(57)【要約】本発明は、チョクラルスキー（ＣＺ）法により作製された直径２００ｍｍ以上のシリコン単結晶ウェーハに、アルゴンガス、水素ガス、またはこれらの混合ガス雰囲気下、１１００〜１３５０℃の温度で１０〜６００分の高温熱処理を行なうアニールウェーハの製造方法において、前記高温熱処理を行う前に、前記高温熱処理温度末満の温度でプレアニールを行なうことにより、酸素析出物を成長させてスリップ転位の成長を抑制することを特徴とするアニールウェーハの製造方法である。これにより、２００ｍｍ以上の大口径のシリコン単結晶ウエーハにおいても、高温熱処理の際に発生するスリップ転位の発生及び成長が抑制され、またウエーハ表層の欠陥密度が低減されたアニールウェーハの製造方法及びアニールウェーハが提供される。
2003003441.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
チョクラルスキー（ＣＺ）法により作製された直径２００ｍｍ以上のシリコン単結晶ウェーハに、アルゴンガス、水素ガス、またはこれらの混合ガス雰囲気下、１１００〜１３５０℃の温度で１０〜６００分の高温熱処理を行なうアニールウェーハの製造方法において、前記高温熱処理を行う前に、前記高温熱処理温度未満の温度でプレアニールを行なうことにより、酸素析出物を成長させてスリップ転位の成長を抑制することを特徴とするアニールウェーハの製造方法。
【請求項２】
前記プレアニールを少なくとも２時間以上で１段階行うことを特徴とする請求項１に記載されたアニールウェーハの製造方法。
【請求項３】
前記プレアニールの温度範囲を９５０〜１０５０℃とすることを特徴とする請求項１または請求項２に記載されたアニールウェーハの製造方法。
【請求項４】
前記プレアニールを第１アニール（温度Ｔ１）と第２アニール（温度Ｔ２）の２段階で行い、Ｔ１＜Ｔ２とすることを特徴とする請求項１ないし請求項３のいずれか一項に記載されたアニールウェーハの製造方法。
【請求項５】
前記第１アニールの温度Ｔ１を１０００℃、前記第２アニールの温度Ｔ２を１０５０℃とすることを特徴とする請求項４に記載されたアニールウェーハの製造方法。
【請求項６】
前記プレアニールにおいて、前記シリコン単結晶ウェーハを熱処理炉に投入する際に、熱処理炉の温度を７００℃以下とし、入炉速度を５０ｍｍ／ｍｉｎ以下とし、かつ、リカバリー昇温速度を５℃／ｍｉｎ以下とすることを特徴とする請求項１ないし請求項５のいずれか一項に記載されたアニールウェーハの製造方法。
【請求項７】
前記シリコン単結晶ウェーハとして、窒素濃度が１×１０１３〜５×１０１５／ｃｍ３で、酸素濃度が１０〜２５ｐｐｍａ（ＪＥＩＤＡ）である窒素をドープしたシリコン単結晶ウェーハを用いることを特徴とする請求項１ないし請求項６のいずれか一項に記載されたアニールウェーハの製造方法。
【請求項８】
前記高温熱処理を行うシリコン単結晶ウェーハとして、ＣＺ法によりシリコン単結晶を作製する際にボイド欠陥の発生を抑制した条件で作製したシリコン単結晶ウェーハを用いることを特徴とする請求項１ないし請求項７のいずれか一項に記載されたアニールウェーハの製造方法。
【請求項９】
前記ボイド欠陥の発生を抑制した条件で作製したシリコン単結晶ウェーハのＯＳＦ密度が１０００個／ｃｍ２以下であるものとすることを特徴とする請求項８に記載されたアニールウェーハの製造方法。
【請求項１０】
請求項１ないし請求項９のいずれか一項に記載されたアニールウェーハの製造方法により製造されたアニールウェーハ。
【発明の詳細な説明】
技術分野
本発明は、アニールウェーハの製造方法およびアニールウェーハに関し、特に大口径においてもスリップ転位の発生が低減され、ウエーハ表層の欠陥密度が低減されたアニールウェーハの製造方法およびアニールウェーハに関する。
背景技術
近年、デバイスプロセスの高集積化・微細化が促進されており、シリコンウェーハに対して、表層のデバイス活性領域の完全性と、バルク中における酸素析出物（核）からなる内部微小欠陥（ＢＭＤ）の増加等による金属などの不純物を捕獲するゲッタリング能力の向上が求められている。
これらの要求に対し、様々なアプローチが試みられている。例えば、ウェーハ表面の欠陥（主にグローンイン欠陥）を消滅させるために、チョクラルスキー法（ＣＺ法）により得られたウェーハに対して、アルゴンガス、水素ガス、またはこれらの混合ガス雰囲気で、１１００〜１３５０℃で１０〜６００分程度の高温熱処理を施すことが行われてきた。
しかし、直径２００ｍｍあるいは３００ｍｍ以上の大口径のシリコンウェーハに上記のような高温熱処理を行なった場合、ウェーハ裏面から表面に貫通するスリップ転位が顕著に発生する。このようなスリップ転位はデバイス工程で更に成長し、デバイス工程での不良の原因となり、歩留りを低下させる要因の一つとなっていた。
さらに、直径３００ｍｍ以上の大口径のシリコンウェーハに高温熱処理を施した場合、直径２００ｍｍのウェーハに高温熱処理を施した場合に比べて、スリップの発生は著しく増加し、そのスリップ転位はアニールウェーハの裏面から表面に抜けていて、目視検査やパーティクルカウンターで検出されていた。すなわち、上記のような熱処理工程では、ウェーハ表面の結晶欠陥を消滅させると同時にスリップ転位を抑制することはできなかった。
発明の開示
本発明は上記問題点に鑑みてなされたものであり、本発明の目的は、２００ｍｍ以上の大口径のシリコン単結晶ウェーハにおいても、高温熱処理の際に発生するスリップ転位の発生及び成長が抑制され、またウェーハ表層の欠陥密度が低減されたアニールウェーハの製造方法及びアニールウェーハを提供することにある。
上記目的を達成するために、本発明によれば、チョクラルスキー（ＣＺ）法により作製された直径２００ｍｍ以上のシリコン単結晶ウェーハに、アルゴンガス、水素ガス、またはこれらの混合ガス雰囲気下、１１００〜１３５０℃の温度で１０〜６００分の高温熱処理を行なうアニールウェーハの製造方法において、前記高温熱処理を行う前に、前記高温熱処理温度未満の温度でプレアニールを行なうことにより、酸素析出物を成長させてスリップ転位の成長を抑制することを特徴とするアニールウェーハの製造方法が提供される。
このように、スリップ転位の成長は、酸素析出物のサイズを大きくすることによって抑制することができる。そのため、シリコン単結晶ウェーハに高温熱処理を行う前に高温熱処理温度未満の温度でプレアニールを行なうことにより、ウェーハの酸素析出物のサイズを大きく成長させ、その後高温熱処理を行うことによって、高温熱処理におけるスリップ転位の成長を抑制することができるとともに、結晶欠陥を消滅させることができる。
このとき、前記プレアニールを少なくとも２時間以上で１段階行うことが好ましい。
このように  プレアニールを少なくとも２時間以上で１段階行うことによって、確実に酸素析出物を成長させてスリップ転位の成長を抑制することができるとともに、ウェーハ表面の結晶欠陥を低減する効果をさらに強化することができる。
この時、前記プレアニールの温度範囲を９５０〜１０５０℃とすることが好ましい。
この様に、プレアニールを行う温度範囲を９５０℃以上とすることにより、時間をかけることなく効率的に酸素析出物を成長させることができ、また１０５０℃以下とすることによって、プレアニールにおいてスリップ転位を成長させることなく酸素析出物を成長させることができる。また、このような温度範囲のプレアニールをすれば、高温熱処理により効果的にウェーハ表面の結晶欠陥を低減させることができる。
また、この場合、前記プレアニールを第１アニール（温度Ｔ１）と第２アニール（温度Ｔ２）の２段階で行い、Ｔ１＜Ｔ２とすることが好ましい。
このように、前記プレアニールを２段階で行い、それぞれの熱処理温度の関係をＴ１＜Ｔ２とすることにより、第１アニールで酸素析出物のサイズをある程度成長させ、その後それよりも高温の温度Ｔ２で第２アニールを行えば、スリップ転位の成長が確実に抑制されると同時に、比較的短時間で酸素析出物をさらに成長させることができる。
さらにこの場合、前記第１アニールの温度Ｔ１を１０００℃、前記第２アニールの温度Ｔ２を１０５０℃とすることが好ましい。
このように、第１アニールの温度Ｔ１を１０００℃とすることによって、スリップ転位を成長させることなく酸素析出物のサイズを大きくすることができ、また、１０００℃の第１アニールにおいてある程度酸素析出物のサイズを成長させたことによって、１０５０℃で第２アニールを行ってもスリップ転位の成長を確実に抑制でき、また比較的短時間で酸素析出物をさらに成長させることができる。
また、前記プレアニールにおいて、前記シリコン単結晶ウェーハを熱処理炉に投入する際に、熱処理炉の温度を７００℃以下とし、入炉速度を５０ｍｍ／ｍｉｎ以下とし、かつ、リカバリー昇温速度を５℃／ｍｉｎ以下とすることが好ましい。
上記の様な条件でシリコン単結晶ウェーハを熱処理炉に投入することによって、スリップ転位の発生要因の一つであるウェーハ入炉時におけるウェーハ裏面の傷の発生を低減することができ、それによって傷が起点となって発生するスリップ転位を減少させることができる。
また、前記シリコン単結晶ウェーハとしては、窒素濃度が１×１０１３〜５×１０１５／ｃｍ３で、酸素濃度が１０〜２５ｐｐｍａ（ＪＥＩＤＡ）である窒素をドープしたシリコン単結晶ウェーハを用いるのが好ましい。
このように、ウェーハの窒素濃度が１×１０１３／ｃｍ３以上であることによって、スリップ転位を抑制するために効果的な酸素析出物密度（１×１０９／ｃｍ３以上）を容易に得ることができ、また窒素濃度が５×１０１５／ｃｍ３以下であることによって、ＣＺ単結晶を引き上げる際の単結晶化の妨げとなることもない。また、ウェーハの酸素濃度が１０〜２５ｐｐｍａ（ＪＥＩＤＡ：日本電子工業振興協会規格）であることによって、酸素析出物起因のスリップ転位を発生させることなく、窒素ドープ効果による十分な酸素析出密度を得ることができる。
さらに、前記高温熱処理を行うシリコン単結晶ウェーハとして、ＣＺ法によりシリコン単結晶を作製する際にボイド欠陥の発生を抑制した条件で作製したシリコン単結晶ウェーハを用いることが好ましい。
このように、シリコン単結晶ウェーハとして、ＣＺ法によりシリコン単結晶を作製する際にボイド欠陥の発生を抑制した条件で作製したウェーハを用いることによって、高温熱処理におけるスリップ転位の成長を抑制することができるという効果に加えて、もともとボイド欠陥が極めて少ないウェーハに高温熱処理が加えられ、しかも、表面近傍の酸素析出物は高温熱処理による外方拡散によりほとんど消滅されるので、極めて高品質のＤＺ層が得られる。
このとき、前記ボイド欠陥の発生を抑制した条件で作製したシリコン単結晶ウェーハのＯＳＦ密度が１０００個／ｃｍ２以下であるものとすることが好ましい。
このように、シリコン単結晶ウェーハを、熱酸化処理を行なった後に観察されるＯＳＦ密度が１０００個／ｃｍ２以下であるものとすれば、ウェーハ表面近傍に存在するＯＳＦ核を高温熱処理によって確実に消滅させることができる。
そして本発明によれば、高温熱処理を施してもスリップ転位の成長が抑制され、またウェーハ表面近傍の欠陥密度が低減された大口径のアニールウェーハを提供することができる。
以上説明したように、本発明によれば、１１００℃以上の高温熱処理を行う際に、高温熱処理温度未満の温度でプレアニールを行うことによって、直径が２００ｍｍ以上の大口径のシリコン単結晶ウェーハであっても、ウェーハ表面の欠陥密度が小さく、かつスリップ転位が低減されたアニールウェーハを提供することができる。
発明を実施するための最良の形態
以下、本発明について実施の形態を説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
従来、アルゴンガスや水素ガスなどを用いて高温（１１００〜１３５０℃）において長時間熱処理を施す高温アニールでは、ウェーハにスリップ転位が入らないように、低温で熱処理炉内に投入した後、徐々に昇温させて所定の熱処理温度まで温度を上昇させている。この高温熱処理において、高温熱処理温度を１１００℃以上とするのは、表面近傍の欠陥を効果的に消滅するためであり、また１３５０℃以下とすることによってウェーハの変形や金属汚染等の問題を防止するためである。しかしながら、この様な従来の方法では、直径が２００ｍｍあるいは３００ｍｍ以上の大口径のウェーハを熱処理する場合、１０５０℃を超える高温においてウェーハ裏面から表面に貫通するスリップ転位が顕著に発生するという問題があった。
その原因の一つは、シリコンウェーハを熱処理炉内に投入する際に、シリコンウェーハ面内の温度分布が大きくなることにあり、それによってウェーハ自体が変形してボートとの接触部の一部が破損し、ウェーハ裏面に傷が発生する。その後シリコンウェーハに高温熱処理を施すことによって、ウェーハ裏面の傷が起点となりスリップ転位が成長して表面に突き抜けることが生じていた。
そこで、本発明者等は、ウェーハ表面の結晶欠陥を低減させると同時にスリップの発生及び成長を抑制するために、入炉時のウェーハ裏面における傷の発生を少なくし、また１１００℃以上の温度で熱処理する前に、スリップ転位が発生・成長しないような条件でスリップ転位の成長を抑制する効果を有する酸素析出物をある一定の大きさ以上に成長させることが可能であれば、ウェーハ表面の結晶欠陥を消滅させることができ、かつアニールウェーハのスリップ転位を低減させることができることを発想し、鋭意検討を重ねることにより本発明を完成させるに至った。
すなわち、ＣＺ法で育成した単結晶インゴットから切り出し、研磨した鏡面ウェーハに対して、アルゴンガス、水素ガス、またはこれらの混合ガス雰囲気下、１１００〜１３５０℃の温度で１０〜６００分の高温熱処理を行なう前に、先ず高温熱処理温度未満の温度で、スリップの発生しない条件のプレアニールを行うことによりウェーハ中の酸素析出物を成長させる。その後、高温熱処理を施すことにより、ウェーハ表面及び表面近傍の結晶欠陥が消滅し、またウェーハ内部では酸素析出のゲッタリング層が存在しているウェーハをスリップ転位を成長させることなく作製することができる。
特に、プレアニールを少なくとも２時間以上で１段階行った後に高温熱処理を行うことによって、確実にスリップ転位の発生を抑制できるとともに、結晶欠陥低減の効果をさらに高めることができる。
尚、プレアニールと１１００℃以上の高温熱処理（欠陥消滅アニール）は、ウェーハを炉から取り出すことなく連続的に行っても良いし、プレアニール後、一旦降温してウェーハを炉から取り出し、あらためて熱処理炉に投入して欠陥消滅アニールを行っても良い。生産性を考慮すると、連続的に行うことが好ましい。
この時、プレアニールの温度が９５０℃未満では酸素析出物の成長に時間がかかるため効率的でなく、また１０５０℃を超えるとスリップ転位が顕著に発生するため、プレアニールを行う温度範囲は９５０〜１０５０℃であることが好ましい。
さらに、プレアニールは２段階で行われることが好ましく、まず第１アニール（温度Ｔ１）においてウェーハ内に存在する酸素析出物のサイズをある程度大きく成長させた後、温度Ｔ１よりも高温の温度Ｔ２で第２アニールを行うことによって、第２アニールにおけるスリップ転位の成長が確実に抑制されると同時に、短時間で酸素析出物のさらなる成長が可能となり、その後行われる１１００℃以上の高温熱処理におけるスリップ転位の成長を十分に抑制することができ、さらに高温熱処理後のアニールウェーハの結晶欠陥を一層低減させることができる。
この時、１０００℃の熱処理温度では、スリップ転位は成長しないが、一方酸素析出物を成長させるには時間がかかり、また１０５０℃の熱処理温度では酸素析出物を成長させると同時にスリップ転位も成長してしまう恐れがある。そのため、第１アニールの熱処理温度を１０００℃、第２アニールの熱処理温度を１０５０℃とすることによって、第１アニールにおいてスリップ転位を成長させることなく、第２アニールでスリップ転位が成長しないようなサイズに酸素析出物を成長させ、その後第２アニールにおいて更に酸素析出物を成長させることによって、短時間で酸素析出物を成長させることができるとともに、１１００℃以上の高温熱処理においてもスリップ転位を成長させずに、結晶欠陥を消滅させることができる。従って、このように第１アニールの温度Ｔ１を１０００℃、第２アニールの温度Ｔ２を１０５０℃とすることによって、効率的にスリップ転位を抑制でき、また短時間で酸素析出物を成長できると共に、アニールウェーハの欠陥密度を低減することが可能となる。
また、ウェーハ表面まで貫通するスリップ転位は、前述のようにウェーハ入炉時の裏面キズの発生と、その後の熱処理による成長という２つの要因に起因する。ウェーハの裏面に発生する傷の状態は、入炉条件を変化させることによって変化する。また、入炉時にウェーハ裏面に傷が多く発生するとその傷が起点となってスリップ転位の成長が生じる。そこで、プレアニールにおいてウェーハを熱処理炉に投入する際に、熱処理炉の温度を７００℃以下とし、入炉速度を５０ｍｍ／ｍｉｎ以下とし、かつ、リカバリー昇温速度を５℃／ｍｉｎ以下とすることにより、ウェーハ投入時の裏面キズの発生を低減させ、その後のスリップ転位の成長を防ぐことができる。特に、入炉温度が７００℃を超える温度であると、大口径ウェーハであるほどウェーハ投入時の面内温度分布が大きくなり、その結果ウェーハの変形も大きくなるため、ボートとの擦れが大きくなり、スリップ転位の発生源が増加するので、入炉温度は７００℃以下とすることが好ましい。
尚、ここで言うリカバリー昇温速度とは、所定温度に設定された熱処理炉内にウェーハを投入すると、炉内温度が設定温度よりも低下してしまうため、その際に、低下した炉内温度を設定温度に戻すための昇温速度のことである。
さらに、本発明に用いられるウェーハは、窒素をドープしたシリコン単結晶ウェーハであることが好ましく、窒素濃度が１×１０１３／ｃｍ３以上の窒素ドープシリコン単結晶ウェーハであれば、スリップ転位を抑制するのに効果的な酸素析出物密度（１×１０９／ｃｍ３以上）を容易に得ることができる。しかし、窒素濃度が５×１０１５／ｃｍ３を超える場合ではＣＺ単結晶を引き上げる際に単結晶化の妨げとなるおそれがあり、生産性の低下を招くため、ウェーハの窒素濃度は１×１０１３〜５×１０１５／ｃｍ３とすることが好ましい。
またこの時、ウェーハの酸素濃度が１０ｐｐｍａ（ＪＥＩＤＡ）以上であれば、窒素ドープの効果により十分な酸素析出密度を得ることができる。しかし、一方、酸素濃度が２５ｐｐｍａを超える場合は酸素析出過多となり、析出物起因のスリップ転位が新たに発生しやすくなる。そのため、ウェーハの酸素濃度は１０〜２５ｐｐｍａ（ＪＥＩＤＡ）であることが好ましい。
さらに本発明では、高温熱処理を施すシリコン単結晶ウェーハとして、ＣＺ法によりシリコン単結晶を作製する際にボイド欠陥の発生を抑制した条件で作製したシリコン単結晶ウェーハを用いることが好ましい。ここでボイド欠陥の発生を抑制した条件としては、例えば特開平１１−１４７７８６号、特開平１１−１５７９９６号などに記載されているように、ＣＺ法によりシリコン単結晶を引き上げる際の引き上げ速度Ｖと引き上げ結晶中の固液界面近傍の温度勾配Ｇとの比であるＶ／Ｇを制御することにより、原子空孔型の点欠陥の集合体であるボイド欠陥や過剰の格子間シリコンに起因する転位等の欠陥の発生が抑制されたＮ領域（ニュートラル領域）にてシリコン単結晶を引き上げる条件とすることができる。具体的には、引き上げ装置の炉内構造（ホットゾーン構造）および引き上げ速度の調整によりＶ／Ｇを制御することによって、シリコン単結晶の育成をＮ領域となる条件で実施することができ、空孔型の点欠陥の集合体であるボイド欠陥のない結晶が得られる。
このような条件で作製したシリコン単結晶ウェーハに本発明の高温熱処理を適用することにより、高温熱処理におけるスリップ転位の成長を抑制することができるという効果に加えて、もともとボイド欠陥が極めて少ないウェーハに高温熱処理が加えられ、しかも、表面近傍の酸素析出物は高温熱処理による外方拡散によりほとんど消滅されるので、極めて高品質のＤＺ層を有するアニールウェーハが得られる。
この場合、ボイド欠陥の発生を抑制した条件で作製したシリコン単結晶ウェーハを、高温酸化熱処理を行なうことによりその表面に検出されるＯＳＦ密度が１０００個／ｃｍ２以下のウェーハとすることが好ましい。高温熱酸化によりＯＳＦを発生させるＯＳＦ核は、比較的サイズの大きなＧｒｏｗｎ−ｉｎ酸素析出物であり、このようなＯＳＦ核がウェーハ表面近傍に高密度に存在すると、本発明の高温熱処理の際に外方拡散で消滅しきれずに残存する場合があるが、シリコン単結晶ウェーハをＯＳＦ密度が１０００個／ｃｍ２以下であるものとすることにより、ウェーハ表面近傍に存在するＯＳＦ核を高温熱処理による外方拡散によって確実に消滅させることができる。
以下、本発明をさらに詳述する。
まず、ＭＣＺ法により、窒素含有量が５×１０１３／ｃｍ３（計算値）、酸素含有量が１５ｐｐｍａ（ＪＥＩＤＡ）で直径が３００ｍｍのインゴットを育成した後、インゴットを切り出してウェーハを用意した。
その後、用意したウェーハに熱処理を施すため、熱処理炉にウェーハを投入した。その際のウェーハの入炉条件は、熱処理炉の温度を７００℃、入炉速度を１００ｍｍ／ｍｉｎ、リカバリー昇温速度を１０℃／ｍｉｎに設定した。
ウェーハを熱処理炉内に投入後、Ａｒ雰囲気下で１０００℃で０〜１６時間＋１０５０℃で０〜１２時間のプレアニールを行い、その後１２００℃で１時間の高温熱処理を行った。アニール後、それぞれの熱処理条件から得られたアニールウェーハの表面に存在するスリップ転位の有無を確認した。その結果を図１に示す。図１の各プロットおよびそれらを結ぶ直線は、高温熱処理（１２００℃、１時間）によりスリップ転位が発生するか否かの境界線を示しており、境界線の下部ではスリップ転位が発生し、上部及び境界線上ではスリップ転位は発生しないことを意味する（尚、プレアニールを行わず、１２００℃、１時間の高温熱処理のみ行った場合は、スリップ転位が多発する）。
また１０００℃で２時間＋１０５０℃で５時間＋１２００℃で１時間及び１０００℃で４時間＋１０５０℃で４時間＋１２００℃で１時間の熱処理条件（いずれもスリップ転位の発生しない条件）で得られたアニールウェーハの表面欠陥密度を測定し、その結果を図３に示す。
図１に示したように、１２００℃の高温熱処理を行う前のプレアニールの温度と時間を適切に設定することでスリップ転位がウェーハ表面にないアニールウェーハを得ることができ、そのなかで、１０００℃で２時間＋１０５０℃で５時間＋１２００℃で１時間あるいは１０００℃で４時間＋１０５０℃で４時間＋１２００℃で１時間の熱処理条件で行ったアニールウェーハが、比較的短い時間のプレアニールでスリップ転位のないアニールウェーハを得ることができた。また、その２条件で作製されたアニールウェーハは、図３に示す様に表面欠陥も極めて少なかった。
次に、ＭＣＺ法により上記と同様にウェーハを用意し、上記と同一の入炉条件で熱処理炉に投入した。その後、Ａｒ雰囲気下で８００℃で２〜１６時間＋１０００℃で７〜１８時間のプレアニールを行い、その後１２００℃で１時間の高温熱処理を行った。アニール後、それぞれの熱処理条件から得られたアニールウェーハの表面に存在するスリップ転位の有無を確認した。その結果を図２に示す（図２の見方は図１と同様である）。また８００℃で４時間＋１０００℃で１２時間＋１２００℃で１時間及び８００℃で８時間＋１０００℃で９時間＋１２００℃で１時間の熱処理条件で得られたアニールウェーハの表面欠陥密度を測定し、その結果を図３に示す。
図２に示したように、プレアニールの温度と時間を適切に設定することでスリップ転位がウェーハ表面にないアニールウェーハを得ることができ、そのなかで、８００℃で４時間＋１０５０℃で１２時間＋１２００℃で１時間の熱処理条件で行ったアニールウェーハが、比較的短い時間のアニールでスリップ転位のないウェーハとすることができた。
図１、図２の結果より、熱処理時間を考慮した場合、１０００℃＋１０５０℃の組み合わせでプレアニールを行って酸素析出処理した方が、８００℃＋１０００℃の組み合わせでプレアニールを行うよりも短時間でウェーハ表面にスリップ転位のないアニールウェーハを得ることができ、効率的であることがわかる。
また、図３に示したように、上記の１０００℃＋１０５０℃あるいは８００℃＋１０００℃の組み合わせのプレアニールにおいて、ウェーハ表面のスリップ転位をなくすことができた熱処理条件の中で比較的短時間であった熱処理条件におけるアニールウェーハの表層の欠陥密度を比較してみると、８００℃＋１０００℃＋１２００℃の組み合わせの熱処理を行ったアニールウェーハの欠陥密度は、１０００℃＋１０５０℃＋１２００℃の組み合わせのアニールウェーハの欠陥密度の５〜１０倍程度であった。このことから８００℃＋１０００℃＋１２００℃の熱処理を行ったウェーハでは高温熱処理における結晶欠陥の消滅が抑制されていることがわかった。
この理由は明らかではないが、８００℃＋１０００℃＋１２００℃の組み合わせの熱処理を行った場合、８００℃＋１０００℃のプレアニールにおいて、１２００℃のアルゴンアニールでは消滅されにくい欠陥が成長しているものと考えられる。
このことからも、プレアニールを１０００℃＋１０５０℃の組み合わせで行う方がウェーハ表層における結晶欠陥密度をより低減することができ、さらに効果的であることがわかる。
次に、プレアニールにおける入炉条件を変化させて熱処理を行った。
まず、ＭＣＺ法により、窒素含有量が５×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｍ３（計算値）、酸素含有量が１５ｐｐｍａ（ＪＥＩＤＡ）で直径が３００ｍｍのインゴットを育成した後、インゴットを切り出してウェーハを用意した。
その後、用意したウェーハに熱処理を施すため、熱処理炉にウェーハを投入した。その際のウェーハの熱処理炉への入炉条件を以下の表１に示す。
2003003441.tif 000003
それぞれの入炉条件でウェーハを熱処理炉内に投入後、１０００℃で２〜８時間＋１０５０℃で２〜８時間のプレアニールを行った後、１２００℃で１時間の高温熱処理を行った。
その結果、入炉条件が条件１〜３の場合、図１の結果と同様に１０００℃で４時間＋１０５０℃で４時間＋１２００℃で１時間の熱処理条件でアニールを行うことによって、結晶欠陥を低減でき、かつアニールウェーハの表面に突き抜けるスリップ転位は発生しなかった。それに対して、条件４でウェーハを熱処理炉に投入した場合のみ、１０００℃で２時間＋１０５０℃で２時間＋１２００℃で１時間の熱処理条件、すなわち、図１ではスリップ転位が発生する結果となった短時間のプレアニールでも、ウェーハの表面に突き抜けるスリップ転位がなく、欠陥密度の小さいアニールウェーハを得ることができた。
以上の結果より、入炉条件は、熱処理炉の温度が７００℃、入炉速度が５０ｍｍ／ｍｉｎ、かつリカバリー昇温速度が５℃／ｍｉｎまたはそれよりウェーハに対して負荷のかからない条件（それぞれ７００℃以下、５０ｍｍ／ｍｉｎ以下、５℃／ｍｉｎ以下）とすることによって、効果的にスリップ転位の成長を抑制することが可能となる。
また、確認として条件１〜４の入炉条件でウェーハを熱処理炉内に投入し、プレアニールを行うことなく１２００℃で１時間の高温熱処理を行ったアニールウェーハと１０００℃で２時間のプレアニールを行った後１２００℃で１時間の高温熱処理を行ったアニールウェーハを作製し、それらの結晶欠陥密度と発生したスリップ転位を測定して比較を行った。その結果、プレアニールを行わなかったアニールウェーハは、入炉条件には依存することなく、いずれの場合にも目視検査でも観察されるスリップ転位が顕著に発生していたが、プレアニールを行ったアニールウェーハでは、プレアニールを行わなかったものに比べて欠陥密度及び発生したスリップ転位ともに半分以下に低減していた。
すなわち、本発明によれば、高温熱処理を行う前に高温熱処理温度未満の温度でプレアニールを行うことによって、アニールウェーハの結晶欠陥密度を確実に低減できると同時にスリップ転位の発生を抑制することができる。特に、前記プレアニールを２段階行った場合のようにスリップ転位の全くないアニールウェーハを製造することも可能である。
以下、実施例及び比較例を示して本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
（実施例１）
まず、石英ルツボに原料多結晶シリコンをチャージし、これに窒化膜付きシリコンウェーハを投入しておき、ＭＣＺ法によって直径３００ｍｍ、Ｐ型、方位＜１００＞の窒素をドープしたシリコン単結晶を育成した（窒素含有量５×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｍ３（計算値）、酸素含有量１５ｐｐｍａ（ＪＥＩＤＡ））。その後、単結晶をスライスし、ラッピング、面取り、研磨を施して鏡面ウェーハとした。
次に、得られた鏡面ウェーハをアニールするため熱処理炉にウェーハを投入した。その際、ウェーハの入炉条件は、熱処理炉の温度を７００℃、入炉速度を５０ｍｍ／ｍｉｎ、リカバリー昇温速度を５℃／ｍｉｎに設定した。
ウェーハを熱処理炉内に投入後、Ａｒ１００％雰囲気下でまず１０００℃で２時間の第１アニール、次に１０５０℃で２時間の第２アニールを行い、その後１２００℃で１時間の高温熱処理を行った。
高温熱処理後、アニールウェーハ表面をＸ線トポグラフ及び表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製ＳＰ１）によって観察した結果、スリップ転位はほとんど確認されなかった。また得られたアニールウェーハの表面の欠陥密度を、欠陥評価装置（三井金属鉱業社製ＭＯ−６０１）により測定した結果、１．５個／ｃｍ２と大変低い値を示した。
また、上記ウェーハと同一仕様のウェーハを用いて、赤外干渉法を用いた欠陥評価装置であるＨｉｇｈ  Ｙｉｅｌｄ  Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ社製ＯＰＰ（Ｏｐｔｉｃａｌ  Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅ  Ｐｒｏｆｉｌｅｒ）により、第１アニール前、第１アニール後、第２アニール後のそれぞれにおいて、酸素析出物密度とサイズを測定した。
その結果、第１アニール前は酸素析出物サイズが小さいためＯＰＰでは観察されなかった。ちなみに、ＯＰＰによる酸素析出物の検出下限サイズは約５０ｎｍ程度である。一方、第１アニール後の酸素析出物はＯＰＰで検出可能なサイズに成長しており、平均１．２（ａ．ｕ．）であった。さらに、第２アニール後には平均２．８（ａ．ｕ．）まで成長していることがわかった。また、酸素析出物密度については、第１アニール後、第２アニール後のいずれも４×１０９個／ｃｍ３であった。
すなわち、上記のような第１アニールと第２アニールにより酸素析出物サイズが成長し、しかも、十分な密度を有しているため、その後の高温熱処理によるスリップ転位の発生が抑制されたものと推測される。
尚、上記ＯＰＰでは検出された欠陥サイズの絶対値を測定することはできないため、ａ．ｕ．（ａｒｂｉｔｒａｒｙ  ｕｎｉｔ：任意単位）を用いて、相対値で評価した。
（実施例２〜８、比較例１及び２）
まず、石英ルツボに原料多結晶シリコンをチャージし、これに窒化膜付きシリコンウェーハを投入しておき、ＣＺ法によって直径２００ｍｍ、結晶方位＜１００＞、Ｐ型、１０Ω・ｃｍの窒素をドープしたシリコン単結晶インゴットを育成した（窒素含有量５×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｍ３（計算値）、酸素含有量１５ｐｐｍａ（ＪＥＩＤＡ））。その後、シリコン単結晶インゴットをスライスし、ラッピング、面取り、研磨を施して鏡面ウェーハを用意した。この鏡面ウェーハ表面の欠陥密度をＭＯ−６０１（三井金属鉱業製）を用いて測定した結果、その欠陥密度は５５．３個／ｃｍ２であった。
この作製した鏡面ウェーハに対し、縦型熱処理炉を用いてＡｒ１００％雰囲気下で以下の表２に記載した各熱処理条件で熱処理を連続的に行った。尚、その際、ウェーハの投入及び取り出し条件は、いずれも熱処理炉の温度を７００℃、またボートスピード（入炉速度）を５０ｍｍ／ｍｉｎ、またリカバリー昇温速度を５℃／ｍｉｎに設定し、またウェーハを熱処理炉に投入後、昇温速度５℃／ｍｉｎで昇温した。高温熱処理後、作製したアニールウェーハの表面欠陥密度をＭＯ−６０１（三井金属鉱業製）を使用して測定し、またスリップ転位の発生状況をＸ線トポグラフ像により観察し、スリップ転位がほとんど発生しなかったものをランク１とし、スリップ転位の発生が最も多かったものをランク５として、５段階の相対評価を行った。その測定結果を以下の表２にまとめて示す。
2003003441.tif 000004
上記表２に示したように、高温熱処理を行う前にプレアニールを２時間以上で１段階行うこと、特に９５０〜１０５０℃の温度範囲でプレアニールを行うこと（実施例２〜４）によって、スリップ転位の発生を抑制することができるとともにスリップ転位以外の結晶欠陥密度も確実に低減することができた。さらに、プレアニール時間を長くするほど（実施例５〜８）、スリップ転位の発生を一層抑制することができ、また結晶欠陥を消滅させる効果もさらに高めることができた。しかしながら、高温熱処理を行う前にプレアニールを行わなかった場合（比較例１及び２）は、アニールウェーハの表面にはスリップ転位が顕著に発生しており、スリップ転位の発生を抑制することはできなかった。また、本発明によるプレアニールを行ったアニールウェーハは、スリップ転位が減少するのみならず、従来の高温熱処理のみを行う場合に比べて結晶欠陥の消滅効果も大きくなることが判った。
さらに、上記と同様の条件で繰り返し実験を行っても、表２と同様の結果が得られ、再現性があることが確認された。
（実施例９）
まず、石英ルツボに原料多結晶シリコンをチャージし、ＭＣＺ法を用いてＶ／Ｇを制御し、結晶の成長方向に垂直な断面が全面Ｎ領域になる条件によって直径２００ｍｍ、Ｐ型、方位＜１００＞のシリコン単結晶を育成した（窒素ドープなし、酸素含有量１５ｐｐｍａ（ＪＥＩＤＡ））。その後、単結晶をスライスし、ラッピング、面取り、研磨を施して鏡面ウェーハとした。
このウェーハ表面のＯＳＦ密度を測定するため一枚抜き取り、酸化性雰囲気下、１０００℃で３時間＋１１５０℃で１００分の熱処理を行なった後、表面に選択エッチングを施してＯＳＦ密度を観察したところ、約１５０個／ｃｍ２であり、作製した鏡面ウェーハのＯＳＦ密度が１０００個／ｃｍ２以下であることを確認した。
次に、作製した鏡面ウェーハに対し、縦型熱処理炉を用いてＡｒ１００％雰囲気下、表２の実施例２に記載した熱処理条件で熱処理を行った。その際、ウェーハの入炉条件は、熱処理炉の温度を７００℃、入炉速度を５０ｍｍ／ｍｉｎ、リカバリー昇温速度を５℃／ｍｉｎに設定し、またウェーハを熱処理炉に投入後、昇温速度５℃／ｍｉｎで昇温した。
高温熱処理後、アニールウェーハ表面をＸ線トポグラフ及び表面検査装置（ＫＬＡ−Ｔｅｎｃｏｒ社製ＳＰ１）によって観察した結果、スリップ転位はほとんど確認されなかった（表２のランク１と同等レベル）。
また、得られたアニールウェーハの表面の欠陥密度を、欠陥評価装置（三井金属鉱業社製ＭＯ−６０１）により測定した結果、０．０５個／ｃｍ２と極めて低い値を示した。
さらに、上記ウェーハと同一仕様のウェーハを用いて、ＯＰＰにより、プレアニール前、高温熱処理後のそれぞれにおいて、酸素析出物密度とサイズを測定した。
その結果、プレアニール前は酸素析出物サイズが小さいためＯＰＰでは観察されなかった。一方、高温熱処理後の酸素析出物はＯＰＰで検出可能なサイズに成長しており、平均２．５（ａ．ｕ．）であった。また、酸素析出物密度は５×１０９個／ｃｍ３であった。
なお、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は単なる例示であり、本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。
例えば、上記実施例では高温熱処理の雰囲気をアルゴンとする場合を例に挙げたが、本発明は水素あるいは水素とアルゴンの混合雰囲気中で高温熱処理する場合にも全く同様に適用できるものであり、また高温熱処理温度や熱処理時間が本発明の範囲内であれば同様に適用できるものである。
【図面の簡単な説明】
図１は、第１アニール（１０００℃）及び第２アニール（１０５０℃）の熱処理時間を変化させたときのアニールウェーハ表面のスリップ転位の存在を表した図である。
図２は、第１アニール（８００℃）及び第２アニール（１０００℃）の熱処理時間を変化させたときのアニールウェーハ表面のスリップ転位の存在を表した図である。
図３は、測定したプレアニール条件の異なるアニールウェーハの表面結晶欠陥密度を比較した図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【国際調査報告】
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