(57)【要約】【課題】  結晶をＯＳＦ領域となる育成条件で育成したうえで、結晶中のグロウンイン欠陥を低減するのみならず、ＯＳＦ領域に残存していたＯＳＦ成長の核となる酸素析出物をも低下させ、電気特性に優れ、かつ高いゲッタリング能を持つシリコン半導体基板とその製造方法を提供する。【解決手段】  結晶に窒素を添加してウェーハの全面をＯＳＦ領域とし、結晶を低酸素化した上で、さらに単結晶育成時における１０５０℃〜１０００℃の温度領域の冷却速度を２．０℃／ｍｉｎ以下とする。さらに加えて、１０００℃〜８００℃の温度領域の通過時間を３５０分以上とする。これにより、酸素析出物のサイズを制御し、ＯＳＦ核となるほど大きな酸素析出物の発生を完全に抑制し、電気特性を悪化させるような比較的大きな酸素析出物の発生をも抑制し、高密度のＢＭＤを形成するための微小な酸素析出物が結晶中に形成される。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
チョクラルスキー法または磁場印加チョクラルスキー法により育成したシリコン単結晶から作製されたシリコン半導体基板であって、該基板中に１×１０13atoms/cm3以上１×１０16atoms/cm3以下の窒素と４×１０17atoms/cm3以上７×１０17atoms/cm3以下の酸素を含有し、基板全面において、単段の酸化熱処理後にはＯＳＦが発生しないが、初段として９００℃で８時間以上の酸化熱処理を行った後に２段目の酸化熱処理を行う２段酸化熱処理後ではＯＳＦが発生し、基板表面でボイド及び転位ループが見られず、酸化膜耐圧がＴＺＤＢ高Ｃモード合格率≧９０％であることを特徴とするシリコン半導体基板。
【請求項２】
さらに析出熱処理もしくはデバイス熱処理後のＢＭＤ密度が５×１０8／ｃｍ3以上であり、無欠陥層深さは１０μｍ以上であることを特徴とする請求項１に記載のシリコン半導体基板。
【請求項３】
チョクラルスキー法または磁場印加チョクラルスキー法により育成したシリコン単結晶から作製するシリコン半導体基板の製造方法であって、該単結晶が１×１０13atoms/cm3以上１×１０16atoms/cm3以下の窒素と４×１０17atoms/cm3以上７×１０17atoms/cm3以下の酸素を含有し、該単結晶育成時において、ボイド領域が結晶径の中心で消滅する結晶引上げ速度をＶ１、初段として９００℃で８時間以上の酸化熱処理を行った後に２段目の酸化熱処理を行う２段酸化熱処理を行ってもＯＳＦが発生しない欠陥領域が結晶の外周部に入る引上げ速度をＶ２とした場合に、Ｖ１≧Ｖ≧Ｖ２を満足する単結晶の引上げ速度Ｖで結晶を育成し、かつ該単結晶育成時における１０５０℃〜１０００℃の温度域の平均冷却速度を２．０℃／ｍｉｎ以下とすることを特徴とするシリコン半導体基板の製造方法。
【請求項４】
さらに前記単結晶育成時における１０００℃〜８００℃の温度域の通過時間を３５０分以内とすることを特徴とする請求項３に記載のシリコン半導体基板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、電気特性に優れ、かつ高いゲッタリング能を持つシリコン半導体基板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
半導体集積回路の製造には、主にチョクラルスキー法（ＣＺ法）により育成されたシリコン単結晶から作られた半導体基板が用いられている。シリコン単結晶には、その結晶成長中に後述のようなさまざまな結晶欠陥が発生し、この欠陥が電気特性を悪化させて集積回路の素子の動作を妨げたり、回路そのものを破壊するため問題となる。そのため、デバイスを作製する半導体基板の表層からこのような欠陥を排除する必要がある。必要とされる基板表面の無欠陥層の深さは作製されるデバイスの構造に依存するが、一般的なデバイス構造であれば１０μｍの深さまで無欠陥であればよい。無欠陥層の深さが１０μｍ以上であれば、一般的なデバイス構造にとって十分な深さの無欠陥層があることになり、欠陥によるデバイス歩留まり落ちの心配がない。もし１０μｍ未満であれば、デバイス構造によってはリークなどの原因により歩留まり落ちを起こす恐れがある。
【０００３】
一方、基板内部においてはＢＭＤ（Bulk micro defect）と呼ばれる微小酸素析出物が高密度に形成されることが望ましい。なぜならば、ＢＭＤがデバイス作製工程で混入した重金属汚染元素をトラップし、基板表層を清浄に保つという働き（ゲッタリング能）を持つためである。つまり、基板表層からはデバイスに有害な欠陥を排除する必要があり、一方で基板内部では高密度のＢＭＤを持つ半導体基板が望ましい。
【０００４】
基板内部では高密度のＢＭＤを確保しつつ、基板表層からデバイスに有害な結晶欠陥を排除した半導体基板としてアニールウエハがある。しかし、この方法ではアニールを行うために工程が増加し、製造コストが大きく増加する原因となる。そこで、アニールを行わずともデバイスに有害な結晶欠陥を排除でき、かつ基板に高密度のＢＭＤを持たせることのできる新たな方法が必要である。
【０００５】
まず、基板表層からデバイスに有害な結晶欠陥を排除する方法としては結晶の育成条件を工夫する方法が知られている。その方法について以下に説明する。
【０００６】
現在のデバイス製造の上で特に問題となっている結晶成長欠陥は、ボイド及び転位ループである。ボイドは、結晶成長界面からシリコン単結晶に過飽和に取りこまれた空孔が凝集して、結晶中に空洞を形成したものであり、転位ループは、同様に結晶成長界面からシリコン単結晶に取りこまれた自己格子間原子がクラスターを形成したものである。
【０００７】
Ｖｏｒｏｎｋｏｖの理論（非特許文献１）に従えば、結晶引上中に空孔あるいは自己格子間原子のどちらが過飽和になるかは、結晶の引上げ速度Ｖ（ｍｍ／ｍｉｎ）及びシリコンの融点から１３００℃までの温度範囲における引上げ軸方向の結晶内温度勾配の平均値Ｇ（℃／ｍｍ）の比、Ｖ／Ｇの値により決まるとされている。
【０００８】
Ｖ／Ｇの値が比較的大きければ、空孔が過飽和になり、ボイドが発生する。逆に、Ｖ／Ｇが比較的小さいと、自己格子間原子が過飽和になり、転位ループが発生する。ボイドが発生する結晶育成条件もしくはその条件で育成された結晶部位は、「ボイド領域」と呼ばれ、転位ループが発生する結晶育成条件もしくはその条件で育成された結晶部位は、「自己格子間型欠陥領域」と呼ばれる。以下、自己格子間型欠陥領域を「転位ループ領域」ともいう。また、ボイド領域よりもわずかにＶ／Ｇが小さな育成条件で引き上げた結晶は、酸化誘起積層欠陥（ＯＳＦ：Oxidation induced Stacking Fault）の核となるような酸素析出物が結晶育成中に発生し、この結晶から作製した基板は高温酸化熱処理後にＯＳＦが発生するため、この結晶部位は「ＯＳＦ領域」と呼ばれる。ＯＳＦは、ＯＳＦ核となる大きな酸素析出物の周りに、酸化熱処理で生じた自己格子間原子が集まって形成されると考えられている。
【０００９】
さらに、このＯＳＦ領域よりもＶ／Ｇが小さくかつ自己格子間型欠陥領域よりもＶ／Ｇが大きい条件で引き上げた結晶には、結晶欠陥がほとんど見られず、このような結晶部位はＮ（Ｎ：Neutral）領域と呼ばれている。ＯＳＦ領域とＮ領域ではボイドや転位ループはない。ただし、ＯＳＦ領域の結晶には結晶育成後には欠陥がないように見えてもデバイス熱処理中にＯＳＦが発生し、このＯＳＦによりデバイス構造が破壊されてデバイスの歩留まり落ちの原因となるために通常は半導体基板として適さない。ここでいうデバイス熱処理とはデバイスの作製のために行われる熱処理のことをさす。
【００１０】
これらの知見によれば、Ｎ領域で結晶を育成すれば、デバイスに有害な結晶欠陥を排除した結晶が得られることになる。このような発明として特許文献１が開示されている。しかし、Ｎ領域結晶はボイド領域やＯＳＦ領域の結晶に比べて酸素が析出しにくく、ＢＭＤ密度が低いためにゲッタリング能が低いという欠点がある。
【００１１】
ＢＭＤ密度を高めるためには結晶中に高密度の微小酸素析出物もしくは析出核が形成される必要がある。そこで、酸素析出の起こりにくいＮ領域でなく、酸素析出の起こりやすいＯＳＦ領域を半導体基板に利用する方法がある。
【００１２】
通常のＣＺ引き上げ方法を用いてＣＺ結晶を引き上げた場合、引き上げ速度Ｖが速いと単結晶の半径方向全体にわたって上記Ｖ／Ｇがボイド領域となり、逆に引き上げ速度Ｖが十分に遅いと単結晶の半径方向全体にわたって上記Ｖ／Ｇが自己格子間型欠陥領域（転位ループ領域）となる。そして、その中間の引き上げ速度Ｖを採用した場合には、単結晶中に単結晶と同心円のリング状にＯＳＦ領域が形成され、リング状のＯＳＦ領域より内側はボイド領域となり、ＯＳＦ領域より外側は主に転位ループ領域となる。リング状のＯＳＦ領域が形成される引き上げ条件において、引き上げ速度Ｖが速くなるほど、ＯＳＦ領域の半径が大きくなる。
【００１３】
ボイド領域においては、ＭＯＳ型デバイスのゲート酸化膜耐圧を劣化させる点欠陥に関係するグロウンイン欠陥が存在することが知られており、このグロウンイン欠陥はＣＯＰと呼ばれる。また、転位ループ領域に発生する転位ループは、デバイスのリーク電流特性を悪化させることが知られている。
【００１４】
一方、ＯＳＦ領域については、微細なサイズもしくはごく低密度の酸素析出物以外にはグロウンイン欠陥が存在しない領域であるといわれている（例えば特許文献２）。しかし、通常のＣＺ引き上げ方法を採用した場合、ＯＳＦ領域はリング状にしか出現せず、ウェーハの全面をＯＳＦ領域にすることはできない。
【００１５】
一般に、窒素添加結晶では窒素の添加量が増えるにしたがって、ボイド領域とＯＳＦ領域との境界のＶ／Ｇ値は増加し、またＯＳＦ領域とＮ領域との境界のＶ／Ｇ値は減少することが知られている（非特許文献２）。その結果、窒素濃度の増加に伴い、ＯＳＦ領域は広いＶ／Ｇの領域に拡張する。
【００１６】
特許文献２には、ＯＳＦ領域を半導体基板に用いる方法として、結晶中に窒素を添加することによってＯＳＦ領域を拡張し、基板全面をＯＳＦ領域にすることにより、As-grown（成長まま）の状態では欠陥が検出されないようにする方法が開示されている。ＯＳＦ領域は極僅かな密度の酸素析出物が存在するが、それ以外のグロウンイン欠陥が殆ど存在しない領域であるから、ウェーハ全面をＯＳＦ領域とすれば、パーティクルモニターウェーハとして用いるのに最適なウェーハを得ることができるとしている。また、ＯＳＦ領域に存在する低密度の酸素析出物は、酸素濃度を低減させることによってＯＳＦの誘起が抑制されるので、酸素濃度が低い状態で結晶育成を行うか、またはウェーハに酸素の外方拡散処理を施して酸素濃度を低減すれば、電気特性の改善が図れ、デバイス特性に優れたシリコンウェーハを得ることができるとしている。
【００１７】
【特許文献１】特開平８−３３０３１６号公報
【特許文献２】特開２０００−３３０３１６号公報
【非特許文献１】V.V. Voronkov; Journal of Crystal Growth, 59 (1982) 625-643
【非特許文献２】１９９９年春季、第４６回応用物理学関係連合講演会、講演予稿集Ｎｏ．１、Ｐ．４７１、２９ａ−ＺＢ−９
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１８】
特許文献２に記載の方法ではAs-grownの状態では欠陥が検出されないだけで結晶中には大きなサイズの酸素析出物が形成されており、酸化熱処理後にＯＳＦが発生し、また電気特性も悪いといった問題がある。したがって、この方法による半導体基板はパーティクルモニターには使用できても、デバイスを作製するための半導体基板として適さない。結晶中の酸素濃度を低濃度にすることによりＯＳＦを低減し、電気特性の改善を図ることもできるが、低酸素濃度にするだけでは結晶品質の改善は不十分であり、以下のような問題がある。
【００１９】
まず、特許文献２では酸素濃度を低下させることによりＯＳＦを低減しているが、酸素濃度の低減だけでは完全にＯＳＦを抑制できない。特許文献２の酸素濃度の記述には濃度の測定方式が述べられていないために実際の濃度がわからないが、酸素濃度の測定方法として一般的に用いられる赤外吸収測定を使用し、ＡＳＴＭやＪＥＩＤＡなどのいずれの換算方法を用いた場合においても、記載されている酸素濃度で完全にＯＳＦを抑制することはできないことがわかった。そのために低密度ながらＯＳＦが発生し、結晶品質の改善が不十分である。
【００２０】
また、ＯＳＦ領域に存在する酸素析出物はＯＳＦ核となるほど大きなサイズの酸素析出物だけでなく、ＯＳＦ核となるよりは小さいが析出物自身が電気特性を悪化させる程度には大きなサイズの酸素析出物もある。したがって、ＯＳＦを抑制するだけでは不十分で、このような大きな酸素析出物も抑制する必要がある。しかし、特許文献２に記載の方法ではこの大きなサイズの酸素析出物については全く対策が行われていない。この結果、酸化膜耐圧のＴＺＤＢ高Ｃモード合格率は悪く、品質は不十分である。
【００２１】
さらに、この特許文献２にはゲッタリング能を左右するＢＭＤ密度や、デバイス歩留まりを悪化させないために必要となる基板表面の無欠陥層の深さについては何ら言及されていない。
【００２２】
本発明は、結晶をＯＳＦ領域となる育成条件で育成したうえで、結晶中のグロウンイン欠陥を低減するのみならず、ＯＳＦ領域に残存していたＯＳＦ成長の核となる酸素析出物をも低下させ、電気特性に優れ、かつ高いゲッタリング能を持つシリコン半導体基板とその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００２３】
上述のとおり、結晶に窒素を添加してウェーハの全面をＯＳＦ領域とし、さらに結晶を低酸素化しても、それだけでは結晶を無欠陥化することはできない。それに対し、これらに加えて、さらに単結晶育成時における１０５０℃〜１０００℃の温度領域を緩冷却すると、ウェーハ中の結晶欠陥を大幅に低減できることがわかった。さらに加えて、１０００℃〜８００℃の温度領域を急冷却するとより一層結晶欠陥を低減できることがわかった。この結果として、酸素析出物のサイズを制御し、ＯＳＦ核となるほど大きな酸素析出物の発生を完全に抑制するだけでなく、電気特性を悪化させるような比較的大きな酸素析出物の発生をも抑制する一方で、高密度のＢＭＤを形成するための微小な酸素析出物を結晶中に作りこむことに成功した。この方法により育成した結晶をシリコン半導体基板として用いることで、電気特性に優れ、かつ高いゲッタリング能を持つ半導体基板を作製することに成功し、本発明を完成させた。
【００２４】
本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
【００２５】
本発明は、チョクラルスキー法または磁場印加チョクラルスキー法により育成したシリコン単結晶から作製されたシリコン半導体基板であって、該基板中に１×１０13atoms/cm3以上１×１０16atoms/cm3以下の窒素と４×１０17atoms/cm3以上７×１０17atoms/cm3以下の酸素を含有し、基板全面において、単段の酸化熱処理後にはＯＳＦが発生しないが、初段として９００℃で８時間以上の酸化熱処理を行った後に２段目の酸化熱処理を行う２段酸化熱処理後ではＯＳＦが発生し、基板表面でボイド及び転位ループが見られず、酸化膜耐圧がＴＺＤＢ高Ｃモード合格率≧９０％であることを特徴とするシリコン半導体基板である。
【００２６】
さらに析出熱処理もしくはデバイス熱処理後のＢＭＤ密度が５×１０8／ｃｍ3以上であり、無欠陥層深さは１０μｍ以上であることを特徴とする上記シリコン半導体基板である。
【００２７】
また、チョクラルスキー法または磁場印加チョクラルスキー法により育成したシリコン単結晶から作製するシリコン半導体基板の製造方法であって、該単結晶が１×１０13atoms/cm3以上１×１０16atoms/cm3以下の窒素と４×１０17atoms/cm3以上７×１０17atoms/cm3以下の酸素を含有し、該単結晶育成時において、ボイド領域が結晶径の中心で消滅する結晶引上げ速度をＶ１、初段として９００℃で８時間以上の酸化熱処理を行った後に２段目の酸化熱処理を行う２段酸化熱処理を行ってもＯＳＦが発生しない欠陥領域が結晶の外周部に入る引上げ速度をＶ２とした場合に、Ｖ１≧Ｖ≧Ｖ２を満足する単結晶の引上げ速度Ｖで結晶を育成し、かつ該単結晶育成時における１０５０℃〜１０００℃の温度域の平均冷却速度を２．０℃／ｍｉｎ以下とすることを特徴とするシリコン半導体基板の製造方法である。
【００２８】
さらに上記単結晶育成時における１０００℃〜８００℃の温度域の通過時間を３５０分以内とすることを特徴とする上記シリコン半導体基板の製造方法である。
【発明の効果】
【００２９】
本発明では、チョクラルスキー法または磁場印加チョクラルスキー法による窒素添加を行ったシリコン単結晶の育成において、結晶をＯＳＦ領域となる育成条件で育成したうえで酸素濃度を低下させ、さらに結晶の冷却条件の制御を行うことにより、電気特性に優れ、かつ高いゲッタリング能を持つシリコン半導体基板とその製造方法を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３０】
本発明の具体的な説明を行う前に、まず本発明の結晶品質評価方法について説明する。
【００３１】
本発明における結晶の酸素濃度はフーリエ変換赤外分光法で測定し、酸素濃度の換算にはＪＥＩＤＡの変換係数を用いている。結晶中の窒素濃度は、２次イオン質量分析装置（ＳＩＭＳ）を用いて測定し、窒素をイオン注入したリファレンスを基に、測定値を窒素濃度に換算して求めることができる。
【００３２】
本発明における半導体基板のＯＳＦの評価では、単段熱処理と２段熱処理という２通りの条件で評価を行う。
【００３３】
単段の熱処理によるＯＳＦ評価として本発明では具体的には１１００℃で６０分の水蒸気酸化を行う。またＯＳＦ顕出のためのエッチングとして以下の条件でライトエッチを行う。ライトエッチ液は、ＨＦ（４９質量％）６０ｍｌ＋ＨＮＯ3（６３質量％）３００ｍｌ＋ＣｒＯ3（５ｍｏｌ／ｌ）３０ｍｌ＋ＣＨ3ＣＯＯＨ：６０ｍｌ＋Ｃｕ（ＮＯ3）2：２ｇ＋Ｈ2Ｏ：６０ｍｌの組成のものを用い、エッチング時間は９０秒とする。その後、基板表面を微分干渉顕微鏡で観察し、ＯＳＦの密度を測定する。そして、結晶起因以外の外乱要因で発生してしまうＯＳＦの影響を除くため、ＯＳＦの面密度１０個／ｃｍ2以上を、ＯＳＦが存在すると判定する。従って、単段酸化熱処理後にＯＳＦが発生しないとは、熱処理後の基板表面ＯＳＦ面密度が１０個／ｃｍ2未満であることを意味する。
【００３４】
２段熱処理によるＯＳＦ評価として本発明では具体的には、１段目の熱処理として９００℃で８時間以上の酸化熱処理を行い、その後２段目熱処理として１１００℃で８時間の水蒸気酸化を行う。１段目の熱処理として好ましくは９００℃で８時間の酸化熱処理とする。この熱処理は、１段目の９００℃熱処理でＯＳＦ核となる酸素析出物を高温でも安定なサイズにまで成長させ、２段目の熱処理でＯＳＦを形成させる処理である。この熱処理は、通常の単段酸化ではＯＳＦを形成しないような高温で不安定なＯＳＦ核でもＯＳＦを形成させることが可能である。この２段熱処理後に、ライトエッチによって１０分のエッチングを行って基板表面を微分干渉顕微鏡で観察し、ＯＳＦの密度を測定する。結晶起因以外の外乱要因で発生してしまうＯＳＦの影響を除くため、ＯＳＦの面密度１００個／ｃｍ2以上を、ＯＳＦが存在すると判定する。従って、２段酸化熱処理後にはＯＳＦが発生し、とは、熱処理後の基板表面ＯＳＦ面密度が１００個／ｃｍ2以上であることを意味する。
【００３５】
本発明において、ＢＭＤ密度と無欠陥層深さは、析出熱処理もしくはデバイス熱処理後において評価を行う。析出熱処理もしくはデバイス熱処理としては、通常用いられる熱処理条件を用いることができる。以下具体的に半導体基板のＢＭＤ密度と無欠陥層深さの測定を行うにあたっては、まず熱処理として、窒素雰囲気下で８００℃で４時間、１０００℃で１６時間の２段析出熱処理を行った後、ウエハをへき開し、三井金属製ＢＭＤアナライザー（ＭＯ−４）にて測定を行った。測定は、基板中心、中心から半径の１／２の距離の位置、外周部から１０ｍｍの３点で行い、ＢＭＤ密度、無欠陥層深さともに３点の中の最小値を記載した。
【００３６】
基板表面でのボイド及び転位ループの確認には、ＦＰＤ（Flow Pattern Defect）を用いた。ＦＰＤとは、シリコン半導体基板にＳｅｃｃｏエッチングを施し、基板表面を微分干渉顕微鏡にて観察したときに見られるＵ字型のさざ波模様のことをさす。Ｕ字型の起点となる頂点には、ボイド起因であれば直径数μｍの大きさの円形のピットが、転位ループ起因であれば直径数〜数十μｍの大きさの縁がぎざぎざなピットが見られ、ＦＰＤがボイド起因か、あるいは転位ループ起因であるかを区別できる。本発明に記載のＦＰＤを評価する際には、Ｓｅｃｃｏエッチング液として体積比でＨＦ（４９質量％）：Ｋ2Ｃｒ2Ｏ7（１／６ｍｏｌ／ｌ）＝２：１の混合比のものを用い、室温にて１０分のエッチングを行った。微分干渉顕微鏡による表面観察では、ＦＰＤとしてＵ字型のさざ波模様の起点となる頂点の個数を数え、パーティクルなどの外的要因を除くためにＦＰＤの面密度２個／ｃｍ2以上を、ボイドあるいは転位ループが存在すると判定した。
【００３７】
ボイドと転位ループを以上のように定義しているので、本発明においてボイド領域とは、上記ＦＰＤ評価においてボイド起因のピットが面密度２個／ｃｍ2以上検出される領域をいい、自己格子間型欠陥領域を（転位ループ領域）とは、上記ＦＰＤ評価において転位ループ起因のピットが面密度２個／ｃｍ2以上検出される領域をいう。
【００３８】
酸化膜耐圧評価では、ＴＺＤＢ（Time Zero Dielectric Breakdown）特性を調べた。ＴＺＤＢにおける高Ｃモード合格率の測定条件は、酸化膜厚２５ｎｍ、電極面積２０ｍｍ2、判定電流１００ｍＡ／ｃｍ2である。１１ＭＶ／ｃｍ以上で絶縁破壊するセルの割合を高Ｃモード合格率と定義する。
【００３９】
以下に、本発明について具体的に説明する。
【００４０】
非特許文献２、特許文献２に記載のように、一般に、窒素添加結晶では窒素の添加量が増えるにしたがって、ボイド領域とＯＳＦ領域との境界のＶ／Ｇ値は増加し、またＯＳＦ領域とＮ領域との境界のＶ／Ｇ値は減少することが知られている。その結果、窒素濃度の増加に伴い、ＯＳＦ領域は広いＶ／Ｇの領域に拡張する。
【００４１】
このＯＳＦ領域にはボイド及び転位ループが見られないが、ＯＳＦ領域では酸素が析出しやすい。従って、このＯＳＦ領域には、熱処理前の結晶育成したままの状態、すなわちAs-grownの状態で酸素析出物が存在していると考えられているが、直接の観察はされていない。本発明者らは、結晶評価の結果からこれらの酸素析出物がそのサイズから大きく３つのカテゴリーに分類できるというモデルを想定し、このモデルをもとに酸素析出物の発生、成長を制御する方法を発明した。
【００４２】
本発明者らは、As-grownでＯＳＦ領域に存在する酸素析出物をそのサイズから大きく３つのカテゴリーに分類できると考えた。１つ目のカテゴリーは３つのカテゴリーの中でも最もサイズの大きな酸素析出物の属するカテゴリーであり、このカテゴリーに属するような大きな酸素析出物はＯＳＦの核となり、デバイス熱処理により基板にＯＳＦを発生させてデバイスの歩留まりを悪化させる。２つ目のカテゴリーは、ＯＳＦ核となる酸素析出物よりはサイズが小さいが、それでも比較的大きいために析出物自身が電気特性を悪化させてしまうようなサイズの析出物のカテゴリーであり、このカテゴリーに属するような酸素析出物もデバイスの歩留まりを悪化させる。そして３つ目がごく微小な酸素析出物のカテゴリーである。このような微小な酸素析出物であれば、基板表層ではデバイス熱処理により消滅して電気特性やデバイスの歩留まりに悪影響を及ぼさないが、基板内部では熱処理により成長し、高密度のＢＭＤを形成させることができる。ＯＳＦ領域を半導体基板として利用するためには、１つ目，２つ目のカテゴリーに属するような、デバイスの歩留まりを悪化させる大きなサイズの酸素析出物の形成を抑制し、一方で３つ目のカテゴリーに属するようなＢＭＤを形成する微小な酸素析出物は結晶中に残すといった結晶の作りこみが必要である。
【００４３】
以上のように大きく分けて３通りのカテゴリーに分類できるサイズの酸素析出物が形成される。これらは大きい順に[1]ＯＳＦの核となるサイズ、[2]ＯＳＦの核とはならないが電気特性を悪化させてしまうようなサイズ、[3]基板表層ではデバイス熱処理により消滅する一方で、基板内部には高密度のＢＭＤを形成させることの出来るサイズ、の３通りに分類できる。
【００４４】
ＯＳＦ領域を半導体基板として利用するためには、上記[1]，[2]のようにデバイスの歩留まりを悪化させるような大きなサイズの酸素析出物の形成を抑制し、一方で[3]のように高密度のＢＭＤを形成してゲッタリングに寄与する微小な酸素析出物は結晶中に残すような作りこみが必要である。
【００４５】
そこで、本発明者らは、従来の方法のように窒素濃度や酸素濃度を制御するだけではなく、新たに結晶育成中に１０５０℃〜１０００℃の温度域を徐冷し、さらには１０００℃〜８００℃の温度域を急冷するという結晶冷却条件の制御を行うことにより、従来は完全に抑制することが困難であった上記[1]や[2]のサイズの酸素析出物を完全に抑制し、かつ[3]のサイズの酸素析出物を結晶中に残す方法を見出して、本発明を完成させたものである。
【００４６】
本発明において、窒素濃度は１×１０13atoms/cm3以上１×１０16atoms/cm3以下とする必要がある。窒素添加によりボイドや転位ループの発生を抑制し、ＯＳＦ領域となるＶ／Ｇの範囲を拡張することが出来るが、窒素濃度１×１０13atoms/cm3未満では窒素の添加効果が弱く、ボイドや転位ループの抑制が不十分であるとともにＯＳＦ領域の拡張効果が小さいため、基板全面をＯＳＦ領域にすることが困難である。一方で、窒素濃度が１×１０16atoms/cm3を超えると、窒素添加による酸素析出の促進効果が大きすぎて析出物が大きく成長してしまい、電気特性を悪化させる。窒素濃度を１×１０14atoms/cm3以上とするとＯＳＦ領域拡大効果が顕著となり、操業上さらに容易に基板全面をＯＳＦ領域とすることができるのでより好ましい。
【００４７】
本発明において、酸素濃度は４×１０17atoms/cm3以上７×１０17atoms/cm3以下とする必要がある。酸素濃度を低酸素とすることで、上記[1]や[2]のような大きな酸素析出物の成長を抑制することが出来るが、酸素濃度が４×１０17atoms/cm3未満では基板の機械的強度が低下するため実用上問題がある。一方で、酸素濃度が７×１０17atoms/cm3を超えると、[1]や[2]のような大きな酸素析出物が発生してデバイスの歩留まり悪化の原因となる。酸素濃度は６×１０17atoms/cm3以下とするとより好ましい。
【００４８】
本発明によれば、基板全面をＯＳＦ領域としているが、大きな酸素析出物の成長を抑制しているので、前記ＯＳＦ評価のための単段熱処理後にはＯＳＦが発生しない。一方、前記ＯＳＦ評価のための２段熱処理、即ち初段として９００℃で８時間以上の酸化熱処理を行った後に２段目の酸化熱処理を行う２段酸化熱処理後ではＯＳＦが発生するシリコン半導体基板を提供できる。本発明においては、結晶の窒素濃度の調整及び引き上げ速度の調整によって基板の全面をＯＳＦ領域とすることができ、さらに結晶を低酸素化するとともに、単結晶育成時における所定の温度領域の冷却速度を調整することにより、大きな酸素析出物の成長を抑制することができる。
【００４９】
単段の酸化熱処理後にＯＳＦが発生しないシリコン半導体基板には、高温で熱的に安定なＯＳＦ核、つまり上記[1]のような大きな酸素析出物が存在しない。
【００５０】
ＯＳＦ評価のための前記単段熱処理ではＯＳＦが発生しないが、前記２段熱処理後でＯＳＦが発生するような半導体基板中には、微小な酸素析出物が存在しているが、このような微小な酸素析出物は高温では不安定である。そのため、単段の高温酸化熱処理では基板表層の析出物が消失してＯＳＦを形成せず、９００℃の長時間熱処理により析出物を高温で安定な大きさまで成長させた後に酸化熱処理をおこなうことで初めてＯＳＦを形成している。つまり、このような半導体基板には、[1]のように通常のデバイス熱処理でＯＳＦが発生するような、高温で熱的に安定となるほど大きな酸素析出物が存在しないが、[3]のように微細な酸素析出物は存在しており、熱処理により基板内部に高密度なＢＭＤを形成することが可能である。よって、このような半導体基板であればデバイス熱処理でＯＳＦを発生させることがなく、かつ基板内部では高密度のＢＭＤを形成することができる。
【００５１】
本発明の半導体基板であれば基板全面がＯＳＦ領域でかつ、単段の酸化熱処理後にはＯＳＦが発生しないが、初段として９００℃で８時間以上の酸化熱処理を行った後に２段目の酸化熱処理を行う２段酸化熱処理後ではＯＳＦが発生するので、ＯＳＦ核となるような大きな酸素析出物の発生を十分抑制した基板となっており、かつ基板内部ではゲッタリングサイトとなる酸素析出物を高密度に発生させることが出来る。単段の酸化熱処理後にＯＳＦが発生する基板であれば、デバイス作製中にも基板表層にＯＳＦが発生してデバイスの歩留まり悪化の原因となる。一方で、９００℃で８時間以上の酸化熱処理を行った後に２段目の酸化熱処理を行う２段酸化熱処理後でもＯＳＦが発生しない基板は、Ｎ領域、もしくは自己格子間型欠陥領域の結晶からなる基板であり、基板内部にゲッタリングサイトとなる酸素析出物を高密度に発生させることができず、ゲッタリング能が不十分という欠点を持つ。
【００５２】
本発明の半導体基板は、基板全面がＯＳＦ領域であることから、ボイド領域も転位ループ領域も基板上に含んでいないので、半導体基板表面でボイド及び転位ループが見られない。また、酸化膜耐圧がＴＺＤＢ高Ｃモード合格率≧９０％である。そのため、デバイス歩留まりを悪化させない。基板表層でボイド及び転位ループが存在すれば、デバイス構造を破壊してデバイスの歩留まりを悪化させるので、これらを基板表層から排除する必要がある。さらに、[2]のような大きな酸素析出物もデバイスの歩留まりを悪化させるが、酸化膜耐圧のＴＺＤＢ高Ｃモード合格率が９０％以上であることを確かめることで、[2]のような酸素析出物をも基板表層から排除していることを確認することができる。酸化膜耐圧のＴＺＤＢ高Ｃモード合格率を９５％以上とするとより好ましい。ここで、基板表面でボイド及び転位ループが見られずとは、前記ＦＰＤ評価においてボイド起因のピットも転位ループ起因のピットも面密度２個／ｃｍ2未満であることを意味する。
【００５３】
基板表層の無欠陥性と基板内部での高ゲッタリング能を両立させるためには、析出熱処理もしくはデバイス熱処理後のＢＭＤ密度が５×１０8／ｃｍ3以上であり、基板表面の無欠陥層深さは１０μｍ以上である必要がある。なお、デバイス処理とはデバイスを作製するために行われる熱処理のことであり、析出熱処理とはデバイス熱処理と同等に酸素を析出させるように条件を設定した熱処理のことをさす。析出熱処理もしくはデバイス熱処理後のＢＭＤ密度が５×１０8／ｃｍ3未満であれば、十分なゲッタリング能を得ることが出来ないためにデバイスの歩留まり悪化をおこす恐れがある。無欠陥層深さが１０μｍ未満であれば、無欠陥層の深さが十分でないためにリークなどのデバイス不良の原因となり、デバイスの歩留まりを悪化させる恐れがある。析出熱処理もしくはデバイス熱処理後のＢＭＤ密度が１×１０9／ｃｍ3以上であるとより好ましい。本発明においては、単結晶育成時における所定の温度領域の冷却速度を調整することにより、大きな酸素析出物の成長を抑制しつつ、小さな酸素析出物を成長させることができる。その結果、析出熱処理もしくはデバイス熱処理後において、基板表面直下では小さな酸素析出物は消滅して深さ１０μｍ以上の無欠陥層を形成することができ、ウェーハ内部においては小さな酸素析出物が成長してＢＭＤ密度が５×１０8／ｃｍ3以上となる。
【００５４】
上記のような高品質シリコン半導体基板は、以下のような方法で育成したシリコン単結晶から半導体基板を作製することにより得ることができる。
【００５５】
まず、該単結晶は１×１０13atoms/cm3以上１×１０16atoms/cm3以下の窒素と４×１０17atoms/cm3以上７×１０17atoms/cm3以下の酸素を含有する必要があるが、酸素濃度、窒素濃度の制御には、従来用いられるような方法を用いればよい。
【００５６】
さらに、該単結晶の育成においては、ボイド領域が結晶径の中心で消滅する結晶引上げ速度をＶ１、初段として９００℃で８時間の酸化熱処理を行った後に２段目の酸化熱処理を行う２段酸化熱処理を行ってもＯＳＦが発生しない欠陥領域が結晶の外周部に入る引上げ速度をＶ２とした場合に、Ｖ１≧Ｖ≧Ｖ２を満足する単結晶の引上げ速度Ｖで結晶を育成する必要がある。
【００５７】
ここで、「ボイド領域が結晶径の中心で消滅する」とは、引き上げ速度を順次低下していくときに、引き上げ速度が高いときに基板の結晶径中心に存在していたボイド領域の直径が順次縮小し、所定の速度Ｖ１でボイド領域が結晶径の中心で消滅するという意味である。ボイドが結晶径の中心で消滅した後は基板の全面がＯＳＦ領域となる。また「初段として９００℃で８時間の酸化熱処理を行った後に２段目の酸化熱処理を行う２段酸化熱処理を行ってもＯＳＦが発生しない欠陥領域が結晶の外周部に入る」とは、さらに引き上げ速度を順次低下していくときに、引き上げ速度が高いときに基板の外周部まで全面がＯＳＦ領域であるため２段熱処理でＯＳＦが発生していたのに対し、所定の速度Ｖ２で２段熱処理ＯＳＦ不発生領域（Ｎ領域又は転位ループ領域）が基板の外周部に出現することを意味する。以後引き上げ速度の低下とともにＯＳＦ領域の直径が減少していく。
【００５８】
Ｖ１とＶ２の決定にあたっては、例えば結晶を育成するにあたって、予めこの窒素濃度、酸素濃度の範囲の結晶を、引上げ速度を高速（例えば１．５ｍｍ／ｍｉｎ以上）から低速（例えば０．２ｍｍ／ｉｎ以下）に徐々に変化させて育成すればよい。このように結晶を育成すると、まず引き上げ速度を高速にしている引き上げ初期において、基板の全面がボイド領域であるか、あるいは基板の中心部がボイド領域で基板の外周部がＯＳＦ領域となる。ＯＳＦ領域を拡げるために窒素を添加しているので、基板の最外周にはまだ転位ループ領域は出現しない。その後引上げ速度の低下に伴い、ボイド領域が結晶径の中心へ縮小していき、ある引上げ速度Ｖ１で消滅し基板全面がＯＳＦ領域となる。その状態では２段酸化熱処理後にＯＳＦが発生する欠陥領域が基板全面に見られている。さらに引上げ速度を低速にしていくと、ある引上げ速度Ｖ２において基板の最外周部にＮ領域又は転位ループ領域が出現し、その内側がＯＳＦ領域となる。結晶の外周部のＮ領域又は転位ループ領域では、２段熱処理によるＯＳＦが見られなくなる。さらに引上げ速度を低下させていくと、ＯＳＦの見られる領域（ＯＳＦ領域）は結晶径の中心へ縮小してやがて消滅し、結晶の全面がＮ領域もしくは自己格子間型欠陥領域となる。Ｎ領域や自己格子間型欠陥領域では酸素析出が起こりにくいために析出熱処理もしくはデバイス熱処理後の基板内部におけるＢＭＤ密度が５×１０8／ｃｍ3未満であり、十分なゲッタリング能を得ることができないため、半導体基板に適さない。このようにして、所定の窒素濃度・酸素濃度を有する結晶において、基板の全面をＯＳＦ領域とすることのできる最大引き上げ速度としてのＶ１、最小引き上げ速度としてのＶ２が求まるので、Ｖ１≧Ｖ≧Ｖ２を満足する単結晶の引上げ速度Ｖで結晶を育成することにより、基板の全面をＯＳＦ領域とすることができる。
【００５９】
なお、Ｖ１よりもＶ２が大きくなるような引上げ炉もまれに存在する。このような引上げ炉は通常の引上げ炉よりも結晶の中心軸と結晶表面付近でのＶ／Ｇの変化が大きく、基板全面をＯＳＦ領域にすることが困難であるために、このような引上げ炉は本発明の結晶育成に用いることができない。
【００６０】
Ｖ１よりも大きな引上げ速度で育成した結晶では、基板の全面がボイド領域であるか、あるいは基板の中心部がボイド領域なので結晶中にボイドが発生するため、基板表層の無欠陥性が不十分でデバイスの歩留まりが悪化する。Ｖ２よりも小さな引上げ速度では基板の外周部又は基板の全面がＮ領域、もしくは自己格子間型欠陥領域の結晶となるために析出熱処理もしくはデバイス熱処理後のＢＭＤ密度が５×１０8／ｃｍ3未満となり、十分なゲッタリング能を発揮することができない。
【００６１】
基板の全面をＯＳＦ領域としたのみでは、ＯＳＦ評価のための単段熱処理においてＯＳＦが発生し、これではデバイス熱処理によって有害なＯＳＦ欠陥が発生するので、パーティクルモニターとしては使用できても、デバイスを作成するための半導体基板として適さない。基板の酸素濃度を低下したとしても、ＯＳＦ密度は低下するもののゼロに到達することはできず、結晶の改善は不十分である。
【００６２】
本発明においてはさらに、該単結晶育成時における１０５０℃〜１０００℃の温度域の結晶成長時の平均冷却速度を２．０℃／ｍｉｎ以下とすることにより、ＯＳＦ評価のための単段熱処理においてＯＳＦが発生しない基板とすることができる。該単結晶育成時における１０５０℃〜１０００℃の温度域の結晶成長時の平均冷却速度を１．０℃／ｍｉｎ以下とするとより好ましい。
【００６３】
本発明者らは、１０５０℃〜１０００℃の温度域を徐冷することで酸素析出物の成長を抑制できることを見出した。そして、この１０５０℃〜１０００℃の温度域の冷却速度を２．０℃／ｍｉｎ以下で徐冷することで[1]や[2]のような大きな酸素析出物の発生を抑制することに成功した。通常の結晶育成では、１０５０℃〜１０００℃の温度域の冷却速度は２．０℃／ｍｉｎ以下とはならない。しかし、この温度域を２．０℃／ｍｉｎ以下で徐冷することにより、本発明者らはＯＳＦ領域である基板の表面から電気特性を悪化させるような大きな酸素析出物を排除することに成功した。同時に、酸素析出物を小さくできたために基板表層の酸素析出物をデバイス熱処理により消えやすくすることができた。これにより、熱処理後の基板表層に形成される無欠陥層の深さが従来よりも深くなり、デバイス熱処理後もしくはそれに相当する析出熱処理後の無欠陥層深さを１０μｍ以上とすることに成功した。この１０５０℃〜１０００℃の温度域の冷却速度が２．０℃／ｍｉｎを超えると酸素析出物が大きく成長してしまい、[1]や[2]のような大きな酸素析出物が発生して電気特性を悪化させる。また、析出物が大きくなることでデバイス熱処理後の無欠陥層深さが１０μｍ未満となる。したがって、１０５０℃〜１０００℃の温度域の冷却速度が２．０℃／ｍｉｎを超えるとデバイスの歩留まりが悪化する。
【００６４】
上記に加え、本発明ではさらに前記単結晶育成時における１０００℃〜８００℃の温度域の通過時間を３５０分以内とすることにより、より良好な品質を得ることができる。
【００６５】
本発明者らは、１０００℃〜８００℃の温度域で酸素析出物が成長することを見出し、１０００℃〜８００℃の温度域を３５０分以内で冷却することにより、酸素析出物の成長をさらに抑制することができることを発見した。通常、上記のように１０５０℃〜１０００℃を徐冷しようとすると、１０００℃〜８００℃の温度域も徐冷してしまい、１０００℃〜８００℃の温度域の通過にかかる時間は３５０分を超えてしまう。しかし、この１０００℃〜８００℃の温度域の通過時間を３５０分以内とすることで[1]や[2]のような大きな酸素析出物の成長を完全に抑制し、電気特性をさらに向上させて酸化膜耐圧のＴＺＤＢ高Ｃモード合格率をほぼ１００％とすることに成功した。このような半導体基板であれば、今後のデザインルールの微細化にも対応することが出来る高品質な基板となる。１０００℃〜８００℃の温度域の通過時間を３００分以内とするとより好ましい。
【００６６】
以上述べたとおり、Ｖ１≧Ｖ≧Ｖ２を満足する単結晶の引上げ速度Ｖで結晶を育成し、さらに結晶冷却条件を制御することにより、該基板中に１×１０13atoms/cm3以上１×１０16atoms/cm3以下の窒素と４×１０17atoms/cm3以上７×１０17atoms/cm3以下の酸素を含有し、基板全面において、単段の酸化熱処理後にはＯＳＦが発生しないが、初段として９００℃で８時間以上の酸化熱処理を行った後に２段目の酸化熱処理を行う２段酸化熱処理後ではＯＳＦが発生し、基板表面でボイド及び転位ループが見られず、酸化膜耐圧がＴＺＤＢ高Ｃモード合格率≧９０％であり、析出熱処理もしくはデバイス熱処理後のＢＭＤ密度が５×１０8／ｃｍ3以上であり、無欠陥層深さは１０μｍ以上であることを特徴とするシリコン半導体基板を得ることができる。
【００６７】
上記本発明のように単結晶育成時の冷却速度を制御するためには、チョクラルスキー法単結晶育成において通常に用いられる単結晶の加熱装置、冷却装置を用いることができる。例えば、図１に示すようなチョクラルスキー法単結晶引き上げ装置を用いることができる。図１において、チャンバー１１内には石英ルツボ６、黒鉛ルツボ８、ヒーター７、断熱材９が配置される。石英ルツボ６と黒鉛ルツボ８はルツボ軸１０によって支えられ、ルツボ軸１０の回転に伴って回転する。石英ルツボ６内において原料を溶解して溶融液５を形成し、引き上げ軸１を用いて単結晶２を引き上げる。本発明においては、育成中の単結晶２を取り囲むようにリング状の抵抗加熱装置４を用意し、石英ルツボ６中の液面１２から所定の高さにこの加熱装置４を配置して加熱を行うことにより、該単結晶育成時における１０５０℃〜１０００℃の温度域の平均冷却速度を２．０℃／ｍｉｎ以下とすることができる。さらに図１に示すように、この加熱装置４の上方に、育成中の単結晶２を取り囲むようにリング状の単結晶冷却装置３を配置することにより、前記単結晶育成時における１０００℃〜８００℃の温度域の通過時間を３５０分以内とすることができる。冷却装置３は、内部を冷却水が循環する金属製のドーナツ状冷却装置とすることができる。
【００６８】
なお、上記のチョクラルスキー法によるシリコン単結晶育成においては、磁場を印加してもよい。磁場の印加を行わずとも本発明のシリコン半導体基板を得ることは出来るが、磁場を印加するとより安定して結晶の引上げを行うことが可能となり、操業を容易とすることができる。
【実施例】
【００６９】
チョクラルスキー法により、以下の７通りの結晶を引き上げてシリコン半導体基板へと加工し、評価した。約４０ｋｇのシリコン原料を溶解し、直径１５５ｍｍの約３０ｋｇの結晶を育成し、ｐ型１０Ωｃｍの（１００）Ｓｉ単結晶を得た。窒素の添加は、ノンドープのシリコンウエハにＣＶＤ法により窒化膜を形成し、原料の溶解時に同時に溶かすことにより行った。結晶中の窒素濃度は、２次イオン質量分析装置（ＳＩＭＳ）を用いて測定し、窒素をイオン注入したリファレンスを基に、測定値を窒素濃度に換算した。本実施例での結晶品質評価方法については、本発明の結晶品質評価方法として述べた前述の方法を用いた。
【００７０】
〈実施例１〉
窒素を添加して結晶を育成した。窒素濃度は５×１０14atoms/cm3、酸素濃度は５．０×１０17atoms/cm3であった。この窒素濃度、酸素濃度でのＶ１は０．６８ｍｍ／ｍｉｎ、Ｖ２は０．５０ｍｍ／ｍｉｎであり、該結晶の引上げ速度は０．６０ｍｍ／ｍｉｎであった。
【００７１】
該単結晶育成時における１０５０℃〜１０００℃の温度域の結晶成長時の平均冷却速度は０．９℃／ｍｉｎで、１０００℃〜８００℃の温度域の通過時間は３７５分であった。
【００７２】
該結晶は基板全面において、単段の酸化熱処理後にはＯＳＦが発生しないが、２段酸化熱処理後ではＯＳＦが発生した。基板表面でボイド及び転位ループが見られず、ＴＺＤＢ高Ｃモード合格率は９５％であった。また、析出熱処理後のＢＭＤ密度が２．４×１０9／ｃｍ3であり、無欠陥層深さは１２μｍであった。
【００７３】
〈実施例２〉
窒素を添加して結晶を育成した。窒素濃度は６．０×１０14atoms/cm3、酸素濃度は５．２×１０17atoms/cm3であった。この窒素濃度、酸素濃度でのＶ１は０．７０ｍｍ／ｍｉｎ、Ｖ２は０．５３ｍｍ／ｍｉｎであり、該結晶の引上げ速度は０．６１ｍｍ／ｍｉｎであった。
【００７４】
該単結晶育成時における１０５０℃〜１０００℃の温度域の結晶成長時の平均冷却速度は０．９℃／ｍｉｎで、１０００℃〜８００℃の温度域の通過時間は３２０分であった。
【００７５】
該結晶は基板全面において、単段の酸化熱処理後にはＯＳＦが発生しないが、２段酸化熱処理後ではＯＳＦが発生した。基板表面でボイド及び転位ループが見られず、ＴＺＤＢ高Ｃモード合格率は１００％であった。また、析出熱処理後のＢＭＤ密度が３．０×１０9／ｃｍ3であり、無欠陥層深さは１５μｍであった。
【００７６】
〈比較例１〉
窒素を添加して結晶を育成した。窒素濃度は３×１０12atoms/cm3、酸素濃度は４．５×１０17atoms/cm3であった。窒素濃度が本発明の下限を外れているため、Ｖ１は０．４５ｍｍ／ｍｉｎ、Ｖ２は０．７５ｍｍ／ｍｉｎとなり、即ちＶ１≧Ｖ≧Ｖ２を満足する単結晶の引上げ速度Ｖが存在しなかった。該結晶の引上げ速度は０．６３ｍｍ／ｍｉｎであった。
【００７７】
該単結晶育成時における１０５０℃〜１０００℃の温度域の結晶成長時の平均冷却速度は０．８℃／ｍｉｎで、１０００℃〜８００℃の温度域の通過時間は３２５分であった。
【００７８】
該結晶は基板全面において１１００℃×１ｈｒの酸化熱処理後にＯＳＦが発生しないが、２段酸化熱処理後では基板内のリング状の領域でＯＳＦが発生した。Ｖ≧Ｖ１であるため、基板の中心付近でボイドがＦＰＤの面密度１０個／ｃｍ2で見られた。またＶ≦Ｖ２であるため、基板の外周部付近で転位ループがＦＰＤの面密度６個／ｃｍ2で見られた。ＴＺＤＢ高Ｃモード合格率は５６％であった。また、析出熱処理後のＢＭＤ密度は基板の中心付近で５．４×１０9／ｃｍ3だが外周部付近で８．４×１０7／ｃｍ3と基板の外周部においてＢＭＤが少なく、無欠陥層深さは１２μｍであった。
【００７９】
〈比較例２〉
窒素を添加して結晶を育成した。窒素濃度は５×１０14atoms/cm3、酸素濃度は７．２×１０17atoms/cm3であった。この窒素濃度、酸素濃度でのＶ１は０．６８ｍｍ／ｍｉｎ、Ｖ２は０．５０ｍｍ／ｍｉｎであり、該結晶の引上げ速度は０．６０ｍｍ／ｍｉｎであった。
【００８０】
該単結晶育成時における１０５０℃〜１０００℃の温度域の結晶成長時の平均冷却速度は０．９℃／ｍｉｎで、１０００℃〜８００℃の温度域の通過時間は３１５分であった。
【００８１】
単結晶の酸素濃度が本発明の上限を外れているため、該結晶は基板全面において１１００℃×１ｈｒの酸化熱処理後にＯＳＦが発生し、２段酸化熱処理後でもＯＳＦが発生した。基板表面でボイド及び転位ループは見られないが、ＴＺＤＢ高Ｃモード合格率は０％であった。また、析出熱処理後のＢＭＤ密度が１．５×１０9／ｃｍ3であり、結晶が高酸素であるため無欠陥層深さは７μｍ以下であった。
【００８２】
〈比較例３〉
窒素を添加して結晶を育成した。窒素濃度は５×１０14atoms/cm3、酸素濃度は５．０×１０17atoms/cm3であった。この窒素濃度、酸素濃度でのＶ１は０．６８ｍｍ／ｍｉｎ、Ｖ２は０．５０ｍｍ／ｍｉｎであり、該結晶の引上げ速度は０．７０ｍｍ／ｍｉｎであった。
【００８３】
該単結晶育成時における１０５０℃〜１０００℃の温度域の結晶成長時の平均冷却速度は０．９℃／ｍｉｎで、１０００℃〜８００℃の温度域の通過時間は３１０分であった。
【００８４】
該結晶は基板全面において、単段の酸化熱処理後にはＯＳＦが発生しないが、２段酸化熱処理後ではＯＳＦが発生した。Ｖ≧Ｖ１であるため、該基板にはボイドがＦＰＤの面密度１２個／ｃｍ2で見られ、ＴＺＤＢ高Ｃモード合格率は２７％であった。また、析出熱処理後のＢＭＤ密度が２．８×１０8／ｃｍ3であり、無欠陥層深さは７μｍ以下であった。
【００８５】
〈比較例４〉
窒素を添加して結晶を育成した。窒素濃度は５×１０14atoms/cm3、酸素濃度は５．０×１０17atoms/cm3であった。この窒素濃度、酸素濃度でのＶ１は０．６８ｍｍ／ｍｉｎ、Ｖ２は０．５０ｍｍ／ｍｉｎであり、該結晶の引上げ速度は０．４５ｍｍ／ｍｉｎであった。
【００８６】
該単結晶育成時における１０５０℃〜１０００℃の温度域の結晶成長時の平均冷却速度は０．６℃／ｍｉｎで、１０００℃〜８００℃の温度域の通過時間は３００分であった。
【００８７】
該結晶は基板全面において１１００℃×１ｈｒの酸化熱処理後にはＯＳＦが発生せず、２段酸化熱処理後にもＯＳＦは発生しなかった。Ｖ≦Ｖ２であるため、該基板には転位ループがＦＰＤの面密度７個／ｃｍ2で見られ、ＴＺＤＢ高Ｃモード合格率は７５％であった。また、析出熱処理後のＢＭＤ密度が３．２×１０8／ｃｍ3であり、無欠陥層深さは１１μｍであった。
【００８８】
〈比較例５〉
窒素を添加して結晶を育成した。窒素濃度は６×１０14atoms/cm3、酸素濃度は５．５×１０17atoms/cm3であった。この窒素濃度、酸素濃度でのＶ１は０．６９ｍｍ／ｍｉｎ、Ｖ２は０．５２ｍｍ／ｍｉｎであり、該結晶の引上げ速度は０．６１ｍｍ／ｍｉｎであった。
【００８９】
該単結晶育成時における１０５０℃〜１０００℃の温度域の結晶成長時の平均冷却速度は２．３℃／ｍｉｎで、１０００℃〜８００℃の温度域の通過時間は３０５分であった。
【００９０】
１０５０℃〜１０００℃における冷却速度が急冷却過ぎたため、該結晶は基板全面において１１００℃×１ｈｒの酸化熱処理後にＯＳＦが発生し、２段酸化熱処理後にもＯＳＦが発生した。基板表面でボイド及び転位ループは見られないが、ＴＺＤＢ高Ｃモード合格率は７０％であった。また、析出熱処理後のＢＭＤ密度は７．０×１０8／ｃｍ3であり、無欠陥層深さは８μｍであった。
【００９１】
以上より、すべての評価項目で良好な結晶品質を示すのは、本発明の範囲内にある水準のものだけであった。
【図面の簡単な説明】
【００９２】
【図１】本発明を適用してチョクラルスキー法によりシリコン単結晶を育成する状況を示す断面図である。
【符号の説明】
【００９３】
１  引き上げ軸
２  単結晶
３  冷却装置
４  加熱装置
５  溶融液
６  石英ルツボ
７  ヒーター
８  黒鉛ルツボ
９  断熱材
１０  ルツボ軸
１１  チャンバー
【図１】
2006005088.tif 000003