JP2008028355A - シリコンウエーハの製造方法およびこれにより製造されたシリコンウエーハ - Google Patents

Abstract

【課題】表面から一定の深さまで結晶欠陥の発生がないＤＺ層を均一に形成し、かつウエーハ内部には急峻なプロファイルを有する酸素析出物を高精度に確保・制御することのできるシリコンウエーハの製造方法を提供する。
【解決手段】表層に無欠陥領域を有するシリコンウエーハの製造方法であって、少なくとも、被処理シリコンウエーハの表面から所定深さの表層領域のみを１１００℃以上の温度で０．０１ｍｓｅｃ以上１ｓｅｃ以下の熱処理を行って表層を無欠陥化するシリコンウエーハの製造方法。
【選択図】図１

Description

本発明は、ウエーハ表面から一定の深さまで結晶欠陥がない無欠陥領域が均一に形成され、かつウエーハ内部には急峻なプロファイルを有する酸素析出物を高精度に確保・制御することのできるシリコンウエーハの製造方法およびこれにより製造されたシリコンウエーハに関するものである。

半導体デバイスの材料となるシリコンウエーハ（以下Ｓｉウエーハとも言う）は、一般的にチョクラルスキー法（Ｃｚｏｃｈｒａｌｓｋｉ Ｍｅｔｈｏｄ：以下ＣＺ法ともいう）によりシリコン単結晶を成長させ、得られたシリコン単結晶を切断、研磨等の加工工程を施すことにより作製することができる。

このようにＣＺ法で育成されたシリコン単結晶は、熱酸化処理（例えば１１００℃×２時間）を受けた時にリング状に発生するＯＳＦと呼ばれる酸化誘起積層欠陥を生じることがある。ＯＳＦ以外にも結晶育成時に形成され、デバイス性能に悪影響を及ぼす微細欠陥（以下Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥という）が存在することが明らかになってきた。

そこで、近年これらの欠陥をできるだけ少なくしたウエーハを得るための単結晶の製造方法が例えば特許文献１で開示されている。
図５は特許文献１に開示されている方法により単結晶育成時の引上げ速度をＶ（ｍｍ／ｍｉｎ）とし、シリコン融点から１３５０℃までの温度範囲における引上げ軸方向の結晶内温度勾配の平均値をＧ（℃／ｍｍ）とするとき、Ｖ／Ｇを変化させて単結晶を育成した場合の引上げ速度と欠陥発生分布の関係を示している。

一般に、単結晶内の温度分布ＧはＣＺ炉内の構造（以下ホットゾーンという）に依存しており、引上げ速度を変えてもその分布は殆ど変わらないことが知られている。このため、同一構造のＣＺ炉の場合はＶ／Ｇは引上げ速度の変化にのみに対応することになる。すなわちＶとＶ／Ｇは近似的には正比例の関係がある。したがって図５の縦軸には引上げ速度Ｖを用いている。

Ｖが比較的高速な領域ではベーカンシー（Ｖａｃａｎｃｙ：以下Ｖａという）と呼ばれる空孔型点欠陥が集合したＣＯＰ（Ｃｒｙｓｔａｌ Ｏｒｉｇｉｎａｔｅｄ Ｐａｒｔｉｃｌｅ）やＦＰＤ（Ｆｌｏｗ Ｐａｔｔｅｒｎ Ｄｅｆｅｃｔ）と呼ばれる空孔型のＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が結晶径全域に存在し、Ｖ−Ｒｉｃｈ領域と呼ばれている。

そして、少しＶが遅くなると、結晶の周辺からＯＳＦがリング状に発生し、Ｖが低下するにしたがってＯＳＦは中心に向かってシュリンクしていき、ついには結晶中心でＯＳＦは消滅する。
さらにＶを遅くすると、Ｖａやインタースティシャルシリコン（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｓｉｌｉｃｏｎ：以下Ｉという）と呼ばれる格子間型の点欠陥の過不足が少ないニュートラル（Ｎｅｕｔｒａｌ：以下Ｎという）領域が存在する。このＮ領域はＶａやＩの偏りはあるが飽和濃度以下であるため、欠陥としては存在しない、あるいは現在の欠陥検出方法では欠陥の存在が認められないことが判明してきた。

このＮ領域はＶａが優勢なＮｖ領域とＩが優勢なＮｉ領域に分別される。
更にＶを遅くするとＩが過飽和となり、その結果Ｉが集合した転位ループと考えられるＬ／Ｄ（Ｌａｒｇｅ Ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ：格子間転位ループの略語、ＬＳＥＰＤ、ＬＥＰＤ等）の欠陥が低密度に存在し、Ｉ−Ｒｉｃｈ領域と呼ばれている。

ウエーハにＶ−Ｒｉｃｈ領域、ＯＳＦ領域、Ｉ−Ｒｉｃｈ領域に存在するＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が表面に出現するとデバイスのＭＯＳ（Ｍｅｔａｌ Ｏｘｉｄｅ Ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒ）構造を形成した場合に酸化膜の耐圧を低下させるなど、デバイス特性に悪影響を及ぼすためウエーハ表層にはこのような欠陥が存在しないことが望まれている。

ところで、Ｓｉウエーハには通常７〜１０×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３（ＪＥＩＴＡ：日本電子工業振興協会による換算係数を使用）程度の酸素が過飽和状態で含まれている。そのため、Ｓｉウエーハ中にはＧｒｏｗｎ−ｉｎの酸素析出核が多量に存在しており、デバイスプロセス等で熱処理が施されると、Ｓｉウエーハ内の過飽和な酸素が酸素析出物として析出したり、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎの酸素析出核が成長して顕在化する。この様な酸素析出物はＢＭＤ（Ｂｕｌｋ Ｍｉｃｒｏ Ｄｅｆｅｃｔ）と呼ばれる。

このＢＭＤはウエーハ内のデバイス活性領域に発生すると接合リーク等のデバイス特性に悪影響を及ぼすため問題となるが、一方でデバイス活性領域以外のバルク中に存在すると、デバイスプロセス中に混入した金属不純物を捕獲するゲッタリングサイトとして機能するため有効である。
そのため、Ｓｉウエーハの製造においては、ウエーハのバルク中にＢＭＤを形成するとともに、デバイス活性領域であるウエーハ表面近傍はＢＭＤやＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が存在しない無欠陥領域（Ｄｅｎｕｔｅｄ Ｚｏｎｅ；以下ＤＺ層ともいう）を維持しなければならない。

近年、これらの要求に対して、ＣＺ法によってシリコン単結晶を育成する際に、窒素をドープすることによりＣＯＰの成長を抑制させ、同時に酸素析出が促進されるインゴットを製造し、該インゴットからスライス、研磨された鏡面ウエーハに対してアルゴンガス雰囲気中で、高温・長時間（例えば１２００℃で１時間）アニールすることにより表層付近のＣＯＰを消滅させ、バルクにはＢＭＤを形成させたウエーハの製造方法が例えば特許文献２に開示されている。

該方法はウエーハを例えば７００℃で熱処理炉に投入し、１０００℃までは昇温速度を５℃／ｍｉｎとし、１０００〜１２００℃は３℃／ｍｉｎの昇温速度として、１２００℃で１時間保持後に７００℃まで降温させた後、炉よりウエーハを取り出す。

７００〜１０００℃の昇温速度が５℃／ｍｉｎである理由は、昇温が５℃／ｍｉｎより大きい場合、インゴット引き上げ過程で形成されたＧｒｏｗｎ−ｉｎの酸素析出核が昇温過程で一部溶解してしまうため、十分なＢＭＤを形成できなくなってしまうためである。

しかしながら、この方法は、高温・長時間のアニールを行うため表層の欠陥を消滅させるには有効であるが、処理コストの増大や、熱処理中に汚染が生じやすい。また、高温のためスリップが発生しやすい等の問題がある。さらに、高温・長時間熱処理であるため、ＢＭＤが大きく成長する結果、ウエーハの機械的強度の低下を招き、デバイス工程中でスリップが発生しやすくなる。あるいは、塑性変形しやすい等の問題があった。

また、近年の大多数のデバイスにおいては素子分離のためにシャロー・トレンチ・アイソレーション（Ｓｈａｌｌｏｗ Ｔｒｅｎｃｈ Ｉｓｏｌａｔｉｏｎ：以下ＳＴＩという）と呼ばれる浅い溝を形成して素子間を分離する方法が採用されている。図６はその断面を模式的に示したものである。

シリコンウエーハ３０の表面から異方性エッチングを用いて浅溝３１が形成された後、ＣＶＤ（Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｕｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）によりＳｉＯ_２３２が埋め込まれることによりＳＴＩ３３が形成される。ＳＴＩ３３間に素子が形成される。

通常のデバイスにおいては、Ｎ−チャンネルＭＯＳトランジスタ３４とＰ−チャンネルＭＯＳトランジスタ３５が形成され、両者はＳＴＩ３３によって分離される。
このＳＴＩ３３内部はＳｉより体積が大きなＳｉＯ_２が埋め込まれているため、一般的にはＳＴＩ３３とシリコン界面では引っ張り応力が発生し、この応力によりＳｉウエーハ３０の変形やスリップが発生するという問題があった。この応力はＳＴＩ３３の底部で最も顕著に発生する。

このＳＴＩ底部で発生する応力を緩和させるためには、ＳＴＩ下部のできるだけ近接した位置に急峻で高密度のＢＭＤや歪層を形成させることが極めて効果的であることが知られており、例えば特許文献３にはＳＴＩ領域の下部に酸素原子をイオン注入により導入した後に熱処理して、注入した酸素原子を析出させてＳＴＩ直下にＢＭＤを形成させる方法が提案されている。

一般的にＣＯＰやＯＳＦ核、酸素析出物等の酸素関連の欠陥を消滅させるためには、酸素濃度を固溶限以下にする必要があるため、酸素の外方拡散を利用して表層の酸素濃度を低下させることにより固溶限以下にしている。
このため、酸素析出物であるＢＭＤ密度とＢＭＤサイズの深さ方向の分布は表層からの酸素濃度プロファイルをテンプレートにした分布、すなわち誤差関数分布となる。
ＢＭＤの深さ方向の分布が誤差関数分布の場合は、ＳＴＩ底部の応力を緩和するのに十分に急峻なＢＭＤプロファイルを得ることができない。また、ウエーハ面内の酸素濃度分布を考慮すると半径方向でみて酸素濃度が高い領域はＤＺ層の幅が狭くなってしまうため、この部分のＤＺ幅がＳＴＩの深さより深くなるようにする必要がある。一方、面内の酸素濃度の低い部分はＤＺ層の幅がより拡がるため、ＳＴＩ底部からより離れた位置にしかＢＭＤを形成できないため、ＳＴＩ底部の応力をさらに緩和できなくなるといった問題点があった。
この問題点は酸素濃度の面内バラツキやウエーハ間のバラツキが大きい程顕著になる。
また、酸素の外方拡散により酸素濃度が低下してしまうため、表層に形成されたＤＺ層の機械的強度も低下してしまうといった問題点もあった。

上記の高温・長時間熱処理によるＢＭＤサイズの増大や酸素の外方拡散を用いることにより急峻なＢＭＤプロファイルが得られないといった不具合を解決する方法として、ＳｉウエーハをＲＴＰ（Ｒａｐｉｄ Ｔｈｅｒｍａｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）処理する方法が考えられる。
このＲＴＰ処理とは、ＳｉウエーハにＮ_２またはＮＨ_３等の窒化物形成雰囲気、あるいはこれらのガスとＡｒ、Ｈ_２等の窒化物非形成雰囲気との混合ガス雰囲気中で、例えば５０℃／ｓｅｃといった昇温速度で室温より急速昇温し、１２００℃前後の温度で数十秒程度加熱保持した後、例えば５０℃／ｓｅｃといった降温速度で急速に冷却することを特徴とする熱処理方法である。

ＲＴＰ処理後に酸素析出熱処理を行うことによって、ＢＭＤが形成されるメカニズムについては、特許文献４や特許文献５に詳細に記述されている。
ここで、ＢＭＤ形成メカニズムについて簡単に説明する。
まず、ＲＴＰ処理では、例えばＮ_２雰囲気中で１２００℃という高温保持中にウエーハ表面よりＶａの注入が起こり、１２００℃から７００℃の温度範囲を例えば５℃／ｓｅｃという降温速度で冷却する間にＶａの拡散による再分布とＩとの消滅が起きる。その結果、バルク中にはＶａが不均一に分布した状態になる。

このような状態のウエーハを例えば８００℃で熱処理すると高いＶａ濃度の領域では酸素が急速にクラスター化するが、低いＶａ濃度の領域では酸素のクラスター化が発生しない。
この状態で、次いで例えば１０００℃で一定時間熱処理すると、クラスター化した酸素が成長してＢＭＤが形成される。このようにＲＴＰ処理後のＳｉウエーハに酸素析出熱処理が施されると、ＲＴＰ処理で形成されたＶａの濃度プロファイルに従って、ウエーハ深さ方向に分布を有するＢＭＤを形成することになる。

したがって、ＲＴＰ処理の雰囲気や最高温度、保持時間等の条件を制御して行うことにより、Ｓｉウエーハに所望のＶａ濃度プロファイルを形成し、その後得られたＳｉウエーハに酸素析出熱処理を行うことで、所望のＤＺ幅及び深さ方向のＢＭＤプロファイルを有するＳｉウエーハを製造する。

このようにＲＴＰ処理の場合は酸素の外方拡散を利用してＤＺ層を形成するのではないが、ＲＴＰ処理で新たにＶａを注入し、このＶａの外方拡散を利用してＤＺ層を形成するために、根本的に急峻なＢＭＤを形成できない。
また酸素濃度のバラツキによりＤＺ層幅がばらつくという点も、酸素の外方拡散を利用した方法と差がない。

他方で、ＲＴＰ処理は短時間熱処理であるので、ＢＭＤサイズが増大しないという利点がある。しかしながら、熱処理が極めて短時間であるが故に、材料となるＳｉウエーハにＣＯＰやＬ／ＤのようなＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が存在している場合には、これらの欠陥を十分に消滅させることができないという問題がある。

すなわち、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥を有するＳｉウエーハをＲＴＰ処理した場合、表層において、ＢＭＤに関してはある深さまでは発生していない領域を確保することができるが、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥について言えば、表層の極浅い領域においてはＲＴＰ処理で消滅させることができるものの、それより深い領域ではＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥を消滅させることができず、存在したままの状態となり、デバイス活性領域全体を無欠陥にすることができない。このためデバイス特性が低下してしまうという不具合もあった。

また、特許文献６には、表層にＤＺ層を形成する他の方法が開示されている。
これは、光パルスをウエーハ表面から１−５秒程度照射して表面を１０００℃程度に加熱し、ウエーハ裏面はヒートシンクに固定して９００℃未満の温度に維持することにより、ウエーハ表面から裏面に向かって温度分布を減少させ、表面付近にＤＺ層を形成する方法である。しかし、このような方法であってもＤＺ層／ＢＭＤ層界面のＢＭＤプロファイルを急峻なものとすることができなかった。

特開平１１−７９８８９号公報 特開２００２−３５３２２５号公報 特開平９−１６２２７８号公報 特開２００１−２０３２１０号公報 特表２００１−５０３００９号公報 特表２００１−５１７８７１号公報

本発明は上記問題点に鑑みなされたものであり、本発明の目的はウエーハのバルク領域においてはＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥や酸素析出核を消滅させることなく、ウエーハ表層においてのみ、単結晶育成段階で形成されたＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥や酸素析出核を消滅させることによって、ウエーハ面内およびウエーハ間の酸素濃度のバラツキの影響を受けること無く、表面から一定の深さまで結晶欠陥がないＤＺ層を均一に形成し、かつウエーハ内部には急峻なプロファイルを有する酸素析出物を高精度に確保・制御することのできるシリコンウエーハの製造方法を提供することにある。

また、本発明の別の目的はＤＺ層内の酸素濃度の低下がなく、ＤＺ層全体に渡って均一な酸素濃度分布を有するＤＺ層が均一に形成され、かつウエーハ内部には急峻なプロファイルを有する酸素析出物を、デバイス工程のより早い段階で高精度に確保・制御することのできるシリコンウエーハを提供することにある。

上記目的を達成するために、本発明は、表層に無欠陥領域を有するシリコンウエーハの製造方法であって、少なくとも、被処理シリコンウエーハの表面から所定深さの表層領域のみを１１００℃以上の温度で０．０１ｍｓｅｃ以上１ｓｅｃ以下の熱処理を行って表層を無欠陥化することを特徴とするシリコンウエーハの製造方法を提供する（請求項１）。

このような製造方法であれば、ウエーハのバルク領域を高温に加熱することなく表層のみ高温に加熱することができるため、バルク領域におけるＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥および酸素析出核やＢＭＤを縮小、消滅、成長等させることなく、表層においてのみ、それらを十分に消滅させることができる。
したがって、表層にＤＺ層を形成し、バルク領域においては、例えば単結晶育成時に形成されたＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥や酸素析出核等をテンプレートにしたシリコンウエーハとすることができる。そのため、シリコン単結晶育成時において所望のＢＭＤ等が得られるように引上げ条件や酸素濃度等を制御し、この単結晶を切り出したシリコンウエーハに本発明を実施することによって、所望のＢＭＤプロファイルを有するシリコンウエーハを得ることが可能である。

なお、加熱温度については、１１００℃以上であれば良く、シリコンの融点（１４１２℃）以下に設定することができるが、温度が高い程、短時間で欠陥や酸素析出物を溶解することができるため、特には１２００℃以上とするのが好ましい。

一方、加熱温度が１１００℃未満であると、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥を完全に消滅させるためには少なくとも数分以上の熱処理が必要となる。しかしながら、このように数分間の加熱を行うと、熱伝導によってウエーハ全体の温度の均一化がすすみ、表層のみならずバルク領域の温度も高くなり、バルクの酸素析出物も一部溶解してしまうため、急峻なＢＭＤプロファイルを得ることができなくなってしまう。
本発明のように、１１００℃以上の高い温度で、０．１ｍｓｅｃ以上１ｓｅｃ以下の極めて短時間の熱処理を表層領域にのみ施すことで、バルク領域を加熱することなく、また熱伝導によりウエーハ全体が高温に上昇することを防止することができて、ＤＺ層／ＢＭＤ層界面のＢＭＤプロファイルを急峻なものとすることができる。

なお、この被処理シリコンウエーハの表面から所定深さの表層領域とは、特にその深さは限定されるものではなく、表面に形成する素子やＳＴＩ等の条件に応じて適宜設定することができ、所望の深さにＤＺ層を形成できるよう決定できる。例えば２０μｍ以下の深さとすることができる。

ここで、前記熱処理を行うときに、前記被処理シリコンウエーハの全体を予め５００℃以上１１００℃未満に加熱しておくのが好ましい（請求項２）。
このように、前記熱処理を行うときに、被処理シリコンウエーハの全体を予め５００℃以上１１００℃未満に加熱しておけば、このようなウエーハ全体の予備加熱を施しておかない場合よりも、表層領域の熱処理を効率良く、しかもより高温で加熱することを可能とし、表層の加熱効率を大幅に改善することができる。

また、この予備加熱の温度領域のうち、５００〜７００℃の温度領域では、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎの酸素析出核の溶解が発生せず、逆に酸素析出核の成長／安定化が達成できるとともに、新たな析出核を形成することができるため、この温度領域の温度を制御することによりＢＭＤの増加量を制御することが可能である。

また、７００〜１１００℃の温度領域では、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ酸素析出核を一部溶解してしまうが、５００〜７００℃より高温であるために、酸素の拡散が大きくなるため、より短時間で成長することができ、ＢＭＤ密度を小さく、サイズが大きいＢＭＤを形成することが可能である。
このように、予備加熱の温度と時間を制御することによって、バルク領域のＢＭＤ密度とサイズを制御することが可能となる。また、予備加熱を行うことにより、バルク領域に形成された酸素ドナーを消滅させることもできる。
これにより、ドナーキラー熱処理とＤＺ層形成熱処理を同時に処理することができ、工程の簡素化とコストの低減が図れる。

また、前記熱処理を、波長が０．３〜１５μｍのレーザー光を前記被処理シリコンウエーハに照射して行うことができる（請求項３）。
このように、前記熱処理を、波長が０．３〜１５μｍのレーザー光を前記被処理シリコンウエーハに照射して行うのであれば、一般的にはレーザーアニール装置において、レーザー照射面積は数ｃｍ^２以下であり、照射の際のウエーハ表面と裏面の温度差の発生は、ウエーハ全面においてではなく局所的であるため、加熱時の熱応力を小さくすることができ、加熱によるスリップの発生やウエーハの割れを効果的に防止することができる。

さらには、特には１２００〜１４００℃のような高温に０．１ｍｓｅｃ以下の時間で昇温することができるため、サイズが大きな欠陥も短時間で十分に消滅させることができる。
このため、例えば被処理シリコンウエーハのもととなるシリコン単結晶をチョクラルスキー法で引上げるときの引上げ速度のマージンを拡げられるため、単結晶ひいてはシリコンウエーハの製造コストの低減を図ることができる。

また前記熱処理を、波長が０．７〜１５μｍのレーザー光を前記被処理シリコンウエーハにブリュースター角で照射して行うことができる（請求項４）。
波長が０．７μｍ以上の場合はシリコンの吸収係数が小さいため、光の侵入深さが大きくなり、比較的深い位置まで加熱されることになる。そこで、極表層だけを加熱したい場合には、光をブリュースター角で照射することにより、極表層で全反射するため、表層だけをより効果的に加熱することができる。

このとき、前記熱処理を、アルゴンまたは水素あるいはこれらの混合ガスの非酸化性雰囲気中で行うことができる（請求項５）。
このように、前記熱処理を非酸化性雰囲気中で行う場合、表面の酸素の平衡濃度が酸化性雰囲気より低いため、酸素の外方拡散が効率的になる。この結果、表面近傍の酸素濃度を低くすることができ、より早く固溶限以下となるため酸素析出核やＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥がさらに消滅しやすくなるので、特に極表層での品質の向上を図ることができる。
また、熱処理雰囲気が水素の場合は、その還元作用により、さらに酸素析出物に起因する欠陥を溶解しやすくなるため、より表面の品質向上を図ることができる。

また、前記熱処理を、窒素またはアンモニアの窒化膜形成雰囲気中で行うことができる（請求項６）。
このように、前記熱処理を窒化膜形成雰囲気中で行う場合、特許文献５に記載されているように、ウエーハ内部に空孔が効率よく注入され、注入された空孔が酸素析出を促進することが知られている。
このように空孔注入により酸素析出が促進すると同時に、さらには加熱中のＧｒｏｗｎ−ｉｎ酸素析出核の消滅が抑制される。すなわち、このような窒化膜形成雰囲気ではなく、空孔注入を伴わない雰囲気で加熱した場合と比較して、ＤＺ層の幅を狭くすることができる。

一方、前記熱処理を、酸素雰囲気中で行うことができる（請求項７）。
このように、前記熱処理を酸素雰囲気中で行う場合、インタースティシャルＳｉ（Ｉ）が注入され、酸素析出核はより溶解しやすくなるので、ＤＺ層の幅を拡げることが可能となる。あるいは、より低温／短時間の熱処理でＤＺ層を形成することが可能となる。

そして、前記被処理シリコンウエーハを、チョクラルスキー法により育成された酸素濃度が７ｐｐｍａ以上２０ｐｐｍａ以下のシリコン単結晶インゴットから切り出したものとするのが好ましい（請求項８）。
このように、酸素濃度が７ｐｐｍａ以上であれば、単結晶およびこれから切り出したシリコンウエーハ中にＧｒｏｗｎ−ｉｎの酸素析出核が適度に存在しているため、デバイス工程における熱処理で酸素析出核が成長してＢＭＤが形成され、ゲッタリング機能を備えることができる。
そして、酸素濃度が２０ｐｐｍａ以下であるので、結晶育成時に形成されたＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥や酸素析出核のサイズが必要以上に大きくなることもなく、熱処理に要する時間が長くなってコストが増大してしまうのを防ぐことができる。また、もともとの酸素の過飽和度が大きすぎることもないため、本発明によって表層の酸素析出核を消滅させれば、デバイス工程で熱処理を施しても、酸素が再析出して表面にＢＭＤが出現してしまうのを効果的に防ぐことができる。

このように、酸素濃度は通常のデバイス熱処理では新たな酸素析出核が形成しないような上記範囲が好ましい。より好ましくは１５ｐｐｍａ以下であり、さらには１３ｐｐｍａ以下であると良い。

また、前記被処理シリコンウエーハを、チョクラルスキー法により育成された窒素濃度が１×１０^１１〜１×１０^１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３のシリコン単結晶インゴットから切り出したものとするのが好ましい（請求項９）。
このように、窒素を１×１０^１１〜１×１０^１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３の濃度で含有させることにより、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥のサイズを小さくできるため、窒素ノンドープの場合よりもより低温／短時間の熱処理で表層の欠陥を消滅させることができるため有効である。
また、窒素を含有させることにより、ＢＭＤ形成が促進される点やウエーハの機械的強度が強くなることも知られており、熱処理時のスリップ発生を抑制できるとともにＢＭＤの制御範囲を増やすことができるという利点もある。

また、前記被処理シリコンウエーハを、チョクラルスキー法により育成された炭素濃度が１×１０^１６〜１×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３のシリコン単結晶インゴットから切り出したものとするのが好ましい（請求項１０）。
このように、炭素を１×１０^１６〜１×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３の濃度で含有させれば、デバイス工程の熱処理でよりＢＭＤが形成されやすくなることが知られており有利である。
また酸素がスリップなどの転位を固着する際に炭素が触媒として働き、スリップを抑制することができる。

また、前記被処理シリコンウエーハを、チョクラルスキー法により育成された半径方向全面がＮ領域のシリコン単結晶インゴットから切り出したものとするのが好ましい（請求項１１）。
このように、Ｎ領域単結晶インゴットから切り出したものとすれば、切り出したシリコンウエーハには、ＣＯＰやＯＳＦ核といったＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥は存在せず、そのＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥より低温／短時間で消滅させることができる酸素析出核のみが存在する。このため、表層を無欠陥化させる本発明において、熱処理のコストを低減するのに効果的である。
また、より低温で処理できるため汚染の低減やスリップの面でも有利である。

また、前記被処理シリコンウエーハを、チョクラルスキー法により育成されたシリコン単結晶インゴットから切り出し、少なくとも、４００−９００℃で３０分以上４時間以内の熱処理を行ったものとすることができる（請求項１２）。
このような熱処理を行ったシリコンウエーハであれば、結晶育成時に形成された酸素析出核を成長させるとともに、新たな酸素析出核を形成させることができるため、ＢＭＤ密度をさらに増加させることができる。
したがって、熱処理温度と時間を適切に制御することにより、より広い範囲のＢＭＤの制御が可能となる。

このように熱処理の温度を４００℃以上とすることにより、酸素の拡散を適度に起こすことができ、ＢＭＤを効率良く成長させることができる。
また、熱処理温度を９００℃以下とすることにより、新たに酸素析出核を形成することができるとともに、結晶育成段階で形成された酸素析出核の一部を溶解させることなく、ＢＭＤが減少するのを防ぐことができる。
また、熱処理時間を４時間以内とすることにより、酸素析出物のサイズが大きくなりすぎず、これの溶解に要する熱処理時間が増大するのを防ぐことができる。
このような熱処理はドナーキラー熱処理と重複させるとコスト面で有利である。

また、前記被処理シリコンウエーハを、チョクラルスキー法により育成されたシリコン単結晶インゴットから切り出し、少なくとも、急速加熱・急速冷却装置を用いて、非酸化性雰囲気中で５℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で１１００−１３００℃まで急速加熱し、１−６０ｓｅｃ保持後、５℃／ｓｅｃ以上の降温速度で急速冷却したものとすることができる（請求項１３）。

このような熱処理を行ったシリコンウエーハであれば、非酸化性雰囲気中で急速加熱後に急冷することにより、ウエーハ内部に空孔が注入され、注入された空孔をテンプレートとして酸素析出が促進されてより広い範囲のＢＭＤを形成することができる。

そして、前記被処理シリコンウエーハを、表面を研磨加工したものとするのが好ましい（請求項１４）。
本発明では、例えば前述した従来法のように、加熱時に裏面をヒートシンクに接触させる必要はなく、そのため表面（裏面を含む）を研磨加工したウエーハの特に裏面の鏡面状態を損なわせずにＤＺ層を形成して次の工程にかけることができる。したがって、裏面の鏡面状態が保たれ、デバイス特性がより高いものを提供することが可能になる。

上記の本発明のシリコンウエーハの製造方法で製造されたシリコンウエーハは（請求項１５）、表面から所定深さの表層領域においてのみ、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥や酸素析出核を消滅させてＤＺ層が形成されたものであり、かつ、このＤＺ層とバルク領域のＢＭＤ層の界面においてＢＭＤプロファイルが急峻なものとなる。

以上のように、本発明によって、バルクのＧｒｏｗｎ―ｉｎの酸素析出核や結晶欠陥を消滅させることなく、表層のみ例えば単結晶育成段階で形成されたＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥や酸素析出核を消滅させることにより、ウエーハ面内およびウエーハ間の酸素濃度のバラツキの影響を受けること無く、表面から一定の深さまで結晶欠陥の発生がないＤＺ層を均一に形成することができる。かつ、ＤＺ層内の酸素濃度の低下がなく、ＤＺ層全体に渡って均一な酸素濃度分布を有するため、機械的強度が低下しないＤＺ層が均一に形成でき、さらにウエーハ内部には急峻なプロファイルを有する酸素析出物を高精度に確保・制御することのできるシリコンウエーハを製造することができる。

以下では、本発明の実施の形態について説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。
シリコンウエーハの製造においては、ウエーハのバルク領域にゲッタリングサイトとなるＢＭＤを形成するとともに、デバイス活性領域となるウエーハの表層領域では上記ＢＭＤや結晶欠陥が存在しないＤＺ層を形成する必要がある。
また、近年では大多数のデバイスにおいて、素子分離のためにＳＴＩという浅い溝を形成して素子間を分離する方法が採用されているが、このＳＴＩ底部では、シリコンウエーハの変形やスリップ発生の要因となるＳＴＩ内部のＳｉＯ_２とシリコンの界面での引っ張り応力が顕著である。この応力を緩和する有効な方法として、ＳＴＩ底部付近に急峻で高密度のＢＭＤ層を形成することが知られている。

このように、表層にＤＺ層、バルク領域にＢＭＤ層が形成され、かつ、ＤＺ層／ＢＭＤ層界面において、ＢＭＤプロファイルが急峻であるシリコンウエーハが求められている。
一方、表層にＤＺ層、バルク領域にＢＭＤ層を有するシリコンウエーハを得るため、従来の方法として、例えば酸素外方拡散を利用した方法やＲＴＰ処理による方法が挙げられる。
しかしながら、これらのような方法では、ＢＭＤサイズが大きくなりすぎたり、表層の酸素濃度の低下により機械的強度が低くなってしまうことに加え、急峻なＢＭＤプロファイルを得られない。

また、ＢＭＤサイズが増大しにくいというＲＴＰ処理の有効性を利用し、例えば特許文献４に開示されている方法により、ＶaやＩの凝集体の存在しない単結晶のＮ領域から切り出してウエーハ全面がＮ領域からなるウエーハをＲＴＰ処理する方法が考えられる。
この方法の場合は、材料となるシリコン中にＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が存在しないため、ＲＴＰ処理しても問題ないように考えられるが、本発明者が鋭意検討した結果、全面がＮ領域のシリコンウエーハを準備してもＲＴＰ処理を行った後に酸化膜耐圧を測定すると、ウエーハのＮｖ領域の酸化膜耐圧が低下する場合があることを見出した。

さらに鋭意検討の結果、酸化膜耐圧の低下はＮｖ領域の中で、ＯＳＦ領域に近い部分、すなわちＶａの凝集は発生しないＮｖ領域内ではあるが、比較的Ｖａ濃度の高い領域で顕著に発生することを見出した。
全面がＮ領域であるシリコンウエーハを用いているにも拘わらず急速熱処理後に酸化膜耐圧が低下する原因は明確ではないが、もともと酸素析出物の形成しやすいＮｖ領域がＲＴＰ処理によりＶａが注入され、より酸素析出しやすくなったために酸素析出物、すなわちＢＭＤが表面に出現したか、あるいはＲＴＰ処理により注入されたＶａと、もともとＮｖ領域に存在したＶａの総和が飽和濃度以上になったため、Ｖａが凝集し空孔型欠陥を形成したことが原因であると考えられる。

したがって全面Ｎ領域のウエーハをＲＴＰ処理したウエーハの場合においても、ＲＴＰ処理することにより表面に出現した酸素析出物あるいは空孔型欠陥といった欠陥を消滅させる何らかの処理が必要であることが判明した。

本発明者は、以上のような問題について検討を重ねた結果、前述した問題点の根本原因はウエーハ全体を加熱することであると考えた。
すなわち、ウエーハ全体を例えば７００℃〜１２００℃まで５℃／ｍｉｎ以上の比較的早い昇温速度で昇温し、１２００℃で例えば１時間保持する場合、表層の欠陥を消滅させることができるが、同時にバルクに存在する酸素析出核も消滅させてしまうことになりゲッタリングに必要なＢＭＤ密度が十分に確保できない。

逆にバルクのＧｒｏｗｎ−ｉｎの酸素析出核を消滅させないように昇温速度を５℃／ｍｉｎ以下にすると、昇温に要する時間が長くなり、トータルの熱処理時間が長くなるため酸素析出核が所望のサイズ以上に成長してしまうため、必要以上に大きなサイズのＢＭＤが形成されてしまう。

この大きなサイズのＢＭＤによるウエーハの機械的強度の低下や、ＢＭＤ自身が応力発生源になり、ウエーハの変形やスリップの発生源になるといった問題点や、コストの増大を招く等の欠点がある。
すなわち、ウエーハ全体を均一に加熱する熱処理条件で表層の欠陥や酸素析出核を消滅させることと、バルクの酸素析出核を成長させるという二律背反の現象を制御しようとするために大きな制約が生じるのである。

また、いずれの場合も欠陥消滅には酸素の外方拡散を用いており、深さ方向の酸素濃度プロファイルをテンプレートしたＢＭＤ分布となるため、ＳＴＩ部の応力緩和に必要なＳＴＩ底部に近接した位置に急峻なＢＭＤプロファイルを十分に得ることができない。
そこで、本発明者は表層とバルクを異なる温度で加熱することにより、これらの問題を解決できると考え、本発明を完成させた。

以下、本発明のシリコンウエーハの製造方法について、図面を参照しながら詳細に説明する。
図１に、本発明のシリコンウエーハの製造方法の実施手順の一例をフローチャートにして示す。
まず、実施手順の全体の流れについて述べる。最初に、被処理シリコンウエーハの準備を行う。ここで準備するシリコンウエーハは特に限定されるものではないが、本発明の製造方法によって所望の品質のシリコンウエーハが得られやすいように、予め処理するシリコンウエーハの品質を決定しておくことができる。

上記のように、被処理シリコンウエーハを所望の品質（ＢＭＤやＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥等）となるようにするには、例えば、被処理シリコンウエーハの基となるシリコン単結晶インゴットをチョクラルスキー法によって引上げるときの各条件を調節することがあげられる。
また、さらにはこのシリコン単結晶インゴットから切り出したシリコンウエーハに、加熱等の処理を行うことによって、所望の品質を有する被処理シリコンウエーハとすることができる。
そして、この得られた被処理シリコンウエーハに対し、表面から所定深さの表層領域のみ１１００℃以上の温度で０．０１ｍｓｅｃ以上１ｓｅｃ以下の熱処理を行うことによって、表層にＤＺ層、バルク領域にゲッタリング機能として十分に働くＢＭＤ層、さらにＤＺ層／ＢＭＤ層界面のＢＭＤプロファイルが急峻なシリコンウエーハを製造することができる。

ここで、上記各工程に用いることのできる装置について、それぞれ例を挙げて説明する。
チョクラルスキー法によりシリコン単結晶を引上げるにあたっては、例えば図２のような単結晶引上げ装置を使用することができる。
図２に示すように、この単結晶引上げ装置１は、引上げ室２と、引上げ室２中に設けられたルツボ３と、ルツボ３の周囲に配置されたヒータ４と、ルツボ３を回転させるルツボ保持軸５及びその回転機構（図示せず）と、シリコンの種結晶６を保持するシードチャック７と、シードチャック７を引上げるワイヤ８と、ワイヤ８を回転又は巻き取る巻取機構（図示せず）を備えて構成されている。また、ヒータ４の外側周囲には断熱材９が配置されている。
シリコン単結晶１０は、原料のシリコン融液１１からワイヤ８によって引上げられている。

次に、上記のような単結晶引上げ装置１によって引上げられたシリコン単結晶１０を切り出したシリコンウエーハに例えば急速加熱・急速冷却を施すための装置について述べる。
図３の急速加熱・急速冷却装置１２は、石英からなるチャンバー１３を有し、このチャンバー１３内でシリコンウエーハ２１を熱処理するようになっている。加熱は、チャンバー１３を上下左右から囲繞するように配置される加熱ランプ１４によって行う。この加熱ランプ１４はそれぞれ独立に供給される電力を制御できるようになっている。

ガスの排気側は、オートシャッター１５が装備され、外気を封鎖している。オートシャッター１５は、ゲートバルブによって開閉可能に構成される不図示のウエーハ挿入口が設けられている。また、オートシャッター１５にはガス排気口２０が設けられており、炉内雰囲気を調整できるようになっている。
そして、シリコンウエーハ２１は石英トレイ１６に形成された３点支持部１７の上に配置される。トレイ１６のガス導入口側には、石英製のバッファ１８が設けられており、導入ガスがシリコンウエーハ２１に直接当たるのを防ぐことができる。
また、チャンバー１３には不図示の温度測定用特殊窓が設けられており、チャンバー１３の外部に設置されたパイロメータ１９により、その特殊窓を通してシリコンウエーハ２１の温度を測定することができる。

また、被処理シリコンウエーハに例えばレーザーによって表層領域のみに熱処理を施す装置を以下に説明する。
図４にレーザーアニール装置の構成の一例を示す。このレーザーアニール装置２２には、被処理シリコンウエーハＷに照射するレーザー２３を発生させるレーザー発振源２４、レンズ２５、ミラー２６等を備えており、これらによってチャンバー２７方向へ導かれたレーザー２３は、窓２８を介してチャンバー２７内に照射され、載置台２９上に載置された被処理シリコンウエーハＷの表面に照射されるようになっている。なお、載置台２９は、シリコンウエーハの裏面全体を支えるものではなく、ウエーハのごく一部、例えば周辺部のみを支持するものとすることができる。被処理シリコンウエーハＷを確実に支持し、所望の位置にレーザー２３を確実に照射することができるよう支持されていれば良い。また、チャンバー２７には雰囲気ガスを導入および排出するための導入口や排出口が設けられている。

このように、上記の単結晶引上げ装置、ＲＴＡ装置、レーザーアニール装置はいずれも従来と同様のものとすることができ、特にその構成は限定されるものではない。例えば、単結晶引上げ装置であるならば、磁場を印加するＭＣＺ法による引上げ装置とすることもできる。

以下、図１のフローチャートの各工程についてさらに詳述する。
前述したように、まず、被処理シリコンウエーハの準備をする。本発明の製造方法では、後述のように、この被処理シリコンウエーハの表層部のみ加熱して表層にＤＺ層を形成するため、バルク領域におけるＢＭＤプロファイル等は、加熱処理前の状態、すなわち、被処理シリコンウエーハを準備した段階のウエーハの品質のものとすることができる。
したがって、チョクラルスキー法によって引上げたシリコン単結晶を切り出したシリコンウエーハを被処理シリコンウエーハとするのであれば、そのシリコン単結晶の品質が反映され、また、切り出したウエーハに加熱処理等を施したものであれば、その処理後のウエーハの品質が反映されることになる。

このように、この被処理シリコンウエーハの準備段階において、所望のＢＭＤプロファイル等の品質が得られるように、被処理シリコンウエーハの品質を決定しておくと良い。
例えば、図２に示す単結晶引上げ装置１を用いてシリコン単結晶を引上げるとき、引上げ速度Ｖを変化させることによりＶ／Ｇを調整して（ホットゾーンの変更によってＧを変更することによりＶ／Ｇを調整しても良い）、引上げる単結晶を径方向全面がＮ領域の単結晶とすることが可能である。当然、これから切り出したシリコンウエーハは、径方向全面がＮ領域となり、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が存在しないものとすることができる。
このＮ領域のシリコンウエーハには酸素析出核のみが存在することになり、これは比較的低温・短時間の熱処理で消滅させることができるため、ＤＺ層の形成に要するコストや処理時間を一層低減することができる。これは、汚染の低減やスリップ発生の抑制にも効果的である。

ここで、このシリコン単結晶中の酸素濃度を７ｐｐｍａ以上２０ｐｐｍａ以下とすれば、酸素析出核の量が多すぎたり、サイズが大きすぎたりすることなく、後述の表層領域のみの熱処理後において、酸素析出核の消滅に要するアニール時間が長くなってしまうこともなくコスト面で有利である。また、該熱処理によってＤＺ層が形成された後、デバイス工程の熱処理で酸素が容易に再析出し、先に形成したＤＺ層に新たにＢＭＤが発生してしまうのを効果的に防ぐことができる。一方で、バルク領域において、十分に酸素析出核を成長させてゲッタリング機能を有するＢＭＤを形成することが可能である。

また、窒素濃度が１×１０^１１〜１×１０^１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３のシリコン単結晶とすれば、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥のサイズを小さくすることができ、そのため窒素ドープしない場合よりもより低温・短時間のアニールで表層領域の欠陥を消滅させてＤＺ層を得ることが可能である。
また、窒素の含有により、ウエーハ強度を増すことができ、熱処理時のスリップ発生を好適に防止することができる。さらには、ＢＭＤ形成が促進されることから、ＢＭＤの制御範囲を増やすことができる。

そして、炭素濃度が１×１０^１６〜１×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３のシリコン単結晶とすれば、表層のみの熱処理後、デバイス工程での熱処理で、よりバルク領域でＢＭＤが形成されやすく、ゲッタリング能力がより高いデバイスを形成することが可能である。さらにはスリップの発生を効果的に抑止することができる。
なお、これらの濃度の調整は従来と同様の方法を用いて行うことができる。例えば窒素濃度であれば、チョクラルスキー法において窒素ドープされたシリコンウエーハ等をルツボ内の原料に投入してその濃度を調整することができる。

このようにしてＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥や酸素濃度等を調整して引上げられたシリコン単結晶を切り出し、これを被処理シリコンウエーハとして用いることができる。
また、さらには、切り出したシリコンウエーハに対して以下のような熱処理を施したものを被処理シリコンウエーハとすることができる。
すなわち、例えば、切り出したシリコンウエーハに、従来の熱処理炉等を用いて、４００−９００℃の温度範囲で３０分以上４時間以内の熱処理を施すことができる。このような熱処理を行うことによって、単結晶の育成時に形成された酸素析出核を成長させるとともに、新たな酸素析出核を形成することができるため、この後に表層領域のみの熱処理を施せば、バルク領域においてゲッタリング能力を有するＢＭＤをより高密度に有し、表層領域にはＤＺ層が形成されたシリコンウエーハを製造することができる。上記のような温度・時間範囲であれば、酸素析出核の成長や形成は適度なものであり、表層領域のみの熱処理に要するコストや処理時間を増大させずに済むので効果的であるし、また、逆にバルク領域の酸素析出核を必要以上に溶解させてしまうこともない。

あるいは、例えば図３に示すような急速加熱・急速冷却装置１２を用い、非酸化性雰囲気のもと、５℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で１１００−１３００℃まで急速加熱し、１−６０ｓｅｃ保持後、５℃／ｓｅｃ以上の降温速度で急速冷却するＲＴＰ処理を施すことが可能である。
上記ＲＴＰ処理によりウエーハ内部に注入される空孔をテンプレートとして酸素の析出が促進されるため、このＲＴＰ処理の急速加熱等の処理条件を調整することにより、ＢＭＤの制御を行うことができる。このような制御により、シリコンウエーハにおいて、所望のＢＭＤプロファイルに調整することが可能になる。
なお、一般に、ＲＴＰ処理でウエーハ中に拡散した窒素は、ウエーハ強度を高める一方で、表面に存在するとデバイス特性に悪影響を及ぼすことが懸念されるため、表層には存在しないがバルク中には存在することが好ましい。
そして、ＲＴＰ処理でウエーハ中に拡散した窒素は極めて拡散しやすいため、従来のようにウエーハ全体を例えば１０００℃に加熱すると、表層だけでなくバルクの窒素も外方拡散で完全に抜けてしまう。他方、本発明によって、後述するように表層だけを加熱する場合は、バルクは加熱されないためバルクの窒素は拡散されずに残存し、加熱された表層のみの窒素が外方拡散で抜ける。このため、バルクのウエーハ強度を低下させることなく、しかもデバイス活性領域の窒素を除去することができる。

以上のようにして、ウエーハの品質（Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥の密度や、バルク領域のＢＭＤ密度等）が所望の品質になるように、チョクラルスキー法によって各種条件を調整して引上げたシリコン単結晶から切り出したシリコンウエーハ、あるいは、そのシリコンウエーハにさらに熱処理を施したものを被処理シリコンウエーハとすれば、被処理シリコンウエーハを、例えば径方向全面がＮ領域であり、少なくともバルク領域にＢＭＤが十分に形成されたものとすることができる。

したがって、この被処理シリコンウエーハに、表面から所定深さの表層領域のみを１１００℃以上の温度で０．０１ｍｓｅｃ以上１ｓｅｃ以下の熱処理を行うことにより、所定深さの表層領域が無欠陥化されて均一なＤＺ層が形成されるとともに、ウエーハ内部のバルク領域ではゲッタリング能力を備えたＢＭＤが十分に形成されたシリコンウエーハを得ることが可能である。さらには、このＤＺ層とＢＭＤ層の境界においてはＢＭＤの密度が急峻に変化しているので、この境界がＳＴＩ底部の近接した位置になるように上記ＤＺ層の所定深さを調整しておけば、ＳＴＩ底部に顕著に働く応力を緩和することができ、シリコンウエーハの変形やスリップの発生を効果的に防止することが可能である。

このような表層領域のみにおける熱処理は、フラッシュランプアニール装置等を用いて行うこともできるが、特には例えば図４のようなレーザーアニール装置を用いて行うのが好ましい。
レーザー発振源２４より、例えば０．３〜１５μｍの波長のレーザー２３を発振させ、チャンバー２７内に載置された被処理シリコンウエーハＷの表面にレーザー２３を照射する。このときの照射時間は０．０１ｍｓｅｃ以上１ｓｅｃ以下であり極めて短時間であるので、熱伝導による被処理シリコンウエーハＷ全体の温度上昇は無視できる。このようなレーザーアニール装置を用いて加熱する場合、特には、１ｍｓｅｃ以上１ｓｅｃ以下の時間で行えばより好ましく、前述の効果を十分に得ることができる。
波長が０．３μｍ以上０．７μｍ未満、より好ましくは０．３〜０．５μｍのレーザー光であれば、吸収係数が大きく、表層でのみ吸収されるため、表層のみを効率的に加熱することができる。より深い位置までＤＺ層が必要な場合は、波長を長くすることができる。
この場合、深さ方向の温度分布は光の吸収特性で決定されるため、温度分布は表面より指数関数的に減少し、急峻な温度プロファイルを達成することができるため、急峻なＢＭＤプロファイルを得ることができる。
逆に、波長が０．７μｍ以上の場合は、赤外の範囲であり加熱が可能である。さらには、波長が１５μｍ以内のレーザー光であれば、吸収係数が小さすぎることもなく、加熱効率が低減するのを抑制できる。同時に侵入深さが深くなりすぎるのを抑えることができ、より深い位置まで加熱され、ＤＺ層が必要以上に広くなり、デバイス活性領域の近傍にＢＭＤが形成できなくなるのを防ぐことができる。なお、このように波長が０．７μｍ以上のとき、比較的吸収係数が小さくなり、より深い位置まで加熱されるが、例えばブリュースター角で入射させることにより、レーザー光は表層の浅い位置で全反射するため、表層だけを効率的に加熱することができる。また、全反射した位置より深い位置では光が侵入しないため、より急峻な温度分布が得られるというメリットがある。
さらには波長が１０μｍ程度であるが高出力である市販のＣＯ_２レーザーが利用できるというメリットがある。
表層の加熱する深さ等に応じてレーザー光の波長や入射角等を適宜決定することができる。

このように、例えば加熱源としてレーザーを用いた毎葉式装置であるレーザーアニール装置を用いた場合は、レーザーの安定性と毎葉装置特有の面内均一性を達成できるため、従来のバッチ式熱処理炉を用いた場合と比較して、安定したＤＺ幅を形成できるという利点がある。
この結果、面内均一なＤＺ層を有し、高いゲッタリング能力とＳＴＩ底部の応力緩和能力を兼ね備えたウエーハを得ることができる。

上記のような表層領域の熱処理のとき、アルゴンまたは水素、あるいはこれらの混合ガスといった非酸化性雰囲気中で行えば、シリコンウエーハ表層の酸素析出核やＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥をより消滅しやすくすることができる。
また、例えば窒化膜形成雰囲気中（例えば窒素やアンモニア）で行うことにより、ＤＺ層の幅が狭くなるよう調整することができるし、一方、酸素雰囲気中で行えば、ＤＺ層の幅を拡げることが可能である。
これらの雰囲気は、製造するシリコンウエーハの所望の品質によって自由に適宜決定することができる。

なお、この表層領域のみの熱処理を行うにあたり、被処理シリコンウエーハの全体を予め例えば５００℃以上１１００℃未満に加熱しておくのが好ましい。ウエーハを予め炉内で５００℃から１１００℃に予備加熱してフラッシュランプやレーザーのパルス光を表面に照射することによって、表層の加熱効率を大幅に改善することができ、予備加熱がない場合よりも、効率良く、しかもより高温まで加熱し易くすることができる。
特には、表層領域のみの熱処理をフラッシュランプアニール装置を用いて行う場合に有効である。これは、一瞬の閃光照射だけでは１１００℃以上の高温に昇温し難いフラッシュランプアニール装置の場合であっても、このような予備加熱により１１００℃以上の高温に容易に加熱することができるようになるからである。

また、上述したように、このような予備加熱の温度、さらには時間を制御することによって、バルク領域におけるＢＭＤ密度やそのサイズを制御することが可能になる。例えば、予備加熱の温度が５００〜７００℃であればＢＭＤ密度を大きくすることができ、一方７００〜１１００℃であれば、ＢＭＤ密度を小さくし、サイズの大きなＢＭＤを形成することができる。
また、予備加熱を行うことによって、バルク領域の酸素のドナーキラー熱処理を同時に行うことができ工程の簡素化等を図ることができる。

このような本発明のシリコンウエーハの製造方法に対し、従来の方法としては、例えば特許文献６に開示された方法によって、ウエーハの表面と裏面とで温度差を形成して表層にＤＺ層、バルク領域にＢＭＤ層を形成する方法が挙げられる。このような従来法によるウエーハの表面からの深さ方向への温度分布を図７に示す。この図から明白なように、この従来法は不均一な温度分布を達成することはできるが、数秒間、光パルスを照射するために、熱伝導の影響によって、表面から裏面に向かって温度分布が直線的に緩やかに減少せざるを得ない（表面温度Ｔ０から裏面温度Ｔ１）。すなわち、ＢＭＤは深さ方向に緩やかに増加することになり、本発明のようにＤＺ層／ＢＭＤ界面が急峻なものが得られず、ＳＴＩ底部の応力緩和をすることができない。

また、ウエーハの裏面をヒートシンクと接触させる必要があるため、接触部分で傷や汚れが発生しやすく、ヒートシンクの部材からの汚染を受ける可能性がある。
近年では、デバイスの作製にあたり、ウエーハ表面のみならず裏面も鏡面に研磨した両面研磨ウエーハが採用されつつあるため、上記のように、裏面をヒートシンクに接触させることは、鏡面状態を大きく損なうので大きな問題となる。

また、特許文献６の従来法では、ウエーハ表面の温度は最高で１０００℃であり、単結晶育成時の酸素析出核はある程度溶解することはできるがＣＯＰやＯＳＦ核のようなＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥はほとんど消滅させることができない。
このため、表層領域をＤＺ層にするには、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥のない単結晶を使う必要があり、結晶コストの増大を招くといった問題点や、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ酸素析出核のサイズを小さくする必要から低酸素ウエーハを用いる等の制約があった。

一方、本発明の製造方法では、従来法とは異なり、ヒートシンクとの接触なしに１１００℃以上でかつ急峻な温度プロファイルを形成できるため、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥や酸素析出物をより溶解しやすく、かつ急峻なＢＭＤプロファイルを形成することができる。したがって、被処理シリコンウエーハが表面および裏面の両面を研磨加工したものであっても、この熱処理において特にその裏面の研磨状態に影響を与えることがなく、近年の需要に応えたシリコンウエーハを提供することが可能である。

また、酸素外方拡散を利用して表層の酸素濃度を低下させて固溶限以下の酸素濃度にして酸素析出核やＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥を消滅させる前述した従来法では、ＤＺ層の幅やＢＭＤプロファイルは、ウエーハ内の酸素濃度のバラツキの影響や、バッチ式熱処理炉を用いるために熱処理炉内の温度バラツキの影響を受けてしまうため、それらを均一なものとするのが困難であった。

しかしながら、本発明では、表層領域のみを高温にすることにより、酸素を固溶限以下にして欠陥を溶解させるため、溶解は温度プロファイルでのみ決定され、酸素濃度のバラツキの影響を受けずに面内あるいはウエーハ間で均一なＤＺ層を形成できる。また、このような方法であることから、ＤＺ層内の酸素濃度の低下がなく、全体に渡って均一な酸素濃度分布を有するＤＺ層を得ることができる。したがって、従来法とは異なり、ＤＺ層内の機械的強度が低下するのを抑制することができる。

以上のように、本発明のシリコンウエーハの製造方法によって、従来法では得ることができなかったシリコンウエーハ、すなわち表層にＤＺ層、バルク領域にゲッタリング能力を有するＢＭＤ層を有し、かつこのＤＺ層／ＢＭＤ層の界面のＢＭＤプロファイルが急峻なシリコンウエーハを得ることができる。このため、近年のように素子分離のためにＳＴＩを用いる方法であっても、上記の急峻なＢＭＤプロファイルのためＳＴＩ底部の応力を十分に緩和することができ、シリコンウエーハの変形やスリップを効果的に防止することができる。

以下、本発明を実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はこれに限定されない。
（実施例１・比較例１）
特許文献１に開示されている方法により、直径が２１０ｍｍ程度になるように制御しながら、引上げ速度を０．７ｍｍ／ｍｉｎから０．５ｍｍ／ｍｉｎまで連続させて変化させたシリコン単結晶インゴットの育成を行った。
この場合の引上げ軸に平行な断面の欠陥分布は図５のようになった。
同一のホットゾーン（炉内構造）のＣＺ炉を用いて、引き上げ速度が０．５７０ｍｍ／ｍｉｎ（図５のＢ−Ｂの位置）になるように制御しながらＳｉ単結晶インゴットを引上げ、径方向に切り出しウエーハを準備した。すなわち、このウエーハの欠陥分布はウエーハ中心部にＮｖ領域があり、その外周部にＮｉ領域からなるウエーハ（以下ＮｖＮｉ混在ウエーハという）である。
酸素濃度はおよそ１２ｐｐｍａ（ＪＥＩＴＡ）である。

このように得られたＮｖＮｉ混在ウエーハを準備し、市販の急速加熱・急速冷却装置（ＲＴＡ装置）（Ｓｔｅａｇ社製ＡＳＴ−２８００）を用いてＮＨ_３流量０．５ｌ／ｍｉｎとＡｒ流量４ｌ／ｍｉｎの混合雰囲気中で５０℃／ｓｅｃの昇温速度で室温より１２００℃まで急速昇温し、１０秒間保持後、５０℃／ｓｅｃの降温速度で急速に冷却した。
その後、一方はそのままとし（比較例１）、他方は、本発明のシリコンウエーハの製造方法のように、０．８μｍの波長のレーザー光を１０ｍｓｅｃ照射し、表層領域のみを１３５０℃に加熱した（実施例１）。
この比較例１と実施例１のシリコンウエーハそれぞれに、厚さ２５ｎｍのゲート酸化膜を形成後、酸化膜耐圧を測定した。

図８（ａ）は、比較例１のシリコンウエーハ、すなわちＮｖＮｉ混合ウエーハをＲＴＰ処理しただけのウエーハのＴＤＤＢ測定結果である。該ウエーハのＮｖ領域はウエーハ中心から半径７０ｍｍの同心円内の範囲であり、その外側にはＮｉ領域が存在している。ＴＤＤＢ低下はウエーハ中心から３０−４０ｍｍの同心円内で発生しており、ＴＤＤＢはＮｖ領域の中心部が低下していることがわかる。このように、被処理シリコンウエーハとして径方向全面がＮ領域のものを準備したとしても、Ｖａが注入されるＲＴＰ処理により、ＢＭＤや空孔型欠陥が形成されてしまい、ＴＤＤＢの低下が発生してしまったと考えられる。

一方、図８（ｂ）は、実施例１のシリコンウエーハ、すなわちＲＴＰ処理後にレーザーアニールを施したウエーハのＴＤＤＢ測定結果である。Ｎｖ領域のＴＤＤＢが回復しており、本発明の製造方法のように、レーザーアニールによる熱処理を行い、表面のＢＭＤあるいは空孔型欠陥が溶解したことにより、表層が無欠陥になったことが分かる。

（実施例２・比較例２、３）
特許文献１に開示されている方法によりシリコン単結晶を育成する際に窒素濃度が５×１０^１３／ｃｍ^３でかつ全面がＮ領域になるＶ／Ｇを選定し、同一のホットゾーンのＣＺ炉を用いて、選定したＶ／Ｇになるように引き上げ速度を制御しながらＳｉ単結晶インゴットを引上げ、径方向に切り出しウエーハを準備した（比較例２）。
このウエーハの欠陥分布はウエーハ全面がＮ領域であり、酸素濃度がほぼ１２ｐｐｍａ（ＪＥＩＴＡ）である。

比較例２と同様にして準備したウエーハを、Ａｒ雰囲気中、７００℃で熱処理炉に投入し、１０００℃までは昇温速度を５℃／ｍｉｎとし、１０００〜１２００℃は３℃／ｍｉｎの昇温速度として、１２００℃で１時間保持後に７００℃まで降温させた後、炉よりウエーハを取り出した（比較例３）。
また、比較例２と同様にして準備したウエーハを、本発明のように、０．８μｍの波長のレーザー光を１０ｍｓｅｃ照射し、表層領域のみ１３５０℃で加熱処理した（実施例２）。
比較例３と実施例２のウエーハについて、酸素の深さ方向分布をＳＩＭＳで測定（図９）を行った。

図９から明白なように、Ａｒ雰囲気中で高温熱処理した比較例３のウエーハの酸素プロファイルは典型的な外方拡散のプロファイルであり、表面から３０μｍ程度まで酸素濃度の低下が見られる。
またＡｒアニール処理を行う際のウエーハの仕込み位置が縦型炉のＴｏｐ側かＢｏｔｔｏｍ側かの違いによって、酸素プロファイルは多少異なっていることが分かる。これは、縦型炉のＴｏｐ側とＢｏｔｔｏｍ側での温度の不均一が生じていたことが原因であると考えられる。
ウエーハの強度は酸素濃度が高くなるほど増すことが知られており、表層の酸素濃度の低下は、すなわち強度の低下を意味しており、熱処理炉の温度の不均一性の影響を受けて表層のウエーハ強度が多少変化してしまうことを意味している。

このように、従来法では、ＤＺ層における酸素濃度が低下して強度が低くなってしまうし、ウエーハ間においても酸素濃度のプロファイルに差が生じてしまい、均一の品質のシリコンウエーハを製造することは困難である。
他方で、本発明のようにしてレーザーアニールを行った実施例２の場合は、図９から明らかなように表面からほぼ一定な酸素濃度分布をしており、強度の面からも理想的である。比較例３のようなウエーハ間の差も生じない。

次に、比較例２、３及び実施例２のウエーハのＴＤＤＢを測定した結果、γモードの良品率はそれぞれ８４％、９９％、１００％であった。
これらのウエーハはＮ_２ドープし、Ｎ領域からなるシリコン単結晶インゴットから作成したものであり、ＣＯＰやＯＳＦといったＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥は存在しない筈である。
実際にレーザー散乱方式の異物検査装置で評価してもＣＯＰは検出されず、また酸化後に選択エッチングした結果からＯＳＦは検出されなかった。

これらのことから比較例２のウエーハすなわちＮ_２ドープしただけのウエーハにおいてはＮ_２ドープすることにより酸素析出が促進された結果、表面にＧｒｏｗｎ−ｉｎの酸素析出核が出現し、ＴＤＤＢを低下させたと考えられる。
そして、この酸素析出物がＡｒアニール（比較例３）やレーザーアニール（実施例２）により溶解または消滅したことによりＴＤＤＢが回復したと考えられる。

図１０に、比較例３と実施例２のウエーハの深さ方向のＢＭＤ分布を示す。これは、比較例３と実施例２のウエーハをＮ２雰囲気中で、８００℃で４時間熱処理を行った後、同一熱処理炉内で１０００℃まで１０℃／ｍｉｎの昇温速度で昇温させた後、１０００℃１６時間の熱処理を施した後、７００℃まで降温した後ウエーハを取り出し、その後、約２２°の角度の冶具に貼り付けて斜め研磨を行い。その後選択エッチングを行い、顕微鏡を用いてＢＭＤの深さ方向分布を測定した結果である。

比較例３の場合は、酸素の外方拡散プロファイルと同様に、表面から１２μｍ程度までの間は徐々に増加し、バルクで１×１０^９個／ｃｍ^３程度のＢＭＤが形成されている。
これに対して、実施例２の場合は深さ８μｍあたりでＢＭＤは急峻に立ち上がっており、バルクのＢＭＤ密度も１×１０^１０個／ｃｍ^３以上と比較例３よりも１桁多く発生している。
使用したウエーハの酸素濃度は同一であること、ＢＭＤが酸素析出物であることからＢＭＤが１桁多いということはＢＭＤサイズが小さくなっていることを意味している。
このことから、酸素の外方拡散により酸素を固溶限以下に下げて欠陥を溶解させる従来の方法に比べて、レーザー照射によって表層のみを高温にして溶解させる本方法は急峻で小さなサイズのＢＭＤを高密度で形成することができるといった利点がある。

原理的に考えても、従来の方法がウエーハの酸素濃度のバラツキやインゴットの部位による結晶の熱履歴の違いを原因とするＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥や酸素析出核のサイズの違いや、熱処理炉における温度バラツキの影響を受けて、ＢＭＤプロファイルやＤＺ層の幅が変化してしまうのに対して、本発明は酸素濃度や結晶の熱履歴の差が多少生じても十分に欠陥や酸素析出物を溶解できるようにマージンを設けて前述した範囲内で高めの加熱温度あるいは加熱時間を長くするようにしておけば、これらの影響を受けず、精度／再現性良くＢＭＤプロファイルやＤＺ層の幅を制御することが可能であることが分かる。

（実施例３）
比較例２と同様にして準備したウエーハを、本発明のように、０．４８８μｍの波長のレーザー光を１０ｍｓｅｃ照射し、表層領域のみ１３５０℃で加熱処理した。この後、ＴＤＤＢを測定し、また、ウエーハの深さ方向の酸素濃度分布およびＢＭＤ分布を測定した。
その結果、ＴＤＤＢの測定ではγモードの良品率は１００％であり、表層に均一なＤＺ層を得ることができた。また、図９、図１０に示すような酸素濃度およびＢＭＤのプロファイルを得ることができた。すなわち、ＤＺ層全体にわたって均一な酸素濃度分布を有して十分な強度を有し、また、ウエーハ内部には急峻なＢＭＤプロファイルを有するウエーハを得ることができた。

（実施例４）
比較例２と同様にして準備したウエーハを、本発明のように、１０．６μｍの波長のレーザー光を１０ｍｓｅｃ照射し、表層領域のみ１３５０℃で加熱処理した。この後、ＴＤＤＢを測定し、また、ウエーハの深さ方向の酸素濃度分布およびＢＭＤ分布を測定した。
その結果、ＴＤＤＢの測定ではγモードの良品率は１００％であり、表層に均一なＤＺ層を得ることができた。また、図９、図１０に示すような酸素濃度およびＢＭＤのプロファイルを得ることができた。すなわち、ＤＺ層全体にわたって均一な酸素濃度分布を有して十分な強度を有し、また、ウエーハ内部には急峻なＢＭＤプロファイルを有するウエーハを得ることができた。

なお、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は、例示であり、本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。

本発明のシリコンウエーハの製造方法の手順の一例を示すフローチャートである。 本発明のシリコンウエーハの製造方法に使用できる単結晶引上げ装置の一例を示す概略図である。 本発明のシリコンウエーハの製造方法に使用できるＲＴＡ装置の一例を示す概略図である。 本発明のシリコンウエーハの製造方法に使用できるレーザーアニール装置の一例を示す概略図である。 引上げ速度に対する結晶欠陥の変化の様子を説明する説明図である。 ＳＴＩを形成したシリコンウエーハを示す概略図である。 ヒートシンクを用いた従来のシリコン製造方法におけるシリコンウエーハの温度プロファイルを説明する説明図である。 実施例１と比較例１におけるＴＤＤＢの測定結果である。（ａ）比較例１、（ｂ）実施例１。 実施例２と比較例３におけるシリコンウエーハの深さと酸素濃度分布との関係を示す測定結果である。 実施例２と比較例３におけるシリコンウエーハの深さとＢＭＤ密度分布との関係を示す測定結果である。

符号の説明

１…単結晶引上げ装置、 ２…引上げ室、 ３…ルツボ、 ４…ヒータ、
５…ルツボ保持軸、 ６…種結晶、 ７…シードチャック、
８…ワイヤ、 ９…断熱材、 １０…シリコン単結晶、 １１…シリコン融液、
１２…急速加熱・急速冷却装置、 １３、２７…チャンバー、
１４…加熱ランプ １５…オートシャッター、 １６…石英トレイ、
１７…３点支持部、 １８…バッファ、 １９…パイロメータ、
２０…ガス排気口、 ２１、３０…シリコンウエーハ、
２２…レーザーアニール装置、 ２３…レーザー、 ２４…レーザー発振源、
２５…レンズ、 ２６…ミラー、 ２８…窓、 ２９…載置台、
３１…浅溝、 ３２…ＳｉＯ_２、 ３３…ＳＴＩ、
３４…Ｎ−チャンネルＭＯＳトランジスタ、
３５…Ｐ−チャンネルＭＯＳトランジスタ、
Ｗ…被処理シリコンウエーハ。

Claims (15)

1. 表層に無欠陥領域を有するシリコンウエーハの製造方法であって、少なくとも、被処理シリコンウエーハの表面から所定深さの表層領域のみを１１００℃以上の温度で０．０１ｍｓｅｃ以上１ｓｅｃ以下の熱処理を行って表層を無欠陥化することを特徴とするシリコンウエーハの製造方法。
2. 前記熱処理を行うときに、前記被処理シリコンウエーハの全体を予め５００℃以上１１００℃未満に加熱しておくことを特徴とする請求項１に記載のシリコンウエーハの製造方法。
3. 前記熱処理を、波長が０．３〜１５μｍのレーザー光を前記被処理シリコンウエーハに照射して行うことを特徴とする請求項１または請求項２に記載のシリコンウエーハの製造方法。
4. 前記熱処理を、波長が０．７〜１５μｍのレーザー光を前記被処理シリコンウエーハにブリュースター角で照射して行うことを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか一項に記載のシリコンウエーハの製造方法。
5. 前記熱処理を、アルゴンまたは水素あるいはこれらの混合ガスの非酸化性雰囲気中で行うことを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか一項に記載のシリコンウエーハの製造方法。
6. 前記熱処理を、窒素またはアンモニアの窒化膜形成雰囲気中で行うことを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか一項に記載のシリコンウエーハの製造方法。
7. 前記熱処理を、酸素雰囲気中で行うことを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか一項に記載のシリコンウエーハの製造方法。
8. 前記被処理シリコンウエーハを、チョクラルスキー法により育成された酸素濃度が７ｐｐｍａ以上２０ｐｐｍａ以下のシリコン単結晶インゴットから切り出したものとすることを特徴とする請求項１から請求項７のいずれか一項に記載のシリコンウエーハの製造方法。
9. 前記被処理シリコンウエーハを、チョクラルスキー法により育成された窒素濃度が１×１０^１１〜１×１０^１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３のシリコン単結晶インゴットから切り出したものとすることを特徴とする請求項１から請求項８のいずれか一項に記載のシリコンウエーハの製造方法。
10. 前記被処理シリコンウエーハを、チョクラルスキー法により育成された炭素濃度が１×１０^１６〜１×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３のシリコン単結晶インゴットから切り出したものとすることを特徴とする請求項１から請求項９のいずれか一項に記載のシリコンウエーハの製造方法。
11. 前記被処理シリコンウエーハを、チョクラルスキー法により育成された半径方向全面がＮ領域のシリコン単結晶インゴットから切り出したものとすることを特徴とする請求項１から請求項１０のいずれか一項に記載のシリコンウエーハの製造方法。
12. 前記被処理シリコンウエーハを、チョクラルスキー法により育成されたシリコン単結晶インゴットから切り出し、少なくとも、４００−９００℃で３０分以上４時間以内の熱処理を行ったものとすることを特徴とする請求項１から請求項１１のいずれか一項に記載のシリコンウエーハの製造方法。
13. 前記被処理シリコンウエーハを、チョクラルスキー法により育成されたシリコン単結晶インゴットから切り出し、少なくとも、急速加熱・急速冷却装置を用いて、非酸化性雰囲気中で５℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で１１００−１３００℃まで急速加熱し、１−６０ｓｅｃ保持後、５℃／ｓｅｃ以上の降温速度で急速冷却したものとすることを特徴とする請求項１から請求項１１のいずれか一項に記載のシリコンウエーハの製造方法。
14. 前記被処理シリコンウエーハを、表面を研磨加工したものとすることを特徴とする請求項１から請求項１３のいずれか一項に記載のシリコンウエーハの製造方法。
15. 請求項１から請求項１４のいずれか一項に記載のシリコンウエーハの製造方法で製造されたシリコンウエーハ。
    

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