥ ーハ面内の温度を実測し、この実測値から計算して求め たところ、 70MPaであった。このシリコンゥエーハを実施例 18とした。
[0043] <実施例 19 >
先ず直径が 150mmであってかつ酸素濃度が 15. 5 X 1017atomsZcm3である p 型のシリコン単結晶を用意した。次にこのシリコン単結晶をスライスしてシリコンゥエー ハを作製し、シリコンゥエーハに酸素イオンを注入した後に、高温熱処理を行って埋 込み酸化層を形成し、 SIMOXゥエーハを作製した。このゥエーハを窒素雰囲気中で 700°Cに 1時間保持して酸素析出核を形成するための熱処理を行った。ここで、 700 °Cまでの昇温工程のうち、 550〜700°Cまでの昇温速度は 1. 2°CZ分で行った。更 に上記ゥ ーハを希釈酸素雰囲気中（窒素 100%に対して 3%の酸素を混合した混 合ガス雰囲気中）で、 1000°Cに 4時間保持して酸素析出核を成長させるための熱処 理を行った。これにより上記酸素析出核は正方形板状の酸素析出物に成長した。こ のゥエーハ中の正方形板状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であった。ま たこの正方形板状の酸素析出物のサイズ L ( [100]方向から正方形板状の酸素析出 物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に延びる対角線長）は 150nmであつ た。このゥヱーハを立てた状態で、窒素雰囲気中で 1000°Cの横型炉に、投入速度 7 cmZ分で投入し、この炉内に 30分間保持した後、取出し速度 7cmZ分で炉から取 出した。このときにシリコンゥエーハの外周部の接線方向に作用する最大熱応力 Sを 、実際の熱処理時のゥ ーハ面内の温度を実測し、この実測値力 計算して求めた ところ、 35MPaであった。このシリコンゥエーハを実施例 19とした。
く実施例 20 >
先ず直径が 150mmであってかつ酸素濃度が 15. 5 X 1017atoms/cm3である p 型のシリコン単結晶を用意した。次にこのシリコン単結晶をスライスしてシリコンゥエー ハを作製し、シリコンゥエーハに酸素イオンを注入した後に、高温熱処理を行って埋 込み酸化層を形成し、 SIMOXゥエーハを作製した。このゥエーハを窒素雰囲気中で 700°Cに 1時間保持して酸素析出核を形成するための熱処理を行った。ここで、 700 °Cまでの昇温工程のうち、 550〜700°Cまでの昇温速度は 1. 2°CZ分で行った。更 に上記ゥ ーハを希釈酸素雰囲気中（窒素 100%に対して 3%の酸素を混合した混 合ガス雰囲気中）で、 1000°Cに 20時間保持して酸素析出核を成長させるための熱 処理を行った。これにより上記酸素析出核は正方形板状の酸素析出物に成長した。 このゥエーハ中の正方形板状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であった。 またこの正方形板状の酸素析出物のサイズ L ( [100]方向から正方形板状の酸素析 出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に延びる対角線長）は 450nmであ つた。このゥエーハを立てた状態で、窒素雰囲気中で 1000°Cの横型炉に、投入速 度 3cmZ分で投入し、この炉内に 30分間保持した後、取出し速度 3cmZ分で炉か ら取出した。このときにシリコンゥ ーハの外周部の接線方向に作用する最大熱応力 sを、実際の熱処理時のゥ ーハ面内の温度を実測し、この実測値から計算して求 めたところ、 20MPaであった。このシリコンゥエーハを実施例 20とした。
[0045] <比較例 6 >
窒素雰囲気中で 1100°Cに 4時間保持する熱処理を行ったことを除いて、実施例 1 5と同様にしてシリコンゥエーハに熱処理を行った。このシリコンゥエーハ中の正八面 体状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であり、酸素析出物のサイズ L ( [100 ]方向から正八面体状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に 延びる対角線長）は 330nmであり、更にシリコンゥエーハの外周部の接線方向に作 用する最大熱応力 Sは 35MPaであった。このシリコンゥエーハを比較例 6とした。
<比較例 7>
窒素雰囲気中で 1100°Cに 8時間保持する熱処理を行ったことを除いて、実施例 1 5と同様にしてシリコンゥエーハに熱処理を行った。このシリコンゥエーハ中の正八面 体状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であり、酸素析出物のサイズ L ( [100 ]方向から正八面体状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に 延びる対角線長）は 400nmであり、シリコンゥヱーハの外周部の接線方向に作用す る最大熱応力 Sは 35MPaであった。このシリコンゥエーハを比較例 7とした。
<比較例 8 >
窒素雰囲気中で 1100°Cに 16時間保持する熱処理を行ったことを除いて、実施例 15と同様にしてシリコンゥエーハに熱処理を行った。このシリコンゥエーハ中の正八面 体状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であり、酸素析出物のサイズ L ( [100 ]方向から正八面体状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に 延びる対角線長）は 490nmであり、シリコンゥヱーハの外周部の接線方向に作用す る最大熱応力 Sは 35MPaであった。このシリコンゥエーハを比較例 8とした。
[0046] <比較例 9 >
窒素雰囲気中で 1100°Cに 0. 23時間保持する熱処理を行ったことを除いて、実施 例 17と同様にしてシリコンゥエーハに熱処理を行った。このシリコンゥエーハ中の正八 面体状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であり、酸素析出物のサイズ L ( [l 00]方向から正八面体状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向 に延びる対角線長）は 200nmであり、更にシリコンゥエーハの外周部の接線方向に 作用する最大熱応力 Sは 70MPaであった。このシリコンゥエーハを比較例 9とした。
<比較例 10>
窒素雰囲気中で 1100°Cに 4時間保持する熱処理を行ったことを除いて、実施例 1 7と同様にしてシリコンゥエーハに熱処理を行った。このシリコンゥエーハ中の正八面 体状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であり、酸素析出物のサイズ L ( [100 ]方向から正八面体状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に 延びる対角線長）は 330nmであり、更にシリコンゥエーハの外周部の接線方向に作 用する最大熱応力 Sは 70MPaであった。このシリコンゥエーハを比較例 10とした。
[0047] <比較例 11 >
窒素雰囲気中で 1100°Cに 8時間保持する熱処理を行ったことを除いて、実施例 1 7と同様にしてシリコンゥエーハに熱処理を行った。このシリコンゥエーハ中の正八面 体状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であり、酸素析出物のサイズ L ( [100 ]方向から正八面体状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に 延びる対角線長）は 400nmであり、シリコンゥヱーハの外周部の接線方向に作用す る最大熱応力 Sは 70MPaであった。このシリコンゥエーハを比較例 11とした。
<比較例 12>
窒素雰囲気中で 1100°Cに 16時間保持する熱処理を行ったことを除いて、実施例 17と同様にしてシリコンゥエーハに熱処理を行った。このシリコンゥエーハ中の正八面 体状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であり、酸素析出物のサイズ L ( [100 ]方向から正八面体状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に 延びる対角線長）は 490nmであり、シリコンゥヱーハの外周部の接線方向に作用す る最大熱応力 Sは 70MPaであった。このシリコンゥエーハを比較例 12とした。
[0048] <比較例 13 >
先ず直径が 150mmであってかつ酸素濃度が 15. 5 X 1017atomsZcm3である p 型のシリコン単結晶を用意した。次にこのシリコン単結晶をスライスしてシリコンゥエー ハを作製し、シリコンゥエーハに酸素イオンを注入した後に、高温熱処理を行って埋 込み酸化層を形成し、 SIMOXゥエーハを作製した。このゥエーハを窒素雰囲気中で 700°Cに 1時間保持して酸素析出核を形成するための熱処理を行った。ここで、 700 °Cまでの昇温工程のうち、 550〜700°Cまでの昇温速度は 1. 2°CZ分で行った。更 に上記ゥ ーハを希釈酸素雰囲気中（窒素 100%に対して 3%の酸素を混合した混 合ガス雰囲気中）で、 1000°Cに 4時間保持して酸素析出核を成長させるための熱処 理を行った。これにより上記酸素析出核は正方形板状の酸素析出物に成長した。こ のゥエーハ中の正方形板状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であった。ま たこの正方形板状の酸素析出物のサイズ L ([100]方向から正方形板状の酸素析出 物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に延びる対角線長）は 150nmであつ た。このゥヱーハを立てた状態で、窒素雰囲気中で 1000°Cの横型炉に、投入速度 1 5cmZ分で投入し、この炉内に 30分間保持した後、取出し速度 15cmZ分で炉から 取出した。このときにシリコンゥエーハの外周部の接線方向に作用する最大熱応力 S を、実際の熱処理時のゥ ーハ面内の温度を実測し、この実測値から計算して求め たところ、 70MPaであった。このシリコンゥエーハを比較例 13とした。
<比較例 14>
先ず直径が 150mmであってかつ酸素濃度が 15. 5 X 1017atoms/cm3である p 型のシリコン単結晶を用意した。次にこのシリコン単結晶をスライスしてシリコンゥエー ハを作製し、シリコンゥエーハに酸素イオンを注入した後に、高温熱処理を行って埋 込み酸化層を形成し、 SIMOXゥエーハを作製した。このゥエーハを窒素雰囲気中で 700°Cに 1時間保持して酸素析出核を形成するための熱処理を行った。ここで、 700 °Cまでの昇温工程のうち、 550〜700°Cまでの昇温速度は 1. 2°CZ分で行った。更 に上記ゥ ーハを希釈酸素雰囲気中（窒素 100%に対して 3%の酸素を混合した混 合ガス雰囲気中）で、 1000°Cに 8時間保持して酸素析出核を成長させるための熱処 理を行った。これにより上記酸素析出核は正方形板状の酸素析出物に成長した。こ のゥエーハ中の正方形板状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であった。ま たこの正方形板状の酸素析出物のサイズ L ([100]方向から正方形板状の酸素析出 物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に延びる対角線長）は 250nmであつ た。このゥヱーハを立てた状態で、窒素雰囲気中で 1000°Cの横型炉に、投入速度 7 cmZ分で投入し、この炉内に 30分間保持した後、取出し速度 7cmZ分で炉から取 出した。このときにシリコンゥエーハの外周部の接線方向に作用する最大熱応力 sを 、実際の熱処理時のゥ ーハ面内の温度を実測し、この実測値力 計算して求めた ところ、 35MPaであった。このシリコンゥエーハを比較例 14とした。
[0050] <比較試験 2及び評価 >
実施例 10〜20及び比較例 6〜14のシリコンゥヱーハを、窒素雰囲気中で 1000°C に加熱された横型炉に、ゥエーハボートに立てたゥエーハを、炉への投入速度を 3c mZ分、 7cmZ分又は 15cmZ分とそれぞれ変えて投入した。そして上記炉内に 30 分保持して熱処理を行った後、ゥエーハを上記投入速度と同じ速度で炉から取出し た。投入速度及び取出し速度を変化させることにより、ゥエーハ外周部の接線方向に 作用する最大熱応力を 20MPa、 35MPa又は 70MPaとそれぞれ変化させた。この 熱処理後、各シリコンゥエーハのエッジからのスリップの発生挙動を XRT(X- Ray Top ograph)を用いて評価した。その結果を表 2及び図 7に示す。なお、表 2には、酸素濃 度と、ゥヱーハの 1000°C熱処理時間と、ゥヱーハの 1100°C熱処理時間と、ゥエーハ の横型炉への投入速度及び取出し速度と、ゥ ーハ外周部の接線方向に作用する 最大熱応力も記載した。また、図 7において、白丸及び黒丸は正八面体状の酸素析 出物の例を示し、白三角及び黒三角は正方形板状の酸素析出物の例を示す。また 白丸及び白三角はスリップが発生しな力つたことを示し、黒丸及び黒三角はスリップ が発生したことを示す。更に、表 2では、ゥエーハの 1000°C熱処理時間を第 1熱処理 時間とし、ゥエーハの 1100°C熱処理時間を第 2熱処理時間とし、ゥエーハの横型炉 への投入速度及び取出し速度を単に投入及び取出し速度とし、ゥエーハ外周部の 接線方向に作用する最大熱応力を単に最大熱応力 Sとした。
[0051] [表 2] 第 1熟 第 2熟 投入及び 酸素析出物 酸素濃度 删問 讓間 取出し速度 スリップ 形伏 D し 発生の有無 (atoms/cm ) (時問） (時間） (cm/分） ( cm3) mm) 錢例 10 14 X 1017 一 0.12 3 正八面 ·ι本 2 X 10 a フ 0 2 0 4ffi 1 実議 1 1 14 X 1017 一 0.23 3 正 Λ面体 2 X 10 9 200 2 0 無し 謹 12 14 X 1017 ― 4 3 正八面体 2 X 10 9 330 2 0 無し 実議 13 14 X 1017 ― 8 3 正八面体 2 X 10 9 400 2 0 無し 実肺) 14 14 X 10" ― 16 3 正 Λ面 1本 2 X 10 9 490 2 0 無し 雄例 15 14 X 1017 ― 0.12 7 正八面'本 2 X 10 9 70 3 5 無し 漏 16 14 X 1017 一 0.23 7 正;、面'本 2 X 10 9 200 3 5 無し 調 17 14 X 1017 ― 0.12 1 5 正八面'本 2 X 10 9 70 7 0 無し 議 18 15.5 X 1017 1 ― 1 5 正方 2 X 10 9 60 7 0 無し 実譲 19 15.5 >： 1017 4 ― 7 正擴 2 X 10 9 1 50 3 5 無し 謹 20 15.5 X 10'7 20 ― 3 麵 2 X 10 9 450 2 0 無し 顏 6 14 X 10'7 ― 4 7 正八面体 2 X 10 9 330 3 5 有り 比較例 7 14 X 1017 ― 8 7 正八面体 2 X 10 9 400 3 5 有り 比 8 14 X 1017 ― 16 7 麵 2 X 10 9 490 >+- 3 5 有り 顏 9 14 X 1017 ― 0.23 1 5 1KB 2 X 10 9 200 7 0 有り 比 10 14 X 10'7 ― 4 1 5 正八面体 2 X 10 9 330 7 0 有り 比 例 1 1 14 X 1017 ― 8 1 5 正八面体 2 X 10 9 400 7 0 有り 應 12 14 X 10'7 ― 16 1 5 正八面 14 2 X 10 u 490 7 0 有り 例 13 15.5 X 1017 4 ― 1 5 正方形板 2 X 10 9 150 7 0 有り 比細 14 15.5 X 1017 8 ― 7 正方形板 2 X 10 a 250 3 5 有り 表 2及び図 7から明らかなように、シリコンゥ ハ外周部の接線方向に作用する最 大熱応力 Sが 20MPaであるとき、正八面体状の酸素析出物のサイズ Lが 70nmであ る場合のみならず 200nm 330nm 400nm及び 490nmである場合にもスリップが 発生せず (実施例 10 14)、正方形板状の酸素析出物のサイズ Lが 450nmである 場合にもスリップが発生しな力 た (実施例 20)。またシリコンゥ ハ外周部の接線 方向に作用する最大熱応力 Sが 35MPaであるとき、正八面体状の酸素析出物のサ ィズ Lが 70nm及び 200nmである場合にスリップが発生せず（実施例 15及び 16)、 正方形板状の酸素析出物のサイズ Lが 150nmである場合にもスリップが発生しなか つたけれども（実施例 19)、正八面体状の酸素析出物のサイズ Lが 330nm、 400nm 及び 490nmである場合にスリップが発生し (比較例 6〜8)、正方形板状の酸素析出 物のサイズ Lが 250nmである場合にもスリップが発生した（比較例 14)。更にシリコン ゥエーハ外周部の接線方向に作用する最大熱応力 Sが 70MPaであるとき、正八面 体状の酸素析出物のサイズ Lが 70nmである場合にスリップが発生せず (実施例 17) 、正方形板状の酸素析出物のサイズ Lが 60nmである場合にもスリップが発生しなか つたけれども（実施例 18)、正八面体状の酸素析出物のサイズ Lが 200nm、 330nm 、 400nm及び 490nmである場合にスリップが発生し (比較例 9〜12)、正方形板状 の酸素析出物のサイズ が 150nmである場合にもスリップが発生した (比較例 13)。 この結果に基づいて、シリコンゥエーハ外周部の接線方向に作用する最大熱応力 S ( MPa)に対するスリップの発生を阻止するのに必要な酸素析出物のサイズ L (nm)を 求める次の関係式 (B)を導き出すことができた。
L≤51000 X S_1- 55 …… (B)
また上述のことから、スリップの発生の抑制効果は酸素析出物の形態によらず、酸 素析出物の密度 Dと最大熱応力 Sとで決まることが分力つた。
<実施例 21 >
先ず直径が 200mmでありかつ酸素濃度が 15 X 1017atoms/cm3であって、炭素 を 1 X 1016atomsZcm3の濃度となるようにドープしたシリコン単結晶を用意した。次 にこのシリコン単結晶をスライスしてシリコンゥエーハを作製し、このシリコンゥエーハを 窒素ガス雰囲気中で 700°Cから 900°Cまで 2°CZ分の昇温速度で昇温する熱処理 を行った。その後、上記シリコンゥエーハに厚さ 4 mのェピタキシャル膜を成長させ 、希釈酸素雰囲気 (窒素 100%に対して 3%の酸素を混合した混合ガス雰囲気）中で 、 1000°Cに 0. 5時間保持する追加熱処理を行った。これによりシリコンゥエーハ中の 酸素析出核が正方形板状の酸素析出物に成長した。このときの酸素析出物の密度 Dは 1 X 101G個 /cm3であった。またこの正方形板状の酸素析出物のサイズ L ( [ 100 ]方向から正方形板状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に 延びる対角線長）は 30nmであった。このシリコンゥエーハを実施例 21とした。
[0054] <実施例 22>
先ず直径が 200mmでありかつ酸素濃度が 15 X 1017atomsZcm3であって、炭素 を 1 X 1016atomsZcm3の濃度となるようにドープしたシリコン単結晶を用意した。次 にこのシリコン単結晶をスライスしてシリコンゥエーハを作製し、このシリコンゥエーハを 窒素ガス雰囲気中で 700°Cから 900°Cまで 4°CZ分の昇温速度で昇温する熱処理 を行った。その後、上記シリコンゥエーハに厚さ 4 mのェピタキシャル膜を成長させ 、希釈酸素雰囲気 (窒素 100%に対して 3%の酸素を混合した混合ガス雰囲気）中で 、 1000°Cに 1時間保持する追加熱処理を行った。これによりシリコンゥエーハ中の酸 素析出核が正方形板状の酸素析出物に成長した。このときの酸素析出物の密度 D は 1 X 109個 Zcm3であった。またこの正方形板状の酸素析出物のサイズ L ( [ 100] 方向から正方形板状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に延 びる対角線長）は 50nmであった。このシリコンゥエーハを実施例 22とした。
[0055] <実施例 23 >
先ず直径が 200mmでありかつ酸素濃度が 15 X 1017atoms/cm3であって、炭素 を 1 X 1016atomsZcm3の濃度となるようにドープしたシリコン単結晶を用意した。次 にこのシリコン単結晶をスライスしてシリコンゥエーハを作製し、このシリコンゥエーハを 窒素ガス雰囲気中で 700°Cから 900°Cまで 8°CZ分の昇温速度で昇温する熱処理 を行った。その後、上記シリコンゥエーハに厚さ 4 mのェピタキシャル膜を成長させ 、希釈酸素雰囲気 (窒素 100%に対して 3%の酸素を混合した混合ガス雰囲気）中で 、 1000°Cに 2時間保持する追加熱処理を行った。これによりシリコンゥエーハ中の酸 素析出核が正方形板状の酸素析出物に成長した。このときの酸素析出物の密度 D は 1 X 108個 /cm3であった。またこの正方形板状の酸素析出物のサイズ L ( [ 100] 方向から正方形板状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に延 びる対角線長）は lOOnmであった。このシリコンゥエーハを実施例 23とした。
[0056] <比較例 15 >
先ず直径が 200mmでありかつ酸素濃度が 15 X 1017atoms/cm3であって、炭素 を 1 X 1016atomsZcm3の濃度となるようにドープしたシリコン単結晶を用意した。次 にこのシリコン単結晶をスライスしてシリコンゥエーハを作製し、このシリコンゥエーハを 窒素ガス雰囲気中で 700°Cから 900°Cまで 4°CZ分の昇温速度で昇温する熱処理 を行った。その後、上記シリコンゥエーハに厚さ 4 mのェピタキシャル膜を成長させ 、希釈酸素雰囲気 (窒素 100%に対して 3%の酸素を混合した混合ガス雰囲気）中で 、 1000°Cに 0. 5時間保持する追加熱処理を行った。これによりシリコンゥエーハ中の 酸素析出核が正方形板状の酸素析出物に成長した。このときの酸素析出物の密度 Dは 1 X 109個 Zcm3であった。またこの正方形板状の酸素析出物のサイズ L ( [ 100 ]方向から正方形板状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に 延びる対角線長）は 30nmであった。このシリコンゥエーハを比較例 15とした。
[0057] <比較例 16 >
先ず直径が 200mmでありかつ酸素濃度が 15 X 1017atoms/cm3であって、炭素 を 1 X 1016atomsZcm3の濃度となるようにドープしたシリコン単結晶を用意した。次 にこのシリコン単結晶をスライスしてシリコンゥエーハを作製し、このシリコンゥエーハを 窒素ガス雰囲気中で 700°Cから 900°Cまで 8°CZ分の昇温速度で昇温する熱処理 を行った。その後、上記シリコンゥエーハに厚さ 4 mのェピタキシャル膜を成長させ 、希釈酸素雰囲気 (窒素 100%に対して 3%の酸素を混合した混合ガス雰囲気）中で 、 1000°Cに 1. 5時間保持する追加熱処理を行った。これによりシリコンゥエーハ中の 酸素析出核が正方形板状の酸素析出物に成長した。このときの酸素析出物の密度 Dは 1 X 108個 Zcm3であった。またこの正方形板状の酸素析出物のサイズ L ( [ 100 ]方向から正方形板状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物の [010]方向に 延びる対角線長）は 75nmであった。このシリコンゥエーハを比較例 16とした。
[0058] <比較試験 3及び評価 >
実施例 21〜23と比較例 15及び 16のシリコンゥエーハを、窒素雰囲気中で 100°C Z秒の昇温速度で 1250°Cまで昇温した後、この温度に 30秒間保持する RTA処理 を行って、各シリコンゥエーハのエッジからのスリップの発生挙動を XRT(X- Ray Topo graph)を用いて評価した。その結果を表 3及び図 6に示す。なお、表 3には、酸素濃 度と、炭素濃度と、 700°Cから 900°Cまでの昇温速度と、 1000°Cにおける追加熱処 理の時間も記載した。また、図 8において、白四角及び黒四角は正方形板状の酸素 析出物の例を示す。白四角はスリップが発生しな力つたことを示し、黒四角はスリップ が発生したことを示す。更に、表 3では、 700°Cから 900°Cまでの昇温速度を単に昇 温速度とし、ゥエーハの 1000°Cにおける追加熱処理の時間を単に追加熱処理時間 とした。
[表 3]
Figure imgf000035_0001
表 3及び図 8から明らかなように、シリコンゥエーハ中の酸素析出物の密度 Dが 1 X 1 01G個 Zcm3であるとき、正方形板状の酸素析出物のサイズ Lが 30nmである場合に スリップが発生しな力つた（実施例 21)。またシリコンゥエーハ中の酸素析出物の密度 Dが 1 X 109個 Zcm3であるとき、正方形板状の酸素析出物のサイズ Lが 50nmであ る場合にスリップが発生しなかったけれども（実施例 22)、正方形板状の酸素析出物 のサイズ Lが 30nmである場合にスリップが発生した（比較例 15)。更にシリコンゥエー ハ中の酸素析出物の密度 Dが 1 X 108個 Zcm3であるとき、正方形板状の酸素析出 物のサイズ Lが lOOnmである場合にスリップが発生しなカゝつたけれども（実施例 23) 、正方形板状の酸素析出物のサイズ Lが 75nmである場合にスリップが発生した (比 較例 16)。この結果に基づいて、酸素析出物の密度 D (個 Zcm3)に対するスリップの 発生を阻止するのに必要な酸素析出物のサイズ L (nm)を求める次の関係式 (A)を 導き出すことができた。
L≥ 12000 X D-0- 26 …… (A)
また上述のことから、スリップの発生の抑制効果は酸素析出物の形態によらず、酸 素析出物の密度 Dとサイズ (対角線長) Lとで決まることが分力つた。 [0061] <実施例 24>
先ず直径が 150mmでありかつ酸素濃度が 15 X 1017atomsZcm3であって、炭素 を 1 X 1016atomsZcm3の濃度となるようにドープしたシリコン単結晶を用意した。次 にこのシリコン単結晶をスライスしてシリコンゥエーハを作製し、このシリコンゥエーハを 窒素雰囲気中で 700°Cから 900°Cまで 3. 6°CZ分の昇温速度で昇温する熱処理を 行った。その後、上記シリコンゥエーハに厚さ 4 mのェピタキシャル膜を成長させ、 希釈酸素雰囲気 (窒素 100%に対して 3%の酸素を混合した混合ガス雰囲気）中で、 1000°Cに 1時間保持する追加熱処理を行った。これによりシリコンゥエーハ中の酸素 析出核が正方形板状の酸素析出物に成長した。このときのシリコンゥエーハ中の正 方形板状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であった。またこの酸素析出物 のサイズ L ( [100]方向から正八面体状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物 の [010]方向に延びる対角線長）は 50nmであった。このシリコンゥエーハを立てた 状態で、窒素雰囲気中で 1000°Cの横型炉に、投入速度 15cmZ分で投入し、この 炉内に 30分間保持した後、取出し速度 15cmZ分で炉カも取出した。このときにシリ コンゥ ーハの外周部の接線方向に作用する最大熱応力を、実際の熱処理時のゥ ーハ面内の温度を実測し、この実測値力 計算して求めたところ、最大熱応力 Sは 7 OMPaであった。このシリコンゥエーハを実施例 24とした。
[0062] <実施例 25>
先ず直径が 150mmでありかつ酸素濃度が 15 X 1017atomsZcm3であって、炭素 を 1 X 1016atomsZcm3の濃度となるようにドープしたシリコン単結晶を用意した。次 にこのシリコン単結晶をスライスしてシリコンゥエーハを作製し、このシリコンゥエーハを 窒素雰囲気中で 700°Cから 900°Cまで 3. 6°CZ分の昇温速度で昇温する熱処理を 行った。その後、上記シリコンゥエーハに厚さ 4 mのェピタキシャル膜を成長させ、 希釈酸素雰囲気 (窒素 100%に対して 3%の酸素を混合した混合ガス雰囲気）中で、 1000°Cに 3時間保持する追加熱処理を行った。これによりシリコンゥエーハ中の酸素 析出核が正方形板状の酸素析出物に成長した。このときのシリコンゥエーハ中の正 方形板状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であった。またこの酸素析出物 のサイズ L ( [100]方向から正八面体状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物 の [010]方向に延びる対角線長）は 150nmであった。このシリコンゥエーハを立てた 状態で、窒素雰囲気中で 1000°Cの横型炉に、投入速度 7cmZ分で投入し、この炉 内に 30分間保持した後、取出し速度 7cmZ分で炉カも取出した。このときにシリコン ゥ ーハの外周部の接線方向に作用する最大熱応力を、実際の熱処理時のゥ ー ハ面内の温度を実測し、この実測値から計算して求めたところ、最大熱応力 Sは 35 MPaであった。このシリコンゥエーハを実施例 25とした。
[0063] <実施例 26 >
先ず直径が 150mmでありかつ酸素濃度が 15 X 1017atomsZcm3であって、炭素 を 1 X 1016atomsZcm3の濃度となるようにドープしたシリコン単結晶を用意した。次 にこのシリコン単結晶をスライスしてシリコンゥエーハを作製し、このシリコンゥエーハを 窒素雰囲気中で 700°Cから 900°Cまで 3. 6°CZ分の昇温速度で昇温する熱処理を 行った。その後、上記シリコンゥエーハに厚さ 4 mのェピタキシャル膜を成長させ、 希釈酸素雰囲気 (窒素 100%に対して 3%の酸素を混合した混合ガス雰囲気）中で、 1000°Cに 12時間保持する追加熱処理を行った。これによりシリコンゥエーハ中の酸 素析出核が正方形板状の酸素析出物に成長した。このときのシリコンゥ ーハ中の 正方形板状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であった。またこの酸素析出 物のサイズ L([100]方向から正八面体状の酸素析出物を見たときにその酸素析出 物の [010]方向に延びる対角線長）は 480nmであった。このシリコンゥエーハを立て た状態で、窒素雰囲気中で 1000°Cの横型炉に、投入速度 3cmZ分で投入し、この 炉内に 30分間保持した後、取出し速度 3cmZ分で炉カも取出した。このときにシリコ ンゥ ーハの外周部の接線方向に作用する最大熱応力を、実際の熱処理時のゥ ーハ面内の温度を実測し、この実測値力 計算して求めたところ、最大熱応力 Sは 2 OMPaであった。このシリコンゥエーハを実施例 26とした。
[0064] <比較例 17>
先ず直径が 150mmでありかつ酸素濃度が 15 X 1017atomsZcm3であって、炭素 を 1 X 1016atomsZcm3の濃度となるようにドープしたシリコン単結晶を用意した。次 にこのシリコン単結晶をスライスしてシリコンゥエーハを作製し、このシリコンゥエーハを 窒素雰囲気中で 700°Cから 900°Cまで 3. 6°CZ分の昇温速度で昇温する熱処理を 行った。その後、上記シリコンゥエーハに厚さ 4 /z mのェピタキシャル膜を成長させ、 希釈酸素雰囲気 (窒素 100%に対して 3%の酸素を混合した混合ガス雰囲気）中で、 1000°Cに 3時間保持する追加熱処理を行った。これによりシリコンゥエーハ中の酸素 析出核が正方形板状の酸素析出物に成長した。このときのシリコンゥエーハ中の正 方形板状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であった。またこの酸素析出物 のサイズ L ( [100]方向から正八面体状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物 の [010]方向に延びる対角線長）は 150nmであった。このシリコンゥエーハを立てた 状態で、窒素雰囲気中で 1000°Cの横型炉に、投入速度 15cmZ分で投入し、この 炉内に 30分間保持した後、取出し速度 15cmZ分で炉カも取出した。このときにシリ コンゥ ーハの外周部の接線方向に作用する最大熱応力を、実際の熱処理時のゥ ーハ面内の温度を実測し、この実測値力 計算して求めたところ、最大熱応力 Sは 7 OMPaであった。このシリコンゥエーハを比較例 17とした。
<比較例 18 >
先ず直径が 150mmでありかつ酸素濃度が 15 X 1017atomsZcm3であって、炭素 を 1 X 1016atomsZcm3の濃度となるようにドープしたシリコン単結晶を用意した。次 にこのシリコン単結晶をスライスしてシリコンゥエーハを作製し、このシリコンゥエーハを 窒素雰囲気中で 700°Cから 900°Cまで 3. 6°CZ分の昇温速度で昇温する熱処理を 行った。その後、上記シリコンゥエーハに厚さ 4 mのェピタキシャル膜を成長させ、 希釈酸素雰囲気 (窒素 100%に対して 3%の酸素を混合した混合ガス雰囲気）中で、 1000°Cに 6時間保持する追加熱処理を行った。これによりシリコンゥエーハ中の酸素 析出核が正方形板状の酸素析出物に成長した。このときのシリコンゥエーハ中の正 方形板状の酸素析出物の密度 Dは 2 X 109個 Zcm3であった。またこの酸素析出物 のサイズ L ( [100]方向から正八面体状の酸素析出物を見たときにその酸素析出物 の [010]方向に延びる対角線長）は 250nmであった。このシリコンゥエーハを立てた 状態で、窒素雰囲気中で 1000°Cの横型炉に、投入速度 7cmZ分で投入し、この炉 内に 30分間保持した後、取出し速度 7cmZ分で炉カも取出した。このときにシリコン ゥ ーハの外周部の接線方向に作用する最大熱応力を、実際の熱処理時のゥ ー ハ面内の温度を実測し、この実測値から計算して求めたところ、最大熱応力 Sは 35 MPaであった。このシリコンゥ ハを比較例 18とした。
[0066] <比較試験 4及び評価 >
実施例 24 26と比較例 17及び 18のシリコンゥ ハを、窒素雰囲気中で 1000 °Cに加熱された横型炉に、ゥエーハボートに立てたゥエーハを、炉への投入速度を 1 5cmZ分、 7cmZ分又は 3cmZ分とそれぞれ変えて投入した。そして上記炉内に 3 0分保持して熱処理を行った後、ゥエーハを上記投入速度と同じ速度で炉力 取出し た。投入速度及び取出し速度を変化させることにより、ゥ ハ外周部の接線方向に 作用する最大熱応力を 70MPa 35MPa又は 20MPaと変化させた。この熱処理後 、各シリコンゥ ハのエッジからのスリップの発生挙動を XRT(X- Ray Topograph)を 用いて評価した。その結果を表 4及び図 9に示す。なお、表 4には、酸素濃度と、ゥェ ーハの 1000°Cにおける追加熱処理の時間と、ゥ ハの横型炉への投入速度及び 取出し速度と、ゥ ハ外周部の接線方向に作用する最大熱応力も記載した。また、 図 9において、白四角及び黒四角は正方形板状の酸素析出物の例を示す。また白 四角はスリップが発生しな力つたことを示し、黒四角はスリップが発生したことを示す。 更に、表 4では、ゥヱーハの 1000°Cにおける追加熱処理の時間を単に追加熱処理 時間とし、ゥエーハの横型炉への投入速度及び取出し速度を単に投入及び取出し 速度とし、ゥエーハ外周部の接線方向に作用する最大熱応力を単に最大熱応力 Sと した。
[0067] [表 4]
Figure imgf000039_0001
表 4及び図 9から明らかなように、シリコンゥ ハ外周部の接線方向に作用する最 大熱応力 Sが 70MPaであるとき、正方形板状の酸素析出物のサイズ Lが 50nmであ る場合にスリップが発生しなかったけれども（実施例 24)、正方形板状の酸素析出物 のサイズ Lが 150nmである場合にスリップが発生した（比較例 17)。またシリコンゥェ ーハ外周部の接線方向に作用する最大熱応力 Sが 35MPaであるとき、正方形板状 の酸素析出物のサイズ Lが 150nmである場合にスリップが発生しな力つたけれども（ 実施例 25)、正方形板状の酸素析出物のサイズ Lが 250nmである場合にスリップが 発生した (比較例 18)。更にシリコンゥ ーハ外周部の接線方向に作用する最大熱 応力 Sが 20MPaであるとき、正方形板状の酸素析出物のサイズ Lが 480nmである 場合にスリップが発生しな力つた (実施例 26)。この結果に基づいて、シリコンゥエー ハ外周部の接線方向に作用する最大熱応力 S (MPa)に対するスリップの発生を阻 止するのに必要な酸素析出物のサイズ L (nm)を求める次の関係式 (B)を導き出す ことができた。
L≤51000 X S_1- 55 …… (B)
また上述のことから、スリップの発生の抑制効果は酸素析出物の形態によらず、酸 素析出物の密度 Dと最大熱応力 Sとで決まることが分力つた。
産業上の利用可能性
本発明の方法でシリコンゥヱーハを製造することにより、即ちシリコンゥヱーハの内 部に、所定の密度及びサイズの酸素析出物を形成することにより、広い酸素析出物 の密度の範囲にわたって、スリップが発生せずかつ強度が高いシリコンゥエーハが得 られ、し力も直径の大きなシリコンゥ ーハにも適用できる。

Claims

請求の範囲
[1] シリコン単結晶棒をスライスして作製されたシリコンゥエーハ (10)を熱処理してゥエー ハ (10)内部に酸素析出物 (11,21,31)を形成するシリコンゥエーハの製造方法において 前記酸素析出物 (11,21,31)の形成されたゥ ーハ (10)がその後半導体デバイス製 造プロセスで熱処理されるシリコンゥエーハであって、
前記ゥ ーハ (10)を製造するための複数種類の酸素濃度及び熱履歴を設定するェ 程と、
前記複数種類の酸素濃度及び熱履歴のそれぞれの組合せを入力パラメータとして 、フォッカープランク方程式を解くことにより、前記酸素析出物 (11,21,31)を形成させる ための熱処理工程の後であってかつ前記デバイス製造プロセスの熱処理工程の直 前の前記ゥ ーハ (10)内部の酸素析出物 (11,21,31)の対角線長 L(nm)及び密度 D( 個 Zcm3)をそれぞれ算出する工程と、
前記デバイス製造プロセスの熱処理工程に用いられる熱処理炉の構造及びその熱 処理温度に基づ!/、て、前記デバイス製造プロセスの熱処理工程で前記ゥヱーハ (10) の外周部の接線方向に作用する最大熱応力 S(MPa)を算出する工程と、
前記複数種類の酸素濃度及び熱履歴のうち次の式 ( 1)の関係を満たす酸素濃度 及び熱履歴を決定する工程と
を含むことを特徴とするシリコンゥエーハの製造方法。
12000 X D"°- 26≤ L≤ 51000 X S"1' 55 …… (1)
[2] シリコンゥヱーハ (10)内部の B、 P、 As及び Sbからなる群より選ばれた 1種又は 2種 以上のドーパント濃度を更に複数種類設定し、これらのドーパント濃度をそれぞれ入 力パラメータに更に加える請求項 1記載のシリコンゥヱーハの製造方法。
[3] シリコンゥ ーハ (10)内部の炭素濃度を更に複数種類設定し、これらの炭素濃度を それぞれ入力パラメータに更にカ卩える請求項 1又は 2記載のシリコンゥエーハの製造 方法。
[4] シリコンゥエーハ (10)内部の窒素濃度を更に複数種類設定し、これらの窒素濃度を それぞれ入力パラメータに更にカ卩える請求項 1ないし 3いずれか 1項に記載のシリコン ーハの製造方法。
求項 1ないし 4いずれか 1項に記載の方法で製造されたシリコンゥ
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