(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
チョクラルスキー法（ＣＺ法）により引き上げ育成するシリコン単結晶の製造において、融液から引き上げる単結晶の中心部が融点から１３７０℃までである温度域で、単結晶の引き上げ軸方向の温度勾配が中心部はＧｃ、外周部ではＧｅであるとするとき、Ｇｃが２．８℃／ｍｍ以上でかつＧｃ／Ｇｅが１以上として引き上げられ、前記シリコン単結晶から切り出されるシリコンウェーハの面積の８０％以上がリング状ＯＳＦ発生領域内側の無欠陥領域と赤外線散乱体発生領域との間に存在する小赤外線散乱体欠陥発生領域（Ｘ領域）であり、残部がある場合に周辺は前記無欠陥領域、または前記無欠陥領域およびリング状ＯＳＦ発生領域で構成され、前記小赤外線散乱体欠陥発生領域で発生する小赤外線散乱体欠陥は、大きさが平均０．１μｍ以下で、かつ０．１μｍを超える該欠陥密度が１×１０5ｃｍ-3以下であることを特徴とするシリコン単結晶の製造方法。
【請求項２】
引き上げ速度を０．５〜０．７ｍｍ／ｍｉｎとすることを特徴とする請求項１に記載のシリコン単結晶の製造方法。
【請求項３】
前記ウェーハの酸素濃度が２５ｐｐｍａ（ＯＬＤ  ＡＳＴＭ）以上であることを特徴とする請求項１または２に記載のシリコン単結晶の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は、半導体材料として使用されるシリコンウェーハとその表面にエピタキシャル層を形成させたエピタキシャルシリコンウェーハに用いるシリコン単結晶の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
半導体材料のシリコンウェーハはシリコン単結晶から切り出されるが、このシリコン単結晶の製造に最も広く採用されているのは、チョクラルスキー法（ＣＺ法）による単結晶の引き上げ育成方法である。
【０００３】
ＣＺ法は、石英るつぼ内の溶融したシリコンに種結晶を浸けて引き上げ、単結晶を成長させるものであるが、このシリコン単結晶の引き上げ育成技術の進歩により、欠陥の少ない、無転位の大型単結晶が製造されるようになってきている。半導体デバイスは、単結晶から得られたウェーハを基板とし、多数のプロセスを経過して製品化される。その過程で基板には数多くの物理的処理、化学的処理、さらには熱的処理が施され、中には１１５０℃を超える高温処理など、過酷な熱的環境での処理も含まれる。このため、デバイスの製造過程で顕在化してその性能を低下させる結果をもたらす酸素誘起積層欠陥（以下ＯＳＦ−Ｏｘｙｇｅｎ  ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｓｔａｃｋｉｎｇ  Ｆａｕｌｔ−という）のような欠陥はもちろんのこと、結晶育成時に形成され、デバイスの性能に大きく影響する微細欠陥、すなわちＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が問題になる。
【０００４】
Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥の代表的なものの分布は、たとえば図１のように観察される。これは、成長直後の単結晶からウェーハを切り出し、硝酸銅水溶液に浸けてＣｕを付着させ、熱処理後、Ｘ線トポグラフ法により微小欠陥分布の観察をおこなった結果を模式的に示した図である。このウェーハは、リング状に分布したＯＳＦが現れたものであるが、そのリングの内側部分には大きさが０．１〜０．２μｍ程度の赤外線散乱体あるいはＣＯＰ（Ｃｒｙｓｔａｌ  Ｏｒｉｇｉｎａｔｅｄ  Ｐａｒｔｉｃｌｅ）などと呼ばれる欠陥が１０５〜１０６個／ｃｍ３程度検出され、外側には、転位クラスターと呼ばれる大きさが１０μｍ程度の欠陥が１０３〜１０４個／ｃｍ３程度存在する領域がある。
【０００５】
ＯＳＦは、酸化熱処理時に生じる格子間原子による積層欠陥であり、デバイスの活性領域であるウエハ表面に生成、成長した場合には、リーク電流の原因となり、デバイス特性を劣化させる。Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥の一つである転位クラスターも、ここに形成されたデバイスは良品が得られない。また赤外線散乱欠陥は初期の酸化膜耐圧性を低下させる因子である。
【０００６】
上記の各欠陥の発生位置は、通常単結晶引き上げの際の引き上げ速度と凝固直後の単結晶内温度分布に大きく影響される。たとえば、引き上げ速度を徐々に低下させつつ成長させた単結晶について、結晶中心の引き上げ軸に沿って縦方向に切断した断面で各種の欠陥の分布を調べると、模式的に示せば図２のような結果が得られる。すなわち、ショルダー部を形成させ所要の単結晶径とした後の引き上げ速度の速い段階では、結晶周辺部にリング状ＯＳＦがあり、内部は赤外線散乱体欠陥が多数発生する領域となっている。引き上げ速度の低下にともなって、リング状ＯＳＦの径は次第に小さくなり、やがてはなくなって、ウェーハ全面が図１のリング状ＯＳＦの外側部分に相当する転位クラスター欠陥発生領域ばかりになってしまう。すなわち図１は、図２におけるＡの位置、ないしはこの引き上げ速度にて育成した単結晶のウェーハを示したものである。
【０００７】
赤外線散乱欠陥が転位クラスターほどの悪影響は及ぼさないこともあり、生産性向上の効果もあって、単結晶の育成時の引き上げ速度を速くし、ＯＳＦの高密度発生領域であるリング状ＯＳＦの位置を、結晶の外周側に移動させるように制御する単結晶引き上げが従来よりおこなわれてきた。
【０００８】
しかしながら、これらの欠陥をできるだけ少なくしたウェーハを得るための、単結晶製造方法の検討も種々試みられている。図１に示されるウェーハをより詳細に観察すると、リング状ＯＳＦに接してすぐ外側には、無欠陥で酸素析出の起こりやすい酸素析出促進領域があり、その外側には無欠陥で酸素析出が起こりにくい酸素析出抑制領域があって、それから転位クラスター欠陥発生領域となっている。また、リング状ＯＳＦ発生領域の内側にも赤外線散乱欠陥発生領域との間に、欠陥のない領域がある。これらリング状ＯＳＦ発生領域およびその近傍の各領域は、引き上げ直後の単結晶内温度分布や引き上げ速度によりその分布状態が変化し、しかもこの酸素析出促進領域や酸素析出抑制領域は、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥の発生が極めて少ない。そこで、この部分を単結晶全体に拡大し、無欠陥のウェーハを得ようとする技術が開発されている。
【０００９】
たとえば、特開平８−３３０３１６号公報に開示された発明は、単結晶育成時の引き上げ速度をＶ（ｍｍ／ｍｉｎ）、融点から１３００℃までの温度範囲における引き上げ軸方向の結晶内温度勾配をＧ（℃／ｍｍ）とするとき、結晶中心部より外周から３０ｍｍまでの内部位置ではＶ／Ｇを０．２０〜０．２２｛ｍｍ２／（℃・ｍｉｎ）｝とし、結晶外周に向かってはこれを漸次増加させるよう温度勾配を制御する。このようにして引き上げをおこなうと、ＯＳＦおよび転位クラスターを生成させることなく、リング状ＯＳＦの外側部分の酸素析出促進領域や酸素析出抑制領域の無欠陥領域のみが、引き上げ軸の垂直断面全面、さらには単結晶全体に拡大する。この場合、るつぼとヒーターの位置、育成単結晶の周囲に設置されたカーボンからなる半円錐形状の熱輻射体の位置、ヒーター周囲の断熱体構造等の種々の条件を総合伝熱計算によって検討し、上記条件の温度条件になるように設定し育成をおこなうとしている。
【００１０】
この方法による場合を図２と同じような模式的表現を用いるとすれば、図３に示すようになる。すなわち、引き上げ速度を徐々に低下させつつ成長させた単結晶について、結晶中心の引き上げ軸に沿って縦方向に切断した断面で各種の欠陥の分布を調べると、図２ではリング状ＯＳＦの発生領域はＶ字形であったものが、引き上げ直後の単結晶内温度分布を変えることにより、図３に示すようにＵ字形となる。そこで、Ｅで示した引き上げ速度にて単結晶を育成すると、全体が無欠陥領域となり、欠陥のないウェーハが得られる。
【００１１】
しかしながら、このような無欠陥状態とするには条件範囲が限られ、引き上げ速度の増加や単結晶の大口径化など、量産の場では安定して容易には実現し難いところがある。
【００１２】
最近、デバイスの製造工程が低温化してきたことや、高温熱処理時間が短くなってきたことで、ＯＳＦの悪影響が軽減され、デバイス特性を劣化させる因子としては大きな問題とはならなくなりつつある。一方、ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥の赤外線散乱体は、とくに回路が微細化していくにともない、良品歩留まりの低下を来たす結果になり、この赤外線散乱体欠陥の密度を低減させることが重要課題となってきた。
【００１３】
このような点から、特開平１１−１４７７８６号公報に開示された発明は、上記の特開平８−３３０３１６号公報と同じ記号を用いて説明すれば、結晶の中心でシリコンの融点から１４００℃までの温度範囲で、Ｖ／Ｇを０．１１２〜０．１４２｛ｍｍ２／（℃・ｍｉｎ）｝となるようにして引き上げる。それによって、リング状ＯＳＦの発生領域の形態およびその両側に存在する無欠陥領域を拡大し、リング状ＯＳＦの発生領域は含まれるが、転位クラスター欠陥発生領域または赤外線散乱体欠陥発生領域を含まないシリコン単結晶ウェーハを得ようとするものである。
【００１４】
この発明を模式的に示すとすれば、図３にてＤで示す近傍の範囲の条件にて単結晶を作る方法であると考えられ、酸素含有量を２４ｐｐｍａ未満とすることによりリング状ＯＳＦの発生を抑止すれば、かなり広い範囲の単結晶製造条件で無欠陥のウェーハを得ることができるとしている。
【００１５】
原因が単結晶育成過程にて生じ、その単結晶から採取したウェーハにデバイスを形成させたときデバイス性能に大きな影響を及ぼす結果となる欠陥は、上述のように単結晶に内在する無欠陥領域を拡大して育成することにより、低減できる可能性があることがわかってきた。
【００１６】
ウェーハに必要な特性は、上述のように欠陥ができるだけ少ないことが必要であるが、さらにデバイスの基板としては、製造プロセスにおいて避けがたい重金属汚染に対するゲッタリング作用も重要である。このゲッタリング作用は、ウェーハ中に存在するＢＭＤ（Ｂｕｌｋ  Ｍｉｃｒｏ  Ｄｅｆｅｃｔ）  と呼ばれるある種の欠陥が有効であり、赤外線散乱体欠陥発生領域に生じる酸素析出物もその一つと考えられる。
【００１７】
ところが、ウェーハ上のリング状ＯＳＦの発生領域の外側の無欠陥領域は、ＯＳＦの発生領域に接する部分に酸素析出促進領域、その外側に酸素析出抑制領域というように２つに分けられる。酸素析出促進領域はＢＭＤとなる酸素析出が得られるが、酸素析出抑制領域ではＢＭＤが形成されにくい傾向がある。リング状ＯＳＦ発生領域の外側の無欠陥領域を拡大している前述の特開平８−３３０３１６号公報の発明の場合、この酸素析出抑制領域も含まれてくるためＢＭＤ不足によるゲッタリング能力の劣る部分の存在が予想される。また特開平１１−１４７７８６号公報の発明では、リング状ＯＳＦ発生領域の内側と外側の両無欠陥領域を拡大しているので、場所によりゲッタリング作用が異なるウェーハとなるおそれがある。
【００１８】
【発明が解決しようとする課題】
デバイスが形成されるウェーハ表面の活性層は、可能な限り欠陥密度を低くする必要がある。そして、さらに急速昇降温熱処理またはＲＴＡ（Ｒａｐｉｄ  Ｔｈｅｒｍａｌ  Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）処理のような無欠陥層形成や、エピタキシャル層形成などによって、活性層の欠陥をより低減させたウェーハとすることもおこなわれるが、基材の欠陥密度はこのような層を形成させる場合も、低ければ低いほど欠陥のないすぐれたウェーハとなる。一方、これらのいずれのウェーハにおいても、内部には良好なゲッタリング作用を有する、十分なＢＭＤが形成されることが望ましい。
【００１９】
本発明の目的は、表面の欠陥密度が極めて低く、ＢＭＤが均一にかつ十分に形成されるウェーハに用いるシリコン単結晶の製造方法の提供にある。
【００２０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、転位クラスターや赤外線散乱体などのｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥ができるだけ少なく、かつゲッタリング能力のあるＢＭＤが十分に形成されうるウェーハを得るための、単結晶の製造方法について種々検討をおこなった。
【００２１】
典型的な検討結果例を示せば次のようになる。まず径は２１０ｍｍ、ボディ長さは１０００ｍｍを目標とし、引き上げ速度を１．５ｍｍ／ｍｉｎから０．３ｍｍ／ｍｉｎまで連続的に低下させ単結晶の育成をおこなった。その場合、引き上げ軸に平行な縦断面において、図３に模式的に示すようにリング状ＯＳＦの発生領域がＵ字状になり、転位クラスター欠陥発生領域と赤外線散乱体欠陥発生領域との両領域が存在しない範囲が拡大されるように、凝固直後の単結晶内温度分布を制御した。
【００２２】
この単結晶にて、引き上げ軸に垂直にウェーハを採取すると、図中Ｃの位置は従来の量産の場で製造されているウェーハに相当するものとなる。Ｂの位置はこれよりも高速引き上げの高速冷却ウェーハとなり、Ｄの位置はリング状ＯＳＦ発生領域を含む無欠陥領域のウェーハ、Ｅの位置はリング状ＯＳＦ発生領域の外側の無欠陥領域での無欠陥ウェーハである。そこでこの単結晶のＢ、Ｃ、ＤおよびＥの位置からそれぞれウェーハを採取して、欠陥の発生状況、ＢＭＤの形成、酸化膜耐圧特性（ＴＺＤＢ）等を調査し、さらには無欠陥層形成熱処理、あるいはエピタキシャル層の形成に対する適合性も検討した。
【００２３】
Ｂの位置のウェーハは、リング状ＯＳＦ発生領域がほぼ外周に位置しており、欠陥分布の点からは均質なウェーハが得られ、ＢＭＤも径方向に均一に形成されるが、サイズの小さな赤外線散乱体欠陥が高密度に発生するため、酸化膜耐圧特性の良品がほとんど採取できなかった。
【００２４】
Ｄの位置のウェーハは、ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥がほとんどない良好な結果が得られたが、ＢＭＤの形成はウェーハの中心部には多いが周辺部では少ないというように部位によって異なっていた。また、Ｅの位置のウェーハは、無欠陥という点においてすぐれているが、ＢＭＤが多くは形成されないと言う難点があった。
【００２５】
このように調査していくと、通常の生産に用いられるＣの位置のウェーハは、赤外線散乱体欠陥のサイズが大きく酸化膜耐圧特性に難点があるとしても、酸素量を制御することによる十分なＢＭＤの形成、ウェーハ全体の均一性、さらには生産性等の点から実用に適したものであるといえる。しかしながら、エピタキシャルウェーハの基板として用いる場合、エピタキシャル層を形成させると欠陥痕が多く残り、必ずしも良好な層が得られないという問題がある。
【００２６】
このＣに対応するウェーハを、リング状ＯＳＦの発生領域がＵ字状になっている上述の単結晶により調べると、引き上げ速度が遅い方、すなわちリング状ＯＳＦに近づくにつれて赤外線散乱体欠陥は大きくなり、密度が低下していく。さらにリング状ＯＳＦに近づき、その径が小さくなると、中央部はほとんど欠陥の現れない無欠陥領域となるが、大きな赤外線散乱体欠陥の発生領域と無欠陥領域との間に、欠陥の大きさが小さくしかも低密度に分布する領域があるように思われた。
【００２７】
一方、ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥のない無欠陥単結晶を容易に得ることは、単結晶育成の一つの目標であり、リング状ＯＳＦの発生領域に無欠陥領域が隣接していることから、無欠陥領域を拡大する目的で、図３におけるＵ字形分布のＵ字底部の水平部分を拡大するための検討もおこなった。その結果、凝固直後の温度域にて、引き上げ軸方向の温度勾配をできるだけ大きくすること、および単結晶中心部の引き上げ軸方向温度勾配を、外周表面部のそれよりも大きくすること、の二つをを両立させれば、Ｕ字底部水平部分の拡大が図れることがわかってきた。
【００２８】
このようにして、Ｕ字底部の水平部分を拡大する温度分布となる、引き上げ単結晶の冷却部すなわちホットゾーンを用い、図３の場合と同様に、引き上げ速度を変えて単結晶の育成をおこなってみた。その場合の例を模式的に図４に示すが、このようにＵ字底の水平部分を拡大した条件で育成してみると、リング状ＯＳＦ発生領域の上側の無欠陥領域と赤外線散乱体発生領域との間に、欠陥の大きさが小さく、しかも低密度に分布する領域が拡大されて存在していることが見いだされたのである。
【００２９】
そこで、この低欠陥領域（以下Ｘ領域と呼ぶことにする）から採取したウェーハ（Ｘウェーハ）について詳細に調査してみると、欠陥の大きさは前述図３の単結晶のＢの位置における、高速引き上げウェーハに見いだされるものと同程度ないしはそれ以下であるが、その発生密度は遙かに低かった。酸化膜耐圧特性を調べてみると、欠陥の状態から推測されるように、すぐれた結果を示した。さらに酸素析出処理をおこなってみると、十分なＢＭＤを形成させることができ、ウェーハとして理想的なものが得られることが明らかになった。
【００３０】
このように、無欠陥領域と赤外線散乱体発生領域との間に欠陥の大きさが小さくしかも低密度に分布する領域が生じる理由は明らかではない。しかし、図４に示すようなリング状ＯＳＦ発生領域をＵ字底の水平部分が拡大された形状にするためには、凝固直後における引き上げ軸方向の温度勾配を大きくし、しかもその温度勾配は単結晶の中心部の方を周辺の表面部の方よりも大きくしなければならないが、このような温度分布の凝固直後単結晶内における空孔や格子間シリコン原子の挙動により生じたものと思われる。
【００３１】
引き上げ軸方向の温度勾配を大きくし、しかもその温度勾配は単結晶の中心部の方を周辺の表面部の方よりも大きくすることは、必ずしも容易ではない。凝固直後の単結晶の熱は主として表面から排除されることから、引き上げ軸方向の温度勾配を大きくしようとすれば、単結晶の表面からの抜熱を強化しなければならならない。そうすると、表面をより強力に冷却することになり、結果として表面部の温度勾配の方が、単結晶内部よりも大きくなってしまう。
【００３２】
これに対し本発明者らは、るつぼとヒーターの相対的位置、熱遮蔽体の活用すなわち熱遮蔽体の形状、融液面と熱遮蔽体までの距離、熱遮蔽体や冷却部材と単結晶表面との間隔等を検討し、中心部の方が表面部よりも温度勾配が大きい温度分布を実現させた。そして、まず引き上げ速度を変えて単結晶を育成し、引き上げ速度と目的とする領域の得られる引き上げ速度を求める。そして、その速度にて育成することにより、単結晶全長にわたりこのような欠陥分布状態とすることができるのである。
【００３３】
このようにして得られた単結晶によるウェーハは、ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥がきわめて少ない。このウェーハは、従来知られている通常条件にて酸素析出物形成熱処理をおこなうと、十分なＢＭＤを形成させることが可能であり、ゲッタリング作用のすぐれた欠陥の少ないウェーハを得ることができた。また無欠陥層形成形成熱処理をおこなうと、容易に無欠陥層を表面に形成でき、しかもＢＭＤの多いすぐれた半導体基板用ウェーハが得られた。またエピタキシャル層形成処理を施してみると、欠陥のない良好なエピタキシャル層がえられ、さらに酸素析出物形成熱処理をおこなえば、ゲッタリング能力にすぐれたエピタキシャルシリコンウェーハとなった。
【００３４】
以上のような検討結果に基づき、さらによりすぐれたウェーハを安定して得るための限界条件を明らかにして本発明を完成させた。本発明の要旨とするところは次のとおりである。
（１）ＣＺ法により引き上げ育成するシリコン単結晶の製造において、融液から引き上げる単結晶の中心部が融点から１３７０℃までである温度域で、単結晶の引き上げ軸方向の温度勾配が中心部はＧｃ、外周部ではＧｅであるとするとき、Ｇｃが２．８℃／ｍｍ以上でかつＧｃ／Ｇｅが１以上として引き上げられ、前記シリコン単結晶から切り出されるシリコンウェーハの面積の８０％以上がリング状ＯＳＦ発生領域内側の無欠陥領域と赤外線散乱体発生領域との間に存在する小赤外線散乱体欠陥発生領域（Ｘ領域）であり、残部がある場合に周辺は前記無欠陥領域、または前記無欠陥領域およびリング状ＯＳＦ発生領域で構成され、前記小赤外線散乱体欠陥発生領域で発生する小赤外線散乱体欠陥は、大きさが平均０．１μｍ以下で、かつ０．１μｍを超える該欠陥密度が１×１０5ｃｍ-3以下であることを特徴とするシリコン単結晶の製造方法である。
（２）引き上げ速度を０．５〜０．７ｍｍ／ｍｉｎとすることを特徴とする上記（１）のシリコン単結晶の製造方法である。
（３）前記ウェーハの酸素濃度が２５ｐｐｍａ（ＯＬＤ  ＡＳＴＭ）以上であることを特徴とする上記（１）または（２）のシリコン単結晶の製造方法。
【００３５】
【発明の実施の形態】
本発明により製造されたシリコンウェーハは、ＣＺ法により引き上げ育成したシリコン単結晶から切り出されたものであって、ウェーハ面積の８０％以上が低密度の小赤外線散乱体欠陥発生領域（Ｘ領域）であり、その赤外線散乱体欠陥のサイズは、平均０．１μｍ以下でかつ０．１μｍを超える欠陥の存在密度が１×１０5ｃｍ-3以下であるものとする。
【００３６】
単結晶を引き上げ軸に垂直にスライスして採取したシリコンウェーハの欠陥の存在分布は、図１に模式的に示したように、一般的には、円盤形状の周辺部には転位クラスター欠陥発生領域があり、中央部には赤外線散乱体欠陥発生領域があって、その中間にリング状ＯＳＦ発生領域がある。これらの幅や径、あるいは大きさやその位置は製造条件により異なり、そして、リング状ＯＳＦ発生領域に接して酸素析出促進領域などのｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥のない無欠陥領域が存在する。
【００３７】
本発明により製造されたウェーハは、ウェーハ面積の８０％以上を上記のＸ領域とするが、周辺に無欠陥領域、リング状ＯＳＦ発生領域、あるいは酸素析出促進領域があってもよい。しかしＸ領域が８０％を下回るようになると、酸素析出抑制領域や転位クラスター発生領域がウェーハ外周部に含まれてくるので好ましくない。これは、酸素析出抑制領域や転位クラスター発生領域は、ゲッタリング能力のあるＢＭＤの析出が抑制され、ウェーハ全面から性能のすぐれたデバイスを得ることができないからである。Ｘ領域の面積が８０％以上であれば、周辺には酸素析出抑制領域や転位クラスター発生領域は含まれない。
【００３８】
なお、ウェーハは育成後の単結晶の外径を研削する丸め加工をおこなって製品化するので、Ｘ領域の面積が８０％以上というのは、引き上げ後の単結晶の引き上げ軸に垂直な断面に対してではなく、外径研削後のウェーハ面積に対するものである。
【００３９】
赤外線散乱体欠陥は、大きさが平均して小さく、かつその中でも大きいものが少なければ少ないほど、酸化膜耐圧特性がすぐれる。Ｘ領域にて大きさが平均０．１μｍ以下で、かつ０．１μｍを超える赤外線散乱体欠陥の存在密度が１×１０５ｃｍ−３以下とするのは、このような状態になれば、実質的に無欠陥状態に近くなり、さらに無欠陥層形成熱処理を施せば、無欠陥のウェーハが容易に得られるからである。
【００４０】
欠陥の大きさやその存在密度は、試料表面を研磨後、ＯＰＰ装置（バイオラッド社製、Ｏｘｙｇｅｎ  Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅ  Ｐｒｏｆｉｌｅｒ）にて測定すればよい。この方法によれば、０．０１μｍまでの大きさの欠陥が検出可能である。そして、これよりも小さい欠陥は存在していても酸化膜耐圧特性に影響はおよぼさないと考えられる。
【００４１】
ＢＭＤをとくに要しない場合や、ウェーハの強度が必要でない場合は、単結晶中の酸素は少なくてもよいが、ＢＭＤを十分生じさせるためには２５ｐｐｍａ（ＯＬＤ  ＡＳＴＭ）以上の酸素を含有させるのが望ましい。だだし過剰の酸素含有は、単結晶の転位などの欠陥を発生させることがあるので、多くても３６ｐｐｍａ以下とするのがよい。
【００４２】
リング状ＯＳＦの位置は、凝固から１３７０℃まで冷却する過程でほぼ決定されるので、単結晶がこの温度域にあるときに単結晶内の温度分布を制御する必要がある。そしてこの温度域で、引き上げ軸方向の温度勾配を２．８℃／ｍｍ以上とし、かつＧｃ／Ｇｅが１以上、すなわち温度勾配は、単結晶中心部よりも外周部の方を小さくして引き上げなければならない。これは、このような温度分布状態が実現できなければ、単結晶の引き上げ軸に対する垂直断面、すなわちウェーハにて上記Ｘ領域が８０％を超えるものが得られないからである。
【００４３】
温度勾配は２．８℃／ｍｍ以上高いほどよいように思われたが、現実には６℃／ｍｍ程度が限界であり、これ以上大きくすると多結晶化が発生しやすく、単結晶が得られなくなる。またＧｃ／Ｇｅは１．２〜１．５程度が好ましく１．８を超えるようにすると、冷却による歪み発生のおそれがある
上述の温度分布が得られるのであれば、ホットゾーンの形態はとくに限定するものではない。このような温度分布を得るための方法は、たとえば、引き上げる単結晶の周囲に設置する熱遮蔽体を、水平方向で見ると下部は厚く上へ行くほど厚さが減じ、しかも単結晶からの距離が大きくなるような構造とし、融液面からある距離を置いて設置する。熱遮蔽体の下部を厚くするのは、融液面からの輻射およびヒーターやるつぼ面からの輻射による加熱の遮蔽を下部ほど有効にするためである。一方この熱遮蔽体を融液面からある距離を置いて設置するのは、融液面やるつぼ面からの輻射により、引き上げ直後の単結晶表面の冷却を遅らせ、表面部の温度勾配を小さくするためである。
【００４４】
このようにして、熱遮蔽体の下端部を単結晶表面の温度が１３７０℃近傍である位置におけば、単結晶の表面部は凝固直後の冷却が遅れ、単結晶中心部は、熱遮蔽体がおかれた位置より上の部分での抜熱によって伝熱にて冷却され、中心部部分の温度勾配の方が表面部より大きい状態を実現できる。熱遮蔽体の厚さを上に行くほど薄くして単結晶との距離が大きくなるようにするのは、過剰な冷却により歪みが導入されるのを防止するためである。
【００４５】
なお、単結晶内の温度分布は、総合伝熱解析法により計算機を用いて求めることができる。しかし、単結晶全長にわたってＸ領域とするためには、使用する引き上げ装置により速度の影響が異なるので、各装置毎に上記のようなホットゾーンを設置し、単結晶の引き上げ速度を連続的に変化させ、得られた単結晶を調査することにより、その装置の最適引き上げ速度を選定するのがよい。
【００４６】
上述のＸ領域が主体となるウェーハは、酸素析出物形成熱処理を施すことにより、ＢＭＤとなる酸素析出物を断面にて測定した密度として１×１０4個／ｃｍ2以上とすることができる。とくにこのＢＭＤの量を増して確実に５×１０4個／ｃｍ2以上とするためには、単結晶の酸素含有量を２５ｐｐｍａ以上とするのが望ましい。酸素析出物形成熱処理は、雰囲気として水素、窒素、アルゴンなどのガス、あるいはこれらの混合ガス、さらには窒素、アルゴンなどの不活性ガスに少量の酸素を混合したガスなどを用い、６００〜１１００℃の温度にて、１分〜２４時間の加熱をおこなえばよい。これにより、表面には有害なｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥がほとんどなく、内部には十分なＢＭＤが存在するウェーハが得られる。
【００４７】
なお、この酸素析出物形成熱処理の過程にて、ＢＭＤとなる酸素析出物の析出促進や熱的安定性をはかるため、単結晶の育成過程で、炭素の０．５×１０１６〜１５×１０１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ３の添加、あるいは窒素の１×１０１３〜１×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ３の添加をおこなってもよい。
【００４８】
このＸ領域が主体となるウェーハは、いわゆる無欠陥層形成熱処理を施せば、容易に表面近傍のデバイスが形成される領域すなわち活性化領域を無欠陥とすることができ、表面に無欠陥層を有するウェーハとすることができる。この無欠陥層形成熱処理は、非酸化性雰囲気中にて、１０００〜１３８０℃の高温で長時間加熱し酸素の外方拡散をおこなう方法、または急速昇降温加熱により短時間形成させる方法があるが、いずれの方法でおこなってもよい。
【００４９】
また、ウェーハのＸ領域の周辺に、リング状ＯＳＦ発生領域が存在する場合、この領域でデバイスが形成されると、工程条件によりＯＳＦが顕在化し特性不良となるおそれがでてくる。このような場合、上記無欠陥層形成熱処理を施しておくことにより、ウェーハ全面を有効に利用することができる。
【００５０】
さらに無欠陥層形成熱処理の昇温過程で、６００〜１１００℃の温度範囲における昇温速度を遅くすることにより、表面の無欠陥層形成とともに、内部に酸素析出物を成長させＢＭＤ密度を増すこともできる。
【００５１】
Ｘ領域が主体となる本発明のウェーハは、表面にエピタキシャル層を形成させる基板としてもすぐれている。エピタキシャル層の形成は一般的に実施されている方法を採用すればよく、それによって薄いエピタキシャル層であっても、赤外線散乱体欠陥痕のないエピタキシャルシリコンウェーハを得ることができる。
【００５２】
また、エピタキシャル層の形成前、あるいは形成後に、前述の酸素析出物形成形成熱処理を施せば、ゲッタリング能力に優れた、活性領域に欠陥のないエピタキシャルシリコンウェーハとなる。
【００５３】
【実施例】
〔実施例１〕
図５に模式的に示した断面構造の装置にて、単結晶目標直径２１０ｍｍ、ボディ長１０００ｍｍの育成実験をおこなった。この図において、熱遮蔽体７は、黒鉛で外殻を作り、内部に黒鉛フェルトを充填した構造であるが、るつぼに入る部分の外径が４８０ｍｍ、最下端における最小内径Ｓは２７０ｍｍ、半径方向の幅Ｗは１０５ｍｍで、内面は下端部から始まる逆円錐台面とし、その垂直方向に対する傾きは２１°であった。るつぼ１の内径は５５０ｍｍのものを用い、熱遮蔽体７の下端の融液面からの高さＨは、６０ｍｍとしている。
【００５４】
るつぼ内に高純度シリコンの多結晶を１２０ｋｇ装入し、単結晶の電気抵抗率が約１０Ωｃｍとなるようにｐ型ドーパントのボロンを添加した。装置内をアルゴンの減圧雰囲気とし、ヒータ２により加熱してシリコンを溶融させ、融液３とした。シードチャック５に取り付けた種結晶を融液３に浸漬し、るつぼ１および引き上げ軸４を回転させつつ引き上げをおこなう。結晶方位は｛１００｝とし、まず、結晶無転位化のためのシード絞りをおこなった後、ショルダー部を形成させ、肩変えして目標ボデイ径とする。
【００５５】
ボディ長さが３００ｍｍに達した時点で、引き上げ速度を１．０ｍｍ／ｍｉｎに調整し、その後引き上げ長さに応じてほぼ直線的に引き上げ速度を低下させ、ボディ長さが６００ｍｍに達したときに０．３ｍｍ／ｍｉｎとなるようにし、その後はこの引き上げ速度で育成を終了した。この引き上げ時における融点から１３７０℃までの軸方向温度勾配は、単結晶中心部（Ｇｃ）で２．９〜３．１℃／ｍｍであり、周辺部（Ｇｅ）では２．２〜２．４℃／ｍｍで、Ｇｃ／Ｇｅは約１．３であった。この状態は、引き上げ速度を変えてもほとんど変わらなかった。
【００５６】
得られた単結晶を引き上げ軸に沿って縦割りし、引き上げ軸近傍を含む板状試片を作製し、この試片によりにより硫酸銅水溶液に浸漬してＣｕデコレーションをおこない、窒素雰囲気中９００℃、２０分の熱処理を施して、Ｘ線トポグラフ法により欠陥の分布を調査した。
【００５７】
結果は図４に示したように、リング状ＯＳＦがほぼ水平に近い状態に発生し、このＯＳＦの上側に接して無欠陥領域が認められ、この領域と明確な赤外線散乱体欠陥発生領域との間に、低密度の微少な赤外線散乱体欠陥が存在すると思われる領域が見出された。
【００５８】
そこで、上記試片に隣接する位置から採取した試片を用い表面を研磨後、ＯＰＰ法にてリング状ＯＳＦ発生領域と、赤外線散乱体欠陥発生領域との間に発生している微少欠陥の状態を観察した。この結果から、大きな赤外線散乱体欠陥が無く、欠陥の平均の大きさが０．１μｍ以下であり、かつ０．１μｍを超えるの欠陥密度が１×１０５ｃｍ−３以下であるＸ領域が、引き上げ軸に垂直な断面で８０％以上の面積を占める引き上げ速度の範囲を選定した。ただし、育成する単結晶の目標径は２１０ｍｍであるが、丸め加工により直径２００ｍｍに切削してウェーハ製品とするので、上記８０％はこのウェーハに対する面積比である。
【００５９】
上述の調査結果から、この場合、引き上げ速度を０．５〜０．７ｍｍ／ｍｉｎとすれば目的の単結晶が得られることがわかった。引き上げ速度を低くして０．５ｍｍ／ｍｉｎに近づくとウェーハの周辺にリング状ＯＳＦ発生領域が現れ、さらに酸素析出促進領域までも含まれるようになる。他方、引き上げ速度を速くして０．７ｍｍ／ｍｉｎに近づけると、丸め加工後にほぼ１００％Ｘ領域となるウェーハが得られるが、サイズの大きな赤外線散乱体欠陥が現れるおそれが出てくる。
【００６０】
上記の結果から用いる単結晶育成装置の最適引き上げ条件がわかったので、酸素量の目標値を２６ｐｐｍａとし引き上げ速度を０．６ｍｍ／ｍｉｎとして、ほぼ全体がＸ領域となる単結晶を育成した。得られた単結晶の中央部よりウェーハ（Ｘ）を採取し、以下の調査をおこなった。
【００６１】
比較材として、酸素量を２６ｐｐｍａとし、図３に示したような単結晶のＢの位置に対応する、引き上げ速度が１．５ｍｍ／ｍｉｎの高速冷却単結晶によるウェーハ（Ｂ）、Ｃの位置に対応する従来の単結晶によるウェーハ（Ｃ）、およびＥの位置に対応する無欠陥単結晶によるウェーハ（Ｅ）を用意した。
【００６２】
ウェーハＢ、Ｃ、およびＸについて、その赤外線散乱体欠陥の大きさとその存在密度をＯＰＰ装置を用いて測定した。結果を図６に示す。
【００６３】
この結果から明らかなように、本発明のウェーハＸは従来のウェーハＣに比較し欠陥の大きさが小さく、そして欠陥の大きさは高速冷却のウェーハＢと同程度であるが、欠陥発生の密度ははるかに小さい。
【００６４】
赤外線散乱体欠陥と同じものとして取り扱われるＬＰＤ（Ｌｉｇｈｔ  Ｐｏｉｎｔ  Ｄｅｆｅｃｔ）の密度について、表面検査装置（テンコール社製ＳＰ−１）を用いて測定した。ウェーハ面上に存在する大きさが０．１μｍを超えるＬＰＤの発生状況を図７に示す。この図はＢ、ＣおよびＸのウェーハの各１００枚について、それぞれのウェーハ１枚の表面に存在する０．１μｍを超える全欠陥（個／ｗｆとして示す）を測定し、欠陥数が同じ範囲にあるウェーハの枚数をそれぞれ示したものである。
【００６５】
この図から明らかなように、従来結晶によるウェーハＣに比し本発明のウェーハＸは、大きなサイズの欠陥が極めて少ない。
【００６６】
ウェーハＢ、ＣおよびＸのウェーハを各１００枚づつ用意し、その酸化膜耐圧特性（ＴＺＤＢ）を以下の条件にて測定し評価した。
（ａ）  酸化膜厚：２５  ｎｍ
（ｂ）  電極面積：８  ｍｍ２
（ｃ）  測定電極：リンドープ・ポリシリコン
（ｄ）  判定電流：１  ｍＡ／ｃｍ２
（ｅ）  良品判定：絶縁破壊電界が  １１  ＭＶ／ｃｍ  以上
評価の結果、酸化膜耐圧分布（発生頻度）を図８に示すが、高速冷却単結晶から採取したウェーハＢは酸化膜耐圧が著しく劣る。ウェーハＣとウェーハＸとは、いずれも良好な酸化膜耐圧結果が得られるが、本発明のウェーハＸの方がすぐれている。
【００６７】
ウェーハ内部に形成される酸素析出物密度を調査するため、ウェーハＸおよびＥを用い、酸化雰囲気中にて８００℃、４時間加熱後、１０００℃にて１６時間加熱の熱処理をおこなった。その後、ウェーハを劈開破壊してライトエッチ（クロム酸エッチング）処理後、劈開面を光学顕微鏡で観察し、内部の酸素析出物密度を測定した。結果を図９に示す。
【００６８】
図９から明らかなように、ウェーハＸは単結晶の径方向にほぼ均一に、観察断面にて１．１×１０５個／ｃｍ２のＢＭＤである酸素析出物が観察されているのに対し、ウェーハＥでは８×１０３個／ｃｍ２前後の酸素析出物しか形成されていない。
【００６９】
このように本発明のシリコンウェーハは、赤外線散乱体欠陥が小さくかつその密度が小で、酸化膜耐圧特性が良好であり、内部に十分なＢＭＤの形成されるゲッタリング能力にすぐれたものであることがわかる。
【００７０】
〔実施例２〕
上記実施例１に示したウェーハＸを用い、酸素を３０％含有させた窒素ガス雰囲気中で、７８０℃にて２時間加熱した後、１０００℃、８時間の熱処理をおこない、酸素析出物を形成させたウェーハを作製した。このウェーハについて、劈開断面を観察した結果、１．１×１０５個／ｃｍ２のＢＭＤである酸素析出物が観察された。このウェーハについて、表面のｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥、酸化膜耐圧特性、ゲッタリング能力、さらには、形成されたデバイスの特性および良品収率等を調査した結果、従来のウェーハよりもすぐれたものであることが確認された。
【００７１】
〔実施例３〕
実施例１に示した本発明範囲のウェーハＸと、比較のため従来と同じウェーハＣとを用い、高純度水素ガス中にて昇降温速度をいずれも３℃／ｍｉｎとし１２００℃、１時間の加熱処理をおこなった。処理後のウェーハにて、ＳＣ−１洗浄（アンモニア水：過酸化水素水：超純粋＝１：１：１５の混合液による洗浄）を実施した後、表面検査装置（テンコール社製ＳＰ−１）を用い、大きさ０．８μｍ以上の欠陥の存在密度を測定した。表面観察後、鏡面研削機にてウェーハ表層を１μｍ研磨して、ＳＣ−１洗浄をおこない上記欠陥を観察することを次々と繰り返し、表層に形成された無欠陥層の厚さを測定した。
【００７２】
その結果、ウェーハＣでは無欠陥層が２〜３μｍであったのに対し、ウェーハＸでは、表面から２０μｍの深さまで無欠陥層が形成されていることが確認された。
【００７３】
同様に実施例１に示した本発明範囲のウェーハＸと、従来ウェーハＣとについて、ハロゲンランプ光源による急速加熱冷却装置を用い、アルゴン雰囲気にて１２８０℃、１分のＲＴＡ処理（Ｒａｐｉｄ  Ｔｈｅｒｍａｌ  Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）をおこなった。処理後のウェーハを、上記同様の手法にて表面の無欠陥層深さを調べた結果、ウェーハＣでは無欠陥層が１μｍであるのに対し、ウェーハＸでは表面から１０μｍの厚さの無欠陥層が形成されていた。
【００７４】
このように、本発明のウェーハは、厚さの大きい無欠陥層を容易に形成させることができ、表面無欠陥のウェーハを得ることができる。これは、赤外線散乱体の大きさが小さくしかも少ないため、容易にマトリクス中に溶解消滅するためと思われる。
【００７５】
〔実施例４〕
実施例１で用いたウェーハＸ、実施例２でＸに酸素析出処理を施したウェーハＷ、実施例３にてＸに水素中加熱処理を施したウェーハＹ、ウェーハＷにさらに実施例３の水素中加熱処理を施したウェーハＺ、および比較のため実施例１の従来のウェーハＣの５種類のウェーハを用い、水素雰囲気中１２００℃、３０秒の加熱処理をおこなった。ついで、ＳｉＨＣｌ３のガスを導入し堆積温度１１００℃にて厚さ約１μｍのエピタキシャル層を形成させた。
【００７６】
表面検査装置を用い、得られたエピタキシャルウェーハ表面の、大きさ０．１１μｍ以上の欠陥について、その欠陥密度を測定した。
【００７７】
従来のウェーハＣの場合、表面のエピタキシャル層に、平均して１０００個／ウェーハの赤外線散乱体欠陥痕が観察されたのに対し、ウェーハＸ、ＹおよびＺにはこのような欠陥痕はまったく見いだせなかった。ウェーハＷには酸素析出物に起因したと考えられる積層欠陥が若干観察されたが、このＷにさらに無欠陥層形成処理を施したウェーハＺでは、このような欠陥は見出されていない。
【００７８】
また、ウェーハＸおよびＹについては、エピタキシャル層形成後、実施例２のような酸素析出物形成処理を施すと、内部には１×１０４個／ｃｍ２以上のＢＭＤが形成されていた。
このように、本発明のウェーハを用いれば、薄いエピタキシャル層であっても欠陥がなく、しかもゲッタリング能力すぐれたエピタキシャルウェーハを得ることができる。
【００７９】
【発明の効果】
本発明により製造されたウェーハは、赤外線散乱体欠陥の大きさが小さくしかもその発生密度が低く、さらに内部にＢＭＤとなる酸素析出物が熱処理によって容易にかつ十分に形成される。また、無欠陥層形成熱処理を施せば、十分な厚さの無欠陥層を容易に形成させることができる。さらにエピタキシャルウェーハの基板として用いれば、欠陥のないゲッタリング効果のすぐれたウェーハを容易に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】シリコンウェーハで観察される典型的な欠陥分布の例を模式的に示した図である。
【図２】シリコン単結晶引き上げ時の、引き上げ速度と結晶欠陥の発生位置との一般的な関係を、模式的に説明した図である。
【図３】単結晶内の引き上げ軸方向の温度勾配を改善して引き上げた場合の、引き上げ速度と結晶欠陥の発生位置との関係を、模式的に説明した図である。
【図４】Ｇｃが２．８℃／ｍｍ以上で、かつＧｃ／Ｇｅが１以上としとして引き上げた時の、引き上げ速度と結晶欠陥の発生位置との関係を、模式的に説明した図である。
【図５】実施例に用いたシリコン単結晶の製造装置の例を模式的に示した図である。
【図６】赤外線散乱体欠陥の大きさとその発生密度との関係を測定した結果を示す図である。
【図７】ウェーハ面上に存在する大きさが０．１μｍを超えるＬＰＤの発生状況を示す図である。
【図８】ウェーハの酸化膜耐圧特性を測定した結果を示す図である。
【図９】ウェーハの酸素析出密度を測定した結果を示す図である。
【符号の説明】
１．るつぼ
１ａ．るつぼ保持容器
１ｂ．るつぼ支持軸
２．ヒーター
３．シリコン溶融液
４．引き上げ軸
５．シードチャック
６．単結晶
７．熱遮蔽体
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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