DE10047345A1 - Siliciumwafer und Herstellungs- und Wärmebehandlungsverfahren desselben - Google Patents
Siliciumwafer und Herstellungs- und Wärmebehandlungsverfahren desselbenInfo
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Abstract
Ein Ingot wird hergestellt durch Ziehen, derart, daß V/Ga und V/Gb 0,23 bis 0,50 mm·2·/min DEG C werden, wobei V(mm/min) eine Ziehgeschwindigkeit bezeichnet und Ga ( DEG C/mm) einen axialen Temperaturgradienten im Zentrum des Ingot bezeichnet und Gb ( DEG C/mm) einen axialen Temperaturgradienten am Rande des Ingot bezeichnet, bei Temperaturen im Bereich von 1300 DEG C bis zum Schmelzpunkt von Silicium. Ein durch Schneiden des Ingot erhaltener Wafer wird in einer reduktiven Atmosphäre bei Temperaturen im Bereich von 1050 DEG C bis 1220 DEG C 30 bis 150 min wärmebehandelt. Ein Silicium-Wafer, der frei ist von OSFs, COPs und praktisch frei ist von Verunreinigungen, wie Fe, und von Abgleitungserscheinungen, wird erhalten.
Description
Die Erfindung betrifft einen Silicium-Wafer für Halbleiterschaltungen, der aus
einem durch ein Czochralski-Verfahren (im folgenden "CZ-Verfahren" genannt)
hergestellten Silicium-Ingot geschnitten wird, und ein Herstellungsverfahren für
den Silicium-Wafer. Die Erfindung betrifft ferner ein Verfahren zur
Wärmebehandlung eines solchen Silicium-Wafers für Halbleiterschaltungen und
die Behandlung eines solchen Silicium-Wafers unter Erzeugung eines
intrinsischen Getter-Effekts (im folgenden als "IG-Effekt" bezeichnet).
In letzter Zeit wird die Ausbeutenverschlechterung bei den Verfahren zur
Herstellung von Halbleiterschaltungen u. a. bedingt von: Mikrodefekten durch
Sauerstoffabscheidungen, die zu Oxidationskeim-bedingten Stapelfehlern (im
folgenden "OSF's" genannt) führen; Teilchen kristallinen Ursprungs (im
folgenden "COP's" genannt); und großen zwischengitterartigen Versetzungen (im
folgenden "L/D" genannt). Mikrodefekte, wie OSF-Keime, werden während des
Kristallwachstums in einen Silicium-Ingot eingebaut und entstehen beispielsweise
bei einem Oxidationsverfahren während der Herstellung von Halbleiterelementen
und verursachen bei den hergestellten Bauteilen Fehlfunktionen, wie Zunahme
des Verluststroms. Andererseits führt die Reinigung von Hochglanz-polierten
Silicium-Wafern durch ein Lösungsgemisch von Ammoniak und
Wasserstoffperoxid zur Bildung von Vertiefungen auf der Wafer-Oberfläche, und
solche Vertiefungen werden als Teilchen, entsprechend reellen oder von Natur aus
vorhandenen Teilchen, nachgewiesen. Solche Vertiefungen werden zu ihrer
Unterscheidung von reellen Teilchen COP's genannt. COP's, die Vertiefungen
auf einer Wafer-Oberfläche darstellen, führen zur Verschlechterung der
elektrischen Eigenschaften, wie des Merkmals des zeitabhängigen dielektrischen
Durchschlags (TDDB) und des Merkmals des dielektrischen Durchschlags zum
Zeitpunkt Null (TZDB). Außerdem ist die Existenz von COP's in einer Wafer-
Oberfläche der Grund für physikalische Schritte während eines
Verdrahtungsvorgangs von Bauteilen, und diese Schritte verursachen einen
Drahtbruch und dadurch eine Verminderung der Ausbeute von Produkten.
Andererseits wird eine L/D als Versetzungscluster oder als Versetzungsgrübchen
bezeichnet, da sich ein Grübchen bildet, wenn ein Siliciumwafer mit diesem
Fehler in eine selektive Ätzlösung, die Fluorwasserstoffsäure als Hauptbestandteil
enthält, eingetaucht wird. Eine solche LID bewirkt ebenfalls die Verschlechterung
der elektrischen Eigenschaften, wie Verluststrom- und Isoliereigenschaft.
Aufgrund des oben Genannten ist die Verminderung von OSF's, COP's und L/D's
in einem Silicium-Wafer, der zur Herstellung einer Halbleiterschaltung eingesetzt
wird, erforderlich.
Als Verfahren zur Verminderung solcher OSF's und COP's wird in der Regel ein
Verfahren zur Wärmebehandlung eines Silicium-Wafers in einer Atmosphäre von
100% Wasserstoff oder in einer Atmosphäre aus einem Gemisch von Wasserstoff
und Argon bei Temperaturen im Bereich von 1200°C bis zum Schmelzpunkt von
Silicium unter Verwendung eines Gerätes offenbart, das den Silicium-Wafer
schnell aufzuheizen und abzukühlen vermag (japanische offengelegte
Patentanmeldung Nr. HEI-10-326790). Durch dieses Verfahren kann die Anzahl
der COP's von 0,12 µm oder größer pro 8 in. Wafer-Durchmesser auf 50 oder
weniger verringert und dadurch die Ausbeute verbessert werden, die sich durch
das Merkmal eines dielektrischen Durchschlags zum Zeitpunkt Null
verschlechtert hat.
Bei dem herkömmlichen Verfahren wird allerdings ein Silicium-Wafer eingesetzt,
in dem die Anzahl von COP's von 0,12 µm oder größer auf der gesamten
Oberfläche eines Wafers von 8 in. Durchmesser vor der Wärmebehandlung 300
oder mehr beträgt, was leider zu einer extrem schwierigen Verminderung der
Anzahl von COP's auf praktisch Null auf der gesamten Wafer-Oberfläche und zu
einer Empfindlichkeit des Wafers gegenüber Verunreinigungen wie Fe durch die
Hochtemperatur-Wärmebehandlung bei über 1250°C in einer reduktiven
Atmosphäre führt. Außerdem besteht während der Wärmebehandlung bei
Temperaturen von über 1150°C in dem Gerät, das schnell aufzuheizen und
abzukühlen vermag, leider die Neigung zum Auftreten von Abgleitungen, die eine
Art von Kristallfehlern darstellen. Zusätzlich führt das schnelle Erwärmen dazu,
daß beim Ziehen eingebrachte Sauerstoff-Abscheidungskeime unterdrückt
werden, was dazu führt, daß die Abscheidung solcher Keime während eines
Bauteil-Herstellungsverfahrens unzureichend wird und keine Gettereffekte
erwartet werden können, so daß die Fähigkeit des Wafers zur Entfernung von
metallischen Verunreinigungen zum Nachteil vermindert wird.
In der japanischen offengelegten Patentanmeldung Nr. HEI-11-1393 ist
inzwischen ein defektfreier Silicium-Wafer, der frei ist von OSF's, COP's und
L/D's, offenbart. Dieser defektfreie Silicium-Wafer ist ein aus einem Silicium-
Einkristallingot geschnittener Wafer, der eine perfekte Domäne [P] aufweist, von
der angenommen wird, daß sie in dem Ingot frei ist von Agglomeraten von
Leerstellen-Punktdefekten und von Agglomeraten von Zwischengitter-Silicium-
Punktdefekten. Die perfekte Domäne [P] existiert zwischen einer Zwischengitter-
Silicium-Punktdefektdominierten Domäne [I] und einer Leerstellen-Punktdefekt
dominierten Domäne [V] in dem Silicim-Einkristallingot. Der Silicium-Wafer, der
die perfekte Domäne [P] enthält, wird durch Bestimmung eines Wertes V/G
(mm2/min°C) gebildet, derart, daß OSF's, die während einer thermischen
Oxidationsbehandlung in Ringform erzeugt werden, im Zentrum des Wafers
verschwinden, wobei V (mm2/min) eine Ziehgeschwindigkeit des Ingot und G
(°C/min) einen vertikalen Temperaturgradienten des Ingot in der Nachbarschaft
der Grenzfläche zwischen Siliciumschmelze und Ingot bezeichnet.
Der aus einem Ingot geschnittene Silicium-Wafer, der die perfekte Domäne [P]
enthält, ist frei von OSF's, COP's und L/D's. Allerdings kommt es durch die
Wärmebehandlung während eines Bauteil-Herstellungsverfahrens nicht
notwendigerweise zu einer Sauerstoffabscheidung in dem Wafer, was den
Nachteil verursacht, daß ein unzureichender IG-Effekt entsteht. Einige
Halbleiterhersteller fordern vielleicht Silicium-Wafer, die frei sind von OSF's,
COP's und L/D's, aber die Fähigkeit besitzen, bei dem Bauteil-
Herstellungsverfahren auftretende metallische Verunreinigungen zu gettern.
Metallische Verunreinigungen von Wafern mit unzureichender IG-Fähigkeit
während des Bauteil-Herstellungsverfahrens führen zu undichten Übergängen und
zum Auftreten von Fehlfunktionen der Bauteile aufgrund der eingeschlossenen
Konzentration von metallischen Verunreinigungen.
Außerdem wird ein Wärmebehandlungsverfahren zur Erzeugung eines IG-
Effektes vorgeschlagen (japanische offengelegte Patentanmeldung Nummer HEI-
8-45945 (1996)), das die Schritte umfaßt: Halten eines geschliffen und polierten
Siliciumwafers nach dem Schneiden aus einem Silicium-Einkristallingot bei 500
bis 800°C für 0,5 bis 20 h unter Einbau von Sauerstoff-Abscheidungskeimen in
den Wafer; schnelles Erwärmen des Siliciumwafers, der die Sauerstoff-
Abscheidungskeime enthält, von Raumtemperatur auf Temperaturen von 800 bis
1000°C, und Halten des Wafers 0,5 bis 20 min, Belassen des schnell erhitzten
und für 0,5 bis 20 min gehaltenen Siliciumwafers bei Raumtemperatur; und
Erwärmen des so abgekühlten Siliciumwafers von Temperaturen von 500 bis
700°C bis auf Temperaturen von 800 bis 1100°C mit einer Geschwindigkeit von
2 bis 10°C/min, und Halten des Siliciumwafers bei dieser Temperatur für 2 bis
48 h.
Bei diesem Behandlungsverfahren wird die Konzentration von Zwischengitter-
Siliciumatomen an der Oberfläche sowie im Inneren des unter der zuvor
genannten Temperaturbedingung schnell erhitzten Wafers vorübergehend geringer
als eine thermische Gleichgewichtskonzentration und führt zu einem Zustand der
Verarmung an Zwischengitter-Siliciumatomen unter Bereitstellung einer
Umgebung, in der Sauerstoff-Abscheidungskeime die Neigung zum stabilen
Wachstum besitzen. Gleichzeitig kommt es zur Erzeugung von Zwischengitter-
Siliciumatomen an der Wafer-Oberfläche, so daß die verarmten Zwischengitter-
Siliciumatome auf einen stabilen Zustand aufgefüllt werden, so daß die erzeugten
Zwischengitter-Siliciumatome in das Innere des Wafers zu diffundieren beginnen.
Der Bereich in der Nähe der Wafer-Oberfläche, der sich in dem an
Zwischengitter-Siliciumatomen verarmten Zustand befand, geht sofort in einen
gesättigten Zustand über, so daß Sauerstoff-Abscheidungskeime zu verschwinden
beginnen. Es dauert allerdings einige Zeit, bis Zwischengitter-Siliciumatome, die
in der Wafer-Oberfläche gewachsen sind, in das Waferinnere diffundieren. Je
tiefer der Abstand von der Wafer-Oberfläche in das Waferinnere ist, desto länger
ist somit der Zeitraum, in dem eine Umgebung zum leichten Wachstum von
Sauerstoff-Abscheidungskeimen aufrechterhalten wird. Je näher die Wafer-
Oberfläche, desto geringer ist darum die Dichte von Sauerstoff-
Abscheidungskeimen. Je länger die Wärmebehandlungszeit (0,5 bis 20 min), um
so größer ist ferner die Dicke einer störungsfreien Zone (im folgenden "DZ"
genannt), in der keine Sauerstoff-Abscheidungskeime, d. h. Defekte, gebildet
werden. Je höher die Temperatur in dem Bereich von 800 bis 1000°C ist, desto
größer ist zudem der Diffusionskoeffizient von Zwischengitter-Siliciumatomen,
so daß sich die Dicke der DZ in kurzer Zeit vergrößert.
Das schnelle Erwärmen, das Belassen bei Raumtemperatur und das anschließende
erneute Erwärmen des Wafers bis auf Temperaturen von 800 bis 1100°C führt
dazu, daß die während des schnellen Erwärmens erhalten gebliebenen Sauerstoff-
Abscheidungskeime innerhalb des Wafers zu einer Sauerstoff-Abscheidung
wachsen und zu stabilen IG-Quellen werden.
Allerdings erfordert das zuvor genannte Wärmebehandlungsverfahren als
Vorbehandlung zur Erzeugung von IG-Quellen den Einbau von Sauerstoff-
Abscheidungskeimen in einen geschliffenen und polierten Siliciumwafer durch
Halten des Wafers bei 500 bis 800°C für 0,5 bis 20 h und Wärmebehandeln nach
schnellem Aufheizen, so daß die Sauerstoff-Abscheidungskeime innerhalb des
Wafers zu Sauerstoffabscheidungen wachsen. Dies führt zu dem Problem der
unnötigen mehrfachen Wärmebehandlung im Zustand des Wafers.
Außerdem ist der V/G-Wert zur Bildung eines Silicium-Wafers, der die perfekte
Domäne [P] enthält, proportional zur Ziehgeschwindigkeit V des Ingot, wenn der
Temperaturgradient G konstant ist, was das relativ langsame Ziehen bei einer
innerhalb eines engen Bereiches kontrollierten Geschwindigkeit des Ingot
erfordert. Die technische Erfüllung einer solchen Anforderung ist allerdings nicht
notwendigerweise leicht, so daß die Ingot-Produktivität niemals hoch ist.
Zur Abhilfe für dieses Problems wird ein Verfahren zum Ziehen eines
Siliciumeinkristalls an einer mit Sauerstoffabscheidungen gesättigten N2(V)-
Domäne (entsprechend der erfindungsgemäßen [PV]-Domäne) außerhalb eines
OSF-Rings oder an einer N1(V)-Domäne und einer N2(V)-Domäne innerhalb oder
außerhalb des OSF-Rings einschließlich des OSF-Rings, in einem
Fehlerverteilungsdiagramm mit einer Ordinate, die einen V/G-Wert darstellt, und
einer Abszisse, die eine Entfernung D vom Zentrum des Kristalls bis zum Rand
des Kristalls darstellt, vorgeschlagen (japanische offengelegte Patentanmeldung
Nr. HEI-11-157996). Nach diesem Verfahren kann unter einer leicht steuerbaren
Herstellungsbedingung ein Silicium-Wafer hergestellt werden, der frei ist von der
Domäne [I] und der Domäne [V], eine extrem geringe Defektdichte im gesamten
Kristall aufweist und durch Sauerstoffabscheidungen einen IG-Effekt unter
Beibehaltung einer höheren Produktivität aufzuweisen vermag.
Allerdings ist bei dem in der japanischen offengelegten Patentanmeldung
Nr. HEI-11-157996 beschriebenen Siliciumeinkristall-Herstellungsverfahren zur
Verhinderung des Wachstums von OSF-Keimen bei einer thermischen
Oxidationsbehandlung von OSF's in einem Siliciumwafer-Zustand die
Verwendung auf einen Silicium-Wafer begrenzt, der eine Sauerstoffkonzentration
in dem gezüchteten Kristall aufweist, die auf weniger als 24 ppma (ASTM 79-
Wert) [entsprechend ungefähr 1,2 × 1018 Atome/cm3 (alte ASTM)] begrenzt ist oder
die begrenzt ist durch die Steuerung des Wärmeverlaufs, derart, daß die
Verweildauer in dem Temperaturbereich von 1050°C bis 850°C 140 min oder
weniger beträgt.
Darum besteht eine erste Aufgabe der Erfindung in der Bereitstellung eines
Silicium-Wafers, der frei ist von OSF's, die Anzahl von COP's von über 0,12 µm
auf praktisch Null zu verringern vermag und der praktisch frei ist von
Verunreinigungen wie Fe und vom Auftreten von Abgleitungen, und eines
Verfahrens zur Herstellung eines solchen Silicium-Wafers.
Eine zweite Aufgabe der Erfindung besteht in der Bereitstellung eines Silicium-
Wafers, der frei ist von OSF's und COP's und praktisch frei ist von
Verunreinigungen wie Fe und vom Auftreten von Abgleitungen, und eines
Verfahrens zur Herstellung eines solchen Silicium-Wafers.
Eine dritte Aufgabe der Erfindung besteht in der Bereitstellung eines Silicium-
Wafers, in dem Sauerstoffabscheidungen vom Zentrum bis zum Rand des Wafers
gleichmäßig auftreten, wodurch bei einer Wärmebehandlung des Wafers während
eines Halbleiter-Herstellungsverfahrens ein IG-Effekt auftritt.
Eine vierte Aufgabe der Erfindung besteht in der Bereitstellung eines
Wärmebehandlungsverfahrens unter Erhalt eines Silicium-Wafers, der frei ist von
OSF's und COP's und der praktisch frei ist von Verunreinigungen wie Fe und
vom Auftreten von Abgleitungen, auch nach der herkömmlichen
Wärmebehandlung zur OSF-Erzeugung.
Eine fünfte Aufgabe der Erfindung besteht in der Bereitstellung eines
Wärmebehandlungsverfahrens für einen Silicium-Wafer, der frei ist vom
Auftreten von Agglomeraten von Punktdefekten und der bei einer verminderten
Anzahl von Wärmebehandlungen in einem Siliciumwafer-Zustand einen
gewünschten IG-Effekt aufzuweisen vermag.
Eine sechste Aufgabe der Erfindung besteht in der Bereitstellung eines
Herstellungsverfahrens für einen Silicium-Wafer, der frei ist von der Existenz von
Agglomeraten von Punktdefekten und der einen IG-Effekt zeigt, auch wenn der
Silicium-Wafer aus einem Ingot geschnitten wird, der eine Mischdomäne einer
[Pv]-Domäne und einer [P1]-Domäne enthält und eine Sauerstoffkonzentration von
0,8 × 1018 bis 1,4 × 1018 Atome/cm3 (alte ASTM) aufweist.
Eine siebte Aufgabe der Erfindung besteht in der Bereitstellung eines durch dieses
Verfahren hergestellten Silicium-Wafers, der ein größeres IG-Potential aufweist.
Eine achte Aufgabe der Erfindung besteht in der Bereitstellung eines
Wärmebehandlungsverfahren für einen Silicium-Wafer, der frei ist von der
Existenz von Agglomeraten von Punktdefekten und der einen IG-Effekt aufweist,
auch wenn der Silicium-Wafer aus einem Ingot geschnitten worden ist, der eine
oder beide von einer [Pv]-Domäne und einer [P1]-Domäne enthält und eine
Sauerstoffkonzentration von 1,2 × 1018 Atomen/cm3 (alte ASTM) oder größer
aufweist.
Eine neunte Aufgabe der Erfindung besteht in der Bereitstellung eines
Wärmebehandlungsverfahrens für einen Silicium-Wafer, der frei ist von der
Existenz von Agglomeraten von Punktdefekten und der einen gleichmäßigen IG-
Effekt auf der Wafer-Oberfläche aufweist, auch wenn der Silicium-Wafer aus
einem Ingot geschnitten worden ist, der eine Mischdomäne einer [OSF]-Domäne
und einer [PV]-Domäne enthält und eine Sauerstoffkonzentration von
1,2 × 1018 Atome/cm3 (alte ASTM) oder größer aufweist.
Eine zehnte Aufgabe der Erfindung besteht in der Bereitstellung eines
Wärmebehandlungsverfahren für einen Silicium-Wafer, der frei ist von der
Existenz von Agglomeraten von Punktdefekten, ohne daß Sauerstoffdonor-
Beseitigungsbehandlungen erforderlich sind.
Der erste Aspekt der Erfindung betrifft einen Silicium-Wafer, wobei in dem
Silicium-Wafer keine oxidationsbedingten Stapelfehler (OSF's) erzeugt werden,
wenn der Silicium-Wafer in einer Sauerstoffatmosphäre bei Temperaturen im
Bereich von 1000°C ± 30°C 2 bis 5 h und anschließend bei Temperaturen im
Bereich von 1130°C ± 30°C 1 bis 16 h wärmebehandelt wird, wobei die Anzahl
von Teilchen kristallinen Ursprungs (COP's), die kleiner sind als 0,12 µm, in der
Wafer-Oberfläche im Bereich von 3 bis 10 Teilchen/cm2 liegt und wobei die
Anzahl der Teilchen kristallinen Ursprungs (COP's) von 0,12 µm oder größer in
der Wafer-Oberfläche 0,5 Teilchen/cm2 oder weniger beträgt.
Der zweite Aspekt der Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines
Silicium-Wafers, die Schritte umfassend: Ziehen eines Siliciumeinkristall-Ingot
aus einer Siliciumschmelze; und Schneiden des Ingot zu einem Wafer, wobei der
Ingot so gezogen wird, daß V/Ga bzw. V/Gb 0,23 bis 0,50 mm2/min°C werden,
wobei V (mm/min) eine Ziehgeschwindigkeit bedeutet und Ga (°C/mm) einen
axialen Temperaturgradienten im Zentrum des Ingot bedeutet und Gb (°C/mm)
einen axialen Temperaturgradienten am Rande des Ingot bei Temperaturen im
Bereich von 1300°C bis zum Schmelzpunkt von Silicium bedeutet.
Der dritte Aspekt der Erfindung betrifft ein Verfahren zur Wärmebehandlung
eines Silicium-Wafers, der keine Teilchen kristallinen Ursprungs oder
Versetzungsgrübchen in der Oberfläche des Siliciumwafers aufweist, wobei die
OSF's im Zentrum des Silicium-Wafers entstehen sollten, wenn der Silicium-
Wafer in einer Sauerstoffatmosphäre bei Temperaturen von 1000°C ± 30°C 2 bis
5 h und anschließend bei Temperaturen von 1130° ± 30°C 1 bis 16 h
wärmebehandelt wird, wobei das Verfahren die Schritte umfaßt:
Wärmebehandlung des Silicium-Wafers in einer Atmosphäre von 100%
Sauerstoff oder in einer Atmosphäre eines Gemisches von Sauerstoff und
Stickstoff bei Temperaturen von 1130°C bis 1200°C für 1 min bis 6 h.
Der vierte Aspekt der Erfindung betrifft ein Verfahren zur Wärmebehandlung
eines Silicium-Wafers, der keine Teilchen kristallinen Ursprungs oder
Versetzungsgrübchen in der Oberfläche des Silicium-Wafers aufweist, wobei die
OSF's im Zentrum des Wafers entstehen sollten, wenn der Silicium-Wafer in
einer Sauerstoffatmosphäre bei Temperaturen von 1000°C ± 30°C 2 bis 5 h und
anschließend bei Temperaturen von 1130°C ± 30°C 1 bis 16 h wärmebehandelt
wird, wobei das Verfahren den Schritt umfaßt: Wärmebehandlung des Silicium-
Wafers in einer Atmosphäre von 100% Argon bei Temperaturen von 1130°C bis
1200°C für 1 min bis 6 h.
Der fünfte Aspekt der Erfindung betrifft ein Verfahren zur Wärmebehandlung
eines Silicium-Wafers, der keine Teilchen kristallinen Ursprungs oder
Versetzungsgrübchen in der Oberfläche des Silicium-Wafers aufweist, wobei die
OSF's im Zentrum des Silicium-Wafers entstehen sollten, wenn der Silicium-
Wafer in einer Sauerstoffatmosphäre bei Temperaturen von 1000°C ± 30°C 2 bis
5 h und anschließend bei Temperaturen von 1130°C ± 30°C 1 bis 6 h
wärmebehandelt wird, wobei das Verfahren den Schritt umfaßt:
Wärmebehandlung des Silicium-Wafers in einer Atmosphäre von 100%
Wasserstoff oder in einer Atmosphäre eines Gemisches von Wasserstoff und
Argon bei Temperaturen von 1150°C bis 1250°C für 1 min bis 4 h.
Der sechste Aspekt der Erfindung betrifft ein Wärmebehandlungsverfahren eines
Silicium-Wafers unter Ausübung eines IG-Effektes in dem Silicium-Wafer, wobei
bei einer OSF-erzeugenden Wärmebehandlung des Silicium-Wafers die OSF's in
einem Bereich von 25% oder größer einer Siliciumwafer-Gesamtfläche erzeugt
werden sollten und Sauerstoffabscheidungen, die nicht von einer
Versetzungserzeugung begleitet sind, in einer Dichte von 1 × 105 bis 3 × 107
Abscheidungen/cm2 erzeugt werden sollten, wobei das Verfahren den Schritt
umfaßt: schnelles Erwärmen des Silicium-Wafers in einer
Wasserstoffgasatmosphäre oder in einer Atmosphäre, die Wasserstoffgas enthält,
von Raumtemperatur bis auf 1100°C bis 1250°C mit einer
Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 3°C/min bis 150°C/s, und
anschließendes Halten des Silicium-Wafers 1 min bis 2 h.
Gemäß dem Wärmebehandlungsverfahren des sechsten Aspektes macht der
Einsatz des Wafers, der Sauerstoffabscheidungen in einer zuvor festgelegten
Dichte in der bei den obigen Verhältnissen auftretenden OSF-Domäne enthält, das
herkömmliche Vorwärmverfahren zum Einbau von Sauerstoff-
Abscheidungskeimen in den Wafer und das herkömmliche Wachstumsverfahren
für Sauerstoff-Abscheidungskeime unnötig, und das schnelle Erwärmen des
polierten Wafers unter den obigen Bedingungen führt zu einem stärkeren IG-
Effekt.
Der siebte Aspekt der Erfindung betrifft ein Wärmebehandlungsverfahren eines
Silicium-Wafers unter Ausübung eines IG-Effektes in dem Silicium-Wafer, wobei
der Silicium-Wafer eine Mischdomäne von [Pv] und [P1] und eine
Sauerstoffkonzentration von 0,8 × 1018 bis 1,4 × 1018 Atomen/cm3 (alte ASTM)
aufweist, wobei [P1] eine Domäne in der Nachbarschaft einer von Zwischengitter-
Silicium-Punktdefekten dominierten Domäne [I] ist und klassifiziert ist als
perfekte Domäne [P] ohne Agglomerate von Punktdefekten und eine
Konzentration von Zwischengitter-Silicium aufweist, die geringer ist als die
geringste Konzentration von Zwischengitter-Silicium, die zur Bildung von
Zwischengitterversetzungen in der Lage ist, und wobei [PV] eine Domäne in der
Nachbarschaft einer von Leerstellen-Punktdefekten dominierten Domäne [V] ist
und klassifiziert ist als perfekte Domäne [P] und eine Konzentration von
Leerstellen aufweist, die gleich oder kleiner ist als eine Konzentration von
Leerstellen, die zur Bildung von COP's oder FPD's in der Lage ist, wobei das
Verfahren die Schritte umfaßt: Durchführung eines ersten
Wärmebehandlungsschrittes unter Halten des Silicium-Wafers in einer
Atmosphäre von Stickstoff, Argon, Wasserstoff oder Sauerstoff oder in einem
Gemisch hiervon bei Temperaturen von 600°C bis 850°C für 120 bis 250 min,
und anschließend Durchführung eines zweiten Wärmebehandlungsschrittes unter
schnellem Erwärmen des Silicium-Wafers in einem Wasserstoffgas oder in einer
Atmosphäre, die ein Wasserstoffgas enthält, von Raumtemperatur bis zu
Temperaturen von 1100°C bis 1250°C mit einer
Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 3°C/min bis 150°C/s, und Halten des
Silicium-Wafers für 1 min bis 2 h.
Der achte Aspekt der Erfindung betrifft ein Wärmebehandlungsverfahren für
einen Silicium-Wafer unter Ausübung eines IG-Effektes in dem Silicium-Wafer,
wobei der Silicium-Wafer eine Mischdomäne von [PV] und [P1] und eine
Sauerstoffkonzentration von 0,8 × 1018 bis 1,4 × 1018 Atome/cm3 (alte ASTM)
aufweist, wobei [P1] eine Domäne in der Nachbarschaft einer von Zwischengitter-
Silicium-Punktdefekten dominierten Domäne [I] ist und klassifiziert ist als eine
perfekte Domäne [P] ohne Agglomerate von Punktdefekten und eine
Konzentration von Zwischengitter-Silicium aufweist, die geringer ist als die
geringste Konzentration von Zwischengitter-Silicium, die zur Bildung von
Zwischengitterversetzungen in der Lage ist, und wobei [PV] eine Domäne in der
Nachbarschaft einer von Leerstellen-Punktdefekten dominierten Domäne [V] ist
und klassifiziert ist als die perfekte Domäne [P] und eine Konzentration von
Leerstellen aufweist, die gleich oder kleiner ist als eine Konzentration von
Leerstellen, die zur Bildung von COP's oder FPD's in der Lage ist, wobei das
Verfahren die Schritte umfaßt: Durchführung eines ersten
Wärmebehandlungsschrittes unter Erwärmen des Silicium-Wafers in einer
Atmosphäre von Stickstoff, Argon, Wasserstoff oder Sauerstoff oder in einem
Gemisch hiervon von Raumtemperatur bis auf 1150°C bis 1200°C bei einer
Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 10°C/s bis 150°C/s, und Halten des
Silicium-Wafers bei Temperaturen von 1150°C bis 1200°C für 0 bis 30 s; und
anschließend Durchführung eines zweiten Wärmebehandlungsschrittes unter
schnellem Erwärmen des Silicium-Wafers in einem Wasserstoffgas oder in einer
Atmosphäre, die ein Wasserstoffgas enthält, von Raumtemperatur bis auf
Temperaturen von 1100°C bis 1250°C bei einer
Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 3°C/min bis 10°C/s, und Halten des
Silicium-Wafers 1 min bis 2 h.
Durch das Wärmebehandlungsverfahren des siebten oder achten Aspektes, wobei
der Silicium-Wafer eine Mischdomäne von [PV] und [P1] und eine
Sauerstoffkonzentration von 0,8 × 1018 bis 1,4 × 1018 Atomen/cm3 (alte ASTM)
enthält, führt die Durchführung des ersten Wärmebehandlungsschrittes für den
Silicium-Wafer zum Auftreten von Sauerstoff-Abscheidungskeimen auch in der
Domäne [P1], in die während des Kristallwachstums keine Sauerstoff-
Abscheidungskeime eingebaut wurden, und gleichzeitig damit wird die Dichte der
Sauerstoff-Abscheidungskeime in der Domäne [PV] vergrößert, in die während
des Kristallwachstums Sauerstoff-Abscheidungskeime eingebaut wurden. Wenn
also der durch den ersten Wärmebehandlungsschritt behandelte Silicium-Wafer
schnell in einem Wasserstoffgas oder in einer Atmosphäre, die ein Wasserstoffgas
enthält, unter Durchführung des zweiten Wärmebehandlungsschrittes erhitzt wird,
wachsen die Sauerstoff-Abscheidungskeime zu Sauerstoffabscheidungen, so daß
der Silicium-Wafer einen IG-Effekt auf der gesamten Wafer-Oberfläche aufweist,
auch wenn er die Domäne [PV] und die Domäne [P1] enthält. Im folgenden
können "Sauerstoffabscheidungen" "BMD (Bulk-Mikrodefekt)" genannt werden.
Der neunte Aspekt der Erfindung betrifft ein Verfahren zur Wärmebehandlung
eines aus einem Silicium-Einkristallingot geschnittenen Silicium-Wafers, der eine
perfekte Domäne [P] enthält, wobei in dem Silicium-Einkristallingot [I] eine
Domäne ist, in der Zwischengitter-Silicium-Punktdefekte vorherrschen, [V] eine
Domäne ist, in der Leerstellen-Punktdefekte vorherrschen, die perfekte Domäne
[P] keine Agglomerate von Zwischengitter-Silicium-Punktdefekten und keine
Agglomerate von Leerstellen-Punktdefekten aufweist, wobei [P1] eine Domäne in
der Nachbarschaft der Domäne [I] ist und klassifiziert ist als perfekte Domäne [P]
und eine Konzentration von Zwischengitter-Silicium aufweist, die geringer ist als
die geringste Konzentration von Zwischengitter-Silicium, die zur Bildung von
Zwischengitterversetzungen in der Lage ist, und wobei [PV] eine der Domäne [V]
benachbarte Domäne ist und klassifiziert ist als perfekte Domäne [P] und eine
Konzentration von Leerstellen aufweist, die gleich oder kleiner ist als eine
Konzentration von Leerstellen, die zur Bildung von COP's oder FPD's in der
Lage ist, wobei das Verfahren die Schritte umfaßt: Schneiden des Silicium-
Wafers aus dem Silicium-Einkristallingot, wobei der Silicium-Einkristallingot
eine oder beide der Domänen [PV] und [P1] und eine Sauerstoffkonzentration von
1,2 × 1018 Atome/cm3 oder mehr (alte ASTM) aufweist, und Erwärmen des
Silicium-Wafers in einer Atmosphäre eines Wasserstoffgases oder eines
Argongases von Raumtemperatur bis auf Temperaturen von 900°C bis 1200°C
mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 5 bis 50°C/min, und
anschließend Halten des Silicium-Wafers 5 bis 120 min unter Durchführung eines
ersten Wärmebehandlungsschrittes.
Der zehnte Aspekt der Erfindung betrifft ein Verfahren zur Wärmebehandlung
eines aus einem Silicium-Einkristallingot geschnittenen Silicium-Wafers, der eine
perfekte Domäne [P] einschließlich einer [OSF]-Domäne enthält, wobei in dem
Silicium-Einkristallingot [I] eine Domäne ist, in der Zwischengitter-Silicium-
Punktdefekte dominieren, [V] eine Domäne ist, in der Leerstellen-Punktdefekte
dominieren, die perfekte Domäne [P] keine Agglomerate von Zwischengitter-
Silicium-Punktdefekten und keine Agglomerate von Leerstellen-Punktdefekten
aufweist, die Domäne [OSF] als Domäne [V] klassifiziert ist und die OSF's in der
[OSF]-Domäne erzeugt werden sollen, wenn der Ingot im Zustand eines
Siliciumwafers eine thermische Oxidationsbehandlung erfährt, [P1] eine Domäne
in der Nachbarschaft der Domäne [I] ist und klassifiziert ist als perfekte Domäne
[P] und eine Konzentration von Zwischengitter-Silicium aufweist, die geringer ist
als die geringste Konzentration von Zwischengitter-Silicium, die zur Bildung von
Zwischengitterversetzungen in der Lage ist, und [PV] eine Domäne in der
Nachbarschaft der Domäne [V] ist und als die perfekte Domäne [P] klassifiziert
ist und eine Konzentration von Leerstellen aufweist, die gleich oder kleiner ist als
eine Konzentration von Leerstellen, die zur Bildung von COP's oder FPD's in der
Lage ist; wobei das Verfahren die Schritte umfaßt: Schneiden des Silicium-
Wafers aus dem Silicium-Einkristallingot, wobei der Silicium-Einkristallingot
eine Mischdomäne der Domäne [OSF] und der Domäne [PV] und eine
Sauerstoffkonzentration von 1,2 × 1018 Atome/cm3 oder größer aufweist (alte
ASTM), und Erwärmen des Silicium-Wafers in einer Atmosphäre von
Wasserstoffgas oder eines Argongas von Raumtemperatur bis zu Temperaturen
von 900°C bis 1200°C bei einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 5 bis
50°C/min, und anschließend Halten des Silicium-Wafers 5 bis 120 min unter
Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes.
Auch wenn der Ingot eine Sauerstoffkonzentration von 1,2 × 1018 oder größer
aufweist (alte ASTM), wenn der aus dem Ingot geschnittene Silicium-Wafer unter
der obigen Bedingung wärmebehandelt wird und wenn der Silicium-Wafer eine
oder beide der Domänen [PV] und [PI] oder die Domäne [OSF] und die Domäne
[PV] enthält, schrumpfen oder verschwinden durch das Wärmebehand
lungsverfahren des neunten oder zehnten Aspektes die während des
Kristallwachstums in den Wafer eingebauten Sauerstoff-Abscheidungskeime und
OSF-Keime in der Nachbarschaft der Wafer-Oberfläche durch den Effekt des
Herausdiffundierens von Sauerstoff aus dem Wafer unter Bildung einer DZ an der
Wafer-Oberfläche. Da außerdem die Sauerstoffkonzentration in dem Teilbereich,
der tiefer liegt als der der Wafer-Oberfläche benachbarte Teilbereich 1,2 × 1018
Atome/cm3 (alte ASTM) beträgt, werden BMD's in einer höheren als einer zuvor
festgelegten Dichte erzeugt, wodurch ein IG-Effekt auftritt.
Fig. 1 ist eine Ansicht und zeigt eine Beziehung zwischen einem V/G-Verhältnis
und einer Leerstellen-Punktdefektdichte oder einer Zwischengitter-Silicium-
Punktdefektdichte gemäß einer ersten Ausführungsform der Erfindung auf der
Grundlage der Voronkov-Theorie;
Fig. 2 ist ein charakteristisches Diagramm und zeigt einen Übergang bei einer
Ziehgeschwindigkeit zur Bestimmung eines gewünschten Ziehgeschwin
digkeitsprofils;
Fig. 3 ist eine schematische Ansicht eines Röntgenstrahl-Tomographiebildes und
zeigt eine Leerstellen-Punktdefekt-dominierte Domäne, eine Zwischengitter-
Silicium-Punktdefekt-dominierte Domäne und eine perfekte Domäne eines
Referenz-Ingot gemäß der ersten Ausführungsform der Erfindung;
Fig. 4 ist eine Ansicht und zeigt eine Situation, wobei OSF's in einem Silicium-
Wafer W1, entsprechend einer Position P1 in Fig. 3, auftreten;
Fig. 5 ist eine Ansicht und zeigt eine Situation, wobei in einem Silicium-Wafer
W0 der ersten Ausführungsform der Erfindung, entsprechend einer Position P0 in
Fig. 3, keine OSF's auftreten;
Fig. 6 ist eine Ansicht und zeigt eine Beziehung zwischen einem V/G-Verhältnis
und einer Leerstellen-Punktdefektdichte oder einer Zwischengitter-Silicium-
Punktdefektdichte gemäß einer zweiten Ausführungsform der Erfindung auf der
Basis der Voronkov-Theorie;
Fig. 7 ist eine Querschnittsansicht eines Ingot, der in axialer Richtung, die die
Ingotachse einschließt, gemäß der zweiten Ausführungsform, entsprechend einer
Position P2 in Fig. 3, in Scheiben geschnitten wurde;
Fig. 8 ist eine Draufsicht und zeigt eine Situation, wobei OSF's im Zentrum eines
Silicium-Wafers W2 gemäß der ersten Ausführungsform der Erfindung,
entsprechend Position P2 in Fig. 3, auftreten;
Fig. 9 ist eine Ansicht und zeigt eine Beziehung zwischen einem V/G-Verhältnis
und einer Leerstellen-Punktdefektdichte oder einer Zwischengitter-Silicium-
Punktdefektdichte gemäß der dritten bis fünften Ausführungsform der Erfindung
auf der Basis der Voronkov-Theorie;
Fig. 10 ist eine schematische Ansicht eines Röntgenstrahl-Tomographiebildes
und zeigt eine Leerstellen-Punktdefekt-dominierte Domäne, eine Zwischengitter-
Silicium-Punktdefekt-dominierte Domäne und eine perfekte Domäne eines
Referenz-Ingot gemäß der dritten bis fünften Ausführungsform der Erfindung;
Fig. 11 ist eine Draufsicht und zeigt eine Situation, wobei OSF's in einem
Silicium-Wafer W1, entsprechend einer Position P1 in Fig. 10, auftreten;
Fig. 12 ist eine Querschnittsansicht eines Ingot, der in axialer Richtung, die die
Ingotachse einschließt, gemäß der dritten Ausführungsform, entsprechend einer
Position P2 in Fig. 10, geschnitten worden ist;
Fig. 13 ist eine Draufsicht und zeigt eine Situation, wobei OSF's im Zentrum
eines Silicium-Wafers W2 gemäß der dritten Ausführungsform der Erfindung,
entsprechend der Position P2 in Fig. 10, auftreten;
Fig. 14 ist eine Draufsicht und zeigt eine Situation, wobei in einem Silicium-
Wafer W3 der vierten und fünften Ausführungsform der Erfindung, entsprechend
einer Position P3 in Fig. 10, eine Domäne [PV] im Zentrum und am Rand und
dazwischen eine Domäne [PI] auftritt;
Fig. 15A ist eine Ansicht und zeigt eine Beziehung zwischen einem V/G-
Verhältnis und einer Leerstellen-Punktdefektdichte oder einer Zwischengitter-
Silicium-Punktdefektdichte gemäß der sechsten und siebten Ausführungsform der
Erfindung auf der Basis der Voronkov-Theorie;
Fig. 15B ist eine Konzeptansicht eines Röntgenstrahl-Tomographiebildes des
Ingot der sechsten und siebten Ausführungsform nach einer Wärmebehandlung in
einer N2-Atmosphäre bei 1000°C für 40 h;
Fig. 15C ist ein Defektverteilungsdiagramm eines Kristalls, wobei der Ingot der
sechsten und siebten Ausführungsformen unmittelbar nach dem Ziehen (Zustand
wie gewachsen) in Secco-Lösung angeätzt wird;
Fig. 15D ist ein Defektverteilungsdiagramm eines Kristalls, wobei der Ingot der
sechsten und siebten Ausführungsform in einer Atmosphäre von feuchtem O2
wärmebehandelt und anschließend mit Secco-Ätzlösung angeätzt wird;
Fig. 15E ist eine Ansicht und zeigt eine Übergangssituation einer
Ziehgeschwindigkeit des Ingot der sechsten und siebten Ausführungsform;
Fig. 16 ist eine Ansicht entsprechend Fig. 15B;
Fig. 17A ist eine Draufsicht eines Wafers, entsprechend W1 in Fig. 16;
Fig. 17B ist eine Draufsicht eines Wafers, entsprechend W2 in Fig. 16;
Fig. 17C ist eine Draufsicht eines Wafers, entsprechend W3 in Fig. 16;
Fig. 17D ist eine Draufsicht eines Wafers, entsprechend W4 in Fig. 16;
Fig. 18 ist eine Ansicht und zeigt eine Beziehung zwischen einer
Wärmebehandlungstemperatur in einer Wasserstoffatmosphäre und einen
dielektrischen Durchschlag zum Zeitpunkt Null (TZDB) in Beispiel 3 und
Vergleichsbeispiel 3;
Fig. 19 ist eine Ansicht und zeigt eine Beziehung eines dielektrischen
Durchschlags zum Zeitpunkt Null (TZDB) in Beispiel 4 und Vergleichsbeispiel 4;
Fig. 20 ist eine Ansicht und zeigt eine Übergangssituation von COP's, die auf
einer Wafer-Oberfläche durch wiederholte SC-1-Reinigung in Beispiel 5 und
Vergleichsbeispiel 5 auftreten;
Fig. 21 ist eine Ansicht und zeigt eine Konzentration von
Sauerstoffabscheidungen der Beispiele 6 bis 13 und der Vergleichsbeispiele 6 bis
14 bei Anwendung von OSF-erzeugenden Wärmebehandlungen hierauf;
Fig. 22 ist eine Ansicht und zeigt die Wärmebehandlungsverfahren und die
Ergebnisse der OSF-erzeugenden Behandlung von Silicium-Wafern W1 von
Beispiel 24 und Vergleichsbeispiel 16;
Fig. 23 ist eine Ansicht und zeigt die Wärmebehandlungsverfahren von Silicium-
Wafern W1 der Beispiele 24 und 25 und der Vergleichsbeispiele 16 und 17 und
einen Zustand der Erzeugung von BMD's in den Silicium-Wafern W1;
Fig. 24 ist eine Ansicht und zeigt die Wärmebehandlungsverfahren der Silicium-
Wafer W3 der Beispiele 26, 27 und 28 und der Vergleichsbeispiele 18 und 19 und
den Zustand der Erzeugung von BMD's in den Silicium-Wafern W3; und
Fig. 25 ist eine Ansicht und zeigt die Wärmebehandlungsverfahren der Silicium-
Wafer W4 der Beispiele 29 und 30 und der Vergleichsbeispiele 20, 21, 22 und
einen Zustand der Erzeugung von BMD's in den Silicium-Wafern W4.
Jeder der Silicium-Wafer der ersten bis siebten Ausführungsform der Erfindung
wird hergestellt durch Ziehen eines Ingot aus einer Siliciumschmelze in einem
Zonenschmelzofen durch ein CZ-Verfahren bei einem zuvor festgelegten
Ziehgeschwindigkeitsprofil auf der Basis der Voronkov-Theorie und durch In-
Scheiben-Schneiden des Ingot.
Wenn ein Ingot eines Silicium-Einkristalls aus einer Siliciumschmelze in einem
Zonenschmelzofen durch ein CZ-Verfahren gezogen wird, kommt es in der Regel
zu Punktdefekten und Agglomeraten (dreidimensionale Defekte) als Defekte in
dem Silicium-Einkristall. Punktdefekte werden in zwei allgemeine Typen
eingeteilt, nämlich einen Leerstellen-Punktdefekt und einen Zwischengitter-
Punktdefekt. Der Leerstellen-Punktdefekt ist ein Typ, wobei ein Siliciumatom aus
einer regulären Position in einem Siliciumkristallgitter weggelassen wurde. Eine
solche Leerstelle führt zu einem Leerstellen-Punktdefekt. Das Vorliegen eines
Siliciumatoms an einem Nicht-Gitterpunkt (Zwischengitterstelle) führt hingegen
zu einem Zwischengitter-Silicium-Punktdefekt.
Punktdefekte werden ferner in der Regel an der Grenzfläche zwischen
Siliciumschmelze (geschmolzenes Silicium) und Ingot (festes Silicium) gebildet.
Beim Ziehen des Ingot beginnt sich allerdings der Teil, der die Grenzfläche
darstellte, abzukühlen. Während des Abkühlens diffundieren die Leerstellen-
Punktdefekte oder Zwischengitter-Punktdefekte unter gegenseitiger
Verschmelzung und bilden dabei Leerstellen-Agglomerate bzw. Zwischengitter-
Agglomerate. Mit anderen Worten, sind Agglomerate dreidimensionale, durch
Kombination von Punktdefekten erzeugte Strukturen.
Agglomerate von Leerstellen-Punktdefekten umfassen Defekte, die "LSTD (Laser
Scattering Tomograph Defects)" oder "FPD (Flow Pattern Defects)" genannt
werden, zusätzlich zu den vorgenannten COP's, während Agglomerate von
Zwischengitter-Silicium-Punktdefekten Defekte einschließen, die "L/D" genannt
werden, wie zuvor erwähnt. Außerdem sind FPD's Quellen von Spuren, die ein
einzigartiges Flußbild aufweisen, das auftritt, wenn ein durch In-Scheiben-
Schneiden eines Ingot hergestellter Siliciumwafer 30 min ohne Rühren einer
Secco-Ätzlösung (d. h. Ätzen mit einer Mischlösung von K2Cr2O7 : 50% HF : reines
Wasser = 44 g : 2000 cc : 1000 cc) ausgesetzt wird. LSTD's sind Quellen mit
Brechungsindizes, die sich von dem Brechungsindex von Silicium unterscheiden
und die bei Bestrahlung mit Infrarotstrahlung des Silicium-Einkristalls Streulicht
erzeugen.
Die zuvor genannte Voronkov-Theorie besteht in der Kontrolle eines V/G-
Verhältnisses (mm2/min °C), so daß ein hochreiner Ingot mit weniger Defekten
gezüchtet wird, wobei V (mm/min) eine Ziehgeschwindigkeit eines Ingot ist und
G (°C/mm) ein Temperaturgradient eines Ingot an der Grenzfläche zwischen Ingot
und Siliciumschmelze in einer Zonenschmelzstruktur ist. Eine Beziehung
zwischen V/G und Punktdefektdichte ist nach dieser Theorie diagrammartig in
Fig. 1 dargestellt, wobei die Abszisse V/G darstellt und die Ordinate eine
Leerstellen-Punktdefektdichte und eine Zwischengitter-Silicium-
Punktdefektdichte darstellt, um dadurch zu zeigen, daß die Grenze zwischen einer
Leerstellendomäne und einer Zwischengitter-Siliciumdomäne durch das V/G-
Verhältnis bestimmt wird. Insbesondere wird ein von einer Leerstellen-
Punktdefektdichte dominierter Ingot gebildet, wenn das V/G-Verhältnis größer ist
als ein kritischer Punkt, während ein von einer Zwischengitter-Silicium-
Punktdefektdichte dominierter Ingot gebildet wird, wenn das V/G-Verhältnis
kleiner ist als der kritische Punkt.
Das zuvor bestimmte Ziehgeschwindigkeitsprofil der ersten Ausführungsform der
Erfindung wird so bestimmt, daß das Verhältnis V/G von Ziehgeschwindigkeit zu
Temperaturgradient zur Begrenzung von Leerstellenagglomeraten auf eine
Leerstellen-Punktdefekt-dominierte Domäne im Zentrum des Ingot ein erstes
kritisches Verhältnis ((V/G)1) weit übersteigt, um das Auftreten von
Agglomeraten von Zwischengitter-Silicium-Punktdefektdichte zu vermeiden, und
geringer ist als ein zweites kritisches Verhältnis ((V/G)2), um Leerstellen-
Agglomerate auf eine Leerstellen-Punktdefekt-dominierte Domäne im Zentrum
des Ingot zu begrenzen, wenn der Ingot aus einer Siliciumschmelze in einem
Zonenschmelzofen gezogen wird. Dieses Ziehgeschwindigkeitsprofil wird
bestimmt durch Simulation auf der Basis der Voronkov-Theorie, wie durch
empirisches In-Scheiben-Schneiden eines Referenz-Ingot in axialer Richtung,
durch empirisches In-Scheiben-Schneiden eines Referenz-Ingot zu Wafern oder
durch Kombination dieser Techniken. Diese Bestimmung wird demnach durch
Bestätigung der axialen Scheibe des Ingot und der geschnittenen Wafer nach der
Simulation und durch anschließendes Wiederholen der Simulation durchgeführt.
Es werden eine Vielzahl von Arten von Ziehgeschwindigkeiten in einem zuvor
bestimmten Bereich festgelegt, und eine Vielzahl von Referenz-Ingots wird
gezüchtet. Wie in Fig. 2 gezeigt, wird das Ziehgeschwindigkeitsprofil für die
Simulation eingestellt auf (a) eine höhere Ziehgeschwindigkeit, wie 1,2 mm/min,
(c) eine niedrigere Ziehgeschwindigkeit wie 0,5 mm/min und wiederum auf (d)
eine höhere Ziehgeschwindigkeit von 1,2 mm/min, Die zuvor genannte niedrigere
Ziehgeschwindigkeit kann 0,4 mm/min oder weniger betragen, und die
Ziehgeschwindigkeiten (b) und (d) sind vorzugsweise linear.
Mehrere Referenz-Ingots, die bei verschiedenen Geschwindigkeiten gezogen
wurden, werden jeweils in axialer Richtung in Scheiben geschnitten. Ein
optimales V/G-Verhältnis wird auf der Basis einer Korrelation zwischen den
axialen Scheiben, der Bestätigung von Wafern und dem Ergebnis der Simulation
bestimmt. Anschließend wird ein optimales Ziehgeschwindigkeitsprofil bestimmt,
und die Ingots werden auf der Basis eines solchen Profils hergestellt. Das
tatsächliche Ziehgeschwindigkeitsprofil hängt von verschiedenen Parametern ab,
wie Durchmesser eines gewünschten Ingot, spezieller verwendeter
Zonenschmelzofen und Qualität der Siliciumschmelze, ohne darauf beschränkt zu
sein.
Fig. 3 zeigt eine Querschnittsansicht eines Ingot, erhalten durch stufenweise
Verminderung der Ziehgeschwindigkeit und dadurch kontinuierliche Absenkung
des V/G-Verhältnisses. In Fig. 3 stellt das Zeichen [V] eine Domäne dar, in der
Leerstellen-Punktdefekte vorherrschen und die Agglomerate von Leerstellen-
Punktdefekten in einem Ingot enthält, das Zeichen [I] stellt eine Domäne dar, in
der Zwischengitter-Silicium-Punktdefekte vorherrschen und die Agglomerate von
Zwischengitter-Silicium-Punktdefekte enthält, und das Zeichen [P] stellt eine
perfekte Domäne dar, die keine Agglomerate von Leerstellen-Punktdefekten und
keine Agglomerate von Zwischengittersilicum-Punktdefekten enthält.
Zu beachten ist, daß Agglomerate von COP's und L/D's je nach
Nachweisverfahren für die Nachweisempfindlichkeit und die Nachweis-
Untergrenzen verschiedene Werte aufweisen können. Als solches bedeutet der
Satz "Agglomerate von Punktdefekten existieren nicht" hier, daß die Anzahl von
Agglomeraten von Punktdefekten geringer ist als eine Nachweis-Untergrenze
(1 × 103 Agglomerate/cm3), die bestimmt wird, wenn 1 Defektagglomerate eines
Flußbildes (Leerstellendefekt) und 1 Versetzungscluster (Zwischengitter-
Silicium-Punktdefekt) für ein Testvolumen von 1 × 10-3 cm3 nachgewiesen werden,
wenn als Testvolumen ein Produkt aus einer Beobachtungsfläche und einer
Ätztiefe durch ein optisches Mikroskop beobachtet wird, nachdem ein Hochglanz
polierter Silicium-Einkristall ohne Rühren mit einer Secco-Ätzlösung angeätzt
wurde.
Wie in Fig. 3 gezeigt, ist die axiale Position P0 des Ingot eine Domäne, die
vollständig von Leerstellen-Punktdefekten dominiert ist. Die Position P1 umfaßt
eine zentrale Domäne, in der Leerstellen-Punktdefekte vorherrschen. Die Position
P4 umfaßt einen Ring, in dem Zwischengitter-Silicium-Punktdefekte vorherrschen,
und eine zentrale perfekte Domäne. Die Position P3 weist keine Leerstellen-
Punktdefekte im Zentrum und auch keine Zwischengitter-Siliciumdefekte im
Randteil auf, so daß sie eine vollkommene perfekte Domäne ist.
Wie aus Fig. 3 hervorgeht, ist der Wafer W0, entsprechend Position P0, eine
Domäne, die vollständig von Leerstellen-Punktdefekten dominiert ist. Der Wafer
W1 entspricht Position P1 und enthält eine zentrale Domäne, in der Leerstellen-
Punktdefekte vorherrschen. Der Wafer W4 entspricht Position P4 und enthält einen
Ring, in dem Zwischengitter-Silicium-Punktdefekte vorherrschen, und eine
zentrale perfekte Domäne. Der Wafer W3 entspricht Position P3 und ist eine
vollkommen perfekte Domäne.
In dem Wafer W1 wird ein OSF-Ring in der Nachbarschaft der Hälfte des Radius
des Wafers W1, wie in Fig. 4 gezeigt, erzeugt, wenn der Wafer W1 bei
Temperaturen im Bereich von 1000°C ± 30°C 2 bis 5 h und anschließend bei
Temperaturen im Bereich von 1130°C ± 30°C für 1 bis 16 h wärmebehandelt
wird. Der Durchmesser des OSF-Rings nimmt von Wafer W1, entsprechend
Position P1, zu Wafer W0, entsprechend Position P0, zu, so daß keine OSF-Ringe
in dem Wafer W0, entsprechend Position P0, erzeugt werden, da der OSF-Ring
den Durchmesser des Ingot, wie in Fig. 5 gezeigt, übersteigt.
Der Wafer der ersten Ausführungsform ist der Wafer W0, entsprechend Position
P0. Im allgemeinen besitzen größere COP's das Bestreben, vom Rand in Richtung
des Zentrums des Wafers W0, entsprechend Position P0, aufzutreten. Das
Verfahren der ersten Ausführungsform besteht darin, die Domäne, entsprechend
Position P0, über die gesamte Länge eines Ingot wachsen zu lassen. Genauer
gesagt, besteht dieses Verfahren im Ziehen eines Ingot, derart, daß V/Ga bzw.
V/Gb 0,23 bis 0,50 mm2/min°C werden, wobei Ga ein axialer Temperaturgradient
im Zentrum des Ingot und Gb ein axialer Temperaturgradient am Rande des Ingot
ist. Dieses Ziehverfahren entspricht Anspruch 6. Das Ziehen führt so dazu, daß
die Anzahl von COP's von 0,12 µm oder größer 0,5 COP/cm2 oder kleiner wird
und daß die Anzahl von COP's, die kleiner sind als 0,12 µm, auf einen Bereich
von 3 bis 10 COP/cm2 begrenzt ist. V/Ga und V/Gb, die niedriger sind als
0,23 mm2/min°C, führen zu einem Problem des Auftretens von OSF's, und V/Ga
und V/Gb, die 0,50 mm/min°C überschreiten, führen zur Wachstumsinstabilität
eines Silicium-Einkristallingot.
COP's von 0,12 µm oder größer werden durch einen bestimmten Teilchenzähler,
wie vorstehend beschrieben, gemessen. COP's von 0,10 µm oder größer werden
durch den zuvor festgelegten Teilchenzähler, wie vorstehend beschrieben,
gemessen. Alternativ werden COP's, die kleiner sind als 0,12 µm durch Zählen
von FPD's oder auf der Basis von "Method for Detecting Micro Pits in a Silicon
Wafer" der japanischen Patentschrift Nr. 2 520 316 gemessen. Dieses
Nachweisverfahren besteht darin, die Wafer-Oberfläche mehrmals unter einer
bestimmten Bedingung unter Verwendung einer Ammoniak-basierenden
Reinigungslösung zu reinigen, bis die Anzahl von Vertiefungen auf der
Oberfläche des Silicium-Wafers unter Verwendung eines Teilchenzählers
gemessen werden kann; die Anzahl von Vertiefungen auf der Oberfläche des
Wafers nach der Reinigung mit dem Teilchenzählers mehrmals zu messen; die
Wafer-Oberfläche unter derselben Bedingung erneut zu reinigen; die Vertiefungen
auf der Oberfläche des Wafers nach der erneuten Reinigung mittels des
Teilchenzählers erneut zu messen; und die Größe und Anzahl von
Mikrovertiefungen auf der Oberfläche des Wafers nach einmaliger Reinigung auf
der Grundlage der Unterschiede zwischen den Messungen und der Anzahl der
Reinigungen, bis die Messung möglich wird, nachzuweisen.
Da die Größe der COP's je nach Hersteller und Modell des Teilchenzählers
unterschiedliche Werte aufweisen kann, bezieht sich "COP von 0,12 µm" hier auf
COP's mit einem Wert von 0,12 µm durch einen Teilchenzähler vom senkrechten
Eingabetyp der Serie SFS6200 von KLA-Tencor Inc. der Serie CR80 von ADE
Inc. oder der Serie LS6000 von Hitachi Electronics Engineering Ltd. Außerdem
ist der durch den Teilchenzähler gemessene Wert kein durch ein atomic force
microscope (AFM) tatsächlich gemessener Wert, sondern ein auf ein Polystyrol-
Latexteilchen bezogener Wert.
In dem Silicium-Wafer der ersten Ausführungsform wird ferner die
Sauerstoffkonzentration in dem Wafer gesteuert. Bei dem CZ-Verfahren kann die
Sauerstoffkonzentration in einem Wafer gesteuert werden beispielsweise durch
Änderung einer Strömungsgeschwindigkeit, mit der ein Zonenschmelzofen
beschickt wird, einer Rotationsgeschwindigkeit eines Quarztiegels zur
Aufbewahrung einer Siliciumschmelze und eines Drucks in dem
Zonenschmelzofen.
Wenn die Hersteller von Halbleiterbauteilen Silicium-Wafer fordern, die IG-
Effekte aufweisen, wird die Sauerstoffkonzentration in den Wafern auf 1,2 × 1018
Atome/cm3 bis 1,6 × 1018 Atome/c3 (alte ASTM) eingestellt, um dadurch die
Sauerstoffatome über den gesamten Wafer zu verteilen. Wenn demnach dieser
Silicium-Wafer durch den Halbleiter-Hersteller während eines Halbleiter-
Herstellungsverfahren wärmebehandelt wird, treten die Sauerstoffabscheidungen
in Bereichen vom Zentrum in Richtung des Rands des Wafers auf und zeigen
dadurch einen IG-Effekt. Zum Erreichen einer solchen Sauerstoffkonzentration
wird beispielsweise die Strömungsgeschwindigkeit von Argon so gesteuert, daß
sie 60 bis 110 l/min beträgt, die Rotationsgeschwindigkeit eines Quarztiegels zur
Aufnahme einer Siliciumschmelze wird so gesteuert, daß sie 4 bis 12 U/min
beträgt, und der Druck in einem Zonenschmelzofen wird so gesteuert, daß er 20
bis 80 Torr beträgt.
Wenn Silicium-Wafer, die IG-Effekte aufweisen, von Halbleiterherstellern nicht
gewünscht sind, wird die Sauerstoffkonzentration in den Wafern auf Werte
unterhalb von 1,2 × 1018 Atomen/cm3 (alte ASTM) eingestellt. Um eine solche
Sauerstoffkonzentration zu erreichen, wird beispielsweise die
Strömungsgeschwindigkeit von Argon so gesteuert, daß sie 80 bis 150 l/min
beträgt, die Rotationsgeschwindigkeit eines Quarztiegels zur Aufbewahrung einer
Siliciumschmelze wird so gesteuert, daß sie 4 bis 6 U/min beträgt, und der Druck
in einem Zonenschmelzofen wird gesteuert, daß er 15 bis 20 Torr beträgt.
Werden Silicium-Wafer, die durch In-Scheiben-Schneiden von Ingots hergestellt
wurden, die unter den zuvor genannten Bedingungen gezogen wurden, in einer
reduktiven Atmosphäre bei Temperaturen im Bereich von 1050°C bis 1220°C 30
bis 150 min wärmebehandelt, verschwinden COP's, die kleiner sind als 0,12 µm,
auch in einem Bereich von 3 bis 10 COP/cm2, wenn die Anzahl der COP's von
0,12 µm oder größer 0,5 COP/cm2 oder weniger, insbesondere 0 COP/cm2 beträgt.
Die Temperaturanstiegsgeschwindigkeit bei dieser Wärmebehandlung wird so
eingestellt, daß sie 15°C/min oder weniger beträgt. COP's verschwinden nicht
ausreichend unter den zuvor genannten untersten Grenzen von Temperatur und
Zeit, und die Wafer können beispielsweise durch Fe über die obersten Grenzen
hinaus verunreinigt werden. Als Ergebnis kann ein Wafer erhalten werden, in dem
die Anzahl der COP's in dem gesamten Wafer Null beträgt (COP frei) und der
praktisch frei ist von Verunreinigungen wie Fe und von
Abgleitungserscheinungen. Die reduktive Atmosphäre umfaßt eine Atmosphäre
von 100% Wasserstoff, eine Atmosphäre aus einem Gemisch von Wasserstoff
und Argon und eine Atmosphäre aus einem Gemisch von Wasserstoff und
Stickstoff.
Wenn ferner der Wafer, der durch In-Scheiben-Schneiden des unter der obigen
Bedingung gezogenen Ingot hergestellt wurde, in einer reduktiven Atmosphäre
wärmebehandelt wird, verschwinden die COP's und Agglomerate von
Leerstellen-Punktdefekten verschwinden im Inneren des Wafers, insbesondere in
einem Bereich von der Wafer-Oberfläche bis zu einer Tiefe von mindestens
0,2 µm.
Bei der zweiten Ausführungsform der Erfindung wird ein Silicium-Wafer aus
einer Siliciumschmelze auf der Basis der Voronkov-Theorie entsprechend der
ersten Ausführungsform gezogen. Wie in Fig. 6 gezeigt, wird das zuvor
festgelegte Ziehgeschwindigkeitsprofil für die zweite Ausführungsform der
Erfindung so bestimmt, daß das Verhältnis (V/G) von Ziehgeschwindigkeit zu
Temperaturgradient bei einem Wert gehalten wird, der gleich oder größer ist als
ein zweites kritisches Verhältnis ((V/G)2) zur Vermeidung des Auftretens von
Agglomeraten von Zwischengitter-Silicium-Punktdefekten; und der gleich oder
kleiner ist als das dritte kritische Verhältnis ((V/G)3) zur Begrenzung von
Agglomeraten von Leerstellen-Punktdefekten auf eine zentrale Domäne, in der
Leerstellen-Punktdefekte vorherrschen; wenn der Ingot aus einer
Siliciumschmelze in einem Zonenschmelzofen gezogen wird.
Wie in Fig. 3 gezeigt, verwendet die zweite Ausführungsform den Wafer W2,
entsprechend Position P2. Dieser Wafer W2 enthält in einem zentralen Bereich,
der schmaler ist als der Bereich des Wafers W2 eine Domäne, in der Leerstellen-
Punktdefekte vorherrschen. Im Gegensatz zu den ringförmigen OSF des Wafers
W1 (siehe Fig. 4) tritt diese kleinere Domäne, in der Leerstellen-Punktdefekte
vorherrschen und die an die perfekte Domäne angrenzt, nur in einer Scheibenform
im Zentrum des Wafers auf, wenn er in einer Atmosphäre von Sauerstoff bei
Temperaturen von 1000°C ± 30°C 2 bis 5 h und anschließend bei Temperaturen
von 1130°C ± 30°C 1 bis 16 h wird durch die übliche OSF-erzeugende
Wärmebehandlung wärmebehandelt wird. Der bei dieser zweiten
Ausführungsform der Erfindung verwendete Silicium-Wafer wird demnach durch
In-Scheiben-Schneiden eines Ingot hergestellt, der bei einem
Ziehgeschwindigkeitsprofil gezüchtet wurde, das selektiv so bestimmt wird, daß
OSF nur im Zentrum des Wafers entstehen, im Gegensatz zu Ringform-OSF, die
in Fig. 4 gezeigt sind. Fig. 8 ist eine Draufsicht auf den Wafer. Dieser Silicium-
Wafer W2 ist frei von COP's, da sich die COP's nicht in einer Ringform bilden.
Außerdem treten keine Versetzungsgrübchen auf.
Die Silicium-Wafer, die durch In-Scheiben-Schneiden des unter der obigen
Bedingung gezogenen Ingots hergestellt werden, werden durch die folgenden drei
charakteristischen Verfahren wärmebehandelt.
- a) Der Silicium-Wafer W2 wird in einem bei 800 bis 900°C gehaltenen Ofen unter eine Atmosphäre von 100% Sauerstoff oder eine Atmosphäre eines Gemisches von Sauerstoff und Stickstoff gegeben, die Temperatur wird mit einer Geschwindigkeit von 5 bis 10°C/min erhöht, bei Temperaturen von 1130°C bis 1200°C 1 min bis 6 h gehalten, und anschließend wird die Temperatur mit einer Geschwindigkeit von 4 bis 2°C/min abgesenkt. Der Einschluß von 20 bis 95% Stickstoff ist zur Absenkung der Sauerstoffkonzentration in der Nachbarschaft der Wafer-Oberfläche vorzuziehen. Dieses Wärmebehandlungsverfahren entspricht Anspruch 9.
- b) Der Silicium-Wafer W2 wird in einem bei 800 bis 900°C gehaltenen Ofen unter eine Atmosphäre von 100% Argon gegeben, die Temperatur wird mit einer Geschwindigkeit von 5 bis 10°C/min erhöht, bei Temperaturen von 1130°C bis 1200°C 1 min bis 6 h gehalten, und anschließend wird die Temperatur mit einer Geschwindigkeit von 4 bis 2°C/min abgesenkt. Dieses Wärmebehandlungsverfahren entspricht Anspruch 10.
- c) Der Silicium-Wafer W3 wird in einem bei 500 bis 800°C gehaltenen Ofen unter eine Atmosphäre von 100% Sauerstoff oder eine Atmosphäre eines Gemisches von Wasserstoff und Argon gegeben, die Temperatur wird mit einer Geschwindigkeit von 5 bis 10°C/min erhöht, bei Temperaturen von 1150°C bis 1250°C 1 min bis 4 h gehalten, und anschließend wird die Temperatur mit einer Geschwindigkeit von 4 bis 2°C/min abgesenkt. Die Atmosphäre des Gemisches von Wasserstoff und Argon ist vorzugsweise reich an Argon. Dies Wärmebehandlungsmethode entspricht Anspruch 11.
Bei jedem der obigen Verfahren (i) bis (iii) wachsen durch die Wärmebehandlung
bei der bestimmten Temperatur und für eine bestimmte Zeitdauer keine
Sauerstoff-Abscheidungskeime, die in einem Wafer existieren, so daß auch bei
der herkömmliche OSF-erzeugenden Wärmebehandlung keine OSF's auftreten. Je
höher die Wärmebehandlungstemperatur bei einem der Verfahren ist, desto höher
ist der Tempereffekt. Allerdings führt das Überschreiten der obersten Grenze zu
einer möglichen Verunreinigung wie Fe aus dem Wärmebehandlungsofen.
Insbesondere das Überschreiten von 1200°C bei Verfahren (i) führt zu der
möglichen Erzeugung eines Nitrid-Films auf der Wafer-Oberfläche oder zur
Erzeugung von Nitriden aufgrund von Stickstoff-Diffusion in den Wafer.
Außerdem führen Wärmebehandlungstemperaturen, die niedriger sind als die
unterste Grenze, zu einem geringen Tempereffekt, so daß Sauerstoff-
Abscheidungskeime wachsen. Die Wärmehandlung in einer Atmosphäre von
Argon oder Wasserstoff wie bei den Verfahren (ii) und (iii) führt im Vergleich zu
Verfahren (i) durch die Sauerstoff-Atmosphäre zu einer niedrigeren
Sauerstoffkonzentration an der Wafer-Oberfläche, wodurch im Vergleich zu
Verfahren (i) OSF's bei der Durchführung der herkömmlichen OSF-erzeugenden
Wärmebehandlung seltener auftreten.
Bei der dritten Ausführungsform der Erfindung wird ein Siliciumingot aus einer
Siliciumschmelze auf der Basis der Voronkov-Theorie entsprechend der ersten
Ausführungsform gezogen. Wie in Fig. 9 gezeigt, bezeichnet das Zeichen [I] eine
Domäne (ein viertes kritisches Verhältnis ist (V/G)4 oder kleiner), in der
Zwischengitter-Silicium-Punktdefekte vorherrschen und Zwischengitter-Silicium-
Punktdefekte enthalten sind, das Zeichen [V] bezeichnet eine Domäne (ein fünftes
kritisches Verhältnis ist (V/G)5 oder größer), in der in einem Ingot Leerstellen-
Punktdefekte vorherrschen und die Agglomerate von Leerstellen-Punktdefekten
enthält, und das Zeichen [P] bezeichnet eine perfekte Domäne (V/G)4 bis (V/G)5,
die keine Agglomerate von Leerstellen-Punktdefekten und Agglomerate von
Zwischengitter-Silicium-Punktdefekten enthält. Die der Domäne [P] benachbarte
Domäne [V] enthält eine Domäne [OSF]((V/G)5 bis (V/G)6) zum Bilden von
OSF-Keimen.
Die perfekte Domäne [P] wird außerdem in eine Domäne [P1] und eine Domäne
[PV] eingeteilt. Die Domäne [PI] weist ein V/G-Verhältnis von (V/G)4 bis zum
kritischen Punkt auf, und die Domäne [V] weist ein V/G-Verhältnis vom
kritischen Punkt bis (V/G)5 auf. Die Domäne [PI] grenzt demnach an die Domäne
[I] an und besitzt eine Zwischengitter-Silicium-Punktdefektdichte, die geringer ist
als die niedrigste Zwischengitter-Silicium-Punktdefektdichte, die zur Bildung von
Zwischengitterversetzungen in der Lage ist, und die Domäne [PV] grenzt an die
Domäne [V] an und besitzt eine Leerstellen-Punktdefektdichte, die geringer ist als
die niedrigste Leerstellen-Punktdefektdichte, die zur Bildung von OSF's in der
Lage ist.
Das zuvor festgelegte Ziehgeschwindigkeitsprofil der dritten Ausführungsform
wird so bestimmt, daß das Verhältnis (V/G) von Ziehgeschwindigkeit zu
Temperaturgradient zwischen dem fünften kritischen Verhältnis ((V/G)5),
entsprechend der Domäne [OSF] zum Bilden von OSF-Keimen, und einem
sechsten kritischen Verhältnis ((V/G)6) gehalten wird, wenn der Ingot aus einer
Siliciumschmelze in einem Zonenschmelzofen gezogen wird. Diese
Ausführungsform entspricht Anspruch 12.
Entsprechend Fig. 3, ist Fig. 10 eine Querschnittsansicht eines Ingot, wobei die
Ziehgeschwindigkeit unter kontinuierlicher Absenkung des Verhältnisses (V/G)
schrittweise verringert wird. In Fig. 20 bezeichnet das Zeichen [V] in einem Ingot
eine Domäne, in der Leerstellen-Punktdefekte vorherrschen. Das Zeichen [I]
bezeichnet eine Domäne, in der Zwischengitter-Silicium-Punktdefekte
vorherrschen, und das Zeichen [P] bezeichnet eine perfekte Domäne, die keine
Agglomerate von Leerstellen-Punktdefekten und keine Agglomerate von
Zwischengitter-Silicium-Punktdefekten aufweist. Wie vorstehend beschrieben,
wird die perfekte Domäne [P] ferner eingeteilt in eine Domäne [PI] und eine
Domäne [PV]. Die Domäne [PV] enthält in der perfekten Domäne [P] Leerstellen-
Punktdefekte, die nicht zu Agglomeraten ausgewachsen sind, und die Domäne
[PI] enthält in der perfekten Domäne [P] Zwischengitter-Silicium-Punktdefekte,
die nicht zu Agglomeraten ausgewachsen sind.
Der Wafer gemäß der dritten Ausführungsform der Erfindung ist ein Wafer W2,
entsprechend Position P2 in Fig. 10, entsprechend der zweiten Ausführungsform.
Bei der dritten Ausführungsform weist der Wafer W2 im Vergleich zu Wafer W1
über die Hälfte (50%) der gesamten Fläche des Wafers eine zentrale, durch
Leerstellen-Punktdefekte dominierte Domäne auf. Die Durchführung der zuvor
genannten OSF-erzeugenden Wärmebehandlung bei diesem Wafer W2 führt zum
Auftreten von OSF's nicht in Ringform, sondern in Scheibenform im Zentrum des
Wafers. In dem Wafer W1, der in Fig. 11 gezeigt ist, tritt in der Nachbarschaft des
Randes des Wafers ein OSF-Ring auf. In dem Wafer W2 gemäß der dritten
Ausführungsform treten OSF's in einem Bereich auf, der größer ist als 25% der
gesamten Wafer-Fläche. OSF's, die kleiner sind als 25% der gesamten Wafer-
Fläche, führen zu einem schmäleren BMD-Erzeugungsbereich, was
Schwierigkeiten bei der Ausübung eines ausreichenden IG-Effektes hervorruft.
Vorzugsweise nehmen OSF's 50 bis 80% der gesamten Waferfläche ein. Dieser
Wafer W2 wird hergestellt durch In-Scheiben-Schneiden eines Ingot, der mit
einem Ziehgeschwindigkeitsprofil gezogen worden ist, das selektiv so bestimmt
wurde, daß OSF's nicht in Ringform, sondern über dem Zentrum des Wafers, wie
in Fig. 12 gezeigt, erzeugt werden. Fig. 13 ist eine Draufsicht des Wafers W2.
Dieser Wafer W2 ist frei von COP's, da OSF's keine Ringform bilden. Außerdem
treten keine L/D's auf. Der Ingot zur Bereitstellung des Wafers W2 enthält
Sauerstoffabscheidungen ohne die Erzeugung von Versetzungen in einer
Konzentration von 2 × 104 bis 2 × 108 Versetzungen/cm2. Somit führt die
Durchführung der OSF-erzeugenden Wärmebehandlung mit dem Wafer W2 zum
Auftreten von Sauerstoffabscheidungen ohne Erzeugung von Versetzungen in
einer Dichte von 1 × 105 bis 3 × 107 Versetzungen/cm2. Da ein solcher Ingot
verwendet wird, wird es unnötig, Sauerstoff-Abscheidungskeime mit hoher Dichte
in einen Wafer durch Halten des Wafer-Zustandes bei relativ niedrigen
Temperaturen von 500 bis 800°C für 0,5 bis 20 h vor dem schnellen Abkühlen
einzubauen, wie in der japanischen offengelegten Patentanmeldung
Nr. HEI-8-45945 beschrieben. BMD-Dichten, die kleiner sind als 2 × 104
BMD's/cm2, führen zu Schwierigkeit bei der Ausübung eines ausreichenden IG-
Effektes beim schnellen Erwärmen in einem Wafer-Zustand. Außerdem ist der
Wert von 2 × 108 BMD's/cm2 die maximale Dichte von BMD's, deren Auftreten in
der OSF-Domäne gestattet ist.
Das Wärmebehandlungsverfahren der dritten Ausführungsform ist ein einmaliges
schnelles Erwärmen. Dieses schnelle Erwärmen wird in Wasserstoffgas oder in
einer Atmosphäre, die Wasserstoffgas enthält, durchgeführt. Genauer gesagt wird
der Silicium-Wafer W2, der Sauerstoffabscheidungen aufweist, ohne daß
Versetzungen in dem zuvor genannten Prozentsatz bei Raumtemperatur erzeugt
werden, schnell in einen auf Temperaturen auf 1100°C bis 1250°C aufgeheizten
Ofen eingebracht und 1 min bis 2 h gehalten. Ein weiteres Verfahren besteht in
der Anordnung des Silicium-Wafers W2, der Sauerstoffabscheidungen aufweist,
ohne daß Versetzungen in dem zuvor genannten Prozentsatz bei Raumtemperatur
erzeugt werden, in einem Ofen, der unter Verwendung einer Lampe schnell
aufgeheizt wird, die höhere Temperaturen zur erzeugen vermag, wobei zum Start
des Erwärmen ein Lampenschalter eingeschaltet wird, wodurch schnell auf
Temperaturen von 1100 bis 1250°C aufgeheizt wird, und im Halten des Silicium-
Wafer W2. Der Begriff "schnell Erwärmen" bedeutet hier die Durchführung einer
Wärmebehandlung bei einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit zwischen
3°C/min bis 150°C/s, vorzugsweise zwischen 30°C/min und 100°C/s. Das
schnelle Erwärmen des Wafers durch die Bestrahlung mit Lampenlicht gestattet
das gleichmäßige Erwärmen des Wafers unter Bereitstellung des Vorteils, daß
sich der Wafer weniger verzieht als bei Einbringen er in einen vorgeheizten Ofen.
Endtemperaturen, die niedriger sind als 1100°C, die durch schnelles Aufheizen
erreicht werden, führen zu einem unzureichenden Verschwinden von
Sauerstoffabscheidungen in der Nachbarschaft der Wafer-Oberfläche, wodurch
keine ausreichende DZ gewährleistet werden kann. Außerdem führt das
Überschreiten von 1250°C zum Auftreten von Versetzungen vor dem
Verschwinden von Sauerstoffabscheidungen in der Nachbarschaft der Wafer-
Oberfläche, wodurch keine ausreichende DZ gewährleistet werden kann.
Außerdem ist die Haltezeit von weniger als 1 min zu kurz, um
Sauerstoffabscheidungen in der Nachbarschaft der Wafer-Oberfläche zu
schrumpfen, was dazu führt, daß die Sauerstoffabscheidungen in der
Nachbarschaft der Wafer-Oberfläche unzureichend verschwinden und daß keine
ausreichende DZ gewährleistet werden kann. Das Überschreiten von 2 h führt zu
einer DZ mit übermäßiger Dicke und zur Beeinträchtigung der Produktivität.
Vorzugsweise wird die Haltezeit auf 1 min bis 1,5 h festgelegt.
Das Belassen des Silicium-Wafers bei Raumtemperatur nach dem schnellen
Erwärmen führt zur Bildung einer DZ über eine Tiefe von 1 bis 100 µm von der
Wafer-Oberfläche und stellt dadurch einen Wafer mit einer BMD-Dichte von
2 × 104 bis 2 × 108 BMD's/cm3 in einem Teilbereich bereit, der tiefer liegt als diese
DZ. Dieser Wafer weist einen stärkeren IG-Effekt auf.
Bei der vierten Ausführungsform der Erfindung wird entsprechend der ersten
Ausführungsform ein Siliciumingot aus einer Siliciumschmelze auf der Basis der
Voronkov-Theorie gezogen. Das zuvor bestimmte Ziehgeschwindigkeitsprofil der
vierten Ausführungsform wird so bestimmt, daß das Verhältnis (V/G) von
Ziehgeschwindigkeit zu Temperaturgradient zwischen dem vierten kritischen
Verhältnis ((V/G)4) zum Vermeiden des Auftretens von Agglomeraten von
Zwischengitter-Silicium-Punktdefekten und dem fünften kritischen Verhältnis
((V/G)5) zur Begrenzung von Agglomeraten von Leerstellen-Punktdefekten auf
die zentrale Ingotdomäne, in der Leerstellen-Punktdefekte vorherrschend,
gehalten wird, wenn der Ingot aus einer Siliciumschmelze in einem
Zonenschmelzofen gezogen wird. Diese Ausführungsform entspricht
Anspruch 14.
Der Wafer gemäß der vierten Ausführungsform ist der Wafer W3, entsprechend
der Position P3 in Fig. 10, und die Draufsicht hiervon ist in Fig. 14 gezeigt. Es ist
erforderlich, daß die Sauerstoffkonzentration des Wafers W3 0,8 × 1018 bis
1,4 c × 1018 Atome/cm3 beträgt (alte ASTM), so daß durch die folgende
Wärmebehandlung Sauerstoff-Abscheidungskeime in einer höheren als einer
gewünschten Dichte erzeugt werden. Der Wafer W3, entsprechend Position P3,
enthält eine vollkommen perfekte Domäne, die ein Gemisch der Domäne [Pv] und
der Domäne [PI] enthält, da dieser Wafer W3 keine Agglomerate von Leerstellen-
Punktdefekten im Zentrum und keine Agglomerate von Zwischengitter-Silicium-
Punktdefekten am Rande aufweist, wie vorstehend beschrieben.
Die Wärmebehandlungen der vierten Ausführungsform umfassen einen ersten
Wärmebehandlungsschritt und einen zweiten Wärmebehandlungsschritt. Der erste
Wärmebehandlungsschritt wird durchgeführt, indem der Wafer W3 in einer
Atmosphäre von Stickstoff, Argon, Wasserstoff oder Sauerstoff oder einem
Gemisch hiervon bei Temperaturen von 600°C bis 850°C 120 bis 250 min
gehalten wird. Das Erwärmen wird vorzugsweise durch Einbringen des Wafers in
einen bei 600 bis 850°C gehaltenen Wärmebehandlungsofen mit einer
Geschwindigkeit von 50 bis 100°C/min durchgeführt. Das Halten der
Temperaturen unterhalb von 600°C oder Haltezeiten, die kürzer sind als 30 min,
führt zu einer ungenügenden Zunahme der Sauerstoff-Abscheidungskeime, was
dazu führt, daß die BMD-Dichte, die zur Ausübung eines IG-Effektes bei
Durchführung des nächsten zweiten Wärmebehandlungsschrittes erforderlich ist,
nicht erreicht wird. Haltetemperaturen über 850°C führen aufgrund der
niedrigeren Dichte an Sauerstoff-Abscheidungskeimen der Domäne [PI] dazu, daß
die BMD-Dichte nicht erreicht wird, die zur Ausübung eines IG-Effekt bei
Durchführung des nächsten, zweiten Wärmebehandlungsschrittes erforderlich ist.
Haltetemperaturen zwischen 600°C bis 850°C und Haltezeiten über 90 min und
unter 120 min führen zur Einschränkung einer Abscheidungsmenge von
Sauerstoff-Abscheidungskeimen aufgrund überschüssiger Zwischengitter-
Punktdefekte, die die Bildung von Sauerstoff-Abscheidungskeimen begleiten.
Haltezeiten von 250 min oder länger führen zur einer verminderten Produktivität.
Der zweite Wärmebehandlungsschritt entspricht dem schnellen Erwärmen bei der
dritten Ausführungsform. Dieser zweite Schritt der Wärmebehandlung besteht
demnach im schnellen Erwärmen des Wafers in Wasserstoffgas oder in einer
Atmosphäre, die Wasserstoffgas enthält, von Raumtemperatur bis auf
Temperaturen von 1100°C bis 1250°C bei einer
Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 3°C/min bis 100°C/s und im Halten des
Wafers 1 min bis 2 h.
Entsprechend der zweiten Ausführungsform führt das Belassen des Silicium-
Wafers bei Raumtemperatur nach dem schnellen Erwärmen zur Bildung einer DZ
über eine Tiefe von 1 bis 100 µm von der Wafer-Oberfläche unter Bereitstellung
eines Wafers mit einer BMD-Dichte von 2 × 104 bis 2 × 108 BMD's/cm3 in einem
Teilbereich, der tiefer liegt als diese DZ. Dieser Wafer zeigt einen größeren IG-
Effekt.
Der Wafer gemäß der fünften Ausführungsform ist der Wafer W3, entsprechend
Position P3 in Fig. 10, die mit der vierten Ausführungsform identisch ist. Die
Draufsicht hiervon ist in Fig. 14 gezeigt. Die fünfte Ausführungsform entspricht
Anspruch 16.
Es ist erforderlich, daß die Sauerstoffkonzentration des Wafers W3 0,8 × 1018 bis
1,4 × 1018 Atome/cm3 (alte ASTM) beträgt, so daß durch die folgende
Wärmebehandlung Sauerstoff-Abscheidungskeime erzeugt werden, deren Dichte
höher ist als eine gewünschte Dichte. Der Wafer W3, entsprechend Position P3,
weist eine vollkommen perfekte Domäne auf, die das Gemisch der Domäne [PV]
und der Domäne [PI] enthält, da dieser Wafer W3 keine Agglomerate von
Leerstellen-Punktdefekten im Zentrum und keine Agglomerate von
Zwischengitter-Silicium-Punktdefekten am Rande aufweist, wie vorstehend
beschrieben.
Entsprechend der vierten Ausführungsform, umfassen die Wärmebehandlungen
der fünften Ausführungsform einen ersten Wärmebehandlungsschritt und einen
zweiten Wärmebehandlungsschritt. Der erste Wärmebehandlungsschritt besteht
im schnellen Erwärmen und wird durch Erwärmen des Wafers W3 in einer
Atmosphäre von Stickstoff, Argon, Wasserstoff oder Sauerstoff oder einem
Gemisch hiervon von Raumtemperatur bis auf Temperaturen von 1150 bis
1200°C mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 10°C/s bis 150°C/s
und Halten des Wafers W3 bei Temperaturen von 1150°C bis 1200°C für 0 bis
30 min durchgeführt. Im folgenden bedeutet eine Haltezeit von 0 s, daß nur eine
Temperaturerhöhung und kein Halten durchgeführt wird. Das Erwärmen wird
durchgeführt durch Einbringen des Wafers in einen bei Raumtemperatur
gehaltenen Zonenschmelzofen oder in das Innere eines Wärmebehandlungsofens,
der im Falle eines kontinuierlichen Betriebs durch die Restwärme bei einer
Temperatur von mehreren hundert Grad gehalten und mit einer Geschwindigkeit
von 50°C/s bis 100°C/s auf eine Temperaturen von 1150°C bis 1200°C erhöht
wird. Temperaturanstiegsgeschwindigkeiten, die langsamer sind als 10°C/s,
führen zu einer Zunahme der Sauerstoff-Abscheidungskeime, jedoch zu einer
Verschlechterung und somit zu einer unpraktischen Verarbeitungsfähigkeit.
Haltetemperaturen, die niedriger sind als 1150°C, führen zu einer unzureichenden
Zunahme der Sauerstoff-Abscheidungskeime, was zu einer unzureichenden BMD-
Dichte führt, die zur Ausübung eines IG-Effektes bei der Durchführung der
nächsten Wärmebehandlungsschritt erforderlich ist. Haltetemperaturen über
1200°C oder Haltezeiten über 30 s führen zu einem solchen Problem, wie
Abgleitungserscheinungen und Produktivitätsverschlechterung der Wärmebe
handlung. Temperaturanstiegsgeschwindigkeiten über 150°C/s führen zum
Problem der Abgleitungserscheinungen aufgrund der Eigenlastdispersion und
Ebenen-Temperaturverteilung.
Der zweite Wärmebehandlungsschritt entspricht dem schnellen Erwärmen der
dritten Ausführungsform. Dieser zweite Wärmebehandlungsschritt besteht
demnach im schnellen Erwärmen des Wafers in Wasserstoffgas oder in eine
Atmosphäre, die Wasserstoffgas enthält, von Raumtemperatur bis auf
Temperaturen von 1100°C bis 1250°C mit einer Temperatur
anstiegsgeschwindigkeit von 3°C/min bis 100°C/s und im Halten des Wafers für
1 min bis 2 h.
Entsprechend der dritten Ausführungsform führt das Belassen des Silicium-
Wafers bei Raumtemperatur nach dem schnellen Erwärmen zur Bildung zu einer
DZ über eine Tiefe von 1 bis 100 µm von der Wafer-Oberfläche unter
Bereitstellung eines Wafers mit einer BMD-Dichte von 2 × 104 bis 2 × 108
BMD/cm3 in einem Teilbereich, der tiefer liegt als diese DZ.
Bei der sechsten Ausführungsform der Erfindung wird entsprechend der ersten
Ausführungsform ein Siliciumingot aus einer Siliciumschmelze auf der Basis der
Voronkov-Theorie gezogen. Fig. 15A entspricht der oben beschriebenen Fig. 9.
In Fig. 15A bezeichnet das Zeichen [1] eine Domäne (ein viertes kritisches
Verhältnis ist (V/G)4 oder kleiner), in der Zwischengitter-Silicium-Punktdefekte
überwiegen und die Zwischengitter-Silicium-Punktdefekte enthält, das Zeichen
[V] bezeichnet eine Domäne (ein fünftes kritisches Verhältnis ist (V/G)5 oder
größer), in der in einem Ingot Lehrstellen-Punktdefekte überwiegen und die
Agglomerate von Leerstellen-Punktdefekten enthält; das Zeichen [P] bezeichnet
eine perfekte Domäne ((V/G)4 bis (V/G)5), die keine Agglomerate von
Leerstellen-Punktdefekten und Agglomerate von Zwischengitter-Silicium-
Punktdefekten enthält. Die der Domäne [P] benachbarte Domäne [V] enthält eine
Domäne [OSF] ((V/G)5) bis (V/G)6) zum Bilden von OSF-Keimen. Wie
vorstehend beschrieben, wird diese perfekte Domäne [P] weiterhin als Domäne
[PI] und Domäne [PV] klassifiziert.
Das zuvor bestimmte Ziehgeschwindigkeitsprofil der sechsten Ausführungsform
wird so bestimmt, daß das Verhältnis (V/G) einer Ziehgeschwindigkeit zu einem
Temperaturgradienten zwischen (V/G)4 zur Vermeidung des Auftretens von
Agglomeraten von Zwischengitter-Silicium-Punktdefekten und (V/G)5 zur
Begrenzung der Agglomerate von Leerstellen-Punktdefekten auf die Domäne im
Ingotzentrum, in der Lehrstellen-Punktdefekte dominieren, gehalten wird, wenn
der Ingot aus einer Siliciumschmelze in einem Zonenschmelzofen gezogen wird.
Diese Ausführungsform entspricht den Ansprüchen 18 bis 20. Das zuvor
bestimmte erfindungsgemäße Ziehgeschwindigskeitsprofil nach Anspruch 19 wird
so bestimmt, daß V/G zwischen dem kritischen Punkt und (V/G)5 liegt.
Wie vorstehend beschrieben, wird dieses Ziehgeschwindigkeitsprofil durch eine
Simulation auf der Basis der Voronkov-Theorie so bestimmt, wie durch
empirisches In-Scheiben-Schneiden eines Referenz-Ingot in axialer Richtung,
durch empirisches In-Scheiben-Schneiden eines Referenz-Ingot zu Wafern oder
durch Kombination dieser Techniken. Fig. 15E zeigt eine Situation, wobei die
Ziehgeschwindigkeit schrittweise von 1,2 mm/min auf 0,4 mm/min unter damit
verbundener kontinuierlicher Absenkung des Verhältnisses (V/G) vermindert
wird. Die Querschnittsansichten der Ingots sind für diesen Fall in Fig. 15B,
Fig. 15C bzw. Fig. 15D gezeigt. Die Abszissen der Figuren entsprechen der
Abszisse (V/G) von Fig. 15A. Fig. 15B ist eine Skizze anhand eines Röntgen-
Tomografiebildes nach einer Wärmebehandlung des Ingot in einer N2-
Atmosphäre bei 2000°C für 40 h. In dieser Figur treten die Domäne [V], die
Domäne [OSF], die Domäne [PV], die Domäne [PI] und die Domäne [I] auf, wenn
die Ziehgeschwindigkeit verringert wird. Fig. 15C ist ein
Defektverteilungsdiagramm des Kristalls, wenn der soeben gezogene Ingot (in
einem Zustand wie gewachsen) 30 min lang in Secco-Lösung angeätzt wird. In
Fig. 15C treten COP's und FPD's in der Domäne, entsprechend Domäne [V], auf,
und L/D's erscheinen in der Domäne, entsprechend Domäne [I]. Fig. 15D ist
ferner ein Defektverteilungsdiagramm des Kristalls, wenn der Ingot bei 1100°C
1 h in einer Atmosphäre von feuchtem O2 wärmebehandelt und dann 2 min mit
Secco-Ätzlösung angeätzt worden ist. In dieser Figur treten OSF auf.
Fig. 17A, Fig. 17B, Fig. 17C und Fig. 17D zeigen die Siliciumwafer W2,
W31, W3 50112 00070 552 001000280000000200012000285915000100040 0002010047345 00004 49993 und W32, die jeweils durch In-Scheiben-Schneiden des Ingot in Fig. 16
an vier Stellen, entsprechend Fig. 15B, erhalten werden. Der Wafer W2 enthält
eine zentrale, OSF-Keime bildende Domäne [OSF] und eine Domäne [PV] um sie
herum. Der Wafer W31 enthält nur die Domäne [PV]. Der Wafer W3 enthält eine
zentrale Domäne [PV] und eine Domäne [PI] um sie herum. Der Wafer W32 enthält
nur die Domäne [PI].
Es ist erforderlich, daß der Siliciumwafer der sechsten Ausführungsform ein
Wafer der zuvor genannten, in Fig. 17B, Fig. 17C bzw. Fig. 17D gezeigten
Wafer W31, W3 und W32 ist und eine Sauerstoff-Anfangskonzentration von
1,2 × 1018 Atomen/cm3 (alte ASTM) oder größer aufweist. Somit weist der zu
einem Siliciumwafer geschnitten Ingot eine Sauerstoffkonzentration von 1,2 × 1018
Atomen/cm3 (alte ASTM) oder größer auf. Dadurch sollen BMD's in einer Dichte
erzeugt werden, die größer ist als die in den Wafern W31, W3 und W32 durch den
ersten Wärmebehandlungsschritt gewünschte Dichte, so daß ein IG-Effekt auftritt.
Der erste Wärmebehandlungsschritt des Wafers W31, W3 oder W32 wird
durchgeführt unter Erwärmen des Wafers in einer Atmosphäre von
Wasserstoffgas oder Argongas von Raumtemperatur bis auf Temperaturen von
900-1200°C mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 5 bis 50°C/min
und Halten des Wafers für 5 bis 120 min, Die Verwendung der nicht oxidativen
Atmosphäre von Wasserstoff oder Argongas für die Wärmebehand
lungsatmosphäre soll, in der Nähe der Wafer-Oberfläche, die
Sauerstoffabscheidungs- oder OSF-Keime, die während des Kristallwachstums
eingebaut wurden, durch einen Diffusionseffekt von Sauerstoff aus dem Wafer
heraus unter Bildung einer DZ (einer Tiefe von etwa 1-5 µm) von der Wafer-
Oberfläche in die Tiefe zum Schrumpfen oder zum Verschwinden bringen.
Temperaturanstiegsgeschwindigkeiten über 50°C/min und Haltetemperaturen
unter 900°C oder Haltezeiten, die kürzer sind als 5 min, führen zu einem
verminderten Diffusionseffekt von Sauerstoff aus dem Wafer, so daß Sauerstoff-
Abscheidungskeime oder OSF-Keime, die während des Kristallwachstums
eingebaut wurden, nicht schrumpfen, wodurch die Bildung einer ausreichenden
DZ von der Wafer-Oberfläche in die Tiefe nicht erfolgt. Außerdem wird keine
BMD-Dichte erhalten, die zum Auftreten eines IG-Effektes in dem Wafer
erforderlich ist. Andererseits führen Temperaturanstiegsgeschwindigkeiten, die
kleiner sind als 5°C/min, und Haltetemperaturen über 1200°C zur
Verschlechterung der Hitzebeständigkeit der Ofen- und Plattenmaterialien und
zur Verschlechterung der Produktivität der Wärmebehandlung. Der erste
Wärmebehandlungsschritt besteht vorzugsweise im Erwärmen des Wafers von
Raumtemperatur bis auf Temperaturen von 1000 bis 1200°C mit einer
Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 10 bis 40°C/min und im Halten für 10
bis 60 min.
Der zweiten Wärmebehandlungsschritt wird vorzugsweise nach dem ersten
Wärmebehandlungsschritt durchgeführt, da dann die BMD-Dichte erhöht und der
IG-Effekt verbessert wird.
Der zweite Wärmebehandlungsschritt des Wafers W31 (Anspruch 19) wird
durchgeführt durch Einbringen des Wafers W31 in eine Stickstoffatmosphäre oder
oxidative Atmosphäre bei Raumtemperatur in einem Ofen bei Temperaturen von
500 bis 800°C, Erwärmen des Wafers bis auf Temperaturen von 750 bis 1100°C
mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 10 bis 50°C/min, und Halten
des Wafers 4 bis 48 h. Die Verwendung einer Stickstoffatmosphäre oder
oxidativen Atmosphäre als Wärmebehandlungsatmosphäre soll die während des
ersten Wärmebehandlungsschrittes gebildete BMD-Dichte weiter erhöhen.
Temperaturanstiegsgeschwindigkeiten über 50°C/min und Haltetemperaturen
unter 750°C oder Haltezeiten, die kürzer sind als 4 h, führen dazu, daß die
ausreichende Erhöhung der BMD-Dichte erschwert ist. Andererseits führen
Temperaturanstiegsgeschwindigkeiten unter 10°C/min und Haltetemperaturen
über 1100°C oder Haltezeiten über 48 h zu einer Verschlechterung der
Produktivität der Wärmebehandlung. Der zweiten Wärmebehandlungsschritt
besteht in diesem Fall vorzugsweise darin, den Wafer von Raumtemperatur unter
Erwärmen des Wafers mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 10 bis
40°C/min auf Temperaturen von 800 bis 1000°C in einen Ofen bei Temperaturen
von 600 bis 800°C einzubringen und im Halten des Wafers für 6 bis 40 h.
Der zweite Wärmebehandlungsschritt des Wafers W3 oder W32 (Anspruch 20)
wird durchgeführt durch Einbringen des Silicium-Wafers W3 oder W32 nach
dessen erstem Wärmebehandlungsschritt in einer Stickstoffatmosphäre oder
oxidativen Atmosphäre von Raumtemperatur in einen Ofen bei Temperaturen von
400 bis 700°C unter Erwärmen des Wafers bis auf Temperaturen von 800 bis
1100°C mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 0,5 bis 10°C/min und
durch Halten des Wafers für 0,5 bis 40 h. Der Grund für die Verwendung der
Stickstoffatmosphäre oder der oxidativen Atmosphäre als
Wärmebehandlungsatmosphäre entspricht dem obigen Grund. Temperatur
anstiegsgeschwindigkeiten über 110°C/min und Haltetemperaturen unter 800°C
oder Haltezeiten unter 0,5 h führen dazu, daß die gleichmäßige Bildung von
BMD's auf der Wafer-Oberfläche erschwert ist. Andererseits führen
Temperaturanstiegsgeschwindigkeiten unter 0,5°C/min und Haltetemperaturen
über 1100°C oder Haltezeiten über 40 h zu einer geringeren Produktivität der
Wärmebehandlung. Der zweite Wärmebehandlungsschritt besteht in diesem Fall
vorzugsweise im Einbringen des Wafers von Raumtemperatur in einen Ofen bei
Temperaturen von 300 bis 600°C unter Erwärmen des Wafers bis auf
Temperaturen von 900 bis 1000°C mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit
von 1 bis 3°C/min und im Halten des Wafers 1 bis 12 h.
Die Durchführung des ersten Wärmebehandlungsschrittes macht eine Sauerstoff
donor-Beseitigungsbehandlung bei den Wafer-Herstellungsverfahren unnötig.
Bei der siebten Ausführungsform der Erfindung wird entsprechend der ersten
Ausführungsform ein Siliciumingot aus einer Siliciumschmelze auf der Basis der
Voronkov-Theorie gezogen. Das zuvor bestimmte Ziehgeschwindigkeitsprofil der
siebten Ausführungsform wird so bestimmt, daß das Verhältnis (V/G) einer
Ziehgeschwindigkeit zu einem Temperaturgradienten in Fig. 15A zwischen dem
kritischen Punkt (V/G) und (V/G)6 gehalten wird, wenn der Ingot aus einer
Siliciumschmelze in einem Zonenschmelzofen gezogen wird. Diese
Ausführungsform entspricht den Ansprüchen 18 und 22.
Der Siliciumwafer der siebten Ausführungsform ist der in Fig. 17A gezeigte
Wafer W2, und es ist erforderlich, daß er eine Sauerstoff-Anfangskonzentration
von größer als 1,2 × 1018 Atome/cm2 aufweist (alte ASTM). Somit besitzt der Ingot
vor dem Schneiden zu einem Siliciumwafer eine Sauerstoffkonzentration von
größer als 1,2 × 1018 Atome/cm3 (alte ASTM). Diese soll BMD's in einer Dichte
erzeugen, die größer ist als die in dem Wafer W2 durch den erste
Wärmebehandlungsschritt gewünschte Dichte, so daß ein IG-Effekt auftritt.
Der erste Wärmebehandlungsschritt und der zweite Wärmebehandlungsschritt
dieses Silicium-Wafers entsprechen den bei der sechsten Ausführungsform
beschriebenen Wärmebehandlungsschritten für die Wafer W3, W31 oder W32
(Ansprüche 18 oder 19), so daß eine wiederholte Erläuterung dieser Behandlungen
weggelassen wird.
Im folgenden werden Beispiele für die Erfindung zusammen mit
Vergleichsbeispielen beschrieben.
Ein Ingot wurde gezogen, um die Domäne, entsprechend der in Fig. 3 gezeigten
Position PO, so zu züchten, daß V/Ga bzw. V/Gb etwa 0,27 mm2/min°C betragen,
wobei Ga ein axialer Temperaturgradient im Zentrum des Ingot und Gb ein
axialer Temperaturgradient am Rand des Ingot bedeutet. Zur Steuerung der
Sauerstoffkonzentration in dem Ingot zu diesem Zeitpunkt wurde die
Strömungsgeschwindigkeit von Argon bei etwa 110 l/min gehalten, die
Rotationsgeschwindigkeit des Quarztiegels zum Lagern der Siliciumschmelze
wurde bei etwa 5 bis 10 U/min gehalten, und der Druck in dem
Zonenschmelzofen wurde bei etwa 60 Torr gehalten.
Siliciumwafer, die aus dem so gezogenen Ingot geschnitten wurden, wurden
geläppt, abgerundet und anschließend unter Herstellung von Siliciumwafern mit
jeweils einem Durchmesser von 8 in. und einer Dicke von 740 µm Hochglanz
poliert. Fünf der hergestellten Siliciumwafer wurden zum Messen der Anzahl von
COP's eingesetzt, und weitere fünf Wafer wurden zum Messen der
Sauerstoffkonzentration in den Wafern verwendet.
Siliciumwafer, die auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 erhalten wurden,
wurden verwendet, um zu prüfen, ob OSF's erzeugt wurden oder nicht. Weitere 5
Siliciumwafer wurden in einer Atmosphäre von 100% Wasserstoff bei einer
Temperatur von 1130°C 90 min wärmebehandelt.
Die Anzahl der COP's von 0,12 µm oder größer wurde durch einen Laser-
Teilchenzähler (SFS6200, hergestellt von KLA-Tencor, Inc.) in einem Kreis mit
einem Durchmesser von 200 mm auf der Siliciumwafer-Oberfläche von jedem der
5 Wafer gemäß Beispiel 1 gezählt. Außerdem wurde mit dem gleichen Laser-
Teilchenzähler die Anzahl der COP's, die kleiner waren als 0,12 µm, in dem Kreis
mit einem Durchmesser von 200 mm auf der Siliciumwafer-Oberfläche für jeden
der gleichen 5 Siliciumwafer auf der Grundlage des zuvor genannten Artikels
"Method for Detecting Micro Pits in a Silicium Wafer" der japanischen
Patentschrift Nr. 2 520 316 gezählt.
Zum Vergleich wurde ein Vergleichsbeispiel 1 aus einem Siliciumwafer
hergestellt, der bei einer Messung mit dem gleichen Laser-Teilchenzähler COP's
einer Größe von kleiner als 0,12 µm in einer Dichte von 5 COP/cm2 und COP's,
die größer waren als 0,12 µm, in einer Dichte von 1 COP/cm2, enthielt. Dieser
Siliciumwafer des Vergleichsbeispiels 1 wurde unter der gleichen Bedingung wie
in Beispiel 2 unter Herstellung eines Vergleichsbeispiels 2 wärmebehandelt.
Durch Sekundärionen-Massenspektrometrie (SIMS) wurden jeweils die
Sauerstoffkonzentrationen der 5 Siliciumwafer von Beispiel 1 und
Vergleichsbeispiel 1 in einer Tiefe von 5 µm von der Wafer-Oberfläche
gemessen. Die Mittelwerte hiervon sind jeweils in Tabelle 1 gezeigt.
Die Siliciumwafer des Beispiels 2 und Vergleichsbeispiel 2 wurden bei 1000°C
2 h durch eine pyrogene Oxidationsmethode und anschließend bei 1100°C 12 h
wärmebehandelt, um zu überprüfen, ob OSF erzeugt wurden. Mit dem Laser-
Teilchenzähler (SFS6200, hergestellt von KLA-Tencor, Inc.) wurde die Anzahl
von COP's von 0,12 µm oder größer innerhalb eines Kreises mit einem
Durchmesser von 200 mm auf der Siliciumwafer-Oberfläche von jedem der
restlichen fünf Siliciumwafer gezählt. Außerdem wurde mit dem gleichen
Teilchenzähler die Anzahl der COP's, die kleiner waren als 0,12 µm, in dem Kreis
eines Durchmessers von 200 mm auf der Siliciumwafer-Oberfläche von jedem der
gleichen 5 Siliciumwafer auf der Grundlage des zuvor genannten Artikels
"Method für Detecting Micro Pits in a Silicium Wafer" der japanischen
Patentschrift Nr. 2 520 316 gezählt. Die Mittelwerte hiervon sind jeweils in
Tabelle 1 gezeigt.
Wie aus Tabelle 1 hervorgeht, betrug die Anzahl von COP's, die kleiner waren als
0,12 µm, 5 COP/cm2 in dem Siliciumwafer von Vergleichsbeispiel 1 und im
Durchschnitt 6,5 COP/cm2 in dem Siliciumwafer von Beispiel 1. Außerdem
betrug die Anzahl von COP's von 0,12 µm oder größer 1 COP/cm2 in dem
Siliciumwafer des Vergleichsbeispiels 1 und im Durchschnitt weniger als 0,35
COP/cm2 in dem Siliciumwafer von Beispiel 1. Jeder Siliciumwafer von Beispiel
1 und Vergleichsbeispiel 1 wies eine Sauerstoffkonzentration von etwa 1,3 × 1018
Atome/cm3 auf und war als IG-Wafer geeignet.
In dem Siliciumwafer von Vergleichsbeispiel 2 wurden OSF erzeugt, wobei die
Anzahl von COP's, die kleiner waren als 0,12 µm, im Durchschnitt 2 COP/cm2
und die Anzahl von COP's von 0,12 µm oder größer im Durchschnitt 0,5
COP/cm2 betrug. Im Gegensatz dazu erzeugte der Siliciumwafer von Beispiel 2
keine OSF's, COP's von 0,12 µm oder größer wurden natürlich nicht
nachgewiesen, und COP's, die kleiner waren als 0,12 µm, wurden natürlich
ebenfalls nicht nachgewiesen, d. h. sie betrugen Null.
COP's, die kleiner waren als 0,12 µm und in dem Wafer von Vergleichsbeispiel 1
auftraten, verschwanden in dem in einer Atmosphäre von Wasserstoff
wärmebehandelten Wafer von Vergleichsbeispiel 2 demnach nicht. Der Grund
dafür besteht darin, daß die COP's in dem Wafer von Vergleichsbeispiel 1 größer
waren als die COP's des Wafers von Beispiel 1 und somit bei Temperaturen in der
Größenordnung von 1130°C nicht vollständig verschwanden.
Siliciumwafer, die auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 erhalten worden waren,
wurden in einer Atmosphäre von 100% Wasserstoff 90 min bei Temperaturen
von 1050°C, 1100°C, 1150°C, 1200°C bzw. 1220°C wärmebehandelt. Der
dielektrische Durchschlag zum Zeitpunkt Null (TZDB) wurde für jeden der so
wärmebehandelten Wafer gemessen. Bei dieser Messung wurde die Ausbeute
eines jeden Wafers durch Bilden eines Oxidfilms einer Dicke von 9 nm auf der
Wafer-Oberfläche, Bilden einer Elektrode darauf und Anlagen einer
Spannungsbeanspruchung von 10 mV/cm an den Wafer überprüft. Das Ergebnis
ist in Fig. 18 gezeigt.
Fünf auf die gleiche Weise wie Vergleichsbeispiel 1 erhalten Siliciumwafer
wurden in einer Atmosphäre von 100% Wasserstoff 90 min bei Temperaturen
von 1050°C, 1100°C, 1150°C, 1200°C bzw. 1220°C wärmebehandelt. Der
dielektrische Durchschlag zum Zeitpunkt Null (TZDB) wurde für jeden der so
wärmebehandelten Wafer entsprechend Beispiel 3 gemessen, und die Ausbeute
eines jeden Wafers wurde getestet. Die Ergebnisse sind ebenfalls in Fig. 18
gezeigt.
Wie aus Fig. 18 hervorgeht, betrug die Ausbeute von Beispiel 3 bei
Temperaturen von 1050 bis 1220°C praktisch 100%, wohingegen die Ausbeute
bei 1150°C in Vergleichsbeispiel 3 knapp über 90% lag.
Fünf auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 erhaltene Siliciumwafer wurden in
einer Atmosphäre von 100% Wasserstoff bei einer Temperatur von 1130°C
90 min wärmebehandelt. Auf jeder Wafer-Oberfläche bildete sich ein Oxidfilm
einer Dicke von 500 nm, entsprechend einer Wärmebehandlung während eines
Halbleiter-Herstellungsverfahrens. Dieser Oxidfilm wurde durch
Fluorwasserstoffsäure entfernt, und auf der Wafer-Oberfläche, von der der
vorherige Oxidfilm entfernt worden war, wurde erneut ein Oxidfilm in einer
Dicke von 9 nm gebildet, so daß entsprechend Beispiel 3 eine Messung des
dielektrischen Durchschlags zum Zeitpunkt (TZDB) durchgeführt wurde, um
dadurch die Ausbeute eines jeden Wafers überprüfen. Das Ergebnis hiervon ist in
Fig. 19 gezeigt.
Jeweils fünf auf die gleiche Weise wie in Vergleichsbeispiel 1 erhaltene
Siliciumwafer wurden unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 4 der
Wärmebehandlung, Oxidfilmbildung, Oxidfilmentfernung und der erneuten
Oxidfilmbildung unterworfen. Anschließend wurde entsprechend Beispiel 3 der
dielektrische Durchschlag zum Zeitpunkt Null (TZDB) gemessen bzw. die
Ausbeuten der Wafer wurden überprüft. Das Ergebnis hiervon ist in Fig. 19
gezeigt.
Wie aus Fig. 19 hervorgeht, betrug die Ausbeute von Beispiel 4 praktisch 100%,
wohingegen die Ausbeute des Vergleichsbeispiels 4 in der Größenordnung von
60% lag. Dies bewies, daß der Wafer von Beispiel 4 nach der Wasserstoff-
Wärmebehandlung mindestens bis zu einer Tiefe von 0,5 µm von der Wafer-
Oberfläche keine Agglomerate von Leerstellen-Punktdefekten enthielt.
Ein auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 erhaltener Siliciumwafer wurde in
eine Atmosphäre von 100% Wasserstoff bei einer Temperatur von 1130°C
90 min wärmebehandelt. Dieser Wafer wurde anschließend wiederholt mit einer
SC-1-Reinigungslösung (NH4OH : H2O2 : H2O = 1 : 1 : 5) gereinigt, um den Wafer von
der Wafer-Oberfläche in Tiefenrichtung schrittweise um 0,1 µm, 0,2 µm, 0,3 µm,
0,4 µm und 0,5 µm anzuätzen. Bei den jeweiligen Schritten wurde die Anzahl der
COP's in der Wafer-Oberfläche mit einem Laser-Teilchenzähler (SFS6200,
hergestellt von KLA-Tencor, Inc.) getestet. Das Ergebnis hiervon ist in Fig. 20
gezeigt.
Ein auf die gleiche Weise wie in Vergleichsbeispiel 1 erhaltener Siliciumwafer
wurde unter der gleichen Bedingung wie Beispiel 5 wärmebehandelt und
wiederholt durch eine SC-1-Reinigungsflüssigkeit gereinigt und schrittweise
angeätzt. Die COP's des Wafers wurden mit dem gleichen Teilchenzähler wie in
Beispiel 5 gemessen. Das Ergebnis ist in Fig. 20 gezeigt.
Wie aus Fig. 20 hervorgeht, war der Siliciumwafer von Beispiel 5 überall frei
von COP's, wohingegen die Anzahl der COP's des Siliciumwafers von
Vergleichsbeispiel 5 mit zunehmender Tiefe von der Wafer-Oberfläche anstieg.
Ein Ingot wurde gezogen, so daß die Position P2 entsprechende, in Fig. 3
gezeigte Domäne über die gesamte Länge des Ingot wuchs. Siliciumwafer, die aus
dem so gezogenen Ingot geschnitten wurden, wurden zur Herstellung geläppt,
abgerundet und Hochglanz-poliert.
In einer Atmosphäre eines Gemisches von 80% Stickstoff und 20% Sauerstoff
wurden die oben hergestellten Siliciumwafer in einen bei 800°C gehaltenen Ofen
gegeben, die Temperatur wurde mit einer Geschwindigkeit von 10°C/min erhöht,
2 h bei einer Temperatur von 1200°C gehalten und anschließend die Temperatur
mit einer Geschwindigkeit von 3°C/min erniedrigt (Beispiel 6). Außerdem wurde
noch einer der oben hergestellten Siliciumwafer entsprechend Beispiel 6
wärmebehandelt, mit der Ausnahme, daß die Haltetemperatur auf 1150°C
eingestellt wurde (Beispiel 7).
Noch einer der oben hergestellten Siliciumwafer wurde entsprechend Beispiel 6
(Vergleichsbeispiel 6) wärmebehandelt, mit der Ausnahme, daß die Durchführung
in einer Atmosphäre eines Gemisches von 80% Stickstoff und 20% Sauerstoff
bei einer Haltetemperatur von 1100°C erfolgte. Noch ein weiterer der oben
hergestellten Siliciumwafer wurde entsprechend Beispiel 6 (Vergleichsbeispiel 6)
wärmebehandelt, mit der Ausnahme, daß die Durchführung in einer Atmosphäre
eines Gemisches von 80% Stickstoff und 20% Sauerstoff bei einer
Haltetemperatur von 1000°C erfolgte. Noch ein weiterer der oben hergestellten
Siliciumwafer wurde nicht wärmebehandelt (Vergleichsbeispiel 8).
Ein weiterer der oben hergestellten Siliciumwafer wurde in einer Atmosphäre von
100% Argon in einen bei 800°C gehaltenen Ofen eingeführt. Die Temperatur
wurde mit einer Geschwindigkeit von 10°C/min erhöht, 2 h bei einer Temperatur
von 1200°C gehalten, und anschließend wurde die Temperatur mit einer
Geschwindigkeit von 3°C/min verringert (Beispiel 8). Noch ein weiterer der oben
hergestellten Siliciumwafer wurde entsprechend Beispiel 8 wärmebehandelt, mit
der Ausnahme, daß die Durchführung in einer Atmosphäre von 100% Argon bei
einer Haltetemperatur von 1150°C erfolgte (Beispiel 9).
Ein weiterer der oben hergestellten Siliciumwafer wurde entsprechend Beispiel 8
wärmebehandelt, mit der Ausnahme, daß die Durchführung in einer Atmosphäre
von 100% Argon bei einer Haltetemperatur von 1100°C erfolgte
(Vergleichsbeispiel 9). Noch ein weiterer der oben hergestellten Siliciumwafer
wurde entsprechend Beispiel 8 wärmebehandelt, mit der Ausnahme, daß die
Durchführung in einer Atmosphäre von 100% Argon bei einer Haltetemperatur
von 1000°C erfolgte (Vergleichsbeispiel 10).
Ein weiterer der oben hergestellten Siliciumwafer wurde in einer Atmosphäre von
100% Wasserstoff in einen bei 700°C gehaltenen Ofen eingeführt, die
Temperatur wurde mit einer Geschwindigkeit von 10°C/min erhöht, 2 h bei einer
Temperatur von 1200°C gehalten, und anschließend wurde die Temperatur mit
einer Geschwindigkeit von 3°C/min verringert (Beispiel 10). Noch ein weiterer
der oben hergestellten Siliciumwafer wurde entsprechend Beispiel 10
wärmebehandelt, mit der Ausnahme, daß die Durchführung in einer Atmosphäre
von 100% Wasserstoff bei einer Haltetemperatur von 1150°C erfolgte (Beispiel
11).
Ein weiterer der oben hergestellten Siliciumwafer wurde entsprechend Beispiel 10
wärmebehandelt, mit der Ausnahme, daß die Durchführung in einer Atmosphäre
von 100% Wasserstoff bei einer Haltetemperatur von 1100°C erfolgte
(Vergleichsbeispiel 10). Noch ein weiterer der oben hergestellten Siliciumwafer
wurde entsprechend Beispiel 10 wärmebehandelt, mit der Ausnahme, daß die
Durchführung in einer Atmosphäre von 100% Wasserstoff bei einer
Haltetemperatur von 1000°C (Vergleichsbeispiel 12) erfolgte.
Ein weiterer der oben hergestellten Siliciumwafer wurde in einer Atmosphäre von
100% Sauerstoff in einen bei 800°C gehaltenen Ofen eingeführt, die Temperatur
wurde mit einer Geschwindigkeit von 10°C/min erhöht, 2 h bei einer Temperatur
von 1200°C gehalten, und anschließend wurde die Temperatur mit einer
Geschwindigkeit von 3°C/min verringert (Beispiel 12). Noch ein weiterer der
oben hergestellten Siliciumwafer wurde entsprechend Beispiel 10 wärme
behandelt, mit der Ausnahme, daß die Durchführung in einer Atmosphäre von
100% Sauerstoff bei einer Haltetemperatur von 1150°C erfolgte (Beispiel 13).
Noch ein weiterer der oben hergestellten Siliciumwafer wurde entsprechend
Beispiel 12 wärmebehandelt, mit der Ausnahme, daß die Durchführung in einer
Atmosphäre von 100% Sauerstoff bei einer Haltetemperatur von 1100°C erfolgte
(Vergleichsbeispiel 13). Noch ein weiterer der oben hergestellten Siliciumwafer
wurde entsprechend Beispiel 12 wärmebehandelt, mit der Ausnahme daß die
Durchführung in einer Atmosphäre von 100% Sauerstoff bei einer
Haltetemperatur von 1000°C erfolgte (Vergleichsbeispiel 14).
In den Beispielen 6 bis 13 und in den Vergleichsbeispielen 6 bis 14
wärmebehandelte Siliciumwafer wurden pyrogen oxidiert. Die Wafer wurden
demnach bei einer Temperatur von 1000°C 4 h und anschließend bei einer
Temperatur von 1130°C 3 h wärmebehandelt, und anschließend wurde die
Sauerstoffabscheidungsdichte im Zentrum eines jeden Wafers durch ein optisches
Mikroskop gemessen. Das Ergebnis hiervon ist in Fig. 21 gezeigt. Die
Entstehung von OSF's wurde ferner visuell überprüft.
Wie in Fig. 21 gezeigt, überstieg die Sauerstoffabscheidungsdichte 1 × 103/cm3,
wenn die herkömmliche OSF-erzeugende Behandlung für jeden der Siliciumwafer
von Vergleichsbeispiel 6 bis 14 durchgeführt wurde, so daß weißliche OSF's im
Zentrum des Wafers auftraten. Andererseits war die Sauerstoffabscheidungsdichte
geringer als 1 × 103/cm3, auch wenn die herkömmliche OSF-erzeugende
Behandlung für jeden der Siliciumwafer der Beispiele 6 bis 13 durchgeführt
wurde, so daß keine OSF's auftraten. Insbesondere war die
Sauerstoffabscheidungsdichte von Beispiel 6 bis 11, wobei die Behandlung in
einer Atmosphäre eines Gemisches von Sauerstoff und Stickstoff, in einer Argon-
Atmosphäre oder in einer Atmosphäre von 100% Wasserstoff erfolgte, etwa
1 × 102/cm3, d. h. im Vergleich mit den in einer Atmosphäre von 100% Sauerstoff
wärmebehandelten Beispielen 12 und 13 um etwa eine Zehnerpotenz kleiner.
Bor(B)-dotierte P-Typ-Siliciumingots mit jeweils einem Durchmesser von 8 in.
wurden mit einem Siliciumeinkristall-Ziehgerät gezogen. Jeder Ingot wies eine
gerade Körperlänge von 1200 mm, eine Kristallorientierung von (100), einen
spezifischen Widerstand von etwa 10 Ωm und eine Sauerstoffkonzentration von
1,0 × 1018 Atome/cm3 (alte ASTM) auf. Die Anzahl der Ingots betrug zwei. Sie
wurden unter derselben Bedingung unter kontinuierlicher Abnahme von V/G
beim Ziehen von 0,24 mm/min°C auf 0,18 mm/min°C gezüchtet. Einer der Ingots
wurde, wie in Fig. 10 gezeigt, zur Überprüfung der Positionen der
entsprechenden Domänen in Ziehrichtung zentral geschnitten, und der andere
Ingot wurde unter Bereitstellung eines Siliciumwafer W2, entsprechend der
Position P2 in Fig. 10, als Probe in Scheiben geschnitten. Der Wafer W2 als
Probe in diesem Beispiel enthält eine zentrale, Lehrstellen-Punktdefekt-
dominierte Domäne, die der Hälfte (50%) der gesamten Wafer-Oberfläche
entspricht. Die Durchführung der OSF-erzeugenden Wärmebehandlung für den
Wafer W2 führte zum Auftreten von OSF's, die breiter waren als 25% der
gesamten Waferfläche, wie in Fig. 13 gezeigt, nicht in Ringform, sondern in
Scheibenform im Wafer-Zentrum.
Der aus dem Ingot geschnittene und anschließend Hochglanz-polierte Wafer W2
wurde durch Erwärmen des Wafers in einer Atmosphäre von 10% Wasserstoffgas
und 90% Argongas von Raumtemperatur bis auf 1200°C mit einer
Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von ungefähr 50°C/min und anschließendes
Halten des Wafers bei 1200°C 90 s wärmebehandelt.
Bor(B)-dotierte p-Typ-Siliciumingots jeweils eines Durchmessers von 8 in.
wurden mit dem gleichen Gerät wie in Beispiel 14 gezogen. Jeder Ingot besaß
eine gerade Körperlänge, eine Kristallorientierung, einen spezifischen Widerstand
und eine Sauerstoffkonzentration, entsprechend jeweils Beispiel 14. Die Anzahl
der Ingots betrug zwei. Sie wurden unter der gleichen Bedingung durch Kontrolle
von V/G entsprechend Beispiel 14 gezüchtet. Einer der Ingots wurde in
Ziehrichtung, wie in Fig. 10 gezeigt, zur Überprüfung der Positionen der
entsprechenden Domänen zentral geschnitten, und der andere Ingot wurde unter
Bereitstellung eines Silicium-Wafers W3, entsprechend Position P3 in Fig. 10, als
Probe in Scheiben geschnitten. Der Wafer W3 als Probe bei diesem
Vergleichsbeispiel enthielt keine OSF's in Scheibenform, da sich die OSF-Scheibe
bei der OSF-erzeugenden Wärmebehandlung im Vergleich zu Beispiel 14
verkleinerte und verschwand. Dieser Wafer W3 wurde entsprechend Beispiel 14
wärmebehandelt.
Die Wafer des Beispiels 14 und Vergleichsbeispiel 15 wurden gereinigt, an der
Wafer-Oberfläche durch Wright-Ätzmittel selektiv angeätzt und anschließend
durch Beobachtung mit einem optischen Mikroskop hinsichtlich der BMD-
Oberflächendichte in dem Domänenteilbereich in einer Tiefe von 350 µm von der
Wafer-Oberfläche gemessen. Das Ergebnis hiervon ist in Tabelle 2 gezeigt.
Wie aus Tabelle 2 hervorgeht, enthält der Wafer von Beispiel 14
Sauerstoffabscheidungen, die dicker sind als bei Vergleichsbeispiel 15, so daß der
Wafer von Beispiel 14 einen IG-Effekt aufweist, der stärker ist als der des Wafers
von Vergleichsbeispiels 15, wenn die OSF-erzeugenden Wärmebehandlung
durchgeführt wird.
Bor-dotierte p-Typ-Siliciumingots jeweils eines Durchmessers von 8 in. wurden
entsprechend Beispiel 14 gezogen. Jeder Ingot besaß eine gerade Körperlänge von
1200 mm, eine Kristallorientierung (100), einen spezifischen Widerstand von
etwa 10 Ωcm und eine Sauerstoffkonzentration von 1,0 × 1018 Atome/cm3 (alte
ASTM). Die Anzahl der Ingots betrug zwei. Sie wurden unter der gleichen
Bedingung unter kontinuierlicher Abnahme von V/G beim Ziehen von
0,24 mm/min°C auf 0,18 mm2/min°C gezüchtet. Einer der Ingots wurde, wie in
Fig. 10 gezeigt, zur Überprüfung der Positionen der entsprechenden Domänen in
Ziehrichtung zentral geschnitten, und der andere Ingot wurde zur Bereitstellung
eines Silicium-Wafers W3, entsprechen Position P3 in Fig. 10, als Probe in
Scheiben geschnitten. Der Wafer W3 als Probe in diesem Beispiel enthält eine
zentrale Domäne [PV], eine Domäne [PI] um sie herum und eine weitere Domäne
[PV] um sie herum, wie in Fig. 14 gezeigt.
Der aus dem Ingot geschnittene und anschließend Hochglanz-polierte Wafer W3
wurde unter Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes 120 min bei
700°C in einer Stickstoffatmosphäre gehalten. Anschließend wurde der Wafer
unter Durchführung eines zweiten Wärmebehandlungsschrittes mit einer
Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 50°C/min in einer Atmosphäre von 10%
Wasserstoffgas und 90% Argongas von Raumtemperatur bis auf 1200°C erhitzt
und 1 min bei 1100°C.
Der Wafer W3 wurde entsprechend Beispiel 15 wärmebehandelt, mit der
Ausnahme, daß der zweite Wärmebehandlungsschritt 1 min bei 1150°C
durchgeführt wurde.
Der Wafer W3 wurde entsprechend Beispiel 15 wärmebehandelt, mit der
Ausnahme, daß der zweite Wärmebehandlungsschritt 1 min bei 1200°C
durchgeführt wurde.
Der Wafer W3 wurde entsprechend Beispiel 15 wärmebehandelt mit der
Ausnahme, daß der zweite Wärmebehandlungsschritt 1 min bei 1250°C
durchgeführt wurde.
Die Wafer der Beispiele 14 bis 18 wurden gereinigt, und anschließend wurde die
BMD-Oberflächendichte hiervon in dem Domänenteilbereichs in einer Tiefe von
350 µm von der Wafer-Oberfläche entsprechend Beispiel 14 und
Vergleichsbeispiel 15 gemessen. Das Ergebnis hiervon ist in Tabelle 3 gezeigt.
Wie aus Tabelle 3 hervorgeht, wurde gezeigt, daß die zweistufigen
Wärmebehandlungen der Beispiele 15 bis 18 BMD-Dichten bereitstellen, die für
IG-Effekte der entsprechenden Wafer erforderlich sind.
Bor-dotierte p-Typ-Silicium-Ingots mit einem Durchmesser von 8 in. wurden
entsprechend Beispiel 14 gezogen. Der Ingot besaß eine gerade Körperlänge 1200 mm,
eine Kristallorientierung (100), einen spezifischen Widerstand von 10 Ωcm
und eine Sauerstoffkonzentration von 1,0 × 1018 Atomen/cm3 (alte ASTM). Die
Anzahl der Ingots betrug zwei. Sie wurden unter der gleichen Bedingung unter
kontinuierlicher Abnahme von V/G beim Ziehen von 0,24 mm2/min°C auf
0,18 mm2/min°C gezüchtet. Einer der Ingots wurde, wie in Fig. 10 gezeigt, zur
Überprüfung der Positionen der entsprechenden Domänen in Ziehrichtung zentral
geschnitten, und der andere Ingot wurde unter Bereitstellung einer Probe eines
Silicium-Wafers W3, entsprechend Position P3 in Fig. 10, in Scheiben
geschnitten. Der Wafer W3 als Probe in diesem Beispiel enthält eine zentrale
Domäne [PV], eine Domäne [PI] um sie herum und eine weitere Domäne [PV] um
sie herum, wie in Fig. 14 gezeigt.
Der aus dem Ingot geschnittene und anschließend Hochglanz-polierte Wafer W3
wurde unter Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes in einer
Stickstoffatmosphäre mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 50°C/s
von Raumtemperatur bis auf 1150°C ohne Halten des Wafers bei 1150°C erhitzt.
Anschließend wurde der Wafer unter Durchführung eines zweiten
Wärmebehandlungsschrittes in einer Atmosphäre von 10% Wasserstoffgas und
90% Argongas mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von etwa 50°C/min
von Raumtemperatur bis auf 1200°C erhitzt und 1 min bei 1200°C gehalten.
Der Wafer W3 wurde entsprechend Beispiel 19 wärmebehandelt, mit der
Ausnahme, daß der erste Wärmebehandlungsschritt durch Halten des Wafers für
30 min durchgeführt wurde.
Der Wafer W3 wurde entsprechend Beispiel 19 wärmebehandelt, mit der
Ausnahme, daß der erste Wärmebehandlungsschritt bei 1200°C ohne Halten des
Wafers durchgeführt wurde.
Der Wafer W3 wurde entsprechend Beispiel 19 wärmebehandelt, mit der
Ausnahme, daß der erste Wärmebehandlungsschritt bei 1200°C durch Halten des
Wafers für 5 s durchgeführt wurde.
Der Wafer W3 wurde entsprechend Beispiel 21 wärmebehandelt, mit der
Ausnahme, daß der erste Wärmebehandlungsschritt Halten des Wafers für 30 s
durchgeführt wurde.
Die Wafer der Beispiele 19 bis 23 wurden gereinigt, und anschließend wurde die
BMD-Oberflächendichte hiervon des Domänenbereichs in einer Tiefe von
350 µm von der Wafer-Oberfläche entsprechend Beispiel 14 und
Vergleichsbeispiel 15 gemessen. Das Ergebnis hiervon ist in Tabelle 4 gezeigt.
Wie aus Tabelle 4 hervorgeht, wurde gezeigt, daß die zweistufigen
Wärmebehandlungen der Beispiele 19 bis 23 BMD-Dichten bereitstellen, die für
IG-Effekte der entsprechenden Wafer erforderlich sind, und daß höhere BMD-
Dichten in den Beispielen 21 bis 23 durch den ersten Wärmebehandlungsschritt
bei 1200°C oder darüber erhalten werden können.
Bor(B)-dotierte p-Typ-Siliciumingots jeweils eines Durchmessers von 6 in.
wurden mit einem Siliciumeinkristall-Ziehgerät gezogen. Jeder Ingot besaß eine
gerade Körperlänge von 600 mm, eine Kristallorientierung von (100), einen
spezifischen Widerstand von 1 bis 15 Ωcm und eine Sauerstoffkonzentration von
1,0 × 1018 Atomen/cm3 (alte ASTM). Die Anzahl der Ingots betrug zwei. Sie
wurden unter derselben Bedingung unter kontinuierlicher Abnahme von V/G
beim Ziehen von 0,24 mm2/min°C auf 0,18 mm2/min°C gezüchtet. Einer der
Ingots wurde wie in Fig. 16 gezeigt zur Überprüfung der Positionen der
entsprechenden Domänen in Ziehrichtung zentral geschnitten, und der andere
Ingot wurde unter Bereitstellung von den jeweiligen Domänen entsprechenden
Silicium-Wafern als Proben in Scheiben geschnitten. Der Wafer W2 als Probe bei
diesem Beispiel enthält eine zentrale Domäne [OSF] und eine Domäne [PV] um
sie herum, wie in Fig. 16 und Fig. 17A gezeigt.
Der aus dem Ingot geschnittene und anschließend Hochglanz-polierte Wafer W2
wurde durch Erwärmen des Wafers in einer Wasserstoffatmosphäre mit einer
Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von ungefähr 10°C/min von Raumtem
peratur bis auf 1200°C und anschließendes Halten des Wafers für 60 min
wärmebehandelt.
Der aus dem gleichen Ingot wie in Beispiel 24 geschnittene und anschließend
Hochglanz-polierte Wafer W2 wurde unter Durchführung eines ersten
Wärmebehandlungsschrittes in einer Wasserstoffatmosphäre mit einer
Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 10°C/s von Raumtemperatur bis auf
1200°C erhitzt und anschließend 60 min gehalten. Anschließend wurde dieser
Wafer W2 unter Durchführung eines zweiten Wärmebehandlungsschrittes in einer
Stickstoffatmosphäre in einen Ofen bei 800°C eingebracht, mit einer
Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 10°C/min auf 1000°C erhitzt und
anschließend 24 h gehalten.
Der aus dem gleichen Ingot wie Beispiel 24 geschnittene und Hochglanz-polierte
Wafer W2 wurde ohne Durchführung eines ersten oder zweiten
Wärmebehandlungsschrittes als Vergleichsbeispiel 16 bereitgestellt.
Der aus dem gleichen Ingot wie Beispiel 24 geschnittene und Hochglanz-polierte
Wafer W2 wurde ohne Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes,
während nur der zweite Wärmebehandlungsschritt von Beispiel 25 durchgeführt
wurde, als Vergleichsbeispiel 17 bereitgestellt.
Die Wafer von Beispiel 24 und Vergleichsbeispiel 16 wurden unter Durchführung
der OSF-erzeugenden Wärmebehandlung in einer Atmosphäre von feuchtem
Sauerstoff bei 1200°C 60 min erhitzt und anschließend 2 min mit Secco-Lösung
angeätzt. Als Ergebnis war der Wafer des Beispiels 24 über die gesamte
Oberfläche bis zu einer Tiefe von 20 µm von der Wafer-Oberfläche frei von
OSF's, wohingegen in Vergleichsbeispiel 16 im Wafer-Zentrum OSF's entstanden,
wie in Fig. 22 gezeigt.
Die Wafer der Beispiele 24, 25 und Vergleichsbeispiele 16, 17 wurden gereinigt,
selektiv an der Wafer-Oberfläche durch eine Wright-Ätzlösung angeätzt, und
anschließend wurde die BMD-Volumendichte durch Beobachtung der gesamten
Wafer-Oberfläche vom Wafer-Zentrum bis zum Wafer-Rand in einer Tiefe von
100 µm von der Wafer-Oberfläche mit einem optischen Mikroskop gemessen. Die
Ergebnisse sind in Fig. 23 gezeigt. Die Figuren auf der rechten Seite der Fig.
23 weisen entsprechende Abszissen, die einen Abstand vom Wafer-Zentrum
(0 mm) bis zum Wafer-Rand (±72 mm) darstellen, und entsprechende Ordinaten,
die die BMD-Volumendichte darstellen, auf.
Wie aus Fig. 23 hervorgeht, war die BMD-Volumendichte des Wafers von
Vergleichsbeispiel 16 geringer als eine untere Nachweisgrenze
(1 × 106 BMD's/cm3). In dem Wafer von Beispiel 24 wurde eine BMD-
Volumendichte von 1 × 107 BMD's/cm3 oder mehr, vorzugsweise in der
Größenordnung von 108 BMD's/cm3) nachgewiesen, hiervon wurde angenommen,
daß ein IG-Effekt über die gesamte Wafer-Oberfläche besteht. Außerdem wurde
in Beispiel 25 eine BMD-Volumendichte in der Größenordnung von
1010 BMD's/cm3, die um zwei Zehnerpotenzen größer ist als die obige, über die
gesamte Wafer-Oberfläche nachgewiesen. Dadurch wurde gezeigt, daß ein
stärkerer IG-Effekt erhalten werden kann. Zu beachten ist, daß eine BMD-
Volumendichte in der Größenordnung von 1010 BMD's/cm3 über die gesamten
Wafer-Oberfläche in dem Wafer von Vergleichsbeispiel 17 nachgewiesen wurde,
daß allerdings bei Behandlung dieses Wafers in einer oxidativen Atmosphäre
OSF's erzeugt wurden.
Außerdem zeigte die Messung einer DZ-Tiefe von der Wafer-Oberfläche jeweils
von den Beispielen 24, 25 und von Vergleichsbeispiel 17 Werte von 5 µm, 5 µm
bzw. 0,5 µm oder weniger. Zu beachten ist, daß eine DZ an der Wafer-Oberfläche
von Beispiel 16 nicht nachweisbar war.
Ein Silicium-Wafer wurde aus dem in Beispiel 24 gezogenen Ingot geschnitten
und als Probe bereitgestellt. Der Wafer als Probe in diesem Beispiel ist der Wafer
W3 mit einer zentralen Domäne [PV], einer Domäne [PI] um sie herum, wie in
Fig. 16 und Fig. 17C gezeigt.
Der aus dem Ingot geschnittene und Hochglanz-polierte Wafer W3 wurde unter
Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes in einer Wasserstoff
atmosphäre mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 10°C/min von
Raumtemperatur bis auf 1200°C erhitzt und anschließend 60 min gehalten.
Der aus dem gleichen Ingot wie Beispiel 24 geschnittene und Hochglanz-polierte
Wafer W3 wurde unter Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes in
einer Wasserstoffatmosphäre mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von
10°C/min von Raumtemperatur bis auf 1200°C erhitzt und 60 min gehalten.
Anschließend wurde dieser Wafer W3 unter Durchführung eines zweiten
Wärmebehandlungsschrittes in einer Stickstoffatmosphäre von Raumtemperatur
in einen Ofen bei 800°C eingebracht und mit einer Temperaturan
stiegsgeschwindigkeit von 10°C/min bis auf 1000°C erhitzt, und 24 h gehalten.
Der aus dem gleichen Ingot wie Beispiel 24 geschnittene und Hochglanz-polierte
Wafer W3 wurde unter Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes in
einer Wasserstoffatmosphäre mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von
10°C/min von Raumtemperatur bis auf 1200°C erhitzt und 60 min gehalten.
Anschließend wurde dieser Wafer W3 unter Durchführung eines zweiten
Wärmebehandlungsschrittes in einer Stickstoffatmosphäre von Raumtemperatur
in einen Ofen bei 500°C eingebracht, mit einer Temperatur
anstiegsgeschwindigkeit von 1°C/min auf 1000°C erhitzt und 4 h gehalten.
Der aus dem gleichen Ingot wie Beispiel 24 geschnittene und Hochglanz-polierte
Wafer W3 wurde ohne Durchführung eines ersten oder zweiten
Wärmebehandlungsschrittes als Vergleichsbeispiel 18 bereitgestellt.
Der aus dem gleichen Ingot wie Beispiel 24 geschnittene und Hochglanz-polierte
Wafer W3 wurde ohne Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes,
während nur der zweite Wärmebehandlungsschritt von Beispiel 27 durchgeführt
wurde, als Vergleichsbeispiel 19 bereitgestellt.
Die Wafer der Beispiele 26, 27, 28 und der Vergleichsbeispiele 18, 19 wurden
bezüglich der BMD-Volumendichte der gesamten Wafer-Oberfläche vom Wafer-
Zentrum bis zum Wafer-Rand in einer Tiefe von 100 µm von der Wafer-
Oberfläche entsprechend Vergleichsbewertung 5 gemessen. Die Ergebnisse sind
in Fig. 24 gezeigt. Die Figuren auf der rechten Seite von Fig. 24 weisen
entsprechende Abszissen, die den Abstand vom Wafer-Zentrum (0 mm) bis zum
Wafer-Rand (±75 mm) darstellen, und entsprechende Ordinaten, die die BMD-
Oberflächendichte darstellen, auf.
Wie aus Fig. 24 hervorgeht, wurden keinerlei BMD's in dem Wafer des
Vergleichsbeispiels 18 nachgewiesen. In den Wafer von Vergleichsbeispiel 26
betrug die BMD-Volumendichte des der Randdomäne [PI] entsprechenden
Teilbereichs 108 BMD's/cm3 oder weniger, wohingegen die BMD-Volumendichte
des der zentralen Domäne entsprechenden Teilbereichs [PV] etwa 109 BMD/cm3
betrug, wovon ein IG-Effekt angenommen wurde. In dem Wafer von Beispiel 27
wurden BMD's, die um zwei Zehnerpotenzen größer waren als der unmittelbar
vorstehende Wert, am Rand und im Zentrum des Wafers nachgewiesen. In dem
Wafer von Beispiel 28 wurde eine BMD-Volumendichte von etwa 1011 BMD/cm3
über die gesamte Wafer-Oberfläche nachgewiesen. Dies zeigte, daß das Wafer-
Zentrum von Beispiel 27 und die gesamte Wafer-Oberfläche von Beispiel 28 IG-
Effekte aufwiesen, die stärker waren als diejenigen des Beispiels 26. Zu beachten
ist, daß der Wafer von Vergleichsbeispiel 19 eine nachgewiesene BMD-
Volumendichte aufwies, die derjenigen von Beispiel 27 entsprach, allerdings war
die Verteilung der BMD-Dichte in Vergleichsbeispiel 19 bezüglich der
Gleichmäßigkeit in radialer Richtung des Wafers schlechter.
Die Meßtiefen der Dz's in den Wafer-Oberflächen der Beispiele 26, 27 und 28
betrugen bei allen von ihnen 5 µm. Zu beachten ist, daß DZ's in der Wafer-
Oberfläche von Vergleichsbeispiel 18 nicht nachweisbar waren. Die DZ von
Vergleichsbeispiel 18 war im Wafer-Zentrum 0,5 µm oder weniger tief und war
am Wafer-Rand nicht nachweisbar.
Ein Silicium-Wafer wurde aus dem in Beispiel 24 gezogenen Ingot geschnitten
und als Prüfkörper bereitgestellt. Der Wafer als Prüfkörper in diesem Beispiel ist
der Wafer W4, vollständig aus einer Domäne [PI], die in Fig. 16 und Fig. 17D
gezeigt ist.
Der aus dem Ingot geschnittene und Hochglanz-polierte Wafer W4 wurde unter
Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes in einer Wasserstoff
atmosphäre mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 10°C/min von
Raumtemperatur bis auf 1200°C erhitzt und 60 min gehalten. Anschließend
wurde dieser Wafer W4 unter Durchführung einer zweiten Wärmebe
handlungsschritt gehalten in einer Stickstoffatmosphäre von Raumtemperatur in
einen Ofen bei 800°C eingebracht, mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit
von 10°C/min auf 1000°C erhitzt und 24 h gehalten.
Der aus dem gleichen Ingot wie Beispiel 24 geschnittene und Hochglanz-polierte
Wafer W4 wurde unter Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes in
einer Wasserstoffatmosphäre mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von
10°C/min von Raumtemperatur bis auf 1200°C erhitzt und 60 min gehalten.
Anschließend wurde dieser Wafer W4 unter Durchführung einer zweiten
Wärmebehandlungsschritt in einer Stickstoffatmosphäre von Raumtemperatur in
einen Ofen bei 800°C eingebracht, mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit
von 10°C/min auf 1000°C erhitzt und 24 h gehalten.
Der aus dem gleichen Ingot wie Beispiel 24 geschnittene und Hochglanz-polierte
Wafer W4 wurde unter Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes in
einer Wasserstoffatmosphäre mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von
10°C/min von Raumtemperatur bis auf 1200°C erhitzt und 60 min gehalten.
Anschließend wurde dieser Wafer W4 unter Durchführung einer zweiten
Wärmebehandlungsschritt in einer Stickstoffatmosphäre von Raumtemperatur in
einen Ofen bei 500°C eingebracht, mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit
von 1°C/min auf 1000°C erhitzt und 4 h gehalten.
Der aus dem gleichen Ingot wie Beispiel 24 geschnittene und Hochglanz-polierte
Wafer W4 wurde ohne Durchführung eines ersten oder zweiten
Wärmebehandlungsschrittes als Vergleichsbeispiel 20 bereitgestellt.
Der aus dem gleichen Ingot wie Beispiel 24 geschnittene und Hochglanz-polierte
Wafer W4 wurde ohne Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes,
während nur der zweite Wärmebehandlungsschritt von Beispiel 29 durchgeführt
wurde, als Vergleichsbeispiel 21 bereitgestellt.
Der aus dem gleichen Ingot wie Beispiel 24 geschnittene und Hochglanz-polierte
Wafer W4 wurde ohne Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes,
während nur der zweite Wärmebehandlungsschritt von Beispiel 30 durchgeführt
wurde, als Vergleichsbeispiel 22 bereitgestellt.
Die Wafer der Beispiele 29, 30 und der Vergleichsbeispiele 20, 21, 22 wurden im
Hinblick auf die BMD-Volumendichte der gesamten Wafer-Oberfläche vom
Wafer-Zentrum bis zum Wafer-Rand bis zu einer Tiefe von 100 µm von der
Wafer-Oberfläche entsprechend der Vergleichsbewertung 5 gemessen. Die
Ergebnisse sind in Fig. 25 gezeigt. Die Figuren auf der rechten Seite von Fig.
25 weisen die entsprechenden Abszissen, die den Abstand vom Wafer-Zentrum
(0 mm) bis zum Wafer-Rand (±75 mm) darstellen, und die entsprechenden
Ordinaten, die eine BMD-Oberflächendichte darstellen, auf.
Wie aus Fig. 25 hervorgeht, wurden keinerlei BMD's in den Wafern der
Vergleichsbeispiele 20 und 21 nachgewiesen. In den Wafer des
Vergleichsbeispiels 29 betrug die BMD-Volumendichte 2 × 107 BMD/cm3 über die
gesamte Wafer-Oberfläche, wovon ein IG-Effekt angenommen wurde. In dem
Wafer des Beispiels 30 wurden BMD's in der Größenordnung von
1010 BMDs/cm3, um drei Zehnerpotenzen größer als der unmittelbar oben
angegebene Wert, über die gesamte Wafer-Oberfläche nachgewiesen. Der Werte
zeigt, daß ein höherer IG-Effekt erhalten werden kann. Zu beachten ist, daß eine
BMD-Volumendichte in der Größenordnung von 109 BMD/cm3 in dem Wafer
von Vergleichsbeispiel 22 nachgewiesen wurde, jedoch bei Behandlung des
Wafers in einer oxidativen Atmosphäre OSF's erzeugt wurden.
Die Meßtiefen der DZ's in den Wafer-Oberflächen der Beispiele 29 und 30
betrugen jeweils 5 µm. Zu beachten ist, daß die DZ's in der Wafer-Oberfläche der
Vergleichsbeispiele 20 und 21 nicht nachweisbar waren. Die DZ von
Vergleichsbeispiel 22 war im Wafer-Zentrum 0,5 µm oder weniger tief und am
Wafer-Rand nicht nachweisbar.
Claims (22)
1. Silicium-Wafer, wobei in dem Silicium-Wafer keine oxidationsbedingten
Stapelfehler erzeugt werden, wenn der Silicium-Wafer in einer
Sauerstoffatmosphäre bei Temperaturen im Bereich von 1000°C ± 30°C
2 bis 5 h und anschließend bei Temperaturen im Bereich von 1130°C ±
30°C, 1 bis 16 h wärmebehandelt wird;
wobei die Anzahl der Teilchen kristallinen Ursprungs, die kleiner sind als 0,12 µm, in der Wafer-Oberfläche in einem Bereich von 3 bis 10 Teil chen/cm2 liegt; und
wobei die Anzahl der Teilchen kristallinen Ursprungs von 0,12 µm oder größer in der Wafer-Oberfläche 0,5 Teilchen/cm2 oder weniger beträgt.
wobei die Anzahl der Teilchen kristallinen Ursprungs, die kleiner sind als 0,12 µm, in der Wafer-Oberfläche in einem Bereich von 3 bis 10 Teil chen/cm2 liegt; und
wobei die Anzahl der Teilchen kristallinen Ursprungs von 0,12 µm oder größer in der Wafer-Oberfläche 0,5 Teilchen/cm2 oder weniger beträgt.
2. Silicium-Wafer nach Anspruch 1, wobei der Silicium-Wafer ein Silicium-
Wafer ist, der in einer reduktiven Atmosphäre bei Temperaturen im Bereich
von 1050 bis 1220°C 30 bis 150 min wärmebehandelt worden ist,
und
wobei die Anzahl der Teilchen kristallinen Ursprungs von 0,12 µm oder
größer in der gesamten Wafer-Oberfläche Null beträgt.
3. Silicium-Wafer nach Anspruch 2, wobei die Anzahl von Agglomeraten von
Leerstellen-Punktdefekten über einen Bereich von der Wafer-Oberfläche bis
zu einer Tiefe von mindestens 0,2 µm Null beträgt.
4. Silicium-Wafer nach Anspruch 2 oder 3, wobei die Sauerstoffkonzentration
in dem Silicium-Wafer 1,2 × 1018 Atome/cm3 bis 1,6 × 1018 Atome/cm3 (alte
ASTM) beträgt und die Sauerstoffatome über den gesamten Silicium-Wafer
verteilt sind.
5. Silicium-Wafer nach Anspruch 2 oder 3, wobei die Sauerstoffkonzentration
in dem Silicium-Wafer geringer ist als 1,2 × 1018 Atome/cm3 (alte ASTM)
und die Sauerstoffatome über den gesamte Silicium-Wafer verteilt sind.
6. Verfahren zur Herstellung eines Silicium-Wafers, umfassend die Schritte:
Ziehen eines Siliciumeinkristall-Ingot aus einer Siliciumschmelze; und
In-Scheiben-Schneiden des Ingot zu einem Silicium-Wafer;
wobei der Ingot bei Temperaturen in einem Bereich von 1300°C bis zum Schmelzpunkt von Silicium so gezogen wird, daß V/Ga bzw. V/Gb 0,23 bis 0,50 mm2/min°C betragen, wobei V(mm/min) eine Ziehgeschwindigkeit bezeichnet und Ga(°C/mm) einen axialen Temperaturgradienten im Zentrum des Ingot bezeichnet und Gb(°C/mm) einen axialen Temperaturgradienten am Rande des Ingot bezeichnet.
Ziehen eines Siliciumeinkristall-Ingot aus einer Siliciumschmelze; und
In-Scheiben-Schneiden des Ingot zu einem Silicium-Wafer;
wobei der Ingot bei Temperaturen in einem Bereich von 1300°C bis zum Schmelzpunkt von Silicium so gezogen wird, daß V/Ga bzw. V/Gb 0,23 bis 0,50 mm2/min°C betragen, wobei V(mm/min) eine Ziehgeschwindigkeit bezeichnet und Ga(°C/mm) einen axialen Temperaturgradienten im Zentrum des Ingot bezeichnet und Gb(°C/mm) einen axialen Temperaturgradienten am Rande des Ingot bezeichnet.
7. Wärmebehandlungsverfahren für einen Silicium-Wafer umfassend den
Schritt:
Wärmebehandlung eines durch In-Scheiben-Schneiden des Ingot nach Anspruch 6 hergestellten Silicium-Wafers in einer reduktiven Atmosphäre bei Temperaturen im Bereich von 1050°C bis 1220°C 30 bis 150 min.
Wärmebehandlung eines durch In-Scheiben-Schneiden des Ingot nach Anspruch 6 hergestellten Silicium-Wafers in einer reduktiven Atmosphäre bei Temperaturen im Bereich von 1050°C bis 1220°C 30 bis 150 min.
8. Wärmebehandlungsverfahren für einen Silicium-Wafer nach Anspruch 7
wobei die reduktive Atmosphäre eine 100-%-Wasserstoffatmosphäre, eine
Atmosphäre aus einem Gemisch von Wasserstoff und Argon oder eine
Atmosphäre aus einem Gemisch von Wasserstoff und Stickstoff ist.
9. Verfahren zur Wärmebehandlung eines Silicium-Wafers, der keine Teilchen
kristallinen Ursprungs oder Versetzungsgrübchen in der Oberfläche des
Silicium-Wafers enthält, wobei die oxidationsbedingten Stapelfehler im
Zentrum des Silicium-Wafers entstehen sollten, wenn der Silicium-Wafer in
einer Sauerstoffatmosphäre bei Temperaturen von 1000°C ± 30°C 2 bis 5 h
und anschließend bei Temperaturen von 1130°C ± 30°C 1 bis 16 h
wärmebehandelt wird, wobei das Verfahren den Schritt umfaßt:
Wärmebehandlung des Silicium-Wafers in einer Atmosphäre von 100% Sauerstoff oder in einer Atmosphäre eines Gemisches von Sauerstoff und Stickstoff bei Temperaturen von 1130°C bis 1200°C für 1 min bis 6 h.
Wärmebehandlung des Silicium-Wafers in einer Atmosphäre von 100% Sauerstoff oder in einer Atmosphäre eines Gemisches von Sauerstoff und Stickstoff bei Temperaturen von 1130°C bis 1200°C für 1 min bis 6 h.
10. Verfahren zur Wärmebehandlung eines Silicium-Wafers, der keine Teilchen
kristallinen Ursprungs oder Versetzungsgrübchen in der Oberfläche des
Wafers enthält, in dem oxidationsbedingte Stapelfehler im Zentrum des
Silicium-Wafers auftreten sollten, wenn der Silicium-Wafer in einer
Sauerstoffatmosphäre bei Temperaturen von 1000 ± 30°C 2 bis 5 h und
anschließend bei Temperaturen von 1130°C ± 30°C 1 bis 16 h
wärmebehandelt wird, wobei das Verfahren den Schritt umfaßt:
Wärmebehandlung des Silicium-Wafers in einer Atmosphäre von 100% Argon bei Temperaturen von 1130°C bis 1200°C 1 min bis 6 h.
Wärmebehandlung des Silicium-Wafers in einer Atmosphäre von 100% Argon bei Temperaturen von 1130°C bis 1200°C 1 min bis 6 h.
11. Verfahren zur Wärmebehandlung eines Silicium-Wafers, der keine Teilchen
kristallinen Ursprungs oder Versetzungsgrübchen in der Oberfläche des
Silicium-Wafers enthält, wobei die oxidationsbedingten Stapelfehler im
Zentrum des Silicium-Wafers entstehen sollten, wenn der Silicium-Wafer in
einer Sauerstoffatmosphäre bei Temperaturen von 1000°C ± 30°C 2 bis 5 h
und anschließend bei Temperaturen von 1130 ± 30°C 1 bis 16 h
wärmebehandelt wird, wobei das Verfahren den Schritt umfaßt:
Wärmebehandeln des Silicium-Wafers in einer Atmosphäre von 100% Wasserstoff oder in einer Atmosphäre eines Gemisches von Wasserstoff und Argon bei Temperaturen von 1150°C bis 1250°C 1 min bis 4 h.
Wärmebehandeln des Silicium-Wafers in einer Atmosphäre von 100% Wasserstoff oder in einer Atmosphäre eines Gemisches von Wasserstoff und Argon bei Temperaturen von 1150°C bis 1250°C 1 min bis 4 h.
12. Wärmebehandlungsverfahren für einen Silicium-Wafer unter Erzeugung
eines IG-Effektes in dem Silicium-Wafer, wobei bei einer
oxidationsbedingte Stapelfehler-erzeugenden Wärmebehandlung des
Silicium-Wafers die oxidationsbedingten Stapelfehler in 25% oder mehr
der gesamte Fläche des Silicium-Wafers erzeugt werden sollten und
Sauerstoffabscheidungen ohne die damit verbundene Versetzungserzeugung
in einer Dichte von 1 × 105 bis 3 × 107 Abscheidungen/cm2 erzeugt werden
sollten, wobei das Verfahren die Schritte umfaßt:
schnelles Erwärmen des Silicium-Wafers in einer Wasserstoffgasatmosphäre oder in einer Atmosphäre, die Wasserstoffgas enthält, von Raumtemperatur bis auf 1100°C bis 1250°C mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 3°C/min bis 150°C/s, und anschließendes Halten des Silicium-Wafers 1 min bis 2 h.
schnelles Erwärmen des Silicium-Wafers in einer Wasserstoffgasatmosphäre oder in einer Atmosphäre, die Wasserstoffgas enthält, von Raumtemperatur bis auf 1100°C bis 1250°C mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 3°C/min bis 150°C/s, und anschließendes Halten des Silicium-Wafers 1 min bis 2 h.
13. Silicium-Wafer, behandelt durch das Verfahren nach Anspruch 12 unter
Erzeugung eines IG-Effekts, wobei der Silicium-Wafer eine Zone ohne
Sauerstoffabscheidungen enthält, wobei die Zone über eine Tiefe von 1 bis
100 µm von der Wafer-Oberfläche gebildet ist, und
wobei der Silicium-Wafer Sauerstoffabscheidungen in einer Dichte von
2 × 104 bis 2 × 108 Abscheidungen/cm2 in einem Teilbereich enthält, der tiefer
liegt als diese Zone.
14. Wärmebehandlungsverfahren eines Silicium-Wafers unter Erzeugung eines
IG-Effekts in dem Silicium-Wafer, wobei der Silicium-Wafer eine
Mischdomäne von [Pv] und [PI] und eine Sauerstoffkonzentration von
0,8 × 1018 bis 1,4 × 1018 Atome/cm3 (alte ASTM) aufweist,
wobei [P1] eine Domäne in der Nachbarschaft einer von Zwischengitter- Silicium-Punktdefekten dominierten Domäne [I] ist und klassifiziert ist als perfekte Domäne [P], die keine Agglomerate von Punktdefekten enthält, und eine Konzentration von Zwischengitter-Silicium aufweist, die geringer ist als die geringste Konzentration von Zwischengitter-Silicium, die zur Bildung von Zwischengitterversetzungen in der Lage ist, und
wobei [PV] eine Domäne in der Nachbarschaft einer von Leerstellen- Punktdefekten dominierten Domäne [V] ist, und klassifiziert ist als perfekte Domäne [P] mit einer Konzentration von Leerstellen, die gleich oder kleiner ist als eine Konzentration von Leerstellen, die zur Bildung von COP's oder FPD's in der Lage ist;
wobei das Verfahren die Schritte umfaßt:
Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes unter Halten des Wafers in einer Atmosphäre von Stickstoff, Argon, Wasserstoff oder Sauerstoff oder in einem Gemisch hiervon bei Temperaturen von 600°C bis 850°C 120 min bis 250 min; und
anschließende Durchführung eines zweiten Wärmebehandlungsschrittes unter schnellem Erwärmen des Silicium-Wafers in einem Wasserstoffgas oder in einer Atmosphäre, die ein Wasserstoffgas enthält, von Raumtemperatur bis auf Temperaturen von 1100°C bis 1250°C mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 3°C/min bis zu 150°C/s, und unter Halten des Silicium-Wafers 1 min bis 2 h.
wobei [P1] eine Domäne in der Nachbarschaft einer von Zwischengitter- Silicium-Punktdefekten dominierten Domäne [I] ist und klassifiziert ist als perfekte Domäne [P], die keine Agglomerate von Punktdefekten enthält, und eine Konzentration von Zwischengitter-Silicium aufweist, die geringer ist als die geringste Konzentration von Zwischengitter-Silicium, die zur Bildung von Zwischengitterversetzungen in der Lage ist, und
wobei [PV] eine Domäne in der Nachbarschaft einer von Leerstellen- Punktdefekten dominierten Domäne [V] ist, und klassifiziert ist als perfekte Domäne [P] mit einer Konzentration von Leerstellen, die gleich oder kleiner ist als eine Konzentration von Leerstellen, die zur Bildung von COP's oder FPD's in der Lage ist;
wobei das Verfahren die Schritte umfaßt:
Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes unter Halten des Wafers in einer Atmosphäre von Stickstoff, Argon, Wasserstoff oder Sauerstoff oder in einem Gemisch hiervon bei Temperaturen von 600°C bis 850°C 120 min bis 250 min; und
anschließende Durchführung eines zweiten Wärmebehandlungsschrittes unter schnellem Erwärmen des Silicium-Wafers in einem Wasserstoffgas oder in einer Atmosphäre, die ein Wasserstoffgas enthält, von Raumtemperatur bis auf Temperaturen von 1100°C bis 1250°C mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 3°C/min bis zu 150°C/s, und unter Halten des Silicium-Wafers 1 min bis 2 h.
15. Silicium-Wafer, behandelt durch das Verfahren nach Anspruch 14 unter
Erzeugung eines IG-Effektes, wobei der Silicium-Wafer eine Zone ohne
Sauerstoffabscheidungen aufweist, wobei die Zone über eine Tiefe von 1 bis
100 µm von der Wafer-Oberfläche gebildet ist, und
wobei der Silicium-Wafer Sauerstoffabscheidungen in einer Dichte von
2 × 104 bis 2 × 108 Abscheidungen/cm2 in einem Teilbereich enthält, der tiefer
liegt als diese Zone.
16. Wärmebehandlungsverfahren eines Silicium-Wafers unter Erzeugung eines
IG-Effektes, wobei der Silicium-Wafer eine Domäne eines Gemisches von
[PV] und [P1] und eine Sauerstoffkonzentration von 0,8 × 1018 bis 1,4 × 1018
Atome/cm3 (alte ASTM) aufweist,
wobei [PI] eine Domäne in der Nachbarschaft einer von Zwischengitter- Silicium-Punktdefekten dominierten Domäne [I] ist und klassifiziert ist als perfekte Domäne [P], die keine Agglomerate von Punktdefekten enthält und eine Konzentration von Zwischengitter-Silicium aufweist, die geringer ist als die geringste Konzentration von Zwischengitter-Silicium, die zur Bildung von Zwischengitterversetzungen in der Lage ist, und
wobei [PV] eine Domäne in der Nachbarschaft einer von Leerstellen- Punktdefekten dominierten Domäne [V] ist und klassifiziert ist als perfekte Domäne [P] mit einer Konzentration von Leerstellen, die gleich oder kleiner ist als eine Konzentration von Leerstellen, die zur Bildung von COP's oder FPD's in der Lage ist;
wobei das Verfahren die Schritte umfaßt:
Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes unter Erwärmen des Silicium-Wafers in einer Atmosphäre von Stickstoff, Argon, Wasserstoff oder Sauerstoff oder von Gemischen hiervon von Raumtemperatur bis auf 1150°C bis 1200°C mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 10 °C/s bis 150°C/s und Halten des Silicium-Wafers bei Temperaturen von 1150°C bis 1200°C 0 bis 30 s; und
anschließende Durchführung eines zweiten Wärmebehandlungsschrittes unter schnellem Erwärmen des Silicium-Wafers in einem Wasserstoffgas oder in einer Atmosphäre, die Wasserstoffgas enthält, von Raumtemperatur bis auf Temperaturen von 1100°C bis 1250°C mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 3°C/min bis 100°C/s, und unter unter Halten des Silicium-Wafers 1 min bis 2 h.
wobei [PI] eine Domäne in der Nachbarschaft einer von Zwischengitter- Silicium-Punktdefekten dominierten Domäne [I] ist und klassifiziert ist als perfekte Domäne [P], die keine Agglomerate von Punktdefekten enthält und eine Konzentration von Zwischengitter-Silicium aufweist, die geringer ist als die geringste Konzentration von Zwischengitter-Silicium, die zur Bildung von Zwischengitterversetzungen in der Lage ist, und
wobei [PV] eine Domäne in der Nachbarschaft einer von Leerstellen- Punktdefekten dominierten Domäne [V] ist und klassifiziert ist als perfekte Domäne [P] mit einer Konzentration von Leerstellen, die gleich oder kleiner ist als eine Konzentration von Leerstellen, die zur Bildung von COP's oder FPD's in der Lage ist;
wobei das Verfahren die Schritte umfaßt:
Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes unter Erwärmen des Silicium-Wafers in einer Atmosphäre von Stickstoff, Argon, Wasserstoff oder Sauerstoff oder von Gemischen hiervon von Raumtemperatur bis auf 1150°C bis 1200°C mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 10 °C/s bis 150°C/s und Halten des Silicium-Wafers bei Temperaturen von 1150°C bis 1200°C 0 bis 30 s; und
anschließende Durchführung eines zweiten Wärmebehandlungsschrittes unter schnellem Erwärmen des Silicium-Wafers in einem Wasserstoffgas oder in einer Atmosphäre, die Wasserstoffgas enthält, von Raumtemperatur bis auf Temperaturen von 1100°C bis 1250°C mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 3°C/min bis 100°C/s, und unter unter Halten des Silicium-Wafers 1 min bis 2 h.
17. Silicium-Wafer, behandelt durch das Verfahren nach Anspruch 16 unter
Erzeugung eines IG-Effektes, wobei der Silicium-Wafer eine Zone ohne
Sauerstoffabscheidungen enthält, wobei die Zone über eine Tiefe von 1 bis
100 µm von der Wafer-Oberfläche gebildet ist, und
wobei der Silicium-Wafer Sauerstoffabscheidungen in einer Dichte von
2 × 104 bis 2 × 108 Abscheidungen/cm2 in einem Teilbereich, der tiefer ist als
diese Zone, aufweist.
18. Verfahren zur Wärmebehandlung eines aus einem Siliciumeinkristall-Ingot
geschnittenen Silicium-Wafers, der eine perfekte Domäne [P] enthält,
wobei in dem Siliciumeinkristall-Ingot
[I] eine Domäne ist, in der Zwischengitter-Silicium-Punktdefekte dominieren,
[V] eine Domäne ist, in der Leerstellen-Punktdefekte dominieren, wobei die perfekte Domäne [P] keine Agglomerate von Zwischengitter- Silicium-Punktdefekten und keine Agglomerate von Leerstellen- Punktdefekten enthält,
[PI] eine der Domäne [I] benachbarte Domäne ist und klassifiziert ist als perfekte Domäne [P] und eine Konzentration von Zwischengitter- Silicium aufweist, die geringer ist als die geringste Konzentration von Zwischengitter-Silicium, die zur Bildung von Zwischengitterversetzungen in der Lage ist, und
[PV] eine der Domäne [V] benachbarte Domäne ist und klassifiziert ist als perfekte Domäne [P] mit einer Konzentration von Leerstellen, die gleich oder kleiner ist als eine Konzentration von Leerstellen, die zur Bildung von COP's oder FPD's in der Lage ist;
wobei das Verfahren den Schritt umfaßt:
Schneiden des Silicium-Wafers aus einem Siliciumeinkristall-Ingot, wobei der Siliciumeinkristall-Ingot eine oder beide der Domänen [PV] und [PI] und eine Sauerstoffkonzentration von 1,2 × 108 Atomen/cm3 oder höher (alte ASTM) enthält, und
Erwärmen des Silicium-Wafers in einer Atmosphäre eines Wasserstoffgases oder eines Argongases von Raumtemperatur bis auf Temperaturen von 900 bis 1200°C mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 5 bis 50°C/min, und anschließendes Halten des Silicium-Wafers 5 bis 120 min unter Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes.
[I] eine Domäne ist, in der Zwischengitter-Silicium-Punktdefekte dominieren,
[V] eine Domäne ist, in der Leerstellen-Punktdefekte dominieren, wobei die perfekte Domäne [P] keine Agglomerate von Zwischengitter- Silicium-Punktdefekten und keine Agglomerate von Leerstellen- Punktdefekten enthält,
[PI] eine der Domäne [I] benachbarte Domäne ist und klassifiziert ist als perfekte Domäne [P] und eine Konzentration von Zwischengitter- Silicium aufweist, die geringer ist als die geringste Konzentration von Zwischengitter-Silicium, die zur Bildung von Zwischengitterversetzungen in der Lage ist, und
[PV] eine der Domäne [V] benachbarte Domäne ist und klassifiziert ist als perfekte Domäne [P] mit einer Konzentration von Leerstellen, die gleich oder kleiner ist als eine Konzentration von Leerstellen, die zur Bildung von COP's oder FPD's in der Lage ist;
wobei das Verfahren den Schritt umfaßt:
Schneiden des Silicium-Wafers aus einem Siliciumeinkristall-Ingot, wobei der Siliciumeinkristall-Ingot eine oder beide der Domänen [PV] und [PI] und eine Sauerstoffkonzentration von 1,2 × 108 Atomen/cm3 oder höher (alte ASTM) enthält, und
Erwärmen des Silicium-Wafers in einer Atmosphäre eines Wasserstoffgases oder eines Argongases von Raumtemperatur bis auf Temperaturen von 900 bis 1200°C mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 5 bis 50°C/min, und anschließendes Halten des Silicium-Wafers 5 bis 120 min unter Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes.
19. Verfahren zur Wärmebehandlung eines Silicium-Wafers nach Anspruch 18,
wobei der Silicium-Wafer aus dem Siliciumeinkristall-Ingot geschnitten
wird, der die Domäne [PV] enthält, und
wobei das Verfahren außerdem den Schritt umfaßt:
nach Durchführung des ersten Wärmebehandlungsschrittes für den Silicium- Wafer Einbringen des Silicium-Wafers in einer Stickstoffatmosphäre oder in einer oxidativen Atmosphäre von Raumtemperatur in einen Ofen bei Temperaturen von 500 bis 800°C, Erwärmen des Silicium-Wafers bis auf Temperaturen von 750 bis 1100°C mit einer Temperaturanstiegs geschwindigkeit von 10 bis 50°C/min, und Halten des Silicium-Wafers 4 bis 48 h unter Durchführung eines zweiten Wärmebehandlungsschrittes.
wobei das Verfahren außerdem den Schritt umfaßt:
nach Durchführung des ersten Wärmebehandlungsschrittes für den Silicium- Wafer Einbringen des Silicium-Wafers in einer Stickstoffatmosphäre oder in einer oxidativen Atmosphäre von Raumtemperatur in einen Ofen bei Temperaturen von 500 bis 800°C, Erwärmen des Silicium-Wafers bis auf Temperaturen von 750 bis 1100°C mit einer Temperaturanstiegs geschwindigkeit von 10 bis 50°C/min, und Halten des Silicium-Wafers 4 bis 48 h unter Durchführung eines zweiten Wärmebehandlungsschrittes.
20. Verfahren zur Wärmebehandlung eines Silicium-Wafers nach Anspruch 18,
wobei der Silicium-Wafer aus dem Siliciumeinkristall-Ingot geschnitten
wird, der die Domäne [PI] oder eine Domäne eines Gemisches, das die
Domäne [PI] und die Domäne [PV] enthält, enthält;
wobei das Verfahren außerdem den Schritt umfaßt:
nach Durchführung des ersten Wärmebehandlungsschrittes für den Silicium- Wafer Einbringen des Silicium-Wafers in einer Stickstoffatmosphäre oder in einer oxidativen Atmosphäre von Raumtemperatur in einen Ofen bei Temperaturen von 400°C bis 700°C, Erwärmen des Wafers bis auf Tem peraturen von 800 bis 1100°C mit einer Temperaturanstiegsge schwindigkeit von 0,5 bis 10°C/min, und Halten des Silicium-Wafers 0,5 bis 40 h unter Durchführung eines zweiten Wärmebehandlungsschrittes.
wobei das Verfahren außerdem den Schritt umfaßt:
nach Durchführung des ersten Wärmebehandlungsschrittes für den Silicium- Wafer Einbringen des Silicium-Wafers in einer Stickstoffatmosphäre oder in einer oxidativen Atmosphäre von Raumtemperatur in einen Ofen bei Temperaturen von 400°C bis 700°C, Erwärmen des Wafers bis auf Tem peraturen von 800 bis 1100°C mit einer Temperaturanstiegsge schwindigkeit von 0,5 bis 10°C/min, und Halten des Silicium-Wafers 0,5 bis 40 h unter Durchführung eines zweiten Wärmebehandlungsschrittes.
21. Verfahren zur Wärmebehandlung eines aus einem Siliciumeinkristall-Ingot
geschnittenen Silicium-Wafers, der eine perfekte Domäne [P] einschließlich
einer Domäne [OSF] enthält,
wobei in dem Siliciumeinkristall-Ingot
[I] eine Domäne ist, in der Zwischengitter-Silicium-Punktdefekte dominieren,
[V] eine Domäne ist, in der Leerstellen-Punktdefekte dominieren,
wobei die perfekte Domäne [P] keine Agglomerate von Zwischengitter- Silicium-Punktdefekten und keine Agglomerate von Leerstellen- Punktdefekten enthält,
wobei die Domäne [OSF] als Domäne [V] klassifiziert ist und OSF's in der Domäne [OSF] erzeugt werden, wenn der Silicium-Wafer einer thermischen Oxidationsbehandlung unterzogen wird,
[PI] eine der Domäne [I] benachbarte Domäne ist und klassifiziert ist als die perfekte Domäne [P] und eine Konzentration von Zwischengitter- Silicium aufweist, die geringer ist als die geringste Konzentration von Zwischengitter-Silicium, die zur Bildung von Zwischengitter- Versetzungen in der Lage ist, und
[PV] eine der Domäne [V] benachbarte Domäne ist, und klassifiziert ist als perfekte Domäne [P] mit einer Konzentration von Leerstellen, die gleich oder kleiner ist als eine Konzentration von Leerstellen, die zur Bildung von COP's oder FPD's in der Lage ist;
wobei das Verfahren die Schritte umfaßt:
Schneiden des Silicium-Wafers aus einem Siliciumeinkristall-Ingot, wobei der Siliciumeinkristall-Ingot eine Mischdomänen der Domäne [OSF] und der Domäne [PV] enthält und eine Sauerstoffkonzentration von 1,2 × 1018 Atomen/cm3 oder höher (alte ASTM) aufweist, und
Erwärmen des Silicium-Wafers in einer Atmosphäre eines Wasserstoffgases oder eines Argongases von Raumtemperatur bis auf Temperaturen von 900 bis 1200°C mit einer Temperatur anstiegsgeschwindigkeit von 5 bis 50°C/min, und anschließendes Halten des Silicium-Wafers 5 bis 120 min unter Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes.
wobei in dem Siliciumeinkristall-Ingot
[I] eine Domäne ist, in der Zwischengitter-Silicium-Punktdefekte dominieren,
[V] eine Domäne ist, in der Leerstellen-Punktdefekte dominieren,
wobei die perfekte Domäne [P] keine Agglomerate von Zwischengitter- Silicium-Punktdefekten und keine Agglomerate von Leerstellen- Punktdefekten enthält,
wobei die Domäne [OSF] als Domäne [V] klassifiziert ist und OSF's in der Domäne [OSF] erzeugt werden, wenn der Silicium-Wafer einer thermischen Oxidationsbehandlung unterzogen wird,
[PI] eine der Domäne [I] benachbarte Domäne ist und klassifiziert ist als die perfekte Domäne [P] und eine Konzentration von Zwischengitter- Silicium aufweist, die geringer ist als die geringste Konzentration von Zwischengitter-Silicium, die zur Bildung von Zwischengitter- Versetzungen in der Lage ist, und
[PV] eine der Domäne [V] benachbarte Domäne ist, und klassifiziert ist als perfekte Domäne [P] mit einer Konzentration von Leerstellen, die gleich oder kleiner ist als eine Konzentration von Leerstellen, die zur Bildung von COP's oder FPD's in der Lage ist;
wobei das Verfahren die Schritte umfaßt:
Schneiden des Silicium-Wafers aus einem Siliciumeinkristall-Ingot, wobei der Siliciumeinkristall-Ingot eine Mischdomänen der Domäne [OSF] und der Domäne [PV] enthält und eine Sauerstoffkonzentration von 1,2 × 1018 Atomen/cm3 oder höher (alte ASTM) aufweist, und
Erwärmen des Silicium-Wafers in einer Atmosphäre eines Wasserstoffgases oder eines Argongases von Raumtemperatur bis auf Temperaturen von 900 bis 1200°C mit einer Temperatur anstiegsgeschwindigkeit von 5 bis 50°C/min, und anschließendes Halten des Silicium-Wafers 5 bis 120 min unter Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes.
22. Verfahren zur Wärmebehandlung eines Silicium-Wafers nach Anspruch 21,
wobei der Silicium-Wafer aus dem Siliciumeinkristall-Ingot geschnitten
wird, der eine Mischdomäne der Domäne [OSF] und der Domäne [PV]
enthält, und
wobei das Verfahren außerdem den Schritt umfaßt:
nach Durchführung des ersten Wärmebehandlungsschritt für den Silicium- Wafer Einbringen des Silicium-Wafers in einer Stickstoffatmosphäre oder in einer oxidativen Atmosphäre von Raumtemperatur in einen Ofen bei Temperaturen von 500°C bis 800°C, Erwärmen des Silicium-Wafers bis auf Temperaturen von 750 bis 1100°C mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 10 bis 50°C/min, und Halten des Silicium-Wafers 4 bis 48 h unter Durchführung eines zweiten Wärmebehandlungsschrittes.
wobei das Verfahren außerdem den Schritt umfaßt:
nach Durchführung des ersten Wärmebehandlungsschritt für den Silicium- Wafer Einbringen des Silicium-Wafers in einer Stickstoffatmosphäre oder in einer oxidativen Atmosphäre von Raumtemperatur in einen Ofen bei Temperaturen von 500°C bis 800°C, Erwärmen des Silicium-Wafers bis auf Temperaturen von 750 bis 1100°C mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 10 bis 50°C/min, und Halten des Silicium-Wafers 4 bis 48 h unter Durchführung eines zweiten Wärmebehandlungsschrittes.
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|---|---|---|---|
| US09/667,885 US6663708B1 (en) | 2000-09-22 | 2000-09-22 | Silicon wafer, and manufacturing method and heat treatment method of the same |
| DE10047345A DE10047345B4 (de) | 2000-09-22 | 2000-09-25 | Wärmebehandlungsverfahren eines Siliciumwafers und behandelter Siliciumwafer |
| DE10066099A DE10066099B4 (de) | 2000-09-25 | 2000-09-25 | Wärmebehandlungsverfahren für einen Siliciumwafer |
| DE10066106A DE10066106B4 (de) | 2000-09-25 | 2000-09-25 | Verfahren zur Wärmebehandlung eines Siliciumwafers |
| DE10066107A DE10066107B4 (de) | 2000-09-25 | 2000-09-25 | Verfahren zur Wärmebehandlung eines Siliciumwafers |
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