JP3890861B2

JP3890861B2 - Pulling method of silicon single crystal

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Publication number: JP3890861B2
Application number: JP2000230851A
Authority: JP
Inventors: 純古川; 英夫田中; 裕二中田
Original assignee: Sumco Corp
Current assignee: Sumco Corp
Priority date: 2000-07-31
Filing date: 2000-07-31
Publication date: 2007-03-07
Anticipated expiration: 2020-07-31
Also published as: JP2002047094A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、チョクラルスキー法（以下、ＣＺ法という。）により点欠陥の凝集体が存在しないシリコン単結晶を製造する方法に関する。更に詳しくは、イントリンシックゲッタリング（以下、ＩＧ）源を有するシリコン単結晶の引上げ方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、半導体集積回路を製造する工程において、歩留りを低下させる原因として酸化誘起積層欠陥（Oxidation Induced Stacking Fault、以下、ＯＳＦという。）の核となる酸素析出物の微小欠陥や、結晶に起因したパーティクル（Crystal Originated Particle、以下、ＣＯＰという。）や、或いは侵入型転位（Interstitial-type Large Dislocation、以下、ＬＤという。）の存在が挙げられている。ＯＳＦは、結晶成長時にその核となる微小欠陥が導入され、半導体デバイスを製造する際の熱酸化工程等で顕在化し、作製したデバイスのリーク電流の増加等の不良原因になる。またＣＯＰは、鏡面研磨後のシリコンウェーハをアンモニアと過酸化水素の混合液で洗浄したときにウェーハ表面に出現する結晶に起因したピットである。このウェーハをパーティクルカウンタで測定すると、このピットも本来のパーティクルとともに光散乱欠陥として検出される。このＣＯＰは電気的特性、例えば酸化膜の経時絶縁破壊特性（Time Dependent dielectric Breakdown、ＴＤＤＢ）、酸化膜耐圧特性（Time Zero Dielectric Breakdown、ＴＺＤＢ）等を劣化させる原因となる。またＣＯＰがウェーハ表面に存在するとデバイスの配線工程において段差を生じ、断線の原因となり得る。そして素子分離部分においてもリーク等の原因となり、製品の歩留りを低くする。更にＬＤは、転位クラスタとも呼ばれたり、或いはこの欠陥を生じたシリコンウェーハをフッ酸を主成分とする選択エッチング液に浸漬するとピットを生じることから転位ピットとも呼ばれる。このＬＤも、電気的特性、例えばリーク特性、アイソレーション特性等を劣化させる原因となる。
【０００３】
以上のことから、半導体集積回路を製造するために用いられるシリコンウェーハからＯＳＦ、ＣＯＰ及びＬＤを減少させることが必要となっている。
このＯＳＦ、ＣＯＰ及びＬＤを有しない無欠陥のシリコンインゴットの製造方法が特開平１１−１３９３号公報に開示されている。この無欠陥のシリコンインゴットは、インゴット内での空孔型点欠陥の凝集体及び格子間シリコン型点欠陥の凝集体がそれぞれ存在しないパーフェクト領域［Ｐ］からなる。パーフェクト領域［Ｐ］は、格子間シリコン型点欠陥が支配的に存在する領域［Ｉ］と、シリコン単結晶インゴット内で空孔型点欠陥が支配的に存在する領域［Ｖ］との間に介在する。このパーフェクト領域［Ｐ］からなるシリコンウェーハは、インゴットの引上げ速度をＶ（ｍｍ／分）とし、シリコン融液とインゴットとの界面近傍におけるインゴット鉛直方向の温度勾配をＧ（℃／ｍｍ）とするとき、熱酸化処理をした際にリング状に発生するＯＳＦがウェーハ中心部で消滅するように、Ｖ／Ｇ（ｍｍ²／分・℃）の値を決めて作られる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
一方、半導体デバイスメーカーの中には、ＯＳＦ、ＣＯＰ及びＬＤを有しない上に、デバイス工程で生じる金属汚染をゲッタリングする能力を有するシリコンウェーハを求める場合がある。ゲッタリング能力が十分に備わっていないウェーハでは、デバイス工程で金属により汚染されると、接合リークや、金属不純物によるトラップ準位によるデバイスの動作不良等を生じ、これにより製品の歩留りが低下する。
上記パーフェクト領域［Ｐ］からなるインゴットから切出されたシリコンウェーハは、ＯＳＦ、ＣＯＰ及びＬＤを有しないけれども、デバイス工程の熱処理において、必ずしもウェーハ面内で均一に酸素析出が起らず、これによりＩＧ効果が十分に得られない場合がある。
【０００５】
本発明の目的は、領域［Ｐ_V］及び領域［Ｐ_I］の双方からなるインゴット又は領域［Ｐ_I］のみからなるインゴットであっても、ウェーハにした場合にＩＧ効果が得られ、かつ点欠陥の凝集体の存在しないシリコン単結晶の引上げ方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
請求項１に係る発明は、シリコン単結晶インゴット内での格子間シリコン型点欠陥が支配的に存在する領域を［Ｉ］とし、空孔型点欠陥が支配的に存在する領域を［Ｖ］とし、格子間シリコン型点欠陥の凝集体及び空孔型点欠陥の凝集体が存在しないパーフェクト領域を［Ｐ］とするとき、パーフェクト領域［Ｐ］からなるシリコン単結晶インゴットを引上げる方法の改良である。
その特徴ある構成は、上記領域［Ｉ］に隣接しかつ上記パーフェクト領域［Ｐ］に属し侵入型転位を形成し得る最低の格子間シリコン濃度未満の領域を［Ｐ_I］とし、前記領域［Ｖ］に隣接しかつ前記パーフェクト領域［Ｐ］に属しＣＯＰ又はＦＰＤを形成し得る空孔濃度以下の領域を［Ｐ _V ］とするとき、上記領域［Ｐ_V］及び領域［Ｐ_I］の双方からなりかつ酸素濃度が１．４×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（旧ＡＳＴＭ）以上であって、引上げによりシリコン単結晶インゴットの温度が１０００〜６００℃の温度範囲内の所定温度まで降下した時点でシリコン単結晶インゴットを加熱してその温度を６００〜５００℃で２〜５０時間維持することにある。
請求項２に係る発明の特徴ある構成は、上記領域［Ｐ_V］及び領域［Ｐ_I］の双方からなりかつ酸素濃度が１．１〜１．２×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（旧ＡＳＴＭ）以上であって、引上げによりシリコン単結晶インゴットの温度が１０００〜６００℃の温度範囲内の所定温度まで降下した時点でシリコン単結晶インゴットを加熱してその温度を６００〜５００℃で２０〜５０時間維持することにある。
【０００７】
請求項３に係る発明の特徴ある構成は、上記領域［Ｐ_I］のみからなりかつ酸素濃度が１．４×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（旧ＡＳＴＭ）以上であって、引上げによりシリコン単結晶インゴットの温度が１０００〜６００℃の温度範囲内の所定温度まで降下した時点でシリコン単結晶インゴットを加熱してその温度を６００℃で２０〜５０時間又は５００℃で６〜５０時間維持することにある。
請求項４に係る発明の特徴ある構成は、上記領域［Ｐ_I］のみからなりかつ酸素濃度が１．１〜１．２×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（旧ＡＳＴＭ）以上であって、引上げによりシリコン単結晶インゴットの温度が１０００〜６００℃の温度範囲内の所定温度まで降下した時点でシリコン単結晶インゴットを加熱してその温度を５００℃で５０時間維持することにある。
【０００８】
請求項１〜４に係る発明では、インゴットが領域［Ｐ_V］及び領域［Ｐ_I］の双方からなるとき、或いは領域［Ｐ_I］のみからなるときに、インゴットの酸素濃度が所定の濃度範囲にあって、引上げ中のインゴットを上記条件で加熱すると、インゴットの状態で所定密度以上の酸素析出核が発現する。この熱処理したインゴットからシリコンウェーハを切出し、このウェーハを半導体デバイスメーカーのデバイス製造工程で熱処理すると、上記酸素析出核が酸素析出物（Bulk Micro Defect、以下、ＢＭＤという。）に成長し、領域［Ｐ_V］及び領域［Ｐ_I］の双方からなるウェーハ又は領域［Ｐ_I］のみからなるウェーハであっても、ウェーハ全面にＩＧ効果を有するようになる。
【０００９】
【発明の実施の形態】
本発明のシリコン単結晶インゴットは、ＣＺ法によりホットゾーン炉内のシリコン融液からボロンコフ（Voronkov）の理論に基づいた所定の速度プロファイルで引上げて製造される。
一般的に、ＣＺ法によりホットゾーン炉内のシリコン融液からシリコン単結晶のインゴットを引上げたときには、シリコン単結晶における欠陥として、点欠陥（point defect）と点欠陥の凝集体（agglomerates：三次元欠陥）が発生する。点欠陥は空孔型点欠陥と格子間シリコン型点欠陥という二つの一般的な形態がある。空孔型点欠陥は一つのシリコン原子がシリコン結晶格子で正常的な位置の一つから離脱したものである。このような空孔が空孔型点欠陥になる。一方、原子がシリコン結晶の格子点以外の位置（インタースチシャルサイト）で発見されるとこれが格子間シリコン点欠陥になる。
【００１０】
点欠陥は一般的にシリコン融液（溶融シリコン）とインゴット（固状シリコン）の間の接触面で導入される。しかし、インゴットを継続的に引上げることによって接触面であった部分は引上げとともに冷却し始める。冷却の間、空孔型点欠陥又は格子間シリコン型点欠陥は拡散により互いに合併して、空孔型点欠陥の凝集体（vacancy agglomerates）又は格子間シリコン型点欠陥の凝集体（interstitial agglomerates）が形成される。言い換えれば、凝集体は点欠陥の合併に起因して発生する三次元構造である。
空孔型点欠陥の凝集体は前述したＣＯＰの他に、ＬＳＴＤ（Laser ScatteringTomograph Defects）又はＦＰＤ（Flow Pattern Defects）と呼ばれる欠陥を含み、格子間シリコン型点欠陥の凝集体は前述したＬＤと呼ばれる欠陥を含む。ＦＰＤとは、インゴットをスライスして作製されたシリコンウェーハを３０分間無撹拌にてセコエッチング（Secco etching、（Ｋ₂Ｃｒ₂Ｏ₇：50%ＨＦ：純水＝44g：2000cc：1000cc）の混合液によるエッチング）したときに現れる特異なフローパターンを呈する痕跡の源であり、ＬＳＴＤとは、シリコン単結晶内に赤外線を照射したときにシリコンとは異なる屈折率を有し散乱光を発生する源である。
【００１１】
ボロンコフの理論は、欠陥の数が少ない高純度インゴットを成長させるために、インゴットの引上げ速度をＶ（ｍｍ／分）、インゴットとシリコン融液の界面近傍のインゴット中の温度勾配をＧ（℃／ｍｍ）とするときに、Ｖ／Ｇ（ｍｍ²／分・℃）を制御することである。この理論では、図１Ａに示すように、Ｖ／Ｇをよこ軸にとり、空孔型点欠陥濃度と格子間シリコン型点欠陥濃度を同一のたて軸にとって、Ｖ／Ｇと点欠陥濃度との関係を図式的に表現し、空孔領域と格子間シリコン領域の境界がＶ／Ｇによって決定されることを説明している。より詳しくは、Ｖ／Ｇ比が臨界点以上では空孔型点欠陥濃度が優勢なインゴットが形成される反面、Ｖ／Ｇ比が臨界点以下では格子間シリコン型点欠陥濃度が優勢なインゴットが形成される。図１Ａにおいて、［Ｉ］は格子間シリコン型点欠陥が支配的であって、格子間シリコン型点欠陥が存在する領域（(Ｖ／Ｇ)₁以下）を示し、［Ｖ］はインゴット内での空孔型点欠陥が支配的であって、空孔型点欠陥の凝集体が存在する領域（(Ｖ／Ｇ)₂以上）を示し、［Ｐ］は空孔型点欠陥の凝集体及び格子間シリコン型点欠陥の凝集体が存在しないパーフェクト領域（(Ｖ／Ｇ)₁〜(Ｖ／Ｇ)₂）を示す。領域［Ｐ］に隣接する領域［Ｖ］にはＯＳＦ核を形成する領域［ＯＳＦ］（(Ｖ／Ｇ)₂〜(Ｖ／Ｇ)₃）が存在する。
【００１２】
このパーフェクト領域［Ｐ］は更に領域［Ｐ_I］と領域［Ｐ_V］に分類される。［Ｐ_I］はＶ／Ｇ比が上記(Ｖ／Ｇ)₁から臨界点までの領域であり、［Ｐ_V］はＶ／Ｇ比が臨界点から上記(Ｖ／Ｇ)₂までの領域である。即ち、［Ｐ_I］は領域［Ｉ］に隣接し、かつ侵入型転位を形成し得る最低の格子間シリコン型点欠陥濃度未満の格子間シリコン型点欠陥濃度を有する領域であり、［Ｐ_V］は領域［Ｖ］に隣接し、かつＯＳＦを形成し得る最低の空孔型点欠陥濃度未満の空孔型点欠陥濃度を有する領域である。
【００１３】
この実施の形態における所定の引上げ速度プロファイルは、インゴットがホットゾーン炉内のシリコン溶融物から引上げられる時、温度勾配に対する引上げ速度の比（Ｖ／Ｇ）が格子間シリコン型点欠陥の凝集体の発生を防止する(Ｖ／Ｇ)₁以上であって、空孔型点欠陥の凝集体をインゴットの中央にある空孔型点欠陥が支配的に存在する領域内に制限する(Ｖ／Ｇ)₂以下に維持されるように決められる。
【００１４】
この引上げ速度のプロファイルは、実験的に基準インゴットを軸方向にスライスすることで、又はこれらの技術を組合わせることで、シミュレーションによって上記ボロンコフの理論に基づき決定される。即ち、この決定は、シミュレーションの後に、軸方向にスライスしたインゴットを横断方向にスライスしてウェーハ状態で確認し、更にシミュレーションを繰り返すことによりなされる。シミュレーションのために複数種類の引上げ速度が所定の範囲で決められ、複数個の基準インゴットが成長される。
即ち、図１Ｅに示すように引上げ速度を１．２ｍｍ／分から０．４ｍｍ／分まで徐々に低下させてＶ／Ｇを連続的に低下させたときのインゴットの断面図を図１Ｂ、図１Ｃ及び図１Ｄにそれぞれ示す。各図の横軸はそれぞれ図１Ａの横軸（Ｖ／Ｇ）に対応して描かれている。図１Ｂは上記インゴットをＮ₂雰囲気下、１０００℃、４０時間熱処理した後のＸ線トポグラフによる概念図である。この図では引上げ速度を低下させるに従って領域［Ｖ］、領域［ＯＳＦ］、領域［Ｐ_V］、領域［Ｐ_I］及び領域［Ｉ］が現れる。図１Ｃは引上げ直後（as-grownの状態）の上記インゴットを３０分間セコエッチングしたときの結晶の欠陥分布図である。この図では上記［Ｖ］に相当する領域にＣＯＰ、ＦＰＤが現れ、上記［Ｉ］に相当する領域にＬＤが現れる。更に図１Ｄは上記インゴットを湿潤Ｏ₂雰囲気下、１１００℃、１時間熱処理した後、２分間セコエッチングしたときの結晶の欠陥分布図である。この図ではＯＳＦが現れる。この実施の形態におけるＶ／Ｇは、インゴットが領域［Ｐ_V］及び領域［Ｐ_I］の双方からなるように、又は領域［Ｐ_I］のみからなるように設定される。
【００１５】
なお、ＣＯＰやＬＤなどの点欠陥の凝集体は検出方法によって検出感度、検出下限値が異なる値を示すことがある。そのため、本明細書において、「点欠陥の凝集体が存在しない」の意味は、鏡面加工されたシリコン単結晶を無攪拌セコエッチングを施した後に光学顕微鏡により、観察面積とエッチング取り代との積を検査体積として観察した際に、フローパターン（空孔型欠陥）及び転位クラスタ（格子間シリコン型点欠陥）の各凝集体が１×１０^-3ｃｍ³の検査体積に対して１個欠陥が検出された場合を検出下限値（１×１０³個／ｃｍ³）とするとき、点欠陥の凝集体の数が上記検出下限値以下であることをいう。
【００１６】
シリコン単結晶インゴットを上述した所定のＶ／Ｇで引上げるための引上げ装置が図２〜図４に示される。図示するようにシリコン単結晶引上げ装置１０はチャンバ１１を有する。このチャンバ１１内には、シリコン融液１２を貯留する石英るつぼ１３が設けられ、この石英るつぼ１３の外面は黒鉛サセプタ１４により被覆される。石英るつぼ１３の下面は上記黒鉛サセプタ１４を介して支軸１６の上端に固定され、この支軸１６の下部はるつぼ駆動手段１７に接続される（図２）。るつぼ駆動手段１７は図示しないが石英るつぼ１３を回転させる第１回転用モータと、石英るつぼ１３を昇降させる昇降用モータとを有し、これらのモータにより石英るつぼ１３が所定の方向に回転し得るとともに、上下方向に移動可能となっている。石英るつぼ１３の外周面は石英るつぼ１３から所定の間隔をあけて第１ヒータ１８により包囲され、この第１ヒータ１８は保温筒１９により包囲される。第１ヒータ１８は石英るつぼ１３に投入された高純度のシリコン多結晶体を加熱・溶融してシリコン融液にする。
【００１７】
またチャンバ１１の上端には円筒状のケーシング２１が接続される。このケーシング２１には引上げ手段２２が設けられる。引上げ手段２２はケーシング２１の上端部に水平状態で旋回可能に設けられた引上げヘッド（図示せず）と、このヘッドを回転させる第２回転用モータ（図示せず）と、ヘッドから石英るつぼ１３の回転中心に向って垂下されたワイヤケーブル２２ａと、上記ヘッド内に設けられワイヤケーブル２２ａを巻取り又は繰出す引上げ用モータ（図示せず）とを有する。ワイヤケーブル２２ａの下端にはシリコン融液１２に浸してシリコン単結晶インゴット２４を引上げるための種結晶２３が取付けられる。
【００１８】
またシリコン単結晶インゴット２４の外周面と石英るつぼ１３の内周面との間にはインゴット２４の外周面を包囲する熱遮蔽部材２６が設けられる（図２〜図４）。この熱遮蔽部材２６は、ヒータ１８からの輻射熱を遮る円筒状の筒部２６ａと、この筒部２６ａをその上縁で支持するフランジ部２６ｂとを有する。上記フランジ部２６ｂを保温筒１９上に載置することにより、筒部２６ａの下縁がシリコン融液１２表面から所定の距離だけ上方に位置するように熱遮蔽部材２６がチャンバ１１内に固定される。
【００１９】
また筒部２６ａの下縁には上方に向かうに従って直径が小さくなるコーン状の第１放熱抑制部材３１が設けられ、筒部２６ａの下縁から連結部材３３が垂下され、更に上方に向うに従って直径が小さくなるように形成されたコーン状の第２放熱抑制部材３２が連結部材３３の下端に取付けられる（図２〜図４）。第２放熱抑制部材３２は第１放熱抑制部材３１から所定の間隔をあけて下方に設けられる。また熱遮蔽部材２６の上方のチャンバ１１内には引上げられてくるインゴット２４を包囲するように冷却筒体３４がその上部をケーシング２１に取付けることにより設けられる。この冷却筒体３４の上部内面には円筒状の第２ヒータ３５が取付けられる。第２ヒータ３５の下方の冷却筒体３４の内部（冷却筒体３４の壁内）には冷却流体が通る冷却通路３４ａが形成され、冷却筒体３４の下部（チャンバ１１内に突出する部分）には鉛直方向に延びるスリット３４ｂが形成される（図２及び図３）。また冷却通路３４ａはスリット３４ｂの内周縁から露出しないように冷却筒体３４の内部（壁内）に蛇行して形成され（図３）、冷却通路３４ａには冷却水が通るように構成される。なお、上記スリット３４ｂはチャンバ１１外から引上げ中のインゴット２４を視認するために形成される。
【００２０】
上記第１及び第２放熱抑制部材３１，３２の傾斜角θ、即ち第１及び第２放熱抑制部材３１，３２の下縁を含む水平面に対する第１及び第２放熱抑制部材３１，３２の傾斜角θは８０度以下、好ましくは２０〜６０度の範囲内にそれぞれ設定される（図４）。上記熱遮蔽部材２６、第１及び第２放熱抑制部材３１，３２はＭｏ（モリブデン），Ｗ（タングステン），Ｃ（カーボン）により、或いは表面にＳｉＣがコーティングされた黒鉛等により形成される。
【００２１】
更にチャンバ１１にはこのチャンバ１１のシリコン単結晶インゴット２４側に不活性ガスを供給しかつ上記不活性ガスをチャンバ１１のるつぼ内周面側から排出するガス給排手段３６が接続される（図２）。ガス給排手段３６は一端がケーシング２１の周壁に接続され他端が上記不活性ガスを貯留するタンク（図示せず）に接続された供給パイプ３６ａと、一端がチャンバ１１の下壁に接続され他端が真空ポンプ（図示せず）に接続された排出パイプ３６ｂとを有する。供給パイプ３６ａ及び排出パイプ３６ｂにはこれらのパイプ３６ａ，３６ｂを流れる不活性ガスの流量を調整する第１及び第２流量調整弁３６ｃ，３６ｄがそれぞれ設けられる。
【００２２】
引上げ用モータの出力軸（図示せず）にはロータリエンコーダ（図示せず）が設けられ、るつぼ駆動手段１７には石英るつぼ１３内のシリコン融液１２の重量を検出する重量センサ（図示せず）と、支軸１６の昇降位置を検出するリニヤエンコーダ（図示せず）とが設けられる。ロータリエンコーダ、重量センサ及びリニヤエンコーダの各検出出力はコントローラ（図示せず）の制御入力に接続され、コントローラの制御出力は引上げ手段２２の引上げ用モータ及びるつぼ駆動手段１７の昇降用モータにそれぞれ接続される。またコントローラにはメモリ（図示せず）が設けられ、このメモリにはロータリエンコーダの検出出力に対するワイヤケーブル２２ａの巻取り長さ、即ちシリコン単結晶インゴット２４の引上げ長さが第１マップとして記憶され、重量センサの検出出力に対する石英るつぼ１３内のシリコン融液１２の液面レベルが第２マップとして記憶される。コントローラは重量センサの検出出力に基づいて石英るつぼ１３内のシリコン融液１２の液面を常に一定のレベルに保つように、るつぼ駆動手段１７の昇降用モータを制御するように構成される。
【００２３】
図２に示された引上げ装置によりシリコン融液１２から引上げられたインゴット２４は、１．０×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（旧ＡＳＴＭ）以上の酸素濃度を有する。このインゴットとシリコン融液との固液界面付近では、高温のシリコン融液１２からの輻射熱により第２放熱抑制部材３２の温度が上昇するか、又はシリコン融液１２からの輻射熱（図４の破線矢印で示す。）若しくはインゴット２４からの放熱を第２放熱抑制部材３２が反射することにより、インゴット２４からの急激な放熱は抑制される（図４のａの部分）。この結果、インゴット２４の外周部の急激な温度低下を阻止できるので、インゴット２４内の引上げ方向の結晶温度勾配がその中心から外周面にわたって略均一になる。従って、インゴット２４内の熱的ストレスの発生を抑制できるので、スリップ発生や有転位化が改善され、空孔型点欠陥又は格子間シリコン型点欠陥の径方向の面内での分布も均一になる。
【００２４】
インゴット２４の第１及び第２放熱抑制部材３１，３２間の開放された部分では、ヒータ１８からの輻射熱（図４の実線矢印で示す。）がインゴット２４の外周面に照射されてインゴット２４の外周部が保温され（図３のｂの部分）、更に第１放熱抑制部材３１により包囲された部分では、図４の一点鎖線矢印で示すように、高温のシリコン融液１２からの輻射熱により第１放熱抑制部材３１の温度が上昇するか、又はインゴット２４からの放熱を第１放熱抑制部材３１が反射することにより、インゴット２４からの急激な放熱は抑制される（図３のｃの部分）。この結果、固液界面付近での引上げ方向の結晶温度勾配の径方向分布の均一性が向上し、インゴット２４内の点欠陥の坂道拡散、対消滅の反応時間を均一にでき、点欠陥の濃度を最適に制御できる。
【００２５】
また第１放熱抑制部材３１より上方部分では、第１ヒータ１８及びシリコン融液１２からの輻射熱が第１放熱抑制部材３１及び熱遮蔽部材２６の筒部２６ａにより遮られてインゴット２４に照射されず、しかも第１放熱抑制部材３１より上方の冷却筒体３４内の冷却通路３４ａを冷却水が通るので、インゴット２４は急冷される（図４のｄの部分）。この結果、この部分及びその下の部分でのインゴット２４内の引上げ方向の温度勾配値を高くすることができる。
【００２６】
更に冷却筒体３４により冷却されたインゴット２４は、引上げられて第２ヒータ３５の位置に到達すると、第２ヒータ３４により加熱される。この第２ヒータ３５の最下限の位置は、引上げられたインゴット２４の温度が降下して所定温度になる位置である。この所定温度は１０００〜６００℃の温度範囲内から選ばれる。６００℃未満では高温で安定して酸素析出核が発現しにくく、１０００℃を越えるとＯＳＦ核が発生するようになる。好ましくは９００〜６００℃である。
【００２７】
次に第２ヒータ３５の加熱条件は、引上げられてくるインゴットが上述した領域［Ｐ_V］及び領域［Ｐ_I］の双方からなるか、或いは領域［Ｐ_I］のみからなるかによって、またインゴット中に含まれる酸素濃度の多寡によって異なる。
(a) インゴットが図６の▲１▼に示す領域［Ｐ_V］及び領域［Ｐ_I］の双方からなり、その酸素濃度が１．４×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（旧ＡＳＴＭ）以上である場合には、第２ヒータ３５により６００〜５００℃で２〜５０時間維持するように加熱する。
(b) インゴットが図６の▲１▼に示す領域［Ｐ_V］及び領域［Ｐ_I］の双方からなり、その酸素濃度が１．１〜１．２×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（旧ＡＳＴＭ）である場合には、第２ヒータ３５により６００〜５００℃で２０〜５０時間維持するように加熱する。
(c) インゴットが図６の▲２▼に示す領域［Ｐ_I］のみからなり、その酸素濃度が１．４×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（旧ＡＳＴＭ）以上である場合には、第２ヒータ３５により６００℃で２０〜５０時間又は５００℃で６〜５０時間維持するように加熱する。
(d) インゴットが図６の▲２▼に示す領域［Ｐ_I］のみからなり、その酸素濃度が１．１〜１．２×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（旧ＡＳＴＭ）である場合には、第２ヒータ３５により５００℃で５０時間維持するように加熱する。
【００２８】
インゴットの酸素濃度が低いほど、また領域［Ｐ_I］が多い程、酸素析出核は発生しにくい傾向がある。酸素析出核を生じにくい場合で、この酸素析出核を十分に発現させるためには、第２ヒータのパワーを調節することによりインゴットの温度を５００℃〜６００℃にして、加熱時間を５０時間程度にする。
上記第２ヒータの加熱温度及び加熱維持時間がそれぞれ上記下限値未満では酸素析出核の発現が十分でなく、それぞれ上記上限値を越えても酸素析出核の発現密度は不変のため、上記のように決められる。
【００２９】
図５は領域［Ｐ_V］のみからなるインゴットを引上げた場合のインゴット温度とシリコン融液面からの距離の関係を示す。図５の白丸のプロットで破線で示すように、第２ヒータ３５を作動させない場合にはインゴットの温度は引上げ長とともに比較的速く低下するのに対して、図５の黒丸のプロットで示すように、この実施の形態の第２ヒータ３５を作動させた場合には、引上げにより１０００〜６００℃の温度範囲内の所定温度まで降下したインゴットの降温速度は緩められる。第２ヒータのパワーにより温度分布を変えることができる。例えばインゴットの酸素濃度が約１．５×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（旧ＡＳＴＭ）であるときに、図５の符号Ｌで示すように、温度プロファイルを５００℃の位置で結晶を６時間維持すると、チャンバ１１の上部のこの比較的低温熱処理により、インゴットの状態で所定密度以上の酸素析出核が発現する。図５の符号Ｈは、インゴットの温度が１０５０℃の位置で維持されるようにした温度プロファイルである。即ち、第２ヒータのパワーに応じてインゴットの維持温度を変えることができる。このように熱処理したインゴットからシリコンウェーハを切出し、このウェーハを半導体デバイスメーカーのデバイス製造工程で熱処理すると、上記酸素析出核がＢＭＤに成長する。インゴットが領域［Ｐ_V］及び領域［Ｐ_I］の双方からなる場合も、或いは領域［Ｐ_I］のみからなる場合も、これらのインゴットから切出されたウェーハは、ウェーハ全面にＩＧ効果を有するようになる。
なお、ＢＭＤ密度は、ウェーハ表面をライト（Wright）エッチング液で選択エッチングを行った後、ウェーハ表面から深さ２５０μｍのところを光学顕微鏡で観察することにより測定され、ＩＧ効果を有するとされるＢＭＤ体積密度は、１×１０⁸個／ｃｍ³以上、好ましくは１×１０⁸個／ｃｍ³〜１×１０¹¹個／ｃｍ³である。
【００３０】
【実施例】
次に本発明の実施例を比較例とともに説明する。
＜実施例１〜８＞
図２に示すシリコン単結晶引上げ装置を用いて直径６インチのボロン（Ｂ）がドープされたｐ型のシリコンインゴットを引上げた。このインゴットは直胴部の直径が６インチ、長さが６００ｍｍ、結晶方位が（１００）、抵抗率が１〜１５Ωｃｍ、酸素濃度が１．４〜１．５×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（旧ＡＳＴＭ）であった。インゴットは、引上げ時のＶ／Ｇを０．２４ｍｍ²／分℃から０．１８ｍｍ²／分℃まで連続的に減少させるとともに、第２ヒータで加熱しながら表１に示す８通りの条件で育成し、各条件で２本ずつ育成した。第２ヒータによるインゴットの加熱は、引上げによりインゴットの温度が９００℃まで降下した時点で、表１に示す８通りの条件で行った。２本育成したインゴットのうちの１本のインゴットは図６に示すように引上げ方向にインゴット中心を切断し、各領域の位置を調べ、別の１本から図６のライン▲１▼に示す部分からシリコンウェーハを切出し、試料とした。なお、図６は図１Ｂに対応する。この例では試料となるウェーハは、領域［Ｐ_V］及び領域［Ｐ_I］の双方からなる。
【００３１】
＜比較例１〜１４＞
実施例１と同様に引上げたインゴットを第２ヒータで加熱しながら表１に示す１４通りの条件で育成した。このインゴットの酸素濃度は１．４〜１．５×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（旧ＡＳＴＭ）であり、実施例１と同じ位置である図６のライン１ ( 図６では丸数字１ )に示す部分から切出し、試料とした。この試料となるウェーハは、領域［Ｐ_V］及び領域［Ｐ_I］の双方からなる。
【００３２】
＜比較例１５＞
酸素濃度が１．４〜１．５×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（旧ＡＳＴＭ）であって、第２ヒータを不作動にした以外、実施例１と同じ位置である図６のライン▲１▼に示す部分からシリコンウェーハを切出し、試料とした。この試料となるウェーハは、領域［Ｐ_V］及び領域［Ｐ_I］の双方からなる。
【００３３】
＜比較評価１＞
実施例１〜８及び比較例１〜１５のウェーハをそれぞれ湿潤酸素雰囲気下で１２００℃、６０分間加熱して、ＯＳＦ顕在化熱処理を行った後、セコエッチングを２分間行った。その結果、すべてのウェーハで表面から２０μｍの深さにわたって全面ＯＳＦフリーであった。
また実施例１〜８及び比較例１〜１５のウェーハを窒素雰囲気下、８００℃で４時間熱処理した後、引続き１０００℃で１６時間熱処理した後、混酸によりウェーハ表面を１００μｍエッチングした後、更にウェーハ表面をライト（Wright）エッチング液で選択エッチングを行い、光学顕微鏡の観察により、ウェーハ中心部と、ウェーハの半径Ｒ（３インチ）の２／３付近、即ちウェーハの中心から２インチ付近の各ＢＭＤを測定した。そしてライトエッチングのエッチング深さから体積密度へ換算その体積密度を求めた。これらの結果を表１に示す。
【００３４】
【表１】

【００３５】
表１から明らかなように、ウェーハの酸素濃度が１．４〜１．５×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³と比較的高く、領域［Ｐ_V］を含むこともあって、第２ヒータで６００〜５００℃で２〜５０時間加熱した実施例１〜８のウェーハについてＩＧ効果があるとされる１×１０⁸個／ｃｍ³以上のＢＭＤ体積密度を有した。これに対して第２ヒータで７００℃以上の高温で加熱した比較例１〜１４及び第２ヒータを不作動にした比較例１５ではウェーハ中心部ではＩＧ効果を有するＢＭＤ体積密度が得られたが、ウェーハの２／３Ｒでは１０⁷個／ｃｍ³台のＢＭＤ体積密度しか得られず、ウェーハ全面にわたってのＩＧ効果を期待することはできなかった。
【００３６】
＜実施例９〜１２＞
酸素濃度が１．１〜１．２×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（旧ＡＳＴＭ）である以外、実施例１と同様にインゴットを育成した。第２ヒータによるインゴットの加熱を、引上げによりインゴットの温度が９００℃まで降下した時点で、表２に示す４通りの条件で行った。実施例１と同じ位置である図６のライン▲１▼に示す部分からシリコンウェーハを切出し、試料とした。この試料となるウェーハは、領域［Ｐ_V］及び領域［Ｐ_I］の双方からなる。
【００３７】
＜比較例１６〜３３＞
実施例９と同様に引上げたインゴットを第２ヒータで加熱しながら表２に示す１８通りの条件で育成した。このインゴットの酸素濃度は１．１〜１．２×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（旧ＡＳＴＭ）であり、実施例１と同じ位置である図６のライン１ ( 図６では丸数字１ )に示す部分から切出し、試料とした。この試料となるウェーハは、領域［Ｐ_V］及び領域［Ｐ_I］の双方からなる。
【００３８】
＜比較例３４＞
酸素濃度が１．１〜１．２×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（旧ＡＳＴＭ）であって、第２ヒータを不作動にした以外、実施例１と同じ位置である図６のライン▲１▼に示す部分からシリコンウェーハを切出し、試料とした。この試料となるウェーハは、領域［Ｐ_V］及び領域［Ｐ_I］の双方からなる。
【００３９】
＜比較評価２＞
実施例９〜１２及び比較例１６〜３４のウェーハを比較評価１と同様にしてＯＳＦ顕在化熱処理を行った後、セコエッチングを２分間行った。その結果、すべてのウェーハで表面から２０μｍの深さにわたって全面ＯＳＦフリーであった。また実施例９〜１２及び比較例１６〜３４のウェーハを比較評価１と同様にしてウェーハ中心部と、ウェーハの半径Ｒ（３インチ）の２／３付近の各ＢＭＤ体積密度を求めた。これらの結果を表２に示す。
【００４０】
【表２】

【００４１】
表２から明らかなように、ウェーハが領域［Ｐ_V］を含んでいたが、その酸素濃度が１．１〜１．２×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³と比較的低いこともあって、第２ヒータで６００〜５００℃で２０〜５０時間加熱した実施例９〜１２のウェーハでしかＩＧ効果があるとされる１×１０⁸個／ｃｍ³以上のＢＭＤ体積密度を有さなかった。また第２ヒータで６００〜５００℃で２〜６時間又は７００℃以上の高温で加熱した比較例１６〜３３及び第２ヒータを不作動にした比較例３４ではウェーハの２／３Ｒで４×１０⁷個／ｃｍ³以下のＢＭＤ体積密度しか得られず、ウェーハ全面にわたってのＩＧ効果を期待することはできなかった。
【００４２】
＜実施例１３〜１７＞
酸素濃度が１．４〜１．５×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（旧ＡＳＴＭ）である以外、実施例１と同様にインゴットを育成した。第２ヒータによるインゴットの加熱を、引上げによりインゴットの温度が９００℃まで降下した時点で、表３に示す５通りの条件で行った。図６のライン▲２▼に示す部分からシリコンウェーハを切出し、試料とした。この試料となるウェーハは、領域［Ｐ_I］のみからなる。
【００４３】
＜比較例３５〜５１＞
実施例１３と同様に引上げたインゴットを第２ヒータで加熱しながら表３に示す１７通りの条件で育成した。このインゴットの酸素濃度は１．４〜１．５×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（旧ＡＳＴＭ）であり、実施例１３と同じ位置である図６のライン２ ( 図６では丸数字２ )に示す部分から切出し、試料とした。この試料となるウェーハは、領域［Ｐ_I］のみからなる。
【００４４】
＜比較例５２＞
酸素濃度が１．４〜１．５×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（旧ＡＳＴＭ）であって、第２ヒータを不作動にした以外、実施例１３と同じ位置である図６のライン▲２▼に示す部分からシリコンウェーハを切出し、試料とした。この試料となるウェーハは、領域［Ｐ_I］のみからなる。
【００４５】
＜比較評価３＞
実施例１３〜１７及び比較例３５〜５２のウェーハを比較評価１と同様にしてＯＳＦ顕在化熱処理を行った後、セコエッチングを２分間行った。その結果、すべてのウェーハで表面から２０μｍの深さにわたって全面ＯＳＦフリーであった。また実施例１３〜１７及び比較例３５〜５２のウェーハを比較評価１と同様にしてウェーハ中心部と、ウェーハの半径Ｒ（３インチ）の２／３付近の各ＢＭＤ体積密度を求めた。これらの結果を表３に示す。
【００４６】
【表３】

【００４７】
表３から明らかなように、領域［Ｐ_I］のみからなるウェーハであったが、その酸素濃度が１．４〜１．５×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³と比較的高いこともあって、第２ヒータで６００℃で２０〜５０時間又は５００℃で６〜５０時間加熱した実施例１３〜１７のウェーハにおいてＩＧ効果があるとされる１×１０⁸個／ｃｍ³以上のＢＭＤ体積密度を有した。また第２ヒータで５００℃で２時間、６００℃で２〜６時間又は７００℃以上の高温で加熱した比較例３５〜５１及び第２ヒータを不作動にした比較例５２ではウェーハの２／３Ｒで４×１０⁷個／ｃｍ³以下のＢＭＤ体積密度しか得られず、ウェーハ全面にわたってのＩＧ効果を期待することはできなかった。
【００４８】
＜実施例１８＞
酸素濃度が１．１〜１．２×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（旧ＡＳＴＭ）である以外、実施例１と同様にインゴットを育成した。第２ヒータによるインゴットの加熱を、引上げによりインゴットの温度が９００℃まで降下した時点で、表４に示す条件で行った。図６のライン▲２▼に示す部分からシリコンウェーハを切出し、試料とした。この試料となるウェーハは、領域［Ｐ_I］のみからなる。
【００４９】
＜比較例５３〜７３＞
実施例１８と同様に引上げたインゴットを第２ヒータで加熱しながら表４に示す２１通りの条件で育成した。このインゴットの酸素濃度は１．１〜１．２×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（旧ＡＳＴＭ）であり、実施例１８と同じ位置である図６のライン２ ( 図６では丸数字２ )に示す部分から切出し、試料とした。この試料となるウェーハは、領域［Ｐ_I］のみからなる。
【００５０】
＜比較例７４＞
酸素濃度が１．１〜１．２×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（旧ＡＳＴＭ）であって、第２ヒータを不作動にした以外、実施例１６と同じ位置である図６のライン▲２▼に示す部分からシリコンウェーハを切出し、試料とした。この試料となるウェーハは、領域［Ｐ_I］のみからなる。
【００５１】
＜比較評価４＞
実施例１８及び比較例５３〜７４のウェーハを比較評価１と同様にしてＯＳＦ顕在化熱処理を行った後、セコエッチングを２分間行った。その結果、すべてのウェーハで表面から２０μｍの深さにわたって全面ＯＳＦフリーであった。また実施例１８及び比較例５３〜７４のウェーハを比較評価１と同様にしてウェーハ中心部と、ウェーハの半径Ｒ（３インチ）の２／３付近の各ＢＭＤ体積密度を求めた。これらの結果を表４に示す。
【００５２】
【表４】

【００５３】
表４から明らかなように、ウェーハの酸素濃度が１．１〜１．２×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³と比較的低く、また領域［Ｐ_I］のみからなることもあって、第２ヒータで５００℃で５０時間加熱した実施例１８のウェーハでしかＩＧ効果があるとされる１×１０⁸個／ｃｍ³以上のＢＭＤ体積密度を有さなかった。また第２ヒータで５００℃で２〜２０時間、６００℃で２〜５０時間又は７００℃以上の高温で加熱した比較例５３〜７３及び第２ヒータを不作動にした比較例７４ではウェーハの２／３Ｒで５×１０⁷個／ｃｍ³以下のＢＭＤ体積密度しか得られず、ウェーハ全面にわたってのＩＧ効果を期待することはできなかった。
【００５４】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば、領域［Ｐ_V］及び領域［Ｐ_I］の双方からなるインゴットであっても、領域［Ｐ_I］のみからなるインゴットであっても、酸素濃度が１．１×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（旧ＡＳＴＭ）以上であるシリコン単結晶インゴットを引上げによりその温度が１０００〜６００℃の温度範囲内の所定温度まで降下した時点でインゴットを加熱して所定の温度で所定の時間維持することにより、点欠陥の凝集体が存在しないことに加えて、インゴットの状態で所定密度以上の酸素析出核が発現する。この熱処理したインゴットからシリコンウェーハを切出し、このウェーハを半導体デバイスメーカーのデバイス製造工程で熱処理すれば、上記酸素析出核が１×１０⁸個／ｃｍ³以上のＢＭＤ体積密度まで成長し、ウェーハ全面にＩＧ効果を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ａボロンコフの理論を基づいた、Ｖ／Ｇ比が臨界点以上では空孔豊富インゴットが形成され、Ｖ／Ｇ比が臨界点以下では格子間シリコン豊富インゴットが形成されることを示す図。
ＢインゴットをＮ₂雰囲気下、１０００℃、４０時間熱処理した後のＸ線トポグラフによる概念図。
Ｃ引上げ直後（as-grownの状態）のインゴットをセコエッチングしたときの結晶の欠陥分布図。
Ｄインゴットを湿潤Ｏ₂雰囲気下熱処理した後セコエッチングしたときの結晶の欠陥分布図。
Ｅインゴットの引上げ速度の変化状況を示す図。
【図２】本発明実施形態及び実施例１のシリコン単結晶引上げ装置を示す断面構成図。
【図３】その引上げ装置の冷却筒体を含む要部斜視図。
【図４】その引上げ装置により引上げ中のシリコン単結晶インゴットの等温面を示す断面構成図。
【図５】第２ヒータの作動及び不作動に伴うシリコン融液液面からの距離に応じたインゴットの温度変化状況を示す図。
【図６】図１Ｂに対応する図。
【符号の説明】
１０引上げ装置
１１チャンバ
１２シリコン融液
１３石英るつぼ
１８第１ヒータ
２４シリコン単結晶インゴット
２６熱遮蔽部材
３１第１放熱抑制部材
３２第２放熱抑制部材
３４冷却筒体
３４ａ冷却通路
３５第２ヒータ[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for producing a silicon single crystal free from aggregates of point defects by the Czochralski method (hereinafter referred to as CZ method). More specifically, the present invention relates to a method for pulling a silicon single crystal having an intrinsic gettering (hereinafter referred to as IG) source.
[0002]
[Prior art]
In recent years, in the process of manufacturing a semiconductor integrated circuit, as a cause of lowering yield, micro defects of oxygen precipitates that are the core of oxidation-induced stacking faults (hereinafter referred to as OSF) and particles caused by crystals (Crystal Originated Particles, hereinafter referred to as COP) or the presence of interstitial-type large dislocation (hereinafter referred to as LD). OSF is introduced with a micro defect that becomes a nucleus during crystal growth, and becomes apparent in a thermal oxidation process or the like when manufacturing a semiconductor device, and causes a defect such as an increase in leakage current of the manufactured device. COPs are pits caused by crystals that appear on the wafer surface when the mirror-polished silicon wafer is washed with a mixture of ammonia and hydrogen peroxide. When this wafer is measured with a particle counter, this pit is also detected as a light scattering defect together with the original particles. This COP causes deterioration of electrical characteristics, for example, dielectric breakdown characteristics (Time Dependent dielectric Breakdown, TDDB) of oxide films, oxide breakdown voltage characteristics (Time Zero Dielectric Breakdown, TZDB), and the like. Further, if COP exists on the wafer surface, a step is generated in the device wiring process, which may cause disconnection. In addition, the element isolation portion also causes leakage and the like, thereby reducing the product yield. Furthermore, LD is also called a dislocation cluster, or a pit is formed when a silicon wafer having such a defect is immersed in a selective etching solution containing hydrofluoric acid as a main component. This LD also causes deterioration of electrical characteristics such as leakage characteristics and isolation characteristics.
[0003]
From the above, it is necessary to reduce OSF, COP and LD from a silicon wafer used for manufacturing a semiconductor integrated circuit.
A method for manufacturing a defect-free silicon ingot having no OSF, COP, and LD is disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-1393. This defect-free silicon ingot is composed of a perfect region [P] in which no agglomerates of vacancy-type point defects and agglomerates of interstitial silicon-type point defects exist in the ingot. The perfect region [P] is between a region [I] where interstitial silicon type point defects exist predominantly and a region [V] where hole type point defects exist predominantly within the silicon single crystal ingot. Intervene. In the silicon wafer composed of the perfect region [P], the ingot pulling speed is V (mm / min), and the temperature gradient in the ingot vertical direction in the vicinity of the interface between the silicon melt and the ingot is G (° C./mm). V / G (mm) so that the OSF generated in the ring shape disappears at the center of the wafer when the thermal oxidation treatment is performed.²/ Min · ° C).
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
On the other hand, some semiconductor device manufacturers require a silicon wafer that does not have OSF, COP, and LD, but has the ability to getter metal contamination generated in the device process. When a wafer that does not have sufficient gettering capability is contaminated with metal in the device process, junction leakage, device malfunction due to trap levels due to metal impurities, and the like, resulting in a decrease in product yield.
Although the silicon wafer cut out from the ingot composed of the perfect region [P] does not have OSF, COP, and LD, in the heat treatment of the device process, oxygen precipitation does not necessarily occur uniformly in the wafer surface. The IG effect may not be sufficiently obtained.
[0005]
The object of the present invention is to provide the region [P_V] And region [P_I] Ingot or region [P_IIt is an object of the present invention to provide a method for pulling a silicon single crystal that can obtain an IG effect when it is made into a wafer and does not have an aggregate of point defects.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
  In the invention according to claim 1, the region where the interstitial silicon type point defects exist predominantly in the silicon single crystal ingot is [I], and the region where the vacancy type point defects exist predominantly is [V]. And improvement of the method for pulling up the silicon single crystal ingot composed of the perfect region [P], where [P] is a perfect region where no interstitial silicon type point defect aggregates and no vacancy type point defect aggregates exist. It is.
  The characteristic configuration is that an area below the lowest interstitial silicon concentration that is adjacent to the area [I] and belongs to the perfect area [P] and capable of forming an interstitial dislocation is less than [P_I][P] is a region which is adjacent to the region [V] and which belongs to the perfect region [P] and which has a concentration equal to or lower than the vacancy concentration capable of forming COP or FPD. _V ]When the above region [P_V] And region [P_IAnd the oxygen concentration is 1.4 × 10¹⁸atoms / cm^ThreeWhen the temperature of the silicon single crystal ingot is lowered to a predetermined temperature within a temperature range of 1000 to 600 ° C. by pulling, the silicon single crystal ingot is heated and the temperature is set to 600 to 500 ° C. 2 to 50 hours.
  A characteristic configuration of the invention according to claim 2 is that the region [P_V] And region [P_IAnd an oxygen concentration of 1.1 to 1.2 × 10¹⁸atoms / cm^ThreeWhen the temperature of the silicon single crystal ingot is lowered to a predetermined temperature within a temperature range of 1000 to 600 ° C. by pulling, the silicon single crystal ingot is heated and the temperature is set to 600 to 500 ° C. It is to maintain for 20 to 50 hours.
[0007]
A characteristic configuration of the invention according to claim 3 is that the region [P_I] And the oxygen concentration is 1.4 × 10¹⁸atoms / cm^ThreeWhen the temperature of the silicon single crystal ingot is lowered to a predetermined temperature within a temperature range of 1000 to 600 ° C. by pulling up, the silicon single crystal ingot is heated and the temperature is increased to 20 ° C. at 600 ° C. It is to maintain at 50 ° C. or 500 ° C. for 6 to 50 hours.
A characteristic configuration of the invention according to claim 4 is that the region [P_I] And the oxygen concentration is 1.1 to 1.2 × 10¹⁸atoms / cm^ThreeWhen the temperature of the silicon single crystal ingot is lowered to a predetermined temperature within a temperature range of 1000 to 600 ° C. by pulling, the silicon single crystal ingot is heated and the temperature is increased to 500 ° C. for 50 hours. It is to maintain.
[0008]
In the inventions according to claims 1 to 4, the ingot has a region [P_V] And region [P_I] Or a region [P_I], The oxygen concentration of the ingot is within a predetermined concentration range, and when the ingot being pulled is heated under the above conditions, oxygen precipitation nuclei having a predetermined density or more are developed in the ingot state. When a silicon wafer is cut out from the heat-treated ingot and the wafer is heat-treated in the device manufacturing process of the semiconductor device manufacturer, the oxygen precipitation nuclei grow into oxygen precipitates (Bulk Micro Defect, hereinafter referred to as BMD), and the region [P_V] And region [P_I] Or a region [P_I], The wafer has an IG effect on the entire wafer surface.
[0009]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The silicon single crystal ingot of the present invention is manufactured by pulling up from a silicon melt in a hot zone furnace with a predetermined velocity profile based on Boronkov theory by the CZ method.
In general, when a silicon single crystal ingot is pulled from a silicon melt in a hot zone furnace by the CZ method, point defects and agglomerates (agglomerates: three-dimensional) Defect) occurs. There are two general forms of point defects: vacancy-type point defects and interstitial silicon-type point defects. A vacancy-type point defect is one in which one silicon atom leaves one of the normal positions in the silicon crystal lattice. Such holes become hole-type point defects. On the other hand, when an atom is found at a position (interstitial site) other than the lattice point of the silicon crystal, this becomes an interstitial silicon point defect.
[0010]
  Point defects are generally introduced at the contact surface between a silicon melt (molten silicon) and an ingot (solid silicon). However, by continuously pulling up the ingot, the portion that was the contact surface begins to cool as it is pulled up. During cooling, vacancy point defects or interstitial silicon point defects merge with each other by diffusion to form vacancy agglomerates or interstitial agglomerates. Is formed. In other words, the aggregate is a three-dimensional structure generated due to the merge of point defects.
  The agglomerates of vacancy-type point defects include defects called LSTD (Laser Scattering Tomograph Defects) or FPD (Flow Pattern Defects) in addition to the above-mentioned COP, and the agglomerates of interstitial silicon type point defects are called LDs described above. Includes defects. FPD is a silicon wafer produced by slicing an ingot for 30 minutes without agitation (Secco etching,(K₂Cr₂O₇: 50% HF: pure water = 44 g: 2000 cc: 1000 cc) Etching with a mixed solution) is a source of traces that show a unique flow pattern that appears when LSTD is irradiated with infrared rays in a silicon single crystal In addition, it has a different refractive index from silicon and generates scattered light.
[0011]
Boronkov's theory is that in order to grow a high-purity ingot with a small number of defects, the pulling speed of the ingot is V (mm / min), and the temperature gradient in the ingot near the interface between the ingot and the silicon melt is G (° C. / mm), V / G (mm²/ Min · ° C.). In this theory, as shown in FIG. 1A, V / G is taken as the horizontal axis, and V / G and point defect density are set with respect to the vacancy type point defect concentration and the interstitial silicon type point defect concentration. The relationship is represented schematically, and it is explained that the boundary between the void region and the interstitial silicon region is determined by V / G. More specifically, when the V / G ratio is equal to or higher than the critical point, an ingot having a dominant vacancy-type point defect concentration is formed. On the other hand, when the V / G ratio is lower than the critical point, an ingot having a dominant interstitial silicon-type point defect concentration is formed. It is formed. In FIG. 1A, [I] is a region where an interstitial silicon type point defect is dominant and an interstitial silicon type point defect exists ((V / G)).₁[V] is a region where vacancy-type point defects in the ingot are dominant and agglomerates of vacancy-type point defects exist ((V / G)₂[P] represents a perfect region ((V / G) where no agglomerates of vacancy type point defects and agglomerates of interstitial silicon type point defects exist.₁~ (V / G)₂). A region [OSF] ((V / G) forming an OSF nucleus is included in a region [V] adjacent to the region [P].₂~ (V / G)_Three) Exists.
[0012]
This perfect region [P] is further divided into region [P_I] And area [P_V]are categorized. [P_I] Is V / G ratio above (V / G)₁To the critical point, [P_V] V / G ratio is above the critical point (V / G)₂It is an area up to. That is, [P_I] Is a region adjacent to the region [I] and having an interstitial silicon type point defect concentration lower than the lowest interstitial silicon type point defect concentration capable of forming interstitial dislocations, and [P]_V] Is a region adjacent to the region [V] and having a vacancy-type point defect concentration lower than the lowest vacancy-type point defect concentration capable of forming an OSF.
[0013]
The predetermined pulling rate profile in this embodiment is that when the ingot is pulled from the silicon melt in the hot zone furnace, the ratio of the pulling rate to the temperature gradient (V / G) is that of the interstitial silicon type point defect aggregates. Prevent generation (V / G)₁In this way, the agglomeration of vacancy-type point defects is limited to a region where the vacancy-type point defects in the center of the ingot are dominantly present (V / G).₂Determined to be maintained below.
[0014]
The pulling speed profile is determined based on the above-mentioned Boronkov theory by simulation by slicing a reference ingot in the axial direction experimentally or by combining these techniques. That is, this determination is performed by slicing the ingot sliced in the axial direction in the transverse direction after the simulation, confirming it in the wafer state, and repeating the simulation. For the simulation, a plurality of types of pulling speeds are determined within a predetermined range, and a plurality of reference ingots are grown.
That is, as shown in FIG. 1E, the sectional view of the ingot when the pulling speed is gradually decreased from 1.2 mm / min to 0.4 mm / min and V / G is continuously decreased is shown in FIGS. 1B, 1C and Each is shown in FIG. 1D. The horizontal axis of each figure is drawn corresponding to the horizontal axis (V / G) of FIG. 1A. FIG. 1B shows the above ingot as N₂It is a conceptual diagram by the X-ray topograph after heat-processing in an atmosphere at 1000 degreeC for 40 hours. In this figure, the area [V], the area [OSF], and the area [P_V], Region [P_I] And region [I] appear. FIG. 1C is a defect distribution diagram of a crystal when the ingot immediately after being pulled (as-grown state) is subjected to secco etching for 30 minutes. In this figure, COP and FPD appear in the region corresponding to [V], and LD appears in the region corresponding to [I]. Further, FIG. 1D shows that the ingot is wet O₂It is a defect distribution map of a crystal | crystallization when it heat-processes for 1 minute after heat-processing in 1100 degreeC for 1 hour in atmosphere. In this figure, OSF appears. In this embodiment, V / G indicates that the ingot is in the region [P_V] And region [P_I] Or a region [P_I] Only.
[0015]
In addition, agglomerates of point defects such as COP and LD may show different values for detection sensitivity and detection lower limit depending on the detection method. Therefore, in this specification, the meaning of “there is no agglomeration of point defects” means that the product of the observation area and the etching allowance is measured by an optical microscope after the mirror-finished silicon single crystal is subjected to non-stirring secco etching. Is observed as an inspection volume, each aggregate of a flow pattern (hole type defects) and dislocation clusters (interstitial silicon type point defects) is 1 × 10^-3cm^ThreeThe detection lower limit (1 × 10^ThreePiece / cm^Three) Means that the number of point defect agglomerates is not more than the above detection lower limit.
[0016]
A pulling device for pulling up the silicon single crystal ingot at the above-described predetermined V / G is shown in FIGS. As shown in the figure, the silicon single crystal pulling apparatus 10 has a chamber 11. A quartz crucible 13 for storing the silicon melt 12 is provided in the chamber 11, and the outer surface of the quartz crucible 13 is covered with a graphite susceptor 14. The lower surface of the quartz crucible 13 is fixed to the upper end of the support shaft 16 via the graphite susceptor 14, and the lower portion of the support shaft 16 is connected to the crucible driving means 17 (FIG. 2). Although not shown, the crucible driving means 17 has a first rotating motor for rotating the quartz crucible 13 and a lifting motor for moving the quartz crucible 13 up and down, and the quartz crucible 13 can be rotated in a predetermined direction by these motors. At the same time, it is movable in the vertical direction. The outer peripheral surface of the quartz crucible 13 is surrounded by a first heater 18 at a predetermined interval from the quartz crucible 13, and the first heater 18 is surrounded by a heat retaining cylinder 19. The first heater 18 heats and melts the high-purity silicon polycrystal charged in the quartz crucible 13 to form a silicon melt.
[0017]
A cylindrical casing 21 is connected to the upper end of the chamber 11. The casing 21 is provided with a pulling means 22. The pulling means 22 has a pulling head (not shown) provided at the upper end of the casing 21 so as to be turnable in a horizontal state, a second rotating motor (not shown) for rotating the head, and a quartz crucible 13 from the head. And a pulling motor (not shown) provided in the head for winding or unwinding the wire cable 22a. A seed crystal 23 for pulling up the silicon single crystal ingot 24 by dipping in the silicon melt 12 is attached to the lower end of the wire cable 22a.
[0018]
Further, a heat shielding member 26 surrounding the outer peripheral surface of the ingot 24 is provided between the outer peripheral surface of the silicon single crystal ingot 24 and the inner peripheral surface of the quartz crucible 13 (FIGS. 2 to 4). The heat shield member 26 includes a cylindrical tube portion 26a that blocks radiant heat from the heater 18, and a flange portion 26b that supports the tube portion 26a at its upper edge. By placing the flange portion 26b on the heat insulating cylinder 19, the heat shielding member 26 is fixed in the chamber 11 so that the lower edge of the cylinder portion 26a is positioned a predetermined distance above the surface of the silicon melt 12. The
[0019]
Further, a cone-shaped first heat radiation suppressing member 31 whose diameter decreases toward the upper side is provided at the lower edge of the cylindrical portion 26a, and the connecting member 33 is suspended from the lower edge of the cylindrical portion 26a. The cone-shaped second heat radiation suppressing member 32 formed so as to be small is attached to the lower end of the connecting member 33 (FIGS. 2 to 4). The second heat dissipation suppressing member 32 is provided below the first heat dissipation suppressing member 31 with a predetermined interval. A cooling cylinder 34 is provided in the chamber 11 above the heat shielding member 26 by attaching the upper portion thereof to the casing 21 so as to surround the pulled ingot 24. A cylindrical second heater 35 is attached to the upper inner surface of the cooling cylinder 34. A cooling passage 34a through which a cooling fluid passes is formed inside the cooling cylinder 34 below the second heater 35 (inside the wall of the cooling cylinder 34), and a lower part of the cooling cylinder 34 (a part protruding into the chamber 11). Is formed with a slit 34b extending in the vertical direction (FIGS. 2 and 3). Further, the cooling passage 34a is formed to meander inside the cooling cylinder 34 (inside the wall) so as not to be exposed from the inner peripheral edge of the slit 34b (FIG. 3), and is configured such that cooling water passes through the cooling passage 34a. . The slit 34b is formed for visually recognizing the ingot 24 being pulled up from the outside of the chamber 11.
[0020]
The inclination angle θ of the first and second heat

radiation suppression members

31, 32, that is, the inclination angle of the first and second heat

radiation suppression members

31, 32 with respect to the horizontal plane including the lower edges of the first and second heat

radiation suppression members

31, 32. θ is set to 80 degrees or less, preferably 20 to 60 degrees (FIG. 4). The heat shielding member 26, the first and second heat

radiation suppressing members

31, 32 are made of Mo (molybdenum), W (tungsten), C (carbon), or graphite whose surface is coated with SiC.
[0021]
Further, a gas supply / exhaust means 36 is connected to the chamber 11 for supplying an inert gas to the silicon single crystal ingot 24 side of the chamber 11 and discharging the inert gas from the crucible inner peripheral surface side of the chamber 11 (FIG. 2). The gas supply / discharge means 36 has one end connected to the peripheral wall of the casing 21 and the other end connected to a tank (not shown) for storing the inert gas, and one end connected to the lower wall of the chamber 11. The other end has a discharge pipe 36b connected to a vacuum pump (not shown). The supply pipe 36a and the discharge pipe 36b are respectively provided with first and second flow

rate adjusting valves

36c and 36d for adjusting the flow rate of the inert gas flowing through the

pipes

36a and 36b.
[0022]
A rotary encoder (not shown) is provided on the output shaft (not shown) of the pulling motor, and the crucible driving means 17 is a weight sensor (not shown) for detecting the weight of the silicon melt 12 in the quartz crucible 13. ) And a linear encoder (not shown) for detecting the raising / lowering position of the support shaft 16. The detection outputs of the rotary encoder, weight sensor and linear encoder are connected to the control input of a controller (not shown), and the control output of the controller is connected to the pulling motor of the pulling means 22 and the lifting motor of the crucible driving means 17 respectively. Is done. The controller is also provided with a memory (not shown), which stores the winding length of the wire cable 22a relative to the detection output of the rotary encoder, that is, the pulling length of the silicon single crystal ingot 24, as a first map. The liquid level of the silicon melt 12 in the quartz crucible 13 with respect to the detection output of the weight sensor is stored as the second map. The controller is configured to control the raising / lowering motor of the crucible driving means 17 so as to always keep the liquid level of the silicon melt 12 in the quartz crucible 13 at a constant level based on the detection output of the weight sensor.
[0023]
The ingot 24 pulled from the silicon melt 12 by the pulling apparatus shown in FIG.¹⁸atoms / cm^Three(Old ASTM) Oxygen concentration higher than. In the vicinity of the solid-liquid interface between the ingot and the silicon melt, the temperature of the second heat radiation suppressing member 32 increases due to the radiant heat from the high-temperature silicon melt 12, or the radiant heat from the silicon melt 12 (broken line in FIG. 4). (Indicated by arrows)) Alternatively, the heat radiation from the ingot 24 is reflected by the second heat radiation suppressing member 32, so that rapid heat radiation from the ingot 24 is suppressed (portion a in FIG. 4). As a result, since a rapid temperature drop in the outer peripheral portion of the ingot 24 can be prevented, the crystal temperature gradient in the pulling direction in the ingot 24 becomes substantially uniform from the center to the outer peripheral surface. Therefore, since the occurrence of thermal stress in the ingot 24 can be suppressed, slip generation and dislocation formation are improved, and the distribution in the radial direction of the vacancy-type point defects or interstitial silicon-type point defects is uniform. Become.
[0024]
In the open portion between the first and second heat

radiation suppressing members

31, 32 of the ingot 24, the radiant heat from the heater 18 (shown by the solid line arrow in FIG. 4) is applied to the outer peripheral surface of the ingot 24 and the ingot 24 In the portion where the outer peripheral portion is kept warm (portion b in FIG. 3) and is further surrounded by the first heat radiation suppressing member 31, the first heat radiation radiant heat from the silicon melt 12 causes the first heat radiation as shown by the one-dot chain arrow in FIG. When the temperature of the 1 heat dissipation suppressing member 31 rises or the heat dissipation from the ingot 24 is reflected by the first heat dissipation suppressing member 31, rapid heat dissipation from the ingot 24 is suppressed (part c in FIG. 3). . As a result, the uniformity of the radial distribution of the crystal temperature gradient in the pulling direction in the vicinity of the solid-liquid interface is improved, the point defects in the ingot 24 can be uniformly diffused and the reaction time of pair annihilation can be made uniform, and the concentration of point defects Can be optimally controlled.
[0025]
Further, in the portion above the first heat radiation suppressing member 31, the radiant heat from the first heater 18 and the silicon melt 12 is blocked by the first heat radiation suppressing member 31 and the cylindrical portion 26 a of the heat shielding member 26 and is not irradiated to the ingot 24. Moreover, since the cooling water passes through the cooling passage 34a in the cooling cylinder 34 above the first heat radiation suppressing member 31, the ingot 24 is rapidly cooled (portion d in FIG. 4). As a result, it is possible to increase the temperature gradient value in the pulling direction in the ingot 24 at this portion and the portion below it.
[0026]
Furthermore, when the ingot 24 cooled by the cooling cylinder 34 is pulled up and reaches the position of the second heater 35, it is heated by the second heater 34. The lowest position of the second heater 35 is a position where the temperature of the pulled ingot 24 drops and reaches a predetermined temperature. The predetermined temperature is selected from a temperature range of 1000 to 600 ° C. When the temperature is lower than 600 ° C., oxygen precipitation nuclei are hardly stably generated at high temperatures, and when the temperature exceeds 1000 ° C., OSF nuclei are generated. Preferably it is 900-600 degreeC.
[0027]
Next, the heating condition of the second heater 35 is the region [P_V] And region [P_I] Or a region [P_I] Depending on the oxygen concentration contained in the ingot.
(a) The area where the ingot is shown in FIG._V] And region [P_IAnd the oxygen concentration is 1.4 × 10¹⁸atoms / cm^ThreeWhen it is (old ASTM) or more, the second heater 35 is heated so as to be maintained at 600 to 500 ° C. for 2 to 50 hours.
(b) The area [P] shown in FIG._V] And region [P_IAnd the oxygen concentration is 1.1 to 1.2 × 10¹⁸atoms / cm^ThreeIn the case of (old ASTM), the second heater 35 is heated so as to be maintained at 600 to 500 ° C. for 20 to 50 hours.
(c) The area [P] shown in FIG._I], And its oxygen concentration is 1.4 × 10¹⁸atoms / cm^ThreeWhen it is (old ASTM) or more, the second heater 35 is heated so as to be maintained at 600 ° C. for 20 to 50 hours or at 500 ° C. for 6 to 50 hours.
(d) The area [P] shown in FIG._I], And the oxygen concentration is 1.1 to 1.2 × 10¹⁸atoms / cm^ThreeIn the case of (old ASTM), the second heater 35 is heated so as to be maintained at 500 ° C. for 50 hours.
[0028]
The lower the ingot oxygen concentration, the more the region [P_I] More, oxygen precipitation nuclei tend to be less likely to be generated. In the case where oxygen precipitation nuclei are not easily generated, in order to fully express the oxygen precipitation nuclei, the temperature of the ingot is set to 500 ° C. to 600 ° C. by adjusting the power of the second heater, and the heating time is about 50 hours. To.
If the heating temperature and the heating maintenance time of the second heater are less than the lower limit values, the expression of oxygen precipitation nuclei is not sufficient, and even if the upper limit value is exceeded, the expression density of the oxygen precipitation nuclei remains unchanged. Decided.
[0029]
FIG. 5 shows the region [P_V] Shows the relationship between the ingot temperature and the distance from the surface of the silicon melt when an ingot consisting only of] is pulled up. As indicated by the broken line in the white circle plot of FIG. 5, when the second heater 35 is not operated, the temperature of the ingot decreases relatively quickly with the pulling length, whereas as indicated by the black circle plot of FIG. When the second heater 35 of this embodiment is operated, the temperature drop rate of the ingot that has been lowered to a predetermined temperature within a temperature range of 1000 to 600 ° C. by the pulling up is relaxed. The temperature distribution can be changed by the power of the second heater. For example, the oxygen concentration of the ingot is about 1.5 × 10¹⁸atoms / cm^Three(Former ASTM), when the temperature profile is maintained at a position of 500 ° C. for 6 hours as indicated by the symbol L in FIG. Oxygen precipitation nuclei with a predetermined density or more are developed. Reference numeral H in FIG. 5 is a temperature profile in which the temperature of the ingot is maintained at a position of 1050 ° C. That is, the ingot maintenance temperature can be changed according to the power of the second heater. When the silicon wafer is cut out from the heat-treated ingot in this way and this wafer is heat-treated in the device manufacturing process of the semiconductor device manufacturer, the oxygen precipitation nuclei grow into BMD. The ingot is in the area [P_V] And region [P_I] Or a region [P_I], The wafer cut out from these ingots has an IG effect on the entire surface of the wafer.
The BMD density is measured by observing the surface of the wafer at a depth of 250 μm with an optical microscope after selective etching of the wafer surface with a Wright etching solution, and is considered to have an IG effect. Volume density is 1 × 10⁸Piece / cm^ThreeOr more, preferably 1 × 10⁸Piece / cm^Three~ 1x10¹¹Piece / cm^ThreeIt is.
[0030]
【Example】
Next, examples of the present invention will be described together with comparative examples.
<Examples 1-8>
A p-type silicon ingot doped with boron (B) having a diameter of 6 inches was pulled using the silicon single crystal pulling apparatus shown in FIG. This ingot has a diameter of 6 inches, a length of 600 mm, a crystal orientation of (100), a resistivity of 1 to 15 Ωcm, and an oxygen concentration of 1.4 to 1.5 × 10.¹⁸atoms / cm^Three(Former ASTM). The ingot has a V / G of 0.24mm when pulled up.²/ Min C to 0.18mm²The temperature was continuously decreased to / min. C. and grown under the eight conditions shown in Table 1 while being heated by the second heater, and two were grown under each condition. The ingot was heated by the second heater under the eight conditions shown in Table 1 when the temperature of the ingot dropped to 900 ° C. by pulling up. One of the two ingots grown is cut in the center of the ingot in the pulling direction as shown in FIG. 6, the position of each region is examined, and the portion shown in line (1) in FIG. 6 from another one A silicon wafer was cut out from this and used as a sample. FIG. 6 corresponds to FIG. 1B. In this example, the sample wafer is the region [P_V] And region [P_I].
[0031]
<Comparative Examples 1-14>
The ingot pulled up in the same manner as in Example 1 was grown under the 14 conditions shown in Table 1 while being heated by the second heater. The oxygen concentration of this ingot is 1.4 to 1.5 × 10¹⁸atoms / cm^Three6 (former ASTM) and the same position as in Example 11 ( In FIG. )It cut out from the part shown to make a sample. This sampleRuYeha, the domain [P_V] And region [P_I].
[0032]
<Comparative Example 15>
Oxygen concentration is 1.4 to 1.5 × 10¹⁸atoms / cm^ThreeA silicon wafer was cut out from the portion indicated by line (1) in FIG. 6 at the same position as in Example 1 except that the second heater was deactivated (former ASTM) and used as a sample. The wafer to be the sample is in the region [P_V] And region [P_I].
[0033]
<Comparison evaluation 1>
The wafers of Examples 1 to 8 and Comparative Examples 1 to 15 were heated in a wet oxygen atmosphere at 1200 ° C. for 60 minutes, respectively, and subjected to OSF revealing heat treatment, and then subjected to Secco etching for 2 minutes. As a result, all the wafers were OSF-free over the entire surface over a depth of 20 μm from the surface.
In addition, after the wafers of Examples 1 to 8 and Comparative Examples 1 to 15 were heat-treated at 800 ° C. for 4 hours in a nitrogen atmosphere, and subsequently heat-treated at 1000 ° C. for 16 hours, the wafer surface was etched by 100 μm with mixed acid, and then the wafer was further removed. The surface is selectively etched with a Wright etchant, and each BMD near the center of the wafer and 2/3 of the radius R (3 inches) of the wafer, that is, 2 inches from the center of the wafer, is observed by an optical microscope. Was measured. And the volume density was calculated | required in conversion from the etching depth of light etching to volume density. These results are shown in Table 1.
[0034]
[Table 1]

[0035]
As is clear from Table 1, the oxygen concentration of the wafer is 1.4 to 1.5 × 10¹⁸atoms / cm^ThreeAnd relatively high, the region [P_VIn the wafers of Examples 1 to 8 heated at 600 to 500 ° C. for 2 to 50 hours with the second heater, 1 × 10 is considered to have an IG effect.⁸Piece / cm^ThreeIt had the above BMD volume density. On the other hand, in Comparative Examples 1 to 14 heated at a high temperature of 700 ° C. or higher with the second heater and Comparative Example 15 in which the second heater was deactivated, a BMD volume density having an IG effect was obtained at the wafer center. 10 for 2 / 3R of wafers⁷Piece / cm^ThreeOnly the BMD volume density of the base was obtained, and the IG effect over the entire wafer surface could not be expected.
[0036]
<Examples 9 to 12>
Oxygen concentration is 1.1-1.2 × 10¹⁸atoms / cm^ThreeAn ingot was grown in the same manner as in Example 1 except that it was (old ASTM). The ingot was heated by the second heater under the four conditions shown in Table 2 when the temperature of the ingot dropped to 900 ° C. by pulling up. A silicon wafer was cut out from the portion indicated by line (1) in FIG. 6 at the same position as in Example 1, and used as a sample. The wafer to be the sample is in the region [P_V] And region [P_I].
[0037]
<Comparative Examples 16-33>
The ingot pulled up in the same manner as in Example 9 was grown under the 18 conditions shown in Table 2 while being heated by the second heater. The oxygen concentration of this ingot is 1.1 to 1.2 × 10¹⁸atoms / cm^Three6 (former ASTM) and the same position as in Example 11 ( In FIG. )It cut out from the part shown to make a sample. This sampleRuYeha, the domain [P_V] And region [P_I].
[0038]
<Comparative Example 34>
Oxygen concentration is 1.1-1.2 × 10¹⁸atoms / cm^ThreeA silicon wafer was cut out from the portion indicated by line (1) in FIG. 6 at the same position as in Example 1 except that the second heater was deactivated (former ASTM) and used as a sample. The wafer to be the sample is in the region [P_V] And region [P_I].
[0039]
<Comparison evaluation 2>
The wafers of Examples 9 to 12 and Comparative Examples 16 to 34 were subjected to OSF revealing heat treatment in the same manner as Comparative Evaluation 1, and then subjected to secco etching for 2 minutes. As a result, all the wafers were OSF-free over the entire surface over a depth of 20 μm from the surface. Further, the wafers of Examples 9 to 12 and Comparative Examples 16 to 34 were subjected to the same process as Comparative Evaluation 1 to determine the BMD volume density in the vicinity of 2/3 of the wafer center and the radius R (3 inches) of the wafer. These results are shown in Table 2.
[0040]
[Table 2]

[0041]
As is clear from Table 2, the wafer is in the region [P_VThe oxygen concentration was 1.1 to 1.2 × 10¹⁸atoms / cm^Three1 × 10, which is considered to have an IG effect only in the wafers of Examples 9 to 12 heated at 600 to 500 ° C. for 20 to 50 hours with the second heater.⁸Piece / cm^ThreeIt did not have the above BMD volume density. In Comparative Examples 16 to 33 heated at 600 to 500 ° C. for 2 to 6 hours or at a high temperature of 700 ° C. or more with the second heater and Comparative Example 34 in which the second heater was deactivated, 4 × 10 at 2 / 3R of the wafer.⁷Piece / cm^ThreeOnly the following BMD volume density was obtained, and the IG effect over the entire wafer surface could not be expected.
[0042]
<Examples 13 to 17>
Oxygen concentration is 1.4 to 1.5 × 10¹⁸atoms / cm^ThreeAn ingot was grown in the same manner as in Example 1 except that it was (old ASTM). The ingot was heated by the second heater under the five conditions shown in Table 3 when the temperature of the ingot dropped to 900 ° C. by pulling up. A silicon wafer was cut out from the portion indicated by line (2) in FIG. The wafer to be the sample is in the region [P_I] Only.
[0043]
<Comparative Examples 35-51>
The ingot pulled up in the same manner as in Example 13 was grown under the 17 conditions shown in Table 3 while being heated by the second heater. The oxygen concentration of this ingot is 1.4 to 1.5 × 10¹⁸atoms / cm^Three6 (former ASTM) and the same position as in Example 132 ( In FIG. )It cut out from the part shown to make a sample. This sampleRuYeha, the domain [P_I] Only.
[0044]
<Comparative Example 52>
Oxygen concentration is 1.4 to 1.5 × 10¹⁸atoms / cm^ThreeA silicon wafer was cut out from the portion indicated by line (2) in FIG. 6 at the same position as that of Example 13 except that the second heater was deactivated (former ASTM) and used as a sample. The wafer to be the sample is in the region [P_I] Only.
[0045]
<Comparison evaluation 3>
The wafers of Examples 13 to 17 and Comparative Examples 35 to 52 were subjected to OSF revealing heat treatment in the same manner as Comparative Evaluation 1, and then subjected to secco etching for 2 minutes. As a result, all the wafers were OSF-free over the entire surface over a depth of 20 μm from the surface. Further, the wafers of Examples 13 to 17 and Comparative Examples 35 to 52 were subjected to the same process as Comparative Evaluation 1 to determine the BMD volume density in the vicinity of 2/3 of the wafer central portion and the radius R (3 inches) of the wafer. These results are shown in Table 3.
[0046]
[Table 3]

[0047]
As is clear from Table 3, the region [P_I], But the oxygen concentration was 1.4 to 1.5 × 10¹⁸atoms / cm^Three1 × 10 which is considered to have an IG effect in the wafers of Examples 13 to 17 heated at 600 ° C. for 20 to 50 hours or at 500 ° C. for 6 to 50 hours.⁸Piece / cm^ThreeIt had the above BMD volume density. Further, in Comparative Examples 35 to 51 heated at 500 ° C. for 2 hours, at 600 ° C. for 2 to 6 hours, or at a high temperature of 700 ° C. or higher, and in Comparative Example 52 in which the second heater was disabled, 2 / 3R of the wafer 4x10⁷Piece / cm^ThreeOnly the following BMD volume density was obtained, and the IG effect over the entire wafer surface could not be expected.
[0048]
<Example 18>
Oxygen concentration is 1.1-1.2 × 10¹⁸atoms / cm^ThreeAn ingot was grown in the same manner as in Example 1 except that it was (old ASTM). The heating of the ingot by the second heater was performed under the conditions shown in Table 4 when the temperature of the ingot dropped to 900 ° C. by pulling up. A silicon wafer was cut out from the portion indicated by line (2) in FIG. The wafer to be the sample is in the region [P_I] Only.
[0049]
<Comparative Examples 53-73>
The ingot pulled up in the same manner as in Example 18 was grown under the 21 conditions shown in Table 4 while being heated by the second heater. The oxygen concentration of this ingot is 1.1 to 1.2 × 10¹⁸atoms / cm^Three6 (former ASTM) and in the same position as in Example 182 ( In FIG. )It cut out from the part shown to make a sample. This sampleRuYeha, the domain [P_I] Only.
[0050]
<Comparative Example 74>
Oxygen concentration is 1.1-1.2 × 10¹⁸atoms / cm^ThreeA silicon wafer was cut out from the portion indicated by line (2) in FIG. 6 at the same position as in Example 16 except that the second heater was inactivated (old ASTM). The wafer to be the sample is in the region [P_I] Only.
[0051]
<Comparison evaluation 4>
The wafers of Example 18 and Comparative Examples 53 to 74 were subjected to OSF revealing heat treatment in the same manner as Comparative Evaluation 1, and then subjected to Seco etching for 2 minutes. As a result, all the wafers were OSF-free over the entire surface over a depth of 20 μm from the surface. Further, the wafers of Example 18 and Comparative Examples 53 to 74 were subjected to the same process as Comparative Evaluation 1, and the BMD volume density in the vicinity of 2/3 of the wafer central portion and the radius R (3 inches) of the wafer was determined. These results are shown in Table 4.
[0052]
[Table 4]

[0053]
As is apparent from Table 4, the oxygen concentration of the wafer is 1.1 to 1.2 × 10¹⁸atoms / cm^ThreeAnd relatively low, and the region [P_I1 × 10 which is considered to have the IG effect only in the wafer of Example 18 heated at 500 ° C. for 50 hours with the second heater.⁸Piece / cm^ThreeIt did not have the above BMD volume density. Further, in Comparative Examples 53 to 73 heated at a high temperature of 500 ° C. for 2 to 20 hours, 600 ° C. for 2 to 50 hours, or 700 ° C. or higher, and Comparative Example 74 in which the second heater was disabled, 2 wafers were used. / 5R at 3R⁷Piece / cm^ThreeOnly the following BMD volume density was obtained, and the IG effect over the entire wafer surface could not be expected.
[0054]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, the region [P_V] And region [P_I], Even if the ingot consists of both_I], The oxygen concentration is 1.1 × 10¹⁸atoms / cm^ThreeBy heating the silicon single crystal ingot that is (old ASTM) or higher to a predetermined temperature within a temperature range of 1000 to 600 ° C. by pulling up, the ingot is heated and maintained at the predetermined temperature for a predetermined time, In addition to the absence of agglomerates of point defects, oxygen precipitation nuclei having a predetermined density or more are developed in an ingot state. If a silicon wafer is cut out from this heat-treated ingot and this wafer is heat-treated in the device manufacturing process of a semiconductor device manufacturer, the oxygen precipitation nuclei will be 1 × 10⁸Piece / cm^ThreeBy growing to the above BMD volume density, the IG effect can be obtained on the entire wafer surface.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 shows that, based on Boronkov theory, a vacancy-rich ingot is formed when the V / G ratio is above the critical point, and an interstitial silicon-rich ingot is formed when the V / G ratio is below the critical point. Figure.
B ingot to N₂The conceptual diagram by the X-ray topograph after heat-processing for 40 hours at 1000 degreeC in atmosphere.
C: Distribution of crystal defects when an ingot immediately after pulling (as-grown state) is subjected to Secco etching.
D Wet ingot O₂The defect distribution map of a crystal | crystallization when it carries out seco etching after heat-processing in atmosphere.
E The figure which shows the change condition of the pulling speed of an ingot.
2 is a cross-sectional configuration diagram showing a silicon single crystal pulling apparatus according to an embodiment of the present invention and Example 1. FIG.
FIG. 3 is a perspective view of a main part including a cooling cylinder of the pulling device.
FIG. 4 is a cross-sectional configuration diagram showing an isothermal surface of a silicon single crystal ingot being pulled by the pulling device.
FIG. 5 is a diagram showing a temperature change state of an ingot according to a distance from a silicon melt liquid surface when the second heater is activated and deactivated.
FIG. 6 is a diagram corresponding to FIG. 1B.
[Explanation of symbols]
10 Pulling device
11 chambers
12 Silicon melt
13 Quartz crucible
18 First heater
24 Silicon single crystal ingot
26 Heat shielding member
31 1st heat dissipation suppression member
32 Second heat dissipation suppression member
34 Cooling cylinder
34a Cooling passage
35 Second heater

Claims

A region where interstitial silicon type point defects exist predominantly in a silicon single crystal ingot is defined as [I], and a region where vacancy type point defects exist predominantly is defined as [V]. When [P] is a perfect region in which no aggregates of vacancy-type point defects exist
In the method of pulling up the silicon single crystal ingot composed of the perfect region [P],
A region below the lowest interstitial silicon concentration that is adjacent to the region [I] and belongs to the perfect region [P] and capable of forming an interstitial dislocation is defined as [P _I ], adjacent to the region [V] and the When the region below the vacancy concentration that belongs to the perfect region [P] and can form COP or FPD is [P _V ],
The silicon single crystal ingot is composed of both the region [P _V ] and the region [P _I ] and has an oxygen concentration of 1.4 × 10 ¹⁸ atoms / cm ³ (former ASTM) or more,
When the temperature of the silicon single crystal ingot is lowered to a predetermined temperature within a temperature range of 1000 to 600 ° C. by pulling, the silicon single crystal ingot is heated and maintained at 600 to 500 ° C. for 2 to 50 hours. A method for pulling a silicon single crystal characterized by

A region where interstitial silicon type point defects exist predominantly in a silicon single crystal ingot is defined as [I], and a region where vacancy type point defects exist predominantly is defined as [V]. When [P] is a perfect region in which no aggregates of vacancy-type point defects exist
In the method of pulling up the silicon single crystal ingot composed of the perfect region [P],
A region below the lowest interstitial silicon concentration that is adjacent to the region [I] and belongs to the perfect region [P] and capable of forming an interstitial dislocation is defined as [P _I ], adjacent to the region [V] and the When the region below the vacancy concentration that belongs to the perfect region [P] and can form COP or FPD is [P _V ],
The silicon single crystal ingot is composed of both the region [P _V ] and the region [P _I ] and has an oxygen concentration of 1.1 to 1.2 × 10 ¹⁸ atoms / cm ³ (former ASTM),
When the temperature of the silicon single crystal ingot is lowered to a predetermined temperature within a temperature range of 1000 to 600 ° C. by pulling, the silicon single crystal ingot is heated and maintained at 600 to 500 ° C. for 20 to 50 hours. A method for pulling a silicon single crystal characterized by

A region where interstitial silicon type point defects exist predominantly in a silicon single crystal ingot is defined as [I], and a region where vacancy type point defects exist predominantly is defined as [V]. When [P] is a perfect region in which no aggregates of vacancy-type point defects exist
In the method of pulling up the silicon single crystal ingot composed of the perfect region [P],
When the region below the lowest interstitial silicon concentration that belongs to the region [I] and belongs to the perfect region [P] and can form interstitial dislocations is defined as [P _I ],
The silicon single crystal ingot is composed only of the region [P _I ] and has an oxygen concentration of 1.4 × 10 ¹⁸ atoms / cm ³ (former ASTM) or more,
When the temperature of the silicon single crystal ingot is lowered to a predetermined temperature within a temperature range of 1000 to 600 ° C. by pulling, the silicon single crystal ingot is heated and the temperature is set to 600 ° C. for 20 to 50 hours or 500 ° C. for 6 hours. A method for pulling a silicon single crystal, which is maintained for ˜50 hours.

A region where interstitial silicon type point defects exist predominantly in a silicon single crystal ingot is defined as [I], and a region where vacancy type point defects exist predominantly is defined as [V]. When [P] is a perfect region in which no aggregates of vacancy-type point defects exist
In the method of pulling up the silicon single crystal ingot composed of the perfect region [P],
When the region below the lowest interstitial silicon concentration that belongs to the region [I] and belongs to the perfect region [P] and can form interstitial dislocations is defined as [P _I ],
The silicon single crystal ingot is composed only of the region [P _I ] and has an oxygen concentration of 1.1 to 1.2 × 10 ¹⁸ atoms / cm ³ (former ASTM) or more,
When the temperature of the silicon single crystal ingot is lowered to a predetermined temperature within a temperature range of 1000 to 600 ° C. by pulling, the silicon single crystal ingot is heated and maintained at 500 ° C. for 50 hours. Pulling method of silicon single crystal.