WO2001017024A1 - Fabrication method for pasted soi wafer and pasted soi wafer - Google Patents

Fabrication method for pasted soi wafer and pasted soi wafer Download PDF

Info

Publication number
WO2001017024A1
WO2001017024A1 PCT/JP2000/005594 JP0005594W WO0117024A1 WO 2001017024 A1 WO2001017024 A1 WO 2001017024A1 JP 0005594 W JP0005594 W JP 0005594W WO 0117024 A1 WO0117024 A1 WO 0117024A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
wafer
single crystal
heat treatment
oxide film
silicon
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2000/005594
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Shoji Akiyama
Masaro Tamatsuka
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Shin Etsu Handotai Co Ltd
Original Assignee
Shin Etsu Handotai Co Ltd
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 Shin Etsu Handotai Co Ltd filed Critical Shin Etsu Handotai Co Ltd
Priority to EP00953540A priority Critical patent/EP1137069A4/en
Priority to US09/830,389 priority patent/US6492682B1/en
Publication of WO2001017024A1 publication Critical patent/WO2001017024A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10D—INORGANIC ELECTRIC SEMICONDUCTOR DEVICES
    • H10D86/00—Integrated devices formed in or on insulating or conducting substrates, e.g. formed in silicon-on-insulator [SOI] substrates or on stainless steel or glass substrates
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10P—GENERIC PROCESSES OR APPARATUS FOR THE MANUFACTURE OR TREATMENT OF DEVICES COVERED BY CLASS H10
    • H10P90/00—Preparation of wafers not covered by a single main group of this subclass, e.g. wafer reinforcement
    • H10P90/19—Preparing inhomogeneous wafers
    • H10P90/1904—Preparing vertically inhomogeneous wafers
    • H10P90/1906—Preparing SOI wafers
    • H10P90/1914—Preparing SOI wafers using bonding
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10W—GENERIC PACKAGES, INTERCONNECTIONS, CONNECTORS OR OTHER CONSTRUCTIONAL DETAILS OF DEVICES COVERED BY CLASS H10
    • H10W10/00—Isolation regions in semiconductor bodies between components of integrated devices
    • H10W10/10—Isolation regions comprising dielectric materials
    • H10W10/181—Semiconductor-on-insulator [SOI] isolation regions, e.g. buried oxide regions of SOI wafers

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a bonded S O I A wafer having very few crystal defects on the surface and in the vicinity of the surface, and a bonded S O I A wafer.
  • SOI Silicon On Insula t. Or
  • BOX Buried OX ide
  • Bonding is one of the SOI wafer manufacturing methods. Bonding is performed by bonding two silicon single crystal wafers together with a bond wafer (substrate that becomes the SOI layer on which the device is fabricated) and a base wafer (the SOI layer becomes the SOI layer). This is a method in which an SOI structure is formed by bonding together via an oxide film as a supporting substrate, and thinning the bond wafer. This method has the advantage that the crystallinity of the SOI layer is excellent and the insulation of the BOX is high, but on the other hand, it has the disadvantage that the quality of the S ⁇ I layer is greatly affected by the quality of the bond wafer. .
  • microcrystalline defects such as void-type defects, such as COP (Crystal Originated Particles) are included. Rown-in defects are known to exist, and these adversely affect device characteristics such as oxide breakdown voltage characteristics.
  • a substrate used in Bondue 18 an epitaxial wafer formed by forming an epitaxial layer in which a CZ wafer is annealed in a hydrogen atmosphere is used. It is known that the number of observed defects is reduced (see Japanese Patent Application Laid-Open Nos. Hei 9-22993 and Hei 9-26619).
  • haze surface roughening
  • mounds projections called mounds may be formed, and these may cause poor bonding at the time of bonding. Therefore, once the surface of the epitaxial layer is polished and then bonded, it may be necessary to take extra time.
  • a single crystal produced by the FZ method has free COP defects such as those found in a CZ single crystal, but the FZ crystal that can be produced at the current commercial level has a diameter of 150 m. m is the limit, and a force that can be as high as 200 mm at the experimental level; there is no prospect for a large-diameter e-ha, such as 300 mm or 400 mm in the future. Disclosure of the invention
  • the present invention has been made in view of such problems, and has effectively reduced or eliminated the Grown-in defects in the surface layer of a silicon single crystal wafer fabricated by the CZ method by heat treatment.
  • an SOI wafer with a high quality SOI layer with few crystal defects can be obtained with high productivity, high yield, and low cost. And are the main purposes.
  • the present invention for solving the above-mentioned problems is a method for manufacturing a bonded SOI wafer, which comprises bonding a bond wafer and a base wafer via an oxide film, and then thinning the bond wafer.
  • a silicon single crystal rod is grown by the Chioklarski method, and the single crystal rod is sliced and processed into a silicon single crystal wafer, and then the silicon single crystal wafer is grown on the silicon single crystal wafer under a non-oxidizing atmosphere.
  • a heat treatment at a temperature of 0 to 130 ° C is applied for 1 minute or more, and it is continuously cooled to a temperature of 700 to 130 ° C in an oxidizing atmosphere without cooling to a temperature of less than 700 ° C.
  • the wafer obtained by the Chiyo Clarski method is subjected to a heat treatment at a temperature of 110 to 130 ° C. for 1 minute in a non-oxidizing atmosphere.
  • heat treatment at a temperature of 700 to 130 ° C in an oxidizing atmosphere without cooling to a temperature lower than 700 ° C is applied continuously for 1 minute or more,
  • the present invention provides a method for manufacturing a bonded s OI wafer, which comprises bonding a bond wafer and a base wafer via an oxide film, and then thinning the bond wafer.
  • a silicon single crystal rod is grown by the Czochralski method, the single crystal rod is sliced and processed into a silicon single crystal wafer, and then non-oxidizable to the silicon single crystal wafer. 1100 to 1300 under atmosphere. Heat treatment at a temperature of C for 1 minute or more, and heat treatment at a temperature of 700 to 130 ° C in an oxidizing atmosphere without cooling to a temperature below 700 ° C for 1 minute.
  • a silicon single crystal wafer having a silicon oxide film formed on the surface is fabricated, and at least one of hydrogen ions or rare gas ions is implanted from the surface through the silicon oxide film of the wafer to form an ion implantation layer.
  • the wafer on which the film was formed was referred to as the bond wafer.
  • the bond wafer was brought into close contact with the base wafer via the silicon oxide film of the bond wafer, and then subjected to heat treatment and peeled off at the ion implantation layer. This is a method for manufacturing a bonded SOI wafer
  • the wafer obtained by the Chiyo Clarski method is subjected to a heat treatment at a temperature of 110 to 130 ° C. in a non-oxidizing atmosphere. And heat treatment at a temperature of 700 to 130 ° C in an oxidizing atmosphere for 1 minute or more in an oxidizing atmosphere without cooling to a temperature of less than 700 ° C. Then, a silicon single crystal wafer with a silicon oxide film formed thereon was prepared, and hydrogen ions and the like were implanted from the surface through the silicon oxide film of the wafer to form an ion-implanted layer.
  • a method (so-called ion implantation separation method) is used in which the substrate is brought into close contact with the base wafer via the silicon oxide film of Bondue 18 and then subjected to heat treatment so as to be separated at the ion implantation layer. If high quality In addition to the fact that the silicon single crystal wafer can be used as a bond wafer, the surface condition of the SOI wafer after peeling is also good, and the SOI wafer excellent in uniformity of the thickness of the SOI layer is obtained. One can be manufactured by a relatively simple method.
  • the bond wafer separated by the ion-implanted layer by the method for manufacturing a bonded SOI wafer of the present invention can be used as a new bond wafer.
  • ion implantation is performed by the method for manufacturing a bonded SOI wafer according to the present invention.
  • Bond dewaxed by the heat treatment was subjected to heat treatment; Grown-in defects disappeared from the surface to a depth of about 5 ⁇ to 10 ⁇ or more.
  • the thickness of the thin film peeled off by the ion implantation layer is about 1 ⁇ at most, so even if the bond is used after the thin film is peeled off, it has no defect (low defect) of sufficient depth. ) Region. Therefore, even if the surface is polished in order to reuse this wafer, a sufficient defect-free region remains, and this is used as a new bond wafer, and the base is removed via an oxide film.
  • the bond wafer is thinned after bonding with the wafer and an S I I wafer is manufactured, it is not necessary to perform heat treatment again to eliminate the Grown-in defects on the bond wafer before bonding. High quality bonded SOI wafers can be manufactured efficiently.
  • the bond wafer separated by the ion-implanted layer by the method for manufacturing a bonded SOI wafer of the present invention can be used as a new base wafer.
  • a large amount of oxygen precipitates may be generated due to the heat treatment in the inside (bulk portion) rather than in the defect-free region of the bonder surface after the thin film is peeled off.
  • the bond 18 is thinned to produce an SOI wafer, which can be used for heavy metal impurities. It is possible to obtain a bonded SOI wafer with high gettering ability.
  • the oxygen precipitates are not exposed on the surface of the base wafer and the bond is not bonded. It also has the advantage that it does not adversely affect the lamination.
  • the non-oxidizing atmosphere is argon, nitrogen, or a mixed gas of argon and nitrogen.
  • argon, nitrogen, or mixed gas atmospheres of argon and nitrogen are advantageous in that they are easy to handle and inexpensive.
  • the oxidizing atmosphere may be an atmosphere containing water vapor.
  • the oxide film formed on the Bondue surface is relatively thick, it is suitable for use in manufacturing SOI wafers with a thick BOX.
  • the oxidizing atmosphere may be a dry oxygen atmosphere or a mixed gas atmosphere of dry oxygen and argon or nitrogen.
  • the oxidizing atmosphere is a dry oxygen atmosphere or a mixed gas atmosphere of dry oxygen and argon or nitrogen, the growth rate of the oxide film is low, so that the surface of the bond due to the heat treatment is not removed. Since the formed oxide film thickness can be reduced, it is suitable for use in manufacturing SOI wafers with a thin BOX.
  • the thickness of the oxide film formed by the heat treatment in the oxidizing atmosphere be 210 nm.
  • the oxide film thickness formed by the heat treatment in the oxidizing atmosphere is 20 nm or more, it is possible to sufficiently remove COP in the surface layer of Bondue.
  • the thickness is 100 nm or less, the time required for the step can be reduced even when the formed oxide film needs to be removed.
  • the absolute value of the in-plane variation of the oxide film thickness is reduced, so that the uniformity of the film thickness of the SOI layer is improved.
  • An oxide film may be formed in advance on the wafer surface before the heat treatment in the non-oxidizing atmosphere.
  • the surface of the substrate can be protected from the formation of a thermal nitride film on the surface of the substrate due to heat treatment and surface roughness due to etching. Therefore, poor bonding at the time of bonding can be prevented.
  • the thickness of the thermal oxide film on the surface of the substrate after the heat treatment in the oxidizing atmosphere is set to 300 nm or more.
  • the heat treatment before the heat treatment in the non-oxidizing atmosphere is performed. Even when an oxide film is formed on the surface in advance, ⁇ the COP on the surface of the ⁇ can be eliminated by the reflow phenomenon of silicon oxide during the growth of the oxide film. COPs can be eliminated. Further, when growing a silicon single crystal rod by the Czochralski method, the cooling rate of the single crystal rod at 115 ° C. to 180 ° C. is controlled to 2.3 ° C./min or more. It is preferable to grow while controlling.
  • the cooling rate of the single crystal rod at 115 to 180 ° C is controlled to 2.3 ° C / min or more. If grown while growing, the size of the Grown-in defect becomes smaller, and the heat treatment described above is applied to this, so that the Grown-in defect on the surface of the wafer can be eliminated or reduced more effectively. it can. Therefore, it is possible to obtain an SOI wafer having a higher quality SOI layer with high productivity.
  • the size of the Grown-in defects is further reduced, and the heat treatment is applied thereto, so that the Grown-in defects on the surface layer of the wafer can be more effectively eliminated or reduced. Therefore, it is possible to obtain an SOI wafer having a higher quality SOI layer with high productivity.
  • the concentration of nitrogen doped into the single crystal rod is set to 1 ⁇ 10 1 Q to 5 ⁇ 10 15 atoms. / cm 3 is preferable.
  • the oxygen concentration contained in the single crystal rod is set to 18 ppma or less (JEIDA: Japan Electronic Industry Development Association standard). This is preferred.
  • the bonded SOI wafer manufactured by the manufacturing method of the present invention is, for example, an SOI wafer whose SOI layer is made of a CZ silicon single crystal wafer and whose SOI layer thickness is 5 ⁇ or less. over the entire region in the depth direction of the SOI layer, the size Saga 0. 0 9 / zm or more COP 1. 3 cm 2 or less is bonded SOI Ueha.
  • the bonded SOI wafer of the present invention has extremely low COP over the entire region in the depth direction of the SOI layer even when the thickness of the SOI layer is 0.5 ⁇ m or more. It can be SOI ⁇ eha. Furthermore, the SOI wafer of the present invention does not need to be subjected to hydrogen annealing or the like after the SOI wafer is manufactured, and the productivity is high. According to the present invention, void defects can be eliminated more efficiently and deeper than in the conventional method, and an SOI layer of excellent quality can be formed.
  • the heat treatment in the non-oxidizing atmosphere and the heat treatment in the oxidizing atmosphere can be performed in the same batch, the number of steps in the SOI manufacturing process does not increase, which does not lead to cost increase and hydrogen. Since the heat treatment can be performed without using any hydrogen, the heat treatment can be performed without danger of hydrogen contamination from the furnace or explosion. In addition, the use of CZ wafers allows the use of large diameters of 30 Omm or more.
  • 1 (A) to 1 (E) are flow charts showing an example of a manufacturing process of a bonded SOI wafer according to the present invention.
  • Figure 2 is a diagram showing the outline of the heat treatment applied to the silicon single crystal wafer to be bonded before bonding.
  • FIG. 3 is a diagram showing the results of measuring the number of COPs of the wafers after the heat treatment in Example 1, Comparative Example 1, and Comparative Example 2.
  • FIG. 4 is a graph showing the non-defective rate of TZDB of the wafer after heat treatment in Example 1, Comparative Example 1 and Comparative Example 2.
  • FIG. 5 is a diagram showing the non-defective rate of TDD B of the wafer after heat treatment in Example 1, Comparative Example 1 and Comparative Example 2.
  • Figure 6 shows the number of COPs on the wafer surface after heat treatment in Examples 1 to 3. It is a figure as a result of having measured.
  • FIG. 7 is a diagram showing the TZDB non-defective rate of SOI / EHA in Example 4.
  • FIG. 8 is a diagram showing the TDD non-defective rate of the SOI wafer in the fourth embodiment.
  • Fig. 9 (a) shows the relationship between the oxygen concentration in the anneal atmosphere and the number of COPs.
  • Fig. 9 (b) shows the relationship between the oxide film thickness formed by anneal and the number of COPs.
  • FIG. 9 (a) shows the relationship between the oxygen concentration in the anneal atmosphere and the number of COPs.
  • FIG. 10 is a diagram comparing the transition of the contamination level due to metal impurities in the wafer for each heat treatment in which the heat treatment of the present invention and the conventional heat treatment were repeatedly performed in separate tubes.
  • a silicon wafer is obtained by the Czochralski method
  • high-temperature heat treatment and oxidation in a non-oxidizing gas atmosphere in particular, argon, nitrogen, or a mixed gas atmosphere of these gases are applied to this wafer.
  • a neutral atmosphere By continuously performing high-temperature oxidation heat treatment in a neutral atmosphere, it is possible to eliminate or reduce Grown-in defects on the surface of the wafer and the surface layer, and to improve the surface roughness of the wafer. Based on this finding, it was found that by using this silicon wafer as a bonded SOI wafer, the SOI wafer with an excellent SOI layer can be manufactured with high productivity. It was completed after careful examination of various conditions.
  • the filling of Grown-in defects with interstitial silicon involves the implantation of both the interstitial silicon, which is a Schottky defect, and atomic vacancies from the wafer surface by high-temperature heat treatment in a hydrogen atmosphere Therefore, it cannot be done efficiently. Therefore, in high-temperature heat treatment in a hydrogen atmosphere, the filling process of Grown-in defects with interstitial silicon takes a long time, and in particular, Grown-in defects with a size of more than 150 nm in diameter conversion.
  • the present inventors have solved these problems in a non-oxidizing gas containing no more than the lower explosive limit (about 4%) of hydrogen, in particular, in an atmosphere of argon, nitrogen, or a mixture of these gases.
  • a heat treatment at a temperature of 100 ° C for at least 1 minute, continuously cool to a temperature of 700 ° C to 130 ° C in an oxidizing atmosphere without cooling to a temperature below 700 ° C.
  • the problem was solved by applying the heat treatment for at least one minute. That is, the high-temperature heat treatment in an atmosphere of argon, nitrogen, or a mixture of these gases efficiently promotes the process of dissolving the oxide film on the inner wall of the defect, and switches to a heat treatment in an oxidizing atmosphere continuously.
  • the filling process of Grown-in defects by interstitial silicon can be efficiently advanced.
  • the dissolution process of the oxide film on the inner wall of the defect is performed in a non-oxidizing gas containing less than the lower explosion limit (about 4%) of hydrogen, especially argon, nitrogen, or a mixed gas atmosphere of these.
  • a non-oxidizing gas containing less than the lower explosion limit (about 4%) of hydrogen, especially argon, nitrogen, or a mixed gas atmosphere of these This is because it is extremely difficult to perform a heat treatment in an oxygen atmosphere after the high-temperature heat treatment in a hydrogen atmosphere.
  • the dissolution of the inner oxide film of the grown-in defect depends on the oxygen. Since it occurs efficiently due to the diffusion effect, the process of dissolving the oxide film on the inner wall of the defect can be advanced efficiently and in a short time as in a hydrogen atmosphere.
  • a non-oxidizing gas in particular, argon, nitrogen, or a mixture of these gases
  • the reason why the argon atmosphere has an oxygen outward diffusion effect equivalent to that of the hydrogen atmosphere is that the natural oxide film on the surface of the wafer is not heat-treated under a high-temperature heat treatment of 110 to 130 ° C in an argon atmosphere. This is considered to be due to sublimation and removal as SiO gas.
  • a nitrogen atmosphere the effect of out-diffusion of oxygen is the same, but the natural oxide film on the surface is not uniformly removed.Therefore, it is necessary to remove the natural oxide film with an HF aqueous solution before heat treatment. I like it. Furthermore, even in a mixed atmosphere of argon and nitrogen, the same outward diffusion effect as in a hydrogen atmosphere can be obtained.
  • This heat treatment was performed at a temperature of 110 to 130 ° C. for 1 minute or more to sufficiently dissolve the inner wall oxide film of the Grown-in defect.
  • Such a protective oxide film can protect the wafer surface from unnecessary film formation and surface roughness, and also diffuses heavy metal that diffuses from the furnace into the wafer during heat treatment. It also has the effect of preventing impurity contamination.
  • the heat treatment in the process of dissolving the oxide film on the inner wall of the defect and the process of filling in the Grown-in defects with interstitial silicon were performed continuously. If the process is not performed continuously, the inner wall oxide film of the grown-in defect will regrow due to the decrease in the temperature of the wafer, and as a result, the defect cannot be eliminated or reduced. is there. Therefore, we decided to perform two successive heat treatments without cooling to temperatures below 700 ° C, where the inner wall oxide film of Grown-in defects grows again.
  • the filling process of the Grown-in defects is performed by heat treatment in an oxidizing atmosphere.
  • heat treatment in an oxidizing atmosphere is different from heat treatment in a hydrogen atmosphere, in that atomic vacancies are not injected from the surface of the wafer and only interstitial silicon is injected.
  • Grown-in defects are filled with interstitial silicon to eliminate Grown-in defects, and the surface activated by high-temperature heat treatment in a non-oxidizing atmosphere is oxidized. This is because roughness and contamination can be prevented.
  • this heat treatment is preferably performed at 100 to 130 ° C for 1 minute or more in order to sufficiently fill and eliminate Grown-in defects, but at 700 ° C or more. If there is, the effect of reducing Grown-in defects and preventing surface roughness can be obtained.
  • an atmosphere containing water vapor, a dry oxygen (dry O 2 ) 100% atmosphere, a mixed gas atmosphere of dry oxygen and argon or nitrogen, or the like is used.
  • a dry oxygen (dry O 2 ) 100% atmosphere a mixed gas atmosphere of dry oxygen and argon or nitrogen, or the like is used.
  • the growth rate of the oxide film is low, so that the oxide film formed after the heat treatment can be thinned and formed. This is suitable when the oxide film needs to be removed with an HF aqueous solution or the like, or when the above-described ion implantation separation method is used.
  • the present inventors performed the following experiment to It was confirmed that the thickness of the oxide film can be sufficiently eliminated by forming an oxide film at an oxygen concentration of about 10 mm.
  • Fig. 10 shows that the sample was annealed in a 100% argon atmosphere at 120 ° C for 40 minutes, and then annealed with a mixed gas of argon and dry oxygen (oxygen concentration: 30%) for 20 minutes.
  • SPV Surface Photo Voltage
  • SPV Surface Photo Voltage
  • the present inventors form a surface protective oxide film in advance before the heat treatment in a non-oxidizing atmosphere, the surface of the wafer after the oxidation heat treatment at 700 to 130 ° C.
  • the thermal oxide film thickness more than 300 nm, we considered a method to sufficiently eliminate COP on the wafer surface. This is because if the thermal oxide film thickness on the wafer surface after the oxidation heat treatment is 300 nm or more, the shape of the COP on the surface becomes smooth in the process of growing the thermal oxide film, and the COP is substantially reduced. This is because the same effect can be obtained as in the case of eliminating.
  • the average size of COP on the wafer surface is 100 to 200 nm.If an oxide film with a thickness of about 300 nm is formed, enough COP can be taken into the oxide film and disappear. That's why.
  • the oxide film formed by this oxidizing heat treatment can be removed with an HF aqueous solution or the like.
  • the present inventors set the cooling rate of a single crystal rod at 115 ° C to 180 ° C to 2.3 ° C / min or more, and a method of growing a silicon single crystal rod doped with nitrogen when growing a single crystal rod, a silicon wafer with a large number of large row-in defects is reduced.
  • Produced with high productivity and subjected to the above-described non-oxidizing heat treatment and oxidizing heat treatment of argon or the like according to the present invention further eliminates and reduces Grown-in defects of silicon single crystal wafers. It was found that the effect was improved.
  • the Grown-in defects coagulate in the temperature range of 150 to 180 ° C. during crystal pulling. Therefore, by increasing the cooling rate in the temperature range of 115 ° C to 180 ° C to over 2.3 ° C / min and shortening the dwell time, the size and number of defects in the row Can be controlled. It has also been pointed out that doping nitrogen into a silicon single crystal suppresses the aggregation of atomic vacancies in the silicon (T. Abe and H. Takeno, Mat. Res. Soc. Symp. Proc. Vol. 262, 3, 1992). This effect is thought to be due to the transition of the vacancy aggregation process from homogeneous nucleation to heterogeneous nucleation.
  • a silicon single crystal is grown by the CZ method and doped with nitrogen, it is possible to obtain a silicon single crystal with a small Grown-in defect and a silicon single crystal wafer by processing it. Can be done. Moreover, according to this method, unlike the conventional method, it is not always necessary to reduce the crystal growth rate, so that a silicon single crystal wafer can be obtained with high productivity.
  • the concentration of oxygen contained in the single crystal rod be 18 ppma or less. This is because, with such a low oxygen concentration, the growth of crystal defects can be further suppressed, and the formation of oxygen precipitates on the surface layer of the wafer can be prevented. In particular, when nitrogen is doped into a single crystal, oxygen precipitation is promoted. Therefore, it is preferable to prevent the formation of oxygen precipitates in the surface layer portion of the wafer by controlling the oxygen concentration as described above. c In the present invention, in order to control the size and number of Grown-in defects by the cooling rate in the Chiral Klarski method, specifically, the crystal pulling rate may be changed.
  • the cooling rate is higher than when the single crystal is pulled at 1.0 OmmZmin. Will be higher.
  • the arrangement, structure, etc. of the furnace members called the hot zone of the lifting equipment it is not possible to adjust the cooling rate at 115 ° C to 180 ° C. It is possible.
  • the size of the Grown-in defect can also be controlled by doping with impurity nitrogen during single crystal growth by the Czochralski method.
  • a known method such as that described in, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 60-251190 may be used.
  • the ability to put nitride in a quartz crucible in advance, the introduction of nitride into a silicon melt, or the use of an atmosphere gas containing nitrogen By doing so, it is possible to dope nitrogen into the pulled crystal. Wear.
  • the doping amount in the crystal can be controlled by adjusting the amount of the nitride, the concentration of the nitrogen gas, the introduction time, and the like.
  • the concentration of nitrogen to be doped is preferably 1 X 1 O ⁇ at. Oms Z cm 3 or more, which causes sufficient heterogeneous nucleation, and more preferably 5 X 10 13 atoms / cm 3 or more is good. As a result, aggregation of crystal defects can be sufficiently suppressed.
  • the nitrogen concentration exceeds the solid solution limit of 5 ⁇ 10 15 atron cm 3 in the silicon single crystal, the single crystallization of the silicon single crystal itself is inhibited. Do not exceed.
  • the oxygen concentration in the single crystal rod is preferably set to 18 ppma or less.
  • the method of reducing the oxygen concentration within the above range may be a conventionally used method.
  • the above oxygen concentration range can be easily obtained by means such as reducing the number of rotations of the crucible, increasing the flow rate of the introduced gas, lowering the atmospheric pressure, and adjusting the temperature distribution and convection of the silicon melt.
  • a silicon single crystal rod having a reduced size and number of Grown-in defects in the Chiyo-Kralski method is obtained.
  • a cutting device such as an inner peripheral slicer or wire saw
  • it is processed into a silicon single crystal wafer through chamfering, lapping, etching, polishing, etc. I do.
  • these steps are not limited to those listed above, and there may be various other steps such as washing, and the steps may be appropriately changed and used according to the purpose such as a change in the order of the steps or a partial omission. It can be.
  • FIGS. 1 (A) to 1 (E) are flow charts showing an example of a manufacturing process of a bonded SOI wafer A of the present invention
  • FIG. 2 is a silicon single crystal wafer which becomes a bond before bonding
  • FIG. 3 is a diagram showing an outline of a heat treatment applied to the steel sheet.
  • a heat treatment consisting of a two-step process is performed on the CZ silicon single crystal wafer 5 serving as a bond wafer.
  • annealing is performed for 1 minute or more in a temperature range of 110 ° C to 130 ° C in an atmosphere of 100% Ar gas to remove oxygen in the crystal. Diffuses to dissolve the inner wall of the oxide film of the void defect.
  • a low defect layer 3 is formed on the silicon single crystal wafer 5 (FIGS. 1 (B) and 2).
  • any type of heat treatment furnace that is widely marketed can be used as long as it is a heat treatment furnace whose cleanliness is controlled.
  • a heater-heated horizontal or vertical diffusion furnace may be used, or a lamp-heated, single-wafer, wafer heating device may be used. What is important is that Grown-in defects can be effectively eliminated.
  • a heater-heated horizontal or vertical diffusion furnace may be used, or a lamp-heated, single-wafer, wafer heating device may be used. What is important is that Grown-in defects can be effectively eliminated.
  • In order to eliminate or reduce the heat treatment ensure that the heat treatment temperature and heat treatment time in a sufficient non-oxidizing atmosphere, and the subsequent heat treatment temperature and heat treatment time in a sufficient oxidizing atmosphere, and that the temperature between the two heat treatments is This is done continuously so as not to lower too much.
  • silicon single crystal wafer 5 is heated for at least 1 minute at a temperature of 110 to 130 ° C in a non-oxidizing gas atmosphere, especially argon, nitrogen, or a mixed gas atmosphere of argon and nitrogen. After the heat treatment, it is necessary to continuously oxidize at a temperature of 700 to 130 ° C. for 1 minute or more in an oxidizing atmosphere without cooling to a temperature lower than 700 ° C.
  • non-oxidizing gases especially argon, nitrogen, or argon and nitrogen If the heat treatment is not performed continuously between the heat treatment and the oxidation heat treatment in a mixed gas atmosphere of silicon, the inner wall oxide film of the grown-in defect regrows, and as a result, the defect cannot be eliminated or reduced. . Therefore, without ejecting the wafer 5 from the furnace, the
  • heat treatment in an argon atmosphere or the like and heat treatment for oxidation are continuously performed before cooling to a temperature lower than 0 ° C. Further, the heat treatment time can be shortened by performing the heat treatment continuously at the same temperature.
  • Oxidation heat treatment may be performed by introducing oxygen gas at a high concentration.
  • the heat treatment for dissolving the oxide film on the inner wall of the first stage is performed in a non-oxidizing gas atmosphere that does not contain hydrogen such as argon, nitrogen, or a mixed gas of argon and nitrogen above the lower explosion limit (about 4%). Therefore, even if a conventional commercially available heat treatment furnace is used, the next oxidation heat treatment can be safely performed.
  • heat treatment is performed in a non-oxidizing atmosphere such as argon, nitrogen, or a mixed gas of argon and nitrogen to dissolve the oxide film on the inner wall of the defect.
  • a protective oxide film is formed on the surface of the wafer in advance.
  • the heat treatment for forming the oxide film may be carried out continuously before the heat treatment for dissolving the inner wall oxide film, or may be formed in advance by a completely different heat treatment. You can leave it.
  • the oxide film may be formed by thermal oxidation such as dry oxidation using dry oxygen or wet oxidation including water vapor, or CV D (ChemidalVaporDeposit).
  • the base wafer 2 is brought into close contact with the base wafer at room temperature, and a bonding heat treatment of 200 ° C or more, usually about 100 ° C to 120 ° C is performed to further firmly bond.
  • a bonding heat treatment of 200 ° C or more usually about 100 ° C to 120 ° C is performed to further firmly bond.
  • a silicon single crystal wafer is usually used, but an insulating substrate (quartz, sapphire, etc.) may be used depending on the application.
  • an oxide film can be formed on the base wafer 2 and then bonded.
  • the bonder 1 After performing the bonding heat treatment, the bonder 1 is subjected to thin film bonding by ordinary grinding, polishing, or the like to produce an SOI wafer 10 (FIG. 1 (E)).
  • SOI wafer 10 On which the BOX 12 made of the oxide film 4 and the SOI layer 11 made of the low defect layer 3 are formed on the base wafer 2.
  • the SOI layer 11 of the SOI ⁇ A wafer 10 is composed of the low-defect layer 3, defects such as COP can be extremely reduced over the entire region in the depth direction.
  • the variation in the thickness of the SOI layer to be manufactured is the total variation including the variation in the ion implantation depth and the variation in the oxide film thickness. It is desirable to make the thickness of the oxide film 4 formed on the silicon single crystal wafer 5 to be as thin as possible to reduce the absolute value of the oxide film variation. For this reason, the oxide film thickness is preferably set to 100 nm or less, and is preferably set to 20 nm or more in order to sufficiently obtain a defect eliminating effect.
  • the thickness of the oxide film formed on the bond is reduced to 100 nm or less, If the thickness is larger than that required for device design as a BOX for SOI / A8, an insufficient oxide film may be formed and bonded to the base wafer.
  • the bond evacuated at the time of producing the S SI wafer by the ion implantation separation method can be used as a new bond or a base wafer.
  • the peeled bond wafer by-produced in this manner has a defect-free region with a sufficient depth in its surface layer, and has a sufficient amount in the bulk portion by heat treatment. Oxygen precipitates can be deposited, so that a good bond or base wafer can be obtained.
  • the wafer produced as a by-product of the present invention has a peeled surface on one side, and a flat surface on the opposite side as the original silicon wafer. Therefore, reprocessing such as grinding and polishing may be performed only on the separation surface side. Therefore, the processing is simple because the processing is performed only on one side, and the margin for the processing is small. In other words, when a silicon wafer is obtained by slicing from a normal silicon ingot, the lapping and etching steps are indispensable because both surfaces are cut surfaces, and there are many margins.
  • the peeling wafer of the present invention has a flat surface on one side, it is sufficient to grind and polish the peeling surface based on the flat surface, and a flat surface similar to a normal silicon mirror surface wafer can be obtained with a small margin. Can be.
  • silicon wafers obtained by reprocessing the peeled wafers are reused as bond wafers for SOI wafers or base wafers, virtually one silicon wafer is obtained. Eight to one SOI wafers can be obtained, and the utilization rate of silicon wafers as material can be significantly improved.
  • the present invention will be described specifically with reference to Examples and Comparative Examples, but the present invention is not limited thereto.
  • a bonded SOI wafer was manufactured and its quality was evaluated.
  • the wafer was subjected to the heat treatment of the present invention.
  • VERTEX 3 (DD-813 V) manufactured by Kokusai Electric Co., Ltd. was used as the annealing furnace, annealing was performed at 120 ° C. for 40 minutes in an atmosphere of Arl 0%, followed by annealing. At the same temperature, annealing was performed for 20 minutes with a mixed gas of 30% oxygen and 70% Ar. The formed oxide film thickness was about 30 nm.
  • the wafer was polished to 5 ⁇ m after removing the oxide film with a hydrofluoric acid solution, and the number of COPs (size 0.09 / xm or more) in a deep region was measured.
  • COP measurement Sulff can SP1 manufactured by KLA Tencor was used.
  • the same silicon single crystal wafer was annealed at H 2 1200 ° CZ for 1 hour, and the wafer (Comparative Example 1) was compared with Ar Z 1200 ° C / 1 hour.
  • the wafer (Comparative Example 2) subjected to the annealing was polished by 5 m, and the number of COPs was measured in the same manner.
  • Figure 3 shows the measurement results. According to FIG. 3, the number of COPs of the wafer of Example 1 was 400 or less out of the 8-inch wafer, and the COP density was 1.3 or less Zcm 2 . Therefore, it can be said that the present method is more effective than the conventional H 2 or Ar anneal in terms of the effect of eliminating the Grown-in defect.
  • the oxide film breakdown voltage characteristics of the wafers polished to 5 ⁇ m were measured.
  • Figures 4 and 5 show the measurement results.
  • the yield rate of the TDDB Time Dependent D ielectric Breakdown
  • the oxide film withstand voltage is 25 C / cm 2 or more, or the gate oxide film thickness is 25 nm, the gate area is 4 mm 2 , and the stress current value is 0.01 A / cm. 2.
  • the non-defective rate when the oxide film withstand voltage of 5 C / cm 2 or more under the condition of 100 ° C. is regarded as non-defective.
  • the non-defective rate of TZDB (Time Zero Dielectric Breakdown) here means that the gate oxide film thickness is 25 nm, the gate area is 8 mm 2 , the judgment current value is 1 mAZ cm 2 , and the temperature is room temperature.
  • the non-defective rate is defined as a non-defective one having an oxide film withstand voltage of 8 MV / cm or more.
  • the wafer treated by this method in the oxide film breakdown voltage measurement results also shows H in the deep region. Or excellent oxidation It can be seen that the film exhibits a withstand voltage characteristic.
  • a SOI layer having a SOI layer thickness of about 0.1 / zm was manufactured by the ion implantation peeling method.
  • the fabrication conditions are as follows.
  • Bonding heat treatment conditions Nitrogen atmosphere (contains trace amount of oxygen), 1200 ° C, 120 minutes 4) Tissue polishing (small polishing of SOI surface) Yes
  • Oxide film on base wafer 300 nm
  • the COP of the prepared SOI ⁇ wafer was observed by the HF dip method.
  • the HF dip method means that when a SOI wafer having a thin SOI layer as described above is immersed in a 50% aqueous HF solution, if there is a defect penetrating the SOI layer, the HF reaches the BOX through this defect. The oxide film is etched, and an etch pit is formed. By observing the etch pit through a thin SOI layer with an optical microscope, a method of evaluating the COP of 18 is achieved. is there. Table 1 shows the measurement results.
  • I can be an e-ha.
  • a step of about 0.2 to 0.3 ⁇ m remained around the peeled bond wafer produced as a by-product during the fabrication of the SOI wafer of Example 1, but the oxide film on the surface was not removed. After the removal, the steps could be removed only by polishing the peeled surface by about 1 / m, and a good mirror surface with no oxygen precipitates exposed was obtained. Therefore, it was confirmed that even if this wafer was used as a new bond wafer or a base wafer, there was no problem in bonding.
  • a bonded S.sub.I wafer was manufactured by the method of the present invention, and the quality was compared.
  • the silicon single crystal wafer used was the wafer used in Example 1 and the conditions were the same as in Example 2 except that the crystal pulling speed was increased to 1.9 mm / min.
  • These wafers were annealed at 1200 ° C. for 40 minutes in an Ar 100% atmosphere, followed by 30% oxygen Ar 70 at the same temperature. /. Annealing was performed for 20 minutes with the mixed gas. After removing the oxide film with the HF solution, polishing was performed for 5 m, and the number of COPs ( ⁇ 0.09 ⁇ m) in the deep region was measured. Figure 6 shows the results.
  • the crystal with the least COP is a wafer composed of a crystal doped with nitrogen, followed by a crystal composed of a crystal pulled at a high speed and a crystal composed of a crystal pulled at a normal speed. Therefore, in this method, by using a crystal pulled up at a high speed or a nitrogen-doped crystal, it is possible to produce a bond wafer with a smaller number of Grown-in defects. If the crystal is pulled at high speed, the time for pulling the crystal can be shortened, and the throughput can be improved.
  • the COP density of SOI wafers using silicon single crystal wafers composed of crystals pulled at high speed is 2 times that of SOI wafers using ordinary silicon single crystal wafers.
  • the COP density is one-twentieth of that of a normal single crystal silicon wafer made of nitrogen-doped crystals. Therefore, by using a crystal pulled at a high speed or a nitrogen-doped crystal, an SOI wafer having a better S ⁇ I layer can be obtained.
  • the wafer to which the heat treatment of the present invention has been applied has a SOI layer thickness of 0.5 ⁇ m, which is not so effective with the conventional annealing method. It can be seen that even if the thickness exceeds, both TZDB and TDDB show superior oxide withstand voltage as compared with a wafer simply subjected to oxidizing heat treatment.
  • the Czochralski method of the present invention includes an MCZ method in which a so-called magnetic field is applied.
  • the high-temperature heat treatment in a non-oxidizing atmosphere and the heat treatment in an oxidizing atmosphere can be applied to any process in the wafer processing step.
  • the heat treatment of the present invention can be applied after a chemical etching step after wafer cutting, or after a rough polishing step, or after a final polishing step.
  • the heat treatment in a non-oxidizing gas atmosphere according to the present invention has been described mainly in the case of using argon or nitrogen gas in the above embodiment, but the atmosphere is not necessarily limited to argon or nitrogen gas. It is not limited to these gases, but is applicable to any mixture of these gases with a small amount of hydrogen below the lower explosion limit, or a rare gas such as helium, neon, krypton, or xenon, which has the same effect as argon. And are included in the scope of the present invention.

Landscapes

  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
  • Formation Of Insulating Films (AREA)

Description

明 細 書 貼り合わせ S O I ゥエーハの製造方法および貼り合わせ S O I ゥエーハ 技術分野
本発明は、 結晶欠陥が表面および表面近傍で非常に少ない貼り合わせ S O I ゥ エーハの製造方法及び貼り合わせ s O I ゥエー八に関する。
背景技術
S O I ( S i l i c o n O n I n s u l a t. o r ) はデバイス作製領域と なるシリ コン層直下に絶縁膜と しての埋め込み酸化膜（B O X : B u r i e d O X i d e ) を有し、 省電力 · 高速デバィスのシリ コン材料と して期待されるもの である。 S O I ゥエーハ製造方法のひとつと して貼り合わせ法があるが、 これは 2枚のシリ コ ン単結晶ゥエーハをボン ドゥエーハ （デバイスが作製される S O I 層となる基板） 及びべ一スウェーハ （ S O I 層を支持する基板） と して酸化膜を 介して貼り合わせ、 ボン ドゥエーハを薄膜化して S O I 構造を形成する方法であ る。 この方法は S O I 層の結晶性に優れ、 B O Xの絶縁性が高いという利点があ るが、 一方、 S〇 I 層の品質がこのボン ドゥエーハの質に大き く左右されるとい う欠点も存在する。
具体的には、 チヨ ク ラルスキー法 （C Z法） で作製されたシ リ コ ンゥエーハ中 には、 ボイ ド型欠陥である C O P (C r y s t a l O r i g i n a t e d P a r t i c 1 e s ) 等の微小な結晶欠陥 （ G r o w n - i n欠陥） が存在するこ とが知られており、 これらは酸化膜耐圧特性をはじめとするデバイス特性に悪影 響を及ぼす。 この問題を解決するために、 ボン ドゥエ一八に用いる基板と して C Z ゥエーハに水素雰囲気でのァニールを施したゥエーハゃェピタキシャル層を形 成したェピタキシャルゥエーハを用いるこ とによ り、 観察される欠陥が減少する こ とが知られている （特開平 9 一 2 2 9 9 3号公報、 特開平 9 — 2 6 0 6 1 9号 公報参照）。
しかし、 これらの方法では水素ァニ一ルまたはェピタキシャル成長などの熱処 理と、 S O I ゥエーハの埋め込み酸化膜を形成するための酸化膜形成熱処理の二 つの熱処理が必要とな り、 コス トの増大 · スループッ トの低下などという問題が 存在する。
また、 ェピタキシャルゥエーハの場合、 ェピタキシャル層表面にヘイズ （面荒 れ） が発生したり、 マウン ドと呼ばれる突起物が形成されるこ と もあり、 これら が貼り合わせ時の結合不良の原因となるため、 一旦ェピタキシャル層表面を研磨 してから結合するといつた手間が必要となる場合がある。
一方、 水素ァニールを行う こ とによ り結晶欠陥が低減するのは、 極表面層 （ 0 . 5 / m程度） に限られているため、 これ以上の膜厚を有する S O I ゥエーハを作 製した場合の S O I 表面には、 結晶欠陥が低減されていない領域が露出するこ と になるので、 S O I ゥエーハを作製してから さ らに水素ァニールを追加するとい つた対策をと らなければ、 S O I 層全体にわたる結晶欠陥の低減をするこ とはで きなかった。 さ らに、 水素を用いたァニールは常に石英チューブや S i C製のボ 一ト等をエッチングしてしまい、 そこから金属不純物等の汚染が起こるこ と もあ り得る。
さ らに、 水素雰囲気中で熱処理を行った後は、 熱処理炉内を窒素ガスで置換し てからゥエーハを取り 出すこ とによ り安全を確保する必要があるが、 窒素ガス中 に含まれる微量の酸素及び水分がゥエーハ表面を局所的にエッチングしてしまい、 ヘイズ等の表面粗さを悪化させ、 これらが貼り合わせ時の結合不良の原因となる という問題点もあった。
また、 最近では、 c Z法によ り単結晶育成時の成長速度と固液界面の温度勾配 とを厳密にコン ト ロールしながら結晶を引き上げれば、 G r o w n - i n欠陥が 非常に低減された C Z ゥエーハができ るこ とが報告されている。 このよ うなゥェ ーハをボン ドゥエーハに用いれば S O I 層の欠陥が少ない S◦ I ゥエーハを作製 するこ とができ るこ とは容易に推測できるが、 現実的にはこのよ うな非常に厳し い成長条件で結晶を引き上げるこ とは、 当然のこ とながら製造歩留の低下につな がり、 結果的に多大なコス トア ップをもたらすものである。
一方、 F Z法で作製された単結晶であれば、 C Z単結晶に見られる様な C O P 欠陥はフ リ ーであるが、 現在の商用 レベルで生産可能な F Z結晶は直径 1 5 0 m mが限度であり、 実験レベルでは 2 0 O m mも可能である力；、 今後の 3 0 0 m m、 4 0 0 m mといった大口径のゥエーハに対する 目処はたっていない。 発明の開示
本発明は、 このよ うな問題点に鑑みなされたもので、 C Z法によって作製され たシリ コ ン単結晶ゥエーハの表層部の G r o w n - i n欠陥を熱処理によ り効果 的に低減あるいは消滅させたゥエーハを貼り合わせゥエーハのボン ドゥエーハと して用いるこ とによ り、 結晶欠陥の少ない高品質の S O I 層を有する S O I ゥェ ーハを、 高生産性、 高歩留、 低コス トで得るこ と を主たる 目的とする。
上記課題を解決する本発明は、 ボン ドゥエ一ハとベースウェーハとを酸化膜を 介して貼り合わせた後、 前記ボン ドゥエーハを薄膜化する貼り合わせ S O I ゥェ ーハの製造方法において、
チヨ ク ラルスキー法によってシリ コン単結晶棒を育成し、 該単結晶棒をスライ スしてシリ コン単結晶ゥエーハに加工した後、 該シリ コン単結晶ゥエーハに非酸 化性雰囲気下で 1 1 0 0〜 1 3 0 0 °Cの温度の熱処理を 1分以上加え、 7 0 0 °C 未満の温度に冷却するこ となく連続して酸化性雰囲気で 7 0 0 〜 1 3 0 0 °Cの温 度の熱処理を 1分以上加えるこ とによ り表面にシリ コン酸化膜が形成されたシリ コン単結晶ゥエーハを作製し、 該ゥェ一ハを前記ボン ドゥエーハと して用いるこ とを特徴とする貼り合わせ S O I ゥエーハの製造方法である。
このよ う に、 貼り合わせ S O I ゥエーハの製造方法において、 チヨ ク ラルスキ 一法によって得られたゥエーハに、 非酸化性雰囲気下で 1 1 0 0 〜 1 3 0 0 °Cの 温度の熱処理を 1 分以上加え、 7 0 0 °C未満の温度に冷却するこ となく連続して 酸化性雰囲気で 7 0 0 〜 1 3 0 0 °Cの温度の熱処理を 1 分以上加えるよ う にして、 表面にシリ コン酸化膜が形成されたシリ コン単結晶ゥエーハを作製し、 このシリ コン単結晶ゥエーハをボン ドゥエーハと して用いるよ うにすれば、 半導体デバイ ス作製に有害なゥエーハ表層部の G r o w n — i n欠陥を短時間で消滅あるいは 減少させた高品質のシリ コ ン単結晶ゥェ一ハをボン ドゥエーハとするこ とができ るため、 結晶欠陥の少ない高品質の S O I 層を有する S O I ゥエーハを、 高生産 性、 高歩留、 低コス トで得るこ とができる。 また、 本発明は、 ボン ドゥエーハとべ一スウェーハとを酸化膜を介して貼り合 わせた後、 前記ボン ドゥエーハを薄膜化する貼り合わせ s O I ゥエーハの製造方 法において、
チヨ ク ラルスキー法によってシリ コン単結晶棒を育成し、 該単結晶棒をスライ スしてシリ コ ン単結晶ゥエーハに加工した後、 該シ リ コ ン単結晶ゥェ一ハに非酸 化性雰囲気下で 1 1 0 0〜 1 3 0 0。Cの温度の熱処理を 1 分以上加え、 7 0 0 °C 未満の温度に冷却するこ となく連続して酸化性雰囲気で 7 0 0〜 1 3 0 0 °Cの温 度の熱処理を 1分以上加えて表面にシリ コン酸化膜が形成されたシリ コン単結晶 ゥエーハを作製し、 該ゥエーハのシリ コン酸化膜を通して水素イオンまたは希ガ スイオンの少なく と も一方を表面から注入してイオン注入層を形成させたゥエー ハを前記ボン ドゥエーハと し、 このボン ドゥエーハのシリ コ ン酸化膜を介して前 記べ一スウェーハと密着させ、 次いで熱処理を加えて前記イオン注入層で剥離す るこ とを特徴とする貼り合わせ S O I ゥエーハの製造方法である。
このよ う に、 貼り合わせ S O I ゥエー八の製造方法において、 チヨ ク ラルスキ 一法によって得られたゥエーハに、 非酸化性雰囲気下で 1 1 0 0〜 1 3 0 0 °Cの 温度の熱処理を 1 分以上加え、 7 0 0 °C未満の温度に冷却するこ となく連続して 酸化性雰囲気で 7 0 0〜 1 3 0 0 °Cの温度の熱処理を 1 分以上加えるよ う にして、 表面にシリ コン酸化膜が形成されたシリ コン単結晶ゥエーハを作製し、 該ゥエー ハのシリ コン酸化膜を通して水素イオン等を表面から注入してイオン注入層を形 成させたゥエーハを前記ボン ドゥエーハと し、 このボン ドゥエ一八のシリ コ ン酸 化膜を介して前記べ一スウェーハと密着させ、 次いで熱処理を加えて前記イオン 注入層で剥離するよ うにする方法 （いわゆるイオン注入剥離法） を用いれば、 高 品質のシリ コ ン単結晶ゥエーハをボン ドゥエーハとするこ とができるこ とに加え て、 剥離後の S O I ゥェ一ハの表面状態も良好であり 、 S O I 層の膜厚均一性に 優れた S O I ゥェ一ハを比較的簡単な方法で製造するこ とができ る。
この場合、 上記本発明の貼り合わせ S O I ゥエーハの製造方法によってイオン 注入層で剥離されたボン ドゥエーハを新たなボン ドゥエーハと して用いるこ とが でき る。
このよ うに、 本発明の貼り合わせ S O I ゥエーハの製造方法によってイオン注 入層で剥離されたボン ドゥエーハは、 熱処理が加えられたこ と ；こよ り 、 表面から 深さ 5 μ πι〜 1 0 μ πι程度、 あるいはそれ以上に及ぶ領域まで G r o w n — i n 欠陥が消滅しており、 しかもイオン注入層で剥離される薄膜は厚く ても 1 μ πι程 度であるので、 薄膜が剥離された後のボン ドゥエ一八であっても、 充分な深さの 無欠陥 （低欠陥） 領域を有する。 従って、 このゥエーハを再利用するために表面 を研磨したと しても、 十分な無欠陥領域が残るこ とになり 、 これを新たなボン ド ゥエーハと して用い、 酸化膜を介してべ一スウェーハと貼り合わせた後、 ボン ド ゥエーハを薄膜化して S Ο I ゥエーハを作製すれば、 貼り合わせ前のボン ドゥエ ーハに G r o w n - i n欠陥を消滅させるための熱処理を再度加える必要がなく - 高品質の貼り合わせ S O I ゥエーハを効率良く製造するこ とができる。
また、 この場合、 上記本発明の貼り合わせ S O I ゥェ一ハの製造方法によって イオン注入層で剥離されたボン ドゥエーハを新たなベースウェーハと して用いる こ とができる。
薄膜が剥離された後のボン ドゥエ一ハ表面の無欠陥領域よ り も内部 （バルク 部） においては、 熱処理の影響によ り酸素析出物が大量に発生している場合があ る。 このよ うな場合には、 このゥエーハを新たなベースウェーハと して用い、 酸 化膜を介してボン ドゥエーハと貼り合わせた後、 ボン ドゥエ一八を薄膜化して S O I ゥエーハを作製すれば、 重金属不純物等のゲッタ リ ング能力の高い貼り合わ せ S O I ゥエーハを得るこ とができる。 この場合、 バルク部に酸素析出物が大量 に発生していたと しても、 表面近傍は前述の如く無欠陥領域であるため、 酸素析 出物がベースゥエーハ表面に露出するこ とがなく 、 ボン ドゥエーハとの貼り合わ せに悪影響を及ぼすこ とがないという利点も有する。
この場合、 前記非酸化性雰囲気が、 アルゴン、 窒素、 あるいはアルゴンと窒素 の混合ガスであるこ とが好ま しい。
これらのアルゴン、 窒素、 あるいはアルゴンと窒素の混合ガス雰囲気は、 取り 扱いが簡単で、 安価である利点があるからである。
また、 この場合、 前記酸化性雰囲気が、 水蒸気を含む雰囲気であるものとする こ とができる。
このよ う に、 前記酸化性雰囲気を水蒸気を含む雰囲気とすれば、 酸化速度が速 いため、 極めて短時間で効率よく格子間シリ コンを注入して欠陥を消滅させるこ とができる。 また、 ボン ドゥエ 表面に形成される酸化膜が比較的厚く なるた め、 B O Xの厚さが厚い S O I ゥェ一ハを製造する用途に適している。
この場合、 前記酸化性雰囲気が、 乾燥酸素雰囲気、 または乾燥酸素とアルゴン も しく は窒素との混合ガス雰囲気であるものとするこ と もでき る。
このよ う に、 前記酸化性雰囲気が、 乾燥酸素雰囲気、 または乾燥酸素とァルゴ ンもしく は窒素との混合ガス雰囲気であれば、 酸化膜の成長速度が遅いので、 熱 処理後にボン ドゥエ 表面に形成される酸化膜厚を薄くするこ とができるため, B O Xの厚さが薄い S O I ゥエーハを製造する用途に適している。
また、 前記酸化性雰囲気下での熱処理によ り形成される酸化膜厚を 2 0 1 0 O n mとするこ とが好ましい。
このよ うに前記酸化性雰囲気での熱処理によ り形成される酸化膜厚が 2 0 n m 以上であれば、 十分にボン ドゥエ 表層部の C O Pを除去するこ とができる。 また 1 0 0 n m以下とすれば、形成された酸化膜を除去する必要がある場合でも、 その工程に要する時間を短くするこ とができ る。 さ らに、 前記イオン注入剥離法 を用いて S O I ゥェ一ハの製造をする場合には、 酸化膜厚の面内バラツキの絶対 値が小さく なるので、 S O I 層の膜厚均一性が良好になるとい う利点もある。 また、 前記非酸化性雰囲気下での熱処理を行な う前のゥェ一ハ表面に、 予め酸 化膜を形成しておいても良い。
このよ うな酸化膜を形成しておけば、 熱処理による ゥ ハ表面への熱窒化膜 の形成やエッチングによる面粗れからゥ ハ表面を保護するこ とができる。 そ のため、 貼り合わせ時の結合不良を防止するこ とができ る。
さ らに、 この場合、 前記酸化性雰囲気下での熱処理後のゥ ハ表面の熱酸化 膜の厚さを 3 0 0 n m以上にするこ とが好ま しい。
このよ うに、 酸化性雰囲気下の酸化熱処理によ り厚さ 3 0 0 n m以上の熱酸化 膜を成長させるこ とによ り、 非酸化性雰囲気下での熱処理を行な う前のゥ ハ 表面に予め酸化膜を形成した場合においても、 ゥ ハ表面の C O Pを酸化膜成 長時の酸化シリ コンのリ フロー現象によ り消滅させるこ とができ るので、 よ り確 実にゥ ハ表面の C O Pを消滅させるこ とができる。 また、 前記チヨ ク ラルスキー法によってシリ コ ン単結晶棒を育成する際に、 該 単結晶棒の 1 1 5 0 〜 1 0 8 0 °Cにおける冷却速度を 2 . 3 °C / m i n以上に制 御しつつ育成するこ とが好ま しい。
このよ う に、 チヨ クラルスキー法によってシリ コン単結晶棒を育成する際に、 単結晶棒の 1 1 5 0 〜 1 0 8 0 °Cにおける冷却速度を 2 . 3 °C / m i n以上に制 御しつつ育成すれば、 G r o w n — i n欠陥のサイズが小さ く な り、 これに前記 した熱処理を加えるため、 よ り効果的にゥエーハ表層部の G r o w n — i n欠陥 を消滅あるいは減少させるこ とができる。 従って、 よ り高品質の S O I 層を持つ S O I ゥエーハを高生産性で得るこ とができる。
またこの場合、 前記チヨ ク ラルスキー法によってシリ コ ン単結晶棒を育成する 際に、 窒素を ドープしたシリ コン単結晶棒を育成するこ とが好ましい。
このよ う に、 チヨ クラルスキー法によってシリ コン単結晶棒を育成する際に、 窒素を ドープしたシリ コ ン単結晶棒を育成すれば、 窒素を ドープするこ とによ り
G r o w n — i n欠陥のサイズが一層減少し、 これに熱処理を加えるため、 よ り 効果的にゥエーハ表層部の G r o w n — i n欠陥を消滅あるいは減少させるこ と ができる。 従って、 よ り高品質の S O I 層を持つ S O I ゥエーハを高生産性で得 るこ とができ る。
この場合、 前記チョ クラルスキー法によつて窒素を ドープしたシリ コン単結晶 棒を育成する際に、 該単結晶棒に ドープする窒素濃度を、 1 X 1 0 1 Q〜 5 X 1 0 1 5 a t o m s / c m 3にするこ とが好ま しレヽ。
これは、 G r o w n — i n欠陥の成長を充分に抑制するためには、 1 X I 0 1
0 a t o m s Z c m 3以上にするのが好ま しいこ と と、 シリ コ ン単結晶の単結晶 化の妨げにならないよ う にするためには、 5 X 1 0 1 5 a t o m s Z c m 3以下に するのが好ま しいからである。
さ らに、 前記チヨ ク ラルスキー法によってシリ コ ン単結晶棒を育成する際に、 該単結晶棒に含有される酸素濃度を 1 8 p p m a ( J E I D A ： 日本電子工業振 興協会規格） 以下にするこ とが好ま しい。
このよ う に、 低酸素とすれば、 結晶欠陥の成長を一層抑制する こ とができ る し、 表面層での酸素析出物の形成を防止するこ と もできる。 そして、 本発明の製造方法で製造された貼り合わせ S O I ゥェ一ハは、 例えば、 S O I 層が C Zシリ コ ン単結晶ゥエーハからなり、 S O I 層厚が 5 μ ιη以下の S O I ゥエーハであって、 S O I 層の深さ方向の全領域にわたり 、 大き さが 0. 0 9 /z m以上の C O Pが 1 . 3個 c m2以下である貼り合わせ S O I ゥエーハで ある。
このよ う に、 本発明の貼り合わせ S O I ゥエーハは、 S O I 層膜厚が 0. 5 μ m以上のものであっても、 S O I 層の深さ方向の全領域にわた り 、 C O Pが極め て少ない S O I ゥエーハとするこ とができる。 さ らに、 本発明の S O I ゥエーハ は S O I ゥエーハ作製後の水素ァニール等を施す必要もなく 、 生産性も高い。 本発明は、 ボイ ド欠陥を従来法よ り も効率よ く深い領域まで消滅するこ とが可 能であり、 優れた品質の S O I 層を形成するこ とができる。 また、 非酸化性雰囲 気の熱処理と酸化性雰囲気の熱処理を同一のバッチで処理でき るため、 S O I 作 製工程における工程数が増加するこ と もなく コス トア ップにつながらないし、 水 素を全く用いずに熱処理するこ と もできるので、水素に起因する炉からの汚染や、 爆発の危険性もなく熱処理ができる。 また、 C Z ゥエーハを用いているので、 3 0 O mm以上の大口径にも対応でき る。 図面の簡単な説明
図 1 (A) 〜 （E ) は本発明の貼り合わせ S O I ゥエーハの製造行程の一例を 示したフロー図である。
図 2は貼り合わせ前にボン ドゥエーハとなるシリ コ ン単結晶ゥエーハに加えら れる熱処理の概要を示した図である。
図 3は実施例 1 、 比較例 1及び比較例 2において、 熱処理後のゥエーハの C O P数を測定した結果図である。
図 4は実施例 1 、 比較例 1及び比較例 2において、 熱処理後のゥェ一ハの T Z D Bの良品率を示した図である。
図 5は実施例 1 、 比較例 1及び比較例 2において、 熱処理後のゥエーハの T D D Bの良品率を示した図である。
図 6 は実施例 1 ないし実施例 3 において、 熱処理後のゥエーハ表面の C O P数 を測定した結果図である。
図 7は実施例 4において、 S O I ゥエーハの T Z D B良品率を示した図である。 図 8 は実施例 4において、 S O I ゥエーハの T D D B良品率を示した図である。 図 9 ( a ) は、 ァニール雰囲気中の酸素濃度と C O P数との関係を示した図で あり、 図 9 ( b ) は、 ァニールによ り形成された酸化膜厚と C O P数との関係を 示した図である。
図 1 0 は本発明の熱処理と、 従来の熱処理のそれぞれを別々のチューブで繰り 返し施し、 各熱処理毎のゥェ一ハ中の金属不純物による汚染レベルの推移を比較 した図である。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明の実施の形態を詳細に説明するが、 本発明はこれらに限定される ものではない。
本発明は、 チヨ ク ラルスキー法によってシ リ コ ンゥェ一ハを得た後、 このゥェ 一ハに非酸化性ガス、 特にはアルゴン、 窒素、 あるいはこれらの混合ガス雰囲気 下での高温熱処理と酸化性雰囲気下での高温酸化熱処理を連続して施すこ とによ り、 ゥエーハ表面および表層部の G r o w n - i n欠陥を消滅あるいは低減し、 しかも ゥエーハの表面粗さを向上させる事が可能である という知見に基づき、 こ のシリ コンゥエーハを貼り合わせ S O I ゥエーハのボン ドゥエーハと して用いる こ とによ り、 優れた S O I 層を持つ S O I ゥエーハを高生産性で製造するこ とが できるこ とを見出し、 諸条件を精査して完成されたものである。
前述のよ うに、 ゥエーハ表面および表層部の G r o w n - i n欠陥を消滅ある いは低減するため、 通常の商業レベルで使われているのは、 約 1 . O mmZm i n以上の一般的な結晶成長速度で成長させたゥエーハを水素雰囲気下で高温熱処 理し、 G r o w n— i n欠陥を消滅させよ う と したものである。 この方法はすで に製品化され実際のデバイ スの製造に用いられているが、 ゥェ一ハの表層部 （例 えば 0〜 5 μ m) においてはいぜんと して欠陥が残留しているこ とが問題であつ た。
この原因と しては以下の理由が考えられた。 原子空孔の凝集体である G r o w n— i n欠陥を消滅させるのには 2つの過程が必要である。 すなわち、 真性点欠 陥が G r o w n — i n欠陥へ移行するのを妨げる欠陥の内壁酸化膜の溶解過程と それに引き続く格子間シリ コ ンによる G r o w n — i n欠陥の充填過程の二つで ある。
前記水素雰囲気下での高温熱処理では、 ゥエーハ表層部の G r o w n— i n欠 陥の内壁酸化膜の溶解は、 その著しい酸素外方拡散効果によ り効率的に起き ると 考えられる。しかしながら格子間シリ コ ンによる G r o w n - i n欠陥の充填は、 水素雰囲気下の高温熱処理では、 ゥェ一ハ表面からショ ッ トキ一欠陥である格子 間シリ コンと原子空孔が両方注入されるため効率的には起こすこ とができない。 従って、 水素雰囲気下での高温熱処理では格子間シリ コ ンによる G r o w n — i n欠陥の充填過程が長時間に亙るものとな り 、 特に直径換算でサイズが 1 5 0 n m以上の G r o w n — i n欠陥を消滅させるためには 1 2 0 0 °Cにて 5時間以 上の高温 . 長時間の熱処理を必要と した。 このこ とは、 ゥエーハの生産性を著し く低下させるばかり でなく 、 水素雰囲気下で長時間の高温熱処理を必要とするこ とになり、 安全面においても好ましい方法とはいえない。 さ らには、 長時間の高 温熱処理を行う ため、 シリ コン単結晶ゥエーハ中の酸素析出核をも消滅させてし ま う こ と とな り、 デバイス工程で有効な重金属のゲッタ リ ング効果をも失ってし ま う問題点もある。
本発明者らはこれらの問題を、 水素を爆発下限界 （約 4 %) 以上含まない非酸 化性ガス、 特にはアルゴン、 窒素、 あるいはこれらの混合ガス雰囲気下で 1 1 0 0〜 1 3 0 0 °Cの温度の熱処理を 1 分以上加えた後、 7 0 0 °C未満の温度に冷却 するこ となく連続して酸化性雰囲気下で 7 0 0〜 1 3 0 0 °Cの温度の熱処理を 1 分以上加えるこ とによ り解決した。 すなわちアルゴン、 窒素、 あるいはこれらの 混合ガス雰囲気下での高温熱処理で欠陥内壁酸化膜の溶解過程を効率的に進行さ せ、 さ らに連続的に酸化性雰囲気下での熱処理に切り替えるこ とによ り格子間シ リ コンによる G r o w n - i n欠陥の充填過程をも効率的に進行させるこ とが可 能となったのである。
こ こで、 欠陥の内壁酸化膜の溶解過程を水素を爆発下限界 （約 4 %) 以上含ま ない非酸化性ガス、 特にはアルゴン、 窒素、 あるいはこれらの混合ガス雰囲気下 での高温熱処理によ り行う こ と と したのは、 水素雰囲気下での高温熱処理後に連 続して酸素雰囲気下での熱処理を行う こ とは安全上非常に難しいからである。 水 素雰囲気の代わり に水素を爆発下限界 （約 4 % ) 以上含まない非酸化性ガス、 特 にはアルゴン、 窒素、 あるレ、はこれらの混合ガス雰囲気を用いるこ とによ り、 初 めて 2つの過程の熱処理を連続して安全に行う こ とが可能となる。 また、 非酸化 性ガス、 特にはアルゴン、 窒素、 あるいはこれらの混合ガス雰囲気下での高温熱 処理においても水素雰囲気下と同様に、 G r o w n — i n欠陥の内壁酸化膜の溶 解はその酸素外方拡散効果によ り効率的に起き るため、 水素雰囲気下と同様に効 率良く短時間で欠陥内壁酸化膜の溶解過程を進行させるこ とができ る。
アルゴン雰囲気が水素雰囲気と同等の酸素の外方拡散効果を持つ理由と して、 アルゴン雰囲気下での 1 1 0 0 〜 1 3 0 0 °Cという高温熱処理では、 ゥエーハ表 面の自然酸化膜が S i Oガスと して昇華し除去されるためであると考えられる。 また、 窒素雰囲気においては、 酸素の外方拡散効果は同等であるが、 表面の自然 酸化膜が均一に除去されないため、 熱処理前に予め自然酸化膜を H F水溶液にて 除去しておく こ とが好ま しい。さ らにアルゴンと窒素との混合雰囲気においても、 水素雰囲気と同等の外方拡散効果を得るこ とができる。
なおこの熱処理は、 G r o w n — i n欠陥の内壁酸化膜を充分に溶解するため に、 1 1 0 0 〜 1 3 0 0 °Cの温度で 1 分以上行う こ と と した。
また、 高温における窒素雰囲気下の熱処理ではシリ コンゥエーハ表面に非常に 安定な熱窒化膜が形成されてしまい、 その後のプロセスにおいてその膜を除去す るのに手間がかかる場合や、 窒素中の微量な酸素や水分によ り ゥエーハ表面が面 粗れを生ずるこ とがある。 そこで、 本発明者らは熱処理前のゥエーハ表面に予め 保護酸化膜を形成しておく こ とによ り、 窒素雰囲気における不要な膜形成や表面 粗れからゥエーハ表面を保護することができ ることを見出した。
さ らに、 このよ うな保護酸化膜は、 不要な膜形成や表面粗れからゥエーハ表面 を保護するこ とができると と もに、 熱処理中に炉内からゥェ一ハ内部に拡散する 重金属不純物汚染を防止する効果をも有する。
また、 欠陥内壁酸化膜の溶解過程と格子間シリ コ ンによる G r o w n — i n欠 陥の充填過程の熱処理を連続して行う こ と と したのは、 この 2つの過程の熱処理 を連続して行わない場合、 ゥエーハの温度の低下によ り G r o w n - i n欠陥の 内壁酸化膜が再成長してしまい、 結果的に欠陥を消滅あるいは低減するこ とがで きなく なるからである。 そのため G r o w n — i n欠陥の内壁酸化膜が再成長す る 7 0 0 °C未満の温度に冷却するこ となく連続的に 2つの過程の熱処理を行う こ と と した。
そして、 本発明では、 G r o w n - i n欠陥の充填過程を、 酸化性雰囲気下の 熱処理によるこ と と した。 これは、 酸化性雰囲気下の熱処理では、 水素雰囲気下 の熱処理を継続した場合と異なり、 ゥエーハの表面から原子空孔が注入されるこ とがなく格子間シリ コンのみが注入されるため、 効率良く格子間シリ コンによ り G r o w n - i n欠陥を充填して、 G r o w n — i n欠陥を消滅させると共に、 非酸化性雰囲気下の高温熱処理によ り活性化した表面を酸化するこ とで表面粗れ や汚染を防ぐこ とができるからである。
なお、この熱処理は充分に G r o w n - i n欠陥を充填して消滅させるために、 1 0 0 0〜 1 3 0 0 °Cで 1 分以上行う こ とが好ましいが、 7 0 0 °C以上であれば G r o w n— i n欠陥の減少と表面粗れを防ぐ効果を得るこ とができる。
ここで、 この酸化性雰囲気と しては、 水蒸気を含む雰囲気や乾燥酸素 （dry O 2 ) 1 0 0 %雰囲気、 あるいは乾燥酸素とアルゴンも しく は窒素との混合ガス 雰囲気等を適用するこ とができる。
水蒸気を含む雰囲気の場合、 酸化速度が速いため、 7 0 0 C程度の比較的低温 でも極めて短時間で効率良く格子間シリ コンを注入して欠陥を消滅させるこ とが できる。 また、 表面に形成される酸化膜は比較的厚く なるため、 埋め込み酸化膜 の膜厚が厚い S O I ゥエーハを製造する場合に適している。
一方、 乾燥酸素雰囲気、 あるいは乾燥酸素とアルゴン若しく は窒素との混合ガ ス雰囲気の場合、 酸化膜の成長速度が遅いので、 熱処理後に形成される酸化膜を 薄くするこ とができ、 形成された酸化膜を H F水溶液等で除去する必要がある場 合、 あるいは前記イオン注入剥離法を用いる場合に適している。
なお、 混合ガス雰囲気を用いた場合等、 酸化膜の成長速度が遅く 、 形成される 酸化膜厚が薄い場合には、 格子間シリ コンを注入して欠陥を消滅させるこ とがで きる効果が劣るこ とが懸念された。 そこで本発明者らは、 以下の実験によ り、 ど の程度の酸素濃度で、 どれ程の厚さの酸化膜を形成すれば十分に欠陥を消滅させ ることができるかを確認した。
アルゴン 1 0 0 %雰囲気下、 1 2 0 0 °C、 4 0分間ァニールした後に、 酸素濃 度の異なる 6種類のアルゴンと乾燥酸素の混合ガス （酸素濃度 0 、 1 0 、 2 0 、 3 0 、 5 0 、 1 0 0 % ) で 2 0分間ァニールした後、 ゥエーハの表面を 研 磨して 0 . 0 9 μ m以上の C O Pを測定した結果をそれぞれ図 9 ( a ) ( b ) に 示した。 5 /i m研磨した理由は、 ゥエーハ表層部における C O Pの消滅効果を観 察するためである。 図 9 ( a ) には、 ァニール雰囲気中の酸素濃度と C O P数と の関係を示しており 、 図 9 ( b ) には、 ァニールによ り形成された酸化膜厚と C O P数との関係を示している。
図 9の結果から、 混合ガス雰囲気中の乾燥酸素濃度が 1 0 %程度でも、 形成さ れる酸化膜厚 2 0 n m以上であれば、 乾燥酸素 1 0 0 % (酸化膜厚 1 0 0 n m程 度） と同等の効果が得られるこ とがわかる。
さ らに、 非酸化性雰囲気下での熱処理後に酸化性雰囲気で熱処理するこ とによ り、 チューブやボー トからのゥエーハへの汚染を最小限に防ぐ効果があるこ とが わかった。 図 1 0は、 アルゴン 1 0 0 %雰囲気下、 1 2 0 0 °C、 4 0分間ァ二一 ルした後に、 アルゴンと乾燥酸素の混合ガス （酸素濃度 3 0 % ) で 2 0分間ァニ ールする熱処理と、 水素 1 0 0 %またはアルゴン 1 0 0 %で 1 2 0 0 °C：、 6 0分 間ァニールする熱処理のそれぞれを別々のチューブで繰り返し熱処理し、 各熱処 理毎のゥエーハ中の金属不純物による汚染レベルの推移を比較したものである。 汚染レベルの測定は、 Semicon ductor Diagnostics Inc. (SDI)社製の、 S P V (S urface Photo Voltage) (商品名 ： ゥエーハ汚染モニターシステム） を用いた。 水素やアルゴンのみのァニールではチューブやボー トのエッチングが起きるた め、 突発的に不純物レベルが悪化するこ とが分かる。 一方、 酸化性雰囲気でのァ ニールを含む熱処理では、 ァニール工程においてゥェ一ハ表面やボー トゃチュー ブ表面にも酸化膜が形成されるため、 常に保護酸化膜が形成され、 チューブゃボ ー トからの汚染を最小限に防ぐ効果があると考えられる。
このよ うな 7 0 0〜 1 3 0 0 °Cでの酸化熱処理で消滅させるこ とができるのは、 シリ コンゥエーハ表面に現れていないゥエーハ内部の結晶欠陥に限定される。 そ れは、 こ こでの欠陥の消滅は、 酸化による表面からの格子間シ リ コ ンの注入によ るボイ ド型結晶欠陥の充填によるものであるからである。 従って、 表面に露出し ている C O Pのよ うなボイ ド型結晶欠陥は、 この酸化熱処理前のアルゴン雰囲気 等の熱処理によるゥエーハ表面のシリ コン原子のマイグレーショ ンによ り消滅さ せておく必要がある。 と ころが、 前記のよ う に予め表面保護酸化膜を形成してあ ると、 表面シリ コ ン原子のマイグレーショ ンが抑制されるため、 表面の C O Pの 消滅が不十分になつてしま う可能性がある。
そこで、 本発明者らは非酸化性雰囲気下での熱処理の前に予め表面保護酸化膜 を形成する場合には、 前記 7 0 0〜 1 3 0 0 °Cでの酸化熱処理後のゥエーハ表面 の熱酸化膜厚を 3 0 0 n m以上とするこ とによ り 、 ゥエーハ表面の C O Pを十分 に消滅させる方法を考えた。 これは、 酸化熱処理後にゥェ一ハ表面の熱酸化膜厚 が 3 0 0 n m以上であれば、 その熱酸化膜を成長させる過程において、 表面の C O Pの形状が滑らかになり、 実質的に C O Pを消滅させたのと同一の効果を得る ことができるからである。 また、 ゥエーハ表面の C O Pの平均サイズは 1 0 0〜 2 0 0 n mであり、 3 0 0 n m程度の厚さの酸化膜を形成すれば、 C O Pを酸化 膜中に取り込んで消滅させるのに充分だからである。
尚、 この酸化熱処理で形成された酸化膜は、 H F水溶液等で除去するこ とがで きる。
さ らに本発明者らは、 チヨ ク ラルスキー法によってシリ コン単結晶棒を育成す る際に単結晶棒の 1 1 5 0〜 1 0 8 0 °Cにおける冷却速度を 2. 3 °C / m i n以 上に制御する方法、 および単結晶棒を育成する際に窒素を ドープしたシリ コン単 結晶棒を育成する方法によ り、 サイズの大きい G r o w n— i n欠陥の数が少な ぃシリ コンゥエーハを高生産性で生産し、 上記本発明のアルゴン等の非酸化性熱 処理及び酸化性熱処理に供するこ とによ り 、 さ らにシリ コン単結晶ゥエーハの G r o w n - i n欠陥を消滅 ' 減少する効果を向上させるこ とを発見した。
すなわち、 G r o w n - i n欠陥は結晶引き上げ中の 1 1 5 0〜 1 0 8 0 °Cの 温度帯でその凝集が起こる と言われている。 従って 1 1 5 0〜 1 0 8 0 °Cの温度 帯における冷却速度を 2. 3 °C / m i n以上と速く し滞在時間を短くするこ とに よ り、 G r o w n — i n欠陥のサイズと数をコ ン ト ロールするこ とが可能となる。 また、 窒素をシリ コ ン単結晶中に ドープすると、 シリ コ ン中の原子空孔の凝集 が抑制されるこ とが指摘されている （T.Abe and H.Takeno,Mat.Res.Soc.Symp. Proc.Vol.262，3，1992)。 この効果は原子空孔の凝集過程が、 均一核形成から不均 一核形成に移行するためであると考えられる。 したがって、 C Z法によ り シリ コ ン単結晶を育成する際に、 窒素を ドープすれば、 G r o w n — i n欠陥の小さい シリ コ ン単結晶およびこれを加工してシリ コン単結晶ゥエーハを得るこ とが出来 る。 しかも、 この方法によれば、 前記従来法のよ うに、 結晶成長速度を必ずしも 低速化する必要がないため、 高生産性でシリ コン単結晶ゥエーハを得るこ とが出 来る。
また、 チヨ ク ラルスキー法によってシ リ コ ン単結晶棒を育成する際に、 単結晶 棒に含有される酸素濃度を 1 8 p p m a 以下にするこ とが好ま しい。 これは、 こ のよ うな低酸素濃度とすれば、 結晶欠陥の成長を一層抑制するこ とができ、 また ゥエーハ表層部での酸素析出物の形成を防止するこ とができ るからである。特に、 単結晶に窒素を ドープした場合には酸素析出が促進されるので、 上記酸素濃度と するこ とによ り ゥェ一ハ表層部での酸素析出物の形成を防止するこ とが好ましい c 本発明において、 チヨ ク ラルスキー法において G r o w n - i n欠陥のサイズ と数を冷却速度でコン トロールするには、 具体的には結晶の引き上げ速度を変化 させればよい。 例えば、 ある特定の引き上げ装置を用いた場合、 単結晶を引き上 げ速度 1 . 8 mmZm i n にした場合は、 同様の装置で 1 . O mm Zm i nで引 き上げた場合に比べて冷却速度は高く なる。 その他の方法と しては、 引き上げ装 置のホッ トゾーンと呼ばれる炉内部材の配置、 構造等を変更しても 1 1 5 0〜 1 0 8 0 °Cでの冷却速度を調整するこ とは可能である。
また、 チヨ ク ラルスキー法による単結晶育成中に不純物窒素を ドープする事に よっても G r o w n — i n欠陥の大き さをコン トロールするこ とができ る。 この 場合、 窒素を ドープしたシ リ コ ン単結晶棒を育成するには、 例えば特開昭 6 0 — 2 5 1 1 9 0号に記載されているよ うな公知の方法によれば良い。
すなわち、 シリ コ ン単結晶棒を育成する前に、 あらかじめ石英ルツボ内に窒化 物を入れておく 力、、 シリ コ ン融液中に窒化物を投入するか、 雰囲気ガスを窒素を 含む雰囲気等とするこ とによって、 引き上げ結晶中に窒素を ドープするこ とがで きる。 この際、 窒化物の量あるいは窒素ガスの濃度あるいは導入時間等を調整す るこ とによって、 結晶中の ドープ量を制御するこ とが出来る。
このよ うに、 チヨ クラルスキー法によって単結晶棒を育成する際に、 窒素を ド ープする事によって、 結晶成長中に導入される G r o w n - i n欠陥の凝集を抑 制するこ とができる。
窒素をシリ コン単結晶中に ドープすると、 シリ コン中に導入される結晶欠陥が 小さく なる理由は、 前述の通り原子空孔の凝集過程が、 均一核形成から不均一核 形成に移行するためである と考えられる。
従って、 ドープする窒素の濃度は、 十分に不均一核形成を引き起こす、 1 X 1 O ^ a t. o m s Z c m 3以上にするのが好ましく 、 よ り好ま しく は 5 X 1 0 1 3 a t o m s / c m 3以上とするのがよい。 これによつて結晶欠陥の凝集を充分に 抑制するこ とができる。
一方、 窒素濃度が、 シリ コ ン単結晶中の固溶限界である 5 X 1 0 1 5 a t o rn c m 3を超えると、 シリ コン単結晶の単結晶化そのものが阻害されるので、 この濃度を超えないよ う にする。
また、 本発明では、 チヨ ク ラルスキー法によってシリ コ ン単結晶棒を育成する 際に、単結晶棒に含有される酸素濃度を 1 8 p p m a以下にするのが好ましいが、 単結晶棒に含有される酸素濃度を上記範囲に低下させる方法は、 従来から慣用さ れている方法によれば良い。 例えば、 ルツボ回転数の減少、 導入ガス流量の増加、 雰囲気圧力の低下、シリ コ ン融液の温度分布および対流の調整等の手段によって、 簡単に上記酸素濃度範囲とするこ とが出来る。
こ う して、 チヨ クラルスキー法において、 G r o w n — i n欠陥のサイズと数 が低減されたシリ コ ン単結晶棒が得られる。 これを通常の方法にしたがい、 内周 刃スライサあるい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 ン単結晶ゥェ一ハに加工する。 も ちろん、 これらの工程は例示列挙したにと どま り 、 この他にも洗浄等種々の工程 があり得るし、 工程順の変更、 一部省略等目的に応じ適宜工程は変更使用するこ とができ る。
こ う して、 本発明においてボン ドゥエーハとなる C Zシリ コ ン単結晶ゥェ一ハ が得られる。 以下、 この C Zシリ コ ンゥェ一ハを用いて本発明の S O I ゥエーハ を製造する方法について説明する。 図 1 (A；) 〜 （E ) は、 本発明の貼り合わせ S O I ゥエー八の製造行程の一例を示したフロー図であり 、 図 2は貼り合わせ前 にボンドゥエーハとなるシ リ コ ン単結晶ゥエーハに加えられる熱処理の概要を示 した図である。
まず、 ボンドゥエーハとなる C Z シリ コ ン単結晶ゥエーハ 5 に対し、 図 1 ( B ) ( C ) 及び図 2に示すよ う に 2段ステ ップよ り構成される熱処理を行う。 まず、 一段目 と して A r ガス 1 0 0 %雰囲気下で 1 1 0 0 °Cから 1 3 0 0 °Cの温度域に おいて 1 分以上のァニールを行い、 結晶中の酸素を外方拡散させボイ ド欠陥の酸 化膜内壁を溶解させる。 シ リ コ ン単結晶ゥエーハ 5 には低欠陥層 3が形成される (図 1 ( B )、 図 2 )。 続いて 7 0 0 eC未満の温度に下げるこ となく連続的に酸化 性雰囲気下で 7 0 0 °Cから 1 3 0 0 °Cの温度域において 1 分以上のァニールを行 い酸化膜 4 を形成するこ とによ り S i / S i 〇 2界面よ り格子間シリ コ ンの注入 を行い、 結晶中のよ り深いと ころまでボイ ド欠陥を消滅させ、 低欠陥層 3が拡大 する （図 1 ( C)、 図 2 )。 この方法によ り 、 表面から深さ 5 / π！〜 1 0 /i m程度、 あるいはそれ以上まで C O Pを効果的に消滅させるこ とができ る。
なお、 この熱処理を行う には、 清浄度の管理された熱処理炉であれば広く巿販 されているどのよ うな形態の熱処理炉であっても利用可能である。
例えば、 ヒーター加熱式の横型あるいは縦型の拡散炉を用いても良いし、 ラン プ加熱式の毎葉式ゥエーハ加熱装置を用いても良い、 重要なこ とは G r o w n — i n欠陥を効果的に消滅あるいは低減するために、 充分な非酸化性雰囲気下での 熱処理温度と熱処理時間、 及びそれに引き続く充分な酸化性雰囲気下での熱処理 温度と熱処理時間を確保し、 なおかつ二つの熱処理間の温度が低下し過ぎないよ うに連続的に行う こ とである。
そのためには、 シリ コ ン単結晶ゥエーハ 5 を非酸化性ガス、 特にはアルゴン、 窒素、 あるいはアルゴンと窒素の混合ガス雰囲気下 1 1 0 0 〜 1 3 0 0 °Cの温度 で 1 分以上の熱処理を施した後、 7 0 0 °C未満の温度に冷却するこ となく 、 引き 続き酸化性雰囲気下 7 0 0 〜 1 3 0 0 °Cの温度で 1 分以上酸化する必要がある。 前述のよ う に、 非酸化性ガス、 特にはアルゴン、 窒素、 あるいはアルゴンと窒 素の混合ガス雰囲気下の熱処理と酸化熱処理の間を連続的に処理しない場合、 G r o w n — i n欠陥の内壁酸化膜が再成長し結果的に欠陥を消滅あるいは低減す るこ とができなく なる。 従ってゥエーハ 5 を炉内から出さずに、 ゥエーノヽ 5力 S 7
0 0 C未満の温度に冷却する前に連続してアルゴン雰囲気等の熱処理と酸化熱処 理を行う こ とが好ま しい。 また、 同一温度で連続して熱処理を行う こ とによ り熱 処理時間を短縮するこ とができる。
このよ う にするには、 例えばアルゴン、 窒素、 あるいはアルゴンと窒素の混合 ガス等の雰囲気下での熱処理を行った後に、 炉内の温度を冷却せずに雰囲気ガス を排気し、 引き続き所望の濃度の酸素ガスを導入して酸化熱処理を行う よ う にす ればよい。 本発明では、 初段の欠陥内壁酸化膜の溶解を行う熱処理をアルゴン、 窒素、 あるいはアルゴン と窒素の混合ガス等の水素を爆発下限界 （約 4 % ) 以上 含まない非酸化性ガス雰囲気下で行うため、 従来からある市販の熱処理炉を用い ても安全に次段の酸化熱処理を行う こ とができ る。
また、 欠陥内壁酸化膜を溶解させるためのアルゴン、 窒素、 あるいはアルゴン と窒素の混合ガス等の非酸化性雰囲気下での熱処理を行な う ゥエーハ表面に、 あ らかじめ保護酸化膜を形成させてから行な う場合においては、 その酸化膜形成熱 処理は、 内壁酸化膜を溶解させる熱処理の前段に組み入れて連続的に行なつても よいし、 全く別の熱処理によ り あらかじめ形成しておいてもよレ、。 また、 この酸 化膜の形成はいわゆる乾燥酸素による d r y酸化や水蒸気を含む w e t酸化のよ うな熱酸ィ匕でもよいし、 C V D ( C h e m i c a l V a p o r D e p o s i t
1 o n ) 法による C V D酸化膜であつてもよレヽ。
なお、 図 1 ( C )、 図 2 に示す 2段目の酸化性雰囲気下での熱処理では、 雰囲 気に水蒸気を含まない d r y酸化、 あるいは水蒸気を含む w e t酸化のどちらを も適用するこ とができ、 本発明の本質である G r o w n — i n欠陥に格子間シリ コンを注入する効果及び面粗さを改善する効果と しては同等の効果が期待でき る。 次に図 1 ( D ) に示すよ う に、 このよ う にして製造された表面にシリ コ ン酸化 膜が形成されたシリ コン単結晶ゥエーハをボン ドゥエーハ 1 と して用い、 貼り合 わせ S O I ゥェ一ハを製造する。 図 1 ( D ) に示すよ うに、 前の工程で形成され た酸化膜 4 を S O I ゥエーハの B O X と して使用するため、 工程の簡略化が可能 である。 更に、 A r ァニールの後に酸化膜が形成されるので、 膜質に優れた Β Ο Xを形成することが可能となる。 この B O Xを介してべ一スウェーハ 2 と室温で 密着させ、 さ らに強固に結合するため 2 0 0 °C以上、 通常は 1 0 0 0 °C〜 1 2 0 0 °C程度の結合熱処理を加える。 ベースウェーハ 2 と してはシリ コン単結晶ゥェ —ハが用いられるのが通常であるが、 用途によっては絶縁性基板 （石英、 サファ ィァ等） を用いてもよい。 また、 シリ コ ン単結晶ゥエーハを用いた場合には、 ベ 一スウェーハ 2に酸化膜を形成してから結合するこ と もでき る。
結合熱処理を行った後は、 ボン ドゥエ一ハ 1 に通常の研削、 研磨等による薄膜 ィ匕を行って S O I ゥエーハ 1 0 を作製する （図 1 (E))。 こ う して、 ベースゥェ ーハ 2上に、 酸化膜 4から成る B O X 1 2 と、 低欠陥層 3から成る S O I 層 1 1 が形成された貼り合わせ S O I ゥェ一ハ 1 0 を得るこ とができ る。 この S O I ゥ エーハ 1 0の S O I 層 1 1 は、 低欠陥層 3から成るため、 その深さ方向の全領域 にわたり C O P等の欠陥が極めて少ないものとするこ とができ る。 なお、 この場 合、 P A C E (Plasma Assisted Chemical Etching) と呼ばれる気相エツチン グを行ってボンドゥエーハ 1 の薄膜化を行う こ と もできる （特許第 2 5 6 5 6 1 7号公報参照）。
また、 イオン注入剥離法 （スマー トカ ッ ト と呼ばれる技術、 特開平 5 — 2 1 1 1 2 8号公報参照） を用いて S O I ゥエーハを作製する場合には、 前記 2段熱処 理によ り シリ コン単結晶ゥエーハ 5の表面に酸化膜 4 を形成した段階で、 その酸 化膜 4 を通して水素イオンあるいは希ガスイオンの注入を行ってボン ドゥエーハ 1 と し、 ベースウェーノヽ 2 との結合を行う。
この場合、 作製される S O I 層膜厚のバラツキは、 イオン注入深さのバラツキ と酸化膜厚のバラツキを合わせた トータルのバラツキとなるので、 これをできる だけ小さ くするためには、 ボン ドゥエーハ 1 となるシリ コン単結晶ゥエーハ 5に 形成される酸化膜 4の厚さをでき るだけ薄く して酸化膜バラツキの絶対値を小さ くするこ とが望ましい。 このため、 酸化膜厚は 1 0 0 n m以下にするこ とが好ま しく 、 また、 欠陥消滅効果を十分に得るためには 2 0 n m以上とするこ とが好ま しい。
尚、 このよ う にボン ドゥエ一ハに形成する酸化膜厚を 1 0 0 n m以下にした場 合であって、 S O I ゥエー八の B O X と して、 これ以上の厚さがデバイス設計上 必要と される場合には、 ベースウェーハに不足分の酸化膜を形成して結合すれば よい。
また、 このよ うなイオン注入剥離法によ り S◦ I ゥエーハを作製する際に剥離 されたボン ドゥエーハを、 新たなボン ドゥエーハ、 あるいはベースウェーハと し て用いるこ とができ る。 前述のよ う に、 このよ う に副生された剥離後のボンドウ エーハは、 その表層には充分な深さの無欠陥領域を有しており 、 バルク部では熱 処理によ り充分な量の酸素析出物が析出するため、 良好なボン ドゥエ一八、 ある いはべ一スウェーハとな り得る。
この場合特に、 本発明で副生されるゥエーハは一方の面が剥離面であり 、 その 反対側の面はも とのシリ コ ンゥエーハのままの平坦な面である。 したがって、 剥 離面側のみに研削 · 研磨等の再処理を加えればよい。 したがって、 片面だけの処 理であるので簡単であり、 且つその取り しろも少なく て済む。 すなわち、 通常の シリ コンイ ンゴッ トからスライスしてシリ コンゥエーハを得る場合には、 両面が 切断面であるため、 ラ ッピング、 エッチング工程等が必要不可欠であり、 その取 り しろも多いものとなるが、 本発明の剥離ゥエーハは、 片面が平坦であるため、 これを基準に剥離面を研削 · 研磨すれば足り 、 わずかな取り しろで通常のシリ コ ン鏡面ゥエーハと同じ平坦な面を得るこ とができる。
そして、 こ う して剥離ゥエーハを再処理して得られたシ リ コ ンゥエーハを、 S O I ゥエーハのボン ドゥエーハ、 あるいはベースウェーハと して再利用するよ う にすれば、 実質上 1枚のシリ コンゥエー八から 1枚の S O I ゥエーハを得るこ と ができ、材料と してのシリ コンゥェ一ハの利用率を著しく改善することができる。 以下、 本発明の実施例および比較例を挙げて具体的に説明するが、 本発明はこ れらに限定されるものではない。
(実施例 1 、 比較例 1 、 比較例 2 )
本発明の方法によ り 、 貼り合わせ S O I ゥェ一ハのボン ドゥエ一ハを製造し、 その品質を評価した。 ボン ドゥエーハとなるシリ コン単結晶ゥエーハと しては、 8 " φ C Z シリ コン単結晶であって、 結晶方位 < 1 0 0 >、 格子間酸素濃度 [ O i ] = 1 6 p p m a ( J E I D A) で、 結晶引き上げ速度を 1 . 2 mm/m i n と し て引上げられた単結晶から切出されたものを用いた。
このゥエーハに本発明の熱処理を施した。 こ こではァニール炉と して国際電気 社製の V E R T E X 3 ( D D - 8 1 3 V ) を用い、 1 2 0 0 °Cで 4 0分、 A r l 0 0 %雰囲気下でァニールを行い、 続いて同じ温度で酸素 3 0 % A r 7 0 %の混 合ガスで 2 0分間ァニールを行った。形成された酸化膜厚は約 3 0 n mであつた。 ァニールを行ったゥヱーハはフッ酸溶液による酸化膜除去後に 5 μ m研磨を行 レ、、 深い領域での C O P数 （サイズ 0 . 0 9 /x m以上） を測定した。 C O P測定 には K L Aテンコール社製の S u r f S c a n S P 1 を用いた。 比較と して同 じシリ コ ン単結晶ゥエーハに、 H 2 1 2 0 0 °CZ 1 時間のァニールを行ったゥ エーハ （比較例 1 ) と、 A r Z 1 2 0 0 °C / 1時間のァニールを行ったゥエーハ (比較例 2 ) を 5 m研磨し、 同様に C O P数を測定した。
測定結果を図 3 に示す。 この図 3 よ り 、 実施例 1 のゥエーハの C O P数は 8ィ ンチウエーハ中 4 0 0個以下であり、 1 . 3個 Z c m 2以下の C O P密度となつ ている。 したがって、 G r o w n — i n欠陥の消滅効果に関して本方法は従来の H 2または A r ァニールよ り も高い効果を有するといえる。
また、 これらの 5 μ m研磨を行ったゥエーハの酸化膜耐圧特性を測定した。 測 定の結果を図 4 と図 5に示す。 なお、 ここで言う T D D B (Time Dependent D ielectric Breakdown)の良品率とは、 ゲー ト酸化膜厚 2 5 n m、 ゲー ト面積 4 m m 2、 ス ト レス電流値 0 . 0 1 AZ c m 2、 室温の条件下で、 酸化膜耐圧が 2 5 C / c m 2以上を有するもの、 も しく はゲー ト酸化膜厚 2 5 n m、 ゲー ト面積 4 mm 2、 ス ト レス電流値 0 . 0 1 A/ c m 2、 1 0 0 °Cの条件下で、 酸化膜耐圧 が 5 C / c m 2以上を有するものを良品と した場合の良品率である。
また、 こ こで言う T Z D B (Time Zero Dielectric Breakdown) の良品率と は、 ゲー ト酸化膜厚 2 5 n m、 グー ト面積 8 mm 2 , 判定電流値 1 m AZ c m 2、 室温の条件下で、 酸化膜耐圧が 8 M V / c m以上を有するものを良品と した場合 の良品率である。
図 4及び図 5 よ り 、 酸化膜耐圧特性測定結果においても本方法で処理したゥェ ーハは、 深い領域においても H。または A r ァニールゥエーハょ り も優れた酸化 膜耐圧特性を示すこ とが分かる。
以上の結果によ り、 本発明の方法を用いてボンドゥエーハとなるシリ コン単結 晶ゥエーハを作製すれば、 結晶欠陥が少なく 、 また酸化膜耐圧特性にも優れたゥ エーハが得られるこ とがわかった。 従って、 このよ うなシリ コ ン単結晶ゥエーハ を用いて S O I ゥェ一ハを作製すれば結晶欠陥の少ない S O I ゥエーハが得られ る。
上記の条件で作製された 3種類のボン ドゥエーハを用い、 ィオン注入剥離法に よ り約 0. 1 /z mの S O I 層膜厚を有する S O I ゥヱ一ハを作製した。 作製条件 は以下の通り である。
1 ) 水素イオン注入条件 ： H +イオン、 注入エネルギー 3 0 K e V
2 ) 剥離熱処理条件 ： 酸化性雰囲気、 5 0 0 °C、 3 0分
3 ) 結合熱処理条件 ： 窒素雰囲気 （微量酸素含有）、 1 2 0 0 °C、 1 2 0分 4 ) タ ツチボリ ッシュ （ S O I 表面の微量研磨） あり
5 ) ベースウェーハ酸化膜 ： 3 0 0 n m
作製された S O I ゥエーハの C O Pを H Fディ ップ法によ り観察した。 H Fデ ィ ップ法とは、 上記のよ う な薄い S O I 層を有する S O I ゥエーハを H F 5 0 % 水溶液に浸漬すると、 S O I 層を貫通する欠陥があれば、 これを通して B O Xに H Fが到達して酸化膜がエッチングされ、 エッチピッ トが形成されるが、 このェ ツチピッ トを薄い S O I 層を透して光学顕微鏡によ り観察するこ とによ り 、 ゥェ 一八の C O Pを評価する方法である。 測定結果を表 1 に示す。
(表 1 )
Figure imgf000024_0001
表 1 よ り実施例の S O I ゥエーハは、 従来のボン ドゥエ一ハに H2ァニールあ るいは A r ァニールしか施していない S O I ゥエーハに比べて S O I 層を貫通す るよ うな C O Pが極めて少ないこ とが判る。 また、 前述のよ う に、 この実施例 1 の S O I ゥエーハは、 その S O I 層の深さ方向の全領域にわたり、 大き さが 0. 0 9 /i m以上の C O Pが 1 . 3個/ c m 2以下であるため、 極めて高品質の S O
I ゥエーハとするこ とができる。
また、 実施例 1 の S O I ゥエーハを作製する際に副生された剥離後のボン ドウ エーハの周辺部には 0 . 2 〜 0 . 3 μ m程度の段差が残っていたが、 表面の酸化 膜を除去した後、 剥離面を約 1 / m研磨するだけで段差を除去するこ とができ、 かつ酸素析出物が露出していない良好な鏡面が得られた。 したがって、 このゥェ ーハを新たなボンドゥエ一ハまたはべ一スウェーハと して使用 しても、 貼り合わ せに支障がないこ とが確認できた。
(実施例 1 、 実施例 2、 実施例 3 )
3種類のシリ コン単結晶ゥエーハを用いて本発明の方法によ り 、 貼り合わせ S ◦ I ゥエーハのボン ドゥエ一ハを製造し、 その品質を比較した。 用いたシリ コ ン 単結晶ゥエーハは、 実施例 1 で用いたゥエーハ、 実施例 2 と して他の条件は実施 例 1 と同じであるが結晶引き上げ速度を 1 . 9 m m / m i nに速めて引上げられ た単結晶から切出されたゥエーハ、 実施例 3 と して他の条件は実施例 1 と同じで あるが窒素を 1 0 1 4 a t o m s c m 3添加した単結晶から切出されたゥエーハ の 3種類のシリ コンゥエーハである。 これらのゥエーハに、 1 2 0 0 °Cで 4 0分、 A r 1 0 0 %雰囲気下でァニールを行い、 続いて同じ温度で酸素 3 0 % A r 7 0 。/。の混合ガスで 2 0分間ァニールを行った。 H F溶液による酸化膜除去後に 5 m研磨を行い、 深い領域での C O P数 （≥ 0 . 0 9 μ m ) を測定した。 結果を 図 6 に示す。
この図 6 よ り最も C O Pの少ない結晶は、 窒素を ドープした結晶から成るゥェ ーハであり、 高速で引上げた結晶から成るゥエーハ、 通常速度で引上げた結晶か ら成るゥエーハの順となる。 よって、 本方法では高速で引き上げた結晶や窒素 ド ープ結晶を用いるこ とによ り更に G r o w n - i n欠陥の少ないボン ドゥエーハ を作製するこ とができる。 また高速で結晶を引き上げれば結晶引き上げの時間が 短縮でき、 スループッ トの向上を図るこ とができる。
また、 上記 3種類の条件で作製したボン ドゥエーハについても、 実施例 1 と同 一の方法で S O I ゥエーハを作製し、 C O P を評価した。 その結果を表 2 に示す。 (表 2 )
Figure imgf000026_0001
表 2から判るよ う に、 高速で引上げた結晶から成るシリ コン単結晶ゥエーハを 用いた S O I ゥエー八の C O P密度は、 通常のシ リ コ ン単結晶ゥエーハを用いた S O I ゥェ一ハの 2分の 1 であり、 窒素を ド一プした結晶から成るシ リ コ ン単結 晶ゥエーハを用いたものの C O P密度は通常のものの 2 0分の 1 となっている。 したがって、 高速で引き上げた結晶や窒素 ド一プ結晶を用いるこ とによ り 、 さ ら に良好な S ◦ I 層を持つ S O I ゥェ一ハを得るこ とができる。
(実施例 4、 比較例 3、 比較例 4 )
実施例 1 で用いたものと同じシ リ コ ン単結晶ゥェ一ハに、 A r 1 0 0 % 1 2 0 0 °Cァニールを 4 0分間行つた後に、 連続的に水蒸気を含む雰囲気での酸化を 1 1 5 0 °Cで 2 4 0分行って酸化膜を 1 . Ο μ π 形成した。 このゥエーハをボン ド ゥエー八と し S O I 層力； 5 μ m、 B O X層が 1 /z mの貼り合わせ S O I を通常の 研削 ' 研磨手法によ り作製した。 酸化膜厚測定には L e i 1 2社製の1^ ? ¥— 3 Pを用いた。
このゥヱーハと、 比較と して H 2/ l 2 0 0 °C/ 1 時間ァニールを行ったゥェ ーハ （比較例 3 ) と A r / 1 2 0 0 °C / 1 時間ァニールを行ったゥエーハ （比較 例 4 ) にいつたん室温まで冷却した後に酸化熱処理 （水蒸気を含む雰囲気での酸 化を 1 1 5 0 °Cで 2 4 0分）のみを加えたゥエー八から作製した S O I ゥエーハ の酸化膜耐圧特性を比較した。 用いたゥエーハと酸化膜耐圧測定条件は実施例 1 と同一である。
結果を図 7 と 8 に示す。 この結果、 本発明の熱処理を加えたゥエーハは、 従来 のァニール方法ではあま り効果が得られなかった S O I 層の厚さが 0 . 5 μ mを 超える厚さのものであっても、 T Z D B 、 T D D B と も、 単に酸化熱処理を加え たゥエーハと比較し優れた酸化膜耐圧を示すこ とが分かる。
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。
例えば、 本発明においてチョ クラルスキー法によつて窒素の ドープの有無にか かわらずシリ コ ン単結晶棒を育成するに際しては、 融液に磁場が印加されている か否かは問われないものであり、 本発明のチヨ ク ラルスキー法にはいわゆる磁場 を印加する M C Z法も含まれる。
また、 本発明の本質的部分である非酸化性雰囲気下の高温熱処理及び酸化性雰 囲気下の熱処理はゥエーハ加工工程中のいかなるプロセスにおいても適用可能で ある。 例えばゥエーハ切断後の化学エッチング工程後、 またはその後の工程であ る粗研磨工程後、 あるいは最終研磨工程後等に本発明の熱処理を適用するこ とが でき る。
また、 本発明の非酸化性ガス雰囲気下での熱処理とは、 上記実施形態ではアル ゴンまたは窒素ガスを使用する場合を中心に説明したが、 必ずしも雰囲気がアル ゴンまたは窒素ガスにのみ限定される ものではなく 、 これらのガスに爆発下限界 以下の微量の水素を混合させたガスや、 ヘリ ウム、 ネオン、 ク リ プトン、 キセノ ンといった希ガスでアルゴンと同様の効果のあるガスであれば適用するこ とがで き、 本発明の範囲に含まれるものである。
またアルゴンと窒素の混合ガス雰囲気下での熱処理についても、 同様にァルゴ ン以外の希ガスを適用するこ とができ る。

Claims

請 求 の 範 囲
1 . ボン ドゥエ一八とベースウェーハとを酸化膜を介して貼り合わせた後、 前記 ボン ドゥエ一八を薄膜化する貼り合わせ S O I ゥェ一ハの製造方法において、 チヨ ク ラルスキー法によってシリ コン単結晶棒を育成し、 該単結晶棒をスライ スしてシリ コン単結晶ゥエーハに加工した後、 該シリ コン単結晶ゥエーハに非酸 化性雰囲気下で 1 1 0 0 〜 1 3 0 0 °Cの温度の熱処理を 1分以上加え、 7 0 0 °C 未満の温度に冷却するこ となく連続して酸化性雰囲気で 7 0 0 〜 1 3 0 0 °Cの温 度の熱処理を 1 分以上加えるこ とによ り表面にシリ コン酸化膜が形成されたシリ コン単結晶ゥエーハを作製し、 該ゥエーハを前記ボン ドゥエーハと して用いるこ とを特徴とする貼り合わせ S O I ゥエーハの製造方法。
2 . ボン ドゥエーハとべ一スウェーハとを酸化膜を介して貼り合わせた後、 前 記ボン ドゥエーハを薄膜化する貼り合わせ S O I ゥエーハの製造方法において、 チヨ ク ラルスキー法によってシリ コン単結晶棒を育成し、 該単結晶棒をスライ スしてシ リ コン単結晶ゥエーハに加工した後、 該シリ コン単結晶ゥヱーハに非酸 化性雰囲気下で 1 1 0 0 〜 1 3 0 0 °Cの温度の熱処理を 1 分以上加え、 7 0 0 °C 未満の温度に冷却するこ となく連続して酸化性雰囲気で 7 0 0 〜 1 3 0 0 °Cの温 度の熱処理を 1 分以上加えて表面にシリ コン酸化膜が形成されたシリ コ ン単結晶 ゥエーハを作製し、 該ゥエーハのシリ コン酸化膜を通して水素イオンまたは希ガ スイオンの少なく と も一方を表面から注入してイオン注入層を形成させたゥエー ハを前記ボン ドゥエ一八と し、 このボン ドゥエ一八のシリ コン酸化膜を介して前 記べ一スウェーハと密着させ、 次いで熱処理を加えて前記ィオン注入層で剥離す るこ とを特徴とする貼り合わせ S O I ゥエーハの製造方法。
3 . 請求項 2に記載された貼り合わせ S O I ゥエーハの製造方法によってイオン 注入層で剥離されたボン ドゥエ一ハを新たなボン ドゥエ一ハと して用いるこ とを 特徴とする貼り合わせ S O I ゥエーハの製造方法。
4 . 請求項 2に記載された貼り合わせ S O I ゥエーハの製造方法によってイオン 注入層で剥離されたボン ドゥエーハを新たなベースウェーハと して用いるこ とを 特徴とする貼り合わせ S O I ゥエーハの製造方法。
5 . 前記非酸化性雰囲気が、 アルゴン、 窒素、 あるいはアルゴンと窒素の混合ガ スであるこ とを特徴とする請求項 1 ないし請求項 4のいずれか 1 項に記載した貼 り合わせ S O I ゥエーハの製造方法。
6 . 前記酸化性雰囲気が、 水蒸気を含む雰囲気であるこ とを特徴とする請求項 1 ないし請求項 5のいずれか 1項に記載した貼り合わせ S O I ゥエーハの製造方法 (
7 . 前記酸化性雰囲気が、 乾燥酸素雰囲気、 または乾燥酸素とアルゴンも しく は 窒素との混合ガス雰囲気であるこ とを特徴とする請求項 1 ないし請求項 5のいず れか 1項に記載した貼り合わせ S O I ゥエーハの製造方法。
8 . 前記酸化性雰囲気下での熱処理によ り形成される酸化膜厚を 2 0 〜 1 0 0 n mとするこ とを特徴とする請求項 1 ないし請求項 7のいずれか 1項に記載した貼 り合わせ S O I ゥエーハの製造方法。
9 . 前記非酸化性雰囲気下での熱処理を行な う前のゥエーハ表面に、 予め酸化膜 を形成しておく こ とを特徴とする請求項 1 ないし請求項 8のいずれか 1項に記載 した貼り合わせ S O I ゥエーハの製造方法。
1 0 . 前記酸化性雰囲気下での熱処理後のゥエーハ表面の熱酸化膜の厚さを 3 0 0 n m以上にするこ とを特徴とする請求項 9 に記載した貼り合わせ S O I ゥェ一 ハの製造方法。
1 1 . 前記チヨ クラルスキ一法によってシリ コン単結晶棒を育成する際に、 該単 結晶棒の 1 1 5 0 〜 1 0 8 0 Cにおける冷却速度を 2 . 3 °C Z m i n以上に制御 しつつ育成するこ とを特徴とする請求項 1 ないし請求項 1 0 のいずれか 1項に記 載した貼り合わせ S O I ゥェ一ハの製造方法。
1 2 . 前記チヨ ク ラルスキー法によってシリ コ ン単結晶棒を育成する際に、 窒素 を ドープしたシリ コ ン単結晶棒を育成するこ と を特徴とする請求項 1 ないし請求 項 1 1 のいずれか 1項に記載した貼り合わせ S O I ゥエーハの製造方法。
1 3. 前記チヨ ク ラルスキー法によって窒素を ド一プしたシリ コン単結晶棒を育 成する際に、 該単結晶棒に ド一プする窒素濃度を、 1 X 1 0 1 。〜 5 X 1 0 1 5 a t o m s / c m 3にするこ とを特徴とする請求項 1 2 に記載した貼り合わせ S O I ゥエーハの製造方法。
1 4 . 前記チヨ ク ラルスキー法によってシリ コ ン単結晶棒を育成する際に、 該単 結晶棒に含有される酸素濃度を 1 8 p p m a 以下にするこ と を特徴とする請求項
1 ないし請求項 1 3のいずれか 1項に記載した貼り合わせ S O I ゥェ一ハの製造 方法。
1 5. 請求項 1 ないし請求項 1 4に記載した方法によって製造された貼り合わせ S O I ゥェ一ハ。
1 6 . S O I 層が C Zシリ コ ン単結晶ゥエー八からなり、 S O I 層厚カ 5 μ m 以下の S O I ゥエー八であって、 S O I 層の深さ方向の全領域にわたり 、 大き さ が 0 . 0 9 μ ηι以上の C O P力； 1 . 3個 Z c m 2以下である こ とを特徴とする貼 り合わせ S O I ゥエーハ。
PCT/JP2000/005594 1999-08-27 2000-08-21 Fabrication method for pasted soi wafer and pasted soi wafer Ceased WO2001017024A1 (en)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP00953540A EP1137069A4 (en) 1999-08-27 2000-08-21 MANUFACTURING PROCESS FOR GLUED SOI WAFERS, AND GLOSSY SOI WAFERS
US09/830,389 US6492682B1 (en) 1999-08-27 2000-08-21 Method of producing a bonded wafer and the bonded wafer

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP11/240946 1999-08-27
JP24094699 1999-08-27
JP2000/43764 2000-02-22
JP2000043764A JP2001144275A (ja) 1999-08-27 2000-02-22 貼り合わせｓｏｉウエーハの製造方法および貼り合わせｓｏｉウエーハ

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2001017024A1 true WO2001017024A1 (en) 2001-03-08

Family

ID=26535001

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2000/005594 Ceased WO2001017024A1 (en) 1999-08-27 2000-08-21 Fabrication method for pasted soi wafer and pasted soi wafer

Country Status (6)

Country Link
US (2) US6492682B1 (ja)
EP (1) EP1137069A4 (ja)
JP (1) JP2001144275A (ja)
KR (1) KR100733111B1 (ja)
TW (1) TW583351B (ja)
WO (1) WO2001017024A1 (ja)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2004055871A1 (ja) * 2002-12-13 2004-07-01 Shin-Etsu Handotai Co.,Ltd. Ｓｏｉウエーハの製造方法
US7186628B2 (en) 2002-01-09 2007-03-06 Shin-Etsu Handotai Co., Ltd. Method of manufacturing an SOI wafer where COP's are eliminated within the base wafer
EP1391921A4 (en) * 2001-05-28 2008-06-04 Shinetsu Handotai Kk METHOD FOR PRODUCING NITROGEN-DOTTED AND HEATED WAFERS AND NITROGEN-DOTED AND HEATED WAFER

Families Citing this family (60)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US7227176B2 (en) 1998-04-10 2007-06-05 Massachusetts Institute Of Technology Etch stop layer system
EP1309989B1 (en) * 2000-08-16 2007-01-10 Massachusetts Institute Of Technology Process for producing semiconductor article using graded expitaxial growth
JP4463957B2 (ja) * 2000-09-20 2010-05-19 信越半導体株式会社 シリコンウエーハの製造方法およびシリコンウエーハ
JP3893608B2 (ja) * 2000-09-21 2007-03-14 信越半導体株式会社 アニールウェーハの製造方法
US6940089B2 (en) * 2001-04-04 2005-09-06 Massachusetts Institute Of Technology Semiconductor device structure
EP1391931A4 (en) * 2001-05-29 2009-04-08 Nippon Steel Corp SOI substrate
US7883628B2 (en) 2001-07-04 2011-02-08 S.O.I.Tec Silicon On Insulator Technologies Method of reducing the surface roughness of a semiconductor wafer
FR2827078B1 (fr) * 2001-07-04 2005-02-04 Soitec Silicon On Insulator Procede de diminution de rugosite de surface
US7749910B2 (en) * 2001-07-04 2010-07-06 S.O.I.Tec Silicon On Insulator Technologies Method of reducing the surface roughness of a semiconductor wafer
JP4567251B2 (ja) * 2001-09-14 2010-10-20 シルトロニック・ジャパン株式会社 シリコン半導体基板およびその製造方法
TWI303282B (en) * 2001-12-26 2008-11-21 Sumco Techxiv Corp Method for eliminating defects from single crystal silicon, and single crystal silicon
DE10205084B4 (de) * 2002-02-07 2008-10-16 Siltronic Ag Verfahren zur thermischen Behandlung einer Siliciumscheibe sowie dadurch hergestellte Siliciumscheibe
WO2003079415A2 (en) * 2002-03-14 2003-09-25 Amberwave Systems Corporation Methods for fabricating strained layers on semiconductor substrates
US6995430B2 (en) * 2002-06-07 2006-02-07 Amberwave Systems Corporation Strained-semiconductor-on-insulator device structures
US20030227057A1 (en) * 2002-06-07 2003-12-11 Lochtefeld Anthony J. Strained-semiconductor-on-insulator device structures
US7335545B2 (en) * 2002-06-07 2008-02-26 Amberwave Systems Corporation Control of strain in device layers by prevention of relaxation
US7307273B2 (en) * 2002-06-07 2007-12-11 Amberwave Systems Corporation Control of strain in device layers by selective relaxation
US7074623B2 (en) * 2002-06-07 2006-07-11 Amberwave Systems Corporation Methods of forming strained-semiconductor-on-insulator finFET device structures
JP2004153081A (ja) * 2002-10-31 2004-05-27 Shin Etsu Handotai Co Ltd Ｓｏｉウエーハ及びｓｏｉウエーハの製造方法
KR100465527B1 (ko) * 2002-11-21 2005-01-13 주식회사 실트론 Ｓｏｉ 웨이퍼의 결함 제거 및 표면 경면화 방법
KR100766393B1 (ko) * 2003-02-14 2007-10-11 주식회사 사무코 규소 웨이퍼의 제조방법
KR100947815B1 (ko) 2003-02-19 2010-03-15 신에쯔 한도타이 가부시키가이샤 Ｓｏｉ 웨이퍼의 제조 방법 및 ｓｏｉ 웨이퍼
JP4854917B2 (ja) * 2003-03-18 2012-01-18 信越半導体株式会社 Ｓｏｉウェーハ及びその製造方法
US20040187769A1 (en) * 2003-03-27 2004-09-30 Yoshirou Aoki Method of producing SOI wafer
US20040259321A1 (en) * 2003-06-19 2004-12-23 Mehran Aminzadeh Reducing processing induced stress
KR100531552B1 (ko) * 2003-09-05 2005-11-28 주식회사 하이닉스반도체 실리콘 웨이퍼 및 그 제조방법
CN1879205B (zh) * 2003-12-03 2010-12-01 S·O·I·Tec绝缘体上硅技术公司 改善半导体晶片的表面粗糙度的工艺
US20070155921A1 (en) * 2004-03-24 2007-07-05 Basell Polyolefine Gmbh Flexible prolylene copolymer compositions having a high transparency
DE102004021113B4 (de) * 2004-04-29 2006-04-20 Siltronic Ag SOI-Scheibe und Verfahren zu ihrer Herstellung
EP1806769B1 (en) * 2004-09-13 2013-11-06 Shin-Etsu Handotai Co., Ltd. Soi wafer manufacturing method
US7393733B2 (en) 2004-12-01 2008-07-01 Amberwave Systems Corporation Methods of forming hybrid fin field-effect transistor structures
US20060113603A1 (en) * 2004-12-01 2006-06-01 Amberwave Systems Corporation Hybrid semiconductor-on-insulator structures and related methods
DE102004062355A1 (de) * 2004-12-23 2006-07-06 Siltronic Ag Verfahren zum Behandeln einer Halbleiterscheibe mit einem gasförmigen Medium sowie damit behandelte Halbleiterscheibe
JP4977999B2 (ja) * 2005-11-21 2012-07-18 株式会社Ｓｕｍｃｏ 貼合せ基板の製造方法及びその方法で製造された貼合せ基板
EP1835533B1 (en) * 2006-03-14 2020-06-03 Soitec Method for manufacturing compound material wafers and method for recycling a used donor substrate
FR2903808B1 (fr) * 2006-07-11 2008-11-28 Soitec Silicon On Insulator Procede de collage direct de deux substrats utilises en electronique, optique ou opto-electronique
JP5272329B2 (ja) * 2007-05-22 2013-08-28 信越半導体株式会社 Ｓｏｉウエーハの製造方法
CN101796613B (zh) * 2007-09-14 2012-06-27 株式会社半导体能源研究所 半导体装置及电子设备
JP5248838B2 (ja) * 2007-10-25 2013-07-31 信越化学工業株式会社 半導体基板の製造方法
JP5251137B2 (ja) * 2008-01-16 2013-07-31 株式会社Ｓｕｍｃｏ 単結晶シリコンウェーハおよびその製造方法
JP5561918B2 (ja) 2008-07-31 2014-07-30 グローバルウェーハズ・ジャパン株式会社 シリコンウェーハの製造方法
JP2010040588A (ja) * 2008-07-31 2010-02-18 Covalent Materials Corp シリコンウェーハ
JP5696349B2 (ja) 2008-09-05 2015-04-08 株式会社Sumco 裏面照射型固体撮像素子用ウェーハの製造方法
JP5498678B2 (ja) * 2008-09-25 2014-05-21 グローバルウェーハズ・ジャパン株式会社 シリコンウェーハの製造方法
SG166060A1 (en) * 2009-04-22 2010-11-29 Semiconductor Energy Lab Method of manufacturing soi substrate
US20100310775A1 (en) * 2009-06-09 2010-12-09 International Business Machines Corporation Spalling for a Semiconductor Substrate
US8703521B2 (en) * 2009-06-09 2014-04-22 International Business Machines Corporation Multijunction photovoltaic cell fabrication
JP5542383B2 (ja) * 2009-07-27 2014-07-09 グローバルウェーハズ・ジャパン株式会社 シリコンウェーハの熱処理方法
US8367517B2 (en) 2010-01-26 2013-02-05 Semiconductor Energy Laboratory Co., Ltd. Method for manufacturing SOI substrate
US9231061B2 (en) * 2010-10-25 2016-01-05 The Research Foundation Of State University Of New York Fabrication of surface textures by ion implantation for antireflection of silicon crystals
JP5752264B2 (ja) 2010-12-27 2015-07-22 シャンハイ シングイ テクノロジー カンパニー リミテッドＳｈａｎｇｈａｉ Ｓｉｍｇｕｉ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ Ｃｏ．， Ｌｔｄ 不純物のゲッタリングプロセスで絶縁層付きの半導体基板を製造する方法
JP5583053B2 (ja) * 2011-02-28 2014-09-03 グローバルウェーハズ・ジャパン株式会社 シリコンウェーハの熱処理方法
JP2013048137A (ja) * 2011-08-29 2013-03-07 Covalent Silicon Co Ltd シリコンウェーハの製造方法
JP2014107357A (ja) * 2012-11-26 2014-06-09 Shin Etsu Handotai Co Ltd Ｓｏｉウェーハの製造方法
JP6186984B2 (ja) * 2013-07-25 2017-08-30 三菱電機株式会社 半導体装置の製造方法
JP5885305B2 (ja) * 2013-08-07 2016-03-15 グローバルウェーハズ・ジャパン株式会社 シリコンウェーハ及びその製造方法
JP2014168090A (ja) * 2014-04-24 2014-09-11 Globalwafers Japan Co Ltd シリコンウェーハの製造方法
JP2016201454A (ja) * 2015-04-09 2016-12-01 信越半導体株式会社 Ｓｏｉウェーハの製造方法
JP7319059B2 (ja) 2019-02-25 2023-08-01 エア・ウォーター株式会社 ペリクル中間体の製造方法およびペリクルの製造方法
JP7694487B2 (ja) * 2022-07-08 2025-06-18 株式会社Sumco シリコンウェーハ及びその製造方法

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01259539A (ja) * 1988-04-11 1989-10-17 Fujitsu Ltd Ｓｏｉ基板及びその製造方法
JPH04294540A (ja) * 1991-03-25 1992-10-19 Nippon Steel Corp 半導体の製造方法
JPH05299413A (ja) * 1992-04-22 1993-11-12 Toshiba Corp 半導体装置の製造方法
JPH0714827A (ja) * 1993-06-21 1995-01-17 Hitachi Ltd 半導体装置の製造方法
EP0797248A2 (en) * 1996-03-18 1997-09-24 Shin-Etsu Handotai Kabushiki Kaisha Method for manufacturing a bonded wafer
JPH1084101A (ja) * 1996-09-06 1998-03-31 Shin Etsu Handotai Co Ltd Ｓｏｉ基板の作製方法およびｓｏｉ基板
JPH1098171A (ja) * 1996-09-20 1998-04-14 Toshiba Corp 酸化膜接着基板及びその製造方法
JPH11135511A (ja) * 1997-10-29 1999-05-21 Nippon Steel Corp シリコン半導体基板及びその製造方法
JPH11191617A (ja) * 1997-12-26 1999-07-13 Mitsubishi Materials Silicon Corp Ｓｏｉ基板の製造方法
US5935320A (en) * 1996-09-12 1999-08-10 Wacker Siltronic Gesellschaft Fur Halbleitermaterialien Ag Process for producing silicon semiconductor wafers with low defect density

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE4303768C2 (de) * 1992-02-14 1995-03-09 Mitsubishi Electric Corp Halbleitervorrichtung mit einem bipolaren Transistor und einem Feldeffekttransistor und Verfahren zu deren Herstellung
KR100296365B1 (ko) * 1996-06-28 2001-11-30 고지마 마타오 실리콘단결정웨이퍼의열처리방법과그열처리장치및실리콘단결정웨이퍼와그제조방법
US5994761A (en) * 1997-02-26 1999-11-30 Memc Electronic Materials Spa Ideal oxygen precipitating silicon wafers and oxygen out-diffusion-less process therefor
JP3324469B2 (ja) * 1997-09-26 2002-09-17 信越半導体株式会社 Ｓｏｉウエーハの製造方法ならびにこの方法で製造されるｓｏｉウエーハ
JP3011178B2 (ja) * 1998-01-06 2000-02-21 住友金属工業株式会社 半導体シリコンウェーハ並びにその製造方法と熱処理装置
JP3955674B2 (ja) * 1998-03-19 2007-08-08 株式会社東芝 半導体ウェーハの製造方法及び半導体装置の製造方法
EP0959154B1 (en) * 1998-05-22 2010-04-21 Shin-Etsu Handotai Co., Ltd A method for producing an epitaxial silicon single crystal wafer and the epitaxial single crystal wafer
US6224668B1 (en) * 1998-06-02 2001-05-01 Shin-Etsu Handotai Co., Ltd. Method for producing SOI substrate and SOI substrate
JP3746153B2 (ja) * 1998-06-09 2006-02-15 信越半導体株式会社 シリコンウエーハの熱処理方法
JP3762144B2 (ja) * 1998-06-18 2006-04-05 キヤノン株式会社 Ｓｏｉ基板の作製方法
JP3358550B2 (ja) * 1998-07-07 2002-12-24 信越半導体株式会社 Ｓｏｉウエーハの製造方法ならびにこの方法で製造されるｓｏｉウエーハ
JP2000082679A (ja) * 1998-07-08 2000-03-21 Canon Inc 半導体基板とその作製方法
US6180497B1 (en) * 1998-07-23 2001-01-30 Canon Kabushiki Kaisha Method for producing semiconductor base members
JP3800006B2 (ja) * 1998-08-31 2006-07-19 信越半導体株式会社 シリコン単結晶ウエーハの製造方法及びシリコン単結晶ウエーハ
JP2000164476A (ja) * 1998-11-26 2000-06-16 Mitsubishi Electric Corp 半導体製造工程の管理方法、半導体製造装置の管理方法、及び半導体製造環境の管理方法
US6376395B2 (en) * 2000-01-11 2002-04-23 Memc Electronic Materials, Inc. Semiconductor wafer manufacturing process

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01259539A (ja) * 1988-04-11 1989-10-17 Fujitsu Ltd Ｓｏｉ基板及びその製造方法
JPH04294540A (ja) * 1991-03-25 1992-10-19 Nippon Steel Corp 半導体の製造方法
JPH05299413A (ja) * 1992-04-22 1993-11-12 Toshiba Corp 半導体装置の製造方法
JPH0714827A (ja) * 1993-06-21 1995-01-17 Hitachi Ltd 半導体装置の製造方法
EP0797248A2 (en) * 1996-03-18 1997-09-24 Shin-Etsu Handotai Kabushiki Kaisha Method for manufacturing a bonded wafer
JPH1084101A (ja) * 1996-09-06 1998-03-31 Shin Etsu Handotai Co Ltd Ｓｏｉ基板の作製方法およびｓｏｉ基板
US5935320A (en) * 1996-09-12 1999-08-10 Wacker Siltronic Gesellschaft Fur Halbleitermaterialien Ag Process for producing silicon semiconductor wafers with low defect density
JPH1098171A (ja) * 1996-09-20 1998-04-14 Toshiba Corp 酸化膜接着基板及びその製造方法
JPH11135511A (ja) * 1997-10-29 1999-05-21 Nippon Steel Corp シリコン半導体基板及びその製造方法
JPH11191617A (ja) * 1997-12-26 1999-07-13 Mitsubishi Materials Silicon Corp Ｓｏｉ基板の製造方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
KIYOSHI MITANI: "Smart Cur(R) SOI gijutsu no shinchoku to doukou", CHOU LSI ULTRA CLEAN TECHNOLOGY SYMPOSIUM, UCS HANDOUTI KIBAN GIJUTSU KENKYUKAI, 27 May 1999 (1999-05-27), (JAPAN), pages 119 - 126, XP002934249 *
See also references of EP1137069A4 *

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1391921A4 (en) * 2001-05-28 2008-06-04 Shinetsu Handotai Kk METHOD FOR PRODUCING NITROGEN-DOTTED AND HEATED WAFERS AND NITROGEN-DOTED AND HEATED WAFER
US7186628B2 (en) 2002-01-09 2007-03-06 Shin-Etsu Handotai Co., Ltd. Method of manufacturing an SOI wafer where COP's are eliminated within the base wafer
WO2004055871A1 (ja) * 2002-12-13 2004-07-01 Shin-Etsu Handotai Co.,Ltd. Ｓｏｉウエーハの製造方法
US7276427B2 (en) 2002-12-13 2007-10-02 Shin-Etsu Handotai Co., Ltd. Method for manufacturing SOI wafer

Also Published As

Publication number Publication date
US6492682B1 (en) 2002-12-10
EP1137069A4 (en) 2005-03-30
EP1137069A1 (en) 2001-09-26
KR20010080335A (ko) 2001-08-22
KR100733111B1 (ko) 2007-06-27
TW583351B (en) 2004-04-11
JP2001144275A (ja) 2001-05-25
US6680260B2 (en) 2004-01-20
US20030020096A1 (en) 2003-01-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100733111B1 (ko) 접합 ｓｏｉ 웨이퍼의 제조방법 및 접합 ｓｏｉ 웨이퍼
JP3800006B2 (ja) シリコン単結晶ウエーハの製造方法及びシリコン単結晶ウエーハ
US7763541B2 (en) Process for regenerating layer transferred wafer
TWI553173B (zh) An annealing wafer, an annealing wafer, and a method of manufacturing the device
JPWO2000012786A1 (ja) シリコン単結晶ウエーハの製造方法及びシリコン単結晶ウエーハ
JPWO2000055397A1 (ja) シリコンウエーハの製造方法及びシリコンウエーハ
WO2002025716A1 (fr) Tranche de silicium et son procede de fabrication
TW201840920A (zh) 處理矽晶圓以具有內部去疵及閘極氧化物完整性良率之方法
JP2006216826A (ja) Ｓｏｉウェーハの製造方法
JP5251137B2 (ja) 単結晶シリコンウェーハおよびその製造方法
JP4419147B2 (ja) 貼り合わせウェーハの製造方法
KR101071509B1 (ko) 접합 웨이퍼 제조 방법
KR20060040733A (ko) 웨이퍼의 제조방법
JP7519784B2 (ja) シリコンウェーハの製造方法
US20020127766A1 (en) Semiconductor wafer manufacturing process
TWI614808B (zh) 藉由活化非活性氧沉澱核製造高沉澱密度晶圓之方法
WO2021166895A1 (ja) 半導体シリコンウェーハの製造方法
WO2002049091A1 (en) Anneal wafer manufacturing method and anneal wafer
JP2003086597A (ja) シリコン半導体基板およびその製造方法
JP2000058801A (ja) Ｓｏｉ基板の製造方法およびｓｏｉ基板
CN115135818B (zh) 半导体硅晶片的制造方法
JP2003286094A (ja) 半導体シリコン基板の製造方法
JP5965607B2 (ja) シリコンウェーハの製造方法
JP3861524B2 (ja) シリコンウエーハ及びその製造方法
JP4069554B2 (ja) エピタキシャルシリコンウェーハの製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): KR US

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AT BE CH CY DE DK ES FI FR GB GR IE IT LU MC NL PT SE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020017005224

Country of ref document: KR

Ref document number: 09830389

Country of ref document: US

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: 2000953540

Country of ref document: EP

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 1020017005224

Country of ref document: KR

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2000953540

Country of ref document: EP

WWW Wipo information: withdrawn in national office

Ref document number: 2000953540

Country of ref document: EP