(57)【要約】      （修正有）【課題】良好な固有ゲッタアビリティ（intrinsic getterability）を有する単結晶シリコンウェハの提供。【解決手段】シリコンウェハの全体積において結晶格子空孔が優勢な点欠陥タイプであり、このシリコンウェハは、その軸に関して回転対称でありかつシリコンウェハの半径の少なくとも８０％の幅を有する領域を有しており、この領域は、少なくとも３０ｎｍの大きさを有しかつ密度が最大6・103 cm-3である、結晶格子空孔の凝集体と、１０ｎｍ〜３０ｎｍの大きさを有しかつ密度が1・105 cm-3〜3・107 cm-3である、結晶格子空孔の凝集体とを含んでおり、上記のシリコンウェハには0〜10 cm-2の密度のＯＳＦシードが含まれており、またこのＯＳＦシードの内部における平均ＢＭＤ密度は、 5・108 cm-3 to 5・109 cm-3である。【選択図】図１
2008133171.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
シリコンウェハにおいて、
該シリコンウェハの全体積にて結晶格子空孔が優勢な点欠陥タイプであり、
該シリコンウェハは、その軸に関して回転対称でありかつシリコンウェハの半径の少なくとも８０％の幅を有する領域を有しており、
該領域は、少なくとも３０ｎｍの大きさを有しかつ密度が最大6・103 cm-3である、結晶格子空孔の凝集体と、10ｎｍ〜３０ｎｍの大きさを有しかつ密度が1・105 cm-3〜3・107 cm-3である、結晶格子空孔の凝集体とを含んでおり、
前記シリコンウェハには0〜10 cm-2の密度のＯＳＦシードが含まれており、
また当該ＯＳＦシードの内部における平均ＢＭＤ密度は、 5・108 cm-3 to 5・109 cm-3であり、
該ＢＭＤ密度は、前記シリコンウェハの全半径にわたって半径方向に最大で１０倍変化し、
前記シリコンウェハは、当該シリコンウェハの少なくとも表面にＢＭＤフリー層を含んでおり、
該シリコンウェハは、最初のBMDがシリコンウェハの表面全体にて少なくとも５μｍの深さにあり、また当該の最初のBMDが平均で少なくとも８μｍの深さにあるという特性を有することを特徴とする
シリコンウェハ。
【請求項２】
窒素がドーピングされていない、
請求項１に記載のシリコンウェハ。
【請求項３】
前記のシリコンウェハに存在するスリップの全長は１cmを上回らない、
請求項１または２に記載のシリコンウェハ。
【請求項４】
前記の回転対称領域は、シリコンウェハの全表面をカバーする、
請求項１から３までのいずれか１項に記載のシリコンウェハ。
【請求項５】
シリコンウェハを作製する方法において、
−  4.5・1017 cm-3〜5.8・1017cm-3の範囲の格子間酸素濃度[Ｏi]を有するシリコンウェハを準備し、ここで当該シリコンウェハの全体積にて結晶格子空孔が優勢な点欠陥タイプであり、また該シリコンウェハは、その軸に関して回転対称でありかつシリコンウェハ半径の少なくとも８０％の幅の領域を有しており、該領域は、少なくとも３０nmの大きさを有しかつ密度が最大６・103cm-3である、結晶格子空孔の凝集体と、１０nm〜３０nmの大きさを有しかつ密度が１・105cm-3〜３・107cm-3である、結晶格子空孔の凝集体とを有しており、
−  不活性または還元性雰囲気中で前記シリコンウェハを熱処理し、ここで該シリコンウェハを、３５０℃〜７５０℃の負荷温度から開始して0.５Ｋ／min〜８Ｋ/minの加熱速度で１０００℃の温度まで加熱し、さらに0.１Ｋ／min〜４Ｋ／minの加熱速度で1025℃〜1175℃の範囲の保持温度に達するまで加熱し、引き続きこの保持温度に１〜４時間に保ち、つぎにあらかじめ定めた冷却速度で非負荷温度まで冷却することを特徴とする、
請求項１に記載のシリコンウェハを作製する方法。
【請求項６】
窒素がドーピングされていない、
請求項５に記載のシリコンウェハ。
【請求項７】
前記のシリコンウェハは、前記熱処理の前、4.5・1017 cm-3〜5.5・1017 cm-3の範囲の格子間酸素濃度[Ｏi]を有する、
請求項５または６に記載の方法。
【請求項８】
最大1000℃以下の温度範囲にて加熱速度が0.5 K/min〜5 K/minである、
請求項５から７までのいずれか１項に記載の方法。
【請求項９】
保持温度が1025°C〜1125°Cの範囲である、
請求項５から８までのいずれか１項に記載の方法。
【請求項１０】
保持温度が1050°C〜1100°Cの範囲である、
請求項９に記載の方法。
【請求項１１】
前記のシリコンウェハは、２時間〜３時間の間、保持温度に保たれる、
請求項５から１０までのいずれか１項に記載の方法。
【請求項１２】
前記の熱処理以外には、さらなる別の熱処理を含まない、
請求項５から１１までのいずれか１項に記載の方法。
【請求項１３】
前記の熱処理をバッチオーブンにて複数のシリコンウェハに同時に行う、
請求項５から１２までのいずれか１項に記載の方法。
【請求項１４】
０〜２cm-2のＯＳＦシード密度を有する、
請求項１から４までのいずれか１項に記載のシリコンウェハ。
【請求項１５】
4.2・1017 cm-3〜5.5・1017 cm-3の範囲の格子間酸素濃度[Ｏi]を有する、
請求項１から請求項４および請求項１４のいずれか１項に記載のシリコンウェハ。
【請求項１６】
4.2・1017 cm-3〜5.2・1017 cm-3の範囲の格子間酸素濃度[Ｏi]を有する、
請求項１５に記載のシリコンウェハ。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、良好な固有ゲッタアビリティ（intrinsic getterability）を有する単結晶シリコンウェハに関する。ここでこのシリコンウェハは、バルクにおいて高いＢＭＤ密度と、その表面にＢＭＤフリー層とを有する。本発明はまた上記のようなシリコンウェハを熱処理によって製造する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般的にチョクラルスキーるつぼ引き出し法（ＣＺ法）で製造されるシリコン単結晶は、所定の範囲と不純物および欠陥を有する。この単結晶はスライスされてウェハになり、複数の処理ステップが施されて所望の表面品質が得られ、最終的には一般的に電子構成部品を製造するために使用される。特有の防止策を施さない場合、上記の欠陥はウェハの表面にも生じることになり、この場合にはウェハ上に作製される電子構成部品の機能に有害な影響を与えることにもなりかねないのである。
【０００３】
つぎに挙げる欠陥タイプは、一般的に単結晶シリコンを作製している最中の条件に依存してシリコンウェハに生じるものであり、それらの原因は、点欠陥、すなわち、結晶格子空孔（crystal lattice vacancy）または格子間原子（interstitial atom）（格子間シリコン原子も格子間原子である）が存在することにある。
【０００４】
調整法または検出法に依存して、結晶格子空孔の凝集体は、ＦＰＤ（flow pattern defect)欠陥，ＧＯＩ（gate oxide integrity）欠陥またはＣＯＰ（crystal originated particle）欠陥と称される。これらのＣＯＰは、結晶工学的に完全に配向された８面体空洞である。それらの内壁はふつう厚さ１〜４ｎｍの酸化膜によって覆われるため、ＣＯＰは熱的に安定になる。このためにこの酸化膜を破壊し引き続いて格子間原子を挿入することによってこの欠陥を除去する処理は、約1200℃の温度および３０分以上のプロセス時間によってはじめて有効に行われ得るのである。
【０００５】
シリコン単結晶をソーイングし、引き続いて表面をエッチングして研磨する時にＣＯＰは切り込まれて、約200nm以下の直径を有する凹みになる。この凹みは問題になり、例えば、CMOSトランジスタのいわゆるゲート酸化膜における短絡を発生させることになる。それはこの位置において表面酸化膜の成長に欠陥が生じるからである。非等方性エッチングによって形成されかつ一般的なCMOSメモリセルの一部をなす垂直な「トレンチ」も、これらの間にあるＣＯＰによって短絡され得るか、または妥協してこのメモリセルの保護酸化膜を容認することになる。結晶引き出しパラメタの比ｖ／Ｇ（ｖ＝結晶引き出し速度、Ｇ＝溶融単結晶と成長単結晶との間の界面における温度勾配）に対してＣＯＰ形成がどのように依存するかについては、例えば、V. Voronkov，J. Crystal Growth, Vol. 59, p. 625 (1982)に記載されている。
【０００６】
溶融単結晶と成長単結晶との間の界面において、結晶格子空孔と格子間原子とは平衡濃度で混ざり合っている。この結晶が冷却される場合、２つ点欠陥タイプが再結合することにより、平衡濃度よりも高い濃度（＝過飽和）が格子間原子についても空孔についても共に発生しないことになる。このことは、高い濃度の格子間原子が存在するかぎりは当てはまる。その後は、空孔の過飽和が増大する。空孔の濃度は（J. Crystal Growth, Vol. 59, 第625頁(1982)に記載されているように）実質的にパラメタｖ／Ｇによって決定される。空孔に富んだ結晶においては、従来技術によれば、空孔が凝集されてＣＯＰが形成されるのは、過飽和が十分に高くなった後である。このＣＯＰ凝集の最近のシミュレーションによって示されたのは、小さな過飽和でＣＯＰ密度が高くなることである。しかしながら再結合の後、空孔の濃度が十分に小さければ、上記の凝集は1100℃よりも格段に低い温度で発生することになる。しかしながら1000℃以下の理論的な凝集温度では、酸素に対する空孔の親和性は、他の空孔に対する空孔の親和性よりも大きくなり、その結果、空孔と、格子間酸素とが反応して酸素空孔合成物（O2Ｖ）が形成される。高濃度のO2Ｖそのものは、酸素析出物に対するシード形成に大いに貢献する。このように形成される欠陥は、単結晶から作製したシリコンウェハが酸化処理されることによって、後に酸化誘起積層欠陥（ＯＳＦ oxidatrion induced stacking faults）になり得る。酸化処理の前にすでに存在し、ＯＳＦとして検出可能なこれらの欠陥を以下ではＯＳＦシードと称することにする。
【０００７】
ＯＳＦシードの密度が高いウェハは、以下のような欠点を有し、構成部材の歩留まりが低くなる。すなわち、（１）金属はもっぱらＯＳＦに結合され（ゲッタされ）、これによって揮発性のSiOに対する核形成中心部の形成が強化されるため、ゲート酸化物が劣化する；
（２）ＯＳＦシードは、成分特有の熱処理において成長して大きな析出物が形成される。これは転位ループの形成によってシリコンマトリクスを決定的に弱めてしまう。このことは、シリコンウェハの変形（「歪み」）を強めることにもなり、ひいてはＣＭＯＳプロセスにおいて使用されるホトリソグラフィステップの障害になる。それは、極めて重要な最小構造線幅がもはや達成されないからである。
（３）ＯＳＦシードによって発生する大きな酸素析出物は、一般的に除去することができないため、熱処理によってもＢＭＤフリーゾーンが形成され、またこれらは能動構成部材ゾーンに欠陥として残るのである。このことは（すでにＣＯＰに対して説明したように）、トレンチキャパシタメモリセルにおいて短絡を発生させるか、またはそのキャパシタンスを小さくしてしまうのである。
【０００８】
シリコン単結晶において、格子間原子の凝集体は数マイクロメートルに延びる転位ループになり、この転位ループもそこに作製される構成部材の機能に有害な作用を及ぼす。
【０００９】
しかしながら従来技術には、結晶成長中にこれらの欠陥が形成されるのを実質的に回避するいつかの方法が含まれている。例えば、結晶引き出し中、正確に定められた条件が守られる場合、結晶格子空孔の凝集体も、格子間原子の凝集体も発生しないことが知られている。上で説明した比ｖ／Ｇは、このために殊に重要である。
【００１０】
表面全体にわたって結晶格子空孔および格子間原子の凝集体が実質的に存在しないシリコンウェハは一般的に、結晶格子空孔が優勢な点欠陥タイプである半径領域と、格子間原子が優勢である別の半径領域とを含む。例えばDE10047345A1またはT. Mueller等による"Precipitation enhancement of so called defect-free Czochralski silicon material", Solid State Phenomena, Vols. 108-109 (Dec. 2005), 第１１〜１６頁を参照されたい。後者の領域では後続の熱処理によって一般的に低濃度の酸素析出物（ＢＭＤ "bulk micro-defect"とも称される）しか形成されない。一方ではこれは望ましいことである。それはウェハ表面における酸素析出物は、関連するコンポーネントの機能障害または破損に結び付き得るからである。しかしながら他方では酸素析出物は、電子構成部材の作製中にシリコンウェハに拡散される金属不純物を結合させる。この作用は、"intrinsic getter effect"または略して「IG効果」と称される。上記のような理由から酸素析出物がシリコンウェハ（「バルク」）の内部に存在することは一般的に望ましいのである。結晶格子空孔が優勢な領域と、格子間原子が優勢な別の領域とを有するシリコンウェハは、酸素析出物を形成する易さが異なることに起因して、これらの領域においてゲッタアビリティが大きく顕著に異なる。例えば、空孔が過多なゾーンにおいて酸化析出物は、空孔を吸収することによってストレスなしに成長する。このことは格子間原子が過多なゾーンにおいては不可能である。したがって空孔に富むゾーンでは一層迅速に成長すること可能であり、格子間原子が過多なゾーンと、空孔が過多なゾーンとの混合状態はウェハにおいて一般的に望ましくないのである。
【００１１】
しかしながらシリコンウェハの全体積において結晶格子空孔が優勢な点欠陥タイプでありまた同時に結晶格子空孔の凝集体が存在しないシリコンウェハの熱処理中には別の問題が発生する。格子間酸素濃度[Ｏi]が十分に高く選択されて十分にＢＭＤが形成され、したがって十分なゲッタアビリティが得られる場合、結晶成長中、冷却時に、障害となるＯＳＦシードが形成される。さらにこの作用は結晶ロッドの冷却速度にも依存する。それは析出物の成長に関連する温度ゾーンにとどまる時間が長ければ長いほど、ＯＳＦシードが相応に一層形成されることになるからである。しかしながら結晶成長中にＯＳＦシードが形成されないように格子間酸素濃度[Ｏi]が選択されている場合、ＢＭＤ密度が発生しないか、または十分に大きなゲッタ作用を達成するのには十分でない過少のＢＭＤ密度になる（例えば、Sueoka等によるElectrochem. Soc. PV 2000-17, 第164頁, 2000またはHolzl等によるElectrochem. Soc. PV 2002-02, 第602頁, 2002にしたがってＢＭＤの大きさおよび密度によって定められる）。
【特許文献１】DE10047345A1
【非特許文献１】V. Voronkov，J. Crystal Growth, Vol. 59, p. 625 (1982)
【非特許文献２】J. Crystal Growth, Vol. 59, 第625頁(1982)
【非特許文献３】T. Mueller等による"Precipitation enhancement of so called defect-free Czochralski silicon material", Solid State Phenomena, Vols. 108-109 (Dec. 2005), 第１１〜１６頁
【非特許文献４】Sueoka等によるElectrochem. Soc. PV 2000-17, 第164頁, 2000
【非特許文献５】Holzl等によるElectrochem. Soc. PV 2002-02, 第602頁, 2002
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明の課題は、上記のいずれの欠点も有しないシリコンウェハおよびその作製方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
上記の課題はつぎのようなシリコンウェハによって解決される。すなわちこのウェハの全体積において結晶格子空孔が優勢な点欠陥タイプであり、このシリコンウェハは、その軸に関して回転対称でありかつシリコンウェハの半径の少なくとも８０％の幅を有する領域を有しており、この領域は、少なくとも３０ｎｍの大きさを有しかつ密度が最大6・103 cm-3である、結晶格子空孔の凝集体と、１０ｎｍ〜３０ｎｍの大きさを有しかつ密度が1・105 cm-3〜3・107 cm-3のである、結晶格子空孔の凝集体とを含んでおり、上記のシリコンウェハには0〜10 cm-2の密度のＯＳＦシードが含まれており、またその内部における平均ＢＭＤ密度は、5・108 cm-3から5・109 cm-3であり、このＢＭＤ密度は、シリコンウェハの全半径にわたって半径方向に最大で１０倍変化し、シリコンウェハには、このシリコンウェハの少なくとも表面においてＢＭＤフリー層が含まれており、これは、このシリコンウェハの表面全体における最初のBMDが、少なくとも５μｍの深さに発見され、またこの最初のBMDが平均で少なくとも８μｍの深さに発見されるという特性を有する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
以下、図面を参照して本発明をさらに詳しく説明する。
【００１５】
以下の説明において、「ＣＯＰディスク」という語はつぎのように使用する。すなわち、ＣＯＰディスクは、シリコンウェハの中央における領域であり、このＣＯＰディスクは、少なくとも３０ｎｍのサイズを有しかつ６・１０3cm-3以上の密度の、結晶格子空孔の凝集体を含む。ＣＯＰ密度の測定（図１）は、１５０ｍｍウェハＡを使用して行われる。このウェハは、本発明にしたがって作製された３００ｍｍウェハから切り出されて、０％によって示される点は、元のウェハ縁部を表しており、１００％で示される点は、元のウェハの中心を示している。US5980720に記載されているＣＯＰ検出方法をこのようにして穴あけされたウェハに適用した。本発明にしたがって作製されるすべてのウェハにおいて、ＣＯＰの検出は、ウェハ半径の２０％以下の半径を有するディスクの中央（＝ＣＯＰディスク）においてのみ可能である。
【００１６】
本発明によるシリコンウェハはその全体積にわたって優勢な点欠陥タイプとして結晶格子空孔を有している。この優勢な点欠陥は、例えば、白金拡散（platinum diffusion）および後続のμＰＣＤ測定によって、またはＢＭＤテストによって決定される。すなわち、
前者の方法では、フッ化水素酸（ＨＦ）に浸した後、シリコンウェハは、200ppmの白金溶液の液浸し槽において意図的に汚染され、引き続いてこの白金は、ふつう７３０℃で４０分間にわたり、ウェハ内部に拡散される。つぎに一般的には20μmの侵食で、いわゆる鏡面エッチング（mirro etch）が行われる。空孔に富んだゾーンと格子間原子に富んだゾーンとで大きく異なる少数電荷の寿命(F. Quast, Dissertation: Untersuchung von Punktdefekten in Silicium mit Hilfe der Platindiffusion [Study of point defects in silicon with the aid of platinum diffusion], Erianger Berichte Mikroelektronik, Ed.: H. Ryssel, Vol. 1/2001, Shaker Verlag)は、引き続いてμＰＣＤ（microwave photoconductive decay）法により、例えばSemilab社製のライフタイムスキャナWT-84を使用して決定される。白金はもっぱらいわゆるFrank-Thurnballメカニズムによって拡散する（このためには空孔が必要である）ため、空孔に富んだゾーンにおいて白金が富化する。白金濃度の増大そのものは少数電荷のライフタイム減少に結び付き、このことはμＰＣＤによって検出可能である。
【００１７】
第２の方法であるＢＭＤテストにおいて、ドメイン構造は熱処理によって特徴付けられる。この検出は、酸素析出物に対するシードの大きさの異なることに基づいて行われ、この酸素析出物は、結晶引出しプロセス中の固有欠陥（＝空孔＝結晶格子空孔）の過飽和および準飽和が種々異なって高いことに起因して形成される。これらのシードそのものは、熱処理における長い加熱中にそれらの大きさに依存して成長または縮小する。半径方向のウェハ位置における固有欠陥の過飽和が大きければ大きいほど、成長するシードの密度も高くなり，これはＳＩＲＭを用いることによってＢＭＤとして検出可能である。このようにして半径方向のＢＭＤプロフィールにより、ドメイン構造についての情報を得ることができる。このためにシリコンウェハを１Ｋ／ｍｉｎの加熱速度で９００℃から１０００℃に加熱して２時間１０００℃に保ち、その後、室温に急冷する。この熱処理は、不活性ガス雰囲気中で行われる。熱処理の後、半径方向のＢＭＤ密度が、ＳＩＲＭにより、ウェハの中心から縁部に向かって５０μｍの深さで２ｍｍ毎に決定される。
【００１８】
３時間にわたって７８０℃で熱処理され、引き続いて１６時間にわたって１０００℃で熱処理されるＢＭＤテストはまた、成長するシードの大きさを介して、ドメイン構造を質的に明らかにする目的も果たし、これは、ＳＩＲＭを使用して、ウェハの中心から縁部に向かって５０μｍの深さで２ｍｍ毎に半径方向のＢＭＤ密度を決定されることによって行われる。
【００１９】
従来技術からの教示とは異なり、本発明のシリコンウェハは、結晶格子空孔フリーではない。このシリコンウェハは、その軸に関して回転対称でありかつその半径の少なくとも８０％の幅を有するつぎのような領域を含んでいる。すなわち、ＭＯ６またはUS5980720に記載された方法で調査した場合、この領域には、少なくとも３０ｎｍの大きさを有する、結晶格子空孔の凝集体が最大６・103cm-3の密度で発生するような領域が含まれているのである。２つの方法は、測定されるＣＯＰ密度に関して良好に相関する。例えば、７・１０1cm-2である現在の検出限界密度以下である密度を達成可能である。
【００２０】
本発明によれば、少なくとも３０ｎｍの大きさを有する結晶格子空孔の凝集体の密度は、ＭＯ６測定（日本のミツイ製のＭＯ６測定装置）によれば最大で６・１０3cm-3であり、Cuデポジション／ブレークダウンテストによれば有利には２．５cm-2になる。
【００２１】
この領域には同時に１０nm〜３０nmの大きさの結晶格子空孔の凝集体が、１・１０5cm-3から３・１０7cm-3の高密度で存在する。極めて小さいこれらの結晶格子空孔の凝集体は、電子構成部材を作製する際の計画された最小線幅（「デザインルール」）の実際の障害にはならない。
【００２２】
これらの小さな凝集体はつぎのように検出される。
ＨＦ（１０ｍｌ／ｌ  ＨＦ）含むCuSO4水溶液（２０ｇ／ｌ CuSO4）から、電解によってシリコンウェハまたはシリコンウェハの小片の裏面に銅がデポジットされる。これはG. Kissinger，G. Morgenstern，H. Richter，J. Mater，Res.，Vol. 8， No. 8 (1993)第1900頁に記載されている通りである。シリコンウェハまたはウェハの小片は、つぎに９００〜１０００℃の範囲の温度で５〜２０分間、熱処理される。ウェハまたはウェハの小片にはつぎに１０〜３０分間、鏡面エッチング（ＨＮＯ３：HF＝５：１）が行われて表面層が侵食される。このウェハの欠陥はつぎに３０分間のSeccoエッチング溶液による処理によって明らかにされる。
【００２３】
上記の回転対称領域は有利にはシリコンウェハの縁部で始まり、内側に向かってその半径の少なくとも８０％以上に広がっている。この回転対称領域がシリコンウェハの全表面をカバーすると殊に有利である。
【００２４】
本発明のシリコンウェハにより、極めて低いＯＳＦシード密度と、高いＢＭＤ密度とが組み合わされて、十分なゲッタアビリティが保証される。
【００２５】
本発明によるシリコンウェハは、表面の表面全体にわたる平均で１平方センチメートル当たり０から１０、有利には１平方センチメートル当たり０〜２のＯＳＦ密度を有し、したがって実質的にＯＳＦシードが存在しない。これらＯＳＦは、３時間にわたって１０００℃でドライ酸化させ、その後１００分間にわたって１１５０℃でドライ酸化させ、Wrightエッチングによる処理の後、光学顕微鏡で検出される。光学顕微鏡で観察する間、シリコンウェハの中心から縁部に向かって５ｍｍ毎に0.1cm-2の測定エリアが評価される。
【００２６】
上記のシリコンウェハは、５・１０8cm-3〜５・１０9cm-3のＢＭＤ密度によって従来技術と区別され、これは後続の電子構成部材の作製には最適である。さらにこのＢＭＤ密度はシリコンウェハの半径全体にわたって極めて均一である。このＢＭＤ密度は、シリコンウェハの半径全体にわたって半径方向に最大で１０倍変化するが、有利には最大で３倍で変化する（すなわち、最大ＢＭＤと最小ＢＭＤとの比は最大で１０であり、有利には最大で３である）。それにもかかわらず、２倍またはそれよりも小さな値になるＢＭＤ密度のさらに小さな変化を達成することも可能である。したがって十分に高く、安定ししかも均一なゲッタアビリティがシリコンウェハ全体にわたって得られる。このため本発明によるシリコンウェハは、いわゆるゲッタテストの判定基準を満たし、また部材作製の枠内でふつう使用されるいかなる熱処理によっても溶解しない十分な大きさのＢＭＤを有し、安定したＢＭＤ密度を示すのである。
【００２７】
ＢＭＤ密度は、例えば、劈開し、劈開した表面の一部エッチングし、このエッチングの侵食によって拡大された欠陥を光学顕微鏡で数えることによって決定される。典型的な腐食液は、Wright，SeccoおよびYangエッチング溶液であり、典型的なエッチング腐食は１μｍ程度ある。ＢＭＤ密度を決定するための典型的な評価カウントでは、半径に沿って５つの等距離の点が記録される。半径方向にＢＭＤ密度の高い分解能を得るため、Semilab社製をベースにした自動ＳＩＲＭベースＢＭＤカウンタを補助的に使用する。このためにウェハ表面からふつう５０μｍの深さで焦点合わせされるレーザビームが、ウェハ中心から縁部まで移動され、ＢＭＤから散乱された光がフォトダイオードを使用して共焦配置構成で決定される。ウェハ半径に沿って２ミリメートルの間隔で、一般的には１００×１００μｍ2のエリアをスキャンすることにより、十分な高さの横方向分解能で半径方向のＢＭＤ密度を決定することできる。上記の２つの方法は、ＢＭＤサイズに関して約７０ｎｍの検出限界を有するため、熱成長ステップ（ふつう1000℃で１６時間）を使用して、ＢＭＤサイズの分布を何倍かに大きくして方法の検出限界を上回るようにする。本明細書および特許請求の範囲で示されるすべてのＢＭＤ密度は、この成長ステップを実行した後に決定されるＢＭＤ密度である。
【００２８】
５μｍ以上であればシリコンウェハの表面におけるＢＭＤフリー層は十分に深いため、このＢＭＤフリー層は、電子構成部材を後に構造化する層の厚さ全体をカバーする。ＢＭＤフリー層そのものは、光学顕微鏡を用いて破断エッジを分析することにより、また殊にＢＭＤ密度が決定されるのと同じ作業ステップにおいて調査される。経験のあるオペレータにとっては１μｍの垂直方向分解能でＢＭＤフリー層を決定することが可能である。与えられた位置におけるＢＭＤフリー層は、最初に測定したＢＭＤと、長さ４ｍｍの横方向分析窓（lateral analysis window）における任意の点との距離で決定される。このような調査に対し、ウェハ直径に沿って２０ｍｍ毎にＢＭＤフリー層の厚さを決定するのがふつうである。シリコンウェハのＢＭＤフリー層の厚さを統計的に評価するための重要な量は、平均厚さ（シリコンウェハのすべての測定結果についての平均）およびシリコンウェハのすべての測定結果から得られる最小厚さである。本発明によると、シリコンウェハの表面全体の最初のＢＭＤは、少なくとも５μｍの深さで発見される。すなわち、ＢＭＤフリー層の最小厚さは少なくとも５μｍである。ＢＭＤフリー層の平均厚さは本発明では少なくとも８μｍである。しかしながら一層厚さの大きいＢＭＤフリー層も達成可能である。ＢＭＤフリー層の平均厚さは、１２μｍまたはそれ以上にまで及ぶことが可能である。
【００２９】
上記のシリコンウェハには有利には窒素をドーピングしない。それは窒素のドーピングは、窒素空孔合成物（Ｎ2Ｖ）に空孔をバッファリングしてこれらを単結晶の低い温度において開放することによって酸素析出物を刺激し、したがってＣＯＰ形成も抑圧するからである。さらにこの増加した酸素の析出物は、ＯＳＦ形成を強化し、またＯＳＦリングの幅を広げることになる。
【００３０】
シリコンウェハに存在するスリップの全長は有利には最大で３cmである。
【００３１】
本発明によるシリコンウェハは、つぎのステップを有する方法によって作製可能である。すなわち、
−  4.5・1017 cm-3〜5.8・1017cm-3の範囲の格子間酸素濃度[Ｏi]を有するシリコンウェハを準備し、ここでこのシリコンウェハの全体積において結晶格子空孔は、優勢な点欠陥タイプであり、またこのシリコンウェハは、その軸に関して回転対称でありかつシリコンウェハ半径の少なくとも８０％の幅の領域を有しており、この領域は、少なくとも３０nmの大きさを有しかつ密度が最大６・103cm-3である、結晶格子空孔の凝集体と、１０nm〜３０nmの大きさを有しかつ密度が１・105cm-3〜３・107cm-3である、結晶格子空孔の凝集体とを有しており、
−  不活性または還元性雰囲気中で上記のシリコンウェハを熱処理し、ここでこのシリコンウェハを、３５０℃〜７５０℃の負荷温度から開始して0.５Ｋ／min〜８Ｋ/minの加熱速度で１０００℃の温度まで加熱し、さらに0.１Ｋ／min〜４Ｋ／minの加熱速度で1025℃〜1175℃の範囲の保持温度に達するまで加熱し、引き続きこの保持温度に１〜４時間に保ち、つぎにあらかじめ定めた冷却速度で非負荷温度まで冷却する。
【００３２】
本発明によるシリコンウェハを作製するため、所定の特性を有するシリコンウェハをまず準備して、つぎにこれらを熱処理する。
【００３３】
１つの重要なパラメタは格子間酸素濃度[Ｏi]であり、これは4.5・1017cm-3〜5.8・1017cm-3の範囲にある。（この明細書および特許請求の範囲における格子間酸素の濃度の表示は、"新ＡＳＴＭ"によるものである）。このシリコンウェハには有利には窒素をドーピングしない。またこのシリコンウェハは有利には低ドーパント濃度を有し、抵抗率は1Ωcm〜100Ωcmの範囲である。
【００３４】
上記のシリコンウェハは、その全体積中に優勢な点欠陥タイプとして結晶格子空孔を含み得る。これにより、冒頭で説明した後続の熱処理中の不均一な酸素析出物についての問題が回避される。
【００３５】
結晶格子空孔の濃度およびサイズ分布は、後続の熱処理中にほとんど変化しない。熱処理の前後において同じ方法をそれぞれ使用して濃度およびサイズを決定することができる。
【００３６】
従来技術の教示とは異なり、上記のシリコンウェハには、凝集された結晶格子空孔が存在する。このシリコンウェハには、その軸に関して回転対称でありかつこのシリコンウェハの半径の少なくとも８０％の幅を有する領域が含まれており、この領域では少なくとも３０ｎｍの大きさ有する結晶格子空孔の凝集体が、最大６・103cm-3の密度で発生する。したがって比較的大きなこの凝集体は、低い濃度でしか発生しないのである。この場合には最も感度の高い測定モードを使用する。すなわち、赤のスペクトル範囲のレーザビームを使用するのであり、これによって侵入深さは５μｍになり、またデータ収集がいわゆる「ＬＯＷスループットモード」（LOW throughput mode）で行われるのである。検出限界は、調査するウェハ表面に依存する。
【００３７】
同時に１０ｎｍ〜３０ｎｍの大きさを有する結晶格子空孔の凝集体が、１・１０5cm-3〜３・１０7cm-3の高い密度で上記の領域に存在する。結晶格子空孔の極めて小さな凝集体は、電子構成部品の作製中、計画された最小線幅（「デザインルール」）であっても障害とならない。また同時にこれらの凝集体の存在は、実質的にプラスとなる作用を有しており、本発明はこれを利用しているのである。すなわち結晶引出し中、上記の凝集体は、自由な結晶格子空孔の濃度を大きく低減するのである。またこれによって、結晶引出しプロセス中に冷却を行う場合、酸素析出が行われる温度が大幅に低減されるのである。この作用によって今度は冷却時に形成される酸素析出物の大きさが制限される。またこのことと、格子間酸素濃度[Ｏi]を比較的低く選択したことによって、冷却時のＯＳＦシードの形成を大きく回避できることになるのである。
【００３８】
上記の回転対称領域は有利にはシリコンウェハの縁部で始まり、内側に向かってその半径の少なくとも８０％以上に広がっている。この回転対称領域がシリコンウェハの表面全体をカバーすると殊に有利である。
【００３９】
引き続いて熱処理される上記のシリコンウェハは、チョクラルスキーによる適切な結晶引き出し法によって得ることができる。図５には引き出し速度ｖに依存して、半径位置Ｒ、すなわち単結晶の回転軸１からの距離の関数としてさまざまなドメインのシーケンスが略示されている。領域IVは低い引き出し速度によって占められており、凝集された格子間原子が発生することがその特徴である。格子間原子の凝集体はＬＰＩＴとも称される。引き出し速度が増大すると、領域IIIへの移行が行われ、ここではまだ格子間原子が優勢な点欠陥タイプであるが、凝集体は形成されない。さらに引き出し速度ｖを上げると、まず領域IIへの移行が行われ、ここでは空孔が優勢な点欠陥タイプであり、３０ｎｍ以上の大きさを有する空孔凝集体がわずかに６・103cm-3の密度で発生する。つぎに領域Ｉへの移行が続き、ここでは空孔の凝集体が増大して、３０ｎｍ以上の大きさを有する空孔の凝集体の密度は、値６・１０3cm-3を上回る。
【００４０】
引き続いて熱処理が行われる上記のシリコンウェハは相応する結晶から得られ、ここでこの結晶は、例えば、DE10339792A1にしたがってチョクラルスキー結晶引出し法によって作製されるものであり、殊にろつぼ回転および結晶回転、磁場およびリングヒータの点から固有の条件が有利である。互いに向き合い逆の極性を有するコイルによって形成されかつ結晶１の回転軸に関して回転対称な磁場（CUSP磁場）に関連して、るつぼおよび結晶を同じ方向に回転する（同時回転）ことにより、溶融物の対流に作用を及ぼして、成長フロントの中心部を向いた熱流束を形成することができる。このために半径方向のｖ／Ｇプロフィールが変化する。それは軸方向の熱勾配Ｇが成長フロントの中心部において増大するからである。ｖ／Ｇはこの領域において低減する。磁場の軸方向の成分が値ゼロをとる中性の線は、有利には溶融面の上にある。るつぼおよび結晶は、有利にはそれぞれ2.5〜4rpmおよび6〜12rpmの速度で同時回転する。成長する結晶の縁部の近くでリングヒータを使用することによって、軸方向の熱勾配が、成長フロントの縁部の領域において低減し、したがってｖ／Ｇがこの領域において増大する。外側から放射熱を供給するリングヒータを使用すると共にるつぼおよび結晶を同時回転することによって、成長フロントの中心部のｖ／Ｇプロフィールは、成長フロントの縁部よりもわずかに高くなる。図５においてさまざまな領域の境界における実線は、このような変形結晶引出しプロセスによって得られたｖ／Ｇプロフィールを示している。破線の境界は、従来技術によるプロフィールを示している。リングヒータの出力は有利には８〜１２ｋＷであり、殊に有利には８〜１０ｋＷである。
【００４１】
格子間酸素濃度の軸方向のプロフィールを制御することによって、ロッド全体にわたり、5.8・1017cm-3，有利には5.5・1017cm-3であるＯＳＦ凝集に対する臨界値以下にこの濃度を維持することができる。この臨界値を上回ると、上記のＯＳＦテストによるＯＳＦ密度は、100／cm2以上に増大する。本発明による熱処理により、単結晶から高いＢＭＤ密度および半径方向に均一なプロフィールでウェハの最大可能歩留まりを達成するため、結晶引出しプロセスを調整して、できるかぎり多くのウェハが少なくとも4.5・1017cm-3の固有酸素濃度を有するようにする（図１０を参照されたい）。引き出しシステムにおける圧力を制御してこの圧力が５〜20mbar，有利には10〜15mbarの範囲になるようにし、また引き出しシステムを介してアルゴンの流れを制御することによって、これが2000〜4500 l/h，有利には2800〜3200 l/hの範囲になるようにすることより、酸素濃度は意図した範囲に保たれる。
【００４２】
上記の同時回転は、シリコン溶融物における中央の熱流束に適合されるため、ｖ／Ｇの半径方向のプロフィールは、中央領域において最大の空孔過飽和を有し、したがって周囲の縁部領域よりも大きなＣＯＰ直径を有するＣＯＰゾーンが得られる。図５からわかるようにこの測定により、Ｓ２ウェハタイプの格段に大きい歩留まりが得られ、ここでこのウェハタイプは完全に、空孔に富んだ領域II内にある。
【００４３】
単結晶は従来技術にしたがってウェハにスライスされ、有利には従来技術による複数の平坦化およびスムージング処理ステップ、例えばラッピングまたはグラインディング、エッチングおよびポリッシングが施される。
【００４４】
上記のようにして得られまた上記の特性を有するシリコンウェハには、不活性または還元性雰囲気において本発明による熱処理が行われる。
【００４５】
上記のようにして得られまた上記の特性を有する複数のシリコンウェハは、有利にはバッチオーブンにおいて不活性または還元性雰囲気の下で同時に熱処理される。
【００４６】
バッチオーブンは、複数のシリコンウェハが、定められた相互間隔で相互に平行に配置されて同時に熱処理される装置である。垂直形および水平形のオーブンがあり、本発明では垂直形オーブンを使用するのが有利である。垂直形オーブン内のシリコンウェハは、保持装置、いわゆる「ボート」に取り付けられ、各シリコンウェハは個別に支持体、すなわち基板ホルダに置かれる。熱処理中、上記のボートは、横方向の表面から加熱されまた一般的には円筒形のプロセスチャンバに配置される。
【００４７】
熱処理は、不活性または還元性雰囲気で行われる。有利な還元性雰囲気は水素を含んでいる。還元性雰囲気は、１つまたはそれ以上の還元性ガスの他に不活性の成分を含むことができる。不活性雰囲気は、熱処理の条件下で、すなわち、最大1200℃の温度においてシリコンウェハの表面と反応しない成分だけを含んでいる。例えば窒素または希ガスのような不活性ガスを使用することができるが、希ガスは有利であり、またアルゴンは殊に有利である。
【００４８】
シリコンウェハは、350℃〜750℃の負荷温度のバッチオーブンに入れられ、引き続いて0.5 K/min〜8 K/minの加熱速度で、有利には0.5 K/min〜5 K/minの加熱速度で1000℃まで加熱される。判明したのは、これらの加熱速度によってシリコンウェハの酸素含有量が低いのにもかかわらず、十分に密度の高い安定した酸素析出物が得られることである。
【００４９】
いわゆるランプレートアニールにより、成長したＢＭＤシードのサイズ／密度スペクトルを上記の材料について調査した。このため、垂直形オーブンにおいて1 K/minの加熱速度をさまざまな負荷温度および固定の最終温度で実現した（相異なるシリコン単結晶に対する図１１，１２），500〜1000℃（"RAMP500"），600〜1000℃（"RAMP600"），700〜1000℃（"RAMP700"），800〜1000℃（"RAMP800"），900〜1000℃（"RAMP900"）。それぞれの負荷温度においてなお安定でありかつその大きさが臨界サイズを上回るＢＭＤシードはそれぞれ成長する。ここでこの臨界サイズは、それ以下ではＢＭＤシードが溶解するサイズである。これらの線図を分析することによって定めることができるのは、成長したＢＭＤシードを十分に成長させ、ＢＭＤフリー層を形成するのに必要な1050〜1100℃の比較的高いプロセス温度により、過剰なＢＭＤシードが消滅してしまわないようにし、熱処理後に十分なＢＭＤ濃度が得られるようにするため、熱処理の枠内で加熱速度の実際のプロフィールをどのようにして構成しなければならないかである。
【００５０】
上記のシリコンウェハはさらに0.1 K/min〜0.4 K/minの加熱速度で1025℃〜1175℃の範囲有利には1025℃〜1125℃の範囲、また殊に有利には1050℃〜1100℃の範囲の保持温度に達するまで加熱される。
【００５１】
シリコンウェハは引き続いて１時間〜４時間、有利には２〜３時間、保持温度に保たれる。
【００５２】
1100℃の保持温度および２時間の時間により、一般的に１０μｍを上回る深さのＢＭＤフリー層が得られる。1050〜1075℃の保持温度および２〜３時間の保持時間により、一般的に５μｍを上回る深さのＢＭＤフリー層が得られる。しかしながらバルクにおけるＢＭＤ密度は、保持温度または保持時間のレベルによって大きくは変化しない。したがって本発明による方法は、異なるロッド位置から得られるウェハまたはプロセス変化に対してロバストである。図１３にはさまざまな保持温度および時間について、単結晶の開始部、中間部および終端部から得られるウェハに対して時間ＢＭＤ密度d(BMD)が示されている。「ＢＭＤテスト」と記した右側の３つの測定値は、本発明によるものではないシリコンに関するものであり、これにはＢＭＤテストの前に加熱処理を行っていない。１つの列において上下になっている測定値は、シリコンウェハの半径方向のさまざまな位置におけるＢＭＤ密度を表しており、したがってＢＭＤ密度の半径方向の変化を表している。
【００５３】
つぎにシリコンウェハはあらかじめ定めた冷却速度で有利には450〜650℃の非負荷温度まで冷却されてオーブンから取り出される。この冷却速度は有利には、さまざまな温度範囲に対して示した加熱速度に相応する。
【００５４】
本発明によれば酸素含有量が少なく、また有利にはドーパント含有量が少ないことに起因して、熱処理されるシリコンウェハは、極めて軟らかくまた加熱処理中にスリップが発生し易い。スリップは、電子構成部材を作製中に歩留まりを下げる。それは、例えば、金属不純物がもっぱらこれらの結晶欠陥において蓄積するからである。したがって本発明による加熱処理は、シリコンウェハに存在するスリップの全長が１cmを上回らないように実行される。これらのスリップは、各スリップまたは各スリップ領域に付随した弾性ストレスフィールド測定（ＳＩＲＤ）によって検出される（メーカは、例えば、Jenawave, Jena, Germanyである)。スリップの形成を回避するため、シリコンまたは炭化ケイ素からなるウェハ支持体が有利には使用されて、シリコンウェハが垂直形オーブンに取り付けられる。これはDE102005013831に記載されている通りである。
【００５５】
本発明によるシリコンウェハは有利には、電子構成部材を作製するために使用される前に、上で説明した以外の熱処理をさらに受けることはない。したがって上記の方法により、本発明によるシリコンウェハを比較的コスト的に有利に作製することができるのである。
【００５６】
ＣＯＰサイズ：ＭＯ６およびＣｕデコレーション測定の比較
図２には本発明によるものではない300mmウェハが示されており、これはＭＯ６測定によれば、半径がウェハ半径の２０％を上回るＣＯＰディスクを有する。Ｃｕデコレーション測定をウェハの第２の半分に対して行った。この測定によって示されたのは、ＣＯＰディスクに隣接する円形ゾーンにおいて欠陥密度が極めて高いことである。これらは、ＭＯ６測定によってまたはUS5980720に記載した方法によって検出できなかったほど小さな直径を有するＣＯＰである。
【００５７】
関連する半径方向のスキャンは図３の上側に示されており、またこの半径方向のスキャンにより、検出されたＣＯＰ密度d(MO6)が一定に（ウェハの中心から半径方向位置Ｒ〜９０において）０に減少する様子が示されている。これに対してＣｕデコレーションによる半径方向スキャンにより、106〜107cm-3の比較的一定の密度d(Cu-def.)が示されている。このことはＣＯＰサイズが半径方向に連続して減少するが、密度は高いままであることを示している。約３０ｎｍであるＭＯ６の検出限界を下回るＣＯＰサイズは、この方法によってもはや検出することはできない。中心から約130mmまでの後続のゾーンにはさらに高い密度のＣｕデコレーション欠陥の発生しており（約３・１０7cm-3）、これはＭＯ６の分解能限界を下回るＣＯＰサイズのゾーンを表している。縁部において低い欠陥密度に減少するのは、変化した熱流束の影響に依るものであり、これはエッジにおける空孔の過飽和を上昇させ、したがってこのゾーンにおけるＣＯＰ直径を増大させる。ここでは８０〜９０mmの半径ゾーンと類似のＣＯＰ密度が形成される。（Ｍ０６は、測定法に起因して縁部が５ｍｍ除外される。）
【００５８】
従来技術によるいわゆる"Ｐｖ"ウェハと、ＣＯＰディスクを有さずかつリングヒータによる引き出し法にしたがって作製されたウェハとの比較
DE10047345A1（図１６）には、空孔に富んだ領域内に完全に入ったウェハ（Ｗ３１）が記載されている。比較のために図５には、本発明によって引き出された単結晶の、空孔が優勢なドメインおよび格子間原子が優勢なドメイン（実線）と、DE10047345A1によるその図１６に示された相当のウェハ"W31"（破線）とが、増大する引き出し速度ｖについて線図で示されている。破線１は、単結晶の長手方向軸を表している。半径が５０％を越えたところで違いが生じている。それは、リングヒータの使用によって、ｖ／Ｇ境界が移動し、これによって中性のゾーンが曲がるからである（空孔点欠陥および格子間原子点欠陥の濃度は、各半径位置で等しい）。DE10047345A1に記載されているｖ／Ｇ線図において、Ｗ３１ウェハは、ウェハエッジよりも中心において格段に高い空孔過飽和度を有している。それはこのウェハエッジが、中性ゾーンの近くにあるからである（図１６）。しかしながらウェハの中心は、格段に高い空孔濃度を有し得る。それはこれがＯＳＦバンドの隣接しているからである。利用可能でありかつ最も感度の高いＣＯＰ測定法を使用して、Ｗ３１ウェハに存在し得るＣＯＰを検出する。アンモニアを含む洗浄液（いわゆるＳＣ１溶液）によってエッチングされたウェハを、粒子カウンタ（例えば米国KLA-Tencor社製のＳｐ１）を使用して調査して、ＣＯＰがエッチングされたことに起因して発生したエッチピットを求める。
【００５９】
この方法により、本発明による引き出し法によって作製したシリコンウェハ（図６）には、なお極めて小さいＣＯＰディスクがありた、したがってこれは、DE10047345A1の図１６に示されたロッド中心におけるいわゆるＣＯＰフリーの"Pi"ゾーンへの移行部に近い。銅デコレーション法によって測定したＣＯＰ密度は、105〜106cm-3であり、またこのシリコンウェハ全体にわたって半径方向に均一に分布している。これとの比較において、格子間原子に富んだ領域と、空孔に富んだ領域との間の境界近くで引き出された測定可能なＣＯＰディスクのないウェハ（図７）は、銅デコレーションによって測定すると、一層高いが実質的に均一である106〜107cm-3のＣＯＰ密度を示す。これはDE10047345A1の図１６において、ウェハ縁部と同様の空孔濃度を有するゾーンに相当することになる。
【００６０】
これに対してDE10047345A1による"W31"ウェハは、（銅デコレーションによって検出される）ＣＯＰ密度が半径方向に２桁の規模で大きく変化しており、この規模はウェハの中心における約5・105cm-3からウェハ縁部における5・107cm-3にまで及んでいる。
【００６１】
Ｃｕデコレーション欠陥をＣＯＰとして分類
いわゆるＦＺシリコン（「フロートゾーン」法で作製されるシリコン）は、酸素濃度が少なくとも２桁規模で小さい点がＣＺシリコンと異なる。このため、ＦＺシリコンではＢＭＤまたはＯＳＦが形成されることはない。ここで使用されるＦＺ材料は、窒素の同時ドーピングが行われないことによって慣用のＦＺ材料とは異なる。ＣＯＰは、空孔に富んだゾーンにおいて形成され、また格子間原子に富んだゾーンにおいてＬＰＩＴが形成されることも知られている。
【００６２】
半径150mmのFZ結晶から得られるいわゆる厚板（plank）（単結晶を結晶軸に平行に切断することによって作製される）は、図９において調査されており、ここでこのＦＺ結晶は、ＦＰＤによって中心ゾーンの半径に沿ってＣＯＰが形成され、また縁部領域にＬＰＩＴが形成されるように引き出されたものである。さらに1017 cm-3程度の酸素ドーピングが、適用した石英リングによって引き出しプロセス中に得られる。溶融シリコン領域に接触する石英リング表面は、溶融して成長ＦＺ単結晶ロッドに酸素をドーピングする（図９のＯＦＺ）。このことは、厚板の下側部分におけるＶ／Ｉ境界の相異なる半径方向のプロフィールによってわかる。
【００６３】
ＦＺ結晶の酸素フリーゾーン（図９のＦＺ）において２つの欠陥タイプ間で区別をすべきであり、これらは共にＣｕデコレーションによって検出可能であり、発生し得るただ１つの欠陥タイプとしてＣＯＰに帰属させることができる。ＬＰＩＴゾーンへの移行部の近くにあるコントラストの高いゾーンでは、低いデコレーションコントラスでただ１つの欠陥タイプが発生する。比較的大きな直径のＣＯＰを有する内側ゾーンでは小さなＣｕデコレーション欠陥は発生しないが、大きなＣｕデコレーション欠陥だけが発生する。この欠陥タイプは、ＦＰＤ法を用いて上ですでに決定したＣＯＰ欠陥に相当する。酸素がドーピングされたゾーン（ＯＦＺ）では、量的に同じプロフィールが確認される。
【００６４】
さまざまな欠陥の密度d(Def:)が半径Ｒに依存する様子は図８に示されている。四角形が付された実線および四角形が付された破線は、酸素がドーピングされているＦＺ結晶部分における大きな欠陥の密度および小さな欠陥の密度をそれぞれ表している。三角形が付された実線および三角形が付された破線は、酸素がドーピングされていないＦＺ結晶部分における大きな欠陥の密度および小さな欠陥の密度をそれぞれ表している。
【００６５】
このことが示すのは、Ｖ／Ｉ境界の近くで高濃度に発生する欠陥は、ＢＭＤシードでも、例えば R. Falster 等によるPhys. Status Solidi B，Vol. 222 / 2000，第219頁に記載されているいわゆる「P-バンド」（"P-band"）でもないことである。酸素をドーピングしたＦＺシリコンの酸素濃度は、ＣＺシリコンのそれに相当するため、または両方の結晶において同じ空孔に富んだ領域および格子間原子に富んだ領域が発生するため、ＣＺシリコンに対しても同じ結論を導き出すことができる。
【実施例】
【００６６】
シリコン単結晶を本発明にしたがい、ＣＺ法を用いて引き出して、従来技術にしたがってウェハに切り出した。相異なるロッド位置の４つのウェハを、従来技術にしたがって熱処理した。これらのウェハは、MO６による測定において上記のＣＯＰディスクが明らかにされているか、またはこれらはＣＯＰディスクフリーであり、全ウェハにわたってまたはウェハ縁部から測定した場合に少なくとも半径の８０％のゾーンにおいて、Ｃｕデコレーション法により、欠陥が明らかされているかのいずれかである（図１４）。熱処理に対する加熱速度はつぎのように選択した。
500〜700°C：5 K/min；  700〜900°C：4 K/min；  900〜1000°C：3.5 K/min；  1000〜1050°C：2 K/min；  1050〜1100°C：1 K/min。冷却速度は、対応する温度範囲について示した加熱速度に等しい。
【００６７】
図１５にはＳＩＲＭを用いた半径方向のＢＭＤ測定の結果が示されている（凡例：左側の値は、新ASTMにしたがって1017at/cm3において得られた熱処理前のシリコンウェハにおける格子間酸素濃度[Ｏi]を表しており、右側の値は、ロッドの開始部からミリメートルで測定したシリコンロッド内におけるシリコンウェハの位置を表している）。ＢＭＤ密度d(BMD)は、半径方向に１０倍以下で変化している。ＢＭＤサイズに対する感度が低いため、ＳＩＲＭ測定によって明らかになるのは、割れ、エッチングおよび光学顕微鏡を用いて決定されるＢＭＤ密度d(BMD, C&E)よりも低いＢＭＤ密度である。上記の２つの方法の相関は、d(BMD)/cm-3 = 1717・d(BMD, C&E)/cm-2 + 104によって決定される。
【００６８】
Secco処理後の半径方向のＢＭＤ密度d(BMD, C&E)は図１６において横方向に示されており、また5・104〜7・105 cm-2になっている。（凡例は図１５と同じである。）
【００６９】
ＢＭＤフリー層の最小の厚さｔDZ（図１７）は上記のように測定され、すべてのウェハに対して５〜１８μｍの範囲にある。典型的なゲッタアビリティは、2・1012 cm-2の範囲のニッケル不純物を打ち込むことによって約９４％になる。（凡例は図１５と同じである。）
【図面の簡単な説明】
【００７０】
【図１】本発明によるシリコンウェハの例を示す図である。
【図２】ＭＯ６（上）および銅デコレーション法（下）を同時に使用して、それぞれ３０ｎｍよりも直径が大きいＣＯＰ欠陥およびこれよりも直径が小さいＣＯＰ欠陥の半径方向の分布を示す図である。
【図３】Ｍ０６（上）および銅デコレーション法（下）によって測定した半径方向のＣＯＰ密度分布の比較を示す図である。
【図４】US5980720による表面分析法にしたがって得られた本発明によるＣＯＰディスクのないシリコンウェハを示す図である。
【図５】本発明によるシリコンウェハの格子間原子が優勢な領域および空孔が優勢な領域と、DE10047345A1による"W31"との比較、ならびにリングヒータを使用した場合（実線）および使用していない場合（破線）のv/Gの半径方向のプロフィールの比較を示す図である。
【図６】ＳＣ１／ＳＰ１（上）によって可視化されたＣＯＰディスクを有するウェハを銅デコレーション（下）でＣＯＰ密度測定した結果を示す図である。
【図７】ＳＣ１／ＳＰ１（上）によればＣＯＰディスクが存在しないウェハを銅デコレーションでＣＯＰ密度測定した結果（下）を示す図である。
【図８】酸素がドーピングされたＦＺシリコン（ＯＦＺ）と、酸素がドーピングされていないＦＺシリコン（ＦＺ）とにおける銅デコレーション欠陥の比較を示す図である。
【図９】酸素がドーピングされたＦＺシリコン（ＯＦＺ）と、酸素がドーピングされていないＦＺシリコン（ＦＺ）とにおける銅デコレーション欠陥の比較を示す図である。
【図１０】種々異なる格子間酸素濃度における半径方向ＢＭＤ密度を示す図である。
【図１１】熱処理中の種々異なる加熱速度が第１シリコン単結晶のＢＭＤ密度に与える影響を示す図である。
【図１２】熱処理中の種々異なる加熱速度が第２シリコン単結晶のＢＭＤ密度に与える影響を示す図である。
【図１３】本発明にしたがって種々異なる熱処理がなされたシリコンウェハのＢＭＤ密度を示す図である。
【図１４】Ｍ０６またはＵＳ５９８０７２０による方法では検出できない直径３０ｎｍ以下のＣＯＰ欠陥の（銅デコレーション後の）光学顕微鏡画像を示す図である。
【図１５】本発明による４つのシリコンウェハに対し、ＳＩＲＭによって測定したＢＭＤ密度の半径方向の分布を示す図である。
【図１６】本発明による４つのシリコンウェハに対して、割れ、エッチングおよび光学顕微鏡によって決定されたＢＭＤ密度の半径方向の分布を示す図である。
【図１７】本発明による４つのシリコンウェハに対し、ＢＭＤフリー層の深さの半径方向の分布を示す図である。
【符号の説明】
【００７１】
Ａ  150mm ウェハ
【図３】
2008133171.tif 000003
【図５】
2008133171.tif 000004
【図８】
2008133171.tif 000005
【図１０】
2008133171.tif 000006
【図１１】
2008133171.tif 000007
【図１２】
2008133171.tif 000008
【図１３】
2008133171.tif 000009
【図１５】
2008133171.tif 000010
【図１６】
2008133171.tif 000011
【図１７】
2008133171.tif 000012
【図１】
2008133171.tif 000013
【図２】
2008133171.tif 000014
【図４】
2008133171.tif 000015
【図６】
2008133171.tif 000016
【図７】
2008133171.tif 000017
【図９】
2008133171.tif 000018
【図１４】
2008133171.tif 000019
【外国語明細書】
2008133171.tif 000020
2008133171.tif 000021
2008133171.tif 000022
2008133171.tif 000023
2008133171.tif 000024
2008133171.tif 000025
2008133171.tif 000026
2008133171.tif 000027
2008133171.tif 000028
2008133171.tif 000029
2008133171.tif 000030
2008133171.tif 000031
2008133171.tif 000032
2008133171.tif 000033
2008133171.tif 000034
2008133171.tif 000035
2008133171.tif 000036
2008133171.tif 000037
2008133171.tif 000038
2008133171.tif 000039
2008133171.tif 000040
2008133171.tif 000041
2008133171.tif 000042
2008133171.tif 000043
2008133171.tif 000044
2008133171.tif 000045
2008133171.tif 000046
2008133171.tif 000047
2008133171.tif 000048
2008133171.tif 000049
2008133171.tif 000050
2008133171.tif 000051
2008133171.tif 000052
2008133171.tif 000053
2008133171.tif 000054
2008133171.tif 000055
2008133171.tif 000056
2008133171.tif 000057
2008133171.tif 000058
2008133171.tif 000059
2008133171.tif 000060
2008133171.tif 000061
2008133171.tif 000062
2008133171.tif 000063
2008133171.tif 000064
2008133171.tif 000065
2008133171.tif 000066
2008133171.tif 000067