JP2010040588A

JP2010040588A - シリコンウェーハ

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Publication number: JP2010040588A
Application number: JP2008198681A
Authority: JP
Inventors: Hiromichi Isogai; 宏道磯貝; Takeshi Senda; 剛士仙田; Eiji Toyoda; 英二豊田; Kumiko Murayama; 久美子村山; Koji Araki; 浩司荒木; Tatsuhiko Aoki; 竜彦青木; Haruo Sudo; 治生須藤; Yoichiro Mochizuki; 陽一郎望月; Akihiko Kobayashi; 昭彦小林; Shinrin Fu; 森林符
Original assignee: Covalent Materials Corp
Current assignee: Coorstek KK
Priority date: 2008-07-31
Filing date: 2008-07-31
Publication date: 2010-02-18

Abstract

【課題】Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥の無欠陥化や、高いゲッタリング効果を備え、かつ、デバイス活性領域におけるＢＭＤの析出を防止することができ、更に、デバイス活性領域の熱的強度を向上させることができるシリコンウェーハが提供される。
【解決手段】本発明に係わるシリコンウェーハは、シリコンウェーハ１０の少なくともデバイス活性領域が含まれる無欠陥領域（ＤＺ層）１２内に固溶酸素濃度が０．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上の高酸素濃度領域を有し、かつ、無欠陥領域１２内には、格子間シリコン１４が過飽和状態で含有されている。
【選択図】図１

Description

本発明は、半導体デバイスの製造に使用されるシリコンウェーハに関する。

近年の半導体デバイスの高集積化に伴い、その基板として用いられるシリコンウェーハに対する品質要求が厳しくなってきている。特に、シリコンウェーハのデバイス活性領域におけるＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥の無欠陥化や、高いゲッタリング効果を備えることが強く要求されている。

これらの要求に対し、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パーフェクト領域に属する侵入型転位を形成し得る最低の格子間シリコン濃度未満の領域を含み、かつ酸素濃度が０．９７×１０^１８〜１．４×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３であるシリコン単結晶インゴットを引上げ、前記インゴットから切出されたシリコンウェーハをシラン化合物と一酸化二窒素の混合ガス雰囲気下、７００〜９００℃で３０〜１２０分間保持する技術が知られている（例えば、特許文献１）。

また、これらの要求に加え、基板の機械的強度を確保したシリコン基板を得ることを目的として、１１００℃以上かつ特定の関係式で示される温度Ｔ未満の温度に加熱して、少なくとも１０分間以上の熱処理を行って表面層の固溶酸素を外方拡散させる技術が知られている（例えば、特許文献２）。

更に、近年において、上記要求を備え、かつ、シリコンウェーハを高生産性でかつ簡単に作製する技術として、シリコンウェーハに、急速加熱・急速冷却熱処理（ＲＴＰ：ＲａｐｉｄＴｈｅｒｍａｌＰｒｏｃｅｓｓ）を施す技術が知られている（例えば、特許文献３）。
特開２００２−１３４５１３号公報特開平５−２９１０９７号公報特開２００３−２２４１３０号公報

しかしながら、特許文献１から３に記載の技術は、デバイス活性領域におけるＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥の無欠陥化や、高いゲッタリング効果を得ることを目的としており、デバイス活性領域におけるＢＭＤの析出を考慮したものではない。このＢＭＤは、通常、デバイス活性領域以外のバルク領域に析出された場合には、重金属等に対するゲッタリング効果を備えているため有効であるが、デバイス活性領域内に析出された場合には、デバイス歩留を低下させる要因となる。ましてや、酸素濃度が高いシリコンウェーハは、バルク領域におけるＢＭＤの析出密度が高くなる一方で、デバイス活性領域においてもＢＭＤの析出密度が高くなるという問題がある。

また、特許文献１から３に記載の技術におけるシリコンウェーハの熱処理は、デバイス活性領域におけるＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥の無欠陥化や、高いゲッタリング効果を得るために有効な手段であるが、これらの熱処理によって、少なからずとも、シリコンウェーハに対してスリップ転位が発生する可能性がある。このため、スリップ転位の発生を防止するために、シリコンウェーハの熱的強度においても向上させることが有効である。

なお、この熱的強度を向上させるには、シリコンウェーハの固溶酸素濃度を高くする技術が周知であるが、固溶酸素濃度が高くなると、前述したように、デバイス活性領域においてもＢＭＤの析出密度が高くなるという問題がある。

本発明は、上述の事情に鑑みてなされたものであり、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥の無欠陥化や、高いゲッタリング効果を備え、かつ、デバイス活性領域におけるＢＭＤの析出を防止することができ、更に、デバイス活性領域の熱的強度を向上させることができるシリコンウェーハを提供することを目的とする。

本発明に係わるシリコンウェーハは、シリコンウェーハの少なくともデバイス活性領域が含まれる無欠陥領域内に固溶酸素濃度が０．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上の高酸素濃度領域を有し、かつ、前記無欠陥領域内には、格子間シリコンが過飽和状態で含有されていることを特徴とする。

前記無欠陥領域内の固溶酸素濃度が、前記無欠陥領域よりも深いシリコンウェーハ内部のバルク領域内の固溶酸素濃度よりも高いことが好ましい。

前記高酸素濃度領域から前記シリコンウェーハの表面に向かって固溶酸素濃度が漸減していることが好ましい。

本発明は、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥の無欠陥化や、高いゲッタリング効果を備え、かつ、デバイス活性領域におけるＢＭＤの析出を防止することができ、更に、デバイス活性領域の熱的強度を向上させることができるシリコンウェーハが提供される。

以下、本発明の実施形態について、図１を参照して説明する。図１は本実施形態に係わるシリコンウェーハを模式的に示した断面図である。なお、本明細書中の固溶酸素濃度は、１９７０-１９７９年度版ＯｌｄＡＳＴＭ基準の換算係数から求めた値である。

本実施形態に係わるシリコンウェーハは、図１に示すように、シリコンウェーハ１０の少なくともデバイス活性領域が含まれる無欠陥領域（ＢＭＤやＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥（転移クラスタを含む）が存在しない領域：ＤｅｎｕｔｅｄＺｏｎｅ；以下、ＤＺ層という）１２内に、格子間シリコン（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ−Ｓｉ：図中では「ｉ−Ｓｉ」という）１３が過飽和状態で含有されている。

ここでいう格子間シリコンが過飽和状態で含有されているとは、２段階熱処理（酸素１００％雰囲気中で、８００℃、４時間の熱処理を行い、更に、同雰囲気（酸素１００％）中で、１０００℃、１６時間熱処理）を行った後に、Ｓａｔｏエッチングを施し、シリコンウェーハ表面を顕微鏡で観察し、表面から深さ５μｍまでの領域に存在するエッチピットを測定したときに、前記エッチピット密度が１０個／ｃｍ^２以下であることをいう。

ＤＺ層１２は、ウェーハの表面１１からその深さがデバイス活性領域に合わせ同程度あるいはそれよりも深く形成されている。ＤＺ層１２の深さは、例えば、５μｍである。

また、ＤＺ層１２には、固溶酸素濃度が０．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上の高酸素濃度領域を備えている。

このように、本発明に係わるシリコンウェーハは、格子間シリコンがＤＺ層１２内に過飽和状態で含有されており、かつ、固溶酸素濃度が０．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上の高酸素濃度領域を有しているため、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥の無欠陥化や、高いゲッタリング効果を備え、かつ、デバイス活性領域におけるＢＭＤの析出を防止することができ、更に、デバイス活性領域の熱的強度を向上させることができる。

なお、格子間シリコンがＤＺ層１２内に過飽和状態で含有されていても、固溶酸素濃度が０．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３未満である場合には、シリコンウェーハのデバイス活性領域における熱的強度を向上させることができない。

また、前記固溶酸素濃度が０．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上であっても、格子間シリコンがＤＺ層１２内に過飽和状態で含有されていない場合には、ＤＺ層１２内で固溶酸素がＢＭＤ（ＢａｌｋＭｉｃｒｏＤｅｆｅｃｔ）として析出されてしまうため好ましくない。

一方、シリコンウェーハ１０のＤＺ層１２よりも深いシリコンウェーハ内部のバルク領域１５内には、ＣＯＰ（ＣｒｙｓｔａｌＯｒｉｇｉｎａｔｅｄＰａｒｔｉｃｌｅ）、ＬＳＴＤ（ＬａｓｅｒＳｃａｔｔｅｒｉｎｇＴｏｍｏｇｒａｐｈｙＤｅｆｅｃｔ）とよばれる過飽和の空孔型点欠陥の凝集体や酸素析出物が残存していても構わない。

次に、本発明の実施形態に係わるシリコンウェーハの製造方法について説明する。

上述した本実施形態に係わるシリコンウェーハを製造するためには、まず、チョクラルスキー法によるシリコン単結晶インゴットの育成時において、固溶酸素濃度が０．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３近傍又は０．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上となるように調整して行う。

具体的には、炉内の石英ルツボに充填した多結晶シリコンを加熱してシリコン融液とし、このシリコン融液の液面上方から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引上げ、所望の直径まで拡径して直胴部を育成することでシリコン単結晶インゴットを製造する。この際の前記固溶酸素濃度の調整は、石英ルツボの回転数や炉内圧力などを調整することで行うことができる。

次に、製造したシリコン単結晶インゴットを、周知の方法によりシリコンウェーハに加工する。

すなわち、前記シリコン単結晶インゴットを内周刃又はワイヤソー等によりウェーハ状にスライスした後、外周部の面取り、ラッピング、エッチング、研磨等の加工工程を経て、シリコンウェーハを製造する。なお、ここで記載された加工工程は例示的なものであり、本発明は、この加工工程のみに限定されるものではない。

次に、前記製造したシリコンウェーハに対して、酸素ガス分圧が２０％以上１００％以下である酸化性ガス雰囲気中、１３００℃以上１３８０℃以下の温度で、急速加熱・急速冷却熱処理（ＲＴＰ：ＲａｐｉｄＴｈｅｒｍａｌＰｒｏｃｅｓｓ）を行う。

このように、固溶酸素濃度が０．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３近傍又は０．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上のシリコンウェーハに対して、前記条件により急速加熱・急速冷却熱処理を行うことで、前記無欠陥領域内に、格子間シリコンを過飽和状態で含有させることができる。

なお、この急速加熱・急速冷却熱処理は、例えば、図２に示すようなＲＴＰ装置を用いて、例えば、図３に示すような温度プロセスにて行う。図２は、本発明のシリコンウェーハの製造に用いられるＲＴＰ装置の一例の概要を示す断面図であり、図３は急速加熱・急速冷却熱処理における熱処理プロセスの幾つかの例を示す図である。

本発明のシリコンウェーハの製造に用いられるＲＴＰ装置１０は、図２に示すように、雰囲気ガス導入口２０ａ及び雰囲気ガス排出口２０ｂを備えた反応管２０と、反応管２０の上部に離間して配置された複数のランプ３０と、反応管２０内の反応空間２５にウェーハＷを支持するウェーハ支持部４０とを備える。ウェーハ支持部４０は、ウェーハＷを直接支持する環状のサセプタ４０ａと、サセプタ４０ａを支持するステージ４０ｂとを備える。

反応管２０は、例えば、石英で構成されている。ランプ３０は、例えば、ハロゲンランプで構成されている。サセプタ４０ａは、例えば、シリコンで構成されている。ステージ４０ｂは、例えば、石英で構成されている。

図２に示すＲＴＰ装置１０を用いてシリコンウェーハＷに対して、急速加熱・急速冷却熱処理（ＲＴＰ）を行う場合は、反応管２０に設けられた図示しないウェーハ導入口より、シリコンウェーハＷを反応空間２５内に導入し、ウェーハ支持部４０のサセプタ４０ａ上にシリコンウェーハＷを支持し、その後、雰囲気ガス導入口２０ａから後述する雰囲気ガスを導入すると共に、ランプ３０によりシリコンウェーハＷ表面に対してランプ照射をすることで行う。なお、このＲＴＰ装置１０における反応空間２５内の温度制御は、ウェーハ支持部４０のステージ４０ｂに埋め込まれた複数の放射温度計５０によってウェーハＷの下部近傍の径方向におけるウェーハ面内の平均温度を測定し、その測定された温度に基づいて複数のハロゲンランプ３０の制御（各ランプの個別のＯＮ−ＯＦＦ制御や、発光する光の発光強度の制御等）を行う。

この急速加熱・急速冷却熱処理における温度プロセスは、例えば、図３（ａ）に示すように、酸素等の酸化性ガス雰囲気中、１０℃／ｓｅｃ以上の速度で最高保持温度Ｔ_１まで昇温して、最高保持温度Ｔ_１で所望時間（例えば、１ｓｅｃ〜６０ｓｅｃ）保持した後、１０℃／ｓｅｃ以上の速度で降温する場合（図３（ａ））や、はじめにアルゴン等の非酸化性ガス雰囲気において最大保持温度Ｔ_１まで前記速度で昇温した後、最大保持温度Ｔ_１で保持中に、酸素ガス等の酸化性ガス雰囲気に切り替えて更に所望時間保持した後、前記速度で降温する場合（図３（ｂ））や、はじめにアルゴン等の非酸化性ガス雰囲気において最大保持温度Ｔ_２まで昇温し、その後、最大保持温度Ｔ_３（＜Ｔ_２）まで一旦降温し、途中、酸素ガス等の酸化性ガス雰囲気中に切り替えた後、再び、最大保持温度Ｔ_１（＜Ｔ_２）まで昇温する場合（図３（ｃ））などを用いることができる。

次に、前記急速加熱・急速冷却熱処理によって、ＤＺ層が形成され、かつ、格子間シリコンが過飽和状態となるメカニズムについて説明する。

図４は、急速加熱・急速冷却熱処理によって、ＤＺ層が形成され、かつ、格子間シリコンが過飽和状態となるメカニズムについて説明するための概念図である。

前記急速加熱・急速冷却熱処理において酸素分圧が２０％以上と酸素濃度が高い状態で急速加熱・急速冷却熱処理による急激な昇温を行うと、シリコンウェーハ表面が酸化されることで、格子間シリコン（ｉ−Ｓｉ）が生成し、導入される（図４（ａ））。その後、高温処理中に、シリコン単結晶インゴットの育成時において発生したＣＯＰの内壁に形成された内壁酸化膜に含まれる酸素がシリコンウェーハ内に溶解する。内壁酸化膜が除去されたＣＯＰ内に前記生成されたｉ−Ｓｉが埋まることによってＣＯＰが消滅していき（図４（ｂ））、無欠陥領域（ＤＺ層）が形成される（図４（ｃ））。その際、ＣＯＰが消滅した後、残存する格子間シリコン（ｉ−Ｓｉ）が、前記無欠陥領域内において格子間シリコンの過飽和状態を形成する（図４（ｃ））。

なお、前記急速加熱・急速冷却熱処理によって、ウェーハの表面近傍にＣＯＰが残存してしまう場合がある。図５は、急速加熱・急速冷却熱処理によって、ＤＺ層が形成され、かつ、格子間シリコンが過飽和状態となるメカニズムにおいて、ウェーハの表面近傍のＣＯＰが残存するメカニズムを説明するための概念図である。

なお、前記ウェーハの表面近傍にＣＯＰが残存してしまう場合は、例えば、チョクラルスキー法によるシリコン単結晶インゴットの育成時において、固溶酸素濃度が非常に高い場合（例えば、１．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上）や、急速加熱・急速冷却熱処理における酸化性雰囲気の酸素分圧が高い場合（例えば、酸素１００％雰囲気）等が挙げられる。

例えば、シリコン単結晶インゴットの育成時における固溶酸素濃度が高かったり、急速加熱・急速冷却熱処理における酸化性雰囲気の酸素分圧が高かったりすると、ウェーハの表面近傍は酸素過飽和の状態となるため、表面近傍に発生しているＣＯＰの内壁に形成された内壁酸化膜に含まれる酸素がウェーハ内に溶解されにくくなる。従って、ウェーハの表面近傍に形成されたＣＯＰの内壁酸化膜は残存してしまう状態となり、この残存した内壁酸化膜がＣＯＰ内部にｉ−Ｓｉが埋まるのを妨げてしまうため、表面近傍のＣＯＰを消滅することができない場合がある（図５（ａ）〜（ｃ））。

この場合には、ウェーハの表面近傍に残存したＣＯＰを研磨により除去することで、格子間シリコンが過飽和状態となった無欠陥領域（ＤＺ層）を形成することができる。なお、この研磨は、一般的に周知技術である仕上げ研磨のみで行ってもよく、周知技術である二次研磨と前記仕上げ研磨とを併用して行ってもよい。

上述した製造方法により製造された本実施形態に係わるシリコンウェーハ１０のウェーハ表面１１からその内部方向の固溶酸素濃度の深さ方向分布について図面を参照して説明する。

図６〜図８は、本実施形態に係わるシリコンウェーハの固溶酸素濃度の深さ方向分布を示すグラフである。ここで、図６〜図８の横軸は、シリコンウェーハ表面からの深さ（μｍ）であり、縦軸は固溶酸素濃度（×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３）である。なお、図６は、前述した図４に示すような場合において、格子間シリコンが過飽和状態となったときの固溶酸素濃度の深さ方向分布であり、図７は、前述した図５に示すような場合において、格子間シリコンが過飽和状態となったときの表面のＣＯＰを研磨した場合における固溶酸素濃度の深さ方向分布であり、図８は、図７よりもその研磨量が更に多い場合の固溶酸素濃度の深さ方向分布である。

本実施形態に係わるシリコンウェーハの固溶酸素濃度の深さ方向分布は、シリコンウェーハの少なくともデバイス活性領域が含まれる無欠陥領域（例えば、ウェーハ表面からの深さが５μｍ以内の領域）内に固溶酸素濃度が０．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上の最大値を有する高酸素濃度領域を有し、かつ、前記無欠陥領域よりも深いシリコンウェーハ内部のバルク領域（例えば、ウェーハ表面からの深さが５μｍを超える領域）においても固溶酸素濃度が０．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上である場合（図６（２）〜（３）、図７（６）〜（７）：以下、第１の形態という）、前記第１の形態に変えて、前記バルク領域においては、固溶酸素濃度が０．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３未満である場合（図６（１）、図７（５）：以下、第２の形態という）及び、固溶酸素濃度が０．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上のピーク値（最大値）を有さないが、前記無欠陥領域及び前記バルク領域において固溶酸素濃度が０．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上である場合（図６（４）、図７（８）、図８（９）〜（１１））である。

この中で、無欠陥領域内の固溶酸素濃度が、前記無欠陥領域よりも深いシリコンウェーハ内部のバルク領域内の固溶酸素濃度よりも高い実施形態（図６（１）〜（３）、図７（５）〜（７））を備えていることが好ましい。

このような構成を備えることで、前記バルク領域に生じたＢＭＤあるいは裏面から生じたスリップ転位等を前記バルク領域内でピンニングすることができ、ウェーハ表面のデバイス形成領域への伝播を防止することができる。

更に、前記高酸素濃度領域から前記シリコンウェーハの表面に向かって前記固溶酸素濃度が漸減している実施形態（図６（１）〜（４）、図７（８））を備えていることがより好ましい。

このような構成を備えることで、表面に形成されるサーマルドナーの生成量を抑制することができる。

次に、幾つかの実施例により本発明の効果について具体的に説明するが、本発明は下記の実施例に限定されるものではない。

（実施例１〜９）
ＣＺ法によるシリコン単結晶インゴット作製時において、固溶酸素濃度を０．５、０．７、１．２、１．７（×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３）（１９７０-１９７９年度版ＯｌｄＡＳＴＭによる換算係数からの算出値）で各々調整して、Ｖ／Ｇ（引上速度Ｖと、１３００℃における結晶軸方向の温度勾配Ｇ）を制御しながら、空孔型点欠陥の凝集体が存在する空孔型点欠陥領域（Ｉ領域）が全面に形成されるように引き上げを行い、［Ｏｉ］が異なるＰ型、結晶面方位（００１）である３種類のシリコン単結晶インゴットを作製した。

次に、得られたシリコン単結晶インゴットを、ワイヤソーによりウェーハ状に切断し、ベベル加工、ラッピング、エッチング、研磨を施して、両面研磨された直径が３００ｍｍのシリコンウェーハを作製した。

次に、図２に示すようなＲＴＰ装置１０を用いて、図３（ａ）に示すような温度プロセスにて、１００％の酸素雰囲気下で、昇温速度７５℃／ｓｅｃ、最高到達温度１３００℃、最高到達温度における保持時間を３０ｓｅｃ、降温速度２５℃／ｓｅｃの条件下で急速加熱・急速冷却熱処理を行い、図６（１）に示すような固溶酸素濃度分布を有するシリコンウェーハ（実施例１：固溶酸素濃度０．５×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３）、図６（２）に示すような固溶酸素濃度分布を有するシリコンウェーハ（実施例２：固溶酸素濃度０．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３）、図６（３）に示すような固溶酸素濃度分布を有するシリコンウェーハ（実施例３：固溶酸素濃度１．２×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３）、図６（４）に示すような固溶酸素濃度分布を有するシリコンウェーハ（実施例４：固溶酸素濃度１．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３）を各々作製した。

また、急速加熱・急速冷却熱処理を行った実施例１〜４と同ロット（同固溶酸素濃度）のサンプルについて表面から取代２．５μｍ程度の表面研磨を行い、図７（５）に示すような固溶酸素濃度分布を有するシリコンウェーハ（実施例５：固溶酸素濃度０．５×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３）、図７（６）に示すような固溶酸素濃度分布を有するシリコンウェーハ（実施例６：固溶酸素濃度０．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３）、図７（７）に示すような固溶酸素濃度分布を有するシリコンウェーハ（実施例７：固溶酸素濃度１．２×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３）、図７（８）に示すような固溶酸素濃度分布を有するシリコンウェーハ（実施例８：固溶酸素濃度１．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３）を各々作製した。

また、急速加熱・急速冷却熱処理を行った実施例２〜４と同ロット（同固溶酸素濃度）のサンプルについて表面から取代５．０μｍ程度の表面研磨を行い、図８（９）に示すような固溶酸素濃度分布を有するシリコンウェーハ（実施例９：固溶酸素濃度０．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３）、図８（１０）に示すような固溶酸素濃度分布を有するシリコンウェーハ（実施例１０：固溶酸素濃度１．２×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３）、図８（１１）に示すような固溶酸素濃度分布を有するシリコンウェーハ（実施例１１：固溶酸素濃度１．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３）を各々作製した。

（比較例１〜２）
ＣＺ法によるシリコン単結晶インゴット作製時において、固溶酸素濃度を０．３、０．５（×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３）に調整して、その他は、実施例９から１１と同様な方法（急速加熱・急速冷却熱処理＋取代５．０μｍ程度の表面研磨）で、図９（１２）に示すような固溶酸素濃度分布を有するシリコンウェーハ（比較例１：固溶酸素濃度０．３×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３）及び図９（１３）に示すような固溶酸素濃度分布を有するシリコンウェーハ（比較例２：固溶酸素濃度０．５×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３）を作製した。

（比較例３〜５）
ＣＺ法によるシリコン単結晶インゴット作製時において、固溶酸素濃度を０．７、１．２、１．７（×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３）（１９７０-１９７９年度版ＯｌｄＡＳＴＭによる換算係数からの算出値）で各々調整して、かつ、Ｖ／Ｇ（引上速度Ｖと、１３００℃における結晶軸方向の温度勾配Ｇ）を制御しながら、空孔型点欠陥の凝集体が存在せず、格子間シリコン型点欠陥リッチな無欠陥領域が全面に形成されるように、引き上げを行い、固溶酸素濃度が異なるＰ型、結晶面方位（００１）である複数のシリコン単結晶インゴットを作製した。

得られたシリコン単結晶インゴットを、ワイヤソーによりウェーハ状に切断し、ベベル加工、ラッピング、エッチング、研磨を施して、両面研磨された直径が３００ｍｍのシリコンウェーハを作製し、図９（１４）に示すような固溶酸素濃度分布を有するシリコンウェーハ（比較例３：固溶酸素濃度０．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３）、図９（１５）に示すような固溶酸素濃度分布を有するシリコンウェーハ（比較例４：固溶酸素濃度１．２×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３）、図９（１６）に示すような固溶酸素濃度分布を有するシリコンウェーハ（比較例５：固溶酸素濃度１．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３）を各々作製した。

（酸素析出物密度の評価）
実施例１から１１及び比較例１から５の各々のサンプルに対して酸素１００％雰囲気下で、８００℃、４時間の熱処理を行い、その後、同一の雰囲気（酸素１００％）下で、１０００℃、１６時間熱処理を行った後に、Ｓａｔｏエッチング（液組成；ＨＦ（濃度４９％）：ＨＮＯ３（濃度６９％）：ＣＨ_３ＣＯＯＨ：Ｈ_２Ｏ＝１：１５：３：１）を施し、サンプル表面を顕微鏡で表面を観察し、表面から深さ５μｍまでの領域に存在するエッチピットの密度を計測した。

その結果、実施例１から１１と比較例１および２のサンプルでは、エッチピット密度が１０個／ｃｍ²以下であり、ほとんどエッチピットは観察されなかったが、比較例３から５のサンプルでは、酸素析出物密度が１０個／ｃｍ²を超えており多くのエッチピットが確認された。

（スリップの評価）
実施例１から１１及び比較例１から５の各々のサンプルに対して、前述した酸素析出物密度の評価よりも過酷な条件（酸素１００％雰囲気下で、１２００℃、１時間の熱処理）を行い、各々のサンプルのデバイス形成面となる無欠陥領域におけるスリップ転位の発生状況を評価した。

その結果、比較例１および２のサンプルについては、ウェーハ表面のデバイス形成領域に裏面からスリップが伝播していることが確認されたが、他のサンプルについては、裏面からスリップが表面のデバイス活性領域に到達しているものは確認されなかった。

本実施形態に係わるシリコンウェーハを模式的に示した断面図である。本実施形態に係わるシリコンウェーハの固溶酸素濃度の深さ方向分布を示すグラフである。急速加熱・急速冷却熱処理における温度プロセスの一例を概念図である。急速加熱・急速冷却熱処理によって、ＤＺ層が形成され、かつ、格子間シリコンが過飽和状態となるメカニズムについて説明するための概念図である。急速加熱・急速冷却熱処理によって、ＤＺ層が形成され、かつ、格子間シリコンが過飽和状態となるメカニズムにおいて、ウェーハの表面近傍のＣＯＰが残存するメカニズムを説明するための概念図である。本実施形態に係わるシリコンウェーハの固溶酸素濃度の深さ方向分布を示すグラフである。本実施形態に係わるシリコンウェーハの固溶酸素濃度の深さ方向分布を示すグラフである。本実施形態に係わるシリコンウェーハの固溶酸素濃度の深さ方向分布を示すグラフである。比較例に係わるシリコンウェーハの固溶酸素濃度の深さ方向分布を示すグラフである。

符号の説明

１０シリコンウェーハ
１２ＤＺ層
１３固溶酸素
１４格子間シリコン
１５バルク領域

Claims

シリコンウェーハの少なくともデバイス活性領域が含まれる無欠陥領域内に固溶酸素濃度が０．７×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上の高酸素濃度領域を有し、かつ、前記無欠陥領域内には、格子間シリコンが過飽和状態で含有されていることを特徴とするシリコンウェーハ。
前記無欠陥領域内の固溶酸素濃度が、前記無欠陥領域よりも深いシリコンウェーハ内部のバルク領域内の固溶酸素濃度よりも高いことを特徴とする請求項１に記載のシリコンウェーハ。
前記高酸素濃度領域から前記シリコンウェーハの表面に向かって固溶酸素濃度が漸減していることを特徴とする請求項１又は２に記載のシリコンウェーハ。