WO2013105179A1 - シリコン単結晶ウェーハの製造方法及び電子デバイス - Google Patents

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WO2013105179A1
WO2013105179A1 PCT/JP2012/008002 JP2012008002W WO2013105179A1 WO 2013105179 A1 WO2013105179 A1 WO 2013105179A1 JP 2012008002 W JP2012008002 W JP 2012008002W WO 2013105179 A1 WO2013105179 A1 WO 2013105179A1
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oxygen
heat treatment
single crystal
silicon single
crystal wafer
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PCT/JP2012/008002
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鉄也 岡
江原　幸治
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信越半導体株式会社
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    • H—ELECTRICITY
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    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
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    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/04—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer
    • H01L21/18—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer the devices having semiconductor bodies comprising elements of Group IV of the Periodic Table or AIIIBV compounds with or without impurities, e.g. doping materials
    • H01L21/30—Treatment of semiconductor bodies using processes or apparatus not provided for in groups H01L21/20 - H01L21/26
    • H01L21/322—Treatment of semiconductor bodies using processes or apparatus not provided for in groups H01L21/20 - H01L21/26 to modify their internal properties, e.g. to produce internal imperfections
    • H01L21/3221—Treatment of semiconductor bodies using processes or apparatus not provided for in groups H01L21/20 - H01L21/26 to modify their internal properties, e.g. to produce internal imperfections of silicon bodies, e.g. for gettering
    • H01L21/3225—Thermally inducing defects using oxygen present in the silicon body for intrinsic gettering
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L29/00—Semiconductor devices specially adapted for rectifying, amplifying, oscillating or switching and having potential barriers; Capacitors or resistors having potential barriers, e.g. a PN-junction depletion layer or carrier concentration layer; Details of semiconductor bodies or of electrodes thereof ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/02—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/12—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor characterised by the materials of which they are formed
    • H01L29/16—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor characterised by the materials of which they are formed including, apart from doping materials or other impurities, only elements of Group IV of the Periodic Table

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a silicon single crystal wafer suitable for manufacturing an image sensor device or a memory device, and an electronic device using the same.
  • a silicon single crystal wafer used for a semiconductor device is generally cut out from a silicon single crystal ingot grown by the Czochralski method (hereinafter referred to as [CZ method]) and manufactured through a process such as polishing.
  • the required items required for this silicon single crystal wafer are incorporated in the formation of a surface defect-free layer (hereinafter referred to as “DZ layer”), the control of the dissolved oxygen concentration affecting the mechanical strength, and the device process.
  • This is control of oxygen precipitates (Bulk Micro Defect: hereinafter referred to as [BMD]) formed inside the wafer in order to remove the metal contamination elements from the surface layer of the wafer (referred to as gettering).
  • COP Crystal Originated Particle
  • OSF Oxidation Induced Stacking Fault nuclei (small defects that cause OSF)
  • N nitrogen
  • Patent Document 1 a nitrogen (N) -added wafer subjected to high-temperature annealing in an Ar atmosphere has been proposed as a method for forming a high-quality DZ layer by eliminating the glow-in defects on the wafer surface layer.
  • Patent Document 2 a method for growing a silicon single crystal (hereinafter referred to as a complete crystal) in which the growth conditions of the CZ method are controlled and grow-in defects such as COP and OSF nuclei do not exist has been proposed (for example, Patent Document 2).
  • Patent Document 2 a method for performing epitaxial growth on a silicon single crystal wafer and using the epitaxial layer as a DZ layer.
  • BMD control is important for all devices, but is particularly important for solid-state imaging devices.
  • a solid-state imaging device which is a photoelectric conversion device, generates charges according to the intensity of light hitting the imaging surface and converts the light into an electrical signal. Therefore, it is desirable that the charge amount on the imaging surface when light is blocked, that is, when no light is applied, is “zero”.
  • the amount of charge is measured as a current, and it is desirable that the current during light shielding, that is, the dark current, be as small as possible.
  • a deep level is formed in the forbidden band of the semiconductor. As a result, electric charges are generated through defects even in a state where no light is applied. This is known as generation / recombination current, and deteriorates the dark current characteristics, that is, the electrical characteristics of the solid-state imaging device.
  • the BMD removes (getters) the metal contamination element from the wafer surface layer portion. Deterioration of electrical characteristics can be prevented.
  • gettering it is desirable that the total volume of BMD (which is proportional to the density ⁇ BMD size per one) is large, and the BMD is formed as close as possible to the device formation region (proximity gettering). It is desirable. The reason is that in order to getter contaminant elements such as metals, it is necessary for the contaminant elements to diffuse to the position of the BMD, which is the getter site, during heat treatment. This is because the diffusion distance of the contaminating elements tends to be shortened.
  • the BMD size is too large, the BMD itself becomes a dislocation generation source, the wafer is deformed by the heat treatment in the device manufacturing process, and the adverse effect that the alignment accuracy of the device pattern is lowered in the photolithography process and the yield is lowered.
  • the size needs to be kept below a predetermined size. Thus, it is necessary to control the density and size of the BMD within a certain range. The same applies to memory devices.
  • An intrinsic gettering method in which oxygen precipitation heat treatment is performed before epitaxial growth or the like to form BMD in bulk can be applied to a silicon single crystal wafer used for a solid-state imaging device.
  • IG method Intrinsic Gettering: hereinafter referred to as “IG method”
  • the IG method requires heat treatment for a long time at a high temperature, there is a concern in terms of cost, metal contamination is likely to occur during the heat treatment, or slip occurs due to the heat treatment. For this reason, in recent years, many wafers in which an epitaxial layer is formed on a wafer cut from a crystal doped with carbon (C) at the stage of growing a silicon single crystal by the CZ method have been adopted.
  • C crystal doped with carbon
  • the wafer has no BMD formed at the shipment stage, but carbon is present in the wafer, so oxygen is likely to precipitate even at a relatively low temperature of 400-800 ° C., and BMD is easy even in the heat treatment of the solid-state imaging device manufacturing process. It is characterized by being formed.
  • JP 2002-353225 A Japanese Patent Laid-Open No. 08-330316 US2001 / 0055689 Japanese Patent Laid-Open No. 11-116390 Japanese Patent No. 3763629 JP 2010-40587 A JP 2009-170656 A JP 2001-203210 A JP 2003-297839 A WO2010 / 119614
  • the thickness of the epitaxial layer tends to be thin.
  • the thickness of the epitaxial layer is sometimes 5 ⁇ m or less. As the epitaxial layer becomes thinner, the following new problems have emerged.
  • a silicon single crystal wafer for forming an epitaxial layer is cut out from a silicon single crystal grown by the CZ method, and the silicon single crystal pulled by the CZ method pulling furnace depends on the temperature fluctuation of the silicon melt surface, Concentrations of oxygen, carbon, and a dopant element (for example, phosphorus (P)) have concentric shades in the wafer surface. This density is called striation.
  • a dopant element for example, phosphorus (P)
  • the problem is oxygen striation that forms precipitates and has a large diffusion constant.
  • the BMD formed by the BMD forming heat treatment is formed using the oxygen striation as a template, and therefore appears in the wafer as BMD shading.
  • the formed BMD is effective as a gettering source for removing metal contamination from the surface layer.
  • a defect level is formed, so that the diffusion current which is a dark current is increased.
  • the epitaxial layer is thick, the distance between the BMD and the device formation region is large, so diffusion current is not a problem. However, when the epitaxial layer is thin, this effect cannot be ignored and has become a problem.
  • the BMD that adversely affects the characteristics of the solid-state imaging device is the BMD that occurs closest to the device formation region, that is, the BMD generated immediately below the DZ layer. It is thought that there is.
  • the wafer oxygen may be diffused into the DZ layer or the epitaxial layer by the heat treatment in the device process to form minute oxygen precipitates or oxygen donors in the epitaxial layer or the DZ layer. All of these appear as shades using oxygen striation as a template, and when the epitaxial layer is thinned, the amount of oxygen diffusing up to the surface layer of the epitaxial layer, which is a device formation region, increases, and its influence becomes large. As a result, when the epitaxial layer is thinned, these effects become obvious, and in a solid-state imaging device, it appears as striped image noise using a striation as a template, resulting in a large quality deterioration.
  • Patent Document 4 As a method for improving the striation of oxygen, there has been proposed a method of improving the structure of the heater in the furnace of the CZ method apparatus by reducing temperature fluctuations on the surface of the silicon melt (Patent Document 4). However, this method is not sufficient because striation cannot be completely eliminated. Further, there still remains a problem that oxygen may diffuse into the DZ layer or the epitaxial layer during the heat treatment in the device process to form a minute BMD or oxygen donor.
  • COP exists in a silicon single crystal wafer used as a substrate of an epitaxial wafer for an image sensor.
  • Patent Document 5 describes that in the case of epitaxial growth under normal pressure, the disappearance of COP occurs on the surface of the epitaxial layer unless the thickness of the epitaxial layer is 2 ⁇ m or more.
  • Patent Document 6 proposes a method of performing RTA treatment at 1300 ° C. or higher and 1380 ° C. or lower in an oxygen atmosphere.
  • COP can be extinguished and oxygen can be diffused inward in the surface layer.
  • oxygen diffused inward by the RTA treatment is not treated by the subsequent heat treatment.
  • oxygen incorporated into the bulk of the silicon single crystal wafer in the CZ growth stage diffuses to the surface as usual.
  • Both the oxygen diffused and the oxygen taken into the bulk of the silicon single crystal wafer during the CZ growth stage diffuse into the DZ layer and the epitaxial layer during the device heat treatment.
  • more oxygen is taken into the device formation region than the silicon single crystal wafer not subjected to RTA treatment, and more donors and precipitates are likely to be generated in the device formation region.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and an object thereof is to provide a method capable of manufacturing a silicon single crystal wafer on which a good gettering layer close to a device formation region is formed.
  • the present invention provides a method for producing a silicon single crystal wafer, wherein a first heat treatment temperature is applied to the silicon single crystal wafer in an oxygen-containing atmosphere by using a rapid heating / cooling device.
  • the first heat treatment is performed for 1 to 60 seconds and then cooled to 800 ° C. or lower at a temperature drop rate of 1 to 100 ° C./second, so that oxygen is diffused inward and the oxygen concentration is near the surface of the silicon single crystal wafer.
  • a method for producing a silicon single crystal wafer is provided, wherein a peak region is formed and then a second heat treatment is performed to agglomerate oxygen in the silicon single crystal wafer into the oxygen concentration peak region.
  • oxygen is diffused inward into the surface layer of the silicon single crystal wafer by the first heat treatment, and the second heat treatment is performed to agglomerate the oxygen inside the wafer in the oxygen concentration peak region.
  • a concentration oxygen concentration peak region can be formed. For this reason, a silicon single crystal wafer on which a uniform gettering layer close to the device formation region is formed can be manufactured.
  • the oxygen concentration of the silicon single crystal wafer subjected to the first and second heat treatments is 4 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 (ASTM'79) or more and 16 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 (ASTM'79) or less. It is preferable that With a silicon single crystal wafer having such an oxygen concentration, an oxygen concentration peak region having a sufficient peak concentration can be efficiently formed by the first and second heat treatments.
  • the conditions of the first and second heat treatments are set in advance as follows: a silicon single crystal wafer after the first heat treatment; a silicon single crystal wafer after the first and second heat treatment; or after the first and second heat treatments.
  • the oxygen concentration profile of the silicon single crystal wafer subjected to the oxygen precipitate revealing heat treatment is measured, and the silicon single crystal wafer after the first and second heat treatment or the oxygen precipitate revealing heat treatment is performed after the first and second heat treatment.
  • the half-value width of the oxygen concentration profile of the silicon single crystal wafer is determined to be a condition smaller than the half-value width of the oxygen concentration profile of the silicon single crystal wafer after the first heat treatment, and the first and first conditions are determined under the determined condition. 2 It is preferable to perform heat treatment.
  • the first and second heat treatments ensure an oxygen concentration peak region having a uniform in-plane oxygen concentration in the vicinity of the wafer surface. Can be formed.
  • the conditions of the first and second heat treatments are determined as conditions under which oxygen precipitation defects are not formed on the surface of the silicon single crystal wafer after the first and second heat treatments, and the first conditions are determined under the determined conditions. It is preferable to perform the second heat treatment.
  • a higher quality silicon single crystal wafer in which no defects are generated on the wafer surface by the first and second heat treatments. Can be manufactured.
  • the first heat treatment is preferably performed at a first heat treatment temperature of 1320 ° C. or higher and a melting point of silicon or lower in an atmosphere containing 20% or more of oxygen.
  • the first heat treatment is preferably performed at a first heat treatment temperature of 1290 ° C. or higher and lower than the melting point of silicon in an atmosphere containing oxygen of 0.01% or more and less than 20%.
  • the second heat treatment it is preferable to perform a precipitation nucleus growth heat treatment at 800 to 1200 ° C. for 1 hour or longer after the precipitation nucleus formation heat treatment.
  • a precipitation nucleus growth heat treatment it is preferable to perform a precipitation nucleus growth heat treatment at 800 to 1200 ° C. for 1 hour or longer after the precipitation nucleus formation heat treatment.
  • an epitaxial layer is formed on the surface of the silicon single crystal wafer after the first and second heat treatments.
  • the present invention also provides an electronic device characterized in that it is formed on the surface of the epitaxial layer of a silicon single crystal wafer manufactured by the method for manufacturing a silicon single crystal wafer of the present invention.
  • Such an electronic device is a high-quality electronic device having no defect in the device formation region and having a good gettering layer formed directly therebelow.
  • a uniform and high concentration oxygen concentration peak region can be formed in the vicinity of the surface of the silicon single crystal wafer. Therefore, a good gettering layer close to the device formation region is formed, and the device formation region is not adversely affected.
  • FIG. 6 shows the oxygen-fixing heat treatment temperature dependence of the peak height of the oxygen concentration of Sample 3 (after performing rapid heating / rapid cooling heat treatment, oxygen fixing heat treatment, and oxygen precipitate revealing heat treatment) in Example 1 and Comparative Example 1; It is a graph.
  • the present inventors diligently studied a method for forming a high concentration oxygen concentration peak region near the wafer surface.
  • oxygen was introduced into the silicon single crystal wafer by rapid thermal annealing (RTA: Rapid Thermal Anneal) in an oxygen-containing atmosphere, and then heat treatment was performed in various temperature regions, and then the oxygen concentration profile and BMD were evaluated.
  • RTA Rapid Thermal Anneal
  • the present inventors confirmed that the oxygen concentration profile of as RTA (after RTA treatment) in an oxygen-containing atmosphere has a peak at a depth of about 1 ⁇ m to 3 ⁇ m as a result of the above-described oxygen concentration profile and BMD evaluation. did. However, when heat treatment is subsequently performed at a temperature below a certain temperature, the width becomes narrower than the oxygen concentration profile of as RTA, the oxygen concentration profile becomes steeper, and the peak oxygen concentration becomes high. The present invention was completed by finding a negative diffusion phenomenon in which oxygen diffuses at a high peak position.
  • Sample A which was made into a silicon single crystal wafer having a peak oxygen concentration of 1.28 ⁇ 10 18 / cm 3 at a depth of about 2 ⁇ m from the wafer surface by RTA treatment in an oxygen-containing atmosphere, and then heat-treated at 600 ° C. for 4 hours.
  • Sample B which was heat treated at 800 ° C. for 4 hours was prepared. Thereafter, both samples were heat-treated at 800 ° C. for 4 hours and then heat-treated at 1000 ° C. for 16 hours, and the BMD in the cross section was etched and observed.
  • the profile of the oxygen concentration in the depth direction was measured by SIMS (Secondary Ion Mass Spectrometer).
  • the solid solution concentration of oxygen at a temperature of 600 ° C. is 1.5 ⁇ 10 14 / cm 3 .
  • the oxygen precipitation reaction is 2Si + 2O + V ⁇ SiO 2 + ISi (1) It is believed that.
  • Si silicon
  • O oxygen
  • V vacancies
  • ISi interstitial silicon
  • the precipitation reaction rate that is, the precipitation nucleation rate is increased.
  • the oxygen concentration in the surrounding area decreases, so locally oxygen diffuses toward the precipitation nuclei and is consumed by the precipitates to grow the precipitation nuclei.
  • oxygen diffuses outward from the surface during the heat treatment so that the oxygen concentration on the surface decreases, and oxygen diffuses toward the surface.
  • the density of the precipitation nuclei When the density of the precipitation nuclei is small, the amount of oxygen that contributes to the growth of the precipitation nuclei is relatively small, and most of the oxygen is diffused toward the surface having a low concentration and released from the surface.
  • the degree of supersaturation exceeds a certain value, it is considered that oxygen undergoes a phase change to a precipitation layer before diffusing.
  • a high concentration oxygen precipitation layer hereinafter referred to as HD-BMD layer
  • the amount of oxygen consumed by the growth of the precipitate increases, and the concentration difference around the precipitate generated by the growth of the precipitate becomes larger than the concentration difference generated by the outward diffusion between the surface and the bulk. No longer spreads.
  • the outward diffusion becomes extremely small, most of the oxygen diffuses toward the precipitate, and oxygen is fixed (consumed) to the oxygen precipitate.
  • oxygen in the wafer aggregates (reversely diffuses) in the concentration peak position, that is, the HD-BMD layer.
  • This phenomenon is considered to be proportional to the ease of oxygen precipitation. Since the ease of oxygen precipitation is proportional to the degree of oxygen supersaturation or the vacancy concentration at a certain heat treatment temperature, it is considered that the same effect occurs when the vacancy concentration is high even if the degree of supersaturation is small.
  • a silicon single crystal wafer is held at a first heat treatment temperature for 1 to 60 seconds in an oxygen-containing atmosphere using a rapid heating / rapid cooling device, and then at a temperature decreasing rate of 1 to 100 ° C./second.
  • a first heat treatment that cools to below °C
  • oxygen is diffused inward to form an oxygen concentration peak region near the surface of the silicon single crystal wafer, and then a second heat treatment is performed to obtain a silicon single crystal wafer.
  • This is a method for producing a silicon single crystal wafer, characterized by aggregating oxygen in the oxygen concentration peak region.
  • each step will be described in detail.
  • a silicon single crystal wafer to be heat-treated in the present invention a silicon single crystal wafer produced from a silicon single crystal ingot grown by a CZ method or an FZ method, or an epitaxial layer on the silicon single crystal wafer It can be set as the epitaxial wafer which formed.
  • a single-side polished wafer hereinafter referred to as an SSP wafer obtained by slicing a silicon single crystal ingot grown by the CZ method into a wafer and then mirror-polishing one surface of the wafer after chamfering, lapping, and etching.
  • a double-side polished wafer Double Side Polish wafer, hereinafter referred to as a DSP wafer
  • a wafer that has been subjected to the double-side polishing in the manufacturing process and has not been subjected to the final mirror polishing process (hereinafter referred to as a DSP wafer before final polishing) can also be used.
  • the oxygen concentration of the silicon single crystal wafer subjected to the first and second heat treatment in the present invention is preferably 4 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 (ASTM'79) or more, more preferably 8 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 (ASTM'79)) or more, and preferably 16 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 (ASTM'79) or less.
  • a silicon single crystal wafer as described above is held at a first heat treatment temperature in an oxygen-containing atmosphere for 1 to 60 seconds using a rapid heating / rapid cooling device, and then at a temperature decreasing rate of 1 to 100 ° C./second to 800 ° C.
  • oxygen is diffused inward to form an oxygen concentration peak region in the vicinity of the surface of the silicon single crystal wafer.
  • oxygen diffuses inward from the wafer surface to the oxygen solid solution concentration at the heat-treatment temperature during the heat treatment, and from the surface to the depth direction.
  • An oxygen concentration distribution having a simple decay profile according to the diffusion constant of oxygen is formed.
  • oxygen is diffused outward from the surface while the temperature is rapidly lowered to 800 ° C. or lower at a temperature lowering rate of 1 ° C./second or more and 100 ° C./second or less, so that the oxygen concentration on the surface side decreases.
  • a profile (oxygen concentration peak region) having an oxygen concentration peak at a certain depth can be formed.
  • the peak concentration and peak position can be controlled by the heat treatment holding temperature, time, temperature drop rate, and wafer oxygen concentration.
  • the temperature lowering rate is 1 ° C./second or more from the viewpoint of productivity, and if it exceeds 100 ° C./second, there is a possibility that slip occurs.
  • Such first heat treatment will be described in more detail below.
  • Fig. 1 (a) shows the case where oxygen is diffused inward from the wafer surface by using a high oxygen concentration silicon single crystal wafer and a low oxygen concentration silicon single crystal wafer and heating and holding in a rare gas atmosphere containing oxygen.
  • the conceptual diagram of is shown.
  • the solid line and the dotted line are the oxygen concentration distributions before the oxygen inward diffusion heat treatment of the low oxygen concentration wafer and the high oxygen concentration wafer, respectively.
  • 2 shows an oxygen concentration distribution which diffuses inward during holding at the first heat treatment temperature of the high oxygen concentration wafer.
  • the first heat treatment (oxygen inward diffusion heat treatment) is held for 1 to 60 seconds in oxygen gas or a rare gas containing oxygen (eg, Ar, N 2 ). During this holding, oxygen diffuses inward according to the diffusion constant of oxygen at the holding temperature in a state where the oxygen concentration on the surface of the silicon single crystal wafer is maintained at the solid solution concentration C 0 given by the following equation (2) (FIG. 1 (a) one-dot broken line and two-dot broken line).
  • C 0 9 ⁇ 10 22 ⁇ Exp ( ⁇ 1.52 / kT) (2)
  • k Boltzmann constant
  • T absolute temperature (K).
  • the obtained oxygen concentration profile is a function of the heat treatment temperature, the oxygen concentration of the wafer, and the heat treatment time.
  • the oxygen concentration profile has a shape having a peak at a certain depth from the surface layer (one-dot broken line and two-dot broken line in FIG. 1B). That is, an oxygen concentration peak region is formed.
  • the peak concentration and its position can be controlled by the first heat treatment temperature (oxygen inward diffusion heat treatment temperature), the holding time, the oxygen concentration of the wafer, and the temperature lowering rate, and are determined appropriately so as to obtain a desired profile. can do.
  • RTA treatment temperature is, for example, 1320 ° C. or higher
  • COP can be extinguished and at the same time glow-in oxygen precipitates can be completely extinguished (eg, Patent Document 10). reference). Therefore, even if a wafer having a glow-in defect is used, a DZ layer can be formed on the surface layer by the first heat treatment, and the cost of the crystal can be reduced.
  • the first heat treatment can be performed in an atmosphere containing 20% or more of oxygen at a first heat treatment temperature of 1320 ° C. or higher and lower than the melting point of silicon (about 1410 ° C.).
  • a first heat treatment temperature 1320 ° C. or higher and lower than the melting point of silicon (about 1410 ° C.).
  • the present inventors have found a phenomenon in which subsequent oxygen precipitation is promoted when the treatment temperature is 1320 ° C. or higher even in the RTA treatment in an atmosphere containing 20% or more of oxygen. The reason for this is not clear, but it is considered that vacancies are injected in the RTA treatment at 1320 ° C. or higher.
  • the HD-BMD layer is more easily formed, which is advantageous.
  • the RTA treatment is performed at a high temperature of 1320 ° C. or higher, an oxygen concentration profile having a peak concentration of 9 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 or higher can be obtained. Therefore, in the second heat treatment, for example, by performing the heat treatment at a temperature of 400 ° C. to 700 ° C. at which oxygen precipitation nuclei are most easily formed, a sufficient degree of oxygen supersaturation can be obtained, and an HD-BMD layer can be formed effectively.
  • the first heat treatment can also be performed at a first heat treatment temperature of 1290 ° C. or higher and lower than the melting point of silicon in an atmosphere containing oxygen of 0.01% or more and less than 20%.
  • a rare gas atmosphere for example, Ar
  • oxygen precipitation is promoted thereafter even at a lower temperature of 1290 ° C. than in the case of 100% oxygen. That is, since vacancies are effectively injected at a lower RTA temperature than in the case of 100% oxygen atmosphere, the same oxygen precipitation as in the case of a 100% oxygen and higher RTA temperature can be obtained at a lower RTA temperature. This makes it possible to reduce the process temperature.
  • a single wafer type or batch type RTA apparatus can be used, and a commercially available RTA apparatus (for example, Helios manufactured by Matson Corporation) can be used.
  • (C) Second heat treatment oxygen fixing heat treatment step
  • oxygen in the silicon single crystal wafer is aggregated in the oxygen concentration peak region.
  • oxygen is aggregated in the oxygen concentration peak region to form and grow oxygen precipitation nuclei, thereby forming a high concentration oxygen precipitation layer (HD-BMD layer) in the vicinity of the wafer surface.
  • HD-BMD layer high concentration oxygen precipitation layer
  • this second heat treatment it is preferable to perform a precipitation nucleus formation heat treatment at 400 to 700 ° C. for 2 to 20 hours.
  • a precipitation nucleus formation heat treatment it is possible to form precipitation nuclei so that the oxygen concentration peak in the vicinity of the surface does not disappear, and to effectively aggregate oxygen in the oxygen concentration peak region.
  • a precipitation nucleation growth heat treatment is preferably performed at 800 to 1200 ° C. for 1 hour or longer. In this way, by performing a higher temperature precipitation nucleus growth heat treatment after the precipitation nucleus formation heat treatment, oxygen can be efficiently aggregated in the oxygen concentration peak region, so the precipitation nuclei formed in the bulk can be grown. Can be stabilized.
  • the heat treatment can be performed using a commercially available vertical heat treatment apparatus or horizontal heat treatment apparatus.
  • As the atmospheric gas O 2 , N 2 , Ar, a mixed gas thereof, or H 2 gas may be used.
  • the oxygen precipitation phenomenon is an extremely complicated phenomenon determined by the degree of supersaturation of oxygen, the concentration of point defects, and the concentration of impurities such as C and N, and the conditions for forming the HD-BMD layer described above are functions of all these factors. It is impossible to uniquely determine the condition.
  • vacancies are known to promote the formation of oxygen precipitates, and the vacancy concentration varies greatly depending on the atmosphere and temperature of the RTA treatment.
  • vacancies are injected in an RTA process in an NH 3 atmosphere, and the concentration of injected vacancies increases as the maximum temperature of the RTA process increases, and increases as the temperature decrease rate increases (for example, Patent Document 8).
  • the present invention it is preferable to investigate in advance preliminary conditions for the formation of the oxygen concentration peak region and the aggregation of oxygen in the region for the first heat treatment and the second heat treatment as follows. For example, by preparing a wafer with varying oxygen concentration and changing the first heat treatment conditions (atmosphere gas, temperature, holding time, temperature drop rate) and performing the heat treatment, and the first heat treatment performed on the sample 1, Sample 2 subjected to heat treatment under different second heat treatment conditions (temperature and time) is prepared.
  • the above-described precipitation nucleus formation heat treatment and precipitation nucleus growth heat treatment may be performed in two stages, or another heat treatment may be performed.
  • the oxygen diffusion distance is too small and it is difficult to find the difference.
  • the oxygen precipitate is made visible by heating the sample 2 under the heat treatment conditions, for example, by holding at 800 ° C. for 4 hours, then raising the temperature to 1000 ° C. and holding at 1000 ° C. for 16 hours. It is desirable to prepare Sample 3 that has been subjected to heat treatment for revealing oxygen precipitates.
  • the oxygen concentration profile in the depth direction of each sample is measured, and a first region where the oxygen concentration profile increases from the value on the main surface and a second region where the oxygen concentration profile decreases from the maximum value of the first region are measured.
  • the width (half-value width) between the positions where the oxygen concentration in the first region and the second region is 1 ⁇ 2 of the maximum value is obtained.
  • a combination of the first heat treatment condition and the second heat treatment condition is obtained such that the half width of the sample 2 or the sample 3 is smaller than the half width of the sample 1, and the first heat treatment and the second heat treatment are performed under the combination condition. Is preferred.
  • the sample 2 (which has been subjected to the first heat treatment and the second heat treatment) is selectively etched to obtain a combination of the first heat treatment condition and the second heat treatment condition so that no defects appear on the surface. It is preferable to perform the first heat treatment and the second heat treatment.
  • the first heat treatment condition may be determined by performing a preliminary experiment using the second heat treatment condition as the heat treatment condition of the device process.
  • the second heat treatment is omitted, and only the first heat treatment is performed before shipment, thereby forming a high-density and uniform HD-BMD layer at a depth of about 1 ⁇ m from the wafer surface layer by the heat treatment in the device process. it can.
  • the outward diffusion of oxygen from the wafer can be extremely suppressed on the surface side of the HD-BMD layer, so that the desired quality can be ensured and at the same time the heat treatment cost can be greatly suppressed. is there.
  • the present invention can also perform the heat treatment of the present invention on the wafer after epitaxial growth as described above, but as a silicon single crystal wafer to be heat-treated in the present invention in the step (a), other than the epitaxial wafer is prepared, An epitaxial layer can also be formed on the surface of the wafer after the heat treatment of the present invention in which the steps (b) to (d) are performed. Thereby, generation of defects in the epitaxial layer is suppressed, and an epitaxial wafer in which a high-density and uniform HD-BMD layer is formed at a depth of about 1 ⁇ m below the epitaxial layer can be manufactured. If a DSP wafer before final polishing is used as a starting material, a step of final mirror polishing of one main surface may be performed before the epitaxial growth step as necessary.
  • an epitaxial layer on the surface of a silicon single crystal wafer having a resistivity of 5 m ⁇ cm or less.
  • the dopant concentration of such a resistivity wafer is as extremely high as about 1 ⁇ 10 19 / cm 3 or more.
  • a dopant having an ion radius larger than Si, such as P (phosphorus) is contained in a high concentration.
  • the lattice constant of the wafer becomes larger than that of the epitaxial layer. For this reason, misfit dislocations easily occur due to lattice mismatch.
  • a silicon single crystal wafer in which an HD-BMD layer is formed on the surface layer by heat treatment as in the present invention is generated during epitaxial growth because BMD existing at a high density on the surface layer relieves stress caused by a difference in lattice constant. Generation of misfit dislocations can be suppressed.
  • a shallow DZ layer can be formed on the surface layer, and at the same time, a steep and high-density BMD can be formed directly below the DZ layer with a narrow width of about 2 ⁇ m.
  • This BMD density is higher than the BMD formed in the bulk by oxygen taken in during the growth of the silicon single crystal, and is formed between the bulk BMD and the device formation region. For this reason, it is possible to shield the influence on the device of the BMD density distribution having a nonuniform in-plane stripe pattern using bulk oxygen striation as a template, and it becomes possible to manufacture a device having in-plane uniform characteristics.
  • the BMD when high-density BMD is formed on the entire bulk, precipitates become excessive and cause warping of the wafer.
  • the BMD has a high density but a small formation layer width. By forming the layer, the total amount of precipitates in the entire wafer is reduced, and there is an advantage that generation of warp due to excessive precipitation can be suppressed.
  • the steep BMD formed immediately below the DZ layer or the epitaxial layer can relieve stress at the bottom of the STI used for device element isolation and suppress the occurrence of slip.
  • Example 1 A silicon single crystal ingot having a p-type, oxygen concentration of 6.5 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 and a resistivity of 20 ⁇ cm is grown by the CZ method, sliced into a wafer, chamfered, lapped, etched, and then the front and back surfaces of the wafer Both main surfaces were polished, and one main surface was subjected to final mirror polishing. Thereby, a double-sided polished wafer (DSP wafer) having a diameter of 12 inches (300 mm) and a thickness of 775 ⁇ m was prepared.
  • DSP wafer double-sided polished wafer having a diameter of 12 inches (300 mm) and a thickness of 775 ⁇ m was prepared.
  • the temperature of the DSP wafer is increased from room temperature to 1350 ° C. at a heating rate of 50 ° C./second in a 100% oxygen atmosphere. After holding for 10 seconds, the temperature was lowered to 800 ° C. at a rate of 30 ° C./second and subjected to rapid heating / cooling heat treatment (RTA treatment), that is, oxygen in-diffusion heat treatment. .
  • RTA treatment rapid heating / cooling heat treatment
  • a commercially available vertical furnace (VERTEX-III manufactured by Kokusai Electric Co., Ltd.) is used to make the inside of the furnace an N 2 gas atmosphere with an oxygen concentration of 5%.
  • the heat treatment temperature was varied at 400 ° C., 500 ° C., 600 ° C., 700 ° C., and 800 ° C., and each two sheets were held for 4 hours (oxygen fixing heat treatment) and then taken out.
  • Sample 2 was the first of the two. The second piece was put into a furnace maintained at 600 ° C.
  • sample 2 was selectively etched to examine the presence or absence of surface defects, but no surface defects were detected in all the samples.
  • Sample 1 measures the depth distribution of the oxygen concentration by SIMS
  • sample 3 measures the depth distribution of the oxygen concentration by SIMS, and further observes the distribution of the BMD in the depth direction by selective etching of the cross section. went.
  • FIG. 2 is a depth profile of the oxygen concentration of Sample 1 (after oxygen inward diffusion heat treatment by rapid heating / cooling heat treatment). A distribution having a peak concentration at a depth of about 1 ⁇ m from the surface is shown, the peak concentration is 1.28 ⁇ 10 18 atoms / cm 3 , and the peak concentration height (A in the figure) is halved. The value width (B in the figure) is 2.90 ⁇ m.
  • FIG. 3 is a depth profile of the oxygen concentration of Sample 3 (after performing rapid heating / rapid cooling heat treatment, oxygen fixing heat treatment, and oxygen precipitate clarification heat treatment).
  • the oxygen fixing heat treatment temperature is 400 ° C. to 700 ° C.
  • a distribution having a clear oxygen concentration peak at a depth of about 2 ⁇ m is obtained.
  • the half width at which the height of the peak oxygen concentration is halved is 1.1 ⁇ m, 1.5 ⁇ m, 1.0 ⁇ m and 1.1 ⁇ m at 400 ° C., 500 ° C., 600 ° C. and 700 ° C., respectively.
  • the full width at half maximum of sample 1 of as RTA is narrower than 2.90 ⁇ m.
  • BMD is proportional to the oxygen concentration distribution, and when oxygen fixing heat treatment is performed at 400 ° C., 500 ° C., 600 ° C., and 700 ° C., the oxygen concentration has a steep peak portion, whereas 800 ° C. It can be seen that when the oxygen fixing heat treatment is performed, the oxygen concentration gradually increases in the depth direction, and the BMD distribution also changes gently and has no peak portion.
  • FIG. 4 shows the temperature dependency of the peak height of the oxygen concentration of sample 3 on the oxygen fixing heat treatment temperature.
  • the temperature of the precipitation nucleation step in the oxygen fixing heat treatment is a temperature of 300 ° C. or higher and 750 ° C. or lower, an oxygen concentration peak appears, which is the second heat treatment condition of the present invention.
  • the temperature of the precipitation nucleus forming step of the oxygen fixing heat treatment is more preferably 400 ° C. or higher and 700 ° C. or lower.
  • Example 2 comparative example 2
  • a CZ method is used to grow a p-type silicon single crystal ingot having an oxygen concentration of 6.5 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 and a resistivity of 20 ⁇ cm, slicing it into a wafer, chamfering, lapping, and etching. Both sides of the back surface were polished, and one main surface was finally mirror-polished. Thereby, a double-sided polished wafer (DSP wafer) having a diameter of 12 inches (300 mm) and a thickness of 775 ⁇ m was prepared.
  • DSP wafer double-sided polished wafer
  • the plurality of DSP wafers are heated from room temperature to X ° C. at a heating rate of 50 ° C./second in a 100% oxygen atmosphere and held for 10 seconds. Thereafter, the temperature was lowered to 800 ° C. at a rate of 30 ° C./second to perform rapid heating / cooling heat treatment (RTA treatment), that is, oxygen inward diffusion heat treatment.
  • RTA treatment rapid heating / cooling heat treatment
  • X degreeC they were 1300 degreeC, 1320 degreeC, 1330 degreeC, and 1350 degreeC.
  • One of the wafers subjected to oxygen inward diffusion heat treatment at each temperature was extracted and used as sample 1.
  • a commercially available vertical furnace (VERTEX-III manufactured by Kokusai Electric Co., Ltd.) was used in the furnace to increase the N concentration of 5%.
  • the sample was taken out after being kept in a 2- gas atmosphere at 450 ° C. for 4 hours (oxygen fixing heat treatment). The first one was designated as sample 2.
  • the second piece was put into a furnace maintained at 600 ° C. in an N 2 gas atmosphere with an oxygen concentration of 5% using a commercially available vertical furnace (VERTEX-III manufactured by Kokusai Electric Inc.) at 5 ° C./min.
  • sample 2 was selectively etched to examine the presence or absence of surface defects, but no surface defects were detected in all the samples.
  • Sample 1 measures the depth distribution of the oxygen concentration by SIMS
  • sample 3 measures the depth distribution of the oxygen concentration by SIMS, and further observes the distribution of the BMD in the depth direction by selective etching of the cross section. went.
  • FIG. 5 is a depth profile of the oxygen concentration of Sample 1 (after rapid heating and rapid cooling heat treatment). Each shows a distribution having a peak concentration at a depth of about 1 ⁇ m from the wafer surface.
  • FIG. 6 is a profile in the depth direction of the oxygen concentration of Sample 3 (after performing rapid heating / rapid cooling heat treatment, oxygen fixing heat treatment, and heat treatment for revealing oxygen precipitates). When the oxygen inward diffusion temperature is 1320 ° C. or higher, an oxygen concentration peak appears.
  • FIG. 7 shows the result of selective etching of the cross section of Sample 3 when the oxygen indiffusion temperature is 1350 ° C.
  • a high-concentration BMD layer is formed in a narrow region having a width of several ⁇ m and a depth of 2 ⁇ m from the surface.
  • a similar high density BMD layer was observed when oxygen in-diffusion heat treatment was performed at 1320 ° C. or higher, but not at 1300 ° C.
  • FIG. 8 shows the BMD density of sample 3 at a depth of 100 ⁇ m.
  • the BMD density at a depth of 100 ⁇ m indicates whether or not oxygen originally present in the bulk formed BMD, not oxygen in the high concentration oxygen layer diffused in the surface layer by RTA treatment (oxygen inward diffusion heat treatment).
  • FIG. 8 also shows the BMD density of samples subjected to RTA treatment (oxygen inward diffusion heat treatment) at 1200 ° C., 1250 ° C., and 1280 ° C. for reference.
  • the BMD density decreases as the temperature increases up to a treatment temperature of 1300 ° C.
  • the first heat treatment is an RTA treatment (oxygen inward diffusion heat treatment) at 1320 ° C. or higher, the oxygen concentration injected by inward diffusion increases, and vacancies are also injected.
  • Subsequent oxygen fixing heat treatment brings about a synergistic effect that the degree of oxygen saturation becomes extremely high, and further, precipitation becomes easier due to the influence of vacancies.
  • the plurality of DSP wafers were heated from room temperature to X ° C. at a temperature rising rate of 50 ° C./second in an Ar gas atmosphere having an oxygen concentration of 19%. Then, after holding for 10 seconds, the temperature was lowered to 800 ° C. at a rate of 30 ° C./second to perform rapid heating / cooling heat treatment (RTA treatment), that is, oxygen inward diffusion heat treatment.
  • RTA treatment rapid heating / cooling heat treatment
  • X degreeC they were 1250 degreeC, 1270 degreeC, 1290 degreeC, and 1310 degreeC.
  • One of the wafers subjected to oxygen inward diffusion heat treatment was extracted and used as sample 1.
  • a commercially available vertical furnace (VERTEX-III manufactured by Kokusai Electric Co., Ltd.) was used in the furnace to increase the N concentration of 5%. It was taken out after being kept in a two- gas atmosphere at 450 ° C. for 4 hours (oxygen fixing heat treatment). The first one was sample 2, and the second one was kept at 600 ° C. in an N 2 gas atmosphere with an oxygen concentration of 5% using a commercially available vertical furnace (VERTEX-III manufactured by Kokusai Electric). Add to the furnace, heat treatment up to 800 ° C. at 5 ° C./min, hold at 800 ° C.
  • Sample 2 was selectively etched to examine the presence or absence of surface defects, but no surface defects were detected in all the samples.
  • Sample 1 measures the depth distribution of oxygen concentration by SIMS
  • Sample 3 measures the depth distribution of oxygen concentration by SIMS, and further observes the distribution of BMD in the depth direction by selective etching of the cross section. It was.
  • the RTA temperature (temperature of the oxygen inward diffusion heat treatment) is a high temperature of 1290 ° C. or higher, the oxygen concentration profile has a peak in sample 3, and the half width is smaller than that in sample 1. It turns out that it corresponds to the heat processing conditions of this invention. On the other hand, when the temperature is lower than 1290 ° C., the peak disappears in the oxygen concentration profile in sample 3, and the oxygen concentration distribution follows normal oxygen outward diffusion, and does not correspond to the heat treatment condition of the present invention.
  • FIG. 9 shows the BMD density and RTA temperature of the sample 3 at a depth of 100 ⁇ m.
  • the BMD density decreases as the temperature increases until the RTA temperature reaches 1270 ° C. It is considered that oxygen precipitation is suppressed by injecting.
  • the temperature exceeded 1270 ° C. BMD turned around and showed an increasing tendency.
  • Examples 4 and 5 Comparative Example 4-6
  • a CZ method is used to grow a p-type silicon single crystal ingot having an oxygen concentration of 6.5 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 and a resistivity of 20 ⁇ cm, slicing it into a wafer, chamfering, lapping, and etching.
  • the back surface was double-side polished, and one main surface was final mirror-polished. Thereby, a double-sided polished wafer (DSP wafer) having a diameter of 12 inches (300 mm) and a thickness of 775 ⁇ m was prepared.
  • DSP wafer double-sided polished wafer having a diameter of 12 inches (300 mm) and a thickness of 775 ⁇ m was prepared.
  • the temperature of the plurality of DSP wafers is raised from room temperature to 1350 ° C. at a heating rate of 50 ° C./second in a 100% oxygen atmosphere. After holding for 10 seconds, the temperature was lowered to 800 ° C. at a rate of 30 ° C./second to perform rapid heating / cooling heat treatment (RTA treatment), that is, oxygen inward diffusion heat treatment.
  • RTA treatment rapid heating / cooling heat treatment
  • One of them was extracted as sample 1, and the oxygen concentration profile was measured by SIMS.
  • the measured oxygen concentration had a peak concentration of 1.2 ⁇ 10 18 atoms / cm 3 and a half-value width of the peak concentration of 2.90 ⁇ m.
  • FIG. 10 shows SIMS profiles of the oxygen concentrations of Samples 2 of Examples 4 and 5 and Comparative Examples 4 to 6.
  • a clear oxygen concentration peak appears in Example 4.
  • the half-value width of the peak oxygen concentration is narrower than the half-value width of 2.90 ⁇ m of the sample 1 before the oxygen fixing heat treatment, which indicates that the heat treatment conditions of the present invention are satisfied.
  • Example 4 no surface layer defect occurred.
  • Example 5 a clear peak of oxygen concentration appears, and the half-value width of the peak oxygen concentration is narrower than the half-value width of sample 1 before the oxygen fixing heat treatment. Applicable.
  • the surface layer defect has generate
  • Comparative Examples 4 to 6 do not correspond to the heat treatment conditions of the present invention because no peak of oxygen concentration appears.
  • Example 4 of the present invention the oxygen concentration in the range from the surface to 8 ⁇ m, that is, the oxygen concentration in the epitaxial layer, is high, as in Comparative Example 4 and Comparative Example 6, before the additional heat treatment.
  • the amount of oxygen diffused in the wafer during the RTA process oxygen inward diffusion heat treatment
  • the oxygen diffused inward uniformly in the plane by the RTA treatment is diffused in the epitaxial layer
  • the distribution of oxygen in the epitaxial layer is uniform in the plane. Furthermore, in the case of Example 4, as clearly shown in FIG.
  • FIG. 11 is an oxygen concentration profile after performing heat treatment at 1000 ° C. for 8 hours as an additional heat treatment on Sample 2 (after formation of the epitaxial layer) of Examples 4 and 5 and Comparative Examples 4 to 6.
  • the oxygen concentration in the epitaxial layer after the additional heat treatment is lower than that in Comparative Example 6.
  • oxygen that originally exists in the bulk forms in-plane striped (concentric pattern) shades called striations, and if diffused into the epitaxial layer as it is, the shades are used as a template for the epitaxial layer.
  • Oxygen diffused in it also forms a striped shade.
  • oxygen diffused in the epitaxial layer during device heat treatment becomes donors or precipitates are formed, these also have a striped distribution, so that the device characteristics also appear as striped characteristic unevenness.
  • the diffusion of oxygen originally present in the bulk into the epitaxial layer can be suppressed as in the present invention, the above-described problems can be prevented.
  • the oxygen concentration immediately below the epitaxial layer is remarkably increased by the additional heat treatment, and a steep and high-density BMD layer having the same shape as the oxygen concentration distribution is formed in this region.
  • This high-concentration BMD layer is a layer in which in-plane uniform oxygen precipitation nuclei formed from oxygen diffused inward uniformly by RTA treatment are grown, and since BMD is uniformly formed in the plane, Thus, the stripe-like BMD density due to the bulk oxygen striation is not obtained.
  • the heat treatment temperature in the precipitation nucleus forming step of the oxygen fixing heat treatment is 800 ° C., and the HD-BMD layer is not formed at this stage.
  • Temporal heat treatment is performed (Table 2). For this reason, oxygen diffuses outward in accordance with normal diffusion, and the oxygen concentration on the surface is significantly reduced. As a result, less oxygen diffuses into the epitaxial layer even during the subsequent epitaxial growth and additional heat treatment after the epitaxial growth.
  • a high-density BMD cannot be formed directly under the epitaxial layer, and the effect of proximity gettering cannot be expected.
  • the BMD formed at a position distant from the epitaxial layer is the one in which oxygen originally present in the wafer is manifested as BMD, and there is a problem that stripe-like BMD shading due to striation is formed. is there. Further, the in-plane distribution of oxygen diffused into the epitaxial layer also has a problem that it becomes a striped distribution due to oxygen striation.
  • Comparative Example 5 is a wafer epitaxially grown by performing only the RTA process (oxygen inward diffusion heat treatment) and not performing the oxygen fixing heat treatment (Table 2).
  • the oxygen fixing heat treatment since the oxygen fixing heat treatment is not performed, the HD-BMD layer is not formed.
  • AsEpi after epitaxial growth
  • the sample subjected to additional heat treatment after epitaxial growth have the maximum amount of oxygen diffused in the epitaxial layer (FIGS. 10 and 11). This is a result equivalent to simply increasing the oxygen concentration of the wafer.
  • Comparative Example 6 is a normal epitaxial wafer in which neither oxygen inward diffusion heat treatment nor oxygen fixing heat treatment is performed (Table 2).
  • the oxygen originally present in the wafer is merely diffused according to normal outward diffusion, and has no effect of suppressing the diffusion of oxygen to the epitaxial layer. Therefore, in the epitaxial layer after the additional heat treatment after the epitaxial growth ( The oxygen concentration at a depth of 0 to about 8 ⁇ m in FIG. 11 is higher than that in Example 4.
  • Comparative Examples 4 to 6 since the oxygen concentration profile gradually increases from the surface toward the bulk, and the BMD profile has the same distribution as this, the high density BMD is formed in a steep and narrow region immediately below the epitaxial layer. Can not form. Further, in Comparative Examples 4 to 6, the distribution of oxygen concentration diffused in the formed BMD and the epitaxial layer was a non-uniform distribution using striation as a template.
  • the present invention is not limited to the above embodiment.
  • the above-described embodiment is an exemplification, and the present invention has substantially the same configuration as the technical idea described in the claims of the present invention, and any device that exhibits the same function and effect is the present invention. It is included in the technical scope of the invention.

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Abstract

　本発明は、シリコン単結晶ウェーハの製造方法であって、シリコン単結晶ウェーハに対して、急速加熱・急速冷却装置を用いて、酸素含有雰囲気下、第１熱処理温度で１～６０秒保持した後１～１００℃／秒の降温速度で８００℃以下まで冷却する第１熱処理を行うことによって、酸素を内方拡散させて前記シリコン単結晶ウェーハの表面近傍に酸素濃度ピーク領域を形成し、その後、第２熱処理を行うことによって、前記シリコン単結晶ウェーハ内の酸素を前記酸素濃度ピーク領域に凝集させるシリコン単結晶ウェーハの製造方法である。これにより、デバイス形成領域に近接した良好なゲッタリング層が形成されるシリコン単結晶ウェーハを製造できる方法が提供される。

Description

シリコン単結晶ウェーハの製造方法及び電子デバイス
　本発明は、撮像素子用デバイスあるいはメモリデバイスの作製に好適なシリコン単結晶ウェーハの製造方法及びそれを用いた電子デバイスに関する。
　半導体デバイスに用いられるシリコン単結晶ウェーハは、一般的にはチョクラルスキー法（以下［ＣＺ法］という）で育成されたシリコン単結晶インゴットから切り出されて、研磨等の工程を経て製造される。このシリコン単結晶ウェーハに求められる要求項目は、表層の無欠陥層（Ｄｅｎｕｄｅｄ　Ｚｏｎｅ：以下［ＤＺ層］という）の形成、機械的強度に影響する固溶酸素濃度の制御、及びデバイス工程で取り込まれた金属汚染元素をウェーハ表層部から取り除く（ゲッタリングという）ために、ウェーハ内部に形成される酸素析出物（Ｂｕｌｋ　Ｍｉｃｒｏ　Ｄｅｆｅｃｔ：以下［ＢＭＤ］という）の制御である。
　一般的なシリコン単結晶ウェーハには、ＣＺ法でシリコン単結晶を育成する段階で結晶中に生じたＣＯＰ（Ｃｒｙｓｔａｌ　Ｏｒｉｇｉｎａｔｅｄ　Ｐａｒｔｉｃｌｅ）やＯＳＦ（Ｏｘｉｄａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｓｔａｃｋｉｎｇ　Ｆａｕｌｔ）核（ＯＳＦの発生原因となる微小欠陥）といったグローイン欠陥が存在している。このため、ウェーハ表層のグローイン欠陥を消滅させて高品質なＤＺ層を形成する方法として、Ａｒ雰囲気中で高温アニール処理した窒素（Ｎ）添加ウェーハ（例えば特許文献１）が提案されている。また、ＣＺ法の育成条件を制御し、ＣＯＰやＯＳＦ核といったグローイン欠陥が存在しないシリコン単結晶（以下完全結晶という）の育成方法も提案されている（例えば特許文献２）。
　その他、シリコン単結晶ウェーハ上にエピタキシャル成長を行い、エピタキシャル層をＤＺ層として用いる方法がある。
　ＢＭＤの制御は全てのデバイスにおいて重要であるが、特に固体撮像素子において重要である。その理由は、光電変換素子である固体撮像素子は撮像面に当たった光の強さに応じて電荷を発生させ、光を電気信号に変換している。従って、遮光時すなわち光が全く当たっていない撮像面の電荷量は“ゼロ”であることが望ましい。電荷量は電流として計測され、遮光時の電流すなわち暗電流はできる限り小さいことが望ましい。しかしながら、ウェーハ表層に形成されるフォトダイオード領域に金属汚染やグローイン欠陥があると、半導体の禁制帯中に深い準位を形成する。この結果、光を当てない状態でも欠陥を介して電荷が発生してしまう。これは発生・再結合電流として知られており、暗電流特性劣化すなわち固体撮像素子の電気特性を低下させることになる。
　しかしながら、固体撮像素子製作工程で金属汚染が導入されたとしても、デバイス形成領域より深い位置にＢＭＤが形成されていると、ＢＭＤが金属汚染元素をウェーハ表層部から取り除く（ゲッタリングする）ため、電気特性の劣化を防止することができる。
　ゲッタリングのためには、ＢＭＤの総体積（密度×１個当たりのＢＭＤサイズに比例する）が大きいことが望ましく、しかも、デバイス形成領域のなるべく近傍にＢＭＤが形成されている（近接ゲッタリング）ことが望ましい。その理由は、金属等の汚染元素をゲッタリングするためには、熱処理中に汚染元素がゲッターサイトであるＢＭＤの位置まで拡散する必要があるが、近年のデバイス工程の低温化・短時間化に伴い、汚染元素の拡散距離は短くなる傾向にあるためである。
　他方、ＢＭＤサイズが大きすぎるとＢＭＤ自身が転位発生源になり、デバイス製作工程の熱処理でウェーハが変形し、フォトリソ工程でデバイスパターンの合わせ精度が低下して歩留まり低下を招くという悪影響も生じることから、サイズは所定の大きさ以下に抑える必要がある。このようにＢＭＤの密度とサイズは、ある一定の範囲に制御する必要がある。これはメモリーデバイスにおいても同様である。
　固体撮像素子に用いられるシリコン単結晶ウェーハには、エピタキシャル成長等の前に酸素析出熱処理を施し、ＢＭＤをバルクに形成するイントリンシックゲッタリング法（Ｉｎｔｒｉｎｓｉｃ　Ｇｅｔｔｅｒｉｎｇ：以下「ＩＧ法」という）が適用できる。ただし、ＩＧ法は高温・長時間の熱処理が必要なため、コスト面や熱処理中に金属汚染が生じやすい、あるいは熱処理によりスリップが生じる懸念がある。このため、近年では、ＣＺ法でシリコン単結晶を育成する段階で炭素（Ｃ）をドープした結晶から切り出されたウェーハ上にエピタキシャル層を形成したウェーハが多く採用されている。該ウェーハは、出荷段階ではＢＭＤは形成していないがウェーハ中に炭素が存在しているため、４００－８００℃といった比較的低温でも酸素析出しやすく、固体撮像素子製作工程の熱処理でもＢＭＤが容易に形成されるという特徴がある。
　他方、メモリデバイスの場合、完全結晶から切り出して製作したシリコン単結晶ウェーハが広く採用されている。また、素子分離としてＳＴＩ（Ｓｈａｌｌｏｗ　Ｔｒｅｎｃｈ　Ｉｓｏｌａｔｉｏｎ）と呼ばれる極浅溝を形成後、溝内部を酸化膜で埋め込む構造が採用されている。しかし、内部に埋め込んだ酸化膜をアニールで焼きしめる工程で酸化膜の体積変化が発生してＳＴＩ周辺に大きな応力が発生し、その結果、ＳＴＩのコーナー部分から転位が発生しやすいという問題点がある。この応力緩和や転位をピンニングさせるためには、ＳＴＩ底部の近い位置に高密度でしかも急峻なプロファイルのＢＭＤが有効である（特許文献３）。
特開２００２－３５３２２５号公報 特開平０８－３３０３１６号公報 ＵＳ２００１／００５５６８９ 特開平１１－１１６３９０号公報 特許第３７６３６２９号 特開２０１０－４０５８７号公報 特開２００９－１７０６５６号公報 特開２００１－２０３２１０号公報 特開２００３－２９７８３９号公報 ＷＯ２０１０／１１９６１４
　近年、固体撮像素子の微細化、高感度化、低シャッター電圧化が進み、エピタキシャル層の厚さは薄くなる傾向にあり、エピタキシャル層の厚さが５μｍ以下の場合もある。このようなエピタキシャル層の薄膜化に伴い、次のような新たな問題点が浮上してきた。
　エピタキシャル層形成用のシリコン単結晶ウェーハはＣＺ法で育成したシリコン単結晶から切り出して製作するが、ＣＺ法の引き上げ炉で引き上げられるシリコン単結晶は、シリコン融液表面の温度変動に依存して、酸素、炭素、ドーパント元素（例えばリン（Ｐ））の濃度がウェーハ面内で同心円状の濃淡を有することになる。この濃度の濃淡はストリエーションと呼ばれている。
　この中で、特に問題となるのは、析出物を形成し、しかも拡散定数の大きな酸素のストリエーションである。酸素のストリエーションがあると、ＢＭＤ形成熱処理で形成されるＢＭＤは、酸素ストリエーションをテンプレートとして形成されるため、ウェーハ中にＢＭＤの濃淡となって出現する。形成されたＢＭＤは、金属汚染を表層から除去するゲッタリング源として有効であるが、他方で欠陥準位を形成するため暗電流である拡散電流を増加させるという悪影響を及ぼす。エピタキシャル層が厚い場合はＢＭＤとデバイス形成領域の距離が大きいため、拡散電流はあまり問題とならないが、エピタキシャル層が薄くなると、この影響は無視できなくなり問題として顕在化してきた。この問題は、エピタキシャル層の厚さを、１μｍ程度厚くすると大きく改善することから、固体撮像素子の特性に悪影響を及ぼすＢＭＤは、デバイス形成領域からもっとも近い位置、すなわちＤＺ層直下に発生したＢＭＤであると考えられている。
　他方、デバイス工程の熱処理でウェーハのバルクの酸素がＤＺ層やエピタキシャル層に拡散し、微小な酸素析出物や酸素ドナーをエピタキシャル層内やＤＺ層内に形成する場合がある。これらはいずれも酸素ストリエーションをテンプレートとする濃淡となって出現し、エピタキシャル層が薄くなると、デバイス形成領域であるエピタキシャル層の表層まで拡散する酸素量が増加するので、その影響が大きくなる。その結果、エピタキシャル層が薄くなると、これらの影響が顕在化し、固体撮像素子ではストリエーションをテンプレートした縞状の画像ノイズとして出現し、大きな品質の劣化を招く。また、メモリデバイスにおいても、リーク電流の増加やＭＯＳ（Ｍｅｔａｌ　Ｏｘｉｄｅ　Ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒ）トランジスタの閾値電圧を変化させる等の悪影響を及ぼす。これらのことから、デバイス形成層には微小なＢＭＤや酸素ドナーは存在しないことが望ましく、しかも濃度の濃淡も小さいことが望ましい。
　すなわち、ウェーハのバルクからエピタキシャル層やＤＺ層への酸素の拡散はできる限り小さいことが望ましい。あるいは、ウェーハの酸素ストリーエーションは小さいことが望ましい。
　酸素のストリエーションを改善する方法として、ＣＺ法の装置の炉内のヒーター構造を改善し、シリコン融液表面の温度変動を少なくすることにより改善する方法が提案されている（特許文献４）。しかしながら、この方法においてもストリエーションを完全に無くすことはできないため、十分とはいえない。また、酸素がデバイス工程における熱処理中にＤＺ層やエピタキシャル層に拡散し、微小なＢＭＤや酸素ドナーを形成する場合があるという問題点は依然残っている。
　エピタキシャル層が薄くなることにより生じる別の問題点として、ＣＯＰの消え残りがある。通常、撮像素子用エピタキシャルウェーハの基板として用いるシリコン単結晶ウェーハにはＣＯＰが存在している。例えば特許文献５には、常圧下でエピタキシャル成長させる場合、エピタキシャル層の厚さが２μｍ以上でないとエピタキシャル層表面にＣＯＰの消え残りが発生すると記載されている。
　ＣＯＰを消滅させる方法として、特許文献６には酸素雰囲気中で１３００℃以上１３８０℃以下でＲＴＡ処理する方法が提案されている。
　この方法ではＣＯＰは消滅させることができ、かつ表層に酸素を内方拡散させることができるが、ＲＴＡ処理後の熱処理についての記載がなく、ＲＴＡ処理で内方拡散した酸素は、その後の熱処理で通常の外方拡散に従い、また、ＣＺ育成段階でシリコン単結晶ウェーハのバルクに取り込まれた酸素も通常どおり表面まで拡散してしまうため、ストリエーションの影響を排除できないばかりでなく、ＲＴＡ処理で内方拡散した酸素とＣＺ育成段階でシリコン単結晶ウェーハのバルクに取り込まれた酸素の両者が、デバイス熱処理中にＤＺ層やエピタキシャル層へ拡散してしまう。これにより、ＲＴＡ処理していないシリコン単結晶ウェーハよりも多くの酸素がデバイス形成領域に取り込まれてしまい、より多くのドナーや析出物がデバイス形成領域に発生しやすいという問題点がある。
　本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであって、デバイス形成領域に近接した良好なゲッタリング層が形成されるシリコン単結晶ウェーハを製造できる方法を提供することを目的とする。
　上記目的を達成するために、本発明は、シリコン単結晶ウェーハの製造方法であって、シリコン単結晶ウェーハに対して、急速加熱・急速冷却装置を用いて、酸素含有雰囲気下、第１熱処理温度で１～６０秒保持した後１～１００℃／秒の降温速度で８００℃以下まで冷却する第１熱処理を行うことによって、酸素を内方拡散させて前記シリコン単結晶ウェーハの表面近傍に酸素濃度ピーク領域を形成し、その後、第２熱処理を行うことによって、前記シリコン単結晶ウェーハ内の酸素を前記酸素濃度ピーク領域に凝集させることを特徴とするシリコン単結晶ウェーハの製造方法を提供する。
　このように第１熱処理でシリコン単結晶ウェーハ表層に酸素を内方拡散させ、第２熱処理を行って、ウェーハ内部の酸素を酸素濃度ピーク領域に凝集させることで、表面近傍に面内均一な酸素濃度の酸素濃度ピーク領域を形成できる。このため、デバイス形成領域に近接した均一なゲッタリング層が形成されるシリコン単結晶ウェーハを製造できる。
　このとき、前記第１及び第２熱処理を行うシリコン単結晶ウェーハの酸素濃度を、４×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３（ＡＳＴＭ‘７９）以上、１６×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３（ＡＳＴＭ‘７９）以下とすることが好ましい。
　このような酸素濃度のシリコン単結晶ウェーハであれば、第１及び第２熱処理によって十分なピーク濃度の酸素濃度ピーク領域を効率的に形成できる。
　このとき、前記第１及び第２熱処理の条件を、予め、前記第１熱処理後のシリコン単結晶ウェーハと、前記第１及び第２熱処理後のシリコン単結晶ウェーハあるいは前記第１及び第２熱処理後に酸素析出物顕在化熱処理を行ったシリコン単結晶ウェーハの酸素濃度プロファイルを測定し、前記第１及び第２熱処理後のシリコン単結晶ウェーハあるいは第１及び第２熱処理後に酸素析出物顕在化熱処理を行ったシリコン単結晶ウェーハの酸素濃度プロファイルの半値幅が、前記第１熱処理後のシリコン単結晶ウェーハの酸素濃度プロファイルの半値幅より小さくなる条件に決定して、該決定した条件で前記第１及び第２熱処理を行うことが好ましい。
　このように第１及び第２熱処理の条件を決定して、当該条件で熱処理を行うことで、第１及び第２熱処理によって、ウェーハ表面近傍に面内均一な酸素濃度の酸素濃度ピーク領域を確実に形成することができる。
　このとき、前記第１及び第２熱処理の条件を、前記第１及び第２熱処理後のシリコン単結晶ウェーハの表面に酸素析出欠陥が形成されない条件に決定して、該決定した条件で前記第１及び第２熱処理を行うことが好ましい。
　このように第１及び第２熱処理の条件を決定して、当該条件で熱処理を行うことで、第１及び第２熱処理によって、ウェーハ表面に欠陥が生じていない、より高品質なシリコン単結晶ウェーハを製造できる。
　このとき、前記第１熱処理を、酸素を２０％以上含有する雰囲気下、１３２０℃以上でシリコンの融点以下の第１熱処理温度で行うことが好ましい。
　このように第１熱処理を行うことで、ウェーハ表層に酸素を効率的に内方拡散させることができる。
　このとき、前記第１熱処理を、酸素を０．０１％以上２０％未満含有する雰囲気下、１２９０℃以上でシリコンの融点以下の第１熱処理温度で行うことが好ましい。
　このように第１熱処理を行うことで、比較的低い温度でもウェーハ表層に酸素を効率的に内方拡散させることができる。
　このとき、前記第２熱処理において、４００～７００℃で２～２０時間の析出核形成熱処理を行うことが好ましい。
　このような第２熱処理を行うことで、高密度の析出核の形成が効果的に実施できる。
　このとき、前記第２熱処理において、前記析出核形成熱処理後、８００～１２００℃で１時間以上の析出核成長熱処理を行うことが好ましい。
　このような第２熱処理を行うことで、高密度に形成した析出核を成長させて効果的に安定化することができる。
　このとき、前記第１及び第２熱処理後に、前記シリコン単結晶ウェーハの表面にエピタキシャル層を形成することが好ましい。
　このようにエピタキシャルウェーハを作製することで、エピタキシャル層の直下に高密度の酸素濃度ピーク領域を有し、エピタキシャル層には酸素析出欠陥が形成されないウェーハを製造できる。
　また、本発明のシリコン単結晶ウェーハの製造方法で製造したシリコン単結晶ウェーハの前記エピタキシャル層表面に形成されたものであることを特徴とする電子デバイスを提供する。
　このような電子デバイスであれば、デバイス形成領域に欠陥を有さず、その直下に良好なゲッタリング層が形成された高品質の電子デバイスとなる。
　以上のように、本発明によれば、シリコン単結晶ウェーハの表面近傍に均一で高濃度な酸素濃度ピーク領域を形成することができる。従って、デバイス形成領域に近接した良好なゲッタリング層が形成され、しかもデバイス形成領域に悪影響を及ぼさないものとなる。
（ａ）ＲＴＡ処理により酸素を内方拡散させた場合のウェーハの深さと酸素濃度のグラフ、（ｂ）降温後のウェーハの深さと酸素濃度のグラフである。 実施例１、比較例１における、サンプル１（急速加熱・急速冷却熱処理による酸素内方拡散熱処理後）の酸素濃度の深さ方向プロファイルである。 実施例１、比較例１における、サンプル３（急速加熱・急速冷却熱処理、酸素固着熱処理、酸素析出物の顕在化熱処理を実施後）の酸素濃度の深さ方向プロファイルである。 実施例１、比較例１における、サンプル３（急速加熱・急速冷却熱処理、酸素固着熱処理、酸素析出物の顕在化熱処理を実施後）の酸素濃度のピーク高さの酸素固着熱処理温度依存性を示すグラフである。 実施例２、比較例２における、サンプル１（急速加熱・急速冷却熱処理後）の酸素濃度の深さ方向プロファイルである。 実施例２、比較例２における、サンプル３（急速加熱・急速冷却熱処理、酸素固着熱処理、酸素析出物の顕在化熱処理を実施後）の酸素濃度の深さ方向プロファイルである。 実施例２、比較例２における、酸素内方拡散温度が１３５０℃の場合のサンプル３（急速加熱・急速冷却熱処理、酸素固着熱処理、酸素析出物の顕在化熱処理を実施後）の断面の選択エッチングの結果の観察図である。 実施例２、比較例２における、サンプル３（急速加熱・急速冷却熱処理、酸素固着熱処理、酸素析出物の顕在化熱処理を実施後）の深さ１００μｍの位置のＢＭＤ密度である。 実施例３、比較例３における、サンプル３（急速加熱・急速冷却熱処理、酸素固着熱処理、酸素析出物の顕在化熱処理を実施後）の深さ１００μｍの位置のＢＭＤ密度とＲＴＡ温度の関係を示すグラフである。 実施例４、５と比較例４～６における、サンプル２（エピタキシャル層形成後）の酸素濃度のＳＩＭＳプロファイルを示すグラフである。 実施例４、５と比較例４～６における、サンプル２（エピタキシャル層形成後）に対して追加の熱処理を行った後の酸素濃度プロファイルである。
　本発明者らは、ウェーハ表面近傍に高濃度な酸素濃度ピーク領域を形成する方法について鋭意検討した。
　まず、酸素含有雰囲気の急速熱処理（ＲＴＡ：Ｒａｐｉｄ　Ｔｈｅｒｍａｌ　Ａｎｎｅａｌ）によりシリコン単結晶ウェーハ内に酸素を導入し、その後様々な温度領域で熱処理を行った後、酸素濃度プロファイルとＢＭＤの評価を実施した。
　なお、酸素含有雰囲気のＲＴＡ処理により、酸素がウェーハ内に内方拡散することは既に報告されている。例えば特許文献７には、グローイン欠陥であるＣＯＰがバルク全体に存在するシリコン単結晶ウェーハを１１００～１３００℃でアニールすることによりＣＯＰを消滅させて、表層にＣＯＰのないＤＺ層を形成できるが、同時に酸素が表面から外方拡散してしまうため、表層の強度低下を招いてしまうという問題点を解決するために、酸素雰囲気でＲＴＡ処理して表層に酸素を導入することにより表層の酸素濃度を高める方法が記載されている。
　また、その後の熱処理により酸素は外方拡散して、表層の酸素濃度は再び低下するため、表層２０μｍまでＢＭＤが存在しないＤＺ層が形成されると記載されている。この点は特許文献６も同様であり、基本的に酸素は通常の拡散挙動を示している。
　これらから明確なように、一般的に熱処理により酸素は外方拡散するため、表層の酸素濃度は低下し、表層にＤＺ層が形成されるというのが通説となっている。
　これに関して本発明者らは、上記酸素濃度プロファイルとＢＭＤの評価の結果、酸素含有雰囲気下のａｓ　ＲＴＡ（ＲＴＡ処理後）の酸素濃度プロファイルは深さが１μｍから３μｍ程度にピークを持つことを確認した。しかしながら、その後ある温度以下で熱処理した場合に、ａｓ　ＲＴＡの酸素濃度プロファイルより幅が狭くなって、酸素濃度プロファイルが急峻になり、ピーク酸素濃度が高くなる、すなわち見かけ上、ウェーハ内で、濃度の高いピーク位置に酸素が拡散してくるという負の拡散現象を見出し本発明を完成させた。
　ここで負の拡散現象について説明する。
　酸素含有雰囲気のＲＴＡ処理によって、ウェーハ表面から約２μｍの深さ位置に１．２８×１０１８／ｃｍ３のピーク酸素濃度を有するシリコン単結晶ウェーハにした後、６００℃で４時間熱処理したサンプルＡと８００℃で４時間熱処理したサンプルＢを準備した。その後、両サンプルを８００℃で４時間熱処理後に１０００℃で１６時間熱処理を実施し、その断面のＢＭＤをエッチングして観察した。同時に、酸素濃度の深さ方向のプロファイルをＳＩＭＳ（Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ　Ｉｏｎ　Ｍａｓｓ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）で測定した。
　その結果、サンプルＡでは、深さ２μｍの位置に高濃度ＢＭＤ層が形成されており、しかもそのピーク酸素濃度は４×１０１８／ｃｍ３とａｓ　ＲＴＡより高いピーク濃度を示した。さらに、ピーク酸素濃度分布の半値幅は、ａｓ　ＲＴＡの２．９０μｍに対して、サンプルＡの半値幅は１．４５μｍと狭くなっていることを見出した。通常の拡散現象では濃度分布がピークを有する物質を熱処理すると、熱処理とともにピーク濃度が減少し、ピークの半値幅は大きくなるが、これとは全く逆の現象である。このことはウェーハ内の酸素が濃度の高い位置（酸素濃度ピーク領域）に凝集してきたことを意味しており、見かけ上、負の拡散現象を示している。
　このようにウェーハ内で酸素が濃度の高い位置に凝集するということは、逆に言えばＲＴＡ処理で形成されたピーク酸素濃度位置より表面側への酸素拡散が抑制できることを意味している。
　他方サンプルＢの場合は、ａｓ　ＲＴＡのウェーハで見られた酸素濃度のピークは消滅しており、一般的な酸素の拡散に従った酸素濃度プロファイルとなっていた。また表面から深さ２μｍの位置には、ＢＭＤは形成されていなかった。
　この現象は以下のように考えられる。
　６００℃の温度における酸素の固溶濃度は、１．５×１０１４／ｃｍ３である。他方ａｓ　ＲＴＡのウェーハの酸素ピーク濃度は１．２８×１０１８／ｃｍ３であり、過飽和度（＝ピーク濃度／固溶濃度）は約８５００倍となる条件で析出熱処理が実行されたことになる。
　酸素析出反応は、
　２Ｓｉ＋２Ｏ＋Ｖ→ＳｉＯ２＋ＩＳｉ・・・（１）
と考えられている。ここでＳｉ：シリコン、Ｏ：酸素、Ｖ：空孔、ＩＳｉ：格子間シリコンである。
　上記（１）の反応式及び古典的均一核形成から明確なように、酸素濃度が高い、すなわち過飽和度が高い場合は析出反応速度すなわち析出核形成速度が大きくなる。
　析出核（あるいは析出物）が形成されると、この周辺の酸素濃度が低下するため、局所的には周辺の酸素は析出核に向かって拡散し、析出物で消費されて析出核を成長させる。同時に、熱処理中に酸素は表面から外方拡散するため表面の酸素濃度が低下し、酸素は表面に向かって拡散する。析出核の密度が小さい場合は、析出核の成長に寄与する酸素量は相対的に小さく、大部分の酸素は消費されずに、濃度の低い表面に向かって拡散し、表面から放出される。しかしながら過飽和度がある値以上になると、酸素は拡散する前に析出層へと相変化すると考えられる。その結果、高濃度酸素析出層（以下ＨＤ－ＢＭＤ層という）が形成される。これにより、析出物の成長によって消費される酸素量が大きくなり、表面とバルクの外方拡散で生じる濃度差よりも、析出物の成長により生じる析出物周辺の濃度差が大きくなり、酸素は外方拡散しなくなる。あるいは外方拡散が極めて小さくなり、大部分の酸素は析出物に向かって拡散するようになって、酸素は酸素析出物に固着（消費）されるようになる。その結果、ウェーハ内の酸素は濃度のピーク位置、すなわちＨＤ－ＢＭＤ層に凝集（逆拡散）するようになると考えられる。この現象は、酸素析出のし易さに比例すると考えられる。酸素析出のし易さは、ある熱処理温度における酸素の過飽和度あるいは空孔濃度に比例するため、過飽和度が小さくても空孔濃度が高い場合は同様な効果が生じると考えられる。
　以下、本発明について、実施態様の一例として、図を参照しながら詳細に説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。
　本発明は、シリコン単結晶ウェーハに対して、急速加熱・急速冷却装置を用いて、酸素含有雰囲気下、第１熱処理温度で１～６０秒保持した後１～１００℃／秒の降温速度で８００℃以下まで冷却する第１熱処理を行うことによって、酸素を内方拡散させてシリコン単結晶ウェーハの表面近傍に酸素濃度ピーク領域を形成し、その後、第２熱処理を行うことによって、シリコン単結晶ウェーハ内の酸素を前記酸素濃度ピーク領域に凝集させることを特徴とするシリコン単結晶ウェーハの製造方法である。以下、各工程について詳細に説明する。
（ａ）出発材料
　本発明で熱処理を行うシリコン単結晶ウェーハとしては、ＣＺ法又はＦＺ法で育成されたシリコン単結晶インゴットから作製されたシリコン単結晶ウェーハ又は、該シリコン単結晶ウェーハ上にエピタキシャル層を形成したエピタキシャルウェーハとすることができる。
　例えば、ＣＺ法で育成したシリコン単結晶インゴットをスライスしてウェーハとした後に、面取り、ラッピング、エッチング後にウェーハの一方の表面を鏡面研磨した片面ポリッシュドウェーハ（Ｓｉｎｇｌｅ　Ｓｉｄｅ　Ｐｏｌｉｓｈウェーハ、以下ＳＳＰウェーハという）又は、ウェーハの表裏面に対して両面研磨を行った後に一主表面を最終の鏡面研磨した両面研磨ウェーハ（Ｄｏｕｂｌｅ　Ｓｉｄｅ　Ｐｏｌｉｓｈウェーハ、以下ＤＳＰウェーハという）を用いることができる。または、上記製作工程の両面研磨までを行って、最終の鏡面研磨工程を行っていないウェーハ（以下、最終研磨前ＤＳＰウェーハという）を用いることもできる。
　このとき、本発明で第１及び第２熱処理するシリコン単結晶ウェーハの酸素濃度を、好ましくは、４×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３（ＡＳＴＭ‘７９）以上、より好ましくは、８×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３（ＡＳＴＭ‘７９））以上とし、また、１６×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３（ＡＳＴＭ‘７９）以下とすることが好ましい。
　このような酸素濃度のシリコン単結晶ウェーハであれば、熱処理によってより高濃度の酸素濃度ピーク領域を形成でき、また、表面への欠陥発生も効果的に防止できる。
（ｂ）第１熱処理（酸素内方拡散熱処理工程）
　上記のようなシリコン単結晶ウェーハに対して、急速加熱・急速冷却装置を用いて、酸素含有雰囲気下、第１熱処理温度で１～６０秒保持した後１～１００℃／秒の降温速度で８００℃以下まで冷却する第１熱処理を行うことによって、酸素を内方拡散させてシリコン単結晶ウェーハの表面近傍に酸素濃度ピーク領域を形成する。
　酸素含有雰囲気で急速昇温して１～６０秒熱処理することにより、熱処理中にウェーハ表面から、その熱処理温度における酸素固溶濃度となるように酸素が内方拡散し、表面から深さ方向に酸素の拡散定数に従った単純な減衰プロファイルを有する酸素濃度分布を形成する。その後、１℃／秒以上１００℃／秒以下の降温速度で８００℃以下まで急速降温させる間に、酸素は表面から外方拡散して表面側の酸素濃度は低下し、その結果、表面から１μｍ程度の深さ位置に酸素濃度のピークを有するプロファイル（酸素濃度ピーク領域）を形成することができる。ピーク濃度とピーク位置は、熱処理の保持温度、時間、降温速度およびウェーハの酸素濃度で制御することができる。降温速度は、生産性の面から１℃／秒以上で行い、１００℃／秒を超えるとスリップが発生する可能性が生じる。
　このような第１熱処理について、以下より詳細に説明する。
　図１（ａ）に、高酸素濃度シリコン単結晶ウェーハと低酸素濃度シリコン単結晶ウェーハを用いて、酸素を含有した希ガス雰囲気中で加熱保持し、ウェーハ表面から酸素を内方拡散させた場合の概念図を示す。図１（ａ）において、実線および点線は、それぞれ低酸素濃度ウェーハと高酸素濃度ウェーハの酸素内方拡散熱処理前の酸素濃度分布であり、１点破線および２点破線は、それぞれ低酸素濃度ウェーハと高酸素濃度ウェーハの第１熱処理温度で保持中に内方拡散する酸素濃度分布を示す。
　第１熱処理（酸素の内方拡散熱処理）は、酸素ガスあるいは酸素を含有した希ガス（例えばＡｒ、Ｎ２）中で１～６０秒保持する。この保持中に、シリコン単結晶ウェーハの表面の酸素濃度が下記（２）式で与えられる固溶濃度Ｃ０を維持した状態で、保持温度の酸素の拡散定数に従って酸素が内方拡散する（図１（ａ）の１点破線および２点破線）。
　Ｃ０＝９×１０２２×Ｅｘｐ（－１．５２／ｋＴ）・・・（２）
　ここで、ｋ：ボルツマン定数、Ｔ：絶対温度（Ｋ）である。
　高温になるほど酸素固溶限界濃度は高くなるため、バルク中に拡散する酸素の量は、熱処理温度が高温になるほど増加する。また拡散は、表面の酸素濃度（固溶濃度）とウェーハ（バルク）の酸素濃度差に比例することから、得られる酸素濃度プロファイルは熱処理温度とウェーハの酸素濃度及び熱処理時間の関数となる。
　そして、一定時間加熱保持した後、１～１００℃／秒の降温速度で８００℃以下まで降温すると、降温中にウェーハ中の酸素は外方拡散により一部が表面から放出される。その結果、図１（ｂ）に示す概念図のように、酸素濃度プロファイルは表層からある深さでピークを持つ形状になる（図１（ｂ）の１点破線および２点破線）。すなわち、酸素濃度ピーク領域が形成される。
　１～１００℃／秒と速い降温速度であれば、ウェーハ表面からの酸素の外方拡散による酸素量の低下を小さくできるとともに、より多くの空孔（高濃度）をバルク中に凍結（＝注入）させることができるので、酸素析出を促進できるという利点が生じる。
　ここで、ピーク濃度とその位置は、第１熱処理温度（酸素内方拡散熱処理温度）、保持時間、ウェーハの酸素濃度、及び降温速度によって制御可能であり、所望のプロファイルになるように適宜、決定することができる。
　このような第１熱処理温度（ＲＴＡ処理温度）としては、例えば１３２０℃以上であれば、ＣＯＰを消滅させることができると同時に、グローイン酸素析出物を完全に消滅させることができる（例えば特許文献１０参照）。従って、グローイン欠陥のあるウェーハを用いても、第１熱処理によって、その表層にＤＺ層を形成でき、結晶のコストを下げられるという利点が生じる。
　また、第１熱処理を、酸素を２０％以上含有する雰囲気下、１３２０℃以上でシリコンの融点（約１４１０℃）以下の第１熱処理温度で行うことができる。
　従来、酸素を２０％以上含有する雰囲気下のＲＴＡ処理では、ウェーハに格子間シリコンが注入されるため、酸素析出は抑制され、ＨＤ－ＢＭＤ層は形成されにくくなると考えられていた。しかしながら、本発明者らは、酸素を２０％以上含有する雰囲気のＲＴＡ処理においても処理温度が１３２０℃以上になると、その後の酸素析出が促進されるという現象を見出した。この理由は明確ではないが、１３２０℃以上のＲＴＡ処理では空孔が注入されるようになるためと考えられる。このように空孔注入により、その後の析出が促進されると、ＨＤ－ＢＭＤ層がより形成しやすくなり有利である。また、１３２０℃以上の高温でＲＴＡ処理した場合は、９×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上のピーク濃度を有する酸素濃度プロファイルを得ることができる。このため、第２熱処理において、例えば最も酸素析出核を形成しやすい４００℃～７００℃の温度で熱処理を行うことで、十分な酸素の過飽和度となり、効果的にＨＤ－ＢＭＤ層を形成できる。
　また、第１熱処理を、酸素を０．０１％以上２０％未満含有する雰囲気下、１２９０℃以上でシリコンの融点以下の第１熱処理温度で行うこともできる。
　酸素濃度が０．０１％以上２０％未満の希ガス雰囲気（例えばＡｒ）を用いると、酸素１００％の場合に比べてより低温である１２９０℃でも、その後酸素析出が促進されるようになる。すなわち、酸素１００％の雰囲気の場合よりも低温のＲＴＡ温度で効果的に空孔注入されるため、より低温のＲＴＡ温度で１００％酸素で高温のＲＴＡ温度の場合と同様な酸素析出を得ることができるようになり、プロセスの低温化が実現できる。
　なお、本発明で用いる急速加熱・急速冷却装置としては、枚葉式又はバッチ式のＲＴＡ装置を用いることができ、市販のＲＴＡ装置（例えばマトソン社製、Ｈｅｌｉｏｓ）を用いることができる。
（ｃ）第２熱処理（酸素固着熱処理工程）
　第１熱処理の後、第２熱処理を行うことによって、シリコン単結晶ウェーハ内の酸素を酸素濃度ピーク領域に凝集させる。
　このように酸素を酸素濃度ピーク領域に凝集させて酸素析出核を形成、成長させることで、ウェーハ表面近傍に高濃度酸素析出層（ＨＤ－ＢＭＤ層）が形成される。
　この第２熱処理において、４００～７００℃で２～２０時間の析出核形成熱処理を行うことが好ましい。
　このような温度、時間で析出核形成熱処理を行うことで、表面近傍の酸素濃度ピークを消滅しないように析出核を形成して、酸素濃度ピーク領域に酸素を効果的に凝集させることができる。
　さらに、上記析出核形成熱処理後、８００～１２００℃で１時間以上の析出核成長熱処理を行うことが好ましい。
　このように、析出核形成熱処理後に、より高温の析出核成長熱処理を行うことで、酸素濃度ピーク領域により効率的に酸素を凝集させることができるため、バルク内に形成した析出核を成長させて安定化させることができる。
　この第２熱処理では、市販の縦型熱処理装置あるいは横型熱処理装置を用いて熱処理を行うことができる。雰囲気ガスとしては、Ｏ２、Ｎ２、Ａｒあるいはこれらの混合ガス、あるいはＨ２ガスのいずれでも良い。
　酸素析出現象は、酸素の過飽和度、点欠陥の濃度、ＣやＮといった不純物濃度により決定される極めて複雑な現象であり、前述したＨＤ－ＢＭＤ層が形成される条件はこれら全ての因子の関数であり、その条件を一意的に決定することは不可能である。特に、点欠陥のうち、空孔は酸素析出物の形成を促進することで知られており、しかも空孔濃度は、ＲＴＡ処理の雰囲気や温度で大きく異なる。
　例えばＮＨ３雰囲気のＲＴＡ処理では空孔が注入され、しかも注入される空孔濃度は、ＲＴＡ処理の最高温度が高いほど高くなり、また降温速度が大きいほど高くなる（例えば特許文献８）。逆にＯ２雰囲気のＲＴＡ処理では酸素析出を抑制する格子間シリコンが注入されることが報告されている（例えば特許文献９）。
　そこで、本発明において、予め、第１熱処理と第２熱処理について、酸素濃度ピーク領域の形成、当該領域への酸素の凝集が生じるような条件を以下のように予備実験で調べることが好ましい。
　例えば、酸素濃度を振ったウェーハを準備し、第１熱処理条件（雰囲気ガス、温度、保持時間、降温速度）を変えて熱処理を行ったサンプル１と、サンプル１に行った第１熱処理にさらに、第２熱処理条件（温度と時間）を変えて熱処理を行ったサンプル２を準備する。この場合、第２熱処理は上記した析出核形成熱処理と析出核成長熱処理を２段階で行ってもよいし、さらに別の熱処理を行ってもよい。
　また、第１熱処理と第２熱処理が充分でない場合には、酸素の拡散距離が小さすぎて差異が見出し難くなる。この場合は、サンプル２の熱処理条件で熱処理したものに、さらに、例えば８００℃で４時間保持し、その後１０００℃まで昇温させて１０００℃で１６時間保持することで酸素析出物を顕在化させる酸素析出物顕在化熱処理を行ったサンプル３を準備することが望ましい。
　その後、各サンプルの深さ方向の酸素濃度プロファイルを測定し、酸素濃度プロファイルが主表面での値から増加する第一の領域と、前記第一の領域の最大値から減少する第二の領域を有し、かつ第一の領域と第二の領域の酸素濃度が最大値の１／２になる位置の間の幅（半値幅）を求める。そして、サンプル２あるいはサンプル３の半値幅が、サンプル１の半値幅より小さくなるような第１熱処理条件と第２熱処理条件の組み合わせを求め、該組み合わせ条件で第１熱処理と第２熱処理を行うことが好ましい。
　または、サンプル２（第１熱処理と第２熱処理を行ったもの）を選択エッチングして、表面に欠陥が出現しないような第１熱処理条件と第２熱処理条件の組み合わせを求め、該組み合わせ条件で第１熱処理と第２熱処理を行うことが好ましい。
　または、サンプルの半値幅が上記条件を満たし、かつ、表面欠陥が出現しない第１熱処理条件と第２熱処理条件の組み合わせを求め、該組み合わせ条件で第１熱処理と第２熱処理を行うことが最も好ましい。
　このようにして決定した条件で第１熱処理と第２熱処理を実施すれば、表面は欠陥がなく、しかも表層から１μｍ程度の深さに高密度で均一なＨＤ－ＢＭＤ層が形成でき、しかもＨＤ－ＢＭＤ層より表面側にはウェーハからの酸素の外方拡散が極めて抑制されたシリコン単結晶ウェーハを製作することが可能となる。
　なお、前述の予備実験において、第２熱処理条件をデバイス工程の熱処理条件として予備実験を行い、第１熱処理条件を決定してもよい。この場合、第２熱処理を割愛して、第１熱処理だけを実施して出荷することで、デバイス工程の熱処理によって、ウェーハ表層から１μｍ程度の深さに高密度で均一なＨＤ－ＢＭＤ層が形成できる。しかも、ＨＤ－ＢＭＤ層より表面側にはウェーハからの酸素の外方拡散が極めて抑制されたものとすることができ、目的とする品質を確保できると同時に熱処理コストを大幅に抑制できるという利点がある。
（ｄ）酸化膜除去洗浄工程
　第２熱処理（第２熱処理を割愛する場合は第１熱処理）後、ウェーハ表面と裏面に形成された酸化膜を除去するため、例えば、市販されているウエット洗浄装置を用いて、５％の濃度のＨＦ水溶液を満たした洗浄槽にウェーハを浸漬させ、酸化膜を除去する。その後、連続して所謂ＲＣＡ洗浄（ＳＣ１洗浄槽、ＳＣ２洗浄槽の順にウェーハを浸漬させる）を行えばよい。
　本発明は、前述のようにエピタキシャル成長後のウェーハに本発明の熱処理を行うこともできるが、上記（ａ）工程で本発明で熱処理を行うシリコン単結晶ウェーハとして、エピタキシャルウェーハ以外を準備して、上記（ｂ）～（ｄ）の工程を行った本発明の熱処理後のウェーハの表面にエピタキシャル層を形成することもできる。これにより、エピタキシャル層への欠陥の発生が抑制され、エピタキシャル層の下１μｍ程度の深さに高密度で均一なＨＤ－ＢＭＤ層が形成されたエピタキシャルウェーハを製造できる。
　なお、出発材料として、最終研磨前ＤＳＰウェーハを用いた場合は、必要に応じてエピタキシャル成長工程前に、一主表面を最終の鏡面研磨する工程を実施しても良い。
　この場合、抵抗率が５ｍΩｃｍ以下のシリコン単結晶ウェーハの表面にエピタキシャル層を形成することが好ましい。
　このような抵抗率のウェーハのドーパント濃度はおよそ１×１０１９／ｃｍ３以上と極めて高い。その上に通常抵抗率５Ωｃｍ程度（ドーパント濃度がおよそ１×１０１６／ｃｍ３）のエピタキシャル層を成長させる場合、例えばＰ（リン）のようなイオン半径がＳｉより大きなドーパントが高濃度に含有されたウェーハの格子定数は、エピタキシャル層の格子定数より大きくなる。このため、格子不整合によりミスフィット転位が発生しやすくなる。しかしながら、本発明のように熱処理によりＨＤ－ＢＭＤ層を表層に形成したシリコン単結晶ウェーハは、表層に高密度に存在するＢＭＤが格子定数の差により生じる応力を緩和するため、エピタキシャル成長中に発生するミスフィット転位の発生を抑制することができる。
　以上のような本発明によれば、表層に浅いＤＺ層を形成すると同時にＤＺ層直下に急峻で高密度のＢＭＤを面内均一に、しかも２μｍ程度の狭い幅で形成することができる。このＢＭＤ密度はシリコン単結晶育成中に取り込まれた酸素がバルク中に形成するＢＭＤより高密度であり、しかもバルクＢＭＤとデバイス形成領域の中間に形成される。このため、バルクの酸素ストリエーションをテンプレートとした面内不均一な縞模様のＢＭＤ密度分布のデバイスへの影響を遮蔽することができ、面内均一な特性を有するデバイスを作製可能となる。
　しかも、バルク全体に高密度のＢＭＤを形成させた場合は、析出物が過剰となりウェーハのソリを誘発する原因になるが、本発明のように、高密度であるが形成層の幅が小さいＢＭＤ層を形成することで、ウェーハ全体に占める析出物の総量が小さくなり、析出過多によるソリの発生を抑制できるという利点もある。
　また、デバイス熱処理中に、ＤＺ層またはエピタキシャル層中にウェーハのバルクからの酸素が拡散することを抑制することができる。これにより、ウェーハの酸素がＤＺ層またはエピタキシャル層中に拡散し、微小酸素析出物の形成や酸素がドナー化することを抑制できるため、デバイス特性の劣化を防止することができる。
　また、ＤＺ層またはエピタキシャル層直下に形成された急峻なＢＭＤにより、デバイスの素子分離に使われているＳＴＩ底部の応力緩和を図り、スリップ発生を抑制することができる。
　以下、実施例及び比較例を示して本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
（実施例１，比較例１）
　ＣＺ法でｐ型、酸素濃度６．５×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３、抵抗率２０Ωｃｍのシリコン単結晶インゴットを育成し、スライスしてウェーハ状に切り出し、面取り、ラッピング、エッチング後に、ウェーハの表裏面に対して両面研磨し、一主表面を最終の鏡面研磨した。これにより、直径が１２インチ（３００ｍｍ）で厚さが７７５μｍの両面研磨ウェーハ（ＤＳＰウェーハ）を準備した。
　次に、市販のＲＴＡ装置（マトソン社製Ｈｅｌｉｏｓ）を用いて、複数枚の前記ＤＳＰウェーハに対して、１００％酸素雰囲気中で室温から昇温速度５０℃／秒で１３５０℃まで昇温し、１０秒保持後、８００℃までの降温速度を３０℃／秒で降温して急速加熱・急速冷却熱処理（ＲＴＡ処理）すなわち酸素内方拡散熱処理を行い、その内１枚を抜き取り、サンプル１とした。
　次に、前記ＲＴＡ処理（酸素内方拡散熱処理）したウェーハに対して、市販の縦型炉（国際電気社製　ＶＥＲＴＥＸ－ＩＩＩ）を用いて、炉内を酸素濃度５％のＮ２ガス雰囲気とし、４００℃、５００℃、６００℃、７００℃、８００℃と熱処理温度を振って、各２枚ずつ、それぞれ４時間保持（酸素固着熱処理）した後、取り出した。各２枚の内１枚目をサンプル２とした。２枚目は、市販の縦型炉（国際電気社製　ＶＥＲＴＥＸ－ＩＩＩ）を用いて、酸素濃度５％のＮ２ガス雰囲気、６００℃に保持された炉内に投入し、５℃／分で８００℃まで昇温、８００℃で４時間保持、５℃／分で１０００℃まで昇温した後、１６時間保持する酸素析出物の顕在化熱処理を追加し、３℃／分で６００℃まで降温した後、炉内から取り出し、サンプル３とした。
　そして、サンプル２を選択エッチングし、表面の欠陥発生の有無を調べたが、全てのサンプルで表面欠陥は検出されなかった。
　また、サンプル１はＳＩＭＳで酸素濃度の深さ方向分布を測定し、サンプル３はＳＩＭＳで酸素濃度の深さ方向分布を測定し、さらに断面の選択エッチングによりＢＭＤの深さ方向の分布の観察を行った。
　図２は、サンプル１（急速加熱・急速冷却熱処理による酸素内方拡散熱処理後）の酸素濃度の深さ方向プロファイルである。表面から１μｍ程度の深さにピーク濃度を有する分布を示しており、ピーク濃度は１．２８×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３で、ピーク濃度の高さ（図中Ａ）が１／２になる半値幅（図中のＢ）は２．９０μｍである。
　図３は、サンプル３（急速加熱・急速冷却熱処理、酸素固着熱処理、酸素析出物の顕在化熱処理を実施後）の酸素濃度の深さ方向プロファイルである。酸素固着熱処理温度が４００℃から７００℃の場合、約２μｍの深さ位置に明確な酸素濃度のピークを有する分布が得られている。ピーク酸素濃度の高さが１／２になる半値幅は４００℃、５００℃、６００℃、７００℃において、それぞれ１．１μｍ、１．５μｍ、１．０μｍ、１．１μｍであり、いずれの場合もａｓ　ＲＴＡのサンプル１の半値幅２．９０μｍより狭くなっている。これから、酸素固着熱処理温度４００～７００℃では、ＲＴＡ処理で導入した酸素のピーク位置にウェーハ内の酸素が集まっていることが分かる。すなわち、酸素の外方拡散が抑制されていることが分かる。他方、８００℃で熱処理した場合は、酸素濃度プロファイルのピークは消滅しており、所謂外方拡散に従ったプロファイルとなっている。
　サンプル３のＢＭＤの断面観察結果から、４００℃、５００℃、６００℃、７００℃で酸素固着熱処理した場合には、ウェーハ表面から２μｍ前後の深さ位置に幅約３μｍの狭い領域に高密度で急峻なＢＭＤが形成されているが、８００℃で酸素固着熱処理を行った場合は、ウェーハ表面から約２０μｍより深い位置でＢＭＤが形成されていた。
　一般的にＢＭＤは酸素濃度分布に比例し、４００℃、５００℃、６００℃、７００℃で酸素固着熱処理した場合は、酸素濃度が急峻なピーク部分を有しているのに対して、８００℃で酸素固着熱処理をした場合には、深さ方向になだらかに酸素濃度は増加しており、ＢＭＤ分布もなだらかな変化をしてピーク部分を有さないことが分かる。
　図４は、サンプル３の酸素濃度のピーク高さの酸素固着熱処理温度依存性である。図４から明確なように、酸素固着熱処理の析出核形成ステップの温度は３００℃以上７５０℃以下の温度であれば、酸素濃度のピークが出現することから、本発明の第２熱処理条件となることが分かる。さらに、酸素固着熱処理（第２熱処理）の析出核形成ステップの温度は、４００℃以上７００℃以下がより望ましいことが分かる。
（実施例２、比較例２）
　ＣＺ法で、ｐ型、酸素濃度６．５×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３、抵抗率２０Ωｃｍのシリコン単結晶インゴットを育成し、スライスしてウェーハ状に切り出し、面取り、ラッピング、エッチング後に、ウェーハの表裏面に対して両面研磨し、一主表面を最終の鏡面研磨した。これにより、直径が１２インチ（３００ｍｍ）で厚さが７７５μｍの両面研磨ウェーハ（ＤＳＰウェーハ）を準備した。
　次に、市販のＲＴＡ装置（マトソン社製Ｈｅｌｉｏｓ）を用いて、複数枚の前記ＤＳＰウェーハを１００％酸素雰囲気中で室温から昇温速度５０℃／秒でＸ℃まで昇温し、１０秒保持後、８００℃までの降温速度を３０℃／秒で降温して急速加熱・急速冷却熱処理（ＲＴＡ処理）、すなわち酸素内方拡散熱処理を行った。Ｘ℃としては１３００℃、１３２０℃、１３３０℃、１３５０℃とした。各温度で酸素内方拡散熱処理を行ったウェーハの内１枚を抜き取り、サンプル１とした。
　次に、前記ＲＴＡ処理（酸素内方拡散熱処理）したウェーハ各２枚に対して、市販の縦型炉（国際電気社製　ＶＥＲＴＥＸ－ＩＩＩ）を用いて、炉内で、酸素濃度５％のＮ２ガス雰囲気、４５０℃、４時間保持（酸素固着熱処理）した後取り出した。その内の１枚目をサンプル２とした。２枚目は、市販の縦型炉（国際電気社製　ＶＥＲＴＥＸ－ＩＩＩ）を用いて、酸素濃度５％のＮ２ガス雰囲気、６００℃に保持された炉内に投入し、５℃／分で８００℃まで昇温、８００℃で４時間保持、５℃／分で１０００℃まで昇温した後、１６時間保持する酸素析出物の顕在化熱処理を追加し、３℃／分で６００℃まで降温した後、炉内から取り出し、サンプル３とした。
　そして、サンプル２を選択エッチングし、表面の欠陥発生の有無を調べたが、全てのサンプルで表面欠陥は検出されなかった。
　また、サンプル１はＳＩＭＳで酸素濃度の深さ方向分布を測定し、サンプル３はＳＩＭＳで酸素濃度の深さ方向分布を測定し、さらに断面の選択エッチングによりＢＭＤの深さ方向の分布の観察を行った。
　図５は、サンプル１（急速加熱・急速冷却熱処理後）の酸素濃度の深さ方向プロファイルである。いずれもウェーハ表面から１μｍ程度の深さにピーク濃度を有する分布を示している。
　図６は、サンプル３（急速加熱・急速冷却熱処理、酸素固着熱処理、酸素析出物の顕在化熱処理を実施後）の酸素濃度の深さ方向プロファイルである。酸素内方拡散温度が１３２０℃以上の場合は、酸素濃度のピークが出現している。ピーク濃度の半値幅をサンプル１と比較すると、酸素内方拡散熱処理温度が１３２０℃の場合は２．２μｍから０．２７μｍ、１３３０℃の場合は２．４μｍから０．８６μｍ、１３５０℃の場合は２．９μｍから１．６μｍと減少していた。他方、酸素内方拡散温度が１３００℃の場合はピーク濃度は消滅しており、所謂外方拡散に従ったプロファイルとなっている。
　図７は、酸素内方拡散温度が１３５０℃の場合のサンプル３の断面の選択エッチングの結果を示している。図７から明確なように、表面から２μｍの深さに幅数μｍの狭い領域に高濃度のＢＭＤ層が形成されていることが分かる。同様な高密度ＢＭＤ層は１３２０℃以上で酸素内方拡散熱処理した場合に観察されたが、１３００℃では観察されなかった。
　図８は、サンプル３の深さ１００μｍの位置のＢＭＤ密度を示す。深さ１００μｍのＢＭＤ密度は、ＲＴＡ処理（酸素内方拡散熱処理）で表層に内方拡散させた高濃度酸素層の酸素ではなく、もともとバルクに存在していた酸素がＢＭＤを形成したかどうかを示している。図８には、参考として、１２００℃、１２５０℃、１２８０℃でＲＴＡ処理（酸素内方拡散熱処理）したサンプルのＢＭＤ密度も表示した。
　図８から明確なように、１００％酸素雰囲気でＲＴＡ処理（酸素内方拡散熱処理）したサンプルの場合は、処理温度が１３００℃までは温度が高くなるほどＢＭＤ密度は減少しており、従来の知見が再現されている。すなわち、酸素雰囲気のＲＴＡ処理では表面から格子間シリコンが注入されることにより、酸素析出が抑制されたと考えられる。他方、１３００℃を超えるとこれまでの知見とは異なり、ＢＭＤは一転して増加傾向を示した。この理由は明確ではないが、１３００℃より高温では空孔注入が発生したため酸素析出がエンハンスされたと考えられる。
　これらの結果より、第１熱処理を１３２０℃以上でのＲＴＡ処理（酸素内方拡散熱処理）とすれば、内方拡散で注入された酸素濃度が高くなり、しかも、空孔も注入された結果、その後の酸素固着熱処理（この場合４５０℃）で極めて高い酸素の飽和度になり、しかも空孔の影響でより析出しやすくなるという相乗効果が得られる。
（実施例３、比較例３）
　ＣＺ法で、ｐ型、酸素濃度６．５×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３、抵抗率２０Ωｃｍのシリコン単結晶インゴットを育成し、スライスしてウェーハ状に切り出し、面取り、ラッピング、エッチング後に、ウェーハの表裏面に対して両面研磨し、一主表面を最終の鏡面研磨した。これにより、直径が１２インチ（３００ｍｍ）で厚さが７７５μｍの両面研磨ウェーハ（ＤＳＰウェーハ）を準備した。
　次に、市販のＲＴＡ装置（マトソン社製Ｈｅｌｉｏｓ）を用いて、複数枚の前記ＤＳＰウェーハを、酸素濃度１９％のＡｒガス雰囲気中で室温から昇温速度５０℃／秒でＸ℃まで昇温し、１０秒保持後、８００℃までの降温速度を３０℃／秒で降温して急速加熱・急速冷却熱処理（ＲＴＡ処理）、すなわち酸素内方拡散熱処理を行った。Ｘ℃としては１２５０℃、１２７０℃、１２９０℃、１３１０℃とした。酸素内方拡散熱処理をしたウェーハの内１枚を抜き取り、サンプル１とした。
　次に、前記ＲＴＡ処理（酸素内方拡散熱処理）したウェーハ各２枚に対して、市販の縦型炉（国際電気社製　ＶＥＲＴＥＸ－ＩＩＩ）を用いて、炉内で、酸素濃度５％のＮ２ガス雰囲気、４５０℃、４時間保持（酸素固着熱処理）した後、取り出した。その内の１枚目をサンプル２とし、２枚目は、市販の縦型炉（国際電気社製　ＶＥＲＴＥＸ－ＩＩＩ）を用いて、酸素濃度５％のＮ２ガス雰囲気で６００℃に保持された炉内に投入し、５℃／分で８００℃まで昇温、８００℃で４時間保持、５℃／分で１０００℃まで昇温、１６時間保持する酸素析出物の顕在化熱処理を追加し、３℃／分で６００℃まで降温した後、炉内から取り出し、サンプル３とした。
　そして、サンプル２を選択エッチングし、表面の欠陥発生の有無を調べたが、全てのサンプルで表面欠陥は検出されなかった。
　サンプル１は、ＳＩＭＳで酸素濃度の深さ方向分布を測定し、サンプル３はＳＩＭＳで酸素濃度の深さ方向分布を測定し、さらに断面の選択エッチングによりＢＭＤの深さ方向の分布の観察を行った。
　表１に、サンプル１（酸素内方拡散熱処理後）の酸素濃度プロファイルから求めた半値幅と、サンプル３の酸素濃度ピークの有無および酸素濃度ピークが出現した場合は、酸素濃度プロファイルから求めた半値幅を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１から明確なように、ＲＴＡ温度（酸素内方拡散熱処理の温度）が１２９０℃以上の高温で、サンプル３において酸素濃度プロファイルがピークを有し、しかもサンプル１より半値幅が小さくなっており、本発明の熱処理条件に該当することが分かる。他方、１２９０℃未満の場合は、サンプル３において酸素濃度プロファイルでピークが消滅し、通常の酸素の外方拡散に従った酸素濃度分布となっており、本発明の熱処理条件には該当しない。
　図９はサンプル３の深さ１００μｍの位置のＢＭＤ密度とＲＴＡ温度を示す。
　図９から明確なように、酸素濃度１９％のＡｒガス雰囲気でＲＴＡ処理したサンプルの場合は、ＲＴＡ温度が１２７０℃までは温度が高くなるほどＢＭＤ密度は減少しているため、表面から格子間シリコンが注入されることにより、酸素析出が抑制されると考えられる。他方１２７０℃を超えると、ＢＭＤは一転して増加傾向を示した。
　１００％酸素雰囲気中でＲＴＡ処理した場合は、１３００℃を超えるとＢＭＤが増加したが（図８）、酸素１９％のＡｒガス雰囲気の場合は、より低温の１２７０℃から酸素析出がエンハンスしている（図９）。この結果、酸素２０％未満の雰囲気でＲＴＡ処理（酸素内方拡散熱処理）した場合は、酸素１００％の雰囲気でＲＴＡ処理した場合よりも、低温で酸素析出が進行するため、ＲＴＡ温度が１２９０℃以上でＨＤ－ＢＭＤ層が形成されると考えられる。
（実施例４、５、比較例４－６）
　ＣＺ法で、ｐ型、酸素濃度６．５×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３、抵抗率２０Ωｃｍのシリコン単結晶インゴットを育成し、スライスしてウェーハ状に切り出し、面取り、ラッピング、エッチング後に、ウェーハの表裏面を両面研磨し、一主表面を最終の鏡面研磨した。これにより、直径が１２インチ（３００ｍｍ）で厚さが７７５μｍの両面研磨ウェーハ（ＤＳＰウェーハ）を準備した。
　次に、市販のＲＴＡ装置（マトソン社製Ｈｅｌｉｏｓ）を用いて、複数枚の前記ＤＳＰウェーハに対して、１００％酸素雰囲気中で、室温から昇温速度５０℃／秒で１３５０℃まで昇温し、１０秒保持後、８００℃までの降温速度を３０℃／秒で降温して急速加熱・急速冷却熱処理（ＲＴＡ処理）、すなわち酸素内方拡散熱処理を行った。その内１枚を抜き取ってサンプル１とし、ＳＩＭＳで酸素濃度プロファイルを測定した。測定した酸素濃度はピーク濃度が１．２×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３で、ピーク濃度の半値幅は２．９０μｍであった。
　次に、前記ＲＴＡ処理（酸素内方拡散熱処理）したウェーハ４枚と、さらに、ＲＴＡ処理していないウェーハ（Ｒｅｆ：比較例６）を１枚準備した。
　これらのウェーハに対して、市販の縦型炉（国際電気社製　ＶＥＲＴＥＸ－ＩＩＩ）を用いて、炉内を酸素濃度５％のＮ２ガス雰囲気で酸素固着熱処理（析出核形成ステップ後に連続して析出核成長ステップを実施）を実施した。表２に、実施例４、５と比較例４、５の酸素固着熱処理条件を示す。
　その後、酸化膜除去洗浄を行い、市販のエピタキシャル成長装置（Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ社製Ｃｅｎｔｕｒａ）を用いて、厚さ８μｍのエピタキシャル層を形成して、サンプル２とした。
　サンプル２の酸素濃度プロファイルをＳＩＭＳを用いて測定し、選択エッチングで表面の欠陥の有無を評価した。サンプル２の酸素濃度プロファイルにおける酸素濃度ピークの有無、および、酸素濃度ピークが出現した場合は、酸素濃度プロファイルから求めた半値幅を調べた。これらの結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　図１０は、実施例４、５と比較例４～６のサンプル２の酸素濃度のＳＩＭＳプロファイルを示す。図１０と表２から明確なように、実施例４には明確な酸素濃度のピークが出現している。しかもピーク酸素濃度の半値幅は、酸素固着熱処理前のサンプル１の半値幅２．９０μｍより狭くなっていることから本発明の熱処理条件に該当することが分かる。さらに、実施例４では、表層欠陥も発生していない。また、実施例５についても、明確な酸素濃度のピークが出現しており、ピーク酸素濃度の半値幅は酸素固着熱処理前のサンプル１の半値幅より狭くなっているため、本発明の熱処理条件に該当する。ただし、表層欠陥が発生していることから、実施例４の条件の方がより好ましいことが分かる。
　一方、比較例４～６は酸素濃度のピークが出現していないことから本発明の熱処理条件には該当しない。
　本発明の実施例４は、追加熱処理前では、比較例４や比較例６と同様、表面から８μｍまでの範囲、すなわちエピタキシャル層中の酸素濃度が高くなっている。これはＲＴＡ処理（酸素内方拡散熱処理）中にウェーハ内に内方拡散した酸素の量が、もともとウェーハ中に存在していた酸素濃度より高く、これがエピタキシャル成長中にエピタキシャル層中に熱拡散したことが原因である。
　しかしながら、ＲＴＡ処理で面内均一に内方拡散した酸素が、エピタキシャル層中に拡散したものであるため、エピタキシャル層中の酸素の分布は面内均一である。さらに、実施例４の場合は、図１０から明確なように、酸素固着熱処理により、エピタキシャル層直下に高密度のＨＤ－ＢＭＤ層が形成されているため、その後、追加熱処理を行った場合でも、バルクから拡散してきた酸素は、このＨＤ－ＢＭＤ層で酸素析出物を成長させるために消費されてしまい、エピタキシャル層中への拡散が抑制されることになる。
　図１１は、実施例４、５と比較例４～６のサンプル２（エピタキシャル層形成後）に対して、追加の熱処理として１０００℃／８時間の熱処理を行った後の酸素濃度プロファイルである。上記ＨＤ－ＢＭＤ層による効果の結果、図１１に示したように、追加熱処理後のエピタキシャル層中の酸素濃度は比較例６よりも少なくなっている。これにより、デバイス工程における酸素のドナー化や析出物の形成が著しく抑制されるため、デバイス特性の劣化を防止することができる。
　さらには、もともとバルク中に存在する酸素は、ストリーエーションとよばれる面内縞状（同心円パターン）の濃淡を形成しており、そのままエピタキシャル層中に拡散すれば、その濃淡をテンプレートにしてエピタキシャル層中に拡散した酸素も縞状の濃淡を形成する。その結果、デバイス熱処理中にエピタキシャル層に拡散した酸素がドナー化したり、析出物を形成すると、これらも縞状の分布になるため、デバイス特性も縞状の特性ムラとして出現する。しかしながら本発明のように、もともとバルク中に存在する酸素のエピタキシャル層中への拡散が抑制できれば、前述したような不具合の発生を防止することができる。しかも、実施例４，５のサンプルでは、エピタキシャル層直下の酸素濃度は、追加熱処理で著しく増加しており、この領域に当該酸素濃度分布と同一形状の急峻で高密度なＢＭＤ層が形成され、近接ゲッタリングに有効に働く。この高濃度ＢＭＤ層は、ＲＴＡ処理で面内均一に内方拡散した酸素で形成した面内均一な酸素析出核が成長したものであり、面内均一にＢＭＤが形成されているため、従来のようにバルクの酸素ストリエーションによる縞状のＢＭＤ濃淡にはならない。
　比較例４は、酸素固着熱処理の析出核形成ステップの熱処理温度が８００℃であり、この段階でＨＤ－ＢＭＤ層が形成されておらず、この状態で析出核成長ステップとして１０００℃１６時間の長時間熱処理を行っている（表２）。
　このため、酸素は通常の拡散に従って外方拡散して、表面の酸素濃度が著しく低下している。これにより、その後のエピタキシャル成長中およびエピタキシャル成長後の追加熱処理でも、エピタキシャル層中に拡散する酸素が少ない。しかし、エピタキシャル層直下に高密度のＢＭＤを形成することはできず、近接ゲッタリングの効果を期待できない。さらには、エピタキシャル層から離れた位置に形成されるＢＭＤは、もともとウェーハ中に存在した酸素がＢＭＤとして顕在化したものであり、ストリエーションによる縞状のＢＭＤ濃淡を形成してしまうという問題点がある。さらに、エピタキシャル層中に拡散した酸素の面内分布は、やはり酸素ストリエーションによる縞状の分布になってしまうという問題点がある。
　比較例５は、ＲＴＡ処理（酸素内方拡散熱処理）のみ行い、酸素固着熱処理を行わずにエピタキシャル成長したウェーハである（表２）。
　この場合、酸素固着熱処理を実施していないため、ＨＤ－ＢＭＤ層が形成されていない。このため、エピタキシャル成長や追加熱処理の際に、酸素は通常の外方拡散で表面に向かって拡散するが、もともとウェーハに存在していた酸素とＲＴＡ処理で内方拡散した酸素の両者が外方拡散するため、ＡｓＥｐｉ（エピタキシャル成長後）およびエピタキシャル成長後に追加熱処理したサンプルのいずれも、エピタキシャル層中に拡散した酸素量は最大になっている（図１０，１１）。これは、単純にウェーハの酸素濃度を高くした場合と等価な結果である。
　比較例６（Ｒｅｆ）は、酸素内方拡散熱処理、酸素固着熱処理のいずれも実施していない通常のエピタキシャルウェーハである（表２）。
　この場合、もともとウェーハ内に存在した酸素が通常の外方拡散に従って拡散しただけであり、エピタキシャル層への酸素の拡散を抑制する効果がないため、エピタキシャル成長後に追加熱処理をした後のエピタキシャル層中（図１１の深さ０～約８μｍ）の酸素濃度は、実施例４よりも多くなっている。
　比較例４～６では、酸素濃度プロファイルは表面からバルクに向かって緩やかに増加しており、ＢＭＤプロファイルもこれと同一分布であることから、エピタキシャル層直下に急峻で幅の狭い領域に高密度ＢＭＤを形成できない。また、比較例４～６では、形成されたＢＭＤとエピタキシャル層中に拡散した酸素濃度分布が、ストリエーションをテンプレートとした不均一な分布であった。
　なお、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は、例示であり、本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。

Claims (10)

  1. 　シリコン単結晶ウェーハの製造方法であって、
    　シリコン単結晶ウェーハに対して、急速加熱・急速冷却装置を用いて、酸素含有雰囲気下、第１熱処理温度で１～６０秒保持した後１～１００℃／秒の降温速度で８００℃以下まで冷却する第１熱処理を行うことによって、酸素を内方拡散させて前記シリコン単結晶ウェーハの表面近傍に酸素濃度ピーク領域を形成し、その後、第２熱処理を行うことによって、前記シリコン単結晶ウェーハ内の酸素を前記酸素濃度ピーク領域に凝集させることを特徴とするシリコン単結晶ウェーハの製造方法。
  2. 　前記第１及び第２熱処理を行うシリコン単結晶ウェーハの酸素濃度を、４×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３（ＡＳＴＭ‘７９）以上、１６×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３（ＡＳＴＭ‘７９）以下とすることを特徴とする請求項１に記載のシリコン単結晶ウェーハの製造方法。
  3. 　前記第１及び第２熱処理の条件を、予め、前記第１熱処理後のシリコン単結晶ウェーハと、前記第１及び第２熱処理後のシリコン単結晶ウェーハあるいは前記第１及び第２熱処理後に酸素析出物顕在化熱処理を行ったシリコン単結晶ウェーハの酸素濃度プロファイルを測定し、前記第１及び第２熱処理後のシリコン単結晶ウェーハあるいは第１及び第２熱処理後に酸素析出物顕在化熱処理を行ったシリコン単結晶ウェーハの酸素濃度プロファイルの半値幅が、前記第１熱処理後のシリコン単結晶ウェーハの酸素濃度プロファイルの半値幅より小さくなる条件に決定して、該決定した条件で前記第１及び第２熱処理を行うことを特徴とする請求項１又は請求項２に記載のシリコン単結晶ウェーハの製造方法。
  4. 　前記第１及び第２熱処理の条件を、前記第１及び第２熱処理後のシリコン単結晶ウェーハの表面に酸素析出欠陥が形成されない条件に決定して、該決定した条件で前記第１及び第２熱処理を行うことを特徴とする請求項１乃至請求項３のいずれか一項に記載のシリコン単結晶ウェーハの製造方法。
  5. 　前記第１熱処理を、酸素を２０％以上含有する雰囲気下、１３２０℃以上でシリコンの融点以下の第１熱処理温度で行うことを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載のシリコン単結晶ウェーハの製造方法。
  6. 　前記第１熱処理を、酸素を０．０１％以上２０％未満含有する雰囲気下、１２９０℃以上でシリコンの融点以下の第１熱処理温度で行うことを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載のシリコン単結晶ウェーハの製造方法。
  7. 　前記第２熱処理において、４００～７００℃で２～２０時間の析出核形成熱処理を行うことを特徴とする請求項１乃至請求項６のいずれか一項に記載のシリコン単結晶ウェーハの製造方法。
  8. 　前記第２熱処理において、前記析出核形成熱処理後、８００～１２００℃で１時間以上の析出核成長熱処理を行うことを特徴とする請求項７に記載のシリコン単結晶ウェーハの製造方法。
  9. 　前記第１及び第２熱処理後に、前記シリコン単結晶ウェーハの表面にエピタキシャル層を形成することを特徴とする請求項１乃至請求項８のいずれか一項に記載のシリコン単結晶ウェーハの製造方法。
  10. 　請求項９に記載のシリコン単結晶ウェーハの製造方法で製造したシリコン単結晶ウェーハの前記エピタキシャル層表面に形成されたものであることを特徴とする電子デバイス。
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Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6268948B2 (ja) * 2013-11-07 2018-01-31 富士電機株式会社 Ｍｏｓ型半導体装置の製造方法
US10177008B2 (en) * 2014-01-14 2019-01-08 Sumco Corporation Silicon wafer and method for manufacturing the same
JP2015140270A (ja) * 2014-01-28 2015-08-03 グローバルウェーハズ・ジャパン株式会社 シリコンウェーハ
JP6176593B2 (ja) * 2014-04-11 2017-08-09 信越半導体株式会社 シリコンウェーハの製造方法
JP6187689B2 (ja) * 2014-06-02 2017-08-30 株式会社Sumco シリコンウェーハの製造方法
JP5938113B1 (ja) * 2015-01-05 2016-06-22 信越化学工業株式会社 太陽電池用基板の製造方法
DE102015200890A1 (de) * 2015-01-21 2016-07-21 Siltronic Ag Epitaktisch beschichtete Halbleiterscheibe und Verfahren zur Herstellung einer epitaktisch beschichteten Halbleiterscheibe
DE102016225138A1 (de) * 2016-12-15 2018-06-21 Siltronic Ag Halbleiterscheibe aus einkristallinem Silizium und Verfahren zur Herstellung einer Halbleiterscheibe aus einkristallinem Silizium
DE112018003704T5 (de) * 2017-07-19 2020-04-09 Globalwafers Japan Co., Ltd. Verfahren zum herstellen eines dreidimensionalen strukturkörpers, verfahren zum herstellen eines vertikalen transistors, wafer für einen vertikalen transistor und substrat für einen vertikalen transistor
JP6897598B2 (ja) * 2018-02-16 2021-06-30 信越半導体株式会社 シリコン単結晶ウェーハの熱処理方法
JP6881387B2 (ja) * 2018-04-26 2021-06-02 信越半導体株式会社 Ｄｚ層の測定方法
JP7090295B2 (ja) * 2020-06-24 2022-06-24 グローバルウェーハズ・ジャパン株式会社 シリコンウェーハ、及び、シリコンウェーハの製造方法
CN111624460B (zh) * 2020-06-28 2022-10-21 西安奕斯伟材料科技有限公司 一种单晶硅缺陷分布区域的检测方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS60136218A (ja) * 1983-12-23 1985-07-19 Nec Corp 半導体装置およびその製造方法
JPH07321120A (ja) * 1994-05-25 1995-12-08 Komatsu Electron Metals Co Ltd シリコンウェーハの熱処理方法
JP2000031150A (ja) * 1998-07-07 2000-01-28 Shin Etsu Handotai Co Ltd シリコン基板の熱処理方法及びその基板、その基板を用いたエピタキシャルウエーハ
JP2003115491A (ja) * 2001-10-03 2003-04-18 Sumitomo Mitsubishi Silicon Corp シリコン半導体基板の熱処理方法
JP2004006615A (ja) * 2002-04-26 2004-01-08 Sumitomo Mitsubishi Silicon Corp 高抵抗シリコンウエーハ及びその製造方法
JP2010212333A (ja) * 2009-03-09 2010-09-24 Covalent Materials Corp シリコンウェーハの熱処理方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2600852B2 (ja) 1987-10-12 1997-04-16 セイコーエプソン株式会社 電気光学装置の駆動方法
CA2037349C (en) 1990-03-26 2008-06-17 James G. Wetmur Branch migration of nucleotides
JP2874834B2 (ja) * 1994-07-29 1999-03-24 三菱マテリアル株式会社 シリコンウェーハのイントリンシックゲッタリング処理法
JP3085146B2 (ja) 1995-05-31 2000-09-04 住友金属工業株式会社 シリコン単結晶ウェーハおよびその製造方法
JP3763629B2 (ja) 1997-01-24 2006-04-05 株式会社Ｓｕｍｃｏ エピタキシャルウェ−ハの製造方法
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
US6503594B2 (en) 1997-02-13 2003-01-07 Samsung Electronics Co., Ltd. Silicon wafers having controlled distribution of defects and slip
JPH11116390A (ja) 1997-10-08 1999-04-27 Toshiba Ceramics Co Ltd Ｃｚ法シリコン単結晶引上炉及びそのヒータ
KR100378184B1 (ko) 1999-11-13 2003-03-29 삼성전자주식회사 제어된 결함 분포를 갖는 실리콘 웨이퍼, 그의 제조공정및 단결정 실리콘 잉곳의 제조를 위한 초크랄스키 풀러
US6818197B2 (en) * 2000-09-25 2004-11-16 Mitsubishi Materials Silicon Corporation Epitaxial wafer
JP4646440B2 (ja) 2001-05-28 2011-03-09 信越半導体株式会社 窒素ドープアニールウエーハの製造方法
JP2003297839A (ja) 2002-04-03 2003-10-17 Sumitomo Mitsubishi Silicon Corp シリコンウエーハの熱処理方法
JP5251137B2 (ja) 2008-01-16 2013-07-31 株式会社Ｓｕｍｃｏ 単結晶シリコンウェーハおよびその製造方法
JPWO2009151077A1 (ja) * 2008-06-10 2011-11-17 株式会社Sumco 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) * 2008-07-31 2010-02-18 Covalent Materials Corp シリコンウェーハの製造方法
US8476149B2 (en) * 2008-07-31 2013-07-02 Global Wafers Japan Co., Ltd. Method of manufacturing single crystal silicon wafer from ingot grown by Czocharlski process with rapid heating/cooling process
JP5561918B2 (ja) * 2008-07-31 2014-07-30 グローバルウェーハズ・ジャパン株式会社 シリコンウェーハの製造方法
US7977216B2 (en) 2008-09-29 2011-07-12 Magnachip Semiconductor, Ltd. Silicon wafer and fabrication method thereof
US20120001301A1 (en) 2009-04-13 2012-01-05 Shin-Etsu Handotai Co., Ltd. Annealed wafer, method for producing annealed wafer and method for fabricating device

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS60136218A (ja) * 1983-12-23 1985-07-19 Nec Corp 半導体装置およびその製造方法
JPH07321120A (ja) * 1994-05-25 1995-12-08 Komatsu Electron Metals Co Ltd シリコンウェーハの熱処理方法
JP2000031150A (ja) * 1998-07-07 2000-01-28 Shin Etsu Handotai Co Ltd シリコン基板の熱処理方法及びその基板、その基板を用いたエピタキシャルウエーハ
JP2003115491A (ja) * 2001-10-03 2003-04-18 Sumitomo Mitsubishi Silicon Corp シリコン半導体基板の熱処理方法
JP2004006615A (ja) * 2002-04-26 2004-01-08 Sumitomo Mitsubishi Silicon Corp 高抵抗シリコンウエーハ及びその製造方法
JP2010212333A (ja) * 2009-03-09 2010-09-24 Covalent Materials Corp シリコンウェーハの熱処理方法

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