[go: up one dir, main page]
More Web Proxy on the site http://driver.im/

WO2007013189A1 - シリコンウェーハおよびその製造方法 - Google Patents

シリコンウェーハおよびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2007013189A1
WO2007013189A1 PCT/JP2005/020548 JP2005020548W WO2007013189A1 WO 2007013189 A1 WO2007013189 A1 WO 2007013189A1 JP 2005020548 W JP2005020548 W JP 2005020548W WO 2007013189 A1 WO2007013189 A1 WO 2007013189A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
heat treatment
hydrogen
temperature
wafer
silicon
Prior art date
Application number
PCT/JP2005/020548
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Wataru Sugimura
Toshiaki Ono
Masataka Hourai
Original Assignee
Sumco Corporation
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Sumco Corporation filed Critical Sumco Corporation
Priority to EP05806093A priority Critical patent/EP1909315A4/en
Priority to DE05806093T priority patent/DE05806093T1/de
Priority to JP2007526809A priority patent/JPWO2007013189A1/ja
Publication of WO2007013189A1 publication Critical patent/WO2007013189A1/ja

Links

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/04—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer
    • H01L21/18—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer the devices having semiconductor bodies comprising elements of Group IV of the Periodic Table or AIIIBV compounds with or without impurities, e.g. doping materials
    • H01L21/30—Treatment of semiconductor bodies using processes or apparatus not provided for in groups H01L21/20 - H01L21/26
    • H01L21/322—Treatment of semiconductor bodies using processes or apparatus not provided for in groups H01L21/20 - H01L21/26 to modify their internal properties, e.g. to produce internal imperfections
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/04—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer
    • H01L21/18—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer the devices having semiconductor bodies comprising elements of Group IV of the Periodic Table or AIIIBV compounds with or without impurities, e.g. doping materials
    • H01L21/30—Treatment of semiconductor bodies using processes or apparatus not provided for in groups H01L21/20 - H01L21/26
    • H01L21/322—Treatment of semiconductor bodies using processes or apparatus not provided for in groups H01L21/20 - H01L21/26 to modify their internal properties, e.g. to produce internal imperfections
    • H01L21/3221—Treatment of semiconductor bodies using processes or apparatus not provided for in groups H01L21/20 - H01L21/26 to modify their internal properties, e.g. to produce internal imperfections of silicon bodies, e.g. for gettering
    • H01L21/3225—Thermally inducing defects using oxygen present in the silicon body for intrinsic gettering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B15/00—Single-crystal growth by pulling from a melt, e.g. Czochralski method
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/02—Elements
    • C30B29/06—Silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B33/00—After-treatment of single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure
    • C30B33/02—Heat treatment
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/04—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer
    • H01L21/18—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer the devices having semiconductor bodies comprising elements of Group IV of the Periodic Table or AIIIBV compounds with or without impurities, e.g. doping materials
    • H01L21/30—Treatment of semiconductor bodies using processes or apparatus not provided for in groups H01L21/20 - H01L21/26
    • H01L21/324—Thermal treatment for modifying the properties of semiconductor bodies, e.g. annealing, sintering

Definitions

  • the present invention relates to a silicon wafer and a method for producing the same, and more particularly to a method for producing silicon wafer 8 obtained by slicing a silicon single crystal ingot produced by the Chiyoklarsky method.
  • the present invention relates to a technique suitable for use in improving the strength of a wafer by suppressing slip dislocation.
  • Single crystal silicon wafers used as substrates for semiconductor devices and the like are manufactured by slicing a silicon single crystal ingot and performing heat treatment, mirror finishing, or the like.
  • An example of a method for producing a silicon single crystal ingot is the Chiyoklarsky method (CZ method).
  • the CZ method is widely used in the production of silicon single crystal ingots because it is easy to obtain large-diameter single crystal ingots and the control of defects is relatively easy.
  • silicon wafers used for hydrogen annealing and argon annealing are subjected to donor killer treatment before high-temperature annealing treatment in order to suppress resistivity fluctuations.
  • Thermal donors are factors that promote the formation of oxygen precipitates in addition to factors that change resistivity.
  • a silicon single crystal pulled by the CZ method takes oxygen into the supersaturation between lattices.
  • Supersaturated oxygen causes micro defects called BMD (Bulk Micro Defect) in annealing treatment such as wafer processing.
  • BMD Bit Micro Defect
  • annealing treatment such as wafer processing.
  • the device formation region has no crystal defects. If there is a crystal defect on the surface where the circuit is formed, it will cause circuit breakdown from the defective part.
  • BMD has an action of gettering metal impurities that cause crystal defects. Therefore, in the DZ-IG method, annealing of silicon wafers induces BMD inside the silicon wafer to form an IG (Intrinsic Gettering) layer. Impurities are gettered by the IG layer to form a DZ (denuded zone) layer with very few crystal defects on the surface of the silicon wafer.
  • IG Intrinsic Gettering
  • the DZ layer is indispensable for device formation.
  • a silicon wafer having a DZ (Denuded Zone) layer is annealed, dislocation defects (Slip) are generated and extended in the DZ layer, and the strength of the silicon wafer decreases.
  • slip dislocations may extend from the supported portion around the back surface of the wafer.
  • the strength of the silicon wafer is reduced, the wafer is likely to be damaged or destroyed in the subsequent process. Accordingly, there has been a demand for a silicon alloy having a DZ layer and excellent strength characteristics.
  • a technique for removing the wafer surface layer has been known. However, the manufacturing cost is increased by increasing the number of processes and increasing the thickness of slices. The increase of was inevitable.
  • JP-A-11 1393 discloses a defect-free silicon wafer having no OSF, COP, and LD. On the other hand, when manufacturing semiconductor devices, silicon wafers that do not have OSF, COP and LD and have gettering capability may be required.
  • defect-free silicon wafers that do not have the above-mentioned SF, COP, and LD do not necessarily cause oxygen precipitation in the wafer during heat treatment in the device manufacturing process. For this reason, the possibility of slip extension during the heat treatment in the DZ-IG method, resulting in a decrease in woofer strength, could not be excluded.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and is performed by the DZ-IG method or the like.
  • the present invention provides a silicon wafer in which a decrease in woofer strength is prevented by suppressing slip extension during a high-temperature heat treatment at a temperature higher than 0 ° C., and a method for producing the same.
  • the thermal donor is a factor that fluctuates the resistivity and a factor that promotes the formation of oxygen precipitates. Therefore, the thermal donor is driven by high temperature annealing (ArZH annealing).
  • the method for producing a silicon wafer of the present invention includes a step of growing a silicon single crystal by a CZ method in an inert atmosphere containing a gas containing a hydrogen atom.
  • a high-temperature heat treatment step in which the wafer is heat-treated at 1000 ° C or higher and 1300 ° C or lower in a non-oxidizing atmosphere;
  • the method for producing a silicon wafer according to the present invention includes a step of growing a silicon single crystal by a CZ method in an inert atmosphere containing a gas containing a hydrogen atom.
  • the treatment temperature range in the low-temperature heat treatment step is more preferably 400 ° C. or more and 650 ° C. or less, and the heating rate is more preferably 0.2 ° C./min or more and 2.0 ° C./min or less.
  • a rubbing heat treatment can be used for the heat treatment step.
  • the low-temperature heat treatment step means for setting the oxygen concentration difference before and after the high-temperature heat treatment step to 1.5 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 or more (ASTM-F121 1979) can also be used.
  • the hydrogen concentration in the inert atmosphere in the single crystal growth may be set in the range of 0.1% to 20% with respect to the furnace pressure of 1.3 to 13.3 kPa (10 to 100 torr). .
  • the oxygen precipitate density after the high-temperature heat treatment is 1.0 ⁇ 10 1Q / cm 3. It is desirable to set it above.
  • the silicon wafer of the present invention can be produced by any one of the production methods described above.
  • the method for producing a silicon wafer of the present invention includes a step of growing a silicon single crystal by a CZ method in an inert atmosphere containing a gas containing a hydrogen atom, a step of cutting a wafer from the single crystal, Performed in a high-temperature heat treatment process at 1000 ° C or higher and 1300 ° C or lower in an oxidizing atmosphere, or a donor killer heat treatment step for preventing resistivity variation, and before the high temperature heat treatment step or the donor killer heat treatment. And a low temperature heat treatment step at a temperature lower than the heat treatment.
  • thermal donors are formed in the Balta single crystal at high density in an as-grown state.
  • TD thermal donors
  • small-sized oxygen precipitation nuclei are formed at high density in the butter, and this small-size high-density oxygen precipitation nuclei can be used during high-temperature heat treatment or donors. Slip extension occurring during killer heat treatment can be suppressed.
  • a thermal donor (TD) formed with high density in an As-grown state forms oxygen precipitates by a low-temperature ramming heat treatment.
  • TD thermal donor
  • the low temperature lambing treatment precipitation is promoted by adding precipitates in a small size and high density in the Balta, and slip extension can be suppressed.
  • silicon wafers are subjected to a donor killer (DK) treatment in order to prevent resistivity variation due to thermal donors.
  • silicon wafers used for hydrogen annealing and argon annealing are subjected to donor killer treatment at 600 ° C to 700 ° C for about 0.5 to 2 hours before high temperature annealing treatment in order to suppress resistivity fluctuations. Is done. For this reason, when performing the rubbing heat treatment, it is desirable to perform it before the donor killer treatment (the thermal donor is sufficiently present).
  • the treatment temperature of the low-temperature heat treatment step is a temperature range of 400 ° C or more and 650 ° C or less, and the temperature rising rate is 0.2 ° CZmin or more and 2.0 ° C / min or less, More preferably, it is 0.3 ° CZmin or more and 1.0 ° C / min or less, whereby preferred oxygen precipitation nuclei can be formed.
  • the oxygen concentration can be reduced by setting the oxygen concentration difference before and after the high temperature heat treatment step to 1.5 ⁇ 10 17 atoms Zcm 3 or more (ASTM-F121 1979). This makes it possible to obtain a wafer having the desired oxygen precipitation nuclei by accurately controlling the formation state of the oxygen precipitation nuclei.
  • the hydrogen concentration in the inert atmosphere during single crystal growth is 0.1% or more and 20% under the conditions of the furnace pressure 1.3 to 13.3 kP & (10 to 100 01 "1 :).
  • the woofer cut out from the single crystal grown in this atmosphere can maintain the desired oxygen precipitation nuclei with the above-mentioned low-temperature heat treatment, and sufficient oxygen to prevent slip extension.
  • Precipitation nuclei are formed, and the hydrogen concentration in the inert atmosphere is set within the range of 0.3% to 10% under the furnace pressure of 4.0 to 9.33 kPa (30 to 70 torr). Also good.
  • the extension of slip during the high-temperature heat treatment can be sufficiently suppressed by setting the oxygen precipitate density after the high-temperature heat treatment to 1. OX 10 1Q / cm 3 or more.
  • the size of the oxygen precipitate is preferably about 80 to 200 nm, more preferably about 1 OO nm.
  • the vertical axis represents the oxygen precipitation nucleus density and the horizontal axis represents the size.
  • the symbol BB is a boundary line representing the critical BMD size remaining at a temperature of 900 ° C or higher.
  • high-temperature annealing is performed when low-temperature lambing heat treatment (low-temperature heat treatment) is not performed.
  • the density of the critical BMD Sa I's more BMD of the right 900 ° C than the boundary BB is 1. a three 0 X 10 9 cells / cm.
  • BMD over the critical BMD size of 900 ° C to the right of the boundary BB density is three 1.0 X ⁇ 10 pieces / cm.
  • the BMD density is 1.OX 10 1Q Zcm 3 or more is secured in the woofer that has been subjected to low temperature ramping heat treatment. It is suppressed.
  • the BMD density force surviving through the high temperature annealing is equal to the BMD density above the critical BMD size of 900 ° C. The result is obtained. Therefore, a boundary was set at 900 ° C.
  • the silicon wafer of the present invention can be produced by any one of the production methods described above.
  • the temperature gradient Gc at the center of the crystal is controlled to be equal to or greater than the temperature gradient Ge at the outer periphery of the crystal, and the pulling rate is gradually increased.
  • the shape of the OSF generation region in the longitudinal section of the single crystal is U-shaped with a convex downward and flat tip. Looking at the cross section of the crystal, when the pulling speed is high, the OSF generation region shows a ring-like shape, and a region where COP (also called infrared scatterer defects) is generated inside.
  • the ring-shaped ⁇ SF generation region shrinks to the center of the crystal as the pulling rate decreases. When the pulling rate is further reduced, a dislocation cluster generation region appears.
  • the pulling speed condition in the B–C range in Fig. 3 is the pulling condition near the critical speed at which the OSF generation region disappears at the center of the crystal. By performing crystal pulling under this speed condition, it becomes possible to eliminate defects throughout the crystal diameter direction.
  • Fig. 5 shows the degree of influence of defect distribution on the relationship between pulling speed and SF ring diameter.
  • the broken line shows the case where the temperature gradient Gc at the center of the crystal is smaller than the temperature gradient Ge at the periphery of the crystal.
  • the shape of the OSF generation region in the longitudinal section of the single crystal grown while gradually decreasing the pulling rate becomes a downwardly convex V-shape.
  • the OSF ring diameter gradually decreases as the pulling speed decreases and converges to 0 at the critical speed Vo.
  • the thin solid line is the case where the temperature gradient Gc at the crystal center is equal to or greater than the temperature gradient Ge at the crystal periphery under the condition where hydrogen is not added.
  • the shape of the OSF generation region in the longitudinal section of the single crystal grown while gradually decreasing the pulling rate is made U-shaped.
  • the pull-up speed at which the OSF ring diameter starts to decrease decreases, and the contraction occurs more rapidly than the start speed, and converges to 0 at the same critical speed Vo as in the broken line. That is, the decreasing gradient of the ring diameter becomes steep while the critical speed Vo remains constant.
  • the critical speed Vo does not increase, the pulling speed must be kept low.
  • the thick lines and the solid line show the case where the temperature gradient Gc at the center of the crystal is equal to or greater than the temperature gradient Ge at the periphery of the crystal under the condition where hydrogen is added to the inert gas atmosphere. is there .
  • the shape of the OSF generation region in the longitudinal section of the single crystal grown while gradually decreasing the pulling speed becomes U-shaped.
  • the ring diameter is reduced compared to the thin solid line.
  • the critical velocity increases from Vo to Vc while the small gradient remains steep.
  • the growth rate of Grown-in free defect crystals is combined with hydrogen addition to increase the critical speed at which the ring O SF region disappears at the center of the crystal, and as-grown throughout the crystal diameter direction.
  • Grown-in defect-free single crystals without dislocation clusters and COPs can be grown by pulling at a higher speed than before.
  • the upper limit pulling speed Vd at which dislocation clusters are generated decreases to VcT due to hydrogen addition, so the pulling speed range for defect freezing broadens from B—C to ⁇ -C.
  • defect-free crystals can be stably grown, and the production yield of Grown-in defect-free crystals is significantly improved.
  • excess vacancy or interstitial silicon present in the silicon crystal reacts with hydrogen to form a complex such as vacancy monohydrogen or interstitial silicon-hydrogen. Since the formation of the complex reduces the concentration of vacancies and interstitial silicon, the aggregation of vacancies and interstitial silicon is suppressed, and there is no COP and dislocation cluster or small size CZ Crystals can be grown.
  • interstitial silicon-type hydrogen defects can be formed under the predominance of interstitial silicon where V / G is sufficiently small (Y.Sugit: J n. J Appl. Phys 4 (1965) p962).
  • Figure 6 shows the concentration of vacancies and interstitial silicon Cv and Ci, the pulling speed V, and the crystal near the solid-liquid interface at a temperature of 1100 ° C or higher at the center of the crystal during CZ crystal growth. It is related to the ratio VZG to the temperature gradient G on the side, and shows the effect of suppressing the formation of COP and dislocation clusters when hydrogen is present in the crystal. The reason why the generation of CP and dislocation cluster is suppressed will be explained using this figure.
  • Vo, Vc, and Vd are the critical velocity at which the ring OSF region, COP, and dislocation clusters start to form in the crystal center or part of the radial direction, respectively.
  • ⁇ 1 ⁇ 31 indicate the critical point defect concentrations generated by the OSF ring region, COP, and dislocation clusters, respectively.
  • the decrease in the concentration of free vacancies depends on the hydrogen concentration in the crystal, and the decrease in vacancy concentration increases as the hydrogen concentration increases. For this reason, when hydrogen is present, the pulling speed Vo for generating the SF ring is shifted to the high speed side like Vo 'and Vc, and the pulling speed Vc for generating C ⁇ P is also Vc', Shift to high speed like Vc ".
  • the concentration of vacancies and interstitial silicon is sufficiently low in the range of the critical velocity Vc or Vo "of OSF ring generation and the pulling speed range above the critical velocity Vc ⁇ or Vd ⁇ of dislocation cluster generation.
  • COP and dislocation clusters do not occur, and there are no vacancy-type hydrogen defects that are large cavities, or interstitial silicon-type hydrogen defects that are dislocation pairs, and more than when hydrogen is not added.
  • the range (margin) of pulling speed at which Grown-in defects are free is significantly increased, it is possible to grow defect-free crystals more stably and with a high yield.
  • the V / G is larger than the critical V / G condition where the OSF ring closes, but if the OSF ring is relatively close to the critical condition, the ring OSF does not close at the center of the crystal, but COP occurs in the inner region.
  • the size is reduced because the pore concentration is lowered by hydrogenation. In this case, too, the void concentration is sufficiently low so that a huge cavity is not generated.
  • the hydrogen concentration in the inert atmosphere is within a range of 0.1% to 20%, more preferably 3%, under a furnace pressure of 1.3 to 13.3 kPa (10 to 100 torr). It can be set to 10% or less.
  • the pressure in the furnace is 1.3 kPa (10 torr) or more, preferably 1 ⁇ 3 to: 13.3 kPa (l 0 to: 100 torr), more preferably 4.0 to 9.33 kPa (30 to 70 torr) Masle.
  • a lower limit of furnace pressure is specified.
  • the reactant gas such as carbon degassed from the carbon heater and the single-bonn parts and SiO evaporated from the melt will be exhausted.
  • the carbon concentration increases and SiO aggregates at a temperature of about 1100 ° C or lower in the upper part of the melt in the furnace, generating dust and falling into the melt to convert crystals. cause.
  • the upper limit of the furnace pressure is defined.
  • the hydrogen concentration in the silicon single crystal during growth in an inert atmosphere containing hydrogen can be controlled by the hydrogen partial pressure in the atmosphere. Hydrogen in the atmosphere dissolves in the silicon melt and becomes a steady (equilibrium) state, and the concentration in the liquid phase and the solid phase is distributed by concentration segregation during crystal solidification. As a result, hydrogen is introduced into the crystal.
  • the hydrogen concentration in the melt is determined by Henry's law, depending on the hydrogen partial pressure in the gas phase,
  • the hydrogen concentration in the crystal is determined by the relationship between the hydrogen concentration in the melt and the prayer,
  • the hydrogen concentration, k r is the segregation coefficient between the silicon melt and the crystal of hydrogen.
  • the hydrogen concentration in the crystal immediately after solidification can be controlled at a desired concentration constant in the axial direction of the crystal.
  • the crystal is grown in an inert atmosphere containing a gas containing a hydrogen atom, and the entire wafer consists of an interstitial silicon dominant region (PI region) only. You can also. In this case, since the wafer does not include the PV area, the uniformity in the wafer / can be maintained.
  • PI region interstitial silicon dominant region
  • the uniformity of the wafer means the uniformity of the density and size of the oxygen precipitates and the DZ width.
  • the oxygen concentration is 10-20 ⁇ 10 17 atoms / cm 3 , more preferably 12-20, as measured by ASTM-F121 1979. : 18 X 10 17 atoms / cm 3 , heat treatment temperature: 450. C-1400. C, more preferably 1100 ° C to 1250 ° C, time: 0 second or more.
  • an excellent woofer can be obtained when the density and size of the oxygen precipitates and the DZ width are remarkably uniform in the plane of the wafer.
  • the range of high oxygen concentration (Oi) in the single crystal 10 ⁇ 20 X 10 17 atoms / cm 3 (ASTM -F121 1979)
  • the density, size, and device active region of oxygen precipitates that can sufficiently ensure gettering capability without performing heat treatment for a long time at high temperature for oxygen outward diffusion in DZ layer formation are completely eliminated.
  • Excellent wafer with uniform DZ width ensured to be defective You can get power S.
  • the oxygen concentration ( ⁇ i) in the single crystal may be set to a low range of 10 ⁇ 10 17 atom S / cm d or less (ASTM—F121 1979). In this case, even if heat treatment is performed on the device, it is possible to suppress or reduce the generation of oxygen precipitates in the active region of the device, and to eliminate or eliminate it, and to obtain an excellent wafer that does not deteriorate the device characteristics. S can.
  • a method for growing a silicon single crystal by pulling up the silicon single crystal in an inert atmosphere containing a gas containing a hydrogen atom-containing substance, COP and dislocation clusters are included in the entire crystal diameter direction.
  • the range of the PI region pulling speed capable of pulling a single crystal composed of an interstitial silicon dominant region (PI region) can be expanded. Therefore, the single crystal straight body can be made into an interstitial silicon dominant region (PI region) that does not contain dislocation clusters.
  • the PI region pulling speed had to be set to a very narrow range.
  • by expanding the range of the PI region pulling speed it is possible to grow a grown-in defect-free single crystal extremely easily and at a higher pulling speed than in the past.
  • PI regions when a single crystal is pulled in a hydrogen atmosphere, a PI region that can pull up a Grown—in defect-free single crystal consisting of interstitial silicon grown-in defect-free regions (PI regions).
  • the pulling speed range can be expanded to 4 times or more compared to single crystal pulling without hydrogen, and further to 4.5 times as shown in Fig. 7.
  • the OSF ring generation region can be reduced. Note that the size of the PV region (vacancy-type Grown_in defect-free region) does not change with hydrogen addition.
  • the present invention it is possible to increase the pulling speed range necessary for pulling up the Grown-in defect-free silicon single crystal, such as the PI region pulling speed range in the above growth method. For this reason, when pulling up a plurality of single crystals, they can be pulled up as the same pulling conditions, and it is possible to pull up the Grown-in defect-free single crystal more easily by setting the pulling speed. That is, the same machine multiple times or simultaneously When pulling up Grown-in defect-free single crystals with multiple actual machines, even if the pulling conditions are simplified than before, the pulling speed range within which Grown-in defect-free single crystals can be pulled can be achieved, and the desired A single crystal with high quality can be pulled up. This simplification improves working efficiency and significantly reduces the cost of manufacturing a silicon single crystal or silicon wafers manufactured from this silicon single crystal.
  • the hydrogen atom-containing substance used in the present invention is a substance that can be thermally decomposed when dissolved in the silicon melt and supply hydrogen atoms into the silicon melt. By introducing this hydrogen atom-containing substance into the inert gas atmosphere, the hydrogen concentration in the silicon melt can be increased.
  • the hydrogen atom-containing substance include hydrogen gas, hydrogen such as H0, HC1, etc.
  • hydrogen gas can be used as the hydrogen atom-containing substance.
  • inert gas inexpensive Ar gas is preferred.
  • various rare gases such as He, Ne, Kr, and Xe, or a mixed gas thereof can be used.
  • the concentration of the hydrogen-containing substance in the hydrogen-containing atmosphere is expressed as a hydrogen gas equivalent concentration.
  • the hydrogen gas equivalent concentration is used because the amount of hydrogen atoms obtained by thermal decomposition of the hydrogen-containing substance depends on the number of hydrogen atoms originally contained in the hydrogen-containing substance. .
  • 1 mole of H0 contains 1 mole of H.
  • concentration of the hydrogen-containing substance it is desirable to determine the concentration of the hydrogen-containing substance so that an atmosphere equivalent to this reference atmosphere can be obtained based on the hydrogen-containing atmosphere introduced into the inert gas at a predetermined concentration.
  • concentration of the preferred hydrogen-containing substance is sometimes expressed as a hydrogen gas equivalent concentration.
  • the hydrogen gas equivalent concentration in the atmosphere after the conversion is What is necessary is just to adjust the addition amount of a hydrogen-containing substance so that it may become a predetermined range.
  • a silicon single crystal is formed in a hydrogen-containing atmosphere in which a hydrogen-containing substance is contained in an inert gas. Hydrogen atoms derived from hydrogen-containing materials Is dissolved in the silicon melt, and these hydrogen atoms are taken in between the silicon lattices when the silicon solidifies.
  • the lower limit of the amount of hydrogen gas added is preferably 0.1% by volume or more, and more preferably 3% by volume or more. Less than 0.1%, the effect of hydrogen is almost impossible. If the hydrogen gas equivalent concentration exceeds 50% (6,75 kPa in terms of hydrogen partial pressure), there is an increased risk of explosion if an oxygen leak occurs in the CZ furnace. If the hydrogen gas equivalent concentration exceeds 20% (2.7 kPa in terms of hydrogen partial pressure), the danger of combustion increases even if it does not explode.
  • the hydrogen concentration is 20% or less, even if oxygen leaks occur, even if combustion occurs in the furnace, the pressure fluctuation force at the time of combustion does not exceed the atmospheric pressure. There is no. Thereby, the upper limit of the hydrogen gas addition amount is prescribed
  • the preferred concentration of the hydrogen-containing substance (hydrogen gas) is in the range of 0.1% to 20%, and the particularly preferred concentration is in the range of 3% to 10%.
  • the difference in concentration between oxygen and twice the concentration of oxygen gas is defined as a concentration of 3% by volume or more. If the concentration difference between the hydrogen atom-containing gas concentration and the oxygen gas concentration is less than 3% by volume, the COP and dislocation cluster due to the hydrogen atoms incorporated into the silicon crystal — The effect of suppressing the generation of in defects cannot be obtained.
  • the silicon crystal When the concentration of nitrogen as an impurity in the inert gas becomes high, the silicon crystal may be dislocated. Normal furnace pressure 1.3 to: 13.3 kPa (10 to 100 Torr) The nitrogen concentration is preferably 20% or less.
  • Hydrogen gas is supplied into the CZ furnace from a commercially available hydrogen gas cylinder, a hydrogen gas storage tank, a tank filled with a hydrogen-occluded hydrogen-occlusion alloy, and the like through a dedicated pipe. Also good.
  • the temperature gradient Gc at the center of the crystal is smaller than the temperature gradient Ge at the outer periphery, and the ring O SF generation region in the longitudinal section of the single crystal grown while gradually decreasing the pulling rate is Using a normal hot zone structure with a sharp V shape, near the critical velocity When pulling up, that is, when Ge> Gc, combining hydrogen addition, the critical velocities Vo and Vc at which the ring OSF generation region and COP begin to occur in the crystal center due to the effect of hydrogen increase, and dislocation clusters The critical velocity Vd that begins to occur in a part of the crystal decreases.
  • the present invention has been completed on the basis of strong knowledge.
  • the silicon wafer of the present invention is heated in a silicon single crystal wafer grown by the CZ method in an inert atmosphere containing a hydrogen atom-containing substance gas in the low-temperature heat treatment step and the high-temperature heat treatment step described above. It has been processed.
  • RTA Rapid Thermal Annealing
  • a condition of 1100 ° C. to 1350 ° C., 0 second or longer, Ar or He, or an Ar or He atmosphere containing NH can be used.
  • the density, size, and device active region of oxygen precipitates that can sufficiently secure gettering ability without performing heat treatment for a long time at high temperature for oxygen outward diffusion in forming the DZ layer are completely eliminated. It is possible to obtain wafers that can ensure a sufficient DZ width that can be formed as defects.
  • the silicon single crystal ingot is inactivated containing a hydrogen atom-containing substance gas.
  • a silicon single crystal ingot containing a thermal donor at a high density can be obtained, and by performing a low temperature ramming heat treatment on the silicon wafer obtained from this silicon single crystal ingot, The ability to form small oxygen precipitates in Balta at high density is possible.
  • inclusion of precipitates in small size and high density in the balta promotes precipitation during high-temperature heat treatment, and the slip extends to a temperature (900 ° C or higher) at which slip dislocations begin to grow during heat treatment. Slip extension can be suppressed by depositing sufficient oxygen precipitates on the direction dislocation lines.
  • FIG. 1 A diagram showing the density and size distribution of oxygen precipitation nuclei in a Balta before high-temperature annealing.
  • FIG. 2 A diagram showing the density and size distribution of oxygen precipitation nuclei in Balta when low-temperature lambing heat treatment is performed before high-temperature annealing.
  • FIG. 3 Defect distribution in the longitudinal section of a single crystal grown while gradually decreasing the pulling rate.
  • the temperature gradient Gc at the center of the crystal is the same as the temperature gradient Ge at the outer periphery of the crystal. Show the case, show it.
  • FIG. 4 Defect distribution diagram in the longitudinal section of a single crystal grown while gradually reducing the pulling rate.
  • the temperature gradient Gc at the center of the crystal is the same as the temperature gradient Ge at the outer periphery of the crystal. In the case of large size, the case of hydrogenation is shown.
  • FIG. 5 is a diagram showing the degree of influence of defect distribution on the relationship between pulling speed and OSF ring diameter.
  • Figure 6 shows the concentration of vacancies and interstitial silicon Cv and Ci, the pulling speed V, and the crystal side near the solid-liquid interface at a temperature of 1100 ° C or higher at the center of the crystal during CZ crystal growth. It is the relationship with the ratio VZG to the temperature gradient G of
  • FIG. 7 is a schematic diagram showing changes in the pulling speed region due to hydrogenation.
  • FIG. 8 is a longitudinal sectional view of a CZ furnace suitable for carrying out the silicon single crystal manufacturing method in the present embodiment.
  • FIG. 9 A chart showing the occurrence area of various defects by the relationship between V / G and hydrogen concentration, showing the enlargement of the V / G area for defect generation by hydrogen addition.
  • FIG. 10 is a chart showing the relationship between the crystal position and the pulling speed range (margin) from which the Grown-in defect free region can be obtained.
  • FIG. 11 is a schematic view showing a single wafer type rubbing heat treatment apparatus for performing a low temperature heat treatment process.
  • FIGS. 12A, B, and C are crystal cross-sectional photographs of V-shaped pull-up evaluation to verify the change of each crystal region due to hydrogenation.
  • FIG. 13 is a graph showing the density (impurity concentration) of thermal donors at each part of a crystal pulled by hydrogen doping and a crystal pulled by non-doping.
  • FIG. 8 is a longitudinal sectional view of a CZ furnace suitable for carrying out the silicon single crystal manufacturing method according to this embodiment.
  • the CZ furnace includes a crucible 1 disposed in the center of the chamber 1 and a heater 2 disposed outside the crucible 1.
  • the crucible 1 has a double structure in which the quartz crucible la containing the raw material melt 3 is held by the outer graphite crucible lb, and is rotated and moved up and down by a support shaft called a pedestal.
  • a cylindrical heat shield 7 is provided above the crucible 1.
  • Heat shield 7 is made of graphite with an outer shell and filled with graphite felt. This is the structure.
  • the inner surface of the heat shield 7 is a tapered surface whose inner diameter gradually decreases from the upper end to the lower end.
  • the upper outer surface of the heat shield 7 is a tapered surface corresponding to the inner surface, and the lower outer surface is formed in a substantially straight surface so as to gradually increase the thickness of the heat shield 7 downward.
  • the CZ furnace may be capable of growing a single crystal of 200 mm with a target diameter of 210 mm and a body length of 1200 mm, for example.
  • the heat shield 7 forms a hot zone structure in which the temperature gradient Gc at the center of the crystal is the same as or greater than the temperature gradient Ge at the outer periphery of the crystal.
  • an example of the specification of the heat shield 7 is as follows.
  • the outer diameter of the portion that enters the crucible is, for example, 470 mm
  • the minimum inner diameter S at the lowermost end is, for example, 270 mm
  • the radial width W is, for example, 100 mm
  • the inclination of the inner surface that is the inverted frustoconical surface is 21.
  • the inner diameter of the crucible 1 is 550 mm, for example, and the height H from the melt surface at the lower end of the heat shield 7 is 60 mm, for example.
  • the axial temperature gradient from the melting point to 1370 ° C is 3.0 to 3.2 ° C / in the single crystal center (Gc).
  • Gc single crystal center
  • the periphery (Ge) 2.3 to 2.5 ° C / mm
  • Gc / Ge is about 1.3. This state hardly changes even if the pulling speed is changed.
  • the hydrogen concentration is set to a mixing ratio of, for example, 0, 0.1, 3, 5, 8, 10 volume%, To grow a single crystal with a target diameter of 210mm, for example.
  • the silicon is melted by heating with the heater 2 to obtain a melt 3.
  • the seed crystal attached to the seed chuck 5 is immersed in the melt 3, and the crucible 1 and the lifting shaft 4 are rotated. The crystal is pulled up.
  • the crystal orientation is either ⁇ 100 ⁇ , ⁇ 111 ⁇ or ⁇ 110 ⁇
  • the pulling speed is adjusted to be sufficiently larger than the critical speed, for example, 1. OmmZmin. After that, the pulling speed is reduced almost linearly according to the pulling length so that when the body length reaches 600 mm, for example, it becomes 0.3 mm / min, which is smaller than the critical speed. After that, the body part is grown up to 1200 mm, for example, at this pulling speed, and after squeezing under normal conditions, the crystal growth is completed.
  • the critical speed for example, 1. OmmZmin.
  • each specimen is immersed in an aqueous copper sulfate solution and then air-dried, followed by heat treatment at 900 ° C for about 20 minutes in a nitrogen atmosphere. Then, in order to remove the Cu silicide layer on the surface of the specimen, it is immersed in a HF / HNO mixed solution, and a surface layer of several tens of microns is obtained.
  • the position of the OSF ring on the specimen and the distribution of each defect area are examined by X-ray topography.
  • the COP density of this slice piece is examined, for example, by the OPP method, and the density of dislocation clusters, for example, by the Secco etching method.
  • the defect distribution of the crystal grown using the single crystal pulling apparatus satisfying Gc / Ge ⁇ l occurs when the ring-shaped OSF is in a U-shape as shown in FIG.
  • the defect-free part expands as shown in ⁇ -C in Fig. 4, and the range (margin) of pulling speed at which a defect-free crystal is formed increases.
  • the oxygen precipitation promotion region which is a vacant Grown-in defect free region (PV region), and the interstitial silicon type Grown-in defect free region (PI region)
  • the interstitial silicon-dominated region is pulled up to pull up the Grown-in defect-free single crystal consisting only of the PI region indicated by F′-C in FIG. Increase speed range.
  • the margin of the PI region is expanded four times or more compared to the case without hydrogen.
  • V region defect free region
  • PI region type I Grown-in defect free region
  • dislocation cluster region dislocation cluster region
  • the pulling speed range for Grow n_in defect free is changed.
  • the relationship between the (margin) and the position in the crystal axis direction (Fig. 10) is required. From this Fig. 10, it is possible to set the operating conditions for obtaining a Grown-in defect-free single crystal.
  • the single crystal of the interstitial silicon dominant region does not contain COPs and dislocation clusters throughout the crystal diameter direction.
  • the range of the PI area pulling speed that can pull up can be increased by more than four times. Therefore, the entire single crystal straight body can be made an interstitial silicon dominant region (PI region).
  • the PI region pulling speed had to be set to a very narrow range. Grown-in defect-free single crystals can be grown very easily and at a higher pulling speed than before by increasing the PI region speed.
  • Grown-in defect-free crystals can be grown over the entire top force and bottom by setting the pulling speed at the corresponding crystal position within the speed range indicated by the solid line in FIG. .
  • the speed is equal to or higher than the upper limit indicated by the solid line in FIG.
  • the pulling speed is set, Grown-in defects are not completely free, but crystals with a COP size of 0 ⁇ lm or less can be grown.
  • the vicinity of the surface layer having a depth of 1 ⁇ m or more can be made Grown-in defect free by annealing in an atmosphere of hydrogen or argon.
  • the defect size is less than 0. m, the COP can be completely extinguished in a region having a surface force of about 1 ⁇ m with an annealing of about 1110 ° C / 2 hr.
  • a cutting device such as an ID saw or a wire saw is used.
  • the silicon single crystal wafer is processed through processes such as chamfering, lapping, etching, and polishing.
  • processes such as cleaning, and the processes can be appropriately changed depending on the purpose, such as changing the order of processes or omitting them.
  • the silicon wafer manufacturing method of the present embodiment includes a high-temperature heat treatment step such as hydrogen annealing or argon annealing at 1000 ° C or higher and 1300 ° C or lower in a non-oxidizing atmosphere as heat treatment to the thermal donor, and the high-temperature heat treatment.
  • a high-temperature heat treatment step such as hydrogen annealing or argon annealing at 1000 ° C or higher and 1300 ° C or lower in a non-oxidizing atmosphere as heat treatment to the thermal donor, and the high-temperature heat treatment.
  • a low-temperature heat treatment process performed in a state where a thermal donor is sufficiently present before the donor killer process of about 650 ° C. Xlhr.
  • This low-temperature heat treatment process is performed at a temperature of 400 ° C or higher and 650 ° C or lower, a temperature rising rate of 0.2 ° C / min or higher and 2.0 ° C / min or lower, and by a lambing heat treatment.
  • the in the low-temperature heat treatment step more preferably, the temperature range is 500 ° C to 600 ° C and / or the temperature rising rate is 0.3 ° C / min to 1.0 ° C / min. I can do it.
  • the oxygen concentration difference before and after the high-temperature heat treatment step is 1.5 X 10 17 atoms / cm 3 or more (ASTM-F121 1979), and the oxygen precipitate density after the high-temperature heat treatment is 1.0 X performed such that the 10 1Q pieces ZCM 3 or more.
  • FIG. 11 shows a single wafer type rubbing heat treatment apparatus for performing a low-temperature heat treatment step.
  • the heat treatment apparatus includes an annular susceptor 11 on which a silicon wafer W can be placed, and a reaction chamber 12 in which the susceptor 11 is housed. Note that a halogen lamp 13 for heating the silicon wafer W is disposed outside the reaction chamber 12. Yes.
  • the susceptor 11 is formed of silicon carbide or the like, and a step portion 11a is provided on the inner peripheral side, and a peripheral portion of the silicon wafer W is placed on the step portion 11a.
  • the reaction chamber 12 is provided with a supply port 12a for supplying the atmospheric gas G to the surface of the silicon wafer W and a discharge port 12b for discharging the supplied atmospheric gas G.
  • the supply port 12a is connected to the supply source 14 of the atmospheric gas G.
  • the lamp 13 is turned on with the atmosphere gas G being supplied from the supply port 12a to the surface of the silicon wafer W. Turn on the light and perform heat treatment at a temperature rise rate of the above range. Oxygen precipitate nuclei are formed in the silicon wafer W by this low-temperature heat treatment.
  • a thermal donor By growing a silicon single crystal by the CZ method in an inert atmosphere containing a hydrogen atom-containing substance gas, a thermal donor (TD) is placed in the bulk in an as-grown state in this single crystal. Form with high density.
  • TD thermal donor
  • a low-temperature ramming treatment is performed on a hydrogen-doped wafer containing a high density of thermal donors, so that small-sized oxygen precipitation nuclei necessary for suppressing slip extension during the high-temperature heat treatment step are formed. It becomes possible to form a high density in Balta.
  • Examples of high-temperature heat treatment include hydrogen annealing by DZ—IZ, argon annealing, 1300 For example, SIMOX annealing performed at high temperature above ° C.
  • RTA Rapid Thermal Annealing
  • the silicon single crystal is pulled up in an inert atmosphere containing a gas containing a hydrogen atom-containing substance, and a silicon wafer having sufficient thermal donors is subjected to the low-temperature ramping heat treatment as described above. It is possible to form SiO that remains after argon annealing and can prevent slip extension in the wall.
  • Such wafers can be used for device manufacturing as ordinary PW (polished wafers, mirror wafers) as they are, and are also useful as substrates for SOI.
  • the pulling speed was changed so that the ratio of the maximum pulling speed would be 0.7 ⁇ 0.35 ⁇ 0.7.
  • the hydrogen concentration and the furnace pressure at the time of pulling would be (a) 0%, 30 torr (b) 6%, 30 torr (c) 6%, and 70 torr were pulled up, and the surface in the crystal axis direction was observed.
  • FIGS 12A, 12B and 12C summarize the results of the following treatments performed on the cut surfaces of the above crystals.
  • Fig. 7 and Table 1 show the results of how much each region corresponding to Fig. 9 and the pulling rate changed due to hydrogen addition at this time.
  • the pulling speed margin in each defect region in Table 1 was calculated by measuring the width of each defect region as viewed in the crystal axis direction at the center of the crystal. [0087] [Table 1]
  • the pulling speed is 0.7mm / min—constant, and the silicon single crystal force is pulled up in an atmosphere with a hydrogen concentration of 6%.
  • the XRT (X_ray Topograph) evaluation of these silicon wafers was performed, and the slip length from the wafer support boat flaws was compared based on the obtained photos. Table 2 shows the dependence of wafer strength on the heat treatment process.
  • the heat treatment atmosphere was all Ar atmosphere.
  • "Rubbing heat treatment 1" shown in Table 2 means that the ramping rate from 500 ° C to 650 ° C is 2.5 This is a heat treatment at a temperature of ° C / min. “Rubbing heat treatment 2” is a heat treatment at a lambing rate of 0.3 ° C / min at a power of 500 ° C and 650 ° C.
  • the pulling rate was 0.7 mm / min—constant
  • the hydrogen was crystallized from an 800 mm long hydrogen-doped crystal pulled in an atmosphere with a hydrogen concentration of 6%, and the specific resistance of each part was measured by the four-probe method.
  • a DK (donor killer) treatment for eliminating the thermal donor a heat treatment at 650 ° C. for 30 minutes was performed, and then the specific resistance of the wafer was measured again.
  • Figure 13 shows the impurity concentration (density of the normal donor) converted from the change in specific resistance value before and after DK treatment at each site.
  • the impurity concentration when hydrogen is not supplied is also described as REF (non-doped).
  • the silicon wafer of the example of the present invention (level:! To 5) significantly suppresses slip extension compared to the silicon wafer of the comparative example (level 6). Can do.
  • the hydrogen concentration in the inert gas atmosphere is 3% or more, it can be seen that the slip extension cannot be detected at the visual level until it can be detected.
  • a silicon single crystal ingot in an inert gas atmosphere containing a gas containing a hydrogen atom-containing substance, a silicon single crystal containing a high density of thermal donors in an as-grown state.
  • a crystalline ingot can be obtained. From this crystal By cutting out and performing low-temperature heat treatment, small oxygen precipitates can be formed with high density.
  • a silicon wafer having a DZ layer indispensable for device formation and excellent in strength can be obtained.
  • the entire region of the silicon wafer is composed only of the interstitial silicon dominant region, and the density and size of the oxygen precipitates and the DZ width are excellently uniform in the plane of the wafer. You can get eight.
  • the pulling speed range for defect free can be expanded, and defect-free crystals can be stably grown. And the production yield of Grown-in defect-free crystals is significantly improved.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
  • Computer Hardware Design (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)

Abstract

水素原子含有物質の気体を含む不活性雰囲気中でＣＺ法によりシリコン単結晶を育成する。育成されたシリコン単結晶より得られたウェーハに、非酸化雰囲気中１０００°C以上１３００°C以下での高温熱処理をほどこす。その際、高温熱処理工程の前に、それより低い温度での低温熱処理をほどこす。

Description

明 細 書
シリコンゥエーハおよびその製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、シリコンゥエーハおよびその製造方法に係り、特に、チヨクラルスキー法 により製造されたシリコン単結晶インゴットをスライスしたシリコンゥエー八の製造方法 に関する。本発明は、スリップ転位を抑制してゥヱーハの強度を改善する際に用いて 好適な技術に関するものである。
本願は、 2005年 7月 27日に出願された特願 2005— 217647号に基づき優先権 を主張し、その内容をここに援用する。
背景技術
[0002] 半導体デバイスなどの基板として用いられる単結晶シリコンゥエーハは、シリコン単 結晶インゴットをスライスして、熱処理や鏡面加工等を行うことにより製造される。シリ コン単結晶インゴットの製造方法としては、例えば、チヨクラルスキー法（CZ法）が挙 げられる。 CZ法は、大口径の単結晶インゴットを得やすいこと、欠陥の制御が比較的 容易であることなどの理由から、シリコン単結晶インゴットの製造に広く用いられてい る。
[0003] CZ法によるシリコン単結晶の製造では、石英ルツボを使用して結晶育成を行って いるため、結晶中に酸素が過飽和な状態で含有されることになり、この酸素がデバイ スの回路形成プロセスの熱処理過程などにおいてサーマルドナー（TD)を形成する ため、デバイス製造時にゥエーハの抵抗率が不安定に変動するという大きな問題が ある。
ドーパントを添加された通常の低抵抗ゥエーハの場合、サーマルドナーがゥェーハ の抵抗率に与える影響は軽微であり、実操業上は問題にならない。ところ力 ドーパ ントが制限された高抵抗ゥエーハの場合は、 n型だとサーマルドナーの増加に伴って 抵抗率が激減する。 p型だとサーマルドナーの増加に伴って当初は抵抗率が激増す る力 さらにサーマルドナーが増加を続けると p型が n型に転換して抵抗率が激減す る。 [0004] 通常、シリコンゥエーハには、サーマルドナーによる抵抗率変動を防止するために、 ドナーキラー（donor killer ; DK)処理が施される。水素ァニール、アルゴンァニール に供されるシリコンゥエーハにも同様に、抵抗率変動を抑制するために高温ァニール 処理前にドナーキラー処理が施される。サーマルドナーは抵抗率を変動させる因子 の他、酸素析出物形成を助長させる因子でもある。
[0005] CZ法によって引上げられたシリコン単結晶は、酸素を格子間に過飽和に取り込ん でいる。過飽和酸素は、ゥヱーハ加工工程等のァニール処理において、 BMD (Bulk Micro Defect )と称される微小欠陥を誘起する原因となる。単結晶シリコンゥエー八に 半導体デバイスを形成するには、デバイス形成領域に結晶欠陥がないことが求めら れる。回路を形成する面に結晶欠陥が存在すると、その欠陥部分から回路破壊等を 引き起こす原因となる。
[0006] 一方、 BMDは、結晶欠陥の原因となる金属不純物などをゲッターする作用がある 。そこで、 DZ— IG法では、シリコンゥエーハのァニールを行うことによって、シリコンゥ エーハの内部に BMDを誘起して IG (Intrinsic Gettering )層を形成する。 IG層により 不純物がゲッターされることにより、シリコンゥヱーハの表面に結晶欠陥の非常に少な い DZ ( Denuded Zone )層が形成される。
[0007] DZ層はデバイス形成には不可欠である。し力し、 DZ (Denuded Zone)層を形成し たシリコンゥエーハがァニールされると、 DZ層に転位欠陥（Slip)が発生して伸展し、 シリコンゥヱーハの強度が低下する。特に、ゥエーハが、熱処理ポート等によって支持 された状態で、ァニールされると、ゥエーハの裏面周辺の支持されている部分からスリ ップ転位が伸展することがある。シリコンゥエーハの強度が低下すると、その後の工程 で、ゥエー八の損傷や破壊が生じやすい。そこで、 DZ層を有し、強度特性に優れた シリコンゥヱ一八が求められていた。上記の問題を回避するために、特開 2002— 13 4521号公報に示すように、ゥエーハ表層を除去する技術は知られていたが、工程数 の増カロ、スライスする厚みの増加等により製造コストの増加が避けられなかった。
[0008] 酸化誘起積層欠陥（Oxidation Induced Stacking Fault, ； OSF)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 ; COP )や、侵入型転位（Interstitia卜 type Large Dislocation ; LD)は、半導体デバイスを製 造する際、歩留低下の原因となる。したがって、これらの欠陥の少ないゥエーハを製 造することが重要である。特開平 11 1393号公報には、 OSF、 COP及び LDを有 しない無欠陥のシリコンゥエーハが開示されている。一方、半導体デバイス製造の際 には、 OSF、 C〇P及び LDを有さず、かつゲッタリング能力を有するシリコンゥヱーハ が必要とされる場合がある。
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0009] し力し、上記の〇SF、 COP及び LDを有しない、無欠陥のシリコンゥエーハは、デバ イス製造工程の熱処理において、必ずしもゥヱーハ内部に酸素析出を生じない。そ のため、 DZ— IG法における熱処理において、スリップが伸展し、結果的にゥヱーハ の強度が低下する可能性は排除できなかった。
さらに、上記無欠陥のシリコンゥヱ一八を用いない場合でも、 DZ— IG法における熱 処理においてスリップ転位の伸張を防止することが望まれている。
[0010] 本発明は、上記の事情に鑑みてなされたもので、 DZ— IG法などで行われる 1000
°C以上の高温熱処理に際して、スリップ伸展の抑制により、ゥヱーハ強度の低下が防 止されたシリコンゥヱーノ、、およびその製造方法を提供するものである。
課題を解決するための手段
[0011] 本願発明者らは、鋭意工夫した結果、引き上げ中に水素原子含有物質の気体を含 む不活性雰囲気中で CZ結晶育成を行うことにより、水素を添加しない結晶育成条件 と比較し、 as— grownの状態でサーマルドナー (TD)がバルタ結晶中に高密度に形 成されることを知見した。
(図 13参照）
サーマルドナーは抵抗率を変動させる因子であり、酸素析出物形成を助長させる 因子でもある。したがって、サーマルドナーが高温ァニール (ArZH ァニール）によ
2
つて消滅する前に、低温熱処理を施すことにより、小サイズ酸素析出核をバルタ中に 高密度に形成することができる。小サイズ酸素析出核は、高温熱処理中にスリップの 伸展を止める役割をもつ。高密度の析出核をもつシリコンゥヱーハでは、高温ァニー ルプロセスで転位線上に形成された析出物により、スリップ転位の伸展が抑制される 上記知見にもとづく本発明のシリコンゥエーハの製造方法は、 水素原子含有物質の気体を含む不活性雰囲気中で CZ法によりシリコン単結晶を 育成する工程と
前記シリコン単結晶よりゥエーハを切り出す工程と、
前記ゥエーハに非酸化雰囲気中における 1000°C以上 1300°C以下での熱処理を 施す高温熱処理工程と、
前記高温熱処理工程の前に、前記熱処理温度より低温で、前記ゥエーハに熱処理 を施す低温熱処理工程と、を有する。これにより、上記課題を解決した。
本発明のシリコンゥエーハの製造方法は、水素原子含有物質の気体を含む不活性 雰囲気中で CZ法によりシリコン単結晶を育成する工程と
前記シリコン単結晶よりゥエーハを切り出す工程と、
前記ゥヱーハに抵抗率変動を防止するためのドナーキラー熱処理を施す、ドナー キラー熱処理工程と、
前記ドナーキラー熱処理工程の前に、上記熱処理温度より低い温度で、前記ゥェ ーハに熱処理をほどこす低温熱処理工程と、を有する。これにより、上記課題を解決 した。
前記低温熱処理工程での処理温度の範囲は、 400°C以上 650°C以下であり、昇 温レートは 0. 2°C/min以上 2. 0°C/min以下であることがより好ましい。
前記シリコンゥエーハーの製造方法では、前記熱処理工程に、ランビング熱処理を 用いることも可能である。
前記低温熱処理工程により、前記高温熱処理工程前後における酸素濃度差を 1. 5 X 1017atoms/cm3以上（ASTM— F121 1979)とする手段を用いることもでき る。
前記単結晶育成における不活性雰囲気中における水素濃度は、炉内圧力 1. 3〜 13. 3kPa (10〜100torr)に対して 0. 1 %以上 20%以下の範囲に設定されてもよ レ、。
本発明においては、前記高温熱処理後の酸素析出物密度を 1. 0 X 101Q個/ cm3 以上とすることが望ましい。
本発明のシリコンゥヱーハは上記のいずれか記載の製造方法により、製造されるこ とができる。
[0013] 本発明のシリコンゥエーハの製造方法は、水素原子含有物質の気体を含む不活性 雰囲気中で CZ法によりシリコン単結晶を育成する工程と、前記単結晶よりゥエーハを 切り出す工程と、非酸化雰囲気中における 1000°C以上 1300°C以下での高温熱処 理工程、または、抵抗率変動を防止するためのドナーキラー熱処理工程と、前記高 温熱処理工程または前記ドナーキラー熱処理の前に行われる、前記熱処理より低い 温度での低温熱処理工程と、を有する。水素原子含有物質の気体を含む不活性雰 囲気中でシリコン単結晶を CZ法により育成すると、 as— grownの状態でサーマルド ナー (TD)がバルタ単結晶中に高密度で形成される。この単結晶力 スライスされた ゥヱーハに前記低温熱処理工程を施すことで、小サイズの酸素析出核をバルタ中に 高密度に形成し、この小サイズ高密度の酸素析出核によって、高温熱処理中または ドナーキラー熱処理中に発生するスリップ伸展を抑制することができる。
[0014] As— grownの状態で高密度に形成されたサーマルドナー（TD)は、低温でのラン ビング熱処理によって、酸素析出物を形成する。サーマルドナーを高密度に含んだ 水素ドープゥエーハに低温ランビング処理を施すことで、バルタ中に小酸素析出物を 高密度に形成することができる。熱処理中のスリップ伸展を抑制するには、転位が伸 び始める温度（900°C以上）で、スリップが伸展する方向の転位線上に酸素析出物を 析出させることが重要である。低温ランビング処理を用いると、バルタ中に小サイズ · 高密度に析出物を含ませることで析出が促進され、スリップ伸展を抑制することがで きる。
通常、シリコンゥヱーハには、サーマルドナーによる抵抗率変動を防止するために、 ドナーキラー（donor killer ; DK)処理が施される。水素ァニール、アルゴンァニール に供されるシリコンゥヱーハも同様に、抵抗率変動を抑制するために、高温ァニール 処理前に 600°C〜700°Cで 0. 5〜2時間程度のドナーキラー処理が施される。この ため、ランビング熱処理を実施する場合は、ドナーキラー処理前（サーマルドナーが 十分に存在する状態にある）に行うことが望ましい。 [0015] 高温熱処理工程中のスリップ伸展を抑制するためには小サイズの酸素析出核をバ ルク結晶中に高密度に形成することが必要である。本発明において、前記低温熱処 理工程の処理温度が、 400°C以上 650°C以下の温度範囲であり、かつ、昇温レート が 0. 2°CZmin以上 2. 0°C/min以下、より好ましくは 0. 3°CZmin以上 1. 0°C/ min以下、であることにより、好ましい酸素析出核を形成することが可能となる。
[0016] 縦型炉等による処理では、高温の炉壁からの汚染物により熱処理中に汚染が生ず る可能性が大きい。前記熱処理工程をランビング熱処理により行うことにより、汚染可 能性を低減し、昇温レートを正確に制御し、温度条件を厳密化することができる。これ により、酸素析出核の形成状態を正確に制御して所望の酸素析出核を有するゥエー ハを得ることができる。
[0017] 前記低温熱処理工程を施すことで、前記高温熱処理工程の前後における酸素濃 度差を 1. 5 X 1017atomsZcm3以上（ASTM— F121 1979)として酸素濃度を減 少させることができる。これにより、酸素析出核の形成状態を正確に制御して所望の 酸素析出核を有するゥエーハを得ることが可能となる。
[0018] 単結晶育成時の不活性雰囲気中における水素濃度を、炉内圧力 1. 3〜： 13. 3kP & (10〜100 01"1：)の条件下で、 0. 1 %以上 20%以下の範囲に設定してもよレ、。この 雰囲気で育成した単結晶より切り出されたゥヱーハでは、上記の低温熱処理で所望 の酸素析出核の状態が維持され、スリップ伸展の防止に充分な酸素析出核が形成さ れる。不活性雰囲気中における水素濃度は、炉内圧力 4. 0〜9. 33kPa (30〜70to rr)の条件で、 0. 3%以上 10%以下の範囲に設定されてもよい。
[0019] 本発明においては、前記高温熱処理後の酸素析出物密度を 1. O X 101Q個/ cm3 以上とすることで高温熱処理中のスリップの伸展を充分抑制することができる。
ここで、上記の酸素析出物の大きさは 80〜200nm程度が好ましぐより好ましくは 1 OOnm程度の大きさでもよレ、。
ここで、図 1および図 2は、縦軸に酸素析出核密度、横軸にサイズを示している。図 において符号 BBは、 900°C以上の温度で残存する臨界 BMDサイズをあらわす境 界線である。
低温ランビング熱処理 (低温熱処理）を施さない場合、図 1に示すように、高温ァニ 一ノレ (アルゴンァニーノレ)前のバルタ中では、境界 BBより右の 900°Cの臨界 BMDサ ィズ以上の BMDの密度は 1. 0 X 109個/ cm3台である。一方、低温ランピング熱処 理を施した場合、酸素析出核の形成と同時に析出核の成長が生じるので、図 2に示 すように、境界 BBより右の 900°Cの臨界 BMDサイズ以上の BMD密度は 1.0 X ΙΟ10 個/ cm3台である。
これにより 1200。C以上の高温ァニール (アルゴンァニール)時には、低温ランピング 熱処理を施したゥヱーハにおいては BMD密度が 1. O X 101Q個 Zcm3以上確保され 、高密度の BMDによって、高温熱処理中のスリップの伸展が抑制される。
事前の実験により、アルゴンァニールプロセスのボート投入温度、ランピングレート を考慮すると、高温ァニール (アルゴンァニール)を通過して生き残る BMD密度力 9 00°Cの臨界 BMDサイズ以上の BMD密度に等しいという結果が得られている。そこ で、 900°Cに境界を設定した。
[0020] 本発明のシリコンゥヱーハは上記いずれか記載の製造方法により製造されることが できる。
[0021] 本発明者らは水素含有雰囲気による結晶引き上げ技術に着目し、検討を行った結 果、以下の二つの結論に到達した。
[0022] 第 1に、ホットゾーン構造の炉を用いて、結晶中心部での温度勾配 Gcを結晶外周 部での温度勾配 Geと同一かこれより大きくするように制御し、引上げ速度を徐々に低 下させながら単結晶を育成した場合、単結晶の縦断面における OSF発生領域の形 状は、下方に凸で、先がフラットな U字形状を示す。結晶横断面で見ると、引上げ速 度が速いとき、 OSF発生領域はリング状の形状を示し、その内側には、 COP (赤外 線散乱体欠陥とも呼ばれる）の発生する領域がみられる。リング状の〇SF発生領域 は、引上げ速度の低下とともに結晶中心部に縮小する。さらに引き上げ速度を低下 すると、転位クラスター発生領域があらわれる。
上記の弓 I上げ条件にぉレ、て、 § I上げ炉内に導入する不活性ガス中に微量の水素 を混入すると、欠陥フリー化のための引上げ速度範囲が拡大し、結晶縦断面の欠陥 分布において、欠陥フリー領域が結晶軸方向に拡大する。この効果は、水素ノンドー プの際の図 3の B— Cと水素ドープの際の図 4の^ - C' の対比により見ることがで きる。
図 3における B— C範囲の引き上げ速度条件は、 OSF発生領域が結晶中心部で消 滅する臨界速度近傍の引上げ条件である。この速度条件で結晶引き上げを行うこと により、結晶径方向の全域を欠陥フリー化することが可能になる。
[0023] 水素添加による、欠陥フリー化のための引上げ速度範囲の拡大は、 OSF発生領域 が結晶中心部に消滅する臨界速度 Voの上昇と、転位クラスタが発生する臨界速度 Vdの低下により実現される。図 4に示される欠陥フリー化のための引上げ速度範囲 B ' -C は、水素を添加しないのときの図 3の B— Cに比べて高速側、即ち図 3中の Bの上方、および低速側、即ち図 3中の Cの下方へ拡大する。この現象は図 5により、 以下のように説明できる。
[0024] 図 5は引上げ速度と〇SFリング径の関係に及ぼす欠陥分布の影響度を示している 。図中、破線は結晶中心部での温度勾配 Gcが結晶外周部での温度勾配 Geより小さ い場合である。このとき、引上げ速度を徐々に低下させながら成長させた単結晶の縦 断面における OSF発生領域の形状は下に凸の V字形となる。この場合は、引上げ速 度の低下につれて OSFリング径が徐々に縮小し、臨界速度 Voで 0に収束する。
[0025] 細い実線は、水素を添加しない条件下で、結晶中心部での温度勾配 Gcを結晶外 周部での温度勾配 Geと同一かこれより大きくした場合である。このとき、引上げ速度 を徐々に低下させながら成長させた単結晶の縦断面における OSF発生領域の形状 を U字形状化する。この場合は、 OSFリング径が縮小を開始する引上げ速度が低下 し、その開始速度より急激に縮小が起こり、破線の場合とほぼ同じ臨界速度 Voで 0に 収束する。即ち、臨界速度 Voが一定のままでリング径の減少勾配が急になる。これ により、臨界速度 Voの近傍で、結晶径方向全域で転位クラスタ及び COPが存在しな い欠陥フリーの単結晶が育成される。しかし、臨界速度 Voは上昇しないので、引上 げ速度は低速に押さえなければならない。
[0026] 他方、太レ、実線は、不活性ガス雰囲気に水素を添加した条件下で、結晶中心部で の温度勾配 Gcを結晶外周部での温度勾配 Geと同一力これより大きくした場合である 。このとき、引上げ速度を徐々に低下させながら成長させた単結晶の縦断面における OSF発生領域の形状は U字形になる。この場合、細い実線と比べて、リング径の減 少勾配が急勾配のままで臨界速度は Voから Vc へ上がる。細い実線を高速側へ 平行移動すると、太い実線にほぼ対応する。
[0027] 上記のように、 Grown— inフリー欠陥結晶の育成に水素添加を組み合わせること により、リング〇SF領域が結晶中心部で消滅する臨界速度を大きくし、 as— grownで 結晶径方向全域に転位クラスタ及び COPが存在しない Grown—in欠陥フリーの単 結晶を従来より高速の引上げにより育成することができる。さらに、水素添加により、 転位ククラスタの発生する上限の引き上げ速度 Vdが VcT に低下するため、欠陥フリ 一化のための引上げ速度範囲は B— Cから^ -C に広がる。その結果、無欠陥 結晶を安定して育成することができ、 Grown—in欠陥フリー結晶の製造歩留まりが 著しく向上する。
[0028] 水素添加を組み合わせることにより Grown—in欠陥フリー化のための引上げ速度 範囲が拡大する理由、すなわちリング〇SFの臨界速度 Voが増大し、転位クラスタが 発生する臨界速度 Vdが低下する理由は以下のように考えられる。
[0029] 1300〜： 1390°Cの高温水素中でシリコンゥヱーハを熱処理し急冷した場合、空孔 または格子間シリコンと水素が反応して空孔一水素または格子間シリコン一水素複 合体が形成される（末澤正志 1999年 6月 3日 応用物理学会結晶工学分科会第 1 10回研究会テキスト Pl l)。従って、水素を含む不活性雰囲気中で CZ結晶を育成 した場合、結晶冷却過程の COP (約 1100°C)または転位クラスタ（約 1000°C)等の Grown— in欠陥が形成される温度よりも高温部において、シリコン結晶中で過剰に 存在する空孔または格子間シリコンと水素が反応し、空孔一水素または格子間シリコ ンー水素などの複合体が形成される。複合体の形成によって、空孔および格子間シ リコンの濃度が低下するために、空孔ゃ格子間シリコンの凝集は抑制され、 C〇Pお よび転位クラスタのなレ、、またはサイズが小さい CZ結晶が育成できる。
[0030] しかし、水素を含む不活性雰囲気中で VZGが充分大きい空孔優勢条件下で CZ 結晶を育成するとき、水素濃度が高くなると水素欠陥と呼ばれる大きさ数 z m〜数 10 μ mの巨大空洞（空孔の凝集体と考えられる）ができる（Ε·Πηο、 K.Takano, M.Kimura 、 H.Yamagishi ： Material Science and Engineering B36、丄 99りノ 146—— 149、及び T. H.Wang, T.F.Ciszk、 and T.Schuyler： J. Cryst. Growth 109 (1991) 155— 161)。 V/Gが充分小さい格子間シリコン優勢条件下では、格子間シリコン型の水素欠陥（ 格子間シリコンの凝集体と考えられる転位対）ができることが知られている (Y.Sugit： J n. J. Appl. Phys 4 (1965) p962)。
[0031] このため、引き上げ速度をリング〇SF領域の発生する臨界速度以下に低下させな くても、水素を十分含む雰囲気中で CZ法で引き上げた場合、 COPの生成を抑制で きる。低速引き上げの場合にも、転位クラスタの生成は抑制される。
[0032] 図 6は、 CZ結晶育成時の結晶中心部における 1100°C以上の温度での、空孔およ び格子間シリコンの濃度 Cvおよび Ciと引き上げ速度 Vと固液界面近傍での結晶側 の温度勾配 Gとの比 VZGとの関係であり、水素が結晶中に存在する場合の COPお よび転位クラスタの生成抑制効果を示している。この図を用いて、 C〇Pおよび転位ク ラスタの生成が抑制される理由を説明する。ここで、 Vo、 Vc及び Vdはそれぞれリン グ OSF領域、 C〇P及び転位クラスタが結晶中心部または径方向の一部に生成し始 める臨界速度であり、 Cv—〇SF、〇 —〇〇？及び〇1 ^31は、それぞれ OSFリング 領域、 COP及び転位クラスタが生成する臨界点欠陥濃度を示す。
[0033] Grown— in欠陥フリー結晶が育成できるように結晶径方向に V/G力 S、 Gc≥Geの 関係を満たすように設計されたホットゾーンからなる CZ炉を用いて、結晶を育成する 場合、引き上げ速度を Vcより大きくすると（図 6の〔H2〕=0の場合)、空孔が優勢な 点欠陥種である COPが通常発生する。しかし、水素原子含有物質の気体を含む雰 囲気中で CZ結晶を育成する場合（図 6の Hl、 H2の場合）、空孔と水素が複合体を 形成するため、 自由な空孔の濃度は低下する。この自由空孔の濃度の低下は結晶 中の水素濃度に依存し、水素濃度が増大するほど空孔濃度の低下は大きくなる。こ のため、水素が存在する場合、〇SFリングが生成するための引き上げ速度 Voは Vo ' 、Vc のように高速側にシフトし、 C〇Pが生成するための引き上げ速度 Vcも Vc ' 、Vc" のように高速側にシフトする。
[0034] 一方、引き上げ速度を Vdよりも小さくすると（図 6の 2〕= 0の場合）、格子間シリコ ンが優勢な点欠陥種となり、格子間シリコンの濃度は Ci>Ci_dislとなり、格子間シリ コンの 2次欠陥として転位クラスタが通常発生する。しかし、水素原子含有物質の気 体を含む雰囲気中で育成する場合（図 6の〔H2〕=H1または H2場合）には、格子間 シリコンと水素が複合体を形成するために、 自由な格子間シリコンの濃度が低下する
。従って、転位クラスタを生成するための引き上げ速度 Vdは、臨界濃度 Ci—dislと一 致するように、より低速側の VcT 又は Vd" にシフトする。
[0035] 図 6の〔H2〕 =H1と H2に見られるように、水素濃度が相対的に低い場合、 V/Gが 充分大きくなると、空孔濃度が COPを生成するための臨界濃度 Cv_C〇Pよりも高く なるために、 COPの生成は完全には抑制されなレ、。しかし、水素が存在しない場合 よりも空孔濃度が低下するため、 COPのサイズは小さくなる。
[0036] OSFリング発生の臨界速度 Vc または Vo" 以下、および転位クラスタ発生の臨 界速度 Vc^ または Vd〃 以上の引き上げ速度の範囲では、空孔および格子間シリコ ンの濃度は十分低いので、 C〇Pおよび転位クラスタは発生せず、さらに巨大空洞で ある空孔型の水素欠陥、または転位対である格子間シリコン型の水素欠陥も発生し なレ、。さらに、水素を添加しない場合よりも、 Grown—in欠陥フリーとなる引き上げ速 度の範囲（マージン)が顕著に拡大するので、無欠陥結晶をより安定に高歩留まりで 育成すること力できる。
[0037] OSFリングが閉じる臨界 V/G条件よりも V/Gが大きいが、臨界条件に比較的近 い場合には、リング OSFは結晶中心部で閉じず COPがその内側領域に発生するが 、そのサイズは水素添カ卩によって空孔濃度が低下するために小さくなる。また、この 場合にも、空孔濃度が充分に低いために巨大空洞を発生することはない。
[0038] 前記不活性雰囲気中における水素濃度は、炉内圧力 1. 3〜13. 3kPa (10〜100 torr)の条件下で、 0. 1 %以上 20%以下の範囲、より好ましくは 3%以上 10%以下 に設定できる。炉内圧力は、 1. 3kPa (10torr)以上、好ましくは 1 · 3〜： 13. 3kPa (l 0〜： 100torr)、さらに、好ましくは、 4. 0〜9. 33kPa (30〜70torr)カ望ましレ、。水 素の分圧が低くなると、メルトおよび結晶中の水素濃度が低くなる。これらを防止する ために、炉内圧力の下限が規定される。 Ar流速が低下すると、カーボンヒーターや力 一ボンパーツから脱ガスした炭素や、融液から蒸発した SiO等の反応物ガスが排気 しに《なる。これにより、炭素濃度が上昇し、 Si〇が炉内の融液上部の 1100°C程度 またはより低温の部分に凝集することで、ダストが発生し、融液に落下して結晶の有 転位化を引き起こす。これらを防止するため、炉内圧力の上限が規定される。 [0039] 水素を含む不活性雰囲気中で育成時のシリコン単結晶中の水素濃度は、雰囲気 中の水素分圧によって制御できる。雰囲気中の水素はシリコン融液に溶解して定常（ 平衡)状態となり、結晶凝固時に濃度偏析によって液相と固相中の濃度が分配され る。その結果、水素の結晶への導入が行われる。
[0040] 融液中の水素濃度は、ヘンリーの法則から気相中の水素分圧に依存して決まり、
P =kC と、表される。ここで、 P は雰囲気中の水素分圧、 C は
H2 LH2 H2 LH2 シリコン融液中の水素濃度、 kは両者の間の係数である。
一方、結晶中の水素濃度は、融液中の水素濃度と偏祈の関係で決まり、
C =kr C = (kr /k) P と、表される。ここで、 C は結晶中
SH2 LH2 H2 SH2
の水素濃度、 kr は水素のシリコン融液ー結晶間の偏析係数である。
上記の式に示されるように、雰囲気中の水素分圧を制御することにより、凝固直後 の結晶中水素濃度を結晶の軸方向に一定に、所望する濃度で制御できる。
[0041] 本発明のシリコンゥエーハでは、結晶を水素原子含有物質の気体を含む不活性雰 囲気中で育成し、ゥエーハ全域を格子間シリコン優勢領域 (PI領域）のみからなるも のとすることもできる。この場合、ゥエーハは PV領域を含まないため、ゥエー/、におけ る均一性を維持することが可能となる。
ここで、ゥヱーハの均一性とは、酸素析出物の密度とサイズおよび DZ幅等の均一 性をいう。このとき、酸素濃度と熱処理時の温度と時間等をパラメータとして、それぞ れ、酸素濃度は ASTM— F121 1979で測定して 10〜20 X 1017atoms/cm3、よ り好ましくは、 12〜： 18 X 1017atoms/cm3、熱処理温度： 450。C〜1400。C、より好 ましくは、 1100°C〜1250°C、時間： 0秒以上の範囲になるように設定してもよい。こ れにより、酸素析出物の密度とサイズおよび DZ幅がゥヱ一八の面内で著しく均一に なるとレ、う優れたゥヱーハを得ることができる。
[0042] この際、単結晶中における酸素濃度（Oi)を 10〜20 X 1017atoms/cm3 (ASTM -F121 1979)の高い範囲に設定して、 RTA処理をおこなってもよレ、い。この場合 、DZ層形成における酸素外方拡散のための高温で長時間の熱処理を行うことなぐ ゲッタリング能を充分に確保できる酸素析出物の密度、サイズ、および、デバイス活 性領域が完全に無欠陥とできる充分な DZ幅が均一に確保された優れたゥエーハを 得ること力 Sできる。また、単結晶中における酸素濃度（〇i)を 10 X 1017atomS/cmd 以下 (ASTM— F121 1979)の低い範囲に設定してもよレ、。この場合、デバイスで の熱処理を行ってもデバイス活性領域での酸素析出物の発生を抑えてこれを低減ま たは消滅させることが可能となり、デバイスの特性が劣化しない優れたゥエーハを得る こと力 Sできる。
[0043] 本発明では、シリコン単結晶育成方法として水素原子含有物質の気体を含む不活 性雰囲気中でシリコン単結晶を引き上げることにより、結晶径方向全域に C〇Pおよ び転位クラスタを含まず、かつ、格子間シリコン優勢領域 (PI領域）よりなる単結晶を 引き上げ可能な PI領域引き上げ速度の範囲を拡大することができる。そのため、単 結晶直胴部を転位クラスタを含まない格子間シリコン優勢領域 (PI領域)とすることが 可能となる。従来、 Grown—in欠陥フリー単結晶を引き上げる際、 PI領域引き上げ 速度は非常に狭い範囲に設定しなくてはならなかった。本発明で、 PI領域引き上げ 速度の範囲を拡大することにより、極めて容易に、かつ従来よりもはやい引き上げ速 度で Grown— in欠陥フリー単結晶を育成することができる。
ここで、 PI領域引き上げ速度範囲を水素雰囲気中と水素のない不活性雰囲気中と で比較する際には、上述した凝固直後の結晶内の軸方向温度勾配 Gの値が一定で 変化しない状態で比較するものとする。
[0044] 具体的には、水素雰囲気で単結晶引上げを行った場合、格子間シリコン型の Gro wn— in欠陥フリー領域 (PI領域)からなる Grown— in欠陥フリー単結晶を引き上げ 可能な PI領域引き上げ速度範囲は、水素のない条件での単結晶引上げに比べ、 4 倍以上、さらには、図 7に示すように、 4. 5倍のマージンに拡大できる。
このとき、 OSFリングの発生領域を小さくすることもできる。なお、 PV領域（空孔型の Grown _ in欠陥フリー領域）の大きさは水素添加によって変化しない。
[0045] 本発明では、上記育成方法における PI領域引き上げ速度範囲のように、 Grown - in欠陥フリーシリコン単結晶を引き上げるのに必要な引き上げ速度範囲を大きくする こと力 Sできる。このため、複数の単結晶の引き上げ時に同一の引き上げ条件として引 き上げることができ、引き上げ速度の設定をより容易におこなって Grown—in欠陥フ リー単結晶を引き上げることができる。すなわち、同一実機で複数回、または、同時に 複数の実機で Grown— in欠陥フリー単結晶を引き上げる際に、従来よりも引き上げ 条件設定を簡略化しても、 Grown— in欠陥フリー単結晶の引き上げ可能な引き上げ 速度範囲とすることができ、所望の品質を有する単結晶の引き上げをおこなうことが できる。この簡略化により、作業効率は向上し、シリコン単結晶、あるいはこのシリコン 単結晶から製造するシリコンゥエー八の製造コストは大幅に削減される。
[0046] 本発明で使用する水素原子含有物質は、シリコン融液中に溶け込んだ際に熱分解 されて、シリコン融液中に水素原子を供給できる物質である。この水素原子含有物質 を不活性ガス雰囲気中に導入することにより、シリコン融液中の水素濃度を高くする こと力 Sできる。水素原子含有物質としては、例えば、水素ガス、 H 0、 HC1等の水素
2
原子を含む無機化合物や、シランガス、 CH、 C Hなどの炭化水素、アルコール、
4 2 2
カルボン酸等の水素原子を含む各種物質を用いることができる。好ましくは、水素原 子含有物質としては水素ガスを使用できる。不活性ガスとしては、安価な Arガスが好 ましい。 Ar以外でも、 He、 Ne、 Kr、 Xeなどの各種希ガス単体、あるいはこれらの混 合ガスを用いることができる。
[0047] 本発明では、水素含有雰囲気中における水素含有物質の濃度を、水素ガス換算 濃度で表している。ここで、水素ガス換算濃度としたのは、水素含有物質が熱分解等 して得られる水素原子の量が、水素含有物質に元来含まれる水素原子の数量等に よって左右されるためである。例えば、 H〇の 1モルには 1モル分の Hが含まれるが
2 2
、 HC1の 1モルには 0. 5モル分の Hしか含まれない。従って本発明において、水素
2
ガスが所定の濃度で不活性ガス中に導入された水素含有雰囲気を基準とし、この基 準となる雰囲気と同等の雰囲気が得られるように、水素含有物質の濃度を決めること が望ましぐこのときの好ましい水素含有物質の濃度を水素ガス換算濃度として表し ている。
[0048] 即ち、水素含有物質がシリコン融液に溶解し高温のシリコン融液中で熱分解して水 素原子に変換されると仮定した上で、変換後の雰囲気中の水素ガス換算濃度が所 定の範囲になるように水素含有物質の添加量を調整すればよい。
[0049] 本発明の製造方法においては、水素含有物質が不活性ガス中に含まれる水素含 有雰囲気においてシリコン単結晶を形成する。水素含有物質に由来する水素原子 は、シリコン融液に溶け込み、更にこの水素原子が、シリコンが凝固する際にシリコン の格子間に取り込まれる。
[0050] 水素ガス添加量が、不足すると臨界速度を上げる効果が不十分となる。水素ガス添 加量が多いと、炉内に空気力リークしたときに、燃焼、更には爆ごうを生じる危険性が 生じる。このため水素ガス添カ卩量の下限は 0. 1体積％以上が好ましぐ 3体積％以上 が特に好ましい。 0. 1 %未満では水素の効果がほとんどなレ、。水素ガス換算濃度が 50% (水素分圧にして 6. 75kPa)を超えると、 CZ炉内に酸素リークを生じた場合に 爆発などの危険性が増大するので安全上好ましくなレ、。水素ガス換算濃度が 20% ( 水素分圧にして 2. 7kPa)を超えると、爆発しないまでも燃焼の危険が増大するので 好ましくない。水素濃度が 20%以下であれば、酸素リークなどを生じた場合に、例え 炉内で燃焼が発生したとしても、燃焼した際の圧力変動力 ^気圧を超えることがない ので、安全上の問題はない。これにより、水素ガス添カ卩量の上限が規定される。好ま しい水素含有物質 (水素ガス）の濃度は 0. 1%以上 20%以下の範囲であり、特に好 ましい濃度は 3%〜10%の範囲である。
[0051] 不活性雰囲気中に酸素ガス (O )が存在する場合、気体の水素分子換算での濃度
2
と酸素ガスの濃度の 2倍との濃度差は 3体積％以上の濃度に規定される。水素原子 含有ガスの水素分子換算での濃度と酸素ガスの濃度の 2倍の濃度差が 3体積％未 満であると、シリコン結晶中に取り込まれた水素原子による COPおよび転位クラスタ 一等の Grown— in欠陥の生成を抑制する効果は得られない。
[0052] 不活性ガス中の不純物としての窒素が高濃度になると、シリコン結晶が有転位化す る恐れがある。通常の炉内圧 1. 3〜： 13. 3kPa (10〜100Torr)の範囲では、窒素 濃度を 20%以下にすることが好ましい。
[0053] CZ炉内への水素ガスの供給は、市販の水素ガスボンベ、水素ガス貯蔵タンク、水 素吸蔵済みの水素吸蔵合金を充填したタンク等から、専用の配管を通じて引き上げ 炉内に供給してもよい。
[0054] 結晶中心部での温度勾配 Gcが外周部での温度勾配 Geより小であり、引上げ速度 を徐々に低下させながら成長させた単結晶の縦断面におけるリング〇SF発生領域が 、下方に尖った V字形状になる通常のホットゾーン構造を用いて、臨界速度近傍で 引上げを行う場合、つまり、 Ge >Gcの場合に、水素添加を組み合わせると、水素の 効果によって、リング OSF発生領域および COPが結晶中心部で発生し始める臨界 速度 Vo、 Vcは増大し、転位クラスタが結晶の一部に発生しはじめる臨界速度 Vdは 低下する。従って、 Ge >Gcであっても両者が比較的近い場合、 C〇Pや転位クラスタ の無い完全 Grown—in欠陥フリー結晶が得られる場合もあるが、引き上げ速度のマ 一ジンは、 Ge≤Gcを満たす場合に比較すると、安定して Grown— in欠陥フリーの 結晶を製造できない。また、 Ge >Gcで Geと Gcの差が大きい場合には、たとえ水素 を添加しても Grown—in欠陥フリーとなる速度マージンは得られない。
[0055] 本発明は力かる知見を基礎にして完成されたものである。本発明のシリコンゥエー ハは、水素原子含有物質の気体を含む不活性雰囲気中で CZ法により育成されたシ リコン単結晶のゥエー八に、上述のような低温熱処理工程と高温熱処理工程で熱処 理を施したものである。
[0056] 高温熱処理工程としては、例えば RTA (Rapid Thermal Annealing)を用いる ことができる。 RTA条件の一例としては、 1100°Cカゝら 1350°Cで、 0秒以上、 Arまた は He、または NHを含む Arまたは He雰囲気中という条件を用いることができる。こ
3
の際、 DZ層形成における酸素外方拡散のための高温で長時間の熱処理を行うこと なぐゲッタリング能を充分に確保できる酸素析出物の密度、サイズ、および、デバイ ス活性領域が完全に無欠陥とできる充分な DZ幅が均一に確保できるゥエーハを得 ること力 Sできる。
この際、 PVおよび PI、またはリング OSF領域が混在した従来の Grown— in欠陥フ リーゥエーハで、上記と同様の RTA処理を行うと、結晶育成時に空孔優勢な PVおよ びリング〇SF領域では、酸素析出物の密度とサイズが PI領域と比較して大きくなり、 また、 DZ幅が狭くなる、更には、デバイスでの酸化処理によって、リング OSF領域で OSFが発生すると言った欠陥分布の不均一な発生の問題があった。本発明による P I領域のみのゥヱーハ面内で均一な Grown—in欠陥フリーウェーハでは、このような 問題は解消される。
発明の効果
[0057] 本発明によれば、シリコン単結晶インゴットを水素原子含有物質の気体を含む不活 性ガス雰囲気中で育成することにより、サーマルドナーを高密度に含んだシリコン単 結晶インゴットを得ることができ、このシリコン単結晶インゴットから得たシリコンゥエー ハに低温ランビング熱処理を実施することで、バルタ中に小酸素析出物を高密度に 形成すること力 Sできる。このようにバルタ中に小サイズ ·高密度に析出物を含ませるこ とで高温熱処理における析出が促進され、熱処理中のスリップ転位が伸び始める温 度（900°C以上）に、スリップが伸展する方向の転位線上に充分な酸素析出物を析 出させることで、スリップ伸展を抑制することができる。
図面の簡単な説明
[図 1]高温ァニール前のバルタ中における酸素析出核の密度とサイズ分布を示す図 である。
[図 2]高温ァニール前に、低温ランビング熱処理を施した時の、バルタ中における酸 素析出核の密度とサイズ分布を示す図である。
[図 3]引上げ速度を徐々に低下させながら成長させた単結晶の縦断面における欠陥 分布図であり、結晶中心部での温度勾配 Gcが結晶外周部での温度勾配 Geと同一 力、これより大きレ、場合を示してレ、る。
[図 4]引上げ速度を徐々に低下させながら成長させた単結晶の縦断面における欠陥 分布図であり、結晶中心部での温度勾配 Gcが結晶外周部での温度勾配 Geと同一 力、これより大きい場合で、且つ水素添加の場合を示している。
[図 5]引上げ速度と OSFリング径の関係に及ぼす欠陥分布の影響度を示す図である
[図 6]図 6は、 CZ結晶育成時の結晶中心部における 1100°C以上の温度での、空孔 および格子間シリコンの濃度 Cvおよび Ciと引き上げ速度 Vと固液界面近傍での結晶 側の温度勾配 Gとの比 VZGとの関係である。
[図 7]水素添カ卩による引き上げ速度領域の変化を示す模式図である。
[図 8]本実施形態におけるシリコン単結晶製造方法を実施するのに適した CZ炉の縦 断面図である。
[図 9]各種欠陥の発生領域を V/Gと水素濃度の関係により示す図表であって、水素 添加による欠陥発生のための V/G領域の拡大を示す。 [図 10]結晶位置と Grown— in欠陥フリー領域の得られる引き上げ速度範囲（マージ ン）との関係を示す図表である。
[図 11]低温熱処理工程をおこなうための枚葉式のランビング熱処理装置を示す模式 図である。
[図 12]図 12A， B， Cは水素添カ卩による各結晶領域の変化を検証するための V字引 き上げ評価の結晶断面写真である。
[図 13]水素ドープして引上げた結晶と、ノンドープで引上げた結晶の各部位における サーマルドナーの密度（不純物濃度）を示すグラフである。
符号の説明
[0059] 1 坩堝
la 石英坩堝
lb 黒鉛坩堝
2 ヒータ
3 原料融液
4 引上げ軸
5 シードチャック
6 単結晶
7 熱遮蔽体
発明を実施するための最良の形態
[0060] 以下、本発明に係る一実施形態を、図面に基づいて説明する。
図 8は、本実施形態におけるシリコン単結晶製造方法を実施するのに適した CZ炉 の縦断面図である。
[0061] まず、 CZ炉の構造について説明する。
CZ炉は、図 8に示すように、チャンバ一内の中心部に配置された坩堝 1と、坩堝 1 の外側に配置されたヒータ 2とを備えている。坩堝 1は、内側に原料融液 3を収容する 石英坩堝 laを外側の黒鉛坩堝 lbで保持する二重構造であり、ぺデイスタルと呼ばれ る支持軸により回転および昇降駆動される。坩堝 1の上方には、円筒形状の熱遮蔽 体 7が設けられている。熱遮蔽体 7は、黒鉛で外殻を作り、内部に黒鉛フェルトを充填 した構造である。熱遮蔽体 7の内面は、上端部から下端部にかけて内径が漸減する テーパー面になっている。熱遮蔽体 7の上部外面は内面に対応するテーパー面であ り、下部外面は、熱遮蔽体 7の厚みを下方に向かって漸増させるようにほぼストレート 面に形成されている。
[0062] この CZ炉は、例えば、 目標直径が 210mm、ボディ長が例えば 1200mmの 200m mの単結晶育成が可能なものでもよい。熱遮蔽体 7により、結晶中心部での温度勾 配 Gcが結晶外周部での温度勾配 Geと同一かこれより大きくなるホットゾーン構造が 構成される。
その際、熱遮蔽体 7の仕様例を挙げると次のとおりである。るつぼに入る部分の外 径は例えば 470mm、最下端における最小内径 Sは例えば 270mm、半径方向の幅 Wは例えば 100mm、逆円錐台面である内面の垂直方向に対する傾きは例えば 21 。 とする。また、るつぼ 1の内径は例えば 550mmであり、熱遮蔽体 7の下端の融液 面からの高さ Hは例えば 60mmである。
[0063] 上記断面構造の単結晶育成装置を用いて引き上げを行う場合、融点から 1370°C までの軸方向温度勾配は、単結晶中心部（Gc)で 3. 0〜3. 2°C/mmであり、周辺 部（Ge)では 2. 3〜2. 5°C/mmで、 Gc/Geは約 1. 3となる。この状態は、引き上 げ速度を変えてもほとんど変わらない。
[0064] 次に、シリコン単結晶を育成するための操業条件の設定方法について説明する。
[0065] まず水素濃度と無欠陥結晶が得られる引き上げ速度の許容範囲を把握するため、 水素濃度をたとえば 0、 0. 1、 3、 5、 8、 10体積％の混合比率とし、それぞれの条件 で目標直径、例えば 210mmの単結晶を育成する。
[0066] 即ち、るつぼ内に高純度シリコンの多結晶を例えば 130kg装入し、単結晶の電気 抵抗率を所望の値、例えば 10 Ω cmになるように p型（B， Al， Ga等）または n型（P, As, Sb等）のドーパントを添加する。装置内をアルゴン雰囲気で、減圧の 1. 33-13 . 3kPa (10〜： !OOtorr)とし、水素ガスをアルゴンに対して 10体積0 /0以下の上記の 所定混合比率となるように設定して炉内に流入させる。
[0067] 次いでヒータ 2により加熱してシリコンを溶融させ、融液 3とする。次に、シードチヤッ ク 5に取り付けた種結晶を融液 3に浸漬し、るつぼ 1および引き上げ軸 4を回転させつ つ結晶引き上げをおこなう。結晶方位は { 100}、 { 111 }または { 110 }のいずれ力とし
、結晶無転位化のためのシード絞りをおこなった後、ショルダー部を形成させ、肩変 えして目標ボディ径の結晶を育成する。
[0068] 結晶ボディ長さが例えば 300mmに達した時点で、引き上げ速度を臨界速度よりも 充分大きな、例えば 1. OmmZminに調整する。その後引き上げ長さに応じてほぼ 直線的に引き上げ速度を低下させ、ボディ長さが例えば 600mmに達したときに臨界 速度よりも小さい例えば 0. 3mm/minとなるようにする。その後はこの引き上げ速度 で例えば 1200mmまでボディー部を育成し、通常条件でティル絞りを行った後、結 晶成長を終了する。
[0069] 異なる水素濃度で育成された単結晶を引き上げ軸に沿って縦割りし、引き上げ軸 近傍を含む板状試片を作製し、 Grown—in欠陥の分布を観察するために、 Cuデコ レーシヨンを行う。まず、それぞれの試片を硫酸銅水溶液に浸漬した後自然乾燥し、 窒素雰囲気中で 900°Cで、 20分程度の熱処理を施す。その後、試片表層の Cuシリ サイド層を除去するため、 HF/HNO 混合溶液中に浸漬し、表層数十ミクロンをェ
3
ツチング除去する。その後、 X線トポグラフ法により試片における OSFリングの位置や 各欠陥領域の分布を調査する。また、このスライス片の COPの密度を、例えば OPP 法、転位クラスタの密度を例えば Seccoエッチング法にてそれぞれ調査する。
[0070] このように、 Gc/Ge≥lを満たす単結晶引き上げ装置を用いて育成された結晶の 欠陥分布は、図 3に示すようにリング状 OSFが U字の状態に発生する。水素濃度が 大きくなると無欠陥となる部位が図 4の^ -C のように拡大し、無欠陥結晶となる 引き上げ速度の範囲（マージン）の拡大が起こる。
つまり、図 4の: - C' で示すように、空孔型の Grown—in欠陥フリー領域（PV 領域)である酸素析出促進領域と、格子間シリコン型の Grown - in欠陥フリー領域（ PI領域）とからなる Grown—in欠陥フリー単結晶のうち、本実施形態では、図 4の F ' -C で示す PI領域のみからなる Grown—in欠陥フリー単結晶を引き上げるため の格子間シリコン優勢領域引き上げ速度範囲を拡大する。具体的には、図 7に示す ように水素なしの場合に比べて、 4倍以上 PI領域のマージンは拡大する。
上記のような引き上げ実験によって、 COP領域、 OSFリング領域、 V型 Grown—in 欠陥フリー領域 (PV領域）および I型 Grown— in欠陥フリー領域 (PI領域）、転位クラ スタ領域等の各欠陥領域の V/Gと水素濃度との関係（図 9)が得られる。
[0071] また、引き上げ速度を変化させる位置を、 300mm力ら 600mm、 500mm力ら 800 mmおよび 700mmから 1000mmように異なる部位で数箇所実施することで、 Grow n_in欠陥フリー化のための引き上げ速度範囲（マージン）と結晶軸方向位置との関 係（図 10)が求められる。この図 10から、 Grown—in欠陥フリー単結晶を得るための 操業条件の設定が可能となる。
[0072] 本実施形態において、チヨクラルスキー法によって水素原子含有物質の気体を含 む不活性雰囲気中でシリコン単結晶を育成する場合、融液に磁場が印加されている か否かは問われない。磁場を印加する MCZ法を用いることも可能である。
このように、水素原子含有物質の気体を含む不活性雰囲気中でシリコン単結晶を 引き上げることにより、結晶径方向全域に COPおよび転位クラスタを含まず、格子間 シリコン優勢領域 (PI領域)の単結晶を引き上げ可能な PI領域引き上げ速度の範囲 を 4倍以上に拡大して引き上げを行うことができる。そのため、単結晶直胴部全体を 格子間シリコン優勢領域（PI領域）とすることができる。従来、いわゆる Grown— in欠 陥フリー単結晶を引き上げる際には、 PI領域引き上げ速度は非常に狭い範囲に設 定しなくてはならなかった。 PI領域速度をひろげることにより、極めて容易に、かつ従 来よりもはやい引き上げ速度で Grown— in欠陥フリー単結晶を育成することができる
[0073] 次に、各種ゥエーハの製造方法について説明する。
[0074] 図 10中の実線で示す速度範囲内で引き上げ速度を対応する結晶位置で設定する ことによって、トップ力、らボトムまでの全体にわたって、 Grown—in欠陥フリーの結晶 の育成が可能となる。
[0075] そして、水素をドープすることによって Grown—in欠陥フリーとなる引き上げ速度の 範囲（マージン）が図 10に示すように、従来の水素添加なしの点線の範囲から実線 に示すように顕著に拡大し、 Grown—in欠陥フリー結晶の製造歩留まりは飛躍的に 増大する。
[0076] また、図 10の実線で示された上限値以上で、上限値の 1. 7倍程度以内の速度に 引き上げ速度を設定した場合、 Grown— in欠陥は完全にはフリーにならないが、含 まれる COPのサイズが 0· l m以下である結晶の育成が可能となる。このような結晶 を用いると、水素またはアルゴン等の雰囲気中でのァニールによって、すくなくとも 1 μ m以上の深さの表層近傍領域を Grown—in欠陥フリーとすることができる。しかも 、欠陥のサイズが 0.： m以下であるために、 1110°C/2hr程度のァニールで表層 力 1 μ m程度の深さの領域で完全に COPを消滅させることができる。
[0077] このように、 CZ法により所望濃度の水素と酸素を含有する、シリコン単結晶棒を得 たのち、これを通常の加工方法にした力 Sい、 IDソーまたはワイヤソ一等の切断装置で スライスした後、面取り、ラッピング、エッチング、研磨等の工程を経てシリコン単結晶 ゥエーハに加工する。なお、これらの工程の他にも洗浄等種々の工程があり、工程順 の変更、省略等目的に応じ適宜工程は変更可能である。
[0078] 本実施形態のシリコンゥヱーハの製造方法は、サーマルドナーへの熱処理として、 非酸化雰囲気中における 1000°C以上 1300°C以下での水素ァニール、アルゴンァ ニール等の高温熱処理工程と、前記高温熱処理工程前に行われる抵抗率変動を抑 制するために 650°C X lhr程度のドナーキラー処理よりも前に、サーマルドナーが十 分に存在する状態においておこなわれる低温熱処理工程とを有する。
この低温熱処理工程は、 400°C以上 650°C以下の温度、かつ、昇温レートが 0. 2 °C/min以上 2. 0°C/min以下とされ、かつ、ランビング熱処理によるものとされる。 また、低温熱処理工程において、より好ましくは、温度範囲が 500°C以上 600°C以下 、および/または、昇温レートが 0. 3°C/min以上 1. 0°C/min以下とすることがで きる。この低温熱処理工程は、前記高温熱処理工程前後における酸素濃度差が 1. 5 X 1017atoms/cm3以上 （ASTM— F121 1979)、かつ、前記高温熱処理後 の酸素析出物密度が 1. 0 X 101Q個 Zcm3以上となるようにおこなわれる。
[0079] 図 11は、低温熱処理工程をおこなうための枚葉式のランビング熱処理装置を示す ものである。
前記熱処理装置は、図に示すように、シリコンゥエーハ Wを載置可能な円環状のサ セプタ 11と、前記サセプタ 11を内部に収納した反応室 12とを備えている。なお、反 応室 12の外部には、シリコンゥヱーハ Wを加熱するハロゲンランプ 13が配置されて いる。
サセプタ 11は、シリコンカーバイト等で形成されており、内周側に段部 11aが設けら れ、前記段部 11a上にシリコンゥエーハ Wの周縁部を載置する。反応室 12には、シリ コンゥエーハ Wの表面に雰囲気ガス Gを供給する供給口 12a及び供給された雰囲気 ガス Gを排出する排出口 12bとが設けられている。また、供給口 12aは、雰囲気ガス Gの供給源 14に接続されている。
[0080] この熱処理装置によりシリコンゥヱーハ Wに低温越処理を施すには、サセプタ 11に シリコンゥヱーハ Wを載置した後、供給口 12aから雰囲気ガス Gをシリコンゥヱーハ W の表面に供給した状態で、ランプ 13を点灯し、上記の範囲の温度条件'昇温速度で 、熱処理を行う。この低温熱処理により、シリコンゥエーハ W内に酸素析出核を形成 する。
[0081] 水素原子含有物質の気体を含む不活性雰囲気中でシリコン単結晶を CZ法により 育成することで、この単結晶中に、 as— grownの状態でサーマルドナー（TD)をバル ク中に高密度で形成する。この単結晶からスライスされたゥエーハに前記低温熱処理 工程を施すことで、小サイズの酸素析出核をバルタ中に高密度に形成し、この小サイ ズ高密度の酸素析出核によって、高温熱処理中に発生するスリップ伸展を抑制する
[0082] 前記低温熱処理工程では、サーマルドナーを高密度に含んだ水素ドープゥヱーハ に低温ランビング処理を実施するので、高温熱処理工程中のスリップ伸展を抑制す るために必要な小サイズの酸素析出核をバルタ中に高密度に形成することが可能と なる。
ここで、高温熱処理工程中のスリップ伸展を抑制するには、転位が伸び始める温度 (900°C以上）で、スリップが伸展する方向の転位線上にいかに酸素析出物を析出さ せるかが重要である。したがって、低温熱処理工程において、上記の温度範囲より高 い温度まで温度範囲を設定すると高温熱処理工程においてスリップが伸展する可能 性があるため好ましくなぐ上記の温度範囲より低い温度に設定すると必要な酸素析 出核形成が促進されなレ、可能性があるため好ましくなレ、。
[0083] 高温熱処理としては、 DZ—IZによる水素ァニール、アルゴンァニールの他、 1300 °C以上の高温で実施する SIMOXァニールなどがあげられる。
また、 msecオーダーで急速昇降温可能な RTA (Rapid Thermal Annealing)処理や レーザー照射による熱処理を採用することができる。
[0084] 本実施形態においては、水素原子含有物質の気体を含む不活性雰囲気中でシリ コン単結晶を引き上げてサーマルドナーが充分に存在するシリコンゥヱーハに上記 のような低温ランピング熱処理を施すことにより、アルゴンァニール等の後にも残存し 、スリップ伸展を防止可能な Si〇 をゥヱ一八中に形成することが可能である。
4
このようなゥエーハはこのまま通常の PW (ポリッシユウエーノ、、鏡面ゥエーハ）として デバイス製造に用いることができるし、 SOI用の基板としても有用である。
[0085] ここで、シリコン単結晶引き上げ装置による V字引き上げ評価をおこなった結果を説 明する。
引き上げ速度を最大引き上げ速度の 0. 7→0. 35→0. 7の比になるように変化さ せて、このとき、引き上げ時の水素濃度と炉内圧力をそれぞれ、 （a) 0%、 30torr (b) 6%、 30torr (c) 6%、 70torrとして、それぞれを引き上げ、結晶軸方向における表 面を観察した。
図 12A、 B、 Cに示すのは、上記の結晶の切断表面に、以下の処理を施し、観察し た結果をまとめたものである。
[0086] このようにして、異なる水素濃度で育成された単結晶を引き上げ軸に沿って縦割り し、引き上げ軸近傍を含む板状試片を作製し、 Grown— in欠陥の分布を観察するた めに、 Cuデコレーションを行う。まず、それぞれの試片を硫酸銅水溶液に浸漬した後 自然乾燥し、窒素雰囲気中で 900°Cで、 20分程度の熱処理を施す。その後、試片 表層の Cuシリサイド層を除去するため、 HF/HNO 混合溶液中に浸漬し、表層数
3
十ミクロンをエッチング除去した後、 X線トポグラフ法により〇SFリングの位置や各欠 陥領域の分布を調査する。
また、このときの、図 9に対応する各領域と引き上げ速度が水素添加によって、どの 程度変化したかの結果を図 7および表 1に示す。尚、表 1の各欠陥領域における引き 上げ速度マージンは、結晶中心部での結晶軸方向に見た各欠陥領域の幅を測定し て算出した。 [0087] [表 1]
Figure imgf000027_0001
[0088] 図 7と表 1に示す結果から、水素を添加することにより、 PV領域およびリング OSF領 域の引き上げ速度マージンは大きく変化しなかった力 s、 PI領域の引き上げ速度マー ジンは、炉内圧が 30torrの場合には水素を添加しない場合に比べて約 4. 4倍に、ま た 70torrの場合には約 7倍に拡大している。このことから、水素分圧に依存して PI領 域の幅が顕著に拡大することがわかる。
実施例
[0089] 以下、本発明にかかる実施例を説明する。
[実施例 1]
高温熱処理中の耐スリップ特性を調查するため、引き上げ速度 0. 7mm/min— 定、水素濃度 6%雰囲気中で引き上げたシリコン単結晶力 スライスしたシリコンゥェ ーハに対して、表 2に示す 3種類の熱処理プロセスを施し、これらのシリコンゥヱーハ の XRT (X_ray Topograph )評価を実施し、得られた写真をもとにゥエーハ支持ボート 傷からのスリップ長を比較した。ゥエーハ強度の熱処理プロセス依存性結果を表 2に 示す。
なお熱処理雰囲気はすべて Ar雰囲気で実施した。
[0090] [表 2]
Figure imgf000027_0002
[0091] 表 2中で示す"ランビング熱処理 1 "とは 500°Cから 650°Cのランピングレートが 2. 5 °C/minの熱処理であり、 "ランビング熱処理 2"とは、 500°C力ら 650°Cのランビング レートが 0. 3°C/minの熱処理である。
"ランビング熱処理 2"を実施することで、ボート傷からのスリップはほぼ抑制されるこ とが判明した。
さらに高温ァニール済のゥヱーハ（水準:!〜 3)を、酸素雰囲気中で 1000°C X 16hr の追加熱処理後、エッチング処理で BMDを顕在化させ、 BMD個数をカウントを実 施した結果と熱処理前後の酸素濃度差（ Δ Oi)を、ゥエーハ強度の BMD密度 Z Δ O i依存性として表 3に示す。
[表 3]
Figure imgf000028_0001
[0093] 上記結果から、熱処理中のスリップを抑制するには少なくとも 1. 0 X 10 個 Zcm° 以上の BMD密度と熱処理前後の Δ Οίが 1. 5 X 1017atoms/cm3以上必要である ことが確認される。
[0094] また、引き上げ速度 0. 7mm/min—定、水素濃度 6%雰囲気中で引き上げた全 長 800mmの水素ドープ結晶からゥヱーハを切り出し、四探針法により各部位の比抵 抗を測定した。その後、サーマルドナーを消失させる DK (ドナーキラー）処理として、 650°C X 30minの熱処理を実施した後、再度ゥエーハの比抵抗を測定した。
図 13に各部位での DK処理前後の比抵抗値の変化から換算した不純物濃度（サ 一マルドナーの密度）を記す。 REF (ノンドープ）として水素を供給しない時の不純物 濃度をあわせて記す。
[0095] 図の結果から、水素添加を行うことにより、不純物濃度（サーマルドナーの密度）を 大きくすることができることがかわる。これにより、表 2に示したように、低温熱処理によ つて、 1200°C X lhrァニールにおけるスリップ伸展を抑制することが可能になること がわかった。 [0096] [実施例 2]
次に、不活性ガス雰囲気中の水素濃度（体積％)による耐スリップ特性を調査する ため、引き上げ速度 0. 7mm/min—定とし、不活性ガス雰囲気中の水素濃度（体 積0 /0)を 0. 1 %、 3%、 6%、 10%、 20%、 0%の 6水準に変化させたシリコン単結晶 インゴットを育成し、当前記インゴットから切り出したシリコンゥエーハを用意した。各シ リコンゥヱーハについて 500°Cから 650。Cのランピングレートが 0. 3。C/minの低温 ランビング熱処理を施した後、 650°C X 30minの DK処理および 1200°C X lhrの高 温熱処理を施す。これらのシリコンゥエーハの XRT (X_ray Topograph)評価を実施し 、得られた写真をもとにゥヱーハ支持ボート傷からのスリップ長を比較した。その結果 を表 4に示す。なお熱処理雰囲気はすべて Ar雰囲気で実施した。
[0097] [表 4]
Figure imgf000029_0001
[0098] 表 4から明ら力、なように、本発明例（水準:!〜 5)のシリコンゥエーハは、比較例（水準 6)のシリコンゥヱーハに比べて、格段にスリップ伸展を抑制することができる。特に、 不活性ガス雰囲気中の水素濃度が 3%以上であれば、 目視レベルではスリップ伸展 を検出できないまでに抑制できることがわかる。
産業上の利用可能性
[0099] 本発明によれば、シリコン単結晶インゴットを水素原子含有物質の気体を含む不活 性ガス雰囲気中で育成することにより、 as— grownの状態でサーマルドナーを高密 度に含んだシリコン単結晶インゴットを得ることができる。このような結晶からゥエーハ を切り出し、低温熱処理を施すことで、小酸素析出物を高密度に形成することができ
、 DZ— IG法などで行われる 1000°C以上の高温熱処理に際して、析出物によるスリ ップの伸展の抑制により強度の低下が防止される。本発明によって、デバイス形成に 不可欠な DZ層を有し、かつ強度のすぐれたシリコンゥヱーハを得ることができる。 本発明のシリコンゥヱーハでは、ゥヱ一八全域を格子間シリコン優勢領域のみから なるものとし、酸素析出物の密度とサイズおよび DZ幅がゥヱ一八の面内で著しく均一 な優れたゥヱ一八を得ることができる。
また、本発明によれば、 Grown—inフリー欠陥結晶の育成に水素添カ卩を組み合わ せることにより、欠陥フリー化のための引上げ速度範囲を拡大し、無欠陥結晶を安定 して育成することができ、 Grown—in欠陥フリー結晶の製造歩留まりが著しく向上す る。

Claims

請求の範囲
[1] シリコン単結晶ゥエーハの製造方法であって、
水素原子含有物質の気体を含む不活性雰囲気中で CZ法によりシリコン単結晶を 育成す工程と、
前記シリコン単結晶からゥエーハを切り出す工程と、
前記ゥエーハに非酸化雰囲気中における 1000°C以上 1300°C以下での熱処理を 施す高温熱処理工程と、
前記高温熱処理工程の前に、前記処理温度より低レ、温度で前記ゥエーハに熱処 理を施す低温熱処理工程と、を有するシリコンゥヱーハの製造方法。
[2] シリコンゥヱーハの製造方法であって、
水素原子含有物質の気体を含む不活性雰囲気中で CZ法によりシリコン単結晶を 育成する工程と、
前記単結晶よりゥエーハを切り出す工程と
前記ゥヱーハに抵抗率変動を防止するためのドナーキラー熱処理を施すドナーキ ラー熱処理工程と、
前記ドナーキラー熱処理工程の前のそれより低い温度で、前記ゥヱーハに熱処理 を施す低温熱処理工程と、を有する、シリコンゥヱーハの製造方法。
[3] 前記低温熱処理工程の温度範囲が、 400°C以上 650°C以下であり、昇温レートが 0. 2°C/min以上 2. 0°CZmin以下である請求項 1または 2記載のシリコンゥヱーハ の製造方法。
[4] 前記熱処理工程が、ランピング熱処理により行われる請求項 3記載のシリコンゥエー ハの製造方法。
[5] 前記低温熱処理工程により、前記高温熱処理工程前後における酸素濃度差を AS
TM-F121 1979で測定して 1. 5 X 1017atomsZcm3以上とする請求項 1記載の シリコンゥヱーハの製造方法。
[6] 前記不活性雰囲気中における水素濃度が、炉内圧力 1. 3〜： 13. 3kPaの条件で、
0. 1 %以上 20%以下の範囲に設定される請求項 1記載のシリコンゥエーハの製造方 法。 前記高温熱処理後の酸素析出物密度を 1. 0 X 101Q個 /cm3以上とすることを特 徴とする請求項 1または 2記載のシリコンゥヱーハの製造方法。
請求項 1または 2いずれか記載の製造方法により製造されるシリコンゥヱーハ。
PCT/JP2005/020548 2005-07-27 2005-11-09 シリコンウェーハおよびその製造方法 WO2007013189A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP05806093A EP1909315A4 (en) 2005-07-27 2005-11-09 SILICON PLATE AND METHOD FOR PRODUCING SAME
DE05806093T DE05806093T1 (de) 2005-07-27 2005-11-09 Siliziumwafer und prozess zu seiner herstellung
JP2007526809A JPWO2007013189A1 (ja) 2005-07-27 2005-11-09 シリコンウェーハおよびその製造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2005217647 2005-07-27
JP2005-217647 2005-07-27

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2007013189A1 true WO2007013189A1 (ja) 2007-02-01

Family

ID=37683097

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2005/020548 WO2007013189A1 (ja) 2005-07-27 2005-11-09 シリコンウェーハおよびその製造方法

Country Status (8)

Country Link
US (1) US20070095274A1 (ja)
EP (1) EP1909315A4 (ja)
JP (1) JPWO2007013189A1 (ja)
KR (1) KR100939299B1 (ja)
CN (1) CN100565820C (ja)
DE (1) DE05806093T1 (ja)
TW (1) TWI310794B (ja)
WO (1) WO2007013189A1 (ja)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008294112A (ja) * 2007-05-23 2008-12-04 Sumco Corp シリコン単結晶ウェーハ及びその製造方法
US20150294868A1 (en) * 2014-04-15 2015-10-15 Infineon Technologies Ag Method of Manufacturing Semiconductor Devices Containing Chalcogen Atoms
WO2023176108A1 (ja) * 2022-03-15 2023-09-21 株式会社Sumco シリコン単結晶の製造方法

Families Citing this family (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4432458B2 (ja) * 2003-10-30 2010-03-17 信越半導体株式会社 単結晶の製造方法
US20080292523A1 (en) * 2007-05-23 2008-11-27 Sumco Corporation Silicon single crystal wafer and the production method
US8916425B2 (en) 2010-07-26 2014-12-23 Semiconductor Energy Laboratory Co., Ltd. Method for forming microcrystalline semiconductor film and method for manufacturing semiconductor device
CN101942701A (zh) * 2010-09-03 2011-01-12 浙江碧晶科技有限公司 一种太阳能级硅晶体的热处理方法
CN102286784A (zh) * 2011-08-19 2011-12-21 江西旭阳雷迪高科技股份有限公司 一种电阻率异常太阳能多晶硅片的处理方法
CN102304764A (zh) * 2011-09-19 2012-01-04 江西旭阳雷迪高科技股份有限公司 一种单晶硅片降低电阻值的处理方法
JP2013163598A (ja) * 2012-01-10 2013-08-22 Globalwafers Japan Co Ltd シリコンウェーハの製造方法
CN102634850A (zh) * 2012-03-31 2012-08-15 江苏鑫和泰光电科技有限公司 一种蓝宝石晶片的退火方法
US9945048B2 (en) * 2012-06-15 2018-04-17 Taiwan Semiconductor Manufacturing Company, Ltd. Semiconductor structure and method
JP6260100B2 (ja) * 2013-04-03 2018-01-17 株式会社Sumco エピタキシャルシリコンウェーハの製造方法
KR101472349B1 (ko) * 2013-05-21 2014-12-12 주식회사 엘지실트론 반도체용 실리콘 단결정 잉곳 및 웨이퍼
CN105543951B (zh) * 2016-01-21 2019-01-01 浙江金瑞泓科技股份有限公司 一种在高COP硅单晶衬底上制备200mm-300mm低缺陷外延片的方法
JP6484762B2 (ja) * 2016-07-06 2019-03-13 株式会社トクヤマ 単結晶シリコン板状体およびその製造方法
JP6699620B2 (ja) * 2017-05-26 2020-05-27 株式会社Sumco シリコン単結晶の製造方法
EP3623801B1 (en) 2018-09-14 2022-11-02 Commissariat à l'Energie Atomique et aux Energies Alternatives Method for determining the thermal donor concentration of a semiconductor sample
JP7230746B2 (ja) * 2019-09-02 2023-03-01 株式会社Sumco 単結晶シリコンの酸素濃度又は炭素濃度の測定方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04298042A (ja) * 1991-03-27 1992-10-21 Komatsu Electron Metals Co Ltd 半導体の熱処理方法
JP2000281491A (ja) * 1999-03-26 2000-10-10 Nippon Steel Corp シリコン半導体基板及びその製造方法
JP2004111722A (ja) * 2002-09-19 2004-04-08 Toshiba Corp 半導体装置
JP2004134439A (ja) * 2002-10-08 2004-04-30 Shin Etsu Handotai Co Ltd アニールウェーハおよびアニールウェーハの製造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4437922A (en) * 1982-03-26 1984-03-20 International Business Machines Corporation Method for tailoring oxygen precipitate particle density and distribution silicon wafers
JPS61178495A (ja) * 1985-01-31 1986-08-11 Fujitsu Ltd 単結晶の成長方法
US6045610A (en) * 1997-02-13 2000-04-04 Samsung Electronics Co., Ltd. Methods of manufacturing monocrystalline silicon ingots and wafers by controlling pull rate profiles in a hot zone furnance
JP3861524B2 (ja) * 1999-09-06 2006-12-20 信越半導体株式会社 シリコンウエーハ及びその製造方法
DE10014650A1 (de) * 2000-03-24 2001-10-04 Wacker Siltronic Halbleitermat Halbleiterscheibe aus Silicium und Verfahren zur Herstellung der Halbleiterscheibe
US6835245B2 (en) * 2000-06-22 2004-12-28 Sumitomo Mitsubishi Silicon Corporation Method of manufacturing epitaxial wafer and method of producing single crystal as material therefor
JP4718668B2 (ja) * 2000-06-26 2011-07-06 株式会社Ｓｕｍｃｏ エピタキシャルウェーハの製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04298042A (ja) * 1991-03-27 1992-10-21 Komatsu Electron Metals Co Ltd 半導体の熱処理方法
JP2000281491A (ja) * 1999-03-26 2000-10-10 Nippon Steel Corp シリコン半導体基板及びその製造方法
JP2004111722A (ja) * 2002-09-19 2004-04-08 Toshiba Corp 半導体装置
JP2004134439A (ja) * 2002-10-08 2004-04-30 Shin Etsu Handotai Co Ltd アニールウェーハおよびアニールウェーハの製造方法

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008294112A (ja) * 2007-05-23 2008-12-04 Sumco Corp シリコン単結晶ウェーハ及びその製造方法
US20150294868A1 (en) * 2014-04-15 2015-10-15 Infineon Technologies Ag Method of Manufacturing Semiconductor Devices Containing Chalcogen Atoms
WO2023176108A1 (ja) * 2022-03-15 2023-09-21 株式会社Sumco シリコン単結晶の製造方法
JP2023135234A (ja) * 2022-03-15 2023-09-28 株式会社Sumco シリコン単結晶の製造方法
JP7359241B2 (ja) 2022-03-15 2023-10-11 株式会社Sumco シリコン単結晶の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR20080003937A (ko) 2008-01-08
CN101238557A (zh) 2008-08-06
EP1909315A1 (en) 2008-04-09
JPWO2007013189A1 (ja) 2009-02-05
DE05806093T1 (de) 2008-08-21
US20070095274A1 (en) 2007-05-03
KR100939299B1 (ko) 2010-01-28
TWI310794B (en) 2009-06-11
CN100565820C (zh) 2009-12-02
TW200704834A (en) 2007-02-01
EP1909315A4 (en) 2008-11-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US20070095274A1 (en) Silicon wafer and method for producing same
JP5691504B2 (ja) シリコン単結晶育成方法
US7637997B2 (en) Silicon wafer, method for producing silicon wafer and method for growing silicon single crystal
JP6210125B2 (ja) シリコン単結晶ウェーハ
KR100844260B1 (ko) 실리콘 웨이퍼 및 그 제조 방법, 및 실리콘 단결정 육성방법
JP5246163B2 (ja) Ｉｇｂｔ用のシリコン単結晶ウェーハ及びｉｇｂｔ用のシリコン単結晶ウェーハの製造方法
US20080292523A1 (en) Silicon single crystal wafer and the production method
JP2010040587A (ja) シリコンウェーハの製造方法
JP2013163598A (ja) シリコンウェーハの製造方法
WO2006112054A1 (ja) シリコン単結晶の製造方法およびシリコンウェーハ
JP5542383B2 (ja) シリコンウェーハの熱処理方法
JP2007022863A (ja) シリコン単結晶の育成方法およびシリコンウェーハの製造方法
JP5278324B2 (ja) Ｉｇｂｔ用シリコン単結晶ウェーハの製造方法
JP5262021B2 (ja) シリコンウェーハ及びその製造方法
JP2007045682A (ja) シリコン単結晶の育成方法およびシリコンウェーハ
JP2010263186A (ja) シリコンウェーハの製造方法
JP2016222520A (ja) 太陽電池用シリコン単結晶インゴット、およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2005806093

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020077028403

Country of ref document: KR

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 200580050229.5

Country of ref document: CN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2007526809

Country of ref document: JP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2005806093

Country of ref document: EP