WO2024009659A1 - シリコンウェーハ及びその製造方法 - Google Patents

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WO2024009659A1
WO2024009659A1 PCT/JP2023/020424 JP2023020424W WO2024009659A1 WO 2024009659 A1 WO2024009659 A1 WO 2024009659A1 JP 2023020424 W JP2023020424 W JP 2023020424W WO 2024009659 A1 WO2024009659 A1 WO 2024009659A1
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heat treatment
density
bulk
temperature
silicon wafer
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PCT/JP2023/020424
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隼矢 川口
和尚 鳥越
敏昭 小野
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株式会社Sumco
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    • 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
    • C30B33/00—After-treatment of single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure
    • C30B33/02—Heat treatment
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a silicon wafer and a method for manufacturing the same, and particularly to a method for heat treating a silicon wafer produced by slicing a silicon single crystal ingot manufactured by the Czochralski method (CZ method).
  • CZ method Czochralski method
  • the present invention also relates to a silicon wafer heat treated by such a heat treatment method.
  • the CZ method is a method of growing a single crystal larger than the seed crystal by gradually pulling up the seed crystal that has been brought into contact with a silicon melt in a quartz crucible while rotating the seed crystal relatively. According to the CZ method, the production yield of large-diameter silicon single crystals can be increased.
  • the density of oxygen precipitates in a bulk silicon wafer immediately after being cut from a silicon single crystal ingot is very low, and low-density oxygen precipitates have little effect on the characteristics of semiconductor devices.
  • various heat treatments are repeatedly performed, which can lead to a high density of oxygen precipitates.
  • Oxygen precipitates present in the surface layer of the silicon wafer, which is the device active region cause deterioration of device characteristics such as junction leakage.
  • oxygen precipitates present in the bulk region other than the device active region effectively function as gettering sites that capture metal impurities that degrade device characteristics. Therefore, it is desirable that the oxygen precipitates in the surface layer of the silicon wafer have a low density, and the oxygen precipitates in a region deeper than the surface layer (inside the wafer) have a high density.
  • Patent Document 1 describes a first heat treatment step of heating the silicon wafer at 1100 to 1200°C for 1 to 30 seconds in a furnace with a non-oxidizing atmosphere, and after the first heat treatment step.
  • Manufacturing a silicon wafer including a second heat treatment step of heating the silicon wafer at 800 to 975°C for 2 to 10 minutes, and a third heat treatment step of heating the silicon wafer at 1000 to 1200°C for 1 to 10 minutes after the second heat treatment step. The method is described.
  • the BCD (Bipolar-CMOS-DMOS) process which forms bipolar, CMOS, and DMOS on the same substrate, has been attracting attention as a manufacturing process for power management semiconductor devices. Since the BCD process involves high-temperature heat treatment, slip dislocations are likely to occur in the wafer. In order to improve not only the gettering ability but also the slip resistance of silicon wafers, it is necessary to increase the density of oxygen precipitates. Furthermore, since the BCD process requires a deep DZ (Denuded Zone) of several tens of micrometers, an epitaxial film is sometimes formed on the surface of the silicon wafer in advance, but the epitaxial film formation process has problems with slipping due to high-temperature heat treatment. In addition, oxygen precipitates tend to disappear, and the thermal stability of oxygen precipitates is also questioned. Thus, in silicon wafers for the BCD process, increasing the density and stabilizing oxygen precipitates is one of the important issues.
  • an object of the present invention is to provide a silicon wafer and its silicon wafer that can generate thermally stable oxygen precipitation nuclei in the bulk part at a high density, which is not affected by the customer's heat treatment, while minimizing oxygen precipitation in the surface layer part.
  • the purpose is to provide a manufacturing method.
  • a silicon wafer according to the present invention has a surface layer part up to a depth of 30 ⁇ m from the surface and a bulk part deeper than the surface layer part, and the silicon wafer has oxygen precipitation generated in the surface layer part by the first evaluation heat treatment.
  • the density of the object is 1.0 ⁇ 10 7 to 1.0 ⁇ 10 8 cm ⁇ 3
  • the density of oxygen precipitates generated in the bulk part by the first evaluation heat treatment is 1.0 ⁇ 10 9 to 7.0.
  • the average density of oxygen precipitates produced in the bulk part by the first evaluation heat treatment is taken as the first bulk density d 1
  • the average density of oxygen precipitates produced in the bulk part by the second evaluation heat treatment is
  • the density is a second bulk density d 2
  • the ratio (d 2 /d 1 ) of the second bulk density d 2 to the first bulk density d 1 is within the range of 0.74 to 1.02
  • the first evaluation heat treatment is a two-step heat treatment in which visualization heat treatment is performed after heat treatment at 780°C for 3 hours
  • the second evaluation heat treatment is performed in which visualization heat treatment is performed after heat treatment at 1150°C for 2 minutes. It is a two-stage heat treatment, and the visualization heat treatment is characterized by being a heat treatment at 950 to 1000° C. for 16 hours.
  • the oxygen precipitate density in the surface layer after the evaluation heat treatment is as low as 1.0 ⁇ 10 8 cm -3 or less, and furthermore, the oxygen precipitate density in the bulk portion is 10 times or more higher than that in the surface layer, and It is possible to provide a silicon wafer that is stable in terms of stability. Therefore, the yield and reliability of semiconductor devices such as BCDs manufactured using the silicon wafer can be improved.
  • the ratio of the maximum value d max to the minimum value d min of the density of oxygen precipitates generated in the bulk part by the first evaluation heat treatment (d max /d min ) and the ratio (d max /d min ) of the density of oxygen precipitates generated in the bulk part by the second evaluation heat treatment.
  • the ratio of the maximum value d max to the minimum value d min of the density of the oxygen precipitates produced (d max /d min ) is preferably both 2 or less. In this case, it is more preferable that the ratio (d max /d min ) of the maximum value d max to the minimum value d min of the density of oxygen precipitates generated in the bulk portion by the first evaluation heat treatment is 1.30 or less.
  • the ratio (d max /d min ) of the maximum value d max to the minimum value d min of the density of oxygen precipitates generated in the bulk portion by the second evaluation heat treatment is 1.32 or less.
  • the average density of oxygen precipitates produced in the surface layer portion by the first evaluation heat treatment and the average density of oxygen precipitates produced in the surface layer portion by the second evaluation heat treatment are both 2.1 ⁇ 10 7 cm ⁇ 3 It is preferable that it is below. Thereby, it is possible to provide a silicon wafer in which the density of oxygen precipitates in the surface layer portion is sufficiently reduced regardless of the customer's heat treatment.
  • the silicon wafer according to the present invention includes a silicon substrate and an epitaxial silicon film formed on the surface of the silicon substrate, and the silicon substrate has a surface layer portion up to a depth of 30 ⁇ m from the surface and a surface layer portion deeper than the surface layer portion.
  • a bulk part, and the density of oxygen precipitates generated in the surface layer part by the first evaluation heat treatment is 1.0 ⁇ 10 7 to 1.0 ⁇ 10 8 cm ⁇ 3 ;
  • the density of oxygen precipitates generated in the bulk portion is 1.0 ⁇ 10 9 to 7.0 ⁇ 10 9 cm ⁇ 3 , and the average density of oxygen precipitates generated in the bulk portion by the first evaluation heat treatment is defined as the first bulk density.
  • the first evaluation heat treatment is a two-step heat treatment in which visualization heat treatment is performed after heat treatment at 780° C. for 3 hours, the second evaluation heat treatment is the visualization heat treatment, and the visualization heat treatment is It is characterized by heat treatment at 950 to 1000°C for 16 hours.
  • the oxygen precipitate density in the surface layer after the evaluation heat treatment is as low as 1.0 ⁇ 10 8 cm -3 or less, and furthermore, the oxygen precipitate density in the bulk portion is 10 times or more higher than that in the surface layer, and Accordingly, it is possible to provide an epitaxial silicon wafer that is stable. Therefore, the yield and reliability of semiconductor devices such as BCDs manufactured using the epitaxial silicon wafer can be improved.
  • the ratio of the maximum value d max to the minimum value d min of the density of oxygen precipitates generated in the bulk part by the first evaluation heat treatment (d max /d min ) and the ratio (d max /d min ) of the density of oxygen precipitates generated in the bulk part by the second evaluation heat treatment.
  • the ratio of the maximum value d max to the minimum value d min of the density of the oxygen precipitates produced (d max /d min ) is preferably both 2 or less. In this case, it is more preferable that the ratio (d max /d min ) of the maximum value d max to the minimum value d min of the density of oxygen precipitates generated in the bulk portion by the first evaluation heat treatment is 1.29 or less.
  • the ratio (d max /d min ) of the maximum value d max to the minimum value d min of the density of oxygen precipitates generated in the bulk portion by the second evaluation heat treatment is 1.35 or less.
  • the method for manufacturing a silicon wafer according to the present invention includes a first step of heating a silicon wafer having an oxygen concentration of 7 ⁇ 10 17 to 10 ⁇ 10 17 atoms/cm 3 (ASTM F-121, 1979) at a first temperature.
  • the first temperature is 1210 to 1250°C
  • the first temperature is held for 10 to 60 seconds
  • the second temperature is 800 to 975°C
  • the second temperature is held for 2 to 10 minutes
  • the third temperature is 1150 to 1250°C
  • the third temperature is held for 5 to 15 minutes.
  • heat is generated inside the silicon wafer by a first heat treatment step at a relatively short time and a high temperature, a second heat treatment step at a relatively long time and a low temperature, and a third heat treatment step at a higher temperature than the second heat treatment step.
  • a first heat treatment step at a relatively short time and a high temperature
  • a second heat treatment step at a relatively long time and a low temperature
  • a third heat treatment step at a higher temperature than the second heat treatment step.
  • the first heat treatment step is performed in a non-oxidizing atmosphere containing ammonia or nitrogen
  • the second and third heat treatment steps are performed in a non-oxidizing atmosphere that does not contain ammonia or nitrogen.
  • the rate of temperature increase to the first temperature and the rate of temperature increase from the second temperature to the third temperature are preferably 10 to 50°C/sec. Further, it is preferable that the temperature decreasing rate from the first temperature to the second temperature is 20 to 120° C./sec. Thereby, thermally stable oxygen precipitation nuclei can be generated at a high density.
  • the silicon wafer before being heat treated in the first heat treatment step is formed from a defect-free region of a silicon single crystal ingot where aggregates of interstitial silicon type point defects and aggregates of vacancy type point defects are not present. Preferably, it is cut out. Thereby, it is possible to manufacture a thermally stable silicon wafer in which the density of oxygen precipitated nuclei in the surface layer portion is low, the density of oxygen precipitated nuclei in the bulk portion is high, and the silicon wafer is thermally stable. Therefore, the yield and reliability of semiconductor devices such as BCDs manufactured using the silicon wafer can be improved.
  • a silicon wafer and its manufacturing method are capable of generating thermally stable oxygen precipitates in the bulk part at a high density, which is not affected by the customer's heat treatment, while minimizing oxygen precipitation in the surface layer part. can be provided.
  • FIG. 1 is a flowchart schematically showing a method for manufacturing a silicon single crystal according to an embodiment of the present invention.
  • the method for manufacturing a silicon wafer includes a step S11 of manufacturing a silicon single crystal ingot by the Czochralski (CZ) method, and processing the silicon single crystal ingot to manufacture a silicon wafer.
  • the process includes step S12 and step S13 of heat-treating the silicon wafer.
  • step S11 of manufacturing a silicon single crystal ingot polycrystalline silicon filled in a quartz crucible is heated in a CZ furnace to generate a silicon melt.
  • a large single crystal is grown at the lower end of the seed crystal by bringing the seed crystal into contact with the silicon melt and gradually pulling up the seed crystal while rotating the seed crystal and the quartz crucible.
  • step S12 of producing a silicon wafer the silicon single crystal ingot is sliced with a wire saw, etc., and then subjected to lapping, etching, mirror polishing, cleaning, etc., to produce a bulk silicon wafer (polished wafer) as an intermediate product.
  • the oxygen concentration of the CZ silicon wafer thus produced is preferably 7 ⁇ 10 17 to 10 ⁇ 10 17 atoms/cm 3 (ASTM F-121, 1979). If the concentration is lower than 7 ⁇ 10 17 atoms/cm 3 , stable oxygen precipitates cannot be generated in the bulk part at a high density. When the concentration is higher than 10 ⁇ 10 17 atoms/cm 3 , oxygen precipitates in the surface layer cannot be sufficiently reduced.
  • the silicon wafer is preferably a so-called COP-free wafer that does not substantially contain crystal-induced particle (COP) defects. That is, the silicon wafer is preferably cut from a defect-free region of a silicon single crystal ingot in which aggregates of interstitial silicon type point defects and aggregates of vacancy type point defects are not present.
  • a COP Crystal Originated Particle
  • a COP Crystal Originated Particle
  • Vacancy-related crystal defects, such as COP defects can cause problems in semiconductor devices, as can surface oxygen precipitates. Examples of device problems include poor gate oxide integrity (GOI) and current leakage at the PN junction.
  • low-defect crystal growth methods can be applied to reduce the number of vacancy defects in near-surface device regions. Changing the crystal pulling rate and the crystal cooling rate can lower the level of vacancy defects. This enables recombination of vacancies and interstitial silicon atoms, agglomeration of vacancies, and control of oxygen concentration, thereby reducing surface defects.
  • substantially free of COPs means that the density of COPs consisting of aggregates of vacancy-type point defects is 1 ⁇ 10 5 cm ⁇ 3 or less.
  • step S13 of heat-treating the silicon wafer the wafer is heat-treated in a three-step temperature range in a rapid thermal annealing (RTA) furnace to generate thermally stable oxygen precipitation nuclei at a high density.
  • thermally stable means that the wafer has sufficient density in the shipping state to maintain gettering of metal impurities and wafer strength, and that the density is not affected by subsequent heat treatment in the customer's device. It means that.
  • “high density” refers to a density of at least 1 ⁇ 10 9 /cm 3 or more, preferably about 5 ⁇ 10 9 /cm 3 or more.
  • FIG. 2 is a flowchart illustrating step S13 of heat-treating a silicon wafer.
  • FIG. 3 is a graph showing temperature changes during heat treatment, where the horizontal axis shows time and the vertical axis shows heating temperature.
  • the silicon wafer heat treatment method includes a first heat treatment step S21 of heating the silicon wafer at a first temperature T1 in an RTA furnace; A second heat treatment step S22 of heating the silicon wafer at a second temperature T2 lower than the first temperature T1 after S21, and a third temperature T3 higher than the second temperature T2 after the second heat treatment step S22 .
  • a third heat treatment step S23 is included in which the silicon wafer is heated.
  • the first to third heat treatment steps S21 to S23 are preferably performed continuously in the same RTA furnace.
  • the wafer may be taken out from the RTA furnace and the second heat treatment step S22 and the third heat treatment step S23 may be performed in another heat treatment apparatus.
  • the first heat treatment step S21 is a rapid heat treatment performed in an RTA furnace in a non-oxidizing atmosphere.
  • the non-oxidizing atmosphere is preferably an inert gas containing ammonia or nitrogen, and the inert gas is preferably Ar gas.
  • High-temperature heat treatment in a non-oxidizing atmosphere can introduce a large number of vacancies into the wafer, thereby increasing the density of oxygen precipitation nuclei inside the wafer.
  • Ar gas containing ammonia or nitrogen it is possible to form a nitride film on the wafer surface and introduce vacancies into the wafer through the nitride film, thereby increasing the density of oxygen precipitation nuclei inside the wafer. Can be done.
  • silicon wafers have minute oxygen precipitate nuclei generated during crystal growth, but the rapid heat treatment described above can reduce the oxygen precipitate nuclei in the surface layer of the wafer.
  • the holding time H 1 of the first temperature T 1 in the first heat treatment step S21 is preferably about 10 to 60 seconds. This is because if the holding time H1 at the first temperature T1 is shorter than about 10 seconds, the density of oxygen precipitated nuclei in the surface layer cannot be sufficiently reduced, and even if the holding time H1 exceeds about 60 seconds, the vacancy This is because not only an increase in the number cannot be observed, but also the probability that slip dislocations will occur increases. Through the first heat treatment step S21, a large number of vacancies can be introduced into the interior of the silicon wafer while eliminating oxygen precipitated nuclei in the surface layer.
  • the silicon wafer heat treated in the first heat treatment step S21 is heat treated at a second temperature T2 lower than the first temperature T1.
  • the second heat treatment step S22 is preferably performed in a non-oxidizing atmosphere that does not contain ammonia or nitrogen, unlike the first heat treatment step S21. Therefore, after the first heat treatment step S21 is completed, the atmospheric gas in the RTA furnace is replaced.
  • the second temperature T2 in the second heat treatment step S22 is preferably about 800-975°C. If the second temperature T 2 is less than about 800°C, thermally stable oxygen precipitation nuclei cannot be generated, and if the second temperature T 2 exceeds about 975°C, oxygen precipitation nuclei are generated at a high density. Because you can't.
  • the temperature decreasing rate (34) when switching from the first temperature T 1 to the second temperature T 2 is preferably about 20 to 120° C./sec.
  • the holding time H 2 at the second temperature T 2 in the second heat treatment step S22 is preferably about 2 to 10 minutes. If the holding time H2 at the second temperature T2 is shorter than about 2 minutes, oxygen precipitate nuclei cannot be generated at a high density, and even if the holding time H2 exceeds about 10 minutes, the density of oxygen precipitate nuclei increases. This is because the cost will only increase.
  • oxygen precipitation nuclei can be stably and densely generated inside the silicon wafer.
  • the silicon wafer heat treated in the second heat treatment step S22 is heat treated at a third temperature T3 higher than the second temperature T2.
  • the third heat treatment step S23 is preferably performed in a non-oxidizing atmosphere that does not contain ammonia or nitrogen.
  • the third temperature T3 in the third heat treatment step S23 is preferably about 1150-1250°C. If the third temperature T3 is lower than about 1150°C, the oxygen precipitation nuclei cannot be brought into a thermally stable state, and if the third temperature T3 is higher than about 1250°C, there is a high probability that slip dislocation will occur. This is because it becomes expensive.
  • the temperature increase rate (36) when switching from the second temperature T 2 to the third temperature T 3 is preferably about 10 to 50° C./sec. Thereby, the density of oxygen precipitated nuclei can be increased, and the nuclei can be made more thermally stable.
  • the holding time H 3 at the third temperature T 3 in the third heat treatment step S23 is preferably about 5 to 15 minutes. If the holding time H3 at the third temperature T3 is shorter than about 5 minutes, high-density oxygen precipitate nuclei cannot be fixed, and even if the holding time H3 exceeds about 15 minutes, the oxygen precipitate nuclei are stabilized. This is because the cost only increases without any particular increase in the effect.
  • the third heat treatment step S23 stabilizes the oxygen precipitate nuclei formed in the silicon wafer, and diffuses the excess pores inside the wafer outward, thereby removing excess oxygen precipitates during the customer's subsequent heat treatment. The occurrence can be suppressed. Furthermore, the oxygen precipitate nuclei newly formed in the wafer surface layer in the second heat treatment step S22 are eliminated, and the density of oxygen precipitates generated in the surface layer up to 30 ⁇ m from the wafer surface is reduced to 1/100 or less of the bulk portion. can be reduced.
  • FIGS. 4A to 4I are schematic diagrams showing changes in the silicon wafer 40 that occur during the first to third heat treatment steps S21 to S23.
  • a large number of minute oxygen precipitation nuclei 41 generated during crystal growth are present in the silicon wafer 40.
  • minute oxygen precipitation nuclei 41 disappear, and at the same time, Frenkel pairs 42 of vacancies 44 and interstitial silicon atoms 45 are formed. is understood to occur.
  • Additional holes 44 move into the interior of silicon wafer 40 from the interface between Si 3 N 4 layer 43 and silicon wafer 40 .
  • This heat treatment eliminates the oxygen precipitation nuclei 41 generated during crystal growth, thereby making it possible to sufficiently reduce the oxygen precipitation nuclei in the DZ 46 that will be formed in the subsequent process.
  • FIG. 5 is a schematic diagram illustrating a method for measuring the density of oxygen precipitates in a silicon wafer using light scattering tomography.
  • oxygen precipitates on the silicon wafer 50 can be observed as BMD (Bulk Micro defects).
  • a silicon wafer 50 is cleaved, an infrared laser beam 51 is incident on the front surface (principal surface) 50a, and the infrared laser beam 51 is moved along the cleavage plane 50b to scan the BMD in the cleavage direction. Since the material being examined is primarily silicon, Rayleigh scattered light can be collected by focusing appropriate infrared laser light onto the sample.
  • the minute dots appearing in the photographed image of the cleavage plane 50b of the wafer correspond to BMDs 52, and by counting the number of BMDs 52 within a predetermined depth region, the BMD density within the depth region can be calculated.
  • the wafer surface 50a is considered to have zero depth, and the BMD density in the surface layer 53 within 30 ⁇ m from the wafer surface 50a is evaluated as the surface layer BMD density, and the BMD density in the bulk portion 54 deeper than 30 ⁇ m, for example, the wafer surface. From 50 to 300 ⁇ m is evaluated as the bulk BMD density.
  • the density of the BMD 52 is determined by a scan width corresponding to the width of the photographing screen of the cleavage plane 50b (standard condition: 125 ⁇ m), a depth corresponding to the spot diameter of the infrared laser beam (standard condition: 8 ⁇ m), and an arbitrary distance in the depth direction. It is calculated by dividing the number of BMDs 52 included in a rectangular parallelepiped formed by the volume of the rectangular parallelepiped, and corresponds to the number of BMDs 52 per unit volume (cm 3 ). By widening the scan width to, for example, 398 ⁇ m, the measurement accuracy of BMD density can be improved. Because BMD density measurements involve cleaving and destroying the wafer, characteristics associated with testing a wafer from a batch of wafers are assumed to apply to the entire batch of wafers.
  • the silicon wafer heat-treated as described above is taken out of the RTA furnace and put on the market as a so-called annealed silicon wafer.
  • the density of oxygen precipitates generated in the surface layer part up to 30 ⁇ m from the surface of the silicon wafer according to this embodiment is as low as 1.0 ⁇ 10 7 to 1.0 ⁇ 10 8 cm ⁇ 3 .
  • the BMD layer which refers to the layer of oxygen precipitates, is robust. Robustness here refers to changes in oxygen precipitate (BMD) density over a range of heat treatments during the fabrication process of semiconductor integrated circuits, from lower heat treatments below about 1000°C to higher heat treatments above about 1000°C.
  • the ratio (d 2 ) of the average density of oxygen precipitates (second bulk density d 2 ) generated in the bulk portion due to high-temperature heat treatment to the average density (first bulk density d 1 ) of oxygen precipitates generated in the bulk portion due to low-temperature heat treatment. /d 1 ) is 0.74 to 1.02, and the change in oxygen precipitate density due to heat treatment is within 30%.
  • the average density of oxygen precipitates in the wafer is within the range of approximately 4 ⁇ 10 8 to 1 ⁇ 10 10 /cm 3 , and within this range The variation rate remains within the range of ⁇ 30%, more preferably ⁇ 15%, even more preferably ⁇ 10%, and even more preferably within the range ⁇ 5%.
  • the silicon wafer according to the present embodiment contains a high density of thermally stable oxygen precipitation nuclei that are not affected by the customer's heat treatment, thereby improving the quality and reliability of semiconductor devices such as BCD devices. Can be done.
  • An epitaxial silicon film may be formed on the surface of the silicon wafer that has undergone the first to third heat treatment steps S21 to S23.
  • the silicon wafer silicon substrate
  • the oxygen precipitate nuclei in the silicon wafer are thermally unstable, the oxygen precipitate nuclei may be removed after device heat treatment.
  • the oxygen precipitate density will decrease significantly.
  • the oxygen precipitate nuclei are thermally stable, it is possible to suppress a decrease in oxygen precipitate density, and it is possible to prevent a decrease in gettering ability and wafer strength.
  • Silicon wafers for manufacturing power semiconductor devices such as BCD devices are required to have both gettering ability and slip resistance, and in order to satisfy such wafer characteristics, at least about 4 ⁇ 10 8 /cm 3 , preferably It is believed that approximately 1 ⁇ 10 9 /cm 3 of oxygen precipitates are required in the silicon wafer after device heat treatment.
  • approximately 4 ⁇ 10 8 / it is possible to ensure an oxygen precipitate density of cm 3 or more.
  • oxygen precipitated nuclei as grown nuclei
  • oxygen precipitated nuclei that have grown during crystal growth are extinguished by rapid heating and cooling at approximately 1210 to 1250°C, and approximately 800 to 975°C is continuously applied to
  • Oxygen precipitate nuclei generated and grown inside the wafer become thermally stable, and when the wafer undergoes heat treatment, high-density oxygen precipitates can be generated regardless of the type of heat treatment.
  • the minute oxygen precipitate nuclei are further stabilized, and excess pores inside the wafer are diffused outward to form oxygen precipitate nuclei. It is possible to further stabilize the density and reduce the density of oxygen precipitated nuclei in the surface layer.
  • a p-type silicon single crystal ingot with a diameter of 300 mm and a plane orientation of (100) was grown by the CZ method.
  • a CZ silicon wafer was produced by slicing the silicon single crystal ingot. Subsequently, the CZ silicon wafer was heat treated to produce two samples of annealed silicon wafers according to Example A1 and Comparative Examples A1 to A3.
  • a silicon wafer (CZ silicon wafer) with an oxygen concentration of 8 ⁇ 10 17 atoms/cm 3 (ASTM F-121, 1979) was used, and the first heat treatment step was performed using an RTA apparatus.
  • a three-step heat treatment step was performed in which the steps of (high temperature 1) ⁇ second heat treatment step (low temperature) ⁇ third heat treatment step (high temperature 2) were performed in this order.
  • a silicon wafer with an oxygen concentration of 11 ⁇ 10 17 atoms/cm 3 (ASTM F-121, 1979) was used, the temperature of the first heat treatment step was 1150°C, and the temperature of the third heat treatment step was 1150°C.
  • the heat treatment was performed under the same conditions as in Example A1, except that the temperature in the heat treatment step was 1000° C. and the holding time was 1 minute.
  • Table 1 summarizes the heat treatment conditions for Example A1 and Comparative Examples A1 to A3.
  • first evaluation heat treatment A combination of heat treatment simulating the epitaxial film formation process and heat treatment for exposing oxygen precipitation nuclei (second evaluation heat treatment) was performed on the sample.
  • the first evaluation heat treatment was a two-stage heat treatment in which low-temperature heat treatment at 780° C. for 3 hours and visualization heat treatment at 950° C. for 16 hours were sequentially performed.
  • the second evaluation heat treatment was a two-stage heat treatment in which high temperature heat treatment at 1150° C. for 2 minutes and visualization heat treatment at 1000° C. for 16 hours were sequentially performed.
  • FIG. 6 is a schematic diagram of the evaluation procedure for determining the stability and uniformity of manufactured silicon wafers.
  • the silicon wafer 71 to be evaluated is cleaved and divided into two parts.
  • Part A 72 undergoes a low temperature heat treatment 74 and a precipitate visualization heat treatment 76 in order
  • a part B 73 undergoes a high temperature heat treatment 75 and a precipitate visualization heat treatment 76 in order.
  • two wafers from a prepared wafer batch may be used, with the two wafers representing characteristics associated with the entire batch.
  • Each of the wafer sections is then HF treated 77 to remove the oxide from the surface, and then light scattering tomography 78 is used to determine their oxygen precipitate density distribution. In this way, the oxygen precipitates in each of the two parts are evaluated to determine the stability of the wafer, i.e.
  • the ratio of the resulting BMD densities of each part subjected to the evaluation heat treatment at different temperatures and different holding times. can do. Since the above evaluation procedure is destructive, characteristics associated with testing one wafer from one wafer batch can be attributed to the entire wafer batch.
  • the BMD density of the surface layer within 30 ⁇ m from the wafer surface and the bulk region deeper than the surface layer in any radial direction from the center of the wafer to the edge at approximately 5 mm intervals (30 measurement points).
  • the BMD density of each sample was measured using an infrared scattering tomography device, and the average value was determined.
  • the diameter of the infrared laser beam of the infrared scattering tomography device is 8 mm under standard conditions, and the measurement range (scan width) per measurement point is 398 ⁇ m, which is wider than under standard conditions in order to measure the surface BMD density as accurately as possible. did.
  • the ratio (BMD density ratio d 2 ) of the bulk BMD density after the second evaluation heat treatment (second bulk density d 2 ) to the bulk BMD density after the first evaluation heat treatment (first bulk density d 1 ) /d 1 ) was calculated. Further, as an index of uniformity, the ratio d max /d min of the maximum value d max to the minimum value d min of the bulk BMD density at 30 points measured in the radial direction was used. The evaluation results are shown in Table 2.
  • Example A1 In Example A1, the bulk BMD density after the first evaluation heat treatment was 6.6 ⁇ 10 9 cm ⁇ 3 and the bulk BMD density after the second evaluation heat treatment was 6.5 ⁇ 10 9 cm ⁇ 3 , and the bulk BMD density ratio was 0.98. There was almost no difference in the bulk BMD density after the two evaluation heat treatments, and it was confirmed that the bulk BMD density was very stable. Furthermore, the surface layer BMD density after the first evaluation heat treatment was 2.1 ⁇ 10 7 cm ⁇ 3 and the surface layer BMD density after the second evaluation heat treatment was also 2.1 ⁇ 10 7 cm ⁇ 3 , compared with the bulk BMD density. It was confirmed that the BMD density was more than two orders of magnitude lower.
  • the ratio of the maximum value d max to the minimum value d min of the BMD density in the wafer radial direction was approximately 1 (2 or less), which was good.
  • Comparative example A1 In Comparative Example A1, the BMD density after the first evaluation heat treatment was 9.3 ⁇ 10 8 cm ⁇ 3 and the BMD density after the second evaluation heat treatment was also 9.3 ⁇ 10 8 cm ⁇ 3 , and the bulk BMD density ratio was 1. It became .00. In this way, it was confirmed that the bulk BMD density after the evaluation heat treatment was very stable. Furthermore, regarding the uniformity of BMD density, the ratio of the maximum value d max to the minimum value d min of BMD density in the wafer radial direction (d max /d min ) was approximately 1 (2 or less), which confirmed that it was good. did.
  • the surface layer BMD density after the first evaluation heat treatment is 6.1 ⁇ 10 8 cm ⁇ 3 and the surface layer BMD density after the second evaluation heat treatment is 5.8 ⁇ 10 8 cm ⁇ 3 .
  • An increase in BMD density was observed. This is considered to be because the temperature of the first heat treatment was low, so that the effect of eliminating oxygen precipitates generated during the crystal growth stage was not sufficiently achieved.
  • Comparative example A2 In Comparative Example A2, the BMD density after the first evaluation heat treatment was 6.5 ⁇ 10 9 cm ⁇ 3 , the BMD density after the second evaluation heat treatment was 2.1 ⁇ 10 8 cm ⁇ 3 , and the bulk BMD density ratio was 0. It became .03. In this way, when the temperature of the third heat treatment is low and short, the bonding of oxygen precipitated nuclei is insufficient, so a second evaluation including high temperature heat treatment at 1150°C for 2 minutes, which simulates the epitaxial film formation process, is performed. It was confirmed that the BMD density decreased after heat treatment. Further, as the BMD density decreased after the second evaluation heat treatment, the uniformity of the BMD density also deteriorated.
  • both the surface layer BMD density after the first evaluation heat treatment and the surface layer BMD density after the second evaluation heat treatment were 2.1 ⁇ 10 7 cm -3 , which was a low density at the 10 7 cm -3 level. .
  • Comparative example A3 In Comparative Example A3, since the oxygen concentration was high, a stable and uniform bulk BMD density could be ensured.
  • the surface layer BMD density after the first evaluation heat treatment was 7.0 ⁇ 10 8 cm ⁇ 3 and the surface layer BMD density after the second evaluation heat treatment was 6.5 ⁇ 10 8 cm ⁇ 3 . It was seen.
  • ⁇ Evaluation of first heat treatment step> We evaluated how the differences in heating conditions in the first heat treatment step affect the stability and uniformity of the BMD density of the silicon wafer after the evaluation heat treatment.
  • the oxygen concentration of the silicon wafer used was 8 ⁇ 10 17 atoms/cm 3
  • the second heat treatment step and the third heat treatment step were performed under the same conditions. Specifically, the second heat treatment step was held at a low temperature of 900° C. for 5 minutes in an Ar atmosphere.
  • the third heat treatment step was performed in an Ar atmosphere and held at a high temperature of 1200° C. for 5 minutes.
  • Example B1 and B2 and Comparative Example B1 the temperature of the first heat treatment step was 1210° C., and the holding time was 20 seconds, 60 seconds, and 10 seconds, respectively.
  • Example B3 and B4 the temperature of the first heat treatment step was 1250° C., and the holding time was 10 seconds and 60 seconds, respectively.
  • Table 3 shows a summary of the heat treatment conditions for Examples B1 to B4 and Comparative Example B1. Furthermore, the evaluation results are shown in Table 4.
  • the surface layer BMD density after the first and second evaluation heat treatments was as low as 10 7 cm -3 level, but in Comparative Example B1, the surface layer BMD density after the first and second evaluation heat treatments was as low as 10 7 cm -3.
  • the surface layer BMD density after the second evaluation heat treatment was as high as 10 8 cm ⁇ 3 level. That is, it was confirmed that when the first heat treatment conditions were insufficient, the outward diffusion effect in the surface layer portion was insufficient and the surface layer BMD density did not decrease sufficiently.
  • ⁇ Evaluation of second heat treatment step> We evaluated how the differences in heating conditions in the second heat treatment step affect the stability and uniformity of the BMD density of the silicon wafer after the evaluation heat treatment.
  • the oxygen concentration of the bulk silicon wafer used was 8 ⁇ 10 17 atoms/cm 3
  • the first heat treatment step and the third heat treatment step were made under common conditions.
  • the first heat treatment step was high temperature RTA at 1250° C. for 10 seconds in an Ar atmosphere containing NH 3 .
  • the third heat treatment step was performed in an Ar atmosphere and held at a high temperature of 1200° C. for 5 minutes.
  • Example C1 and C2 and Comparative Example C5 the temperature of the second heat treatment step was 800° C., and the holding time was 2 minutes, 10 minutes, and 1 minute, respectively.
  • Example C3 and C4 and Comparative Example C6 the temperature of the second heat treatment step was 900° C., and the holding time was 2 minutes, 10 minutes, and 1 minute, respectively.
  • Example C5 and C6 the temperature of the second heat treatment step was 975° C., and the holding time was 5 minutes and 10 minutes, respectively.
  • Comparative Examples C1 and C2 the temperature of the second heat treatment step was 775° C., and the holding time was 2 minutes and 10 minutes, respectively.
  • the bulk BMD density after the first and second evaluation heat treatments was at the 10 9 cm -3 level, and the BMD density ratio was also 0. It was within the range of 74 to 0.95. That is, it was confirmed that the bulk BMD density was generally stable regardless of the difference in the subsequent evaluation heat treatment conditions.
  • the bulk BMD density after the second evaluation heat treatment was smaller than the bulk BMD density after the first evaluation heat treatment, resulting in a bulk BMD density ratio of less than 0.5. . If the temperature of the second heat treatment is too low or too high, it is considered that the BMD nuclei in the bulk part do not grow and disappear by undergoing the second evaluation heat treatment. Furthermore, even if the temperature of the second heat treatment is appropriate, if the holding time is too short, the BMD nuclei in the bulk part will not grow, and the second evaluation heat treatment including heat treatment simulating the epitaxial film formation process will be performed. It is thought that it disappears by receiving it.
  • the surface layer BMD density after the first and second evaluation heat treatments was as low as 10 7 cm ⁇ 3 level. That is, it was confirmed that the surface layer BMD density was stable at a low density regardless of the difference in the conditions of the subsequent heat treatment.
  • ⁇ Evaluation of the third heat treatment step> It was evaluated how the difference in heating conditions in the third heat treatment step affects the stability and uniformity of the BMD density of the silicon wafer after the evaluation heat treatment.
  • the oxygen concentration of the silicon wafer used was 8 ⁇ 10 17 atoms/cm 3
  • the first heat treatment step and the second heat treatment step were made under common conditions.
  • the first heat treatment step was high temperature RTA at 1250° C. for 10 seconds in an Ar atmosphere containing NH 3 .
  • the second heat treatment step was performed in an Ar atmosphere and maintained at a low temperature of 900° C. for 5 minutes.
  • Example D1 D2, and D3 the temperature of the third heat treatment step was all 1150° C., and the holding time was 5 minutes, 10 minutes, and 15 minutes, respectively.
  • Example D4, D5, and D6 the temperature of the third heat treatment step was all 1200° C., and the holding time was 5 minutes, 10 minutes, and 15 minutes, respectively.
  • Example D7, D8, and D9 the temperature of the third heat treatment step was 1250° C., and the holding time was 5 minutes, 10 minutes, and 15 minutes, respectively.
  • Comparative Examples D1, D2, and D3 the temperature of the third heat treatment step was 1140° C., and the holding time was 5 minutes, 10 minutes, and 15 minutes, respectively.
  • Table 7 shows a summary of the heat treatment conditions for Examples D1 to D6 and Comparative Examples D1 to D6. Furthermore, the evaluation results are shown in Table 8.
  • the bulk BMD density after the first and second evaluation heat treatments was at the 10 9 cm -3 level, and the BMD density ratio was also 0.94. It was within the range of ⁇ 1.00. That is, it was confirmed that the bulk BMD density was stable regardless of the difference between the subsequent first and second evaluation heat treatments.
  • the surface layer BMD density after the first and second evaluation heat treatments was as low as 10 7 cm ⁇ 3 level.
  • Example E1 a low-oxygen bulk silicon wafer with an oxygen concentration of 7 ⁇ 10 17 atoms/cm 3 was used.
  • Example E2 a bulk silicon wafer with an oxygen concentration of 10 ⁇ 10 17 atoms/cm 3 was used.
  • Comparative Example E1 a bulk silicon wafer with an oxygen concentration of 11 ⁇ 10 17 atoms/cm 3 was used.
  • Comparative Example E2 a low-oxygen bulk silicon wafer with an oxygen concentration of 6 ⁇ 10 17 atoms/cm 3 was used.
  • each bulk silicon wafer was subjected to a first heat treatment step at 1250°C for 10 seconds, a second heat treatment step at 900°C for 5 minutes, and a third heat treatment step at 1200°C for 5 minutes.
  • Table 9 summarizes the differences in oxygen concentration between Examples E1 and E2 and Comparative Examples E1 and E2. Moreover, the evaluation results are shown in Table 10.
  • the bulk BMD density after the second evaluation heat treatment is smaller than the bulk BMD density after the first evaluation heat treatment, and the bulk BMD density The ratio was less than 0.5.
  • the ratio of the maximum value d max to the minimum value d min of the bulk BMD density after the second evaluation heat treatment was 13.3, indicating that the stability of the bulk BMD density was As in the evaluation, a significant deterioration in the in-plane uniformity of the bulk BMD density after the second evaluation heat treatment was observed.
  • the in-plane uniformity of the bulk BMD density after the first evaluation heat treatment was good.
  • the surface layer BMD density very good results were obtained, with no BMD observed in the surface layer portion after the first and second evaluation heat treatments.
  • An epitaxial film was formed on a wafer manufactured by performing three steps of heat treatment, and the stability of BMD density after epitaxial growth was confirmed. As shown in Table 11, in Examples F1, F2, and F3, the growth temperature was 1050° C., and the holding time was 1 minute, 2 minutes, and 5 minutes, respectively. In Examples F4, F5, and F6, the growth temperature was 1150° C., and the holding time was 1 minute, 2 minutes, and 5 minutes, respectively. The thickness of the obtained epitaxial film was 2 ⁇ m in Examples F1 and F4, 4 ⁇ m in Examples F2 and F5, and 10 ⁇ m in Examples F3 and F6.
  • the first evaluation heat treatment was a two-step heat treatment in which low-temperature heat treatment at 780° C. for 3 hours and visualization heat treatment at 950° C. for 16 hours were sequentially performed.
  • the second evaluation heat treatment the high temperature heat treatment at 1150° C. for 2 minutes, which simulated the epitaxial film formation process, was omitted, and only the visualization heat treatment was performed at 1000° C. for 16 hours.
  • Table 12 The evaluation results are shown in Table 12.

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Abstract

【課題】表層部の酸素析出を極力低減しながら、顧客の熱処理に左右されない熱的に安定な酸素析出核をバルク部に高密度に発生させることが可能なシリコンウェーハを提供する。 【解決手段】シリコンウェーハ５０は、７８０℃で３時間の熱処理後に９５０～１０００℃で１６時間の可視化熱処理を行う第１評価熱処理によって表面５０ａから深さ３０μｍまでの表層部５３に生じる酸素析出物（ＢＭＤ）密度が１×１０７～１×１０８ｃｍ－３であり、第１評価熱処理によって表層部５３よりも深いバルク部５４に生じるＢＭＤ密度が１×１０９～７×１０９ｃｍ－３である。第１評価熱処理によってバルク部５４に生じるＢＭＤ平均密度を第１バルク密度ｄ１とし、１１５０℃で２分間の熱処理後に可視化熱処理を行う第２評価熱処理によってバルク部５４に生じるＢＭＤ平均密度を第２バルク密度ｄ２とするとき、ｄ２／ｄ１は０．７４～１．０２である。

Description

シリコンウェーハ及びその製造方法
　本発明は、シリコンウェーハ及びその製造方法に関し、特に、チョクラルスキー法（ＣＺ法）により製造されたシリコン単結晶インゴットをスライスして作製されたシリコンウェーハの熱処理方法に関する。また本発明はそのような熱処理方法によって熱処理されたシリコンウェーハに関する。
　半導体デバイスの基板材料であるシリコンウェーハの多くは、ＣＺ法により製造されたシリコン単結晶インゴットを用いて製造される。ＣＺ法は、石英ルツボ内のシリコン融液に接触させた種結晶を相対的に回転させながら徐々に引き上げることにより、種結晶よりも大きな単結晶を成長させる方法である。ＣＺ法によれば、大口径シリコン単結晶の製造歩留まりを高めることができる。
　ＣＺ法によってシリコン単結晶を成長させる際、石英ルツボの表面から溶け出した酸素がシリコン融液中に取り込まれることが知られている。シリコン融液中の酸素は、シリコン単結晶が冷却される過程で過飽和状態となり、酸素が凝集して酸素析出核を形成する。
　シリコン単結晶インゴットから切り出された直後のバルクシリコンウェーハの酸素析出物密度は非常に低く、低密度の酸素析出物が半導体デバイスの特性に与える影響は小さい。しかし、半導体デバイスを製造する過程で種々の熱処理が繰り返し施され、これにより酸素析出物が高密度化することがある。デバイス活性領域であるシリコンウェーハの表層部に存在する酸素析出物は、接合リーク等のデバイス特性の悪化の原因となる。一方、デバイス活性領域以外のバルク部に存在する酸素析出物は、デバイス特性を劣化させる金属不純物を捕獲するゲッタリングサイトとして有効に機能する。そのため、シリコンウェーハの表層部の酸素析出物を低密度とし、表層部よりも深い領域（ウェーハ内部）の酸素析出物を高密度にすることが望ましい。
　このようなシリコンウェーハを得るため、例えば特許文献１には、非酸化性雰囲気の炉内でシリコンウェーハを１１００～１２００℃で１～３０秒加熱する第１熱処理ステップと、第１熱処理ステップの後にシリコンウェーハを８００～９７５℃で２～１０分加熱する第２熱処理ステップと、第２熱処理ステップの後にシリコンウェーハを１０００～１２００℃で１～１０分加熱する第３熱処理ステップを含むシリコンウェーハの製造方法が記載されている。
特開２０２１―１６８３８２号公報
　近年、パワーマネージメント半導体デバイスの製造プロセスとして同一基板上にバイポーラとＣＭＯＳとＤＭＯＳを形成するＢＣＤ（Bipolar-CMOS-DMOS）プロセスが注目されている。ＢＣＤプロセスは高温熱処理を伴うため、ウェーハにスリップ転位が発生しやすい。シリコンウェーハのゲッタリング能力のみならずスリップ耐性を高めるためには酸素析出物密度を高める必要がある。さらに、ＢＣＤプロセスでは数十μｍ程度の深いＤＺ（Denuded Zone）が必要なため、シリコンウェーハの表面に予めエピタキシャル膜を形成する場合もあるが、エピタキシャル膜形成プロセスでは高温熱処理に伴うスリップの問題に加えて、酸素析出物が消滅しやすく、酸素析出物の熱的な安定性も問われる。このように、ＢＣＤプロセス用のシリコンウェーハでは、酸素析出物の高密度化と安定化が重要な課題の一つである。
　しかしながら、特許文献１に記載のシリコンウェーハの製造方法では、例えば８×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３（ASTM F-121, 1979、酸素濃度について、以下同様。）程度の酸素濃度が低いバルクシリコンウェーハを使用する場合、第１～第３熱処理ステップによって酸素析出核を十分に成長させることができず、その後の顧客の熱処理で酸素析出核が消滅し、バルク部の酸素析出物密度を高めることが難しい。一方、１１×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３程度の酸素濃度が比較的高いバルクシリコンウェーハを使用する場合、ウェーハのバルク部のみならず表層部に酸素析出物が発生しやすくなるので、将来的なＢＣＤデバイスに対応できない可能性がある。
　したがって、本発明の目的は、表層部の酸素析出を極力低減しながら、顧客の熱処理に左右されない熱的に安定な酸素析出核をバルク部に高密度に発生させることが可能なシリコンウェーハ及びその製造方法を提供することにある。
　上記課題を解決するため、本発明によるシリコンウェーハは、表面から深さ３０μｍまでの表層部と、前記表層部よりも深いバルク部とを有し、第１評価熱処理によって前記表層部に生じる酸素析出物の密度が１．０×１０７～１．０×１０８ｃｍ－３であり、前記第１評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の密度が１．０×１０９～７．０×１０９ｃｍ－３であり、前記第１評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の平均密度を第１バルク密度ｄ１とし、第２評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の平均密度を第２バルク密度ｄ２とするとき、前記第１バルク密度ｄ１に対する前記第２バルク密度ｄ２の比（ｄ２／ｄ１）が０．７４～１．０２の範囲内にあり、前記第１評価熱処理は、７８０℃で３時間の熱処理の後に可視化熱処理を実施する２段階の熱処理であり、前記第２評価熱処理は、１１５０℃で２分間の熱処理の後に前記可視化熱処理を実施する２段階の熱処理であり、前記可視化熱処理は、９５０～１０００℃で１６時間の熱処理であることを特徴とする。
　本発明によれば、評価熱処理後の表層部の酸素析出物密度が１．０×１０８ｃｍ－３以下と低く、さらにバルク部の酸素析出物密度が表層部よりも１０倍以上高く且つ熱的に安定なシリコンウェーハを提供することができる。したがって、当該シリコンウェーハを用いて製造されるＢＣＤ等の半導体デバイスの歩留まり及び信頼性を高めることができる。
　本発明において、前記第１評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の密度の最小値ｄｍｉｎに対する最大値ｄｍａｘの比（ｄｍａｘ／ｄｍｉｎ）及び前記第２評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の密度の最小値ｄｍｉｎに対する最大値ｄｍａｘの比（ｄｍａｘ／ｄｍｉｎ）は共に２以下であることが好ましい。この場合、前記第１評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の密度の最小値ｄｍｉｎに対する最大値ｄｍａｘの比（ｄｍａｘ／ｄｍｉｎ）は１．３０以下であることがさらに好ましい。また、前記第２評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の密度の最小値ｄｍｉｎに対する最大値ｄｍａｘの比（ｄｍａｘ／ｄｍｉｎ）は１．３２以下であることがさらに好ましい。これにより、顧客の熱処理に左右されない熱的に安定した酸素析出物をバルク部に高密度且つ均一に発生させることができる。
　本発明において、前記第１評価熱処理によって前記表層部に生じる酸素析出物の平均密度及び前記第２評価熱処理によって前記表層部に生じる酸素析出物の平均密度は共に２．１×１０７ｃｍ－３以下であることが好ましい。これにより、顧客の熱処理によらず表層部の酸素析出物密度が十分に低減されたシリコンウェーハを提供することができる。
　また、本発明によるシリコンウェーハは、シリコン基板と、前記シリコン基板の表面に形成されたエピタキシャルシリコン膜を備え、前記シリコン基板は、表面から深さ３０μｍまでの表層部と、前記表層部よりも深いバルク部とを有し、第１評価熱処理によって前記表層部に生じる酸素析出物の密度が１．０×１０７～１．０×１０８ｃｍ－３であり、前記第１評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の密度が１．０×１０９～７．０×１０９ｃｍ－３であり、前記第１評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の平均密度を第１バルク密度とし、第２評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の平均密度を第２バルク密度とするとき、前記第１バルク密度に対する前記第２バルク密度の比が０．９８～１．０２の範囲内にあり、前記第１評価熱処理は、７８０℃で３時間の熱処理の後に可視化熱処理を実施する２段階の熱処理であり、前記第２評価熱処理は、前記可視化熱処理であり、前記可視化熱処理は、９５０～１０００℃で１６時間の熱処理であることを特徴とする。
　本発明によれば、評価熱処理後の表層部の酸素析出物密度が１．０×１０８ｃｍ－３以下と低く、さらにバルク部の酸素析出物密度が表層部よりも１０倍以上高く且つ熱的に安定なエピタキシャルシリコンウェーハを提供することができる。したがって、当該エピタキシャルシリコンウェーハを用いて製造されるＢＣＤ等の半導体デバイスの歩留まり及び信頼性を高めることができる。
　本発明において、前記第１評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の密度の最小値ｄｍｉｎに対する最大値ｄｍａｘの比（ｄｍａｘ／ｄｍｉｎ）及び前記第２評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の密度の最小値ｄｍｉｎに対する最大値ｄｍａｘの比（ｄｍａｘ／ｄｍｉｎ）は共に２以下であることが好ましい。この場合、前記第１評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の密度の最小値ｄｍｉｎに対する最大値ｄｍａｘの比（ｄｍａｘ／ｄｍｉｎ）は１．２９以下であることがさらに好ましい。また、前記第２評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の密度の最小値ｄｍｉｎに対する最大値ｄｍａｘの比（ｄｍａｘ／ｄｍｉｎ）は１．３５以下であることがさらに好ましい。これにより、顧客の熱処理に左右されない熱的に安定した酸素析出物をバルク部に高密度且つ均一に発生させることができる。
　さらにまた、本発明によるシリコンウェーハの製造方法は、酸素濃度が７×１０１７～１０×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３（ASTM F-121, 1979）であるシリコンウェーハを第１温度で加熱する第１熱処理ステップと、前記第１熱処理ステップの後に前記シリコンウェーハを前記第１温度よりも低い第２温度で加熱する第２熱処理ステップと、前記第２熱処理ステップの後に前記シリコンウェーハを前記第２温度よりも高い第３温度で加熱する第３熱処理ステップを含み、前記第１温度は１２１０～１２５０℃、前記第１温度の保持時間は１０～６０秒であり、前記第２温度は８００～９７５℃、前記第２温度の保持時間は２～１０分であり、前記第３温度は１１５０～１２５０℃、前記第３温度の保持時間は５～１５分であることを特徴とする。
　本発明によれば、比較的短時間で高温の第１熱処理ステップ、比較的長時間で低温の第２熱処理ステップ、さらに第２熱処理ステップよりも高温の第３熱処理ステップによって、シリコンウェーハ内部に熱的に安定な酸素析出核を高密度に発生させる一方で、ウェーハ表層部では酸素析出核を低減することができる。したがって、顧客の熱処理に左右されない熱的に安定な高密度の酸素析出核をバルク部に持ち、且つデバイス形成領域の酸素析出核は低密度なシリコンウェーハを製造することができる。
　前記第１熱処理ステップは、アンモニア又は窒素を含む非酸化性雰囲気中で行い、前記第２及び第３熱処理ステップは、アンモニア又は窒素を含まない非酸化性雰囲気中で行うことが好ましい。アンモニア又は窒素を含む非酸化性雰囲気中で第１熱処理ステップを実施することにより、ウェーハ表面に窒化膜を形成し、窒化膜を通してウェーハ内部に空孔を導入することができ、これによりウェーハ内部の酸素析出核の密度を高めることができる。
　本発明において、前記第１温度への昇温レート及び前記第２温度から前記第３温度への昇温レートは１０～５０℃／秒であることが好ましい。また、前記第１温度から前記第２温度への降温レートは２０～１２０℃／秒であることが好ましい。これにより、熱的に安定した酸素析出核を高密度に発生させることができる。
　本発明において、前記第１熱処理ステップで熱処理される前の前記シリコンウェーハは、格子間シリコン型点欠陥の凝集体及び空孔型点欠陥の凝集体が存在しないシリコン単結晶インゴットの無欠陥領域から切り出されたものであることが好ましい。これにより、表層部の酸素析出核の密度が低く、バルク部の酸素析出核の密度が高く且つ熱的に安定なシリコンウェーハを製造することができる。したがって、当該シリコンウェーハを用いて製造されるＢＣＤ等の半導体デバイスの歩留まり及び信頼性を高めることができる。
　本発明によれば、表層部の酸素析出を極力低減しながら、顧客の熱処理に左右されない熱的に安定な酸素析出物をバルク部に高密度に発生させることが可能なシリコンウェーハ及びその製造方法を提供することができる。
図１は、本発明の実施の形態によるシリコン単結晶の製造方法を概略的に示すフローチャートである。 図２は、シリコンウェーハを熱処理する工程を説明するフローチャートである。 図３は、熱処理中の温度変化を示すグラフであって、横軸は時刻、縦軸は加熱温度をそれぞれ示している。 図４（Ａ）～（Ｉ）は、第１～第３熱処理及の間に発生するシリコンウェーハの変化を示す模式図である。 図５は、光散乱トモグラフィを用いてシリコンウェーハの酸素析出物密度を測定する方法について図示した模式図である。 図６は、製造されたシリコンウェーハの安定性及び均一性を決定するための評価手順の概略図である。
　以下、添付図面を参照しながら、本発明の好ましい実施の形態について詳細に説明する。
　図１は、本発明の実施の形態によるシリコン単結晶の製造方法を概略的に示すフローチャートである。
　図１に示すように、本実施形態によるシリコンウェーハの製造方法は、チョクラルスキー（ＣＺ）法によりシリコン単結晶インゴットを製造する工程Ｓ１１と、シリコン単結晶インゴットを加工してシリコンウェーハを作製する工程Ｓ１２と、シリコンウェーハを熱処理する工程Ｓ１３とを有している。
　シリコン単結晶インゴットを製造する工程Ｓ１１では、石英ルツボに充填した多結晶シリコンをＣＺ炉内で加熱してシリコン融液を生成する。次にシリコン融液に種結晶を接触させて、種結晶と石英ルツボを回転させながら種結晶を徐々に引き上げることにより、種結晶の下端に大きな単結晶を成長させる。
　次に、シリコンウェーハを作製する工程Ｓ１２では、シリコン単結晶インゴットをワイヤーソー等によりスライスした後、ラッピング、エッチング、鏡面研磨、洗浄等を行い、中間製品としてのバルクシリコンウェーハ（ポリッシュドウェーハ）を完成させる。こうして作製されたＣＺシリコンウェーハの酸素濃度は、７×１０１７～１０×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３（ASTM F-121, 1979）であることが好ましい。７×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３より濃度が低い場合にはバルク部に安定的な酸素析出物を高密度に発生させることができない。１０×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３より濃度が高い場合には表層部の酸素析出物を十分に低減することができない。
　ここで、シリコンウェーハは、結晶起因パーティクル（ＣＯＰ）欠陥を実質的に含まない、いわゆるＣＯＰフリーウェーハであることが望ましい。すなわち、シリコンウェーハは、格子間シリコン型点欠陥の凝集体及び空孔型点欠陥の凝集体が存在しないシリコン単結晶インゴットの無欠陥領域から切り出されたものであることが好ましい。ＣＯＰ（Crystal Originated Particle）は、結晶学的に完全に配向した八面体の空洞であり、その内壁は通常、１～４ｎｍの厚さの酸化膜で覆われている。ＣＯＰ欠陥などの空孔関連の結晶欠陥は、表層部の酸素析出物と同様に、半導体デバイスに問題を引き起こす可能性がある。デバイスの問題の例としては、ゲート酸化物の完全性（ＧＯＩ）の低下や、ＰＮ接合での電流リークがある。これらの問題に対処するため、一部のデバイスアプリケーションでは、低欠陥結晶成長法を適用して、表面近くのデバイス領域の空孔欠陥の数を減らすことができる。結晶の引き上げ速度と結晶の冷却速度を変更すると、空孔欠陥レベルが低くなる可能性がある。これにより、空孔と格子間シリコン原子との再結合、空孔の凝集、及び酸素濃度の制御が可能になり、表面欠陥が減少する。ＣＯＰフリーウェーハにおいて、「実質的にＣＯＰを含まない」とは、空孔型点欠陥の凝集体からなるＣＯＰの密度が１×１０５ｃｍ－３以下であることを意味する。
　シリコンウェーハを熱処理する工程Ｓ１３では、ウェーハは、急速熱アニーリング（ＲＴＡ）炉内で３段階の温度範囲の熱処理を行い、熱的に安定した酸素析出核を高密度に発生させる。ここで、「熱的に安定」という表現は、金属不純物のゲッタリングやウェーハ強度を維持するのに十分な密度をウェーハ出荷状態で有し、密度が顧客のデバイスでのその後の熱処理に影響されないことを意味する。また、「高密度」とは、少なくとも１×１０９／ｃｍ３以上、好ましくは約５×１０９／ｃｍ３以上の密度をいう。
　図２は、シリコンウェーハを熱処理する工程Ｓ１３を説明するフローチャートである。図３は、熱処理中の温度変化を示すグラフであって、横軸は時刻、縦軸は加熱温度をそれぞれ示している。
　図２及び図３に示すように、本発明の実施の形態によるシリコンウェーハの熱処理方法は、ＲＴＡ炉内でシリコンウェーハを第１温度Ｔ１で加熱する第１熱処理ステップＳ２１と、第１熱処理ステップＳ２１の後に第１温度Ｔ１よりも低い第２温度Ｔ２でシリコンウェーハを加熱する第２熱処理ステップＳ２２と、第２熱処理ステップＳ２２の後に第２温度Ｔ２よりも高い第３温度Ｔ３でシリコンウェーハを加熱する第３熱処理ステップＳ２３を含む。本実施形態において、第１～第３熱処理ステップＳ２１～Ｓ２３は、同じＲＴＡ炉内で連続的に実施されることが好ましい。しかし、第１熱処理ステップＳ２１をＲＴＡ炉で行った後、ＲＴＡ炉からウェーハを取り出して、別の熱処理装置で第２熱処理ステップＳ２２及び第３熱処理ステップＳ２３を行っても構わない。
　第１熱処理ステップＳ２１は、非酸化性雰囲気のＲＴＡ炉で行われる急速熱処理である。非酸化性雰囲気は、アンモニア又は窒素を含む不活性ガスであることが好ましく、不活性ガスはＡｒガスであることが好ましい。非酸化性雰囲気での高温熱処理では、ウェーハ内部に多数の空孔を導入することができ、これによりウェーハ内部の酸素析出核の密度を高めることができる。さらに、アンモニア又は窒素を含むＡｒガスを用いることによりウェーハ表面に窒化膜を形成し、窒化膜を通してウェーハ内部に空孔を導入することができ、これによりウェーハ内部の酸素析出核の密度を高めることができる。また、シリコンウェーハには結晶成長中に生成された微小な酸素析出核が存在するが、前述のような急速熱処理により、ウェーハの表層部の酸素析出核を低減することができる。
　第１熱処理ステップＳ２１における第１温度Ｔ１は約１２１０～１２５０℃であることが好ましい。第１温度Ｔ１が約１１８０℃より低いと表層部の酸素析出核を十分に低減できないからであり、第１温度Ｔ１が約１２５０℃より高いとシリコンウェーハにスリップ転位が発生する確率が高くなるからである。室温等の待機温度Ｔ０（３０）から第１温度Ｔ１に切り替える際の昇温レート（３２）は、約１０～５０℃／ｓｅｃであることが好ましい。
　第１熱処理ステップＳ２１における第１温度Ｔ１の保持時間Ｈ１は約１０～６０秒であることが好ましい。第１温度Ｔ１の保持時間Ｈ１が約１０秒より短い場合、表層部の酸素析出核の密度を十分に低減できないからであり、保持時間Ｈ１が約６０秒を超えても空孔の数の増加が観察できないだけでなく、スリップ転位が発生する確率が高くなるからである。第１熱処理ステップＳ２１により、表層部の酸素析出核を消滅させつつ、シリコンウェーハの内部に多数の空孔を導入することができる。
　第２熱処理ステップＳ２２は、第１熱処理ステップＳ２１で熱処理されたシリコンウェーハを第１温度Ｔ１よりも低い第２温度Ｔ２で熱処理する。第２熱処理ステップＳ２２は、第１熱処理ステップＳ２１と異なり、アンモニア又は窒素を含まない非酸化性雰囲気中で行われることが好ましい。そのため、第１熱処理ステップＳ２１の終了後にはＲＴＡ炉内の雰囲気ガスの置換が行われる。
　第２熱処理ステップＳ２２における第２温度Ｔ２は約８００～９７５℃であることが好ましい。第２温度Ｔ２が約８００℃未満の場合、熱的に安定した酸素析出核を発生させることができず、第２温度Ｔ２が約９７５℃を超える場合、酸素析出核を高密度で生成できないからである。第１温度Ｔ１から第２温度Ｔ２に切り替える際の降温レート（３４）は約２０～１２０℃／ｓｅｃであることが好ましい。
　第２熱処理ステップＳ２２における第２温度Ｔ２の保持時間Ｈ２は約２～１０分であることが好ましい。第２温度Ｔ２の保持時間Ｈ２が約２分より短い場合、酸素析出核を高密度に発生させることができず、保持時間Ｈ２が約１０分を超えても酸素析出核密度が増加せずコストが増加するだけだからである。第２熱処理ステップＳ２２により、シリコンウェーハの内部に酸素析出核を安定かつ高密度に発生させることができる。
　第３熱処理ステップＳ２３は、第２熱処理ステップＳ２２で熱処理されたシリコンウェーハを第２温度Ｔ２よりも高い第３温度Ｔ３で熱処理する。第３熱処理ステップＳ２３は、第２熱処理ステップＳ２２と同様に、アンモニア又は窒素を含まない非酸化性雰囲気中で行われることが好ましい。
　第３熱処理ステップＳ２３における第３温度Ｔ３は約１１５０～１２５０℃であることが好ましい。第３温度Ｔ３が約１１５０℃より低い場合、酸素析出核を熱的に安定な状態にすることができず、第３温度Ｔ３が約１２５０℃より高い場合、スリップ転位が発生する確率が高くなるからである。第２温度Ｔ２から第３温度Ｔ３に切り替える際の昇温レート（３６）は、約１０～５０℃／ｓｅｃであることが好ましい。これにより、酸素析出核の密度を高めることができ、核をより熱的に安定させることができる。
　第３熱処理ステップＳ２３における第３温度Ｔ３の保持時間Ｈ３は約５～１５分であることが好ましい。第３温度Ｔ３の保持時間Ｈ３が約５分より短い場合、高密度の酸素析出核を定着させることができず、保持時間Ｈ３が約１５分を超えても酸素析出核を安定化させる効果が特に増加することなくコストが増加するだけだからである。
　第３熱処理ステップＳ２３により、シリコンウェーハ中に形成された酸素析出核が安定化すると共に、ウェーハ内部の余分な空孔を外方拡散させて、顧客のその後の熱処理での余分な酸素析出物の発生を抑制することができる。さらにまた、第２熱処理ステップＳ２２で新たに形成したウェーハ表層部の酸素析出核を消滅させてウェーハの表面から３０μｍまでの表層部に発生する酸素析出物の密度をバルク部の１／１００以下に低減することができる。
　図４（Ａ）～図４（Ｉ）は、第１～第３熱処理ステップＳ２１～Ｓ２３の間に発生するシリコンウェーハ４０の変化を示す模式図である。図４（Ａ）に示すように、シリコンウェーハ４０中には結晶成長中に発生した多数の微小な酸素析出核４１が存在している。図４（Ｂ）に示すように、第１熱処理ステップＳ２１の保持時間Ｈ１の間では、微小な酸素析出核４１が消滅すると同時に、空孔４４及び格子間シリコン原子４５のフレンケル対４２の生成が起こると理解されている。追加の空孔４４は、Ｓｉ３Ｎ４層４３とシリコンウェーハ４０との界面からシリコンウェーハ４０の内部に移動する。この熱処理により、結晶成長中に発生した酸素析出核４１が消滅することによって、後工程で形成されるＤＺ４６における酸素析出核を十分に低減できることになる。
　続いて、図４（Ｃ）に示すように、時刻ｔ３とｔ４の間の降温期間中には、格子間シリコン原子４５と空孔の一部４４ａの外方拡散、及びウェーハの上部ゾーン４０ａから下部ゾーン４０ｂへの空孔の一部４４ｂの移動が起こり、図４（Ｄ）に示すように酸素析出核密度が低いＤＺ４６が形成される。
　次に、図４（Ｅ）に示すように、第２熱処理ステップＳ２２の保持時間Ｈ２の間には、空孔４４の結合から酸素析出核４７，４７ａが形成され、核は安定化のために十分に大きなサイズに達する。ただし、いくつかの空孔４４は残っている。図４（Ｆ）に示すように、第３熱処理ステップＳ２３の保持時間Ｈ３の間には、残りの空孔４４と小さな酸素析出核４７ａがさらに再結合し、より大きくより安定した酸素析出核４７になる。図４（Ｇ）に示すように、大きく安定した酸素析出核４７が形成され且つ好ましい幅を有するＤＺ４６が形成されることにより、最終的にはウェーハ表面から３０μｍ以内の表層部の酸素析出物密度を低減でき、且つ３０μｍよりもさらに深いバルク部には安定な酸素析出物を高密度に発生させることができる。図４（Ｈ）では、Ｓｉ３Ｎ４層４３がエッチング又は研磨によって除去されており、ＤＺ４６の最終的な形成が示されている。図４（Ｉ）に示すように、たとえウェーハがエピタキシャル層４８を有するように処理されたとしても、ＤＺ４６は維持され、酸素析出核４７の密度は減少しない。
　図５は、光散乱トモグラフィを用いてシリコンウェーハの酸素析出物密度を測定する方法について図示した模式図である。
　図５に示すように、シリコンウェーハ５０の酸素析出物はＢＭＤ（Bulk Micro defect）として観察することができる。シリコンウェーハ５０を劈開し、その表面（主面）５０ａから赤外レーザ光５１を入射し、劈開面５０ｂに沿って赤外レーザ光５１を移動させることにより、ＢＭＤを劈開方向にスキャンする。検査される材料は主にシリコンであるため、適切な赤外レーザ光をサンプルに集束させることでレイリー散乱光を収集することができる。ウェーハの劈開面５０ｂの撮影画像に現れる微小な点がＢＭＤ５２に相当し、所定の深さ領域内のＢＭＤ５２の個数を数えることにより、当該深さ領域内のＢＭＤ密度を算出することができる。ウェーハ表面５０ａは深さがゼロであると見なされ、ウェーハ表面５０ａから３０μｍ以内の表層部５３におけるＢＭＤ密度が表層ＢＭＤ密度として評価され、３０μｍよりもさらに深いバルク部５４におけるＢＭＤ密度、例えばウェーハ表面から５０～３００μｍがバルクＢＭＤ密度として評価される。
　ＢＭＤ５２の密度は、劈開面５０ｂの撮影画面の横幅に相当するスキャン幅（標準条件１２５μｍ）と、赤外レーザ光のスポット径（標準条件８μｍ）に相当する奥行と、任意の深さ方向距離とで形成される直方体に含まれるＢＭＤ５２の数を直方体の体積で除することにより計算され、単位体積（ｃｍ３）当たりのＢＭＤ５２の個数に相当する。スキャン幅を例えば３９８μｍまで広げることにより、ＢＭＤ密度の測定精度を高めることができる。ＢＭＤ密度の測定ではウェーハを劈開して破壊するので、あるウェーハバッチからのあるウェーハのテストに関連する特性は、当該ウェーハバッチ全体に当てはまるものとみなされる。
　上記のように熱処理されたシリコンウェーハは、ＲＴＡ炉から取り出され、いわゆるアニールシリコンウェーハとして市場に出される。本実施形態によるシリコンウェーハの表面から３０μｍまでの表層部に発生する酸素析出物の密度は１．０×１０７～１．０×１０８ｃｍ－３と低密度である。また、酸素析出物の層を指すＢＭＤ層は、堅牢である。ここでの堅牢性は、半導体集積回路の作製プロセス中の熱処理の範囲である、約１０００℃未満のより低い熱処理から約１０００℃以上のより高い熱処理への酸素析出物（ＢＭＤ）密度の変化を考慮する。すなわち、低温熱処理によってバルク部に生じる酸素析出物の平均密度（第１バルク密度ｄ１）に対する高温熱処理によってバルク部に生じる酸素析出物の平均密度（第２バルク密度ｄ２）の比（ｄ２／ｄ１）は０．７４～１．０２であり、熱処理による酸素析出物密度の変化は３０％以内である。シリコンウェーハが半導体デバイスの製造工程で所望の熱処理を受けた後でも、ウェーハ中の酸素析出物の平均密度は約４×１０８～１×１０１０／ｃｍ３の範囲内にあり、この範囲の変動率は±３０％、より好ましくは±１５％、さらにより好ましくは±１０％の範囲、またさらにより好ましくは±５％の範囲内に留まる。このようにして、本実施形態によるシリコンウェーハは、顧客の熱処理に影響されない、熱的に安定な酸素析出核を高密度に含むため、ＢＣＤデバイスなどの半導体デバイスの品質と信頼性を向上させることができる。
　第１～第３熱処理ステップＳ２１～Ｓ２３を受けたシリコンウェーハの表面にはエピタキシャルシリコン膜が形成されてもよい。エピタキシャルシリコン膜を形成する場合、シリコンウェーハ（シリコン基板）は約１１５０℃の高温に晒されるため、シリコンウェーハ中の酸素析出核が熱的に不安定な場合には、デバイス熱処理後に酸素析出核が消滅し、酸素析出物密度が大幅に低下するおそれがある。しかし、本実施形態によれば、酸素析出核が熱的に安定なため酸素析出物密度の低下を抑制することができ、ゲッタリング能力及びウェーハ強度の低下を防止することができる。
　ＢＣＤデバイス等のパワー半導体デバイス製造用のシリコンウェーハにはゲッタリング能力及びスリップ耐性の両方が求められ、そのようなウェーハ特性を満足するためには、少なくとも約４×１０８／ｃｍ３、好ましくは約１×１０９／ｃｍ３の酸素析出物が、デバイス熱処理後のシリコンウェーハ中に必要と考えられている。例えば、特開２０２１―１６８３８２号公報の技術で製造された従来のアニールシリコンウェーハであれば、デバイスプロセスの最初の段階でエピタキシャル成長プロセスのような高温熱処理があったとしても、約４×１０８／ｃｍ３以上の酸素析出物密度を確保することが可能である。しかしながら、デバイス形成領域が十分に確保できるほど、表層部の酸素析出物密度を低下させることができなかった。
　しかしながら、本実施形態によるシリコンウェーハの製造方法は、約１２１０～１２５０℃の急熱急冷で結晶成長中に成長した酸素析出核（as grown核）を消滅させ、連続する約８００～９７５℃で約２～１０分の比較的長時間の熱処理によって、新たにウェーハ内部に微小な酸素析出核を生成、且つ、成長させることができる。ウェーハ内部に生成・成長した酸素析出核は熱的に安定となり、顧客の熱処理を受けたときそれがどのような熱処理かに関係なく、高密度の酸素析出物を発生させることができる。さらに、連続して約１１５０～１２５０℃の高温熱処理を約５～１５分間実施することにより、微小な酸素析出核をさらに安定させ、ウェーハ内部の余分な空孔を外方拡散させて酸素析出核密度のさらなる安定化と表層の酸素析出核密度の低下の両立を図ることができる。
　以上、本発明の好ましい実施形態について説明したが、本発明は、上記の実施形態に限定されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能であり、それらも本発明の範囲に包含されるものであることは言うまでもない。
＜３段熱処理に対する予察＞
　直径３００ｍｍ、面方位（１００）のｐ型シリコン単結晶インゴットをＣＺ法により育成した。そのシリコン単結晶インゴットをスライスすることで、ＣＺシリコンウェーハを作製した。続いて、ＣＺシリコンウェーハを熱処理して実施例Ａ１並びに比較例Ａ１～Ａ３によるアニールシリコンウェーハのサンプルを２枚作製した。
　実施例Ａ１によるアニールシリコンウェーハの作製では、酸素濃度８×１０１７ａｔｏｍ／ｃｍ３（ASTM F-121,1979）のシリコンウェーハ（ＣＺシリコンウェーハ）を使用し、ＲＴＡ装置を用いて第１熱処理ステップ（高温１）→第２熱処理ステップ（低温）→第３熱処理ステップ（高温２）を順に行う３段階の熱処理ステップを実施した。詳細には、室温投入→５０℃／ｓｅｃで昇温→１２５０℃を１０秒間保持→７０℃／ｓｅｃで降温→９００℃を５分間保持→５０℃／ｓｅｃで昇温→１２００℃を５分間保持→１０℃／ｓｅｃで降温→室温取り出しを実施した。第１熱処理ステップ中の雰囲気ガスにはアンモニアを含むＡｒガスを用い、第２熱処理ステップ及び第３熱処理ステップ中の雰囲気ガスにはアンモニアを含まないＡｒガスを用いた。こうして、実施例Ａ１によるアニールシリコンウェーハのサンプルを得た。
　比較例Ａ１によるアニールシリコンウェーハの作製では、第１熱処理ステップの温度を１１５０℃とした点以外は実施例Ａ１と同一条件下で熱処理を行った。こうして、比較例Ａ１によるアニールシリコンウェーハのサンプルを得た。
　比較例Ａ２によるアニールシリコンウェーハの作製では、第３熱処理ステップの温度を１０００℃、その保持時間を１分とした点以外は実施例Ａ１と同一条件下で熱処理を行った。
　比較例Ａ３によるアニールシリコンウェーハの作製では、酸素濃度が１１×１０１７ａｔｏｍ／ｃｍ３（ASTM F-121,1979）のシリコンウェーハを使用し、第１熱処理ステップの温度を１１５０℃とし、第３熱処理ステップの温度を１０００℃、その保持時間を１分とした点以外は実施例Ａ１と同一条件下で熱処理を行った。
　実施例Ａ１、比較例Ａ１～Ａ３の熱処理条件をまとめたものを表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次に、各アニールシリコンウェーハの２枚のサンプルの一方に対してデバイスプロセス初期の熱履歴を想定した熱処理と酸素析出核を顕在化させる熱処理の組み合わせ（第１評価熱処理）を施し、他方のサンプルに対してエピタキシャル膜形成プロセスを模擬した熱処理と酸素析出核を顕在化させる熱処理の組み合わせ（第２評価熱処理）を施した。第１評価熱処理は、７８０℃で３時間の低温熱処理及び９５０℃で１６時間の可視化熱処理を順に行う２段階の熱処理とした。また、第２評価熱処理は、１１５０℃で２分の高温熱処理及び１０００℃で１６時間の可視化熱処理を順に行う２段階の熱処理とした。
　図６は、製造されたシリコンウェーハの安定性及び均一性を決定するための評価手順の概略図である。
　図６に示すように、評価対象のシリコンウェーハ７１は劈開され、２つの部分に分割される。Ａ部分７２は低温熱処理７４及び析出物可視化熱処理７６を順に受け、またＢ部分７３は高温熱処理７５及び析出物可視化熱処理７６を順に受ける。あるいは、２つのウェーハがバッチ全体に関連する特性を表すものとして、準備されたウェーハバッチからの２枚のウェーハを使用してもよい。次に、ウェーハ部分のそれぞれをＨＦ処理７７して表面から酸化膜を除去し、次に光散乱トモグラフィ７８を使用して、それらの酸素析出物密度分布を決定する。このようにして、２つの部分のそれぞれの酸素析出物を評価して、ウェーハの安定性、すなわち、異なる温度及び異なる保持時間で評価熱処理を受けた各部分の結果として生じるＢＭＤ密度の比を決定することができる。以上の評価手順は破壊的であるため、あるウェーハバッチからのあるウェーハのテストに関連する特性は、当該ウェーハバッチ全体に帰するものとして差し支えない。
　次に、評価熱処理後の各サンプルについて約５ｍｍ間隔（３０測定点）でウェーハの中心から端まで任意の半径方向で、ウェーハ表面から３０μｍ以内の表層部のＢＭＤ密度と表層部よりも深いバルク部のＢＭＤ密度をそれぞれ赤外散乱トモグラフィ装置により測定し、平均値を求めた。赤外散乱トモグラフィ装置の赤外レーザ光の直径は標準条件の８ｍｍ、測定点１点当たりの測定範囲（スキャン幅）は表層ＢＭＤ密度を出来るだけ正確に測定するため標準条件よりも広い３９８μｍとした。また、安定性の指標として第１評価熱処理後のバルクＢＭＤ密度（第１バルク密度ｄ１）に対する第２評価熱処理後のバルクＢＭＤ密度（第２バルク密度ｄ２）の比（ＢＭＤ密度比ｄ２／ｄ１）を求めた。さらに均一性の指標として半径方向に測定した３０点のバルクＢＭＤ密度の最小値ｄｍｉｎに対する最大値ｄｍａｘの比ｄｍａｘ／ｄｍｉｎを用いた。評価結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
（実施例Ａ１）
　実施例Ａ１では、第１評価熱処理後のバルクＢＭＤ密度は６．６×１０９ｃｍ－３、第２評価熱処理後のバルクＢＭＤ密度は６．５×１０９ｃｍ－３となり、バルクＢＭＤ密度比は０．９８となった。二つの評価熱処理後のバルクＢＭＤ密度にほとんど差は無く、非常に安定していることを確認した。また、第１評価熱処理後の表層ＢＭＤ密度は２．１×１０７ｃｍ－３、第２評価熱処理後の表層ＢＭＤ密度も２．１×１０７ｃｍ－３となり、バルクＢＭＤ密度と比較して二桁以上低いＢＭＤ密度であることを確認した。ＢＭＤ密度の均一性についてもウェーハ径方向におけるＢＭＤ密度の最小値ｄｍｉｎに対する最大値ｄｍａｘの比（ｄｍａｘ／ｄｍｉｎ）がほぼ１（２以下）であり、良好であることを確認した。
（比較例Ａ１）
　比較例Ａ１では、第１評価熱処理後のＢＭＤ密度は９．３×１０８ｃｍ－３、第２評価熱処理後のＢＭＤ密度も９．３×１０８ｃｍ－３となり、バルクＢＭＤ密度比は１．００となった。このように、評価熱処理後のバルクＢＭＤ密度は非常に安定していることを確認した。また、ＢＭＤ密度の均一性についてもウェーハ径方向におけるＢＭＤ密度の最小値ｄｍｉｎに対する最大値ｄｍａｘの比（ｄｍａｘ／ｄｍｉｎ）がほぼ１（２以下）であり、良好であることが確認した。しかし、表層ＢＭＤ密度については、第１評価熱処理後の表層ＢＭＤ密度は６．１×１０８ｃｍ－３、第２評価熱処理後の表層ＢＭＤ密度は５．８×１０８ｃｍ－３となり、表層ＢＭＤ密度の増加が見られた。これは、第１熱処理の温度が低かったため、結晶育成段階で生成した酸素析出物の消滅効果が十分に得られなかったためと考えられる。
（比較例Ａ２）
　比較例Ａ２では、第１評価熱処理後のＢＭＤ密度は６．５×１０９ｃｍ－３、第２評価熱処理後のＢＭＤ密度は２．１×１０８ｃｍ－３となり、バルクＢＭＤ密度比は０．０３となった。このように、第３熱処理の温度が低く且つ短時間の場合には、酸素析出核の結合が不十分なため、エピタキシャル膜形成プロセスを模擬した１１５０℃で２分の高温熱処理を含む第２評価熱処理後のＢＭＤ密度が低下することを確認した。また、第２評価熱処理後のＢＭＤ密度の低下に伴い、ＢＭＤ密度の均一性も悪化した。表層ＢＭＤ密度については、第１評価熱処理後の表層ＢＭＤ密度及び第２評価熱処理後の表層ＢＭＤ密度は共に２．１×１０７ｃｍ－３となり、１０７ｃｍ－３レベルの低い密度となった。
（比較例Ａ３）
　比較例Ａ３では酸素濃度が高いため、安定かつ均一性の良いバルクＢＭＤ密度を確保できた。一方で、第１評価熱処理後の表層ＢＭＤ密度は７．０×１０８ｃｍ－３、第２評価熱処理後の表層ＢＭＤ密度は６．５×１０８ｃｍ－３となり、表層ＢＭＤ密度の増加が見られた。
＜第１熱処理ステップの評価＞
　第１熱処理ステップにおける加熱条件の違いが、評価熱処理後のシリコンウェーハのＢＭＤ密度の安定性及び均一性にどのような影響を与えるかを評価した。使用するシリコンウェーハの酸素濃度は８×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３とし、第２熱処理ステップ及び第３熱処理ステップは共通の条件とした。具体的には、第２熱処理ステップはＡｒ雰囲気中で行う９００℃で５分間の低温保持とした。第３熱処理ステップはＡｒ雰囲気中で行う１２００℃で５分間の高温保持とした。
　実施例Ｂ１、Ｂ２及び比較例Ｂ１では、第１熱処理ステップの温度をいずれも１２１０℃とし、その保持時間をそれぞれ、２０秒、６０秒、１０秒とした。実施例Ｂ３、Ｂ４では、第１熱処理ステップの温度をいずれも１２５０℃とし、その保持時間をそれぞれ、１０秒、６０秒とした。実施例Ｂ１～Ｂ４並びに比較例Ｂ１による熱処理条件をまとめたものを表３に示す。また評価結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示すように、バルクＢＭＤ密度の安定性に関しては、実施例Ｂ１～Ｂ４並びに比較例Ｂ１では、第１及び第２評価熱処理後のバルクＢＭＤ密度が１０９ｃｍ－３レベルとなり、ＢＭＤ密度比も０．９０～１．０２の範囲内となった。すなわち、その後の第１及び第２評価熱処理の違いよらず、バルクＢＭＤ密度が安定していることが確認された。
　一方、表層ＢＭＤ密度に関しては、実施例Ｂ１～Ｂ４では、第１及び第２評価熱処理後の表層ＢＭＤ密度が１０７ｃｍ－３レベルの低い密度となったが、比較例Ｂ１では、第１及び第２評価熱処理後の表層ＢＭＤ密度が１０８ｃｍ－３レベルの高い密度となった。すなわち、第１熱処理条件が不十分な場合には、表層部の外方拡散効果が不十分となり表層ＢＭＤ密度が十分に低下しないことが確認された。
　バルクＢＭＤ密度の均一性に関しては、実施例Ｂ１～Ｂ４並びに比較例Ｂ１のいずれも、ウェーハ径方向のバルクＢＭＤ密度の最小値ｄｍｉｎに対する最大値ｄｍａｘの比（ｄｍａｘ／ｄｍｉｎ）が２未満であり、バルクＢＭＤ密度の面内均一性の悪化は見られなかった。
＜第２熱処理ステップの評価＞
　第２熱処理ステップにおける加熱条件の違いが、評価熱処理後のシリコンウェーハのＢＭＤ密度の安定性及び均一性にどのような影響を与えるかを評価した。使用するバルクシリコンウェーハの酸素濃度は８×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３とし、第１熱処理ステップ及び第３熱処理ステップは共通の条件とした。具体的には、第１熱処理ステップはＮＨ３を含むＡｒ雰囲気中で行う１２５０℃で１０秒間の高温ＲＴＡとした。第３熱処理ステップはＡｒ雰囲気中で行う１２００℃で５分間の高温保持とした。
　実施例Ｃ１、Ｃ２及び比較例Ｃ５では、第２熱処理ステップの温度をいずれも８００℃とし、その保持時間をそれぞれ、２分、１０分、１分とした。実施例Ｃ３、Ｃ４及び比較例Ｃ６では、第２熱処理ステップの温度をいずれも９００℃とし、その保持時間をそれぞれ、２分、１０分、１分とした。実施例Ｃ５、Ｃ６では、第２熱処理ステップの温度をいずれも９７５℃とし、その保持時間をそれぞれ、５分、１０分とした。比較例Ｃ１、Ｃ２では、第２熱処理ステップの温度をいずれも７７５℃とし、その保持時間をそれぞれ、２分、１０分とした。比較例Ｃ３、Ｃ４では、第２熱処理ステップの温度をいずれも７７５℃とし、その保持時間をそれぞれ、２分、１０分とした。実施例Ｃ１～Ｃ６並びに比較例Ｃ１～Ｃ６による熱処理条件をまとめたものを表５に示す。また評価結果を表６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表６に示すように、バルクＢＭＤ密度の安定性に関しては、実施例Ｃ１～Ｃ６では、第１及び第２評価熱処理後のバルクＢＭＤ密度が１０９ｃｍ－３レベルとなり、ＢＭＤ密度比も０．７４～０．９５の範囲内となった。すなわち、その後の評価熱処理条件の違いよらず、バルクＢＭＤ密度が概ね安定していることが確認された。
　これに対し、比較例Ｃ１～Ｃ６では、第２評価熱処理後のバルクＢＭＤ密度が第１評価熱処理後のバルクＢＭＤ密度と比べて小さくなり、バルクＢＭＤ密度比は０．５を下回る結果となった。第２熱処理の温度が低すぎる場合や高すぎる場合には、バルク部のＢＭＤ核が成長せず、第２評価熱処理を受けることによって消滅したものと考えられる。また、第２熱処理の温度が適切であったとしてもその保持時間が短すぎる場合には、やはりバルク部のＢＭＤ核が成長せず、エピタキシャル膜形成プロセスを模擬した熱処理を含む第２評価熱処理を受けることによって消滅するものと考えられる。
　表層ＢＭＤ密度に関しては、実施例Ｃ１～Ｃ６並びに比較例Ｃ１～Ｃ６のいずれも、第１及び第２評価熱処理後の表層ＢＭＤ密度が１０７ｃｍ－３レベルの低い密度となった。すなわち、その後に受ける熱処理の条件の違いによらず、表層ＢＭＤ密度が低密度で安定していることが確認された。
　バルクＢＭＤ密度の均一性に関しては、バルクＢＭＤ密度の安定性の評価と同様に、実施例Ｃ１～Ｃ６については良好な結果となったが、比較例Ｃ１～Ｃ６については、バルクＢＭＤ密度の最小値ｄｍｉｎに対する最大値ｄｍａｘの比（ｄｍａｘ／ｄｍｉｎ）が２よりも大きくなり、バルクＢＭＤ密度の均一性の悪化が見られた。酸素析出核が十分に安定化されなかったと考えられる。
＜第３熱処理ステップの評価＞
　第３熱処理ステップにおける加熱条件の違いが、評価熱処理後のシリコンウェーハのＢＭＤ密度の安定性及び均一性にどのような影響を与えるかを評価した。使用するシリコンウェーハの酸素濃度は８×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３とし、第１熱処理ステップ及び第２熱処理ステップは共通の条件とした。具体的には、第１熱処理ステップはＮＨ３を含むＡｒ雰囲気中で行う１２５０℃で１０秒間の高温ＲＴＡとした。第２熱処理ステップはＡｒ雰囲気中で行う９００℃で５分間の低温保持とした。
　実施例Ｄ１、Ｄ２、Ｄ３では、第３熱処理ステップの温度をいずれも１１５０℃とし、その保持時間をそれぞれ、５分、１０分、１５分とした。実施例Ｄ４、Ｄ５、Ｄ６では、第３熱処理ステップの温度をいずれも１２００℃とし、その保持時間をそれぞれ、５分、１０分、１５分とした。実施例Ｄ７、Ｄ８、Ｄ９では、第３熱処理ステップの温度をいずれも１２５０℃とし、その保持時間をそれぞれ、５分、１０分、１５分とした。比較例Ｄ１、Ｄ２、Ｄ３では、第３熱処理ステップの温度をいずれも１１４０℃とし、その保持時間をそれぞれ、５分、１０分、１５分とした。実施例Ｄ１～Ｄ６並びに比較例Ｄ１～Ｄ６による熱処理条件をまとめたものを表７に示す。また評価結果を表８に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表８に示すように、バルクＢＭＤ密度の安定性に関して、実施例Ｄ１～Ｄ９では、第１及び第２評価熱処理後のバルクＢＭＤ密度が１０９ｃｍ－３レベルとなり、ＢＭＤ密度比も０．９４～１．００の範囲内となった。すなわち、その後の第１及び第２評価熱処理の違いよらず、バルクＢＭＤ密度が安定していることが確認された。
　これに対し、比較例Ｄ１～Ｄ３では、第２評価熱処理後のバルクＢＭＤ密度が第１評価熱処理後のバルクＢＭＤ密度と比べて小さくなり、バルクＢＭＤ密度比は０．５を大幅に下回る結果となった。第３熱処理の温度が低すぎる場合には、バルク部のＢＭＤ核が成長せず、エピタキシャル膜形成プロセスを模擬した熱処理を含む第２評価熱処理を受けることによって消滅したものと考えられる。
　表層ＢＭＤ密度に関しては、実施例Ｄ１～Ｄ９並びに比較例Ｄ１～Ｄ３のいずれも、第１及び第２評価熱処理後の表層ＢＭＤ密度が１０７ｃｍ－３レベルの低い密度となった。
　バルクＢＭＤ密度の均一性に関しては、バルクＢＭＤ密度の安定性の評価と異なり、実施例Ｄ１～Ｄ９のみならず、比較例Ｄ１～Ｄ３についても良好な結果となった。すなわち、バルクＢＭＤ密度の最小値ｄｍｉｎに対する最大値ｄｍａｘの比（ｄｍａｘ／ｄｍｉｎ）が２以下となり、バルクＢＭＤ密度の面内均一性は良好であった。
＜シリコンウェーハの酸素濃度の評価＞
　シリコンウェーハの酸素濃度の違いが、３段階の熱処理及び評価熱処理後のシリコンウェーハのＢＭＤ密度の安定性及び均一性にどのような影響を与えるかを評価した。実施例Ｅ１では、酸素濃度が７×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３の低酸素バルクシリコンウェーハを使用した。実施例Ｅ２では、酸素濃度が１０×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３のバルクシリコンウェーハを使用した。比較例Ｅ１では、酸素濃度が１１×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３のバルクシリコンウェーハを使用した。比較例Ｅ２では、酸素濃度が６×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３の低酸素バルクシリコンウェーハを使用した。３段階の熱処理では、各バルクシリコンウェーハに対して、第１熱処理ステップを１２５０℃で１０秒間、第２熱処理ステップを９００℃で５分間、第３熱処理ステップを１２００℃で５分間行った。実施例Ｅ１、Ｅ２並びに比較例Ｅ１、Ｅ２による酸素濃度の違いをまとめたものを表９に示す。また評価結果を表１０に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　表１０に示すように、実施例Ｅ１、Ｅ２では、バルクＢＭＤ密度及び表層ＢＭＤ密度は良好であった。
　一方、酸素濃度が１１×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３のバルクシリコンウェーハを使用した比較例Ｅ１では、バルクＢＭＤ密度は良好であったが、表層ＢＭＤ密度が高くなった。バルクＢＭＤ密度の面内均一性は良好であった。
　酸素濃度が６×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３のシリコンウェーハを使用した比較例Ｅ２では、第２評価熱処理後のバルクＢＭＤ密度が第１評価熱処理後のバルクＢＭＤ密度と比べて小さくなり、バルクＢＭＤ密度比は０．５を下回る結果となった。バルクＢＭＤ密度の均一性に関しては、第２評価熱処理後のバルクＢＭＤ密度の最小値ｄｍｉｎに対する最大値ｄｍａｘの比（ｄｍａｘ／ｄｍｉｎ）が１３．３となり、バルクＢＭＤ密度の安定性の評価と同様に、第２評価熱処理後のバルクＢＭＤ密度の面内均一性の著しい悪化が見られた。第１評価熱処理後のバルクＢＭＤ密度の面内均一性は良好であった。表層ＢＭＤ密度に関しては、第１及び第２評価熱処理後の表層部にＢＭＤが観察されない極めて良好な結果となった。
＜エピタキシャル成長による影響の評価＞
　３段階の熱処理を行って製造したウェーハにエピタキシャル膜を形成して、エピタキシャル成長後のＢＭＤ密度の安定性を確認した。表１１に示すように、実施例Ｆ１、Ｆ２、Ｆ３はいずれも成長温度を１０５０℃とし、保持時間をそれぞれ、１分、２分、５分とした。実施例Ｆ４、Ｆ５、Ｆ６はいずれも成長温度を１１５０℃とし、保持時間をそれぞれ、１分、２分、５分とした。得られたエピタキシャル膜の厚さは、実施例Ｆ１、Ｆ４で２μｍ、実施例Ｆ２、Ｆ５で４μｍ、実施例Ｆ３、Ｆ６で１０μｍであった。
　エピタキシャル成長後の評価熱処理のうち第１評価熱処理は、７８０℃で３時間の低温熱処理及び９５０℃で１６時間の可視化熱処理を順に行う２段階の熱処理とした。第２評価熱処理は、エピタキシャル膜形成プロセスを模擬した１１５０℃で２分の高温熱処理を省略して１０００℃で１６時間の可視化熱処理のみとした。評価結果を表１２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　表１２に示すように、いずれのエピタキシャル成長条件下でも、バルクＢＭＤ密度の安定性及び均一性並びに表層ＢＭＤ密度の均一性は良好であり、３段階の熱処理を行って製造されたシリコンウェーハに対してエピタキシャル成長を行ってもバルクＢＭＤ密度が低下しないことが確認された。
Ｓ１１　　シリコン単結晶インゴットを製造する工程
Ｓ１２　　シリコンウェーハを作製する工程
Ｓ１３　　シリコンウェーハを熱処理する工程
Ｓ２１　　第１熱処理ステップ
Ｓ２２　　第２熱処理ステップ
Ｓ２３　　第３熱処理ステップ
３０　待機温度
３２　昇温
３４　降温
３６　昇温
４０　シリコンウェーハ
４０ａ　上部ゾーン
４０ｂ　下部ゾーン
４１　微小な酸素析出核（結晶成長中に発生）
４２　フレンケル対
４３　Ｓｉ３Ｎ４層
４４、４４ａ、４４ｂ　空孔
４５　格子間シリコン原子
４６　ＤＺ
４７　酸素析出核
４７ａ　小さな酸素析出核
４８　エピタキシャル層
５０　シリコンウェーハ
５０ａ　ウェーハ表面（主面）
５０ｂ　劈開面
５１　赤外レーザ光
５２　ＢＭＤ（酸素析出物）
５３　表層部
５４　バルク部
７１　シリコンウェーハ
７２　ウェーハのＡ部分
７３　ウェーハのＢ部分
７４　低温熱処理
７５　高温熱処理
７６　析出物可視化熱処理
７７　ＨＦ処理
７８　光散乱トモグラフィ

Claims (12)

  1. 　表面から深さ３０μｍまでの表層部と、
    　前記表層部よりも深いバルク部とを有し、
    　第１評価熱処理によって前記表層部に生じる酸素析出物の密度が１．０×１０７～１．０×１０８ｃｍ－３であり、
    　前記第１評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の密度が１．０×１０９～７．０×１０９ｃｍ－３であり、
    　前記第１評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の平均密度を第１バルク密度とし、第２評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の平均密度を第２バルク密度とするとき、前記第１バルク密度に対する前記第２バルク密度の比が０．７４～１．０２の範囲内にあり、
    　前記第１評価熱処理は、７８０℃で３時間の熱処理の後に可視化熱処理を実施する２段階の熱処理であり、
    　前記第２評価熱処理は、１１５０℃で２分間の熱処理の後に前記可視化熱処理を実施する２段階の熱処理であり、
    　前記可視化熱処理は、９５０～１０００℃で１６時間の熱処理であることを特徴とするシリコンウェーハ。
  2. 　前記第１評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の密度の最小値に対する最大値の比及び前記第２評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の密度の最小値に対する最大値の比が共に２以下である、請求項１に記載のシリコンウェーハ。
  3. 　前記第１評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の密度の最小値に対する最大値の比が１．３０以下であり、前記第２評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の密度の最小値に対する最大値の比が１．３２以下である、請求項１に記載のシリコンウェーハ。
  4. 　前記第１評価熱処理によって前記表層部に生じる酸素析出物の平均密度及び前記第２評価熱処理によって前記表層部に生じる酸素析出物の平均密度が共に２．１×１０７ｃｍ－３以下である、請求項１乃至３のいずれか一項に記載のシリコンウェーハ。
  5. 　シリコン基板と、
    　前記シリコン基板の表面に形成されたエピタキシャルシリコン膜を備え、
    　前記シリコン基板は、表面から深さ３０μｍまでの表層部と、前記表層部よりも深いバルク部とを有し、
    　第１評価熱処理によって前記表層部に生じる酸素析出物の密度が１．０×１０７～１．０×１０８ｃｍ－３であり、
    　前記第１評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の密度が１．０×１０９～７．０×１０９ｃｍ－３であり、
    　前記第１評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の平均密度を第１バルク密度とし、第２評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の平均密度を第２バルク密度とするとき、前記第１バルク密度に対する前記第２バルク密度の比が０．９８～１．０２の範囲内にあり、
    　前記第１評価熱処理は、７８０℃で３時間の熱処理の後に可視化熱処理を実施する２段階の熱処理であり、
    　前記第２評価熱処理は、前記可視化熱処理であり、
    　前記可視化熱処理は、９５０～１０００℃で１６時間の熱処理であることを特徴とするシリコンウェーハ。
  6. 　前記第１評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の密度の最小値に対する最大値の比及び前記第２評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の密度の最小値に対する最大値の比が共に２以下である、請求項５に記載のシリコンウェーハ。
  7. 　前記第１評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の密度の最小値に対する最大値の比が１．２９以下であり、前記第２評価熱処理によって前記バルク部に生じる酸素析出物の密度の最小値に対する最大値の比が１．３５以下である、請求項６に記載のシリコンウェーハ。
  8. 　酸素濃度が７×１０１７～１０×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３（ASTM F-121, 1979）であるシリコンウェーハを第１温度で加熱する第１熱処理ステップと、
    　前記第１熱処理ステップの後に前記シリコンウェーハを前記第１温度よりも低い第２温度で加熱する第２熱処理ステップと、
    　前記第２熱処理ステップの後に前記シリコンウェーハを前記第２温度よりも高い第３温度で加熱する第３熱処理ステップを含み、
    　前記第１温度は１２１０～１２５０℃、前記第１温度の保持時間は１０～６０秒であり、
    　前記第２温度は８００～９７５℃、前記第２温度の保持時間は２～１０分であり、
    　前記第３温度は１１５０～１２５０℃、前記第３温度の保持時間は５～１５分であることを特徴とするシリコンウェーハの製造方法。
  9. 　前記第１熱処理ステップは、アンモニア又は窒素を含む非酸化性雰囲気中で行い、
    　前記第２及び第３熱処理ステップは、アンモニア又は窒素を含まない非酸化性雰囲気中で行う、請求項８に記載のシリコンウェーハの製造方法。
  10. 　前記第１温度への昇温レート及び前記第２温度から前記第３温度への昇温レートは１０～５０℃／秒である、請求項８又は９に記載のシリコンウェーハの製造方法。
  11. 　前記第１温度から前記第２温度への降温レートは２０～１２０℃／秒である、請求項８又は９に記載のシリコンウェーハの製造方法。
  12. 　前記第１熱処理ステップで熱処理される前の前記シリコンウェーハは、格子間シリコン型点欠陥の凝集体及び空孔型点欠陥の凝集体が存在しないシリコン単結晶インゴットの無欠陥領域から切り出されたものである、請求項８又は９に記載のシリコンウェーハの製造方法。
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