TWI553173B

TWI553173B - An annealing wafer, an annealing wafer, and a method of manufacturing the device

Info

Publication number: TWI553173B
Application number: TW099108391A
Authority: TW
Inventors: 江原幸治; 速水善範; 菊地博康
Original assignee: 信越半導體股份有限公司
Priority date: 2009-04-13
Filing date: 2010-03-22
Publication date: 2016-10-11
Also published as: JP5578172B2; EP2421029A1; KR20120022749A; EP2421029A4; CN102396055B; CN102396055A; US20120001301A1; WO2010119614A1; KR101657970B1; TW201107544A; JPWO2010119614A1

Description

退火晶圓、退火晶圓的製造方法以及元件的製造方法

本發明係有關於一種退火晶圓，其自晶圓表面至固定之深度為止形成有：無原生氧析出物或原生缺陷以及RIE缺陷(可由RIE法檢測的缺陷)之無缺陷區域(Denuted Zone，以下稱為DZ層)，本發明尤其係有關於如下之退火晶圓、該退火晶圓的製造方法以及使用其之元件的製造方法，該退火晶圓的氧化膜耐壓優異，於元件步驟中，可防止形成使用乾式蝕刻裝置進行槽加工時產生之小丘，並且於晶圓表層，由表面的向外擴散所引起之氧濃度的下降受到抑制，於深度方向上具有均勻的分布，且伴隨表層附近的氧濃度下降之晶圓強度的下降受到抑制。

近年來，伴隨與半導體電路之高積體化相伴之器件的微細化，對於作為其基板且以柴可斯基法(以下，稱為CZ法)製作出來的矽單晶的品質要求亦逐步提高。

然而，對於以CZ法培育而成的矽單晶而言，通常10～20 ppma(使用JEIDA：日本電子工業振興協會之換算係數)左右的氧會自石英坩堝中溶出，並於矽熔液界面導入至矽結晶中。

其後，於結晶的冷卻過程中成為過飽和狀態，於結晶溫度達到700℃以下時凝聚而形成氧析出物(以下，稱為原生氧析出物)。然而，該氧析出物的尺寸極小，其於晶圓的出貨階段，不會使作為氧化膜耐壓特性之一的TZDB(Time Zero Dielectric Breakdown，零時介電崩潰)特性或元件特性降低。

已知使氧化膜耐壓特性或元件特性惡化之由單晶成長所引起的缺陷，係複合缺陷，且係FPD(流體圖案缺陷(flow pattern defect))、LSTD(雷射散射X光斷層攝影缺陷(laser scattering tomography defect))、COP(結晶起源缺陷(crystal originated particle))、OSF核等之原生(Grown in)缺陷，上述複合缺陷係自結晶的熔液導入至矽單晶內之被稱為空位(Vacancy，以下有時略記為Va)的空孔型點缺陷、或被稱為間隙矽(Interstitial-Si，以下有時略記為I)的晶格間型矽點缺陷，其在結晶冷卻過程中達到過飽和，並與氧一併凝聚而成者。當對該等缺陷進行說明時，首先，關於用以決定會被導入至矽單晶中之Va與I各自的導入濃度之因素，說明一般已眾所周知的內容。

第7圖與第8圖，分別係表示本發明者等之前提出的專利文獻1所揭示的以CZ法培育而成的矽單晶棒的缺陷區域與提拉速度之間的關係之說明圖、以及表示自矽單晶棒切割出來的矽單晶晶圓的面內缺陷分布之說明圖。

第7圖，係藉由改變培育單晶時的提拉速度(以下，有時記載為成長速度)V(mm/min)而改變V/G之情形，該V/G係V與自矽熔點至1300℃為止的溫度範圍中之提拉軸方向的結晶內溫度梯度的平均值G(℃/mm)之比。

一般而言，已知單晶內的溫度分布係依賴於CZ爐內構造(以下稱為熱區域(HZ))，即便改變提拉速度，其分布亦幾乎不會發生變化。因此，於相同構造之CZ爐之情形時，V/G僅對應於提拉速度的變化。亦即，提拉速度V與V/G近似地具有正比例之關係。因此，使用提拉速度V作為第7圖的縱軸。

於提拉速度V較高的區域中，被認為是由作為上述被稱為空位的點缺陷亦即空孔所凝聚而成的空隙之FPD、LSTD、COP等原生缺陷，高密度地存在於結晶直徑方向之大致整個區域中，該等缺陷存在之區域被稱為V-Rich區域。

進而，若成長速度逐步變慢，則於結晶周邊部產生之OSF環朝結晶內部收縮，繼而消失。

若自此進一步使成長速度變慢，則會出現Va或間隙矽適量之中性(Neutral：以下稱為N)區域。可知該N區域會偏重於Va或I，但由於該Va或I為飽和濃度以下，故而凝聚之後不會成為缺陷。

該N區域，被區分為Va佔優勢之Nv區域與I佔優勢之Ni區域。已知於Nv區域中，當進行熱氧化處理時，大多會產生氧析出物(Bulk Micro Defect，以下稱為BMD)，於Ni區域中，幾乎不會產生氧析出物。

若進而使成長速度變慢，則I達到過飽和，其結果，被認為是由I集合而成的差排環之L/D(Large Dislocation：晶格間差排環的縮寫，LSEPD、LEPD等)之缺陷低密度地存在，其被稱為I-Rich區域。

因此，將在起自結晶之中心而橫跨整個直徑方向呈N區域之範圍內一面控制成長速度一面提拉而成之單晶予以切斷、研磨，藉此，可獲得晶圓整個面成為N區域且缺陷極少之晶圓。

作為例子，自第7圖的A-A之位置切割出來的晶圓，係如第8(a)圖所示，成為整個面為Nv區域之晶圓。第8(b)圖表示自第7圖的B-B之位置切割出來的晶圓，於晶圓中心部有Nv區域，於其外周部存在Ni區域。第8(c)圖係自第7圖的C-C切割出來的晶圓，可獲得晶圓整個面由Ni區域所構成之晶圓。

如上所述，可知即便對Ni區域進行熱處理，亦幾乎不會產生BMD。若該BMD產生於元件活性區域亦即晶圓表面，則會對接面漏電流(junction leakage)等之元件特性造成不良影響，另一方面，若其存在於元件活性區域以外的基體(bulk)中，則作為捕獲在元件製程中混入之金屬雜質之吸雜部位(gettering gite)而發揮功能，故而有效。

近年來，作為於不產生BMD之Ni區域的內部形成BMD之方法，提出有進行RTP(Rapid Thermal Process)處理之方法(以下，亦稱為急速加熱/急速冷卻處理、或急速熱處理)。

此所謂RTP處理，係指如下之熱處理方法，其特徵在於：對於Si晶圓，於N₂或NH₃等氮化物形成氣氛中，或者於該等氣體與Ar、H₂等非氮化物形成氣氛之混合氣體氣氛中，例如以50℃/秒之升溫速度自室溫起急速升溫，在1200℃左右之溫度加熱並保持數十秒左右之後，例如以50℃/秒之降溫速度急速地冷卻。

在RTP處理之後藉由進行氧析出熱處理而形成BMD之機制，被詳細地記述於專利文獻2及專利文獻3中。

此處，簡單地說明BMD的形成機制。

首先，於RTP處理中，例如於N₂氣氛中進行1200℃之高溫保持的過程中，自晶圓表面發生Va的注入，在1200℃至700℃之溫度範圍中，例如以5℃/秒之降溫速度進行冷卻期間，發生由Va擴散引起之再分布、和Va與I之消失。

其結果，於基體中，Va成為不均勻地分布之狀態。若例如以800℃對此種狀態之晶圓進行熱處理，則Va濃度高之區域中，氧會急速地團簇化，但Va濃度低之區域中，不會發生氧之團簇化。

於該狀態下，若繼而例如以1000℃進行固定時間之熱處理，則團簇化後之氧會成長而形成BMD。如此，若對RTP處理後之Si晶圓實施氧析出熱處理，則會根據RTP處理中所形成之Va的濃度輪廓(concentration profile)，而形成分布於晶圓深度方向之BMD。因此，藉由控制RTP處理之氣氛及最高溫度、保持時間等條件而進行處理，於Si晶圓上形成所期望之Va濃度輪廓，其後對所獲得之Si晶圓進行氧析出熱處理，藉此，可製造具有所期望之DZ寬度及深度方向之BMD輪廓的矽晶圓。

又，於專利文獻4中揭示有如下內容：若於氧氣氣氛中進行RTP處理，則會於表面形成氧化膜，由於I自氧化膜界面注入，故而BMD之形成受到抑制。如此，RTP處理根據環境氣體、最高保持溫度以及其他條件，既可促進BMD之形成，相反地，亦可抑制BMD之形成。

又，於RTP處理之情形時，由於在極短之時間內進行退火，故而氧幾乎不會向外擴散，因此，幾乎可忽視表層之氧濃度的下降。

另一方面，亦有報告指出，藉由RTP處理，如COP或OSF核之類的原生缺陷會消失。例如於專利文獻5中揭示有如下內容：於氫氣氣氛中，以1200℃以上之溫度對COP所存在之V-Rich區域之晶圓進行RTP處理，藉此，COP消失，並於表層形成DZ層，氧化膜可靠性之一亦即TZDB特性、與長期可靠性亦即經時介電崩潰特性之TDDB(Time Dependent Dielectric Breakdown，時間相依介電崩潰)特性得到改善。

然而，若於RTP處理之後，以1050℃進行30分鐘之氧化處理，則TZDB、TDDB特性均會下降15～20%左右。此意味著於RTP處理之後，表面之COP消失，但若藉由除去以1050℃進行30分鐘之氧化所形成之氧化膜而除去表層的極淺部分，則COP不會完全消失，且意味著無法使整個元件活性區域之COP消失。

又，於專利文獻6中揭示有如下內容：於氫氣中，以1135℃以上之溫度對混雜有OSF區域與N區域之晶圓進行RTP處理，藉此，TZDB特性得到改善。然而，並未實施與TDDB特性相關之調查。

TZDB特性，係對電場強度進行評價之方法，且係所謂初始崩潰之評價，上述電場強度係於對氧化膜施加電場之瞬間，導致產生氧化膜之介電崩潰的電場強度。

對於最近之元件而言，以快閃記憶體為代表，氧化膜之長期可靠性亦即TDDB特性尤為重要。

此外，對於近年來之大多數的元件(device)而言，為使器件分離，採用有被稱為淺溝槽隔離(Shallow Trench Isolation，以下稱為STI)之形成淺槽而使器件之間分離之方法。該STI，係藉由與RIE(反應性離子蝕刻：Reactive Ion Etching)法基本相同之裝置及原理而形成。

此處，關於使用RIE法之結晶缺陷的評價方法，預先加以解說。

所謂RIE法，係指一面賦予深度方向之分解能力，一面對半導體單晶基板中的含有氧化矽(以下稱為SiOx)的微小的結晶缺陷進行評價之方法，作為該方法，已知有專利文獻7所揭示的方法。該方法，係以固定厚度對基板之主表面實施反應性離子蝕刻等高選擇性的異向性蝕刻，並檢測剩餘之蝕刻殘渣，藉此評價結晶缺陷之方法。

含有SiOx之結晶缺陷之形成區域、與不含有SiOx之非形成區域中，蝕刻速度不同(前者之蝕刻速度較小)，因此，若實施上述蝕刻，則會於基板之主表面殘留有以含有SiOx之結晶缺陷為頂點之圓錐狀的小丘。結晶缺陷是以異向性蝕刻所形成之突起部之形式而被強調，即便缺陷微小，亦可容易地檢測出缺陷。

以下，參照第9圖，說明專利文獻7中所揭示之使用RIE法之結晶缺陷的評價方法。

首先，如第9(a)圖所示，藉由熱處理而形成氧析出物(BMD102)，該氧析出物(BMD102)係原先過飽和地溶解於矽晶圓101中之氧，析出為SiOx而成者。

繼而，使用市售之RIE裝置，於鹵系混合氣體(例如HBr/Cl₂/He+O₂)氣氛中，對於矽晶圓101內所含之BMD102，藉由高選擇比之異向性蝕刻而自矽晶圓101之主表面進行蝕刻之後，該矽晶圓101如第9(b)圖所示。亦即，由BMD102引起之圓錐狀突起物形成為蝕刻殘渣(小丘103)。因此，可基於該小丘103而評價結晶缺陷。

例如，計算所獲得之小丘103的數量，則可求出蝕刻範圍之矽晶圓101中之BMD的密度。

可由RIE法檢測之缺陷，係與氧析出物相關之缺陷，且係原生缺陷及氧單體所凝聚而成的原生氧析出物，該原生缺陷係空孔與氧一併凝聚而成之複合缺陷亦即如COP或OSF核之類。

第10圖係模式性地表示STI之剖面者。於矽晶圓101的表面，以RIE裝置對氧化膜與矽進行蝕刻而形成淺槽104-1之後，藉由CVD(Chemical Vapour Deposition)而埋入SiO₂ 104-2，藉此形成STI104。於STI104之間形成器件。

於通常的元件中，形成有N-通道MOS電晶體105與P-通道MOS電晶體106，且兩者藉由STI104而被分離。

於該STI104內部，由於埋入體積大於Si之SiO₂104-2，因此，一般而言在STI104與矽界面上會產生拉伸應力，從而存在由於該應力而產生矽晶圓之變形或滑動移位之問題。該應力，係最顯著地產生於STI104的底部。

因此，形成有STI之表層的晶圓強度尤為重要。

然而，若於該STI形成區域中存在有氧析出物，則當利用RIE裝置形成STI之槽時，將導致於槽內部形成小丘之不良情形(參照非專利文獻1)。

因此，於形成有STI之區域中，至少必須使氧析出物或如COP、OSF核之類的與氧相關之缺陷消失。又，於元件步驟中製作MOS電晶體，若為了使其動作而對閘極電極施加逆偏壓，則空乏層會擴大，但已知若於該空乏層區域中存在BMD，則會引起接面漏電流。

根據上述內容進行綜合判斷，要求如COP或OSF核之類的原生缺陷、及作為原生氧析出物亦即RIE缺陷，不會存在於與元件的動作區域亦即與表面相距固定深度的區域(於最先進之元件中是至1 μm之深度為止)中。更佳為要求上述缺陷不會存在於與上述表面相距3 μm之深度的區域中。

一般而言，為消除如COP或OSF核、氧析出物等之與氧相關之缺陷，必須使氧濃度為固溶限度(solid solubility limit)以下。例如能夠以如下方法實現：以1100℃以上進行熱處理，利用氧之向外擴散而使表層的氧濃度下降，藉此使氧濃度為固溶限度以下，但亦有如下問題點：由於氧向外擴散，故而表層的氧濃度會顯著地下降，因此導致表層的機械性強度亦下降。

[先行技術文獻]

(專利文獻)

專利文獻1：日本特開2007-191320號公報

專利文獻2：日本特開2001-203210號公報

專利文獻3：日本特表2001-503009號公報

專利文獻4：日本特開2003-297839號公報

專利文獻5：日本特開平10-326790號公報

專利文獻6：日本特開2003-224130號公報

專利文獻7：日本特開2000-58509號公報

[非專利文獻]

非專利文獻1：T. Hayakawa etc，JPN J Appl Phys Vol37(1998)pp5-9

本發明係鑒於上述問題點而成者，其目的在於提供如下之晶圓，該晶圓盡可能不會導致由向外擴散所引起的表層之氧濃度的下降，可充分地確保表層的強度，同時亦不存在氧析出物或如COP、OSF核之類的RIE缺陷，且TDDB特性優異。

為達成上述目的，本發明提供一種退火晶圓，其係對自矽單晶棒切割出來的矽單晶晶圓實施急速熱處理而成的退火晶圓，上述矽單晶棒是藉由柴可斯基法培育而成，且由整個面為OSF區域、或整個面為OSF區域之外側的N區域、或者該等區域混合而成之區域所構成，上述退火晶圓的特徵在於：距晶圓表面至少1μm的深度範圍內不存在RIE缺陷，TDDB特性的良品率為80%以上，且由於表面的向外擴散而導致氧濃度下降之區域的深度，為距晶圓表面3μm以內。

如此，首先，退火晶圓係對自矽單晶棒切割出來的矽單晶晶圓實施急速熱處理而成者，該矽單晶棒是由整個面為OSF區域、或整個面為OSF區域之外側的N區域、或者該等區域混合而成之區域所構成，且由CZ法形成，因為其於距晶圓表面至少1μm的深度範圍中不存在RIE缺陷，因此，例如當製作最先進之元件時，於元件步驟中，即便在使用RIE裝置來形成STI之槽時亦不會形成小丘，從而可形成平坦且乾淨之槽。再者，由於不存在RIE缺陷，故而可知亦不存在OSF核。

又，可獲得優異之晶圓，其TDDB特性的下降亦受到抑制，且TDDB特性的良品率為80%以上。再者，此處所謂的TDDB特性的良品率，係指本質故障模式亦即γ模式的良品率。

進而，由於表面的向外擴散而導致氧濃度下降之區域的深度是距晶圓表面3μm以內，因此，例如藉由對表面稍微進行研磨等，可不耗成本且容易地獲得表層之氧濃度未下降且強度未下降之晶圓。由於強度未下降，故而當製作元件時，可耐受STI的底部產生的應力，從而可抑制滑動移位的產生。

此時，上述退火晶圓的氧濃度可在距晶圓表面超過3μm之較深區域中呈均勻。

由於向外擴散而導致氧濃度下降之區域的深度為距晶圓表面3μm以內，且由於進行急速熱處理，故而表層的氧濃度的下降亦較少，在較表層更深之區域中，因為藉由CZ法進行提拉時所導入的氧會均勻地擴散，因此，可獲得強度下降程度極小之晶圓。

又，要實施上述急速熱處理的矽單晶晶圓，可設為自下述矽單晶棒切割出來，該矽單晶棒是由：整個面為Nv之區域、整個面為Ni之區域、該等區域混合而成之區域、OSF區域與Nv區域混合而成之區域中的任一個區域所構成。

若是整個面為Nv之區域、整個面為Ni之區域、或該等區域混合而成之區域，則其係不包含OSF區域亦即幾乎不包含原生缺陷也就是OSF核的區域，本發明的退火晶圓可作成更確實地不存在RIE缺陷，又，由於可獲得更優異之TDDB特性，故而本發明尤其有效。

又，可作成一種晶圓，其即便是如OSF區域與Nv區域混合而成之區域般地包含OSF區域，亦可使OSF核消失而在表層無氧析出物或與氧相關之缺陷。

又，可於距上述晶圓表面至少5μm的深度範圍內不存在RIE缺陷。

如此，不存在RIE缺陷之區域形成得更深，亦不會在元件區域中形成小丘，可更確實地形成平坦且乾淨之槽。

進而，由於上述表面的向外擴散而導致氧濃度下降之區域之深度，可作成距晶圓表面2μm以內。

如此，可不耗費成本且更容易地獲得表層的氧濃度未下降且強度未下降之晶圓。

此時，上述退火晶圓的氧濃度可在距晶圓表面超過2μm之較深區域中呈均勻。

如此，可獲得一種晶圓，其氧濃度自較淺的區域起即呈均勻，且強度下降更少。

又，本發明提供一種退火晶圓的製造方法，先藉由柴可斯基法來培育矽單晶棒，然後對自該矽單晶棒切割出來的矽單晶晶圓實施急速熱處理，上述退火晶圓的製造方法的特徵在於：於培育上述矽單晶棒時，控制提拉速度以培育出整個面為OSF區域、或整個面為OSF區域之外側的N區域、或者該等區域混合而成之區域，並對於自該培育而成的矽單晶棒切割出來的矽單晶晶圓，使用急速加熱/急速冷卻裝置，以高於1300℃且為1400℃以下之溫度，實施1~60秒之急速熱處理，藉此來製造使RIE缺陷消失於距晶圓表面至少1μm的深度範圍內的退火晶圓。

如此，培育矽單晶棒且其整個面為OSF區域、或整個面為OSF區域之外側的N區域、或者該等區域混合而成之區域，並對於自其切割出來的矽單晶晶圓，以高於1300℃且為1400℃以下的溫度實施1～60秒之RTP處理，藉此，可製造出一種使RIE缺陷消失在距晶圓表面至少1 μm的深度範圍內的退火晶圓，亦即，可使OSF區域中產生的原生缺陷的OSF核、及特別會產生在Nv區域中的原生氧析出核消失，從而可獲得在表層無氧析出物或與氧相關之缺陷的晶圓。

因此，例如當製作最先進之元件時，在形成STI的槽時不會形成小丘，從而可形成平坦且乾淨之槽。

進而，可獲得TDDB特性良好之晶圓。

而且，由於為RTP處理，故而可使因表面的向外擴散而導致氧濃度下降的區域，位於與表面相距3μm以內之極淺的範圍內，例如藉由對表面稍微進行研磨等，可不耗費成本且容易地獲得表層之氧濃度未下降且強度未下降的晶圓。因此，當製作元件時，可耐受STI的底部產生的應力，從而可抑制滑動移位的產生。

又，RTP處理時間進行1～60秒則已足夠，尤其是藉由將上限設為60秒，可防止因生產性下降引起之成本上升、或可防止在熱處理中易於產生滑動移位的情形。又，可防止在熱處理中，氧大量地向外擴散而導致表層之氧濃度發生較大幅度地下降的情形，從而可防止機械性強度之下降。

此時，可自矽單晶棒切割出要實施上述急速熱處理之矽單晶晶圓，該矽單晶棒是由：整個面為Nv之區域、或整個面為Ni之區域、或者該等區域混合而成之區域所構成。

如此，由於在急速熱處理的晶圓中不存在OSF核，故而於急速熱處理中，僅將存在於N區域且特別是存在於Nv區域中之原生氧析出物予以溶解即可，因此，可更確實地使RIE缺陷消失，又，可獲得具有更優異之TDDB特性的退火晶圓。

同時，因能夠以更短時間的急速熱處理來製造無RIE缺陷之晶圓，故本發明特別有效。

或者，可自矽單晶棒切割出要實施上述急速熱處理的矽單晶晶圓，然後實施10～60秒之上述急速熱處理，該矽單晶棒是由：整個面為OSF區域、OSF區域與Nv區域混合而成之區域、OSF區域與N區域混合而成之區域中的任一個區域所構成，。

如此，即便包含OSF區域，亦可使在OSF區域中產生的原生缺陷的OSF核消失，從而可獲得在表層中無氧析出物或與氧相關的缺陷之晶圓。因此，當形成STI的槽時，可形成乾淨的槽，從而可使TDDB特性更為良好。

又，藉由實施上述急速熱處理，可使RIE缺陷消失於距晶圓表面至少5 μm的深度範圍內。

如此，可進一步加深不存在RIE缺陷之區域，亦不會在元件區域中形成小丘，可更確實地形成平坦且乾淨之槽。

又，可將上述製造的退火晶圓，作成其因表面的向外擴散而導致氧濃度下降之區域的深度，為距晶圓表面3 μm以內。

如此，如上所述，例如藉由對表面稍微進行研磨等，可不耗費成本且容易地獲得表層之氧濃度未下降且強度未下降之晶圓。因此，當製作元件時，可耐受STI的底部產生的應力，從而可抑制滑動移位的產生。

進而，可將上述製造之退火晶圓，作成其因表面的向外擴散而導致氧濃度下降之區域的深度，為距晶圓表面2 μm以內。

如此，由於為RTP處理，故而具體而言，可將因表面之向外擴散而導致氧濃度下降之區域的深度，抑制於距晶圓表面2 μm以內之較狹窄的範圍，從而可形成表層的強度下降極小的區域。

又，較佳為將要實施上述急速熱處理的矽單晶晶圓，作成含有4×10¹⁷以上且為9×10¹⁷ atoms/cm³(JEIDA)以下濃度的氧。

若將氧濃度設為4×10¹⁷ atoms/cm³(JEIDA)以上，則可更有效地防止晶圓強度下降。

另一方面，藉由設為9×10¹⁷ atoms/cm³(JEIDA)以下，可防止原生缺陷或原生氧析出物的尺寸變得過大，於急速熱處理的條件下，不再必須過度地高溫化/長時間化，從而對於工業生產有利。又，若氧濃度高，則過飽和度高，因此，於元件步驟熱處理中，氧會再次析出並形成BMD，因而形成RIE缺陷，但此時可易於使未產生BMD亦即RIE缺陷之DZ層的寬度較元件動作區域更深。

又，可將要實施上述急速熱處理的矽單晶晶圓，作成含有1×10¹¹～1×10¹⁵ atoms/cm³濃度的氮及/或1×10¹⁶～1×10¹⁷ atoms/cm³濃度的碳。

若含有此種濃度範圍的氮，則可進一步提高晶圓強度。又，可促進基體部中的BMD的形成，從而在需要高密度的BMD時有利。

又，若含有上述濃度範圍的碳，則若於元件步驟時的熱處理為低溫長時間(例如400～600℃)，則熱處理中產生的氧施體的形成會受到抑制(參照REALIZE社的「矽科學」大觀，新田監修p542)。

再者，對氧施體進行簡單說明，於熱處理中，形成由3～6個左右的氧聚集而成的複合體亦即氧施體，其將2個自由電子供給至矽中。藉此，矽的電阻率發生變化，從而使MOS電晶體的臨限值Vth發生變化。

又，已知若存在碳，則會藉由500～800℃的熱處理而增強BMD，當基體部中需要高密度的BMD時有利。

繼而，本發明提供一種元件的製造方法，其特徵在於：當使用藉由上述退火晶圓的製造方法製造出來的退火晶圓來製造元件時，進行乾式蝕刻，此時較佳為將上述元件設為攝影用元件。

如STI所代表，將藉由本發明的退火晶圓的製造方法製造出來的退火晶圓，用作需要以乾式蝕刻來進行蝕刻步驟之元件的材料，藉此，可防止在蝕刻中，由於與氧相關之缺陷或氧析出物而形成小丘，從而可達成均勻的蝕刻。

一般而言，已知BMD之晶圓面內分布，係沿結晶培育時產生的氧之條紋而呈多重環狀地具有100 μm左右之寬度，且伴隨濃淡而產生(參照REALIZE社之「矽科學」大觀，新田監修p128)。已知CCD或CMOS影像感測器之特性會受該BMD之濃淡的影響，較為理想的是，該BMD之濃淡盡可能少。

對於本發明之退火晶圓而言，藉由以RTP處理使原生氧析出物一度完全溶解、消失，則會完全重設在結晶培育中承受之熱歷程。或者，由於使用幾乎未產生原生氧析出物之區域，故而於元件步驟之熱處理中產生之BMD的濃淡，與當初之條紋圖案相比，濃淡之對比度變弱。

進而，不僅會完全重設結晶培育中之熱歷程，而且因為在RTP處理中均勻地導入至基體面內的空孔，因而遍及整個晶圓而產生均勻的BMD。

藉由該等效果，可減小CCD或CMOS影像感測器的特性的面內不均。

如上所述，根據本發明，COP或OSF核等與氧相關之原生缺陷或原生氧析出物，並不存在於元件動作區域亦即表層中，因此，可提供TDDB特性良好的退火晶圓。且，當將藉由本發明所獲得的退火晶圓作為材料，於元件步驟中以乾式蝕刻進行蝕刻時，不會產生有害的小丘，因此，可進行均勻且高品質的蝕刻。

而且於該表層中，氧濃度之下降小且為極狹窄之區域，故而可不耗費成本且容易地供給強度未下降之晶圓。

以下，一面參照圖式，一面詳細地說明本發明的實施形態，但本發明並不限定於此。

對於近年之元件而言，如下之晶圓是有效的，該晶圓係於元件動作區域中不存在與氧相關之原生缺陷或原生氧析出物，TDDB特性之下降受到抑制，且氧濃度不下降者。

因此，本發明者等對先前技術進行了考察，同時為獲得如上所述之晶圓，對RTP處理及TDDB特性、RIE缺陷、進而晶圓表層的氧濃度之關係專心進行了研究。

首先，於前述專利文獻2中揭示有如下方法：自不存在Va或I之凝聚體的單晶之N區域切割出Si晶圓，並對晶圓整個面由N區域構成之晶圓進行RTP處理。

於該方法之情形時，由於在作為材料之矽晶圓中不存在原生缺陷，故而認為即便進行RTP處理亦不會有問題，但準備整個面為N區域之矽晶圓，並進行RTP處理之後，對氧化膜的長期可靠性亦即經時破壞特性、也就是TDDB特性進行測定時，於晶圓的Nv區域中，TZDB特性幾乎不會下降，但TDDB特性有時會下降(參照專利文獻1)。

第11圖係表示專利文獻1中所揭示之矽單晶的提拉速度V、對自提拉後之矽單晶獲得之矽單晶晶圓進行RTP處理時之溫度、以及對RTP處理後之晶圓的TDDB特性進行評價所得之結果(○：良好、△：稍微下降、×：下降)的關係之說明圖。

以下，進行簡單說明，於提拉速度V為0.56 mm/min以下之情形時，亦即於晶圓整個面為Ni區域之情形時，對該晶圓進行RTP處理，其後評價TDDB特性，則TDDB特性良好，其與RTP處理溫度無關。

然而，於自以0.57 mm/min之速度提拉而成之矽單晶棒切割出的晶圓之情形時，可知若RTP處理溫度為1190℃以上，則作為氧化膜之本質故障模式亦即γ模式的良品率下降，即便RTP處理溫度為1270℃，上述良品率仍下降。

該晶圓相當於第8(b)圖所示之晶圓，該晶圓係晶圓中心為Nv區域且於其外周部存在Ni區域之晶圓。

此處，於本發明者等所進行之實驗的結果中，TDDB特性由於RTP處理而下降，相對於此，於專利文獻5所揭示之結果中，若以1200℃以上之溫度進行RTP處理，則TZDB特性及TDDB特性均得到改善，可認為該兩個結果相矛盾。

專利文獻1與專利文獻5之不同點在於：專利文獻1係使用混雜有Nv區域與Ni區域之晶圓，於NH₃與Ar氣體之混合氣體氣氛中進行RTP處理，相對於此，於專利文獻5所揭示之實驗中，在氫氣中對產生有COP之V-Rich區域之晶圓進行RTP處理之後，評價TDDB特性，該COP係點缺陷亦即空孔所凝聚而成之原生缺陷。

於專利文獻2中揭示有如下內容：與Ar氣體或Ar氣體及N₂氣體之混合氣氛中之RTP處理相比，氫氣氣氛中之RTP處理的COP分解性更高。

又，於專利文獻5中亦報告有如下內容：若於RTP處理之後，以1050℃進行30分鐘之氧化處理，則TZDB、TDDB特性會下降15～20%左右。

根據上述內容進行判斷，在專利文獻5中，藉由H₂氣體氣氛中之RTP處理，僅表面或自表面至極淺的區域之COP消失，因此，TDDB特性恢復，但若於RTP處理之後，以1050℃進行30分鐘之氧化處理，形成極薄的氧化膜之後除去氧化膜，並除去表層的極淺的區域，則TDDB特性會下降。亦即，此意味著無法完全地分解位於除去相當於氧化膜之厚度後之深度位置的COP。

如本發明者等於日本特開2009-249205號公報中作出之報告所述，於Nv區域中有原生氧析出物存在之區域，亦即RIE缺陷存在之區域。於專利文獻1的實驗中，係以1270℃以下之溫度且於缺陷分解性劣於H₂氣體之NH₃與Ar混合氣氛中進行RTP處理，於該溫度範圍中，由於存在於Nv區域中之原生氧析出物未完全地溶解，故而認為TDDB會下降。

根據以上之說明，可知專利文獻1與專利文獻5並不矛盾。

又，於專利文獻6之實施例中揭示有如下內容：於氫氣中，以1135℃左右之溫度對混雜有OSF區域與N區域之晶圓進行RTP處理，藉此，TZDB特性得到改善。

進而，即便於RTP處理之後進行200 nm之氧化處理，TZDB特性亦不會下降，因此，可以說至少自表面至200 nm為止，不存在使TZDB特性下降之缺陷。

然而，並未對於會因較對TZDB特性造成影響之缺陷或氧析出物更小者而下降的TDDB特性進行評價，因此不清楚該區域中是否確實不存在缺陷。

對照該結果與專利文獻1的本發明者等的實驗結果，可推測於專利文獻6的實施例中，自元件動作區域亦即表面至1 μm為止，進而自表面至3 μm為止之整個區域的缺陷或氧析出物並未消失。

本發明者等鑒於如上所述之考察，進一步進行調查，使用RIE法對RTP處理之後TDDB特性下降之原因專心進行了檢討。

其結果，例如，如日本特開2009-249205號公報所述，本發明者等發現：在Nv區域中有著RIE缺陷存在之區域與不存在RIE缺陷的區域，於不存在RIE缺陷的區域中，TDDB特性並未下降；且發現：TDDB特性下降之區域，係特別在於Nv區域，且為RIE法所檢測之缺陷存在之區域。

進而發現：有時即便TDDB特性不下降，亦會由RIE法檢測出RIE缺陷。亦發現：即便有RIE缺陷，當其尺寸較小時，TDDB特性亦不會下降。亦即發現：與根據TDDB特性進行之缺陷評價方法相比，藉由RIE法進行之缺陷評價方法的缺陷檢測精確度更高。

由於元件的微細化、高性能化今後亦會發展，因此，若為根據目前之TDDB特性雖未檢測出缺陷但卻存在RIE缺陷之晶圓，在將來有可能成為問題。因此，被認為將來會需要無RIE缺陷之晶圓。本發明者等基於如上所述之見識，對RIE缺陷之評價專心進行了檢討。其結果發現：當進行1270℃以下之RTP處理時，存在於Nv區域中之RIE缺陷幾乎不會消失，其為TDDB特性下降之原因。本發明者等發現：相反地，若RTP溫度達到1290℃以上，則RIE缺陷會急遽減少，藉由以高於1300℃之溫度進行RTP處理，可使RIE缺陷大致完全消失，進而可再次改善TDDB特性。此外發現：若進行如上所述之高溫度的RTP處理，則亦可使OSF核消失，因此，可防止由OSF核引起的TDDB特性之惡化，從而OSF區域亦可被利用。

而且，由於為RTP處理，故起自表面之因向外擴散而引起之晶圓表層的氧濃度的下降，亦可僅止於極淺之區域中。

本發明者等發現上述內容而完成了本發明。

以下，說明本發明的退火晶圓。

第1圖係本發明的退火晶圓之一例。本發明的退火晶圓1，係自藉由CZ法培育而成的矽單晶棒製造而成者，更具體而言，其係藉由對自矽單晶棒切割出來的矽單晶晶圓實施RTP處理而獲得者，該矽單晶棒是由整個面為OSF區域、整個面為OSF區域之外側的N區域、或者該等區域混合而成之區域所構成。

該退火晶圓1係經RTP處理者，因此，因表面之向外擴散而導致氧濃度下降之區域，僅止於距晶圓表面3 μm以內，進而為2 μm或1 μm以內。又，於較該3 μm(進而2 μm)更深之區域中，藉由CZ法而於培育過程中導入之氧的濃度變得均勻。因此，當無RIE缺陷之區域位於距表面1 μm以上、進而距表面5 μm以上之深度時，若根據需要而藉研磨等來除去晶圓表層的1～3 μm的極淺的深度，則可容易地獲得氧濃度分布於深度方向為均勻且於晶圓表層亦不會下降、無強度下降的晶圓。而且，由於該晶圓之強度不會下降，故於製作元件時，可耐受STI的底部產生的應力，從而可抑制滑動移位之產生。

相對於此，若為實施長時間之熱處理而非RTP處理之退火晶圓，則由於在晶圓表層因向外擴散而引起之氧濃度之下降區域會擴及至較深處，因此，為了獲得強度不下降之晶圓，而相應地必須大幅度地研磨至更深之區域為止。因此，會耗費成本及工夫。

又，對於本發明的退火晶圓1而言，距晶圓表面至少1 μm之深度範圍內不存在RIE缺陷，而且，於測定TDDB特性之情形時，氧化膜的本質故障模式亦即γ模式的良品率為80%以上。

不存在RIE缺陷，亦即不存在與氧相關之缺陷的區域，是在深度為1 μm以上之範圍內，因此，在最先進元件的動作區域亦即1 μm以上的深度範圍內，不會存在RIE缺陷。進而，當將不存在與氧相關之RIE缺陷的區域加深至5 μm以上時，即便如上所述般將氧濃度已下降之晶圓中距表面3 μm的深度以內的區域加以除去，由於在1 μm以上之深度範圍內不存在RIE缺陷，因此，當於元件步驟中使用RIE裝置形成STI之槽時，可防止由於該與氧相關之缺陷而形成小丘。

再者，要實施急速熱處理的矽單晶晶圓，可設為自如下矽單晶棒切割出者，該矽單晶棒是由整個面為Nv之區域、或整個面為Ni之區域、或者該等區域混合而成之區域所構成。此種區域幾乎不包含OSF核，因此，與包含OSF區域之情形相比，可更確實地使RIE缺陷消失。

又，即便於包含OSF區域之情形時(例如OSF區域與Nv區域混合)，亦可藉由急速熱處理而使OSF核消失，而成為於表層中不存在RIE缺陷者。

其次，說明可製造如上所述之本發明的退火晶圓之本發明的退火晶圓的製造方法。

如第2圖所示，於本發明中，首先，控制提拉速度而培育矽單晶棒，該矽單晶棒是由整個面為OSF區域、整個面為OSF區域之外側的N區域、或者該等區域混合而成之區域所構成。其次，自該晶棒切割出矽單晶晶圓。所獲得之晶圓，成為由整個面為OSF區域、或整個面為OSF區域之外側的N區域、或者該等區域混合而成之區域所構成的晶圓。繼而，以高於1300℃且為1400℃以下之溫度，對該矽單晶晶圓實施1～60秒的急速熱處理而製造退火晶圓。

藉由如上所述的步驟，使RIE缺陷消失於距晶圓表面至少1 μm之深度範圍內。

再者，培育的矽單晶棒的直徑等並無特別限定，例如可設為150 mm～300 mm或其以上的直徑，且可配合用途而培育成所期望的大小。

又，關於培育的矽單晶棒的缺陷區域，如上所述，培育為如下之矽單晶棒即可，該矽單晶棒是由整個面為OSF區域、整個面為OSF區域之外側的N區域、或者該等區域混合而成之區域所構成。即便於包含OSF區域之情形時，亦可藉由後續進行之高溫的RTP處理而使OSF核消失，從而可製造在距晶圓表面為充分深度之區域內不存在RIE缺陷之退火晶圓。進而，若培育包含Nv區域者，則在防止TDDB特性之良品率下降方面尤其有效。

首先，說明可實施本發明的製造方法之單晶提拉裝置。於第3圖中表示單晶提拉裝置30。該單晶提拉裝置30是具備下述而構成：提拉室31、設置於提拉室31中之坩堝32、配置於坩堝32周圍之加熱器34、使坩堝32旋轉之坩堝保持軸33及其旋轉機構(未圖示)、保持矽之種結晶之晶種夾頭41、提拉晶種夾頭41之鋼絲39、以及旋轉或捲繞鋼絲39之捲繞機構(未圖示)。於坩堝32中，在收容其內側之矽熔液(沸液)38之側設置有石英坩堝，在其外側設置有石墨坩堝。又，於加熱器34之外側周圍配置有隔熱材35。

又，亦可配合製造條件，如第3圖般設置環狀之石墨筒(整流筒)36，或於結晶之固液界面37的外周設置環狀之外側隔熱材(未圖示)。進而，亦可噴射冷卻氣體，或設置阻斷輻射熱以冷卻單晶之筒狀的冷卻裝置。

又，可使用所謂的MCZ法，亦即，於提拉室31之水平方向的外側，設置未圖示之磁鐵，對矽熔液38施加水平方向或垂直方向之磁場，藉此抑制熔液之對流，從而實現單晶之穩定成長。

該等裝置之各部分，例如可設為與先前相同者。

以下，說明藉由上述單晶提拉裝置30來培育單晶的方法的一例。

首先，於坩堝32內，將矽之高純度多結晶原料加熱至熔點(約1420℃)以上而使之熔解。其次，藉由捲開鋼絲39而使種結晶的前端接觸或浸漬於矽熔液38的表面約中心部。其後，使坩堝保持軸33朝適當之方向旋轉，並且一面使鋼絲39旋轉一面進行捲繞，將種結晶予以提拉，藉此開始培育矽單晶棒40。

其後，藉由適當地調整提拉速度與溫度，獲得約呈圓柱狀之矽單晶40。

在有效地控制該所期望之提拉速度(成長速度)方面，例如是一面改變提拉速度、一面培育晶棒，並進行調查提拉速度與缺陷區域之關係的預備試驗，其後基於該關係，而可再次在主試驗中控制提拉速度以製造可獲得所期望之缺陷區域的矽單晶棒。

以下，說明上述預備試驗以及主試驗。

於預備試驗中，當提拉矽單晶棒時，將成長速度控制於0.7 mm/min至0.4 mm/min之範圍內，以使得該成長速度自結晶頭部朝尾部逐漸變小。製作使結晶的氧濃度為6×10¹⁷～7×10¹⁷ atoms/cm³(JEIDA)的單晶。

將提拉後之單晶棒，沿結晶軸方向縱向切斷，而製作複數個板狀塊體。

將一個該板狀塊體，沿結晶軸方向以10 cm之長度為單位而切斷，於晶圓熱處理爐中，以650℃在氮氣氛中進行2小時之熱處理，其後升溫至800℃為止，並保持4小時之後，切換至氧氣氛中並升溫至1000℃為止，保持16小時之後，冷卻並取出。

其後，拍攝X射線構形學影像，其後，藉由SEMILAB公司製之WT-85而製成晶圓壽命之圖解。

第二個板狀塊體，則於濕潤氧氣氛中以1100℃進行1小時之OSF熱處理之後，進行射哥蝕刻(secco etching)並確認OSF的分布狀況。

基於上述見解，而劃定了V-Rich區域、OSF區域、Nv區域、Ni區域、以及I-Rich區域。將該預備試驗所獲得之矽單晶棒的成長速度與各缺陷分布表示於第4圖。

以下，表示提拉後之單晶的各邊界的成長速度之一例。

V-Rich/OSF區域邊界：0.591 mm/min

OSF消失邊界：0.581 mm/min

Nv/Ni區域邊界：0.520 mm/min

Ni/I-Rich區域邊界：0.503 mm/min

此處，作為主試驗，鑒於上述成長速度與缺陷分布之關係，使用與確定缺陷區域之構造相同的HZ構造，以具有所期望之缺陷區域的方式，重新控制提拉速度並培育矽單晶棒40。

例如，於第4圖之情形時，若一面將提拉速度V控制為0.586 mm/min，一面培育矽單晶，並沿直徑方向進行切割，則可獲得於晶圓中心部存在OSF區域且其外周部為Nv區域之OSF區域與Nv區域的混合晶圓(以下稱為OSF+Nv晶圓)。

又，若一面將提拉速度V控制為0.515 mm/min，一面培育矽單晶，並沿直徑方向進行切割，則可獲得於晶圓中心部存在Nv區域且於其外周部存在Ni區域之Nv區域與Ni區域的混合晶圓(以下稱為Nv+Ni晶圓)。

當然，並不限定於該等缺陷區域，可調整提拉速度，進而調整HZ構造等，而培育出在直徑方向上具有所期望之缺陷區域的矽單晶棒。

又，培育的矽單晶棒的氧濃度亦並無特別限定，例如，可培育出含有4×10¹⁷以上且為9×10¹⁷ atoms/cm³(JEIDA)以下濃度的氧。

藉由設為4×10¹⁷ atoms/cm³(JEIDA)以上，可更有效地防止晶圓強度之下降。

又，藉由設為9×10¹⁷ atoms/cm³(JEIDA)以下，可防止原生缺陷或原生氧析出物之尺寸變得過大，於急速熱處理之條件下，不再必須過度地高溫化/長時間化，從而對於工業生產有利。又，若氧濃度高，則過飽和度高，因此，於元件步驟熱處理中，會藉由氧再次析出而成之BMD而形成RIE缺陷，但此時可易於使未產生RIE缺陷之DZ層的寬度較元件動作區域更深。

又，可根據目的而摻雜氮。於摻雜氮之情形時，例如，可摻雜1×10¹¹～1×10¹⁵ atoms/cm³濃度的氮。如此，可提高晶圓強度，且可促進基體部之BMD的形成。

進而，例如可摻雜1×10¹⁶～1×10¹⁷ atoms/cm³濃度的碳。於元件步驟時之熱處理為低溫長時間(例如400～600℃)之情形時，可抑制熱處理中產生之氧施體的形成。又，可促進基體部之BMD的形成。

藉此，培育出具有所期望的缺陷區域之矽單晶棒，使用急速加熱/急速冷卻裝置，對自上述矽單晶棒切割出的矽單晶晶圓實施急速熱處理。於第5圖中表示急速加熱/急速冷卻裝置的一例。

該急速加熱/急速冷卻裝置12具有由石英構成之腔室13，從而可於該腔室13內對矽單晶晶圓21進行急速熱處理。藉由以自上下左右圍繞腔室13之方式而配置之加熱燈14(例如鹵素燈)進行加熱。該加熱燈14，可控制分別獨立地供給之電力。

於氣體之排氣側，裝備有自動擋門15，其封鎖外氣。自動擋門15，設置有構成為可藉由閘閥而開閉之未圖示之晶圓插入口。又，於自動擋門15中設置有氣體排氣口20，從而可調整爐內氣氛。

而且，矽單晶晶圓21，係配置於石英托盤16上所形成之三點支持部17上。於托盤16的氣體導入口側，設置有石英製之緩衝器18，從而可防止氧化性氣體或氮化性氣體、Ar氣體等之導入氣體直接撞擊矽單晶晶圓21。

又，於腔室13中設置有未圖示之溫度測定用特殊窗，可藉由設置於腔室13的外部的高溫計19，經由該特殊窗而測定矽單晶晶圓21的溫度。

又，急速加熱/急速冷卻裝置12亦可使用與先前相同者。

使用如上所述之急速加熱/急速冷卻裝置，對矽單晶晶圓實施急速熱處理，但此時，由於在Ar氣體或氫氣等之非氧化性/非氮化性氣體氣氛、或者N₂氣體、NH₃氣體等之氮化性氣體氣氛、或該等之混合氣體氣氛中進行急速熱處理，故而於RTP處理中，Va注入至基體，並被凍結。因此，於晶圓出貨階段未形成有BMD，但於元件熱處理中，表層確保無RIE缺陷之DZ層，於基體中更多地獲得BMD，從而可提供去疵能力高之晶圓。

又，若於包含N₂或NH₃氣體等之氮化性氣體氣氛之氣體中進行RTP處理，則於RTP處理中，N原子被導入至晶圓中，因此，亦有提高晶圓強度之優點。

相反地，若於氧氣氣氛中進行RTP處理，則I被注入並凍結，因此，可抑制在元件步驟的熱處理中產生之BMD的形成。

該等配合用途而設為適當之氣體氣氛即可。

作為此時之熱處理條件，只要進行急速加熱，以高於1300℃且為1400℃以下之溫度進行1～60秒之熱處理，並急速冷卻即可，例如，可以50℃/秒之升溫速度進行升溫，於進行上述熱處理之後，以50℃/秒之降溫速度進行降溫。該升溫速度、降溫速度可適當地設定。

熱處理時間為1～60秒即可，但例如於包含OSF區域之晶圓(整個OSF、OSF區域與Nv區域之混合、OSF區域與N區域之混合)之情形時，若進行10～60秒之熱處理則尤佳，可根據矽單晶晶圓21中之OSF核之尺寸的大小等，於上述範圍內適當地進行調整。例如，若OSF核之尺寸原本即較大，則將保持時間設定得較長即可。可根據滑動移位之產生、成本方面、以及防止由向外擴散引起之氧濃度之下降方面，而設定適當之熱處理時間。

相反地，當對不包含OSF區域且晶圓整個面由N區域構成之晶圓進行急速熱處理時，由於無需使OSF核消失，故而熱處理時間亦以進行較短時間(1～60秒)的熱處理即可，可根據存在於N區域，尤其係存在於Nv區域中之原生氧析出物的尺寸而設定保持時間。即便於該情形時，亦可根據滑動移位之產生、成本方面、防止由向外擴散引起之氧濃度之下降方面，而設定適當之熱處理時間。

藉由實施如上所述之急速熱處理，可製造在距晶圓表面至少1 μm之深度範圍內使RIE缺陷消失之退火晶圓1，且於形成STI之槽時，亦不會形成小丘。進而，藉由對急速熱處理之熱處理時間進行調整等，可形成在5 μm以上之深度範圍內均無RIE缺陷之區域。

又，TDDB特性之良品率優異，且可使由自表面向外擴散而引起之氧濃度下降之區域僅止於距晶圓表面3 μm以內，或者2 μm以內或1 μm以內，因此，只要根據需要，藉由研磨等而除去該極薄之表層，便可簡單地獲得晶圓表層之強度未下降的晶圓。可考慮無RIE缺陷之區域而進行上述表層的研磨等。因此，當製作元件時，可耐受STI的底部產生之應力，從而可抑制滑動移位之產生。

繼而，可使用藉由如上所述之本發明的退火晶圓的製造方法而製造的退火晶圓，製造例如CCD或CMOS影像感測器等之攝影用元件。如STI所代表，使用本發明的晶圓作為需要以乾式蝕刻進行蝕刻之步驟的元件之材料，藉此，可防止在蝕刻中，由於與氧相關之缺陷或氧析出物而形成小丘，從而可達成均勻的蝕刻。

以下，表示實施例及比較例而更具體地說明本發明，但本發明並不限定於該等實施例及比較例。

(實施例1～6、比較例1～8)

使用第3圖的單晶提拉裝置，施加橫向磁場，藉由MCZ法而培育出各種缺陷區域之矽單晶棒(直徑為12吋(300 mm)，方位<100>，導電型為P型)，對於自該矽單晶棒切割出的矽單晶晶圓，使用第5圖的急速加熱/急速冷卻裝置(此處為AMAT公司製之VANTAGE)，於Ar氣體氣氛中，以50℃/秒之升溫速度自室溫起急速升溫，於1200～1350℃的最高溫度保持1～10秒之後，以50℃/秒之降溫速度進行急速冷卻。

再者，在與矽單晶棒的成長速度以及缺陷區域之關係相關的預備試驗中，可獲得與第4圖相同之關係，基於該關係，培育出具有主試驗中所期望的缺陷區域之晶棒。

各例之條件如下所述。於實施例1～6中，實施本發明之退火晶圓的製造方法。

(實施例1)(OSF+Nv)

提拉速度：0.585 mm/min、RTP處理溫度：1320℃

RTP保持時間：10秒

(實施例2)(OSF+Nv)

提拉速度：0.585 mm/min、RTP處理溫度：1350℃

RTP保持時間：10秒

(實施例3)(Nv+Ni)

提拉速度：0.510 mm/min、RTP處理溫度：1320℃

RTP保持時間：10秒

(實施例4)(Nv+Ni)

提拉速度：0.510 mm/min、RTP處理溫度：1350℃

RTP保持時間：10秒

(實施例5)(Nv+Ni)

提拉速度：0.510 mm/min、RTP處理溫度：1320℃

RTP保持時間：1秒

(實施例6)(Nv+Ni)

提拉速度：0.510 mm/min、RTP處理溫度：1320℃

RTP保持時間：5秒

(比較例1)(OSF+Nv)

提拉速度：0.585 mm/min、無RTP處理

(比較例2)(OSF+Nv)

提拉速度：0.585 mm/min、RTP處理溫度：1250℃

RTP保持時間：10秒

(比較例3)(OSF+Nv)

提拉速度：0.585 mm/min、RTP處理溫度：1270℃

RTP保持時間：10秒

(比較例4)(OSF+Nv)

提拉速度：0.585 mm/min、RTP處理溫度：1290℃

RTP保持時間：10秒

(比較例5)(Nv+Ni)

提拉速度：0.510 mm/min、無RTP處理

(比較例6)(Nv+Ni)

提拉速度：0.510mm/min、RTP處理溫度：1250℃

RTP保持時間：10秒

(比較例7)(Nv+Ni)

提拉速度：0.510 mm/min、RTP處理溫度：1270℃

RTP保持時間：10秒

(比較例8)(Nv+Ni)

提拉速度：0.510 mm/min、RTP處理溫度：1290℃

RTP保持時間：10秒

RTP處理結束之後，當於400℃左右取出晶圓時，會形成極薄的氧化膜，因此，其後，分別將晶圓浸漬於5%之HF，並以RTP處理除去形成於表面之氧化膜之後，製成將表面拋光1 μm左右而成的樣本各3塊。

對於第一塊樣本，於濕潤氧氣氛中，以1100℃進行1小時之OSF熱處理之後，進行射哥蝕刻，藉由顯微鏡進行OSF評價。

對於第二塊樣本，使用磁控管RIE裝置(Applied Materials公司製之Centura)進行蝕刻。其後，利用雷射散射方式之異物檢查裝置(KLA-Tencor公司製之SP1)計測蝕刻後之小丘。又，使用電子顯微鏡計測小丘的個數，並算出缺陷密度。

關於第三塊樣本，對作為氧化膜耐壓特性之TDDB特性進行評價。用於評價之MOS構造係閘極氧化膜厚度：25 nm，電極面積：4 mm²，α、β、γ模式之判定基準分別為初始崩潰，小於5C/cm²，為5C/cm²以上。

表1中表示各樣本的OSF密度、由RIE法檢測出的缺陷密度與TDDB的γ模式之良品率測定結果。於實施例1～6中，可獲得本發明的退火晶圓。

由表1可明確得知，對於OSF+Nv晶圓而言，RTP處理後之OSF密度，會隨著RTP溫度變高而急遽減少，於1290℃時，OSF完全消失。已知RTP溫度越高，則RIE缺陷亦越少，但與OSF相比，RIE缺陷的減少較為緩慢，尤其於1270℃以下之溫度區域中，RIE缺陷幾乎不會消失。若RTP溫度達到1290度以上，則RIE缺陷急遽減少，當以高於1300℃之溫度進行RTP處理時，該RIE缺陷完全消失。直至RTP溫度達到1290℃為止，TDDB之良品率幾乎未見有改善，但當RTP溫度為使RIE缺陷完全消失之1320℃以上時，上述TDDB之良品率急遽恢復。

另一方面，於Nv+Ni晶圓之情形時，於任一RTP溫度均未產生OSF。於該情形時，RIE缺陷亦隨著RTP溫度變高而緩慢地減少，在1320℃之RTP處理中，於1秒～10秒的急速熱處理的任一情形時，上述RIE缺陷均完全消失，同時，TDDB之良品率亦恢復至80%以上。

此處，於未實施RTP處理(比較例5)之情形時，儘管RIE缺陷高達210個/cm²，但TDDB之良品率升高至92%。

關於其原因，一般認為是因為雖然RIE缺陷之密度大，但缺陷尺寸小，或者尚未成為使TDDB特性惡化之形態的氧析出物。

根據典型的核形成理論，已知熱處理溫度之臨界尺寸以上的析出物會成長而不會消失，臨界尺寸以下之析出物會消失。

存在於Nv區域中之原生氧析出物即RIE缺陷的尺寸，大於1290℃之臨界尺寸，因此，當以1300℃以下的溫度進行RTP時，析出物會成長。或者，在Ar氣氛之RTP處理中，Va注入至基體中並被凍結，溫度越高，則其濃度越大，因此，藉由以RTP處理來使缺陷消失或縮小的效果與Va注入，培育出使TDDB特性下降之缺陷，一般認為，於1300℃以下時，後者的影響大於前者的影響，因此TDDB特性下降；當溫度高於1300℃時，前者的影響大於後者的影響，因此TDDB特性得到改善。

又，已知對於TDDB特性而言，在RTP處理溫度均為1300℃以下(比較例1～8)之情形中，若以1250℃之RTP處理使TDDB特性之γ模式的良品率暫時下降，則其後，尤其於OSF+Nv晶圓的情形時，於任一情形中，該良品率仍舊下降而幾乎不恢復。

與包含原生缺陷亦即OSF核的OSF+Nv晶圓相比，Nv+Ni晶圓於1290℃表現出較高之良品率，一般認為其原因在於，在Nv+Ni晶圓中不存在原生缺陷，僅存在原生氧析出物，因此，TDDB特性於更低的溫度時恢復。

然而，已知以1290℃進行RTP處理時之TDDB特性之γ模式良品率為73%，為使該良品率完全恢復，則必須以高於1300℃之溫度進行RTP處理。

另一方面，已知當以高於1300℃之溫度進行RTP處理時(實施例1～6)，TDDB特性之γ模式良品率達到80%以上，其已充分地恢復。RIE缺陷亦消失。

關於RTP保持時間，於OSF+Nv晶圓之情形時，若以1320℃保持10秒，則γ模式良品率達到80%。如此，為更確實地獲得充分的氧化膜耐壓，較佳為以高於1300℃之溫度保持10秒以上。另一方面，於Nv+Ni晶圓之情形時，即便以1320℃保持1秒，γ模式良品率亦為86%，已獲得足夠高之良品率。其原因在於：如上所述，由於並未包含OSF區域，故而OSF核原本並不存在於晶圓基體內，因此，僅將存在於N區域，尤其是存在於Nv區域中之原生氧析出物予以溶解即可。

(實施例7～9、參考例1)

基於第4圖所示之矽單晶棒的成長速度以及缺陷區域之關係，準備OSF+Nv晶圓與Nv+Ni晶圓各6塊，使用第5圖之急速加熱/急速冷卻裝置(此處為AMAT公司製之VANTAGE)，於Ar氣體氣氛中，以50℃/秒之升溫速度自室溫起急速升溫，於1320℃之最高溫度保持10秒之後，以50℃/秒之降溫速度急速冷卻。

當RTP處理結束之後，於400℃左右取出晶圓時，會形成極薄的氧化膜，因此，其後，將該晶圓浸漬於5%之HF，並以RTP處理除去形成於表面之氧化膜。

其後，將3塊OSF+Nv晶圓之表面拋光5 μm，並設為樣本-1(實施例7)。

將剩餘之3塊OSF+Nv晶圓之表面拋光20 μm，並設為樣本-2(參考例1)。

將3塊Nv+Ni晶圓之表面拋光5 μm，並設為樣本-3(實施例8)。

將剩餘之3塊Nv+Ni晶圓之表面拋光20 μm，並設為樣本-4(實施例9)。

關於樣本-1至樣本-4之各個樣本，對於第一塊樣本，於濕潤氧氣氛中，以1100℃進行1小時之OSF熱處理之後，進行射哥蝕刻，藉由顯微鏡進行OSF評價。

對於第三塊樣本，對於氧化膜耐壓特性亦即TDDB特性進行評價。用於評價之MOS構造為閘極氧化膜厚度：25 nm，電極面積：4 mm²，α、β、γ模式之判定基準分別為初始崩潰，小於5 C/cm²，為5 C/cm²以上。

表2中表示各樣本的OSF密度、由RIE法檢測出的缺陷密度與TDDB的γ模式之良品率測定結果。於實施例7～9中，可獲得本發明的退火晶圓。

由結果可明確得知，於使用OSF+Nv晶圓之情形時，在RTP之後將表面拋光5 μm之實施例7中，RIE缺陷完全消失，TDDB之良品率亦良好。另一方面，於將表面拋光20 μm之參考例1中，在表面上出現RIE缺陷，TDDB之良品率亦下降至58%。

因此，已知當以高於1300℃之溫度對OSF+Nv晶圓進行RTP(10秒)時，可使距表面至少5 μm之區域的RIE缺陷消失。

再者，於參考例1之情形時，認為其雖然如實施例7般，RIE缺陷並不存在於距表面至少5 μm之深度中，但是於距表面20 μm之深度中，急速熱處理的熱處理時間不足，無法充分地使RIE缺陷消失。只要考慮無缺陷區域所需之區域深度、與急速熱處理的熱處理時間等，而設定適當之條件即可。

另一方面，已知於對Nv+Ni晶圓進行RTP處理之情形時，即便將表面拋光達20 μm時，RIE缺陷亦不會出現在表面上，因此，於晶圓整個面由N區域構成之晶圓之情形時，藉由以高於1300℃之溫度進行RTP處理，即便熱處理時間為10秒，亦可於整個晶圓深度方向(至少自表面至20 μm之深度)內使RIE缺陷消失。

(實施例10、比較例9)

基於第4圖所示之矽單晶棒的成長速度以及缺陷區域之關係，準備4塊Nv+Ni晶圓，將2塊晶圓投入至Ar氣氛之700℃之通常的縱型爐中，其後以5℃/min之升溫速度升溫至1200℃為止，以1200℃保持1小時之後，以3℃/min之降溫速度降溫至700℃為止，繼而自爐中取出晶圓，此時，會形成極薄的氧化膜，因此，其後將晶圓浸漬於5%之HF中，以熱處理除去形成於表面之氧化膜之後，設為樣本(比較例9)。

對於另外2塊晶圓，使用市售之急速加熱/急速冷卻裝置(AMAT公司製之VANTAGE)，於Ar氣體氣氛中，以50℃/秒之升溫速度自室溫起急速升溫，以1320℃保持10秒之後，以50℃/秒之降溫速度急速冷卻。

於RTP處理結束之後，當於400℃左右取出晶圓時，會形成極薄的氧化膜，因此，其後將晶圓浸漬於5%之HF中，以RTP處理除去形成於表面之氧化膜之後，設為樣本(實施例10)。

對於各樣本的第一塊進行TDDB特性，對於第二塊，使用SIMS測定氧之深度方向分布。

表3係TDDB評價結果，第6圖係氧濃度輪廓。

TDDB之γ模式良品率於任一個情形時均為100%，其良好。

另一方面，對氧濃度之深度方向分布進行比較，如第6圖所示，於實施例10中，表層之氧濃度下降之區域僅為1 μm或僅2 μm之深度程度，而且，其下降量亦極少。此種晶圓之強度下降，係可忽視之程度。進而，已知在距表層超過1 μm或2 μm之較深的位置，氧濃度完全均勻。進而，於進行高溫之RTP處理之情形時，氧濃度之下降區域會稍微擴大，但由於處理時間極短，故而最大亦僅為3 μm左右。因此，於RTP處理之後，若稍微對表面進行拋光，則可完全除去表層之氧濃度下降部分，從而可在深度方向上獲得完全均勻的氧濃度輪廓。如此，可不過分耗費成本且容易地獲得TDDB特性優異，且氧濃度不會下降之高品質的退火晶圓。

相對於此，在比較例9的經以縱型爐進行熱處理之退火晶圓，其氧濃度在距表面20 μm之範圍內大幅度地下降，導致該區域中強度下降。

可於熱處理之後藉由拋光而除去氧濃度下降區域，但必須拋光20 μm以上，故而會影響生產性，進而導致製造成本的大幅度上升。

如上所詳述，本發明之退火晶圓具有品質極優異之無缺陷區域，於該無缺陷區域中，距表層至少1 μm以上，尤其5 μm以上(即便除去1～3 μm之氧濃度下降區域，仍有2～4 μm之深度)不存在原生缺陷亦即OSF核、或者原生氧析出物或RIE缺陷。因此，不僅氧化膜之長期可靠性亦即TDDB特性良好(而且良品率為80%以上)，而且在元件步驟中，當使用乾式蝕刻裝置，並利用氧化矽與矽之蝕刻速率之差(矽之蝕刻速率快於氧化矽之蝕刻速率)進行槽加工時，由於不存在與氧相關之缺陷或析出物，故而不會形成以該等為頂點之小丘，可均勻地進行蝕刻。

因此，可進行均勻且優質之槽加工。

進而，由於表層之氧濃度下降為小至可忽視之程度(深度為1～3 μm以內)、或可完全忽視，故而形成元件之晶圓表層的強度基本上不會下降。或者，只要稍微進行研磨，便可除去強度下降區域。因此，有如下效果：可防止因藉由形成元件構造而產生之應力導致產生滑動移位。

進而，若使用以高於1300℃之溫度進行RTP處理的方法，則不僅可使原生缺陷、原生氧析出物或RIE缺消失，而且藉由適當地選擇RTP處理時之氣氛，可促進或抑制在元件步驟的熱處理中產生之BMD密度。

再者，本發明並不限定於上述實施形態。上述實施形態為例示，具有實質上與本發明之申請專利範圍所揭示之技術思想相同的構成，且發揮同樣的作用效果者，均包含於本本發明的技術範圍。

1．．．退火晶圓

12．．．急速加熱/急速冷卻裝置

13．．．腔室

14．．．加熱燈

15．．．自動擋門

16．．．石英托盤

17．．．三點支持部

18．．．緩衝器

19．．．高溫計

20．．．氣體排氣口

21．．．矽單晶晶圓

30．．．單晶提拉裝置

31．．．提拉室

32．．．坩堝

33．．．坩堝保持軸

34．．．加熱器

35．．．隔熱材

36．．．石墨筒(整流筒)

37．．．固液界面

38．．．矽熔液

39．．．鋼絲

40．．．矽單晶棒

41．．．晶種夾頭

101．．．矽晶圓

102．．．BMD

103．．．小丘

104．．．STI

104-1．．．淺槽

104-2．．．SiO₂

105．．．N-通道MOS電晶體

106．．．P-通道MOS電晶體

第1圖係表示本發明的退火晶圓的一例之概略圖。

第2圖係表示本發明的退火晶圓的製造方法的步驟的一例之說明圖。

第3圖係表示單晶提拉裝置的一例之概略圖。

第4圖係表示由預備試驗所產生的矽單晶棒的成長速度與各缺陷分布的關係之說明圖。

第5圖係表示急速加熱/急速冷卻裝置的一例之概略圖。

第6圖係表示實施例10、比較例9中的氧濃度輪廓之圖表。

第7圖係表示以CZ法培育而成的矽單晶棒的缺陷區域與提拉速度之間的關係之說明圖。

第8圖係表示自矽單晶棒切割出來的矽單晶晶圓的面內缺陷分布之說明圖；第8(a)圖係整個面為Nv區域之情形、第8(b)圖係晶圓中心部為Nv區域且外周部為Ni區域之情形、第8(c)圖係整個面為Ni區域之情形。

第9圖係表示使用RIE法之結晶缺陷的評價方法的概略之說明圖；第9(a)圖係蝕刻前形成有氧析出物之矽晶圓、第9(b)圖係蝕刻後由於氧析出物而形成有小丘之矽晶圓。

第10圖係表示STI的一例之概略圖。

第11圖係表示矽單晶的提拉速度V、對自提拉而成的矽單晶所獲得的矽單晶晶圓進行RTP處理時之溫度、以及對RTP處理後之晶圓的TDDB特性進行評價所得的結果的關係之說明圖。

1．．．退火晶圓

Claims

一種退火晶圓的製造方法，先藉由柴可斯基法來培育矽單晶棒，然後對自該矽單晶棒切割出來的矽單晶晶圓實施急速熱處理，上述退火晶圓的製造方法的特徵在於：於培育上述矽單晶棒時，控制提拉速度以培育出整個面為OSF區域、或整個面為OSF區域之外側的N區域、或者該等區域混合而成之區域，並對於自該培育而成的矽單晶棒切割出來的矽單晶晶圓，使用急速加熱/急速冷卻裝置，以高於1300℃且為1400℃以下之溫度，依照矽單晶晶圓之缺陷區域來調整熱處理時間在1~60秒之範圍內而實施急速熱處理，藉此來製造使RIE缺陷消失於距晶圓表面至少1μm的深度範圍內的退火晶圓。
如申請專利範圍第1項所述的退火晶圓的製造方法，其中自矽單晶棒切割出要實施上述急速熱處理的矽單晶晶圓，該矽單晶棒是由：整個面為Nv之區域、或整個面為Ni之區域、或者該等區域混合而成之區域所構成。
如申請專利範圍第1項所述的退火晶圓的製造方法，其中自矽單晶棒切割出要實施上述急速熱處理的矽單晶晶圓，然後實施10~60秒之上述急速熱處理，該矽單晶棒是由：整個面為OSF區域、OSF區域與Nv區域混合而成之區域、OSF區域與N區域混合而成之區域中的任一個區域所構成。
如申請專利範圍第1項所述的退火晶圓的製造方法，其中藉由實施上述急速熱處理，使RIE缺陷消失於距晶圓表面至少5μm的深度範圍內。
如申請專利範圍第2項所述的退火晶圓的製造方法，其中藉由實施上述急速熱處理，使RIE缺陷消失於距晶圓表面至少5μm的深度範圍內。
如申請專利範圍第3項所述的退火晶圓的製造方法，其中藉由實施上述急速熱處理，使RIE缺陷消失於距晶圓表面至少5μm的深度範圍內。
如申請專利範圍第1至3項中任一項所述的退火晶圓的製造方法，其中將上述製造的退火晶圓，作成其因表面的向外擴散而導致氧濃度下降之區域的深度為距晶圓表面3μm以內。
如申請專利範圍第7項所述的退火晶圓的製造方法，其中將上述製造的退火晶圓，作成其因表面的向外擴散而導致氧濃度下降之區域的深度為距晶圓表面2μm以內。
如申請專利範圍第1項所述的退火晶圓的製造方法，其中將實施上述急速熱處理的矽單晶晶圓，作成含有4×10¹⁷以上且為9×10¹⁷atoms/cm³(JEIDA)以下濃度的氧。
如申請專利範圍第8項所述的退火晶圓的製造方法，其中將實施上述急速熱處理的矽單晶晶圓，作成含有4×10¹⁷以上且為9×10¹⁷atoms/cm³(JEIDA)以下濃度的氧。
如申請專利範圍第1項所述的退火晶圓的製造方法，其中將實施上述急速熱處理的矽單晶晶圓，作成含有1×10¹¹~1×10¹⁵atoms/cm³濃度的氮及/或1×10¹⁶~1×10¹⁷atoms/cm³濃度的碳。
如申請專利範圍第10項所述的退火晶圓的製造方法，其中將實施上述急速熱處理的矽單晶晶圓，作成含有1×10¹¹~1×10¹⁵atoms/cm³濃度的氮及/或1×10¹⁶~1×10¹⁷atoms/cm³濃度的碳。
一種元件的製造方法，其特徵在於：當使用藉由如申請專利範圍第1項所述的退火晶圓的製造方法製造出來的退火晶圓來製造元件時，進行乾式蝕刻。
一種元件的製造方法，其特徵在於：當使用藉由如申請專利範圍第12項所述的退火晶圓的製造方法製造出來的退火晶圓來製造元件時，進行乾式蝕刻。
如申請專利範圍第13項所述的元件的製造方法，其中將上述元件設為攝影用元件。
如申請專利範圍第14項所述的元件的製造方法，其中將上述元件設為攝影用元件。