WO2006022296A1 - シリコンウェーハ及びその製造方法、並びにシリコン単結晶育成方法 - Google Patents

シリコンウェーハ及びその製造方法、並びにシリコン単結晶育成方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2006022296A1
WO2006022296A1 PCT/JP2005/015346 JP2005015346W WO2006022296A1 WO 2006022296 A1 WO2006022296 A1 WO 2006022296A1 JP 2005015346 W JP2005015346 W JP 2005015346W WO 2006022296 A1 WO2006022296 A1 WO 2006022296A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
crystal
hydrogen
region
silicon
grown
Prior art date
Application number
PCT/JP2005/015346
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Masataka Hourai
Wataru Sugimura
Toshiaki Ono
Original Assignee
Sumco Corporation
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Sumco Corporation filed Critical Sumco Corporation
Priority to US10/587,039 priority Critical patent/US7364618B2/en
Priority to CN2005800286563A priority patent/CN101006206B/zh
Priority to EP05780919.6A priority patent/EP1785511B1/en
Publication of WO2006022296A1 publication Critical patent/WO2006022296A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/02—Elements
    • C30B29/06—Silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B15/00—Single-crystal growth by pulling from a melt, e.g. Czochralski method
    • C30B15/02—Single-crystal growth by pulling from a melt, e.g. Czochralski method adding crystallising materials or reactants forming it in situ to the melt
    • C30B15/04—Single-crystal growth by pulling from a melt, e.g. Czochralski method adding crystallising materials or reactants forming it in situ to the melt adding doping materials, e.g. for n-p-junction
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B15/00—Single-crystal growth by pulling from a melt, e.g. Czochralski method
    • C30B15/20—Controlling or regulating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B15/00—Single-crystal growth by pulling from a melt, e.g. Czochralski method
    • C30B15/20—Controlling or regulating
    • C30B15/203—Controlling or regulating the relationship of pull rate (v) to axial thermal gradient (G)

Definitions

  • Silicon wafer method for manufacturing the same, and method for growing silicon single crystal
  • the present invention relates to a silicon wafer that is a material of a semiconductor device, a method for manufacturing the same, and a method for growing a silicon single crystal that is a material of a silicon wafer.
  • the present invention is used to manufacture a so-called Grown-in defect-free wafer without defects. It relates to a technique suitable for use.
  • This application is Japanese Patent Application No. 2004-246017 filed on August 25, 2004, Japanese Patent Application No. 2005-163152 filed on June 2, 2005, August 22, 2005 Priority is claimed for Japanese Patent Application No. 2005-239529 filed in Japan, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • a typical method for producing a silicon single crystal which is a material for silicon wafers, is a rotational pulling method called a CZ method.
  • a CZ method a rotational pulling method
  • a seed crystal is immersed in a silicon melt formed in a quartz crucible, and the seed crystal is pulled up while rotating the crucible and the seed crystal.
  • a silicon single crystal is grown below.
  • a ring (form) OSF generation region exists in the middle of the crystal diameter direction. Ring The inside of the OSF generation area is a COP or void generation area through a defect-free area. On the other hand, the outside of the ring OSF generation region becomes a dislocation cluster generation region via the oxygen precipitation promotion region and the oxygen precipitation suppression region (Pi region)!
  • the oxygen precipitation promoting region is a vacant Grown—in defect free region (PV region), and the oxygen precipitation suppression region is a lattice. It is an inter-silicon type Grown—in defect free region (PI region).
  • FIG. 2 shows a defect distribution in a longitudinal section of a single crystal grown while gradually decreasing the pulling rate.
  • the ring OSF generation region is located in the outer periphery of the crystal. Therefore, wafers collected from single crystals grown under high-speed pulling conditions generate COPs throughout the crystal diameter direction.
  • the ring OSF generation region gradually moves to the center of the crystal and eventually disappears at the center of the crystal. Therefore, woofers collected from single crystals grown under low-speed pulling conditions generate dislocation clusters throughout the crystal diameter direction.
  • the crystal cross section in Fig. 1 corresponds to the cross section at position A in Fig. 2! /.
  • the crystal immediately after solidification dissipates heat from the outer peripheral surface.
  • the temperature gradient in the axial direction in the crystal immediately after solidification shows a tendency that the temperature gradient Ge at the outer peripheral portion is larger than the temperature gradient Gc at the central portion.
  • the defect distribution in the longitudinal section of the single crystal grown while gradually reducing the pulling speed, especially the ring OSF generation region becomes a V-shape convex downward and pointed.
  • the ring OSF generation region is the crystal center. Even if the pulling conditions near the critical velocity disappearing in the part are adopted, the Grown-in defect-free region only occurs in the center of the crystal, and the entire region in the crystal diameter direction cannot be made defect-free.
  • dislocation clusters and COPs are not generated in the defect-free region inside the ring OSF generation region, but also the ring OSF generation region itself, as well as the oxygen precipitation promotion region and oxygen precipitation suppression outside the region. It does not occur in the area. That is, these four areas are Grown-in defect free areas.
  • the pulling speed range for making Grown-in defects free (margin: the range of B-C in Fig. 3) is narrow. It is difficult to stably grow Grown-in defect-free crystals. As a result, it is difficult to obtain a Grown-in defect-free crystal over the entire length of the crystal, and the production yield of the Grown-in defect-free crystal is lowered. To this end, Grown—in defect-free crystals There is a problem that it is difficult to reduce the manufacturing cost. In particular, as the crystal diameter increases to 200 mm and 300 mm, it becomes difficult to satisfy the relationship of Ge ⁇ Gc, and the pulling speed range B-C for defect-free tends to become even narrower. The technology to pass through was desired.
  • the speed range for producing conventional Grown—in defect-free crystals (margin: E—C range in FIG. 3)
  • the conventional Grown-in defect-free crystal that has been pulled up the vacancy-type Gr own-in defect-free region (PV region), the oxygen precipitation promotion region, and the interstitial silicon-type Grown—in defect-free region (PI region) oxygen precipitation suppression region (and the ring OSF region in the case of low oxygen crystals of 12 X 10 17 atoms / cm 3 or less) coexist, and oxygen precipitates in the wafer plane
  • the oxygen precipitation characteristics such as density and size of DZ, and DZ width might not be uniform.
  • the PV region and the PI region are mixed in the wafer, so that the distribution of oxygen precipitates in the device process becomes non-uniform, and there are a mixture of strong and weak gettering ability. It's a little bit.
  • the active region near the surface layer of the device must be free of oxygen precipitates and its secondary defects, such as OSF and punch-out dislocations, only by COP and dislocation clusters, but such defects do not exist.
  • the width of the region that is, the DZ width, is non-uniform in the woofer plane.
  • the allowable oxygen concentration range is limited to the low oxygen region (for example, [Oi] ⁇ 12 X 10 17 at O msZcm 3 ), and the high oxygen region cannot be used. It was.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 2001-220289
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 2002-187794
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 2000-281491
  • Patent Document 4 Japanese Patent Laid-Open No. 2001-335396
  • the pulling rate is gradually reduced.
  • the OSF generation region in the crystal longitudinal section when growing a single crystal is U-shaped, if a small amount of hydrogen gas is mixed in the inert gas introduced into the pulling furnace, defects in the crystal longitudinal section As shown in Fig. 4, the pulling speed range for defect-free -C force expands in the crystal axis direction compared to B-C in Fig. 3 when hydrogen is not included.
  • the expansion of the pulling speed range is realized by increasing the critical speed Vo at which the OSF ring generation region disappears in the center of the crystal and decreasing the critical speed Vd at which dislocation clusters are generated.
  • the pulling speed range -C for defect-free is higher than B-C in Fig. 3 when there is no hydrogen atmosphere, that is, above the upper side in Fig. 3. And it expands to the low speed side, that is, downward in FIG. This phenomenon can be explained with reference to Fig. 5.
  • FIG. 5 shows the degree of influence of defect distribution on the relationship between pulling speed and OSF ring diameter.
  • the broken line shows the OSF generation in the longitudinal section of a single crystal grown when the temperature gradient Gc at the center of the crystal is smaller than the temperature gradient Ge at the outer periphery of the crystal, that is, while gradually increasing the pulling rate. This is the case when the shape of the region is a downwardly convex V-shape. In this case, the OSF ring diameter gradually decreases as the pulling speed decreases and converges to 0 at the critical speed Vo.
  • the solid line is the case where the temperature gradient Gc at the center of the crystal is larger than the temperature gradient Ge at the outer periphery of the crystal, that is, when the growth rate is gradually decreased.
  • This is the case where the shape of the OSF generation region in the longitudinal section of the crystal is U-shaped and not in a hydrogen atmosphere.
  • the pulling speed at which the OSF ring diameter begins to shrink decreases, and the shrinking occurs more rapidly than the starting speed, and converges to 0 at almost the same critical speed Vo as in the broken line. That is, the decreasing gradient of the ring diameter becomes steep while the critical speed Vo remains constant. From this, the force to grow defect-free single crystals without dislocation clusters and COPs in the entire crystal diameter direction near the critical velocity Vo does not increase the critical velocity Vo, so it is forced to pull up slowly. .
  • the solid line (thick line) shows the case where the temperature gradient Gc at the center of the crystal is the same force as the temperature gradient Ge at the outer periphery of the crystal, that is, when the pulling speed is gradually decreased.
  • the shape of the OSF generation region in the longitudinal section of the grown single crystal is U-shaped and a hydrogen atmosphere.
  • the decreasing gradient of the ring diameter remains steep and increases from the critical velocity force Vo to Vc.
  • the solid line (thin line) is the solid line (thin line) translated to the high speed side.
  • the lowering speed Vd which is the lower limit of dislocation cluster raster, is lowered to VcT by pulling up in the hydrogen atmosphere, so that the pulling speed range for defect-free operation is B-C force B 'As a result of spreading to -C, defect-free crystals can be stably grown, and the manufacturing yield of Grown-in defect-free crystals is significantly improved.
  • FIG. 6 shows the concentration of vacancies and interstitial silicon Cv and Ci, the pulling speed V, and the crystal near the solid-liquid interface at a temperature of 1100 ° C or higher at the center of the crystal during CZ crystal growth.
  • Vo, Vc, and Vd are the critical velocities at which the ring OSF region, COP, and dislocation clusters start to form in the crystal center or part of the radial direction, respectively.
  • Cv—OSF, Cv—COP, and Ci— disl indicates the critical point defect concentration generated by the OSF ring region, COP, and dislocation cluster, respectively.
  • the concentration of vacancies and interstitial silicon is sufficiently low in the range of the critical speed Vo ⁇ or Vo ⁇ for OSF ring generation and the pulling speed range above the critical speed VcT or Vd ⁇ for dislocation cluster generation.
  • COPs and dislocation clusters do not occur, and there are no vacancy-type hydrogen defects that are large cavities, or interstitial silicon-type hydrogen defects that are dislocation pairs.
  • the range (margin) of the pull-in speed at which the growth is free of defects is significantly increased as compared with the case where the pull-up is not performed in a hydrogen atmosphere, defect-free crystals can be grown more stably and with a high yield.
  • the silicon wafer is a silicon single crystal wafer grown by the CZ method in an inert atmosphere containing hydrogen. This refers to a completely grown-in defect-free wafer that does not contain COP in the entire crystal thickness direction in the wafer thickness direction in the grown state, that is, without being subjected to the heat treatment as it is pulled.
  • the silicon wafer of the present invention is a silicon single crystal wafer grown by a CZ method in an inert atmosphere containing hydrogen,
  • CW and dislocation clusters are not included in the entire wafer thickness direction and in the entire crystal diameter direction.
  • ⁇ Completely Grown—in defect-free wafer, and the entire wafer is in the interstitial silicon dominant region (interstitial silicon type Grown—in The above-mentioned problems were solved by comprising defect-free areas.
  • the density and size of the oxygen precipitates in the in-plane direction of the wafer and the distribution of the DZ width are made uniform.
  • the silicon single crystal growth method of the present invention is a method of growing a Grown-in defect-free single crystal having interstitial silicon dominant region force by a CZ method, By pulling a silicon single crystal in an inert atmosphere containing hydrogen, the COP and dislocation clusters are not included in the entire crystal diameter direction, and the interstitial silicon dominant region (grown—in-defect free region of interstitial silicon type) Expand the range of the PI region pulling speed that can pull up single crystals of
  • the atmosphere for growing the silicon single crystal is a hydrogen-containing atmosphere in which a hydrogen-containing substance is contained in an inert gas, and the concentration of the hydrogen-containing substance in the hydrogen-containing atmosphere is a hydrogen gas equivalent concentration
  • the predetermined density range described later can be used.
  • the hydrogen-containing substance is hydrogen gas, and the hydrogen gas concentration in the hydrogen-containing atmosphere can be within a predetermined concentration range.
  • the hydrogen-containing substance is a substance that contains hydrogen atoms in its molecule, and is capable of supplying hydrogen atoms into the silicon melt by being thermally decomposed when dissolved in the silicon melt. It is money.
  • This hydrogen-containing substance includes hydrogen gas itself. By mixing this hydrogen-containing substance with an inert gas and introducing it into the atmosphere during the growth of the silicon single crystal, hydrogen atoms can be dissolved in the silicon melt.
  • Specific examples of the hydrogen-containing substance include hydrogen gas, inorganic compounds containing hydrogen atoms such as H 0 and HC1, silane gas, CH, C H and the like.
  • the concentration of the hydrogen-containing substance in the hydrogen-containing atmosphere is set to a predetermined concentration range in terms of the hydrogen gas converted concentration.
  • the hydrogen gas equivalent concentration depends on the amount of hydrogen atoms obtained by thermal decomposition of the hydrogen-containing substance in the silicon melt depending on the number of hydrogen atoms originally contained in the hydrogen-containing substance. Because. For example, H O
  • hydrogen gas is introduced into the inert gas at a predetermined concentration. It is desirable to determine the concentration of the hydrogen-containing substance so that an atmosphere equivalent to this reference atmosphere can be obtained. It is specified.
  • a hydrogen-containing substance is dissolved in a silicon melt and thermally decomposed into a high-temperature silicon melt to form hydrogen gas, and the converted hydrogen gas concentration in the atmosphere after conversion is predetermined.
  • the addition amount of the hydrogen-containing material may be adjusted so as to be in the concentration range.
  • a silicon single crystal is grown in a hydrogen-containing atmosphere in which a hydrogen-containing substance having a predetermined concentration in terms of hydrogen gas is contained in an inert gas.
  • a hydrogen-containing substance having a predetermined concentration in terms of hydrogen gas is contained in an inert gas.
  • the hydrogen concentration in the inert atmosphere may be set in the range of 3% to 20% with respect to the furnace pressure of 4.0 to 9.33 kPa (30 to 70 torr).
  • Point A (100, 0, 0), Point B (0, 100, 0), Point C (0, 0, 100), Point D (4, 0, 96), Point E (4, 84, 12), It can be set to a value within the range of non-combustion of hydrogen surrounded by point F (75, 0, 25).
  • the predetermined concentration range described above is a range in which the triangle ABC force in FIG. 12 is also excluded from the triangle DEF.
  • the range (margin) of pulling speed at which a crystal region can be obtained without a Grown-in defect increases as the hydrogen concentration increases.
  • the viewpoint of quality and productivity (yield) is not limited to the hydrogen concentration and can be 100%. Yes.
  • an upper limit occurs in the hydrogen concentration range as described below.
  • point J is the point where the straight line connecting point C (0, 0, 100) with 100% atmospheric air and point H (18, 50, 32) at the depletion limit of detonation intersects axis AB.
  • Point L is a point that intersects the boundary line EF of the upper limit of combustion that connects the point C (0, 0, 100) with 100% of the atmosphere and the point H (18, 50, 32) of the depletion limit of detonation. It is.
  • a CZ furnace with such a structure for safety measures can be operated safely even if the upper limit of the hydrogen concentration is set to the value indicated by point J in Fig. 12.
  • point K is the point where the straight line connecting point C (0, 0, 100) with 100% atmospheric air and point E (4, 84, 12) at the limit of combustion intersects with axis AB.
  • the pressure in the furnace is 10 torr or more, preferably 30 to 200 torr, more preferably 30 to 70 torr.
  • the upper limit of the furnace pressure is that if the pressure in the furnace increases, the gas flow rate on the melt of inert gas such as Ar decreases, so that the carbon heater and carbon member force degassed carbon and the melt Evaporation of reactant gas such as evaporated SiO becomes difficult to increase the concentration of carbon in the crystal, and SiO agglomerates around 1100 ° C above the melt in the furnace or at a lower temperature. As a result, dust is generated and dropped into the melt to cause dislocations in the crystal. In order to prevent these, the upper limit pressure is specified.
  • the silicon wafer manufacturing method of the present invention can slice a wafer from a single crystal grown by the above-described silicon single crystal growth method.
  • annealing may be performed.
  • the hydrogen concentration in the silicon single crystal during growth in an inert atmosphere containing hydrogen can be controlled by the hydrogen partial pressure in the atmosphere.
  • This hydrogen partial pressure can be controlled by the hydrogen concentration and furnace pressure.
  • hydrogen When hydrogen is introduced into the crystal, the hydrogen in the atmosphere dissolves in the silicon melt and becomes a steady (equilibrium) state. Furthermore, the concentration in the liquid phase and the solid phase is distributed to the crystal by concentration segregation during solidification. .
  • the hydrogen concentration in the melt is determined by Henry's law depending on the hydrogen partial pressure in the gas phase
  • P kC.
  • C The hydrogen concentration in the silicon melt
  • k the coefficient between them.
  • the concentration in the crystal is determined by the relationship between the concentration in the melt and the prayer
  • SH2 LH2 H2 SH2 hydrogen concentration is the segregation coefficient between silicon melt and crystal of hydrogen.
  • the hydrogen concentration in the crystal immediately after solidification can be controlled at a desired concentration constant in the axial direction of the crystal by controlling the hydrogen partial pressure in the atmosphere.
  • the silicon wafer of the present invention can be used for PW (Polished Wafer).
  • the silicon wafer according to the present invention is grown in an inert atmosphere containing hydrogen, and the entire area of the wafer is powered only by the interstitial silicon dominant region (PI region). Can be maintained.
  • PI region interstitial silicon dominant region
  • the uniformity of the woofer is determined by using oxygen concentration, temperature and time during heat treatment as parameters, and the oxygen concentration is 10 to 20 10 17 &1; 01115 / «11 3 (01 (1 ASTM F121— 19 79), more preferably 12 to 18 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 , heat treatment temperature: 450. C to 1400 C, more preferably 1100 ° C. to 1250 ° C., time: in the range of 0 second or more
  • the oxygen concentration [Oi] in the single crystal is set to a high range of 10 to 20 X 10 17 atoms / cm 3 and RTA treatment is performed, so that the oxygen concentration in the DZ layer formation can be reduced.
  • Oxygen precipitate density, size, and device active region can be completely defect-free to ensure sufficient gettering capability without prolonged heat treatment at high temperature for side diffusion It can be an excellent wafer that can be secured.
  • the oxygen concentration in the single crystal [Oi] of 10 X 10 17 atomsZcm 3 or lower V, by setting the range, the acid in the device active region by performing heat treatment in a device The generation of elementary precipitates can be suppressed and reduced or eliminated, and the device characteristics can be improved without deteriorating the device characteristics.
  • the silicon single crystal growth method of the present invention does not include COP and dislocation clusters in the entire crystal diameter direction by pulling up the silicon single crystal in an inert atmosphere containing hydrogen, and has an interstitial silicon predominance.
  • the PI region can be raised by pulling a single crystal in the region (PI region)
  • the hydrogen atmosphere is defined as the PI region pulling speed range in which the Gr own—in defect-free single crystal consisting of the interstitial silicon type Grown—in defect-free region (PI region) can be pulled.
  • the margin can be increased to more than twice as much as when there is no hydrogen, and further to 4.5 times as shown in Fig. 10.
  • the OSF ring generation region can be reduced. Note that the size of the PV region (vacancy-type Grown—in defect-free region) does not change when pulled up in a hydrogen atmosphere.
  • the hydrogen concentration in the inert atmosphere is set to a furnace pressure lOTor r or more, or 30 to 200 Torr, more preferably 3% or more and 10% or less with respect to 30 to 70 torr, or FIG.
  • Point A 100, 0, 0
  • point B (0, 100, 0)
  • point C (0, 0, 100)
  • point D (4, 0, 96)
  • point E (4, 84, 12)
  • the pulling speed can be expanded to the above range and the Grown-in defect-free silicon single crystal can be pulled up. It becomes possible.
  • the triangular yarn shown in Fig. 12 has a tendency to suppress the combustion zone and detonation zone in a pressure-reduced operating furnace at room temperature and atmospheric pressure. Even in consideration of the high temperature atmosphere in the furnace, it is possible to avoid entering the detonation zone and the combustion zone in the triangular diagram shown in the figure during actual operation. Therefore, it is possible to avoid detonation and combustion in actual operation by applying the range shown in the figure even if the operating conditions in the furnace are taken into consideration.
  • the present invention like the PI region pulling speed range in the above-described growth method, Grown—Increases the PI region required for pulling up in-defect-free silicon single crystals. Since the range can be increased, when pulling multiple single crystals, it can be pulled up as the same pulling condition, and the pulling rate can be set. This makes it easier to pull up Grown —in defect-free single crystals. In other words, when pulling up Grown-in defect-free single crystals multiple times with the same actual machine or simultaneously with multiple actual machines, Grown-in defect-free even if the pulling conditions are set more simply than before.
  • the single crystal can be pulled up within a pulling speed range, and a single crystal having a desired quality can be pulled up, improving work efficiency, and manufacturing from a silicon single crystal or this silicon single crystal. This makes it possible to greatly reduce the manufacturing cost of silicon wafers.
  • the lower limit is preferably 0.1% by volume or more, and more preferably 3% by volume or more. Below 0.1%, the effect of hydrogen is almost negligible, and less than 3%. Above 0.1%, the effect of hydrogen is somewhat, but not sufficient. With regard to the upper limit, safe operation is possible even with a hydrogen concentration of 100% by using a CZ furnace with safety measures such as a furnace structure that prevents air leakage and a hydrogen concentration control mechanism.
  • the silicon wafer manufacturing method of the present invention is a method of slicing and collecting a high quality and economical single crystal power silicon wafer manufactured by the silicon single crystal manufacturing method of the present invention, Silicon wafer quality and economy can be balanced at a high level
  • the temperature gradient Gc at the center of the crystal is smaller than the temperature gradient Ge at the outer periphery, and the ring OSF generation region in the longitudinal section of the single crystal grown while gradually decreasing the pulling rate
  • the present invention aims at It is difficult to get an effect.
  • annealing may be performed.
  • annealing may be, for example, RTA (Rapid Thermal Annealing). ° C for 0 second or longer, including Ar or He, or NH
  • the present invention by pulling up a silicon single crystal in an inert atmosphere containing hydrogen, the range of the interstitial silicon dominant region pulling speed not including a transition cluster is expanded, and the COP is extended over the entire crystal diameter direction.
  • the pulling speed had to be set to a very narrow range. Raised no longer than before It is possible to grow a Grown-in defect-free single crystal at a high speed.
  • FIG. 1 is a defect distribution diagram in the crystal diameter direction.
  • FIG.2 Defect distribution in the longitudinal section of a single crystal grown while gradually decreasing the pulling rate, showing the case where the temperature gradient Gc at the center of the crystal is smaller than the temperature gradient Ge at the crystal periphery. ing.
  • FIG. 3 Defect distribution in the longitudinal section of a single crystal grown while gradually decreasing the pulling rate, with the temperature gradient Gc at the center of the crystal being the same as the temperature gradient Ge at the crystal periphery. ! / Show the case! /
  • FIG. 4 Defect distribution in the longitudinal section of a single crystal grown while gradually reducing the pulling rate, with the temperature gradient Gc at the center of the crystal being the same force as the temperature gradient Ge at the crystal periphery In this case, the case of pulling up in a hydrogen atmosphere is shown.
  • FIG. 5 A chart showing the degree of influence of defect distribution on the relationship between pulling speed and OSF ring diameter.
  • FIG. 6 A table showing the effect of VZG on the point defect concentration and the conditions for the generation of various defect regions, showing the shift of critical VZG for defect generation by pulling in a hydrogen atmosphere.
  • FIG. 7 is a longitudinal sectional view of a CZ pulling furnace suitable for carrying out the silicon single crystal manufacturing method of the present invention.
  • FIG. 8 A chart showing the occurrence area of various defects by the relationship between VZG and hydrogen concentration, showing the enlargement of the VZG area for defect generation by pulling in a hydrogen atmosphere.
  • FIG. 9 is a chart showing the relationship between the crystal position and the pulling speed range (margin) at which the Grown-in defect free region is obtained.
  • FIG. 10 is a schematic diagram showing a change in the pulling speed region due to pulling in a hydrogen atmosphere.
  • FIG. 11 A cross-sectional photograph of a V-shaped pull-up evaluation to verify changes in each crystal region due to pulling in a hydrogen atmosphere.
  • FIG. 12 is a triangular composition diagram showing the concentration range of combustion and detonation in a ternary system of hydrogen concentration VH (volume%), air VAir (volume%), and argon VAr (volume%).
  • FIG. 7 is a longitudinal sectional view of a CZ furnace suitable for carrying out the silicon single crystal manufacturing method in the present embodiment.
  • the CZ furnace includes a crucible 1 disposed in the center of the chamber 1 and a heater 2 disposed outside the crucible 1.
  • the crucible 1 has a double structure in which a quartz crucible la containing a raw material melt 3 is held inside by a graphite crucible lb on the outside, and is rotated and moved up and down by a support shaft called a pedestal.
  • a cylindrical heat shield 7 is provided above the crucible 1.
  • the heat shield 7 has a structure in which an outer shell is made of graphite and the interior is filled with graphite felt.
  • the inner surface of the heat shield 7 is a tapered surface whose inner diameter gradually decreases from the upper end to the lower end.
  • the upper outer surface of the heat shield 7 is a tapered surface corresponding to the inner surface, and the lower outer surface is formed in a substantially straight surface so as to gradually increase the thickness of the heat shield 7 downward.
  • a single crystal of 200 mm with a target diameter of 210 mm and a body length of 1200 mm can be grown.
  • the heat shield 7 forms a hot zone structure in which the temperature gradient Gc at the center of the crystal has the same force as the temperature gradient Ge at the outer periphery of the crystal.
  • the outer diameter of the part entering the crucible is, for example, 470 mm
  • the minimum inner diameter S at the lowermost end is, for example, 270 mm
  • the radial width W is, for example, 100 mm
  • the inclination of the inner surface, which is an inverted frustoconical surface, with respect to the vertical direction is, for example, 21 °.
  • the inner diameter of the crucible 1 is 550 mm, for example, and the height H from the melt surface at the lower end of the heat shield 7 is 60 mm, for example.
  • the axial temperature gradient up to 1370 ° C for the melting point force is 3.0 to 3.2 ° CZmm at the center of the single crystal (Gc).
  • Gc single crystal
  • Ge peripheral part
  • GcZGe is about 1.3. This state is almost the same even if the pulling speed is changed.
  • the hydrogen concentration is set to a mixing ratio of, for example, 0, 0.1, 3, 5, 8, 10% by volume.
  • a single crystal with a target diameter of 210 mm, for example, is grown under certain conditions.
  • the silicon is melted by heating with the heater 2 to obtain a melt 3.
  • the seed crystal attached to the seed chuck 5 is immersed in the melt 3 and the crucible 1 and the lifting shaft 4 are rotated to raise the crystal.
  • the crystal orientation is either ⁇ 100 ⁇ , ⁇ 111 ⁇ , or ⁇ 110 ⁇ , and after carrying out the seed drawing for crystal dislocation, the shoulder is formed and the shoulder is changed to the target body diameter. .
  • the pulling speed is adjusted to be sufficiently larger than the critical speed, for example, 1. OmmZmin. After that, the pulling speed is reduced almost linearly according to the pulling length so that when the body length reaches 600 mm, for example, it becomes 0.3 mmZmin, which is smaller than the critical speed. After that, the body part is grown up to 1200 mm at this pulling speed, and after tilting under normal conditions, the crystal growth is completed.
  • the critical speed for example, 1. OmmZmin.
  • the defect distribution of a crystal grown using a single crystal pulling apparatus satisfying this GeZGc ⁇ 1 occurs when the ring-like OSF is U-shaped as shown in Fig. 3 and the hydrogen concentration increases.
  • the part that becomes defect-free expands as shown by -C in Fig. 4, and the range of pulling speed (margin) that becomes defect-free crystal increases.
  • the oxygen precipitation promotion region which is a vacant Grown—in defect free region (PV region), and the interstitial silicon type Grown—in defect free region (PI
  • the PI area margin is expanded 4.5 times or more compared to the case without hydrogen.
  • each defect region such as COP region, OSF ring region, V-type Grown—in defect-free region (PV region), I-type Grown—in defect-free region (PI region), dislocation cluster region, etc.
  • VZG V-type Grown—in defect-free region
  • PI region I-type Grown—in defect-free region
  • dislocation cluster region etc.
  • the pulling speed is set to a speed that is greater than or equal to the upper limit indicated by the solid line in Fig. 9 and within about 1.7 times the upper limit, the Grown-in defect will not be completely free, Crystals containing COP with a size of 0.1 m or less can be grown.
  • annealing in an atmosphere such as hydrogen or argon makes it possible to make the region near the surface layer at least 1 ⁇ m deep Grown-in defect free.
  • the defect size is less than 0 .: L m
  • the COP can be completely extinguished in the region where the surface force is about 1 ⁇ m with an annealing of about 1110 ° CZ2hr.
  • Such wafers can be used for device fabrication as normal PWs (polished wafers, mirror wafers), and are also useful as substrates for SOI.
  • a silicon single crystal rod containing a desired concentration of hydrogen and oxygen is obtained by the CZ method, it is sliced with a cutting device such as an ID saw or a wire saw, which is a normal processing method. After that, it is processed into a silicon single crystal wafer through processes such as chamfering, lapping, etching, and polishing. In addition to these processes, there are various processes such as washing, and the processes are changed and used appropriately according to the purpose, such as changing the order of processes or omitting them.
  • the pulling speed was changed so that the ratio of the maximum pulling speed was 0.7 ⁇ 0.35 ⁇ 0.7.
  • the hydrogen concentration during the pulling and the furnace pressure were 0%, 4. OkPa (3 Otorr), (b) 6%, 4. OkPa (30 torr) (c) 6% 9.3 kPa (70 torr)
  • the defect distribution was observed in the cross section.
  • Fig. 11 the cut surface is subjected to the following treatment. In this way, single crystals grown at different hydrogen concentrations were vertically divided along the pulling axis to produce a plate-shaped specimen including the vicinity of the pulling axis.
  • Cu decoration was applied. First, each specimen is immersed in an aqueous copper sulfate solution and then air-dried, followed by heat treatment at 900 ° C for about 20 minutes in a nitrogen atmosphere. After that, in order to remove the Cu silicide layer on the specimen surface layer, in the HF / HNO mixed solution
  • FIG. 10 and Table 1 show the results of how much each region corresponding to FIG. 8 and the pulling rate changed by pulling up in the hydrogen atmosphere at this time.
  • the pulling rate margin in each defect region in Table 1 was calculated by measuring the width of each defect region as viewed in the crystal axis direction at the center of the crystal.
  • the present invention it is possible to increase the pulling speed for pulling up the Grown-in defect-free single crystal, and as a result, it is possible to grow the Grown-in defect-free single crystal extremely easily and at a higher pulling speed than before. . For this reason, it can be suitably applied especially to the manufacturing process of Grown-in defect free wafers.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)

Abstract

　このシリコンウェーハは、水素を含む不活性雰囲気中でＣＺ法により育成され、ウェーハ厚さ方向全域で結晶径方向の全域にＣＯＰおよび転位クラスタを含まない完全Ｇｒｏｗｎ－ｉｎ欠陥フリーウェーハとされ、かつ、ウェーハ全域が格子間シリコン優勢領域からなる。このシリコン単結晶育成方法は、水素を含む不活性雰囲気中でシリコン単結晶を引き上げることにより、ＰＩ領域引き上げ速度の範囲を拡大し、このＰＩ領域引き上げ速度範囲で引き上げることにより、単結晶直胴部を格子間シリコン優勢領域とする。

Description

明 細 書
シリコンゥヱーハ及びその製造方法、並びにシリコン単結晶育成方法 技術分野
[0001] 本発明は、半導体デバイスの素材であるシリコンゥヱーハ及びその製造方法、並び にシリコンゥエーハの素材であるシリコン単結晶の育成方法に関し、特に欠陥のない いわゆる Grown— in欠陥フリーウェーハの製造に用いて好適な技術に関する。 本願は、 2004年 8月 25日に出願された日本国特許出願第 2004— 246017号、 2 005年 6月 2曰に出願された曰本国特許出願第 2005— 163152号、 2005年 8月 22 日に出願された日本国特許出願第 2005— 239529号に対し優先権を主張し、その 内容をここに援用する。
背景技術
[0002] シリコンゥヱーハの素材であるシリコン単結晶の製造方法として代表的なものは、 C Z法と呼ばれる回転引上げ法である。 CZ法によるシリコン単結晶の製造では、周知 のとおり、石英ルツボ内に形成したシリコン融液に種結晶を浸漬し、ルツボ及び種結 晶を回転させながら種結晶を引上げることにより、種結晶の下方にシリコン単結晶を 育成する。
[0003] こうして製造されるシリコン単結晶には、デバイス形成工程で問題となる様々の種類 の Grown— in欠陥が生じることが知られている。代表的な Grown— in欠陥は、格子 間シリコン優勢領域に発生する転位クラスタ及び空孔優勢領域に発生する COPまた はボイドの二つであり、両領域の間はリング OSF発生領域となる。さらに空孔型及び 格子間シリコン型の Grown— in欠陥フリー領域がある。結晶径方向における典型的 な欠陥分布を図 1により説明すると、以下の如くである。
[0004] 結晶径方向の中間位置にリング (状) OSF発生領域カ^ング状に存在している。リン グ OSF発生領域の内側は無欠陥領域を介して COPまたはボイド発生領域になって いる。一方、リング OSF発生領域の外側は酸素析出促進領域、および酸素析出抑 制領域 (Pi領域)を介して転位クラスタ発生領域になって!/ヽる。酸素析出促進領域は 、空孔型の Grown— in欠陥フリー領域 (PV領域)であり、酸素析出抑制領域は格子 間シリコン型の Grown— in欠陥フリー領域（PI領域）である。
[0005] このような欠陥分布は、次の二つの因子によって制御されることが知られている。一 つは結晶引上げ速度であり、今一つは凝固直後の結晶内温度分布である。結晶引 上げ速度の影響を図 2により説明すると、以下の如くである。
[0006] 図 2は、引上げ速度を徐々に低下させながら成長させた単結晶の縦断面における 欠陥分布を示している。引上げ速度が速い段階では、リング OSF発生領域は結晶外 周部に位置する。したがって、高速引上げ条件で育成した単結晶から採取されたゥ エーハは、結晶径方向のぼぼ全域に COPを発生する。引上げ速度の低下に伴って リング OSF発生領域は結晶中心部へ徐々に移動し、最終的には結晶中心部で消滅 する。したがって、低速引上げ条件で育成した単結晶から採取されたゥ ーハは、結 晶径方向のぼぼ全域に転位クラスタを発生する。ちなみに、図 1の結晶横断面は、図 2中の A位置での断面図に相当して!/、る。
[0007] 転位クラスタも COPも共にデバイス特性を悪ィ匕させる有害な Grown— in欠陥であ る力 有害度は COPの方が小さぐ生産性に対する要求もあって、従来はもっぱら図 2中に D位置以上で示されるような OSF発生領域を結晶外周部に位置させるか結晶 外へ排除する高速引上げ条件での育成が行われていた。
[0008] し力しながら、近年における集積回路の著 、微細化に伴 、、 COPの有害性さえ もが指摘され始め、転位クラスタと共に COPの発生を防止する必要性が生じてきた。 この要求に応える技術の一つ力 特許文献 1及び特許文献 2に記載されているような 点欠陥分布制御による欠陥フリー結晶の育成である。
[0009] 特許文献 1及び特許文献 2に記載されている育成結晶における Grown— in欠陥フ リー化は、前述した凝固直後の結晶内温度分布によって欠陥分布が制御される現象 を利用したものである。
[0010] 即ち、通常の CZ引上げでは、凝固直後の結晶は外周面力 放熱される。このため 、凝固直後の結晶内の軸方向温度勾配は、中心部での温度勾配 Gcより外周部での 温度勾配 Geが大となる傾向を示す。その結果、引上げ速度を徐々に低下させながら 成長させた単結晶の縦断面における欠陥分布、特にリング OSF発生領域は、下方 に凸で且つ先が尖った V字形状になる。その結果、リング OSF発生領域が結晶中心 部に消滅する臨界速度近傍の引上げ条件を採用しても、 Grown— in欠陥フリーの 領域は結晶中心部に限定的に生じるだけであり、結晶径方向の全域を欠陥フリー化 することはできない。
[0011] ちなみに、転位クラスタ及び COPは、リング OSF発生領域内側の無欠陥領域に発 生しないのは勿論のこと、リング OSF発生領域自体、更にはその外側の酸素析出促 進領域及び酸素析出抑制領域にも生じない。即ち、これら 4つの領域が Grown— in 欠陥フリー領域である。
[0012] これに対し、結晶引上げ炉におけるホットゾーン構造の工夫により、凝固直後の結 晶を外面側から積極的に保温するようにすると、中心部での温度勾配 Gcを外周部で の温度勾配 Geと同一力これより大きくすることが可能となる。そうすると、引上げ速度 を徐々に低下させながら成長させた単結晶の縦断面におけるリング (状) OSF発生 領域の形状は、図 3に示すように、下方に凸の傾向のままで先がフラットィ匕して U字 形状になる。そしてこの状態で、リング OSF発生領域が結晶中心部に消滅する臨界 速度近傍の引上げ条件を採用することにより、結晶径方向の全域を欠陥フリー化す ることが可能になる。ちなみに図 3では、この引上げ速度条件は B— Cの範囲内となる
[0013] なお、育成結晶における欠陥フリー化の他の技術としては、例えば特許文献 3及び 特許文献 4に示されるような結晶引き上げ時の水素雰囲気での引き上げがある。これ は引上げ炉内に導入する不活性ガス中に微量の水素ガスを混入するものであり、シ リコン融液への窒素ドープと同様に空孔欠陥の形成を抑制できる。
[0014] 特許文献 1及び特許文献 2に記載されているような欠陥分布制御による Grown— i n欠陥フリー結晶の育成技術では、引上げ条件として OSF発生領域が結晶中心部 に消滅する臨界速度近傍の低速引上げ条件を選択する必要がある。このため、生産 '性の低下が避けられない。
[0015] 加えて、 Grown— in欠陥フリー化のための引上げ速度範囲（マージン：図 3中の B —Cの範囲）が狭ぐ Grown— in欠陥フリー結晶の安定な育成が難しい。その結果、 Grown— in欠陥フリー結晶を結晶全長に渡って得ることが困難であり、 Grown— in 欠陥フリー結晶の製造歩留まりが低くなる。このために、 Grown— in欠陥フリー結晶 の製造コストの削減が困難となる問題があった。特に、結晶直径が 200mm、 300m mと大きくなるに従って、 Ge≤Gcの関係を満足することが困難となり、欠陥フリー化 のための引き上げ速度範囲 B— Cはさらに狭くなる傾向があり、これをブレークスルー する技術が望まれていた。
[0016] さらに、 Grown— in欠陥フリー単結晶のための引上げ速度範囲のうち、従来の Gro wn— in欠陥フリー結晶を製造するための速度範囲（マージン：図 3中の E— Cの範囲 )が狭いため、引き上げた従来の Grown— in欠陥フリー結晶において、空孔型の Gr own— in欠陥フリー領域 (PV領域)である酸素析出促進領域と、格子間シリコン型の Grown— in欠陥フリー領域 (PI領域)である酸素析出抑制領域 (および、 12 X 1017a toms/cm3以下の低酸素結晶の場合にはリング OSF領域）とが混在してしまい、ゥエー ハ面内における酸素析出物の密度およびサイズ、および DZ幅等の酸素析出特性が 均一でなくなる可能性があるという問題があった。
[0017] つまり、 PV領域と PI領域とが、ゥエーハ内に混在することで、デバイスプロセスでの 酸素析出物の分布が不均一になり、ゲッタリング能が強い部分と弱い部分が混在す ること〖こなる。また、デバイスの表層近傍の活性領域は、 COPや転位クラスタだけで なぐ酸素析出物やその 2次欠陥である OSFやパンチアウト転位などがフリーである 必要があるが、このような欠陥が存在しない領域の幅、すなわち DZ幅がゥ ーハ面 内で不均一となる。これらの IG能と DZ幅の不均一分布によって、デバイス特性がば らつき、歩留まりの低下を招く。このような不均一性を回避するためには、 PV領域、ま たは、 PI領域のみ力 なる Grown— in欠陥フリー結晶が製造できれば良い。しかし、 仮に、 PV領域のみ力もなる Grown— in欠陥フリー結晶が製造できたとしても、非常 に酸素析出しやすいために、デバイス活性領域で、酸素析出物およびその 2次欠陥 を発生させないようにする必要があり、このために、許容される酸素濃度の範囲が低 酸素領域 (例えば、 [Oi]≤12 X 1017atOmsZcm3)に制限され、高酸素領域が使え ないという問題が生じていた。
このため、高酸素領域であってもデバイス活性領域で酸素析出物およびその 2次 欠陥を発生させない PI領域のみ力 なる Grown— in欠陥フリー結晶が生産性よく安 定に育成できることが望まれていた力 従来、 PI領域のみ力もなる Grown— in欠陥 フリー結晶を得るための引き上げ速度マージン幅は非常に狭ぐ PI領域のみ力 な るゥエーハは製造できなかった。
特許文献 1：特開 2001— 220289号公報
特許文献 2 :特開 2002— 187794号公報
特許文献 3：特開 2000 - 281491号公報
特許文献 4:特開 2001— 335396号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0018] 本発明の目的は、 Grown— in欠陥フリー結晶のうち、 PI領域からなる Grown— in 欠陥フリー結晶を生産性よく安定に育成できるシリコン単結晶の育成方法を提供す ることにある。本発明の別の目的は、そのようなシリコン単結晶育成方法により製造さ れた高品質で低コストな鏡面研磨シリコンゥエーハ及びその製造方法を提供すること にある。
課題を解決するための手段
[0019] 欠陥分布制御による Grown— in欠陥フリー結晶の育成技術で問題となる生産性- 歩留まりの低さを改善することを目的として、本発明者らは水素含有雰囲気での引き 上げ技術に着目し、検討を行った結果、以下の二つの結論に到達した。
[0020] 第 1に、結晶中心部での温度勾配 Gcを結晶外周部での温度勾配 Geと同一力これ より大きくするように工夫されたホットゾーン構造を用いて、引上げ速度を徐々に低下 させながら単結晶を成長させたときの結晶縦断面における OSF発生領域を U字形ィ匕 する場合に、引上げ炉内に導入する不活性ガス中に微量の水素ガスを混入すると、 その結晶縦断面における欠陥分布は、図 4に示すように、欠陥フリー化のための引上 げ速度範囲 -C 力 水素を含まない状態のときの図 3中の B— Cに比べて結晶 軸方向に拡大する。
[0021] 第 2に、この引上げ速度範囲の拡大は、 OSFリング発生領域が結晶中心部に消滅 する臨界速度 Voが上がることと、転位クラスタが発生する臨界速度 Vdが低下するこ とにより実現される。つまり、欠陥フリー化のための引上げ速度範囲 -C は、水 素雰囲気でない場合のときの図 3中の B— Cに比べて高速側、即ち図 3中の上方、お よび低速側、即ち図 3中の下方へ拡大する。この現象を図 5により説明すると、以下 の如くである。
[0022] 図 5は引上げ速度と OSFリング径の関係に及ぼす欠陥分布の影響度を示している 。図中、破線は結晶中心部での温度勾配 Gcが結晶外周部での温度勾配 Geより小さ い場合、即ち、引上げ速度を徐々に低下させながら成長させた単結晶の縦断面にお ける OSF発生領域の形状が下に凸の V字形の場合である。この場合は、引上げ速 度が低下するにつれて OSFリング径が徐々に縮小し、臨界速度 Voで 0に収束する。
[0023] 実線 (細線）は、結晶中心部での温度勾配 Gcを結晶外周部での温度勾配 Geと同 一力これより大きくした場合、即ち、引上げ速度を徐々に低下させながら成長させた 単結晶の縦断面における OSF発生領域の形状を U字形状ィ匕した場合で、且つ水素 雰囲気でない場合である。この場合は、 OSFリング径が縮小を開始する引上げ速度 が低下し、その開始速度より急激に縮小が起こり、破線の場合とほぼ同じ臨界速度 V oで 0に収束する。即ち、臨界速度 Voが一定のままでリング径の減少勾配が急になる 。これ〖こより、臨界速度 Voの近傍で、結晶径方向全域で転位クラスタ及び COPが存 在しない欠陥フリーの単結晶が育成される力 臨界速度 Voが上がるわけではないの で、低速引上げを強いられる。
[0024] これに対し、実線 (太線）は、結晶中心部での温度勾配 Gcを結晶外周部での温度 勾配 Geと同一力、これより大きくした場合、即ち、引上げ速度を徐々に低下させながら 成長させた単結晶の縦断面における OSF発生領域の形状を U字形状にした場合で 、且つ水素雰囲気である場合である。この場合は、実線 (細線）と比べて、リング径の 減少勾配が急勾配のままで臨界速度力Voから Vc へ上がる。実線 (細線）が高速 側へ平行移動したのが実線 (太線)である。
[0025] このように、 Grown— inフリー欠陥結晶の育成に水素雰囲気での引き上げを組み 合わせることにより、リング OSF領域が結晶中心部で消滅する臨界速度が上がり、こ れにより、 as grownで結晶径方向全域に転位クラスタ及び COPが存在しない Grow n— in欠陥フリーの単結晶が、従来より高速の引上げにより育成可能となる。さらに、 水素雰囲気での引き上げにより、転位クタラスタの発生する下限の引き上げ速度 Vd が VcT に低下することにより、欠陥フリー化のための引上げ速度範囲が B— C力も B ' -C に広がる結果、無欠陥結晶が安定して育成可能となり、 Grown— in欠陥フ リー結晶の製造歩留まりが著しく向上する。
[0026] 水素雰囲気での引き上げを組み合わせることにより Grown— in欠陥フリー化のた めの引上げ速度範囲が拡大する理由、すなわちリング OSFの臨界速度 Voが増大し 、転位クラスタが発生する臨界速度 Vdが低下する理由は以下のように考えられる。
[0027] 1300〜1390°Cの高温水素中でシリコンゥエーハを熱処理し急冷した場合、空孔 または格子間シリコンと水素が反応して空孔一水素または格子間シリコン一水素複 合体が形成される（文献 1 :末澤正志 1999年 6月 3日 応用物理学会結晶工学分 科会第 1100回研究会テキスト Pl l)。従って、水素を含む不活性雰囲気中で CZ結 晶を育成した場合、結晶冷却過程の COP (約 1100°C)または転位クラスタ (約 1000 °C)等の Grown— in欠陥が形成される温度よりも高温部において、シリコン結晶中で 過剰に存在する空孔または格子間シリコンと水素が反応し、空孔一水素または格子 間シリコン一水素などの複合体が形成されるために、空孔および格子間シリコンの濃 度が低下することになる。このために、空孔ゃ格子間シリコンの凝集は抑制され、 CO Pおよび転位クラスタのな 、、またはサイズが小さ!/、CZ結晶が育成できることになる。
[0028] しかし、水素を含む不活性雰囲気中で VZGが充分大きい空孔優勢条件下で CZ 結晶を育成するとき、水素濃度が高くなると水素欠陥と呼ばれる大きさ数 m〜数 10 μ mの巨大空洞（空孔の凝集体と考えられる）ができ（文献 2 : E.Iino、 K.Takano, M.K imura、 H.Yamagisni： Material science and Engineering B36 (1996) 146— 149及 び文献 3 : T.H.Wangゝ T.F.Ciszk 、 and T.Schuyler： J. Cryst. Growth 109 (1991) 1 55— 161)、また VZGが充分小さい格子間シリコン優勢条件下では、格子間シリコ ン型の水素欠陥 (格子間シリコンの凝集体と考えられる転位対)ができることが知られ ている（文献 4 :Y.Sugit： Jpn. J. Appl. Phys 4 (1965) p962)。
[0029] このため、引き上げ速度をリング OSF領域の発生する臨界速度以下に低下させな くても、水素を十分含む雰囲気中で CZ法で引き上げた場合、 COPの生成を抑制で きるが、巨大空洞が発生するために半導体用のゥエーハとして使えないことになる。 また、低速引き上げの場合にも、転位クラスタの生成は抑制される力 転位対の発生 によって半導体用のゥヱーハとして使えないことになる。 [0030] 図 6は、 CZ結晶育成時の結晶中心部における 1100°C以上の温度での、空孔およ び格子間シリコンの濃度 Cvおよび Ciと引き上げ速度 Vと固液界面近傍での結晶側 の温度勾配 Gとの比 VZGとの関係であり、水素が結晶中に存在する場合の COPお よび転位クラスタの生成抑制効果を示している。この図を用いて、 COPおよび転位ク ラスタの生成が抑制される理由を説明する。ここで、 Vo、 Vc及び Vdはそれぞれリン グ OSF領域、 COP及び転位クラスタが結晶中心部または径方向の一部に生成し始 める臨界速度であり、 Cv— OSF、 Cv— COP及び Ci— dislは、それぞれ OSFリング 領域、 COP及び転位クラスタが生成する臨界点欠陥濃度を示す。
[0031] Grown— in欠陥フリー結晶が育成できるように結晶径方向に VZG力 Gc≥Geの 関係を満たすように設計されたホットゾーン力もなる CZ炉を用いて、結晶を育成する 場合、引き上げ速度を Voより大きくした場合 (図 6の〔H2〕 =0の場合)、空孔が優勢 な点欠陥種である COPが通常発生する。しかしながら、水素を含む雰囲気中で CZ 結晶を育成する場合（図 6の Hl、 H2の場合）には、空孔と水素が複合体を形成する ため、自由な空孔の濃度は低下する。この自由空孔の濃度の低下は結晶中の水素 濃度に依存し、水素濃度が増大するほど空孔濃度の低下は大きくなる。このため、水 素が存在する場合、 OSFリングが生成するための引き上げ速度 Voは Vo' Vo" の ように高速側にシフトし、 COPが生成するための引き上げ速度 Vcも Vc 、Vc のよ うに高速側にシフトすることになる。
[0032] 一方、引き上げ速度を Vdよりも小さくした場合（図 6の〔H2〕 =0の場合）には、格子 間シリコンが優勢な点欠陥種となり、格子間シリコンの濃度は Ci>Ci dislとなり、格 子間シリコンの 2次欠陥として転位クラスタが通常発生する。しかし、水素を含む雰囲 気中で育成する場合（図 6の〔H2〕 =H1または H2場合）には、格子間シリコンと水素 が複合体を形成するために、自由な格子間シリコンの濃度が低下する。従って、転位 クラスタを生成するための弓 Iき上げ速度 Vdは、臨界濃度 Ci— dislと一致するように、 より低速側の VcT 又は Vdグ にシフトすることになる。
[0033] 図 6の〔H2〕 =H1、 H2のように水素濃度が相対的に低い場合、 VZGが充分大き くなると、空孔濃度が COPを生成するための臨界濃度 Cv- COPよりも高くなるため に、 COPの生成は完全には抑制されないが、水素が存在しない場合よりも空孔濃度 が低下するために、 COPのサイズは小さくなる。
[0034] OSFリング発生の臨界速度 Vo^ または Vo〃以下、および転位クラスタ発生の臨 界速度 VcT または Vd〃以上の引き上げ速度の範囲では、空孔および格子間シリコ ンの濃度は十分低いので、 COPおよび転位クラスタは発生せず、さらに巨大空洞で ある空孔型の水素欠陥、または転位対である格子間シリコン型の水素欠陥も発生す ることはない。また、水素雰囲気での引き上げをしない場合よりも、 Grown— in欠陥 フリーとなる引き上げ速度の範囲 (マージン)が顕著に拡大するので、無欠陥結晶を より安定に高歩留まりで育成することができる。
[0035] また OSFリングが閉じる臨界 VZG条件よりも VZGが大きいが比較的近い場合に は、リング OSFは結晶中心部で閉じず COPがその内側領域に発生する力 そのサイ ズは水素雰囲気での引き上げによって空孔濃度が低下するために小さくなる。また、 この場合にも、空孔濃度が充分に低いために巨大空洞を発生することはない。
[0036] 本発明は力かる知見を基礎にして完成されたものであり、そのシリコンゥエーハは、 水素を含む不活性雰囲気中で CZ法により育成されたシリコン単結晶のゥヱーハであ り、 as grown状態、即ち引き上げたままの熱処理を受けない状態で、ゥエーハ厚さ方 向全域で結晶径方向の全域に COPを含まない完全 Grown— in欠陥フリーウェーハ に関するものである。
[0037] 本発明のシリコンゥエーハは、水素を含む不活性雰囲気中で CZ法により育成され たシリコン単結晶のゥエーハであって、
ゥエーハ厚さ方向全域で結晶径方向の全域に COPおよび転位クラスタを含まな ヽ 完全 Grown— in欠陥フリーウェーハとされ、かつ、ゥエーハ全域が格子間シリコン優 勢領域 (格子間シリコン型の Grown— in欠陥フリー領域)からなることにより上記課題 を解決した。
本発明において、前記ゥエーハが熱処理された場合に、前記ゥエーハの面内方向 における酸素析出物の密度とサイズおよび DZ幅の分布が均一とされてなることがより 好ましい。
[0038] 本発明のシリコン単結晶育成方法は、 CZ法により格子間シリコン優勢領域力 なる Grown— in欠陥フリー単結晶を育成する方法であって、 水素を含む不活性雰囲気中でシリコン単結晶を引き上げることにより、 結晶径方向全域に COPおよび転位クラスタを含まず、かつ、格子間シリコン優勢領 域 (格子間シリコン型の Grown— in欠陥フリー領域)の単結晶を引き上げ可能な PI 領域引き上げ速度の範囲を拡大して、
この拡大された PI領域引き上げ速度範囲の引き上げ速度で引き上げることにより、 単結晶直胴部を格子間シリコン優勢領域 (PI領域)とすることにより上記課題を解決 した。
[0039] 前記シリコン単結晶を育成する際の雰囲気を、不活性ガス中に水素含有物質が含 まれてなる水素含有雰囲気とし、前記水素含有雰囲気中の水素含有物質の濃度を 、水素ガス換算濃度で後述する所定の濃度の範囲とすることができる。
前記水素含有物質が水素ガスであり、前記水素含有雰囲気中における水素ガス濃 度が所定の濃度範囲とすることができる。
[0040] ここで、水素含有物質とは、水素原子をその分子中に含む物質であって、シリコン 融液中に溶け込んだ際に熱分解されて、シリコン融液中に水素原子を供給できる物 資である。この水素含有物質には水素ガス自体も含まれる。この水素含有物質を不 活性ガスに混合してシリコン単結晶育成時の雰囲気中に導入することにより、シリコン 融液中に水素原子を溶解させることができる。水素含有物質の具体例としては、水素 ガス、 H 0、 HC1等の水素原子を含む無機化合物や、シランガス、 CH、 C Hなど
2 4 2 2 の炭化水素、アルコール、カルボン酸等の水素原子を含む有機化合物を例示できる 力 特に水素ガスを用いることが望ましい。また、不活性ガスとしては、安価な Arガス が好ましぐこれ以外にも He、 Ne、 Kr、 Xeなどの各種希ガス単体、またはこれらの混 合ガスを用いることができる。
[0041] また本発明では、水素含有雰囲気中における水素含有物質の濃度を、水素ガス換 算濃度で所定の濃度の範囲としている。ここで、水素ガス換算濃度としたのは、水素 含有物質がシリコン融液中で熱分解して得られる水素原子の量が、水素含有物質に 元来含まれる水素原子の数量等によって左右されるためである。例えば、 H O
2 の 1モ ルには 1モル分の Hが含まれる力 HC1の 1モルには 0· 5モル分の Hしか含まれな
2 2
い。従って本発明においては、水素ガスが所定の濃度で不活性ガス中に導入されて なる水素含有雰囲気を基準とし、この基準となる雰囲気と同等の雰囲気が得られるよ うに、水素含有物質の濃度を決めることが望ましぐこのときの好ましい水素含有物質 の濃度を水素ガス換算濃度として規定したものである。
即ち、本発明においては、水素含有物質がシリコン融液に溶解し高温のシリコン融 液中で熱分解して水素ガスとなると仮定した上で、変換後の雰囲気中の水素ガス換 算濃度が所定の濃度範囲になるように水素含有物質の添加量を調整すればよい。
[0042] 本発明の単結晶の製造方法によれば、水素ガス換算濃度で所定の濃度の水素含 有物質が不活性ガス中に含まれてなる水素含有雰囲気においてシリコン単結晶を育 成することにより、水素含有物質に由来する水素原子がシリコン融液に溶け込まれ、 更にこの水素原子力、シリコンが凝固する際にシリコンの格子間に取り込まれる。
[0043] また、本発明において、前記 PI領域引き上げ速度の範囲を、水素を含まない不活 性雰囲気中に比べて、水素を含む不活性雰囲気中で 2倍以上に拡げる手段を採用 することちでさる。
また、前記不活性雰囲気中における水素濃度が炉内圧力 4. 0〜9. 33kPa (30〜 70torr)に対して 3%以上 20%以下の範囲に設定されてなることができる。
[0044] また、本発明における上記の育成方法にお！ヽて、
前記水素濃度 VH (体積0 /0)と、大気 VAir (体積0 /0)と、アルゴン VAr (体積0 /0)と、 1S 添付図面図 12に各点 (VH, VAr, VAir)で示すように、
点 A (100、 0、 0)、点 B (0、 100、 0)、点 C (0、 0、 100)、点 D (4、 0、 96)、点 E (4、 84、 12)、点 F (75、 0、 25)で囲まれる水素の不燃焼の範囲内の値に設定されること ができる。
ここで、上記の所定の濃度範囲は、図 12における三角形 ABC力も三角形 DEFを 除いた範囲となっている。
[0045] ここで、上記の範囲にしたのは、燃焼範囲の希釈限界点が点 E (4, 84、 12)となつ ているからである。
水素雰囲気で育成した CZ単結晶にお 、て、 Grown-in欠陥のな 、結晶領域が得ら れる引き上げ速度の範囲（マージン）は、水素濃度が高いほど大きくなる。このために 、品質および生産性 (歩留まり）の観点力もは、水素濃度に上限はなく 100%でもよ い。一方、安全性の観点からは、下記のように水素濃度の範囲に上限が生じる。
[0046] ( 1)水素濃度が図 12の点 A, F、 L、 Jで囲まれる範囲の場合
減圧下にある CZ炉において、図 12の点 A, F, L、 Jで囲まれた範囲内の任意の点 Maの濃度で操業中に、何らかの原因で大気リークが発生した場合、点 Maから大気 100%の点 C (0、 0、 100)に向かって炉内の雰囲気組成が変化し、必ず点 G (18, 0 , 82)、点 H (18, 50, 32)、点 1 (59, 0, 41)、で囲まれた範囲に含まれる爆轟域内 を通過することになる。しかし、 CZ炉が大気リークしない構造であれば、水素濃度は 、 100%であっても良い。このような、大気がリークしない構造を有する CZ炉であれば 、水素濃度に上限はなく 100%であっても安全に操業が可能である。
ここで、点 Jは、大気 100%の点 C (0, 0, 100)と爆轟の希釈限界の点 H (18、 50、 32)を結ぶ直線が軸 ABと交差する点である。また、点 Lは、大気 100%の点 C (0, 0 , 100)と爆轟の希釈限界の点 H (18、 50、 32)を結ぶ直線力 燃焼上限界の境界線 EFと交差する点である。
[0047] (2)水素濃度が、図 12の点 J、 L、 E、 Kで囲まれた範囲の場合
減圧下にある CZ炉において、図 12の点 J、 L、 E、 Kで囲まれた範囲の任意の点 Mb の濃度で操業中に、何らかの原因で大気リークが発生した場合、点 Mbから大気 100 %の点 C (0, 0, 100)に向力つて炉内の雰囲気組成は変化し、必ず点 DEFで囲ま れた燃焼域を通過する。この場合、大気リークしない構造であれば、もちろん安全に 操業することは可能である。また、大気リークする可能性がある構造であっても、燃焼 による圧力増加が大気圧を越えなければ、安全に操業可能である。また、燃焼による 圧力変動が大気圧を越える場合であっても、その圧力を逃がす構造であれば、圧力 変動を安全に減少させることが可能である。このような、安全対策のための構造を有 する CZ炉であれば、水素濃度の上限を図 12の点 Jで示される値に設定しても、安全 に操業が可能である。ここで、点 Kは、大気 100%の点 C (0, 0, 100)と燃焼の希釈 限界の点 E (4、 84、 12)を結ぶ直線が軸 ABと交差する点である。
[0048] (3)水素濃度が図 12の点 K、 E、 D、 C、 Bで囲まれた範囲の場合
減圧下にある CZ炉において、図 12の点 K、 E、 D、 C、 Bで囲まれた範囲内の任意の 点 Mcの濃度で操業中に、何らかの原因で大気リークが発生した場合、点 Mcから大 気 100%の点 C (0, 0、 100)に向かって炉内の雰囲気組成が変化する力 この場合 には燃焼域も爆轟域も通過することはない。従って、炉内の水素濃度を制御する機 構が設置されていれば、安全に操業が可能となる、しかし、炉内での水素濃度を制 御する機構が、正しく機能しない場合や、精度が低い場合には、実際よりも低い水素 濃度を指示する恐れがあり、点 κの上限を超えて水素が供給される可能性があるが、 この場合には、上記（2)と同様の状態となるため、同様の安全対策がなされれば、安 全に操業が可能となる。
[0049] 炉内圧力は、 lOtorr以上、好ましくは 30torr〜200torr、さらに、好ましくは、 30torr 〜70torrが望ましい。炉内圧力の下限は、水素の分圧が低くなると、融液および結 晶中の水素濃度が低くなるため、これを防止するために上記の下限の圧力を規定し た。炉内圧力の上限は、炉内の圧力が増大すると Ar等の不活性ガスの融液上での ガス流速が低下することにより、カーボンヒーターやカーボン部材力 脱ガスした炭素 や、融液カも蒸発した SiO等の反応物ガス力排気しにくくなることにより、結晶中の炭 素濃度が高くなり、また、 SiOが炉内の融液上部の 1100°C程度またはより低温の部 分に凝集することで、ダストを発生させ融液に落下することで結晶の有転位ィ匕を引き 起こすため、これらを防止するために上記の上限の圧力を規定した。
[0050] 本発明においては、上記の育成方法における PI領域引き上げ速度範囲とされた引 き上げ速度により、複数の単結晶を引き上げることが望ましい。
さらに、本発明のシリコンゥエーハの製造方法は、上記のシリコン単結晶育成方法 によって育成された単結晶からゥヱーハをスライスすることが可能である。
また、ァニール処理を施すことがある。
[0051] 水素を含む不活性雰囲気中で育成時のシリコン単結晶中の水素濃度は、雰囲気 中の水素分圧によって制御できる。この水素分圧は水素濃度と炉内圧力により制御 できる。水素の結晶への導入は、雰囲気中の水素がシリコン融液に溶解して定常（平 衡)状態となり、さらに、結晶へは凝固時に濃度偏析によって液相と固相中の濃度が 分配される。
[0052] 融液中の水素濃度は、ヘンリーの法則から気相中の水素分圧に依存して決まり、
P =kC と、表される。ここで、 P は雰囲気中の水素分圧、 C は シリコン融液中の水素濃度、 kは両者の間の係数である。
一方、結晶中の濃度は融液中濃度と偏祈の関係で決まり、
C = C = (k' /k) P と、表される。ここで、 C は結晶中
SH2 LH2 H2 SH2 の水素濃度、 は水素のシリコン融液ー結晶間の偏析係数である。
[0053] 以上から、凝固直後の結晶中水素濃度は雰囲気中の水素分圧を制御することで結 晶の軸方向に一定に所望する濃度で制御できる。
[0054] 本発明のシリコンゥヱーハは、 PW (Polished Wafer,鏡面ゥヱーハ）に使用できる。
[0055] 本発明のシリコンゥヱーハは、水素を含む不活性雰囲気中で育成されゥヱーハ全 域が格子間シリコン優勢領域 (PI領域)のみ力 なることにより、 PV領域を含まないた め、ゥエーハにおける均一性を維持することが可能となる。
ここで、ゥ ーハの均一性は、酸素濃度と熱処理時の温度と時間等をパラメータとし て、それぞれ、酸素濃度は10〜20 1017&1；01115/«113 (01(1 ASTM F121— 19 79)、より好ましくは、 12〜18 X 1017atoms/cm3、熱処理温度： 450。C〜1400。C 、より好ましくは、 1100°C〜1250°C、時間： 0秒以上の範囲になるように設定すること で維持できる。これにより、酸素析出物の密度とサイズおよび DZ幅がゥ ーハの面内 で著しく均一になるという優れたゥエーハとすることができる。
[0056] また、この際、単結晶中における酸素濃度 [Oi]を 10〜20 X 1017atoms/cm3の高 ヽ 範囲に設定して、 RTA処理をおこなうことにより、 DZ層形成における酸素外方拡散 のための高温で長時間の熱処理を行うことなぐゲッタリング能を充分に確保できる酸 素析出物の密度、サイズ、および、デバイス活性領域が完全に無欠陥とできる充分な DZ幅が均一に確保できるという優れたゥエーハとすることができる。
[0057] また、この際、単結晶中における酸素濃度 [Oi]を 10 X 1017atomsZcm3以下の低 V、範囲に設定することで、デバイスでの熱処理を行ってもデバイス活性領域での酸 素析出物の発生を抑えてこれを低減または消滅させることが可能となり、デバイスの 特性が劣化しな 、と 、う優れたゥエーハとすることができる。
[0058] 本発明のシリコン単結晶育成方法は、水素を含む不活性雰囲気中でシリコン単結 晶を引き上げることにより、結晶径方向全域に COPおよび転位クラスタを含まず、か つ、格子間シリコン優勢領域 (PI領域)の単結晶を引き上げ可能な PI領域引き上げ 速度の範囲を拡大して引き上げて、単結晶直胴部を転移クラスタを含まない格子間 シリコン優勢領域 (PI領域）とすること〖こより、従来、 Grown— in欠陥フリー単結晶を 引き上げる際には、非常に狭い範囲に設定しなくてはならな力つた PI領域引き上げ 速度を広げて、極めて容易に、かつ従来よりもはやい引き上げ速度で Grown— in欠 陥フリー単結晶を育成することが可能となる。
なお、ここで、 PI領域引き上げ速度範囲は水素雰囲気中と水素のない不活性雰囲 気中とで比較する際に、上述した凝固直後の結晶内の軸方向温度勾配 Gの値が一 定で変化しな 、状態で比較するものとする。
[0059] 具体的には、格子間シリコン型の Grown— in欠陥フリー領域 (PI領域)からなる Gr own— in欠陥フリー単結晶を引き上げ可能な PI領域引き上げ速度範囲を、水素雰 囲気とすることによって、水素のない時に比べて 2倍以上、さらには、図 10に示すよう に、 4. 5倍のマージンに拡大して引き上げをおこなうことができる。
このとき、 OSFリングの発生領域を小さくすることもできる。なお、 PV領域 (空孔型の Grown— in欠陥フリー領域)の大きさは水素雰囲気での引き上げによって変化しな い。
[0060] また、本発明においては、前記不活性雰囲気中における水素濃度を炉内圧 lOTor r以上、または 30〜200Torr、より好ましくは 30〜70torrに対して 3%以上 10%以下 、または、図 12の点 A (100、 0、 0)、点 B (0、 100、 0)、点 C (0, 0, 100)、点 D (4、 0 、 96)、点 E (4、 84、 12)、点 F (75、 0、 25)で囲まれる水素の不燃焼範囲内の値に 設定することで、上記の範囲に引き上げ速度を拡大して Grown— in欠陥フリーシリコ ン単結晶を引き上げることが可能となる。
なお、図 12に示した三角糸且成図は便宜上、常温、大気圧下のものである力 減圧 された操業炉内では燃焼域、爆轟域は抑制される傾向となるので、実操業での炉内 の高温雰囲気を考慮しても、実操業時においては、図に示した三角図中で爆爆轟域 、燃焼域に入らないように回避することが可能である。したがって、炉内操業条件を 考慮しても、図に記載した範囲を適用することで、実操業での爆轟、燃焼を回避する ことが可能である。
[0061] 本発明においては、上記の育成方法における PI領域引き上げ速度範囲のように、 Grown— in欠陥フリーシリコン単結晶を引き上げるのに必要な PI領域引き上げ速度 範囲を大きくすることができるため、複数の単結晶の引き上げ時に同一の引き上げ条 件として引き上げることができ、引き上げ速度の設定をより容易におこなって Grown —in欠陥フリー単結晶を引き上げることが可能となる。すなわち、同一実機で複数回 、または、同時に複数の実機で Grown— in欠陥フリー単結晶を引き上げる際に、従 来よりも引き上げ条件設定を簡略ィ匕して設定をおこなっても Grown— in欠陥フリー 単結晶の引き上げ可能な引き上げ速度範囲とすることができ、所望の品質を有する 単結晶の引き上げをおこなうことができ、作業効率を向上して、シリコン単結晶、ある いはこのシリコン単結晶から製造するシリコンゥエーハの製造コストを大幅に削減する ことが可能となる。
[0062] 水素ガス添加量については、不足すると臨界速度を上げる効果が不十分となる。こ のため下限については 0. 1体積％以上が好ましぐ 3体積％以上が特に好ましい。 0 . 1%以下では水素の効果がほとんどなぐまた 3%未満で 0. 1%以上では水素の効 果はある程度あるが、十分ではない。上限については、大気リークを防止する炉の構 造および水素濃度の制御機構などの安全対策が施された CZ炉を用いれば、水素濃 度が 100%でも安全な操業が可能である。
[0063] また、本発明のシリコンゥエーハ製造方法は、本発明のシリコン単結晶製造方法に より製造された高品質で経済的な単結晶力 シリコンゥエーハをスライスして採取する ものであり、シリコンゥヱーハの品質及び経済性を高い次元で両立させることができる
[0064] なお、結晶中心部での温度勾配 Gcが外周部での温度勾配 Geより小であり、引上 げ速度を徐々に低下させながら成長させた単結晶の縦断面におけるリング OSF発 生領域が、下方に尖った V字形状になる通常のホットゾーン構造を用いて、臨界速 度近傍で引上げを行う場合に、水素雰囲気での引き上げを組み合わせると、以下の ようになり、本発明が狙う効果を得ることは難しい。
[0065] Ge>Gcの場合にも、水素の効果によって、リング OSF発生領域および COPが結 晶中心部で発生し始める臨界速度 Vo、 Vcは増大し、転位クラスタが結晶の一部に 発生しはじめる臨界速度 Vdは低下する。従って、 Ge>Gcであっても両者が比較的 近い場合には、 COPや転位クラスタの無い完全 Grown— in欠陥フリー結晶が得ら れる場合もあるが、引き上げ速度のマージンは、 Ge≤Gcを満たす場合に比較すると 、安定して Grown— in欠陥フリーの結晶を製造できない。また、 Ge >Gcで Geと Gc の差が大きい場合には、たとえ水素を添カ卩しても Grown— in欠陥フリーとなる速度マ 一ジンは得られない。
[0066] 本発明のシリコンゥエーハの製造方法においては、ァニール処理を施すことがある ここで、ァニール処理としては、例えば RTA (Rapid Thermal Annealing)とさ れることができ、 1100°C力ら 1350°Cで、 0秒以上、 Arまたは He、または NHを含む
3
Arまたは He雰囲気中というようなレシピを用いておこなうことができ、この際、 DZ層 形成における酸素外方拡散のための高温で長時間の熱処理を行うことなぐゲッタリ ング能を充分に確保できる酸素析出物の密度、サイズ、および、デバイス活性領域が 完全に無欠陥とできる充分な DZ幅が均一に確保できるという特性を有するゥ ーハ を得ることができる。
この際、従来の PVおよび PI、またはリング OSF領域が混在した従来の Grown— in 欠陥フリーウェーハで、上記と同様の RTA処理を行うと、結晶育成時に空孔優勢な P V領域およびリング OSF領域では、酸素析出物の密度とサイズが PI領域と比較して 大きくなり、また、 DZ幅が狭くなる、更には、デバイスでの酸ィ匕処理によって、リング O SF領域で OSFが発生すると言った欠陥分布の不均一な発生の問題があった力 本 発明による Pi領域のみのゥヱーハ面内で均一な Grown— in欠陥フリーウェーハでは 、このような問題が解消される。
発明の効果
[0067] 本発明によれば、水素を含む不活性雰囲気中でシリコン単結晶を引き上げることに より、転移クラスタを含まない格子間シリコン優勢領域引き上げ速度の範囲を拡大し、 結晶径方向全域に COPおよび転位クラスタを含まない格子間シリコン優勢領域の単 結晶を引き上げ可能とする。これにより、従来、いわゆる Grown— in欠陥フリー単結 晶を引き上げる際には、引き上げ速度を非常に狭い範囲に設定しなくてはならなか つたが、この引き上げ速度を広げて、極めて容易に、かつ従来よりもはやい引き上げ 速度で Grown— in欠陥フリー単結晶を育成することが可能となる、という効果を奏す ることがでさる。
図面の簡単な説明
[図 1]結晶径方向における欠陥分布図である。
[図 2]引上げ速度を徐々に低下させながら成長させた単結晶の縦断面における欠陥 分布図であり、結晶中心部での温度勾配 Gcが結晶外周部での温度勾配 Geより小の 場合を示している。
[図 3]引上げ速度を徐々に低下させながら成長させた単結晶の縦断面における欠陥 分布図であり、結晶中心部での温度勾配 Gcが結晶外周部での温度勾配 Geと同一 力これより大き!/、場合を示して！/、る。
[図 4]引上げ速度を徐々に低下させながら成長させた単結晶の縦断面における欠陥 分布図であり、結晶中心部での温度勾配 Gcが結晶外周部での温度勾配 Geと同一 力これより大きい場合で、且つ水素雰囲気での引き上げの場合を示している。
[図 5]引上げ速度と OSFリング径の関係に及ぼす欠陥分布の影響度を示す図表であ る。
[図 6]点欠陥濃度および各種欠陥領域の発生条件に及ぼす VZGの影響を示す図 表であって、水素雰囲気での引き上げによる欠陥発生のための臨界 VZGのシフトを 示す。
[図 7]本発明のシリコン単結晶製造方法を実施するのに適した CZ引上げ炉の縦断面 図である。
[図 8]各種欠陥の発生領域を VZGと水素濃度の関係により示す図表であって、水素 雰囲気での引き上げによる欠陥発生のための VZG領域の拡大を示す。
[図 9]結晶位置と Grown— in欠陥フリー領域の得られる引き上げ速度範囲（マージン )との関係を示す図表である。
[図 10]水素雰囲気での引き上げによる引き上げ速度領域の変化を示す模式図であ る。
[図 11]水素雰囲気での引き上げによる各結晶領域の変化を検証するための V字引き 上げ評価の結晶断面写真である。 [図 12]水素濃度 VH (体積％)と、大気 VAir (体積％)と、アルゴン VAr (体積％)の 3 成分系における燃焼と爆轟の濃度範囲を示す三角組成図である。
符号の説明
[0069] 1 坩堝、 la 石英坩堝、 lb 黒鉛坩堝、 2 ヒータ、 3 原料融液、 4 引上げ軸、 5 シードチャック、 6 単結晶、 7 熱遮蔽体
発明を実施するための最良の形態
[0070] 以下、本発明に係る一実施形態を、図面に基づいて説明する。
図 7は、本実施形態におけるシリコン単結晶製造方法を実施するのに適した CZ炉 の縦断面図である。
[0071] まず、 CZ炉の構造について説明する。
CZ炉は、チャンバ一内の中心部に配置された坩堝 1と、坩堝 1の外側に配置され たヒータ 2とを備えている。坩堝 1は、内側に原料融液 3を収容する石英坩堝 laを外 側の黒鉛坩堝 lbで保持する二重構造であり、ぺデイスタルと呼ばれる支持軸により 回転および昇降駆動される。坩堝 1の上方には、円筒形状の熱遮蔽体 7が設けられ ている。熱遮蔽体 7は、黒鉛で外殻を作り、内部に黒鉛フェルトを充填した構造であ る。熱遮蔽体 7の内面は、上端部から下端部にかけて内径が漸減するテーパー面に なっている。熱遮蔽体 7の上部外面は内面に対応するテーパー面であり、下部外面 は、熱遮蔽体 7の厚みを下方に向力つて漸増させるようにほぼストレート面に形成さ れている。
[0072] この CZ炉は、例えば、目標直径が 210mm、ボディ長が例えば 1200mmの 200m mの単結晶育成が可能なものとされる。そして、熱遮蔽体 7により、結晶中心部での 温度勾配 Gcが結晶外周部での温度勾配 Geと同一力これより大きくなるホットゾーン 構造が構成される。
その際の、熱遮蔽体 7の仕様例を挙げると次のとおりである。るつぼに入る部分の 外径は例えば 470mm、最下端における最小内径 Sは例えば 270mm、半径方向の 幅 Wは例えば 100mm、逆円錐台面である内面の垂直方向に対する傾きは例えば 2 1° とする。また、るつぼ 1の内径は例えば 550mmであり、熱遮蔽体 7の下端の融液 面からの高さ Hは例えば 60mmである。 [0073] 上記断面構造の単結晶育成装置を用いて引き上げを行う場合、融点力も 1370°C までの軸方向温度勾配は、単結晶中心部（Gc)で 3. 0〜3. 2°CZmmであり、周辺 部（Ge)では 2. 3〜2. 5°CZmmで、 GcZGeは約 1. 3となる。この状態は、引き上 げ速度を変えてもほとんど変わらな 、。
[0074] 次に、 Grown— in欠陥フリー結晶を育成するための操業条件の設定方法につい て説明する。
[0075] まず水素濃度と無欠陥結晶が得られる引き上げ速度の許容範囲を把握するために 、水素濃度をたとえば 0、 0. 1、 3、 5、 8、 10体積％の混合比率とし、それぞれの条件 で目標直径、例えば 210mmの単結晶を育成する。
[0076] 即ち、るつぼ内に高純度シリコンの多結晶を例えば 130kg装入し、単結晶の電気 抵抗率を所望の値、例えば 10 Ω cmになるように p型 (B, Al, Ga等)または n型 (P, As, Sb等）のドーパントを添加する。装置内をアルゴン雰囲気で、減圧の 1. 33-26 . 7kPa (10〜200torr)とし、水素をアルゴンに対して 10体積0 /0以下の上記の所定 混合比率となるように設定して炉内に流入させる。
[0077] 次いでヒータ 2により加熱してシリコンを溶融させ、融液 3とする。次に、シードチヤッ ク 5に取り付けた種結晶を融液 3に浸漬し、るつぼ 1および引き上げ軸 4を回転させつ つ結晶引き上げをおこなう。結晶方位は { 100}、 { 111 }または { 110}のいずれかとし 、結晶無転位ィ匕のためのシード絞りをおこなった後、ショルダー部を形成させ、肩変 えして目標ボディ径とする。
[0078] ボディ長さが例えば 300mmに達した時点で、引き上げ速度を臨界速度よりも充分 大きな、例えば 1. OmmZminに調整する。その後引き上げ長さに応じてほぼ直線 的に引き上げ速度を低下させ、ボディ長さが例えば 600mmに達したときに臨界速度 よりも小さい例えば 0. 3mmZminとなるようにする。その後はこの引き上げ速度で例 えば 1200mmまでボディー部を育成し、通常条件でティル絞りを行った後、結晶成 長を終了する。
[0079] このようにして異なる水素濃度で育成された単結晶を引き上げ軸に沿って縦割りし 、引き上げ軸近傍を含む板状試片を作製し、 Grown— in欠陥の分布を観察するた めに、 Cuデコレーションを行う。まず、それぞれの試片を硫酸銅水溶液に浸漬した後 自然乾燥し、窒素雰囲気中で 900°Cで、 20分程度の熱処理を施す。その後、試片 表層の Cuシリサイド層を除去するために、 HF/HNO 混合溶液中に浸漬し、表層
3
数十ミクロンをエッチング除去する。その後、 X線トポグラフ法により OSFリングの位置 や各欠陥領域の分布を調査する。また、このスライス片の COPの密度を、例えば OP P法、転位クラスタの密度を例えば Seccoエッチング法にてそれぞれ調査する。
[0080] この GeZGc≥ 1を満たす単結晶引き上げ装置を用いて育成された結晶の欠陥分 布は、図 3に示すようにリング状 OSFが U字の状態に発生し、水素濃度が大きくなる と無欠陥となる部位が図 4の -C のように拡大し、無欠陥結晶となる引き上げ 速度の範囲（マージン)の拡大が起こる。
つまり、図 4の: E — C' で示すように、空孔型の Grown— in欠陥フリー領域（PV 領域)である酸素析出促進領域と、格子間シリコン型の Grown— in欠陥フリー領域（ PI領域）とからなる Grown— in欠陥フリー単結晶のうち、本実施形態では、図 4の F ' -C で示す PI領域のみ力 なる Grown— in欠陥フリー単結晶を引き上げるため の格子間シリコン優勢領域引き上げ速度範囲を拡大する。具体的には、図 10に示 すように水素なしの場合に比べて、 4. 5倍以上 PI領域のマージンは拡大する。
上記のような引き上げ実験によって、 COP領域、 OSFリング領域、 V型 Grown— in 欠陥フリー領域 (PV領域)および I型 Grown— in欠陥フリー領域 (PI領域)、転位クラ スタ領域等の各欠陥領域の VZGと水素濃度との関係（図 8)が得られる。
[0081] また、引き上げ速度を変化させる位置を、 300mm力ら 600mm、 500mm力ら 800 mmおよび 700mmから 1000mmのように異なる部位で数箇所実施することで、 Gro wn— in欠陥フリー化のための引き上げ速度範囲（マージン）と結晶軸方向位置との 関係（図 9)が求められる。この図 9から、 Grown— in欠陥フリー単結晶を得るための 操業条件の設定が可能となる。
[0082] 次に、各種ゥ ーハの製造方法について説明する。
[0083] 図 9中の実線で示す速度範囲内で引き上げ速度を対応する結晶位置で設定する ことによって、トップ力 ボトムまで一本全てが Grown— in欠陥フリーの結晶の育成 が可能となる。
[0084] そして、水素を雰囲気での引き上げすることによって Grown— in欠陥フリーとなる 弓 Iき上げ速度の範囲（マージン）が図 9に示すように、従来の水素雰囲気なしの点線 の範囲力も実線に示すように顕著に拡大することによって、 Grown— in欠陥フリー結 晶の製造歩留まりは飛躍的に増大する。
[0085] また、図 9の実線で示された上限値以上で上限値の 1. 7倍程度以内の速度に引き 上げ速度を設定した場合、 Grown— in欠陥は完全にはフリーにならないが、サイズ が 0. 1 m以下の COPが含まれる結晶の育成が可能となる。このような結晶を用い ると、水素またはアルゴン等の雰囲気中でのァニールによって、すくなくとも 1 μ m以 上の深さの表層近傍領域を Grown— in欠陥フリーとすることが可能となる。し力も、 欠陥のサイズが 0.： L m以下であるために、 1110°CZ2hr程度のァニールで表層 力も 1 μ m程度の深さの領域で完全に COPを消滅させることが可能となる。このような ゥエーハはこのまま通常の PW (ポリッシユウエーノ、、鏡面ゥエーハ）としてデバイス製 造に用いることができるし、 SOI用の基板としても有用である。
[0086] 本発明においてチヨクラルスキー法によって水素を雰囲気での引き上げしたシリコ ン単結晶を育成する場合、融液に磁場が印加されて 、るか否かは問われな 、もので あり、いわゆる磁場を印加する MCZ法も含まれる。
[0087] CZ法により所望濃度の水素と酸素を含有する、シリコン単結晶棒が得られると、こ れを通常の加工方法にしたカ^、、 IDソーまたはワイヤソ一等の切断装置でスライスし た後、面取り、ラッピング、エッチング、研磨等の工程を経てシリコン単結晶ゥヱーハ に加工する。尚、これらの工程の他にも洗浄等種々の工程があり、工程順の変更、省 略等目的に応じ適宜工程は変更使用される。
[0088] 本実施形態においては、水素を含む不活性雰囲気中でシリコン単結晶を引き上げ ることにより、結晶径方向全域に COPおよび転位クラスタを含まず、かつ、格子間シリ コン優勢領域 (PI領域)の単結晶を引き上げ可能な PI領域引き上げ速度の範囲を 2 倍以上さらに好ましくは 4倍以上に拡大する。この条件でシリコン単結晶を引き上げ て、単結晶直胴部を全て格子間シリコン優勢領域 (PI領域)とする。これにより、従来 、いわゆる Grown— in欠陥フリー単結晶を引き上げる際には PI領域引き上げ速度を 非常に狭い範囲に設定しなくてはならな力つたが、この PI領域引き上げ速度を広げ て、極めて容易に、かつ従来よりもはやい引き上げ速度で Grown— in欠陥フリー単 結晶を育成することが可能となる。
実施例
[0089] 本発明を検証するために 6インチ結晶が育成できる 16インチ石英坩堝を用いたシリ コン単結晶引き上げ装置により、引き上げ速度を V字状に変化させた結晶引き上げ を行 ヽ、 Grown- in欠陥分布の評価をおこなった。
[0090] 引き上げ速度を最大引き上げ速度の 0. 7→0. 35→0. 7の比になるように変化さ せて、このとき、引き上げ時の水素濃度と炉内圧力をそれぞれ、（a) 0%、 4. OkPa (3 Otorr)、（b) 6%、4. OkPa (30torr) (c) 6%9. 3kPa (70torr)として、それぞれを引き 上げ、結晶軸方向に結晶を縦割りし、その断面で欠陥分布を観察した。
その結果を図 11に示す。ここで、切断表面には、以下の処理を施したものである。 このようにして、異なる水素濃度で育成された単結晶を引き上げ軸に沿って縦割り し、引き上げ軸近傍を含む板状試片を作製した。そして Grown— in欠陥の分布を観 察するために、 Cuデコレーションを行った。まず、それぞれの試片を硫酸銅水溶液 に浸漬した後自然乾燥し、窒素雰囲気中で 900°Cで、 20分程度の熱処理を施す。 その後、試片表層の Cuシリサイド層を除去するために、 HF/HNO 混合溶液中
3
に浸漬し、表層数十ミクロンをエッチング除去した。その後、 X線トポグラフ法により o
SFリングの位置や各欠陥領域の分布を調査した。
[0091] また、このときの、図 8に対応する各領域と引き上げ速度が水素雰囲気での引き上 げによって、どの程度変化したかの結果を図 10および表 1に示す。尚、表 1の各欠陥 領域における引き上げ速度マージンは、結晶中心部での結晶軸方向に見た各欠陥 領域の幅を測定して算出した。
[0092] [表 1]
Figure imgf000026_0001
図 10と表 1に示す結果から、水素雰囲気での引き上げをおこなうことにより、 ρν^ 域およびリング 0SF領域の引き上げ速度マージンは大きく変化しな力 たが、 ΡΙ領域 の引まヒげ速度マージンは、炉内圧力^ Otorrの場合には水素雰囲気での引き上げ をしない場合に比べて約 4.4倍に、また 70torrの場合には約 7倍に拡大している。この ことから、水素分圧に依存して PI領域の幅が顕著に拡大する事が分かる。
産業上の利用可能性
本発明によれば、 Grown— in欠陥フリー単結晶を引き上げるための引き上げ速度 を広げることができ、その結果、極めて容易に、かつ従来よりもはやい引き上げ速度 で Grown— in欠陥フリー単結晶を育成できる。このため、特に Grown— in欠陥フリ ーゥヱーハの製造工程に好適に適用できる。

Claims

請求の範囲
[1] 水素を含む不活性雰囲気中で cz法により育成され、
ゥエーハ厚さ方向全域で結晶径方向の全域に COPおよび転位クラスタを含まな ヽ 完全 Grown— in欠陥フリーウェーハとされ、かつ、ゥエーハ全域が格子間シリコン優 勢領域力もなることを特徴とするシリコンゥエーハ。
[2] 前記ゥ ーハの面内方向における酸素析出物の密度とサイズおよび DZ幅の分布 が均一とされてなることを特徴とする請求項 1記載のシリコンゥエーハ。
[3] 水素を含む不活性雰囲気中で CZ法によりシリコン単結晶を引き上げることにより、 結晶径方向全域に COPおよび転位クラスタを含まず、かつ、格子間シリコン優勢領 域の単結晶を引き上げ可能な PI領域引き上げ速度の範囲を拡大して、
この拡大された PI領域引き上げ速度範囲の引き上げ速度で引き上げることにより、 単結晶直胴部を格子間シリコン優勢領域として、格子間シリコン優勢領域力もなる Gr own— in欠陥フリーシリコン単結晶を育成することを特徴とするシリコン単結晶育成 方法。
[4] 前記 PI領域引き上げ速度の範囲を、水素を含まない不活性雰囲気中に比べて、 水素を含む不活性雰囲気中で 2倍以上に拡げることを特徴とする請求項 3記載のシ リコン単結晶育成方法。
[5] 前記 PI領域引き上げ速度範囲とされた引き上げ速度により、複数の単結晶を引き 上げることを特徴とする請求項 3記載のシリコン単結晶育成方法。
[6] 前記水素濃度 VH (体積0 /0)と、大気 VAir (体積0 /0)と、アルゴン VAr (体積0 /0)とが
、添付図面 図 12に各点（VH, VAr, VAir)で示すように、
点 A (100、 0、 0)、点 B (0、 100、 0)、点 C (0、 0、 100)、点 D (4、 0、 96)、点 E (4、
84、 12)、点 F (75、 0、 25)で囲まれる不燃焼範囲内の値に、前記水素を含む不活 性雰囲気の組成を設定することを特徴とする請求項 3記載のシリコン単結晶育成方 法。
[7] 請求項 3記載のシリコン単結晶育成方法によって育成された単結晶からゥ ーハを スライスすることを特徴とするシリコンゥエーハの製造方法。
[8] ァニール処理を施すことを特徴とする請求項 7記載のシリコンゥエーハの製造方法
l7CSl0/S00Zdf/X3d LZ OAV
PCT/JP2005/015346 2004-08-25 2005-08-24 シリコンウェーハ及びその製造方法、並びにシリコン単結晶育成方法 WO2006022296A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US10/587,039 US7364618B2 (en) 2004-08-25 2005-08-24 Silicon wafer, method for manufacturing the same and method for growing silicon single crystals
CN2005800286563A CN101006206B (zh) 2004-08-25 2005-08-24 硅片及其制造方法，以及硅单晶的培育方法
EP05780919.6A EP1785511B1 (en) 2004-08-25 2005-08-24 Method of growing silicon single crystal

Applications Claiming Priority (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2004246017 2004-08-25
JP2004-246017 2004-08-25
JP2005-163152 2005-06-02
JP2005163152 2005-06-02
JP2005-239529 2005-08-22
JP2005239529A JP5023451B2 (ja) 2004-08-25 2005-08-22 シリコンウェーハの製造方法、シリコン単結晶育成方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2006022296A1 true WO2006022296A1 (ja) 2006-03-02

Family

ID=35967505

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2005/015346 WO2006022296A1 (ja) 2004-08-25 2005-08-24 シリコンウェーハ及びその製造方法、並びにシリコン単結晶育成方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US7364618B2 (ja)
EP (1) EP1785511B1 (ja)
JP (1) JP5023451B2 (ja)
KR (1) KR100844260B1 (ja)
CN (1) CN101006206B (ja)
TW (1) TWI302952B (ja)
WO (1) WO2006022296A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007314390A (ja) * 2006-05-29 2007-12-06 Sumco Corp シリコン単結晶の製造方法

Families Citing this family (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1667209B1 (en) * 2003-09-08 2012-05-09 SUMCO Corporation Method for manufacturing soi wafer
JP4432458B2 (ja) * 2003-10-30 2010-03-17 信越半導体株式会社 単結晶の製造方法
JP2006294737A (ja) * 2005-04-07 2006-10-26 Sumco Corp Ｓｏｉ基板の製造方法及びその製造における剥離ウェーハの再生処理方法。
JP4742711B2 (ja) * 2005-04-08 2011-08-10 株式会社Ｓｕｍｃｏ シリコン単結晶育成方法
JP5188673B2 (ja) * 2005-06-09 2013-04-24 株式会社Ｓｕｍｃｏ Ｉｇｂｔ用のシリコンウェーハ及びその製造方法
US7819972B2 (en) 2005-06-20 2010-10-26 Sumco Corporation Method for growing silicon single crystal and method for manufacturing silicon wafer
JP4806975B2 (ja) * 2005-06-20 2011-11-02 株式会社Ｓｕｍｃｏ シリコン単結晶の育成方法
JP4760729B2 (ja) * 2006-02-21 2011-08-31 株式会社Ｓｕｍｃｏ Ｉｇｂｔ用のシリコン単結晶ウェーハ及びｉｇｂｔ用のシリコン単結晶ウェーハの製造方法
US20080292523A1 (en) 2007-05-23 2008-11-27 Sumco Corporation Silicon single crystal wafer and the production method
TW200937530A (en) * 2007-12-11 2009-09-01 Sumco Corp Silicon substrate and manufacturing method thereof
JP5228671B2 (ja) * 2008-07-24 2013-07-03 株式会社Ｓｕｍｃｏ シリコン単結晶の育成方法
US8461071B2 (en) * 2008-12-12 2013-06-11 Soraa, Inc. Polycrystalline group III metal nitride with getter and method of making
KR101629869B1 (ko) 2011-09-16 2016-06-13 엠파이어 테크놀로지 디벨롭먼트 엘엘씨 그래핀 결함의 변경
JP5816756B2 (ja) 2011-09-16 2015-11-18 エンパイア テクノロジー ディベロップメント エルエルシー グラフェン欠陥検出
DE112011100116T5 (de) * 2011-09-16 2013-12-24 Empire Technology Development Llc Graphendefekt-Umbildung
US9945048B2 (en) * 2012-06-15 2018-04-17 Taiwan Semiconductor Manufacturing Company, Ltd. Semiconductor structure and method
JP6260100B2 (ja) * 2013-04-03 2018-01-17 株式会社Sumco エピタキシャルシリコンウェーハの製造方法
CN106591939A (zh) * 2015-10-15 2017-04-26 上海新昇半导体科技有限公司 单晶硅锭及晶圆的形成方法
CN106591944B (zh) * 2015-10-15 2018-08-24 上海新昇半导体科技有限公司 单晶硅锭及晶圆的形成方法
JP7040491B2 (ja) * 2019-04-12 2022-03-23 株式会社Sumco シリコン単結晶の製造時におけるギャップサイズ決定方法、および、シリコン単結晶の製造方法
KR20240037364A (ko) * 2019-09-13 2024-03-21 글로벌웨이퍼스 씨오., 엘티디. 연속 쵸크랄스키 방법을 사용하여 질소 도핑된 단결정 실리콘 잉곳을 성장시키기 위한 방법들 및 이 방법에 의해 성장되는 단결정 실리콘 잉곳
CN115233293A (zh) * 2022-07-25 2022-10-25 北京麦竹吉科技有限公司 一种轻掺p型硅单晶及其制备方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11189495A (ja) * 1997-12-26 1999-07-13 Sumitomo Metal Ind Ltd シリコン単結晶及びその製造方法
JP2000281491A (ja) 1999-03-26 2000-10-10 Nippon Steel Corp シリコン半導体基板及びその製造方法
JP2001151597A (ja) * 1999-11-26 2001-06-05 Mitsubishi Materials Silicon Corp 点欠陥の凝集体が存在しないシリコンウェーハの製造方法
JP2001151507A (ja) 1999-10-28 2001-06-05 Degussa Huels Ag アンモニアをプラズマ接触により製造する方法
JP2001220289A (ja) 2000-02-08 2001-08-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 高品質シリコン単結晶の製造装置
JP2001335396A (ja) 2000-03-24 2001-12-04 Wacker Siltronic G Fuer Halbleitermaterialien Ag 水素でドープされたシリコン半導体ディスク及びその製造法
JP2002187794A (ja) 2000-12-20 2002-07-05 Sumitomo Metal Ind Ltd シリコンウェーハおよびこれに用いるシリコン単結晶の製造方法
JP2004182525A (ja) 2002-12-03 2004-07-02 Sumitomo Mitsubishi Silicon Corp シリコン単結晶育成における水素ガス供給方法
EP1598452A1 (en) 2003-02-25 2005-11-23 Sumitomo Mitsubishi Silicon Corporation Silicon wafer, process for producing the same and method of growing silicon single crystal

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6485807B1 (en) 1997-02-13 2002-11-26 Samsung Electronics Co., Ltd. Silicon wafers having controlled distribution of defects, and methods of preparing the same
JP3011178B2 (ja) 1998-01-06 2000-02-21 住友金属工業株式会社 半導体シリコンウェーハ並びにその製造方法と熱処理装置
US6663708B1 (en) * 2000-09-22 2003-12-16 Mitsubishi Materials Silicon Corporation Silicon wafer, and manufacturing method and heat treatment method of the same
JP2004153081A (ja) * 2002-10-31 2004-05-27 Shin Etsu Handotai Co Ltd Ｓｏｉウエーハ及びｓｏｉウエーハの製造方法

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11189495A (ja) * 1997-12-26 1999-07-13 Sumitomo Metal Ind Ltd シリコン単結晶及びその製造方法
JP2000281491A (ja) 1999-03-26 2000-10-10 Nippon Steel Corp シリコン半導体基板及びその製造方法
JP2001151507A (ja) 1999-10-28 2001-06-05 Degussa Huels Ag アンモニアをプラズマ接触により製造する方法
JP2001151597A (ja) * 1999-11-26 2001-06-05 Mitsubishi Materials Silicon Corp 点欠陥の凝集体が存在しないシリコンウェーハの製造方法
JP2001220289A (ja) 2000-02-08 2001-08-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 高品質シリコン単結晶の製造装置
JP2001335396A (ja) 2000-03-24 2001-12-04 Wacker Siltronic G Fuer Halbleitermaterialien Ag 水素でドープされたシリコン半導体ディスク及びその製造法
JP2002187794A (ja) 2000-12-20 2002-07-05 Sumitomo Metal Ind Ltd シリコンウェーハおよびこれに用いるシリコン単結晶の製造方法
JP2004182525A (ja) 2002-12-03 2004-07-02 Sumitomo Mitsubishi Silicon Corp シリコン単結晶育成における水素ガス供給方法
EP1598452A1 (en) 2003-02-25 2005-11-23 Sumitomo Mitsubishi Silicon Corporation Silicon wafer, process for producing the same and method of growing silicon single crystal

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007314390A (ja) * 2006-05-29 2007-12-06 Sumco Corp シリコン単結晶の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20070157870A1 (en) 2007-07-12
CN101006206B (zh) 2011-11-30
TWI302952B (en) 2008-11-11
EP1785511A4 (en) 2012-11-21
KR100844260B1 (ko) 2008-07-07
US7364618B2 (en) 2008-04-29
CN101006206A (zh) 2007-07-25
KR20070040822A (ko) 2007-04-17
JP5023451B2 (ja) 2012-09-12
TW200613588A (en) 2006-05-01
EP1785511B1 (en) 2016-11-30
EP1785511A1 (en) 2007-05-16
JP2007008795A (ja) 2007-01-18

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5023451B2 (ja) シリコンウェーハの製造方法、シリコン単結晶育成方法
JP5691504B2 (ja) シリコン単結晶育成方法
KR100939299B1 (ko) 실리콘 웨이퍼 및 그 제조 방법
JP4604889B2 (ja) シリコンウェーハの製造方法、並びにシリコン単結晶育成方法
WO2009151077A1 (ja) シリコン単結晶ウェーハの製造方法およびシリコン単結晶ウェーハ
JP2010040587A (ja) シリコンウェーハの製造方法
JP2007022863A (ja) シリコン単結晶の育成方法およびシリコンウェーハの製造方法
JPWO2009025340A1 (ja) Ｉｇｂｔ用のシリコン単結晶ウェーハ及びｉｇｂｔ用のシリコン単結晶ウェーハの製造方法
JP2010222241A (ja) Ｉｇｂｔ用シリコン単結晶ウェーハ及びｉｇｂｔ用シリコン単結晶ウェーハの製造方法
JP5278324B2 (ja) Ｉｇｂｔ用シリコン単結晶ウェーハの製造方法
KR20100061360A (ko) 실리콘 단결정 및 그 육성방법, 실리콘 웨이퍼 및 그 제조방법
JP2007045682A (ja) シリコン単結晶の育成方法およびシリコンウェーハ
JPH1192283A (ja) シリコンウエハ及びその製造方法
JP2005170778A (ja) シリコン単結晶の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AE AG AL AM AT AU AZ BA BB BG BR BW BY BZ CA CH CN CO CR CU CZ DE DK DM DZ EC EE EG ES FI GB GD GE GH GM HR HU ID IL IN IS KE KG KM KP KR KZ LC LK LR LS LT LU LV MA MD MG MK MN MW MX MZ NA NG NI NO NZ OM PG PH PL PT RO RU SC SD SE SG SK SL SM SY TJ TM TN TR TT TZ UA UG US UZ VC VN YU ZA ZM ZW

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): BW GH GM KE LS MW MZ NA SD SL SZ TZ UG ZM ZW AM AZ BY KG KZ MD RU TJ TM AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HU IE IS IT LT LU LV MC NL PL PT RO SE SI SK TR BF BJ CF CG CI CM GA GN GQ GW ML MR NE SN TD TG

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2007157870

Country of ref document: US

Ref document number: 10587039

Country of ref document: US

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2005780919

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2005780919

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 200580028656.3

Country of ref document: CN

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020077004906

Country of ref document: KR

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2005780919

Country of ref document: EP

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 10587039

Country of ref document: US